(57)【要約】【課題】高Ｍｎ含有量に加えて高Ａｌ含有量を有する鋼から平鋼製品を製造する経済的で信頼性の高い方法を提供することにある。【解決手段】本発明の熱間圧延平鋼製品の製造方法は、鉄および不可避の不純物以外に、０．５〜１．３％（重量％、以下同様）のＣ：１８〜２６％のＭｎ：５．９〜１１．５％のＡｌ：１％より少量のＳｉ：８％より少量のＣｒ：３％より少量のＮｉ：２％より少量のＭｏ：０．１％より少量のＮ：０．１％より少量のＢ：５％より少量のＣｕ：１％より少量のＮｂ：１％より少量のＴｉ：１％より少量のＶ：０．０５％より少量のＣａ：０．１％より少量のＺｒ：０．０４％より少量のＰ：０．０４％より少量のＳを含有する鋼融成物Ｓを融解する工程と、鋼融成物Ｓを鋳造ストリップＧに鋳造する工程と、該鋳造ストリップＧを、少なくとも２０Ｋ／秒の加熱速度で１１００〜１３００℃の初期熱間圧延温度に加熱する工程と、この加熱された鋳造ストリップＧを、熱間圧延ストリップＷに熱間圧延する工程と、該熱間圧延ストリップＷを冷却する工程とを有することを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
・鉄および不可避の不純物以外に、下記元素、すなわち、
Ｃ：  ０．５〜１．３重量％
Ｍｎ：  １８〜２６重量％
Ａｌ：  ５．９〜１１．５重量％
Ｓｉ：  １重量％より少量
Ｃｒ：  ８重量％より少量
Ｎｉ：  ３重量％より少量
Ｍｏ：  ２重量％より少量
Ｎ：  ０．１重量％より少量
Ｂ：  ０．１重量％より少量
Ｃｕ：  ５重量％より少量
Ｎｂ：  １重量％より少量
Ｔｉ：  １重量％より少量
Ｖ：  １重量％より少量
Ｃａ：  ０．０５重量％より少量
Ｚｒ：  ０．１重量％より少量
Ｐ：  ０．０４重量％より少量
Ｓ：  ０．０４重量％より少量
を含有する鋼融成物（Ｓ）を融解する工程と、
・鋼融成物（Ｓ）を鋳造ストリップ（Ｇ）に鋳造する工程と、
・該鋳造ストリップ（Ｇ）を、少なくとも２０Ｋ／秒の加熱速度で１１００〜１３００℃の初期熱間圧延温度に加熱する工程と、
・初期熱間圧延温度に加熱された鋳造ストリップ（Ｇ）を、熱間圧延ストリップ（Ｗ）に熱間圧延する工程と、
・該熱間圧延ストリップ（Ｗ）を冷却する工程とを有し、この冷却は熱間圧延後１０秒以内に開始して、少なくとも１００Ｋ／秒の冷却速度で４００℃より低い温度に冷却する工程であり、
・冷却された熱間圧延ストリップ（Ｗ）を、４００℃までのコイリング温度でコイル（Ｃ）に巻回する工程
を有することを特徴とする熱間圧延平鋼製品の製造方法。
【請求項２】
前記鋼融成物が、０．１〜０．４重量％のＳｉ、３．０重量％より少量のＣｒ、１．０重量％より少量のＮｉ、０．５重量％より少量のＭｏ、０．００５〜０．０４重量％のＮ、０．００５０重量％より少量のＢ、１重量％より少量のＣｕ、０．２重量％より少量のＮｂ、０．３重量％より少量のＴｉ、０．３重量％より少量のＶ、０．００５重量％より少量のＣａ、０．００５重量％より少量のＺｒ、０．０１〜０．０３重量％のＰまたは０．００５〜０．０２重量％のＳを含有していることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
【請求項３】
前記鋼融成物の鋳造ストリップ（Ｇ）への鋳造は、２ローラ鋳造機で行われることを特徴とする請求項１または２記載の製造方法。
【請求項４】
前記鋳造ストリップ（Ｇ）の厚さは最大５ｍｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項５】
前記初期熱間圧延温度への急速加熱は、誘導加熱装置（５）により行われることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項６】
前記鋳造ストリップ（Ｇ）が加熱される初期熱間圧延温度は、少なくとも１１５０℃であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延中に達成される変形度は、少なくとも１０％、より詳しくは１０〜２０％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延の最終熱間圧延温度は、１０００〜１０５０℃であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延はワンパスで行われることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項１０】
前記熱間圧延ストリップ（Ｗ）の急速冷却は、熱間圧延の終了後１０秒以内に行われることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項１１】
前記熱間圧延より前に行われる製造工程は、保護雰囲気（Ａ）の下で行われることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項１２】
得られる熱間圧延ストリップ（Ｗ）は、９００〜１１５０℃の焼きなまし温度での熱間圧延ストリップ焼きなましを受けることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項記載の製造方法。
【請求項１３】
前記鋳造ストリップ（Ｇ）のＡｌ含有量は少なくとも１０重量％であることを特徴とする請求項１２記載の製造方法。
【請求項１４】
前記熱間圧延ストリップ（Ｗ）は、冷間圧延ストリップに冷間圧延されることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高Ｍｎ含有量に加えて５．９〜１１．５重量％のＡｌ含有量を有する高強度かつ高延性マンガン鋼から熱間圧延平鋼製品を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
この種の鋼およびその製造方法は、例えば下記特許文献１から知られている。該特許文献１に開示された方法によれば、適当な組成を有する溶融鋼から、小さい直径を有するブロックが鋳造され、次に熱間圧延されてバーストックを形成する。このようにして得られた材料の伸びおよび切欠き衝撃強度は、８００〜１２５０℃での熱処理により改善される。このようにして得られたストックから、航空機、床材、ギア、弁等のコンポーネンツが作られる。
【０００３】
最近の進展から、上記種類の鋼は、高強度、高変形性、非常に小さい密度およびこれに伴う小さい重量等の特性の非常に良い組合せを有することから、平らな製品、したがって鋼ストリップまたはシート、特に自動車用部品、より詳しくは自動車のボディまたはシャーシ部品の構造に特に適していることが証明されている。
【０００４】
しかしながら、ここでの問題は、これらの鋼は、高炭素含有量の鋼に通常行われる従来の手順を通して生じる合金化状態のため、加工が困難なことである。かくして、既知の鋼は、鋳造中および凝固中に、ＭｎおよびＡｌの心部凝離（core segregations, Kernsegregationen（英、独訳））を引き起こす高い傾向を有している。また、このため、連続鋳造中に表面割れが生じたり、ストランドを鋳型から取出すときに背中曲がり（bending back, zurueckbiegt（英、独訳））が生じる危険が大きい。また、一般に、これらの熱伝導率が小さいため、これらの鋼から鋳造されたスラブを熱間圧延に必要な温度まで上昇させるには長い予熱時間が必要である。スラブの長時間のオーブン滞留に付随して、表面脱炭をもたらす顕著な傾向が生じる。同時に、熱伝導率が小さいと、冷間圧延ストリップの縁部の再結晶化慣性（recrystallisation inertia, Rekristallisationstraegheit（英、独訳））が生じる結果として、予熱中に大鋼片および熱間圧延割れが形成されるという問題が生じる。最後に、これらの鋼は、熱間圧延中および冷間圧延中に加熱および冷却に対して極めて高い抵抗性を有し、これらの抵抗性は、例えばＲＳＨ鋼または慣用の高合金Ｍｎ鋼のような他の高合金鋼よりかなり大きい。
【０００５】
下記特許文献２から、このような慣用的組成からなるオーステナイト構造の高マンガン含有熱間圧延鋼から平鋼製品を製造する方法が知られており、この高マンガン含有熱間圧延鋼は、鉄および不可避の不純物を除き、０．８５〜１．０５重量％のＣ、１６〜１９重量％のＭｎ、２重量％までのＳｉ、０．０５０重量％までのＡｌ、０．０３０重量％までのＳ、０．０５０重量％までのＰ、０．１重量％までのＮ、および任意であるが「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ」から選択された１つまたは複数の元素を含有し、それぞれ、Ｃｒ含有量は１重量％まで、Ｍｏ含有量は１．５重量％まで、Ｎｉ含有量は１重量％まで、Ｃｕ含有量は５重量％まで、Ｔｉ含有量は０．５０重量％まで、Ｎｂ含有量は０．５０重量％まで、Ｖ含有量は０．５０重量％までである。ここで、鋼ストリップまたは鋼シートの再結晶化表面部分は１００％に等しく、一方、析出炭化物は０％に等しい。同時に、鋼の平均粒度は１０μｍ以下である。このようにして製造された既知の鋼の強度は、１２００ＭＰａより大きく、強度と破断伸びとの積は６５０００ＭＰａより大きい。
【０００６】
これを達成するため、既知の方法によれば、同じ組成の鋼融成物を鋳造して、半成品例えばスラブ、薄スラブまたは鋳造ストリップを形成する。半成品は１１００〜１３００℃の温度に加熱され、少なくとも９００℃の圧延終時温度で熱間圧延シートに圧延される。必要ならば、次に、ストリップ表面の所望の完全結晶化を達成すべく保持時間が観察される。得られた熱間圧延ストリップは、次に、少なくとも２０℃／秒の冷却速度で４００℃の最高コイリング温度に冷却され、コイルに巻回される。このようにして得られた熱間圧延ストリップは、次に、必要に応じて中間焼きなましを行って、冷間圧延ストリップに圧延される。
【０００７】
特許文献２から知られた方法は、製錬中に脱酸のためにＡｌを使用できるが、ＡｌＮの析出を防止するためＡｌ含有量が最高０．０５重量％に制限された鋼の製造を意図したものである。したがって、ＡｌＮ析出物の存在は、既知の方法で製造される鋼ストリップの変形中に割れ（クラック）を発生させる危険を有する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】独国特許ＤＥ−ＡＳ  １  ２６２  ６１３号明細書
【特許文献２】米国特許第７，７９４，５５２（Ｂ２）号明細書
【特許文献３】独国特許出願公告第１０３  ２３  ７９６（Ｂ３）号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記従来技術の背景に対し、本発明の目的は、高Ｍｎ含有量に加えて高Ａｌ含有量を有する鋼から平鋼製品を製造する経済的で信頼性の高い方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明によれば、上記目的は、特許請求の範囲の請求項１に記載の方法により達成される。本発明による方法の有利な形態が、実施態様項に記載されている。
【００１１】
本発明の熱間圧延平鋼製品の製造方法によれば、鉄および不可避の不純物以外に、Ｃ：０．５〜１．３重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ａｌ：５．９〜１１．５重量％、Ｓｉ：１重量％より少量、Ｃｒ：８重量％より少量、Ｎｉ：３重量％より少量、Ｍｏ：２重量％より少量、Ｎ：０．１重量％より少量、Ｂ：０．１重量％より少量、Ｃｕ：５重量％より少量、Ｎｂ：１重量％より少量、Ｔｉ：１重量％より少量、Ｖ：１重量％より少量、Ｃａ：０．０５重量％より少量、Ｚｒ：０．１重量％より少量、Ｐ：０．０４重量％より少量、Ｓ：０．０４重量％より少量を含有する、鋼が最初に融解される。
【００１２】
ここで、本発明の実用的形態では、合金元素Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｚｒ、ＰおよびＳを単独または他の元素と結合した形態の含有量は、０．１〜０．４重量％のＳｉ、３．０重量％より少量のＣｒ、１．０重量％より少量のＮｉ、０．５重量％より少量のＭｏ、０．００５〜０．０４重量％のＮ、０．００５０重量％より少量のＢ、１重量％より少量のＣｕ、０．２重量％より少量のＮｂ、０．３重量％より少量のＴｉ、０．３重量％より少量のＶ、０．００５重量％より少量のＣａ、０．００５重量％より少量のＺｒ、０．０１〜０．０３重量％のＰまたは０．００５〜０．０２重量％のＳである。
【００１３】
この場合、上記組成をもつ鋼融成物は、例えば慣用的な２ローラ鋳造機において、それ自体は既知の態様で鋳造され、鋳造ストリップを形成する。
【００１４】
融成物を鋳造ストリップに鋳造することの長所は、凝離（segregations, Seigerungen（英、独訳））の少ない急速硬化の結果としてのストリップ鋳造が行えることである。このことは、本発明により製造される種類の高合金鋼では特に有利である。なぜならば、合金元素のより均一な分散により、得られる製品の均質なストリップ特性および最適品質が達成されるからである。
【００１５】
鋳造ストリップを製造する場合に、慣用的な２ローラ鋳造機を使用するならば、鋳造ストリップは、鋳造機から垂直方向に出て、ストランド案内装置により弧状に偏向されて水平な搬送方向を移動する。次に、鋳造ストリップは、鋳造機から加熱装置に至る過程で、一般に１０〜２０Ｋ／秒の冷却速度で、一般に７００℃以上の中間温度に冷却される。本発明によれば、この温度損失はできる限り小さく維持され、このため、鋳造機を出るときの鋳造ストリップの固有鋳造熱（intrinsic casting heat, innewohnende Giesshitze）は、加熱装置が可能な限り最大に保持される。これにより、ここで行われる初期熱間圧延温度への温度上昇にとって加熱装置に要求されるエネルギ量は、最小限にすることができる。
【００１６】
本発明によれば、１１００〜１３００℃の範囲内のそれぞれの初期熱間圧延温度への鋳造ストリップの加熱は、少なくとも２０Ｋ／秒の加熱速度で行われる。
【００１７】
このようにして初期熱間圧延温度に急速加熱された鋳造ストリップは、次に、ワンパス以上のパスで熱間圧延ストリップに熱間圧延される。
【００１８】
次に、本発明による熱間圧延の終時から１０秒以内に、冷却が開始する。この冷却の間、得られた熱間圧延ストリップは少なくとも１００Ｋ／秒の冷却速度で４００℃より低い温度に冷却される。この急速冷却により、炭化物または金属間層のような脆化硬化を有するコンポーネンツの形成が抑制される。
【００１９】
最後に、冷却された熱間圧延ストリップは、４００℃までのコイリング温度で巻回され、コイルを形成する。
【００２０】
本発明による方法の個々の作業段階は、中断されない連続シーケンスで行われる。
【００２１】
本発明は、対応する組成を有する最大５ｍｍ、より詳しくは３〜５ｍｍ厚さの薄い融成物からストリップを鋳造する場合には、高含有量のＣ、ＭｎおよびＡｌを有する鋼から縁割れまたは表面割れの無い平鋼製品を首尾良く製造できるという知識に基づいている。したがって、鋳造ストリップの厚さは、製造される熱間圧延平鋼製品が最終的に有する厚さの範囲内にある。
【００２２】
ストリップ鋳造および鋳造後の鋼の関連する急速硬化に、本発明による高含有量のＣ、ＡｌおよびＭｎを有する鋼の鋳造方法を使用することにより、鋳造ストリップの心部凝離が生じる頻度を少なくできる。鋳造ストリップの鋳造中に、横方向の割れおよび亀裂割れ（crazing, Sternchenrisse（英、独訳））は全く生じないし、縦割れのみが極く僅かに見られるに過ぎない。２ローラ鋳造機でストリップを鋳造するとき、鋳造ローラの力の変動による心部凝離の発生は制御できる。最大僅かに５ｍｍ、より詳しくは３〜５ｍｍの厚さを有する本発明の薄い鋳造ストリップは、ローラを出るとき、ギャップは小さい曲げ応力を有する好ましい断面を有している。したがって、鋳造ストリップは、加工のための他のステーションを通るときに、垂直方向から水平方向への搬送方向の変化時の問題なくして曲げることができる。
【００２３】
同時に、ストリップ鋳造を用いることにより、骨の折れるスラブ加熱がもはや不要となるため、表面脱炭は大幅に低減される。熱間圧延中に割れが形成される危険は最小になる。なぜならば、本発明により熱間圧延の前に行われる急速加熱中に、均一な温度分散が達成されるからである。
【００２４】
本発明による鋳造ストリップは、樹枝状周辺ゾーンおよび球状心部を有する３層鋳造構造に特徴を有する。
【００２５】
鋳造ストリップは、鋳造機を出るときの固有鋳造熱を最大に使用して、１１００〜１３００℃の必要初期熱間圧延温度に加熱される。ここで、加熱は、より詳しくは、少なくとも２０Ｋ／秒の加熱速度で、できる限り早く行われる。
【００２６】
本発明により行われる加熱により、鋳造ストリップに生じる温度上昇は一般に２５０℃であり、この場合、最小温度上昇は一般に５０℃である。本発明により行われるストリップの急速加熱による好ましくない析出の発生を防止することとは別に、ストリップの幅を横切る方向の温度分散が特別に設定される。したがって、一方では、急速加熱により温度分散を均一化できる。他方では、熱間圧延工程中に鋳造ストリップの或る変形挙動を達成するため、鋳造ストリップの幅を横切る方向に一定の温度プロファイルが生じるように加熱することもできる。このようにして、高価な付加的処置を必要とすることなく、ストリップの不均一性、方向安定性からの逸脱、ストリップの他の幾何学的欠陥を防ぐことができる。
【００２７】
初期熱間圧延温度への急速加熱を行うには、上記特許文献３に開示されているような誘導加熱装置が特に適している。圧延すべき製品の急速加熱またはソーキングのために誘導炉を使用することの長所は、圧延材料を、短時間で、正確に一定温度に加熱できることにある。
【００２８】
急速加熱中に到達する初期熱間圧延温度は、熱間圧延中の鋳造ストリップに対する圧延抵抗および作業が最小になるように選択される。これは、初期熱間圧延温度が少なくとも１０５０℃である場合に特に有利である。本発明により行われる熱間圧延の最終熱間圧延温度は、一般に１０００〜１０５０℃である。この条件は、本発明により製造される鋼のアルミニウム含有量が多いために、狭い温度範囲内で処理すべきであるという知識に基づいている。
【００２９】
ストリップ鋳造と一緒に行われる鋳造バンドの熱間圧延により、鋳造ストリップの加工工程および材料に関連する心部空隙率が低下され、微小構造の均質性が促進され、したがってストリップの特性全体が改善される。
【００３０】
圧延自体が困難な鋳造ストリップの熱間圧延はまた、熱間圧延前の鋳造ストリップが最終寸法に近い厚さを有するという事実により容易になり、したがって、熱間圧延中にのみ比較的低い変形度を達成する必要がある。これらは、一般に、少なくとも１０％、より詳しくは１０〜２０％である。このように低い変形度はワンパスで達成され、これは、本発明による方法の経済効率の最適化に更に寄与する。
【００３１】
熱間圧延に続いて少なくとも１００Ｋ／秒の冷却速度で行われる急速冷却は、最終熱間圧延機を出た後に得られる熱間圧延ストリップにおいて粒子成長を全く生じさせない。また、本発明による方法のこの時点での炭化物、窒化物および浸炭窒化物の析出が防止される。一般に、熱間圧延後の冷却中に達成される冷却速度は、１００〜２５０Ｋ／秒の範囲内にある。
【００３２】
粒子成長の開始を信頼性をもって防止するためには、冷却は、熱間圧延の終時から可能な最短の時間フレーム内で、できる限り遅くすべきであるが、せいぜい１０秒以内にすべきである。
【００３３】
融成物および熱間圧延装置に至る過程での鋳造ストリップの酸化を防止するため、本発明による方法では、熱間圧延の前の作業工程は、保護ガス雰囲気下で行われる。鋳造を待機する鋼融成物のメニスカス領域のそれぞれのストリップ鋳造装置で行われる不活性化により、表面での酸化物被膜形成が低減される。
【００３４】
本発明により得られる熱間圧延ストリップは、一般に５〜５０％のフェライト含有量を有するオーステナイト−フェライト構造を有する。
【００３５】
本発明による鋼には０．５〜１．２重量％の含有量でカーボンを存在させることができ、この場合、０．５重量％よりＣ含有量が多い特別な鋼が考えられる。Ｃ含有量は、固溶体硬化、積層欠陥エネルギの増大および炭化物の形成等の理由により、オーステナイト形成および強度グレードにとって重要である。本発明により製造された熱間圧延ストリップが冷間圧延ストリップに冷間圧延される場合には、冷間圧延ストリップの最終再結晶化焼きなましの後の特別な過時効処理により、冷間圧延ストリップの降伏強度を改善するため、極めて微細な炭化物を析出させることができる。Ｃ含有量が１．２重量％を超える場合には、脆化効果を有する量の炭化物が生じる危険がある。
【００３６】
本発明により製造される鋼には、１８〜２６重量％の含有量でマンガンが存在する。マンガンは、オーステナイト形成にとって重要であり、かつ加工性および変形性に関して好ましい効果を有する積層欠陥エネルギを増大させる。
【００３７】
本発明により製造される鋼は、５．９〜１１．５重量％、より詳しくは６〜１１．５重量％のＡｌを含有する。アルミニウムは、密度を低下させ、固溶体硬化効果を有しかつ積層欠陥エネルギを増大させる。アルミニウムはまた、不動態化効果を有しかつ耐食性を増大させる。非常に高い積層欠陥エネルギを有することから、高いＡｌ含有量は、強度と変形性との特に優れた組合せを有する優位な変形機構としてのいわゆる「剪断曲げ可塑性」の発現をもたらす。しかしながら、アルミニウム含有量が過度に高いと、フェライトに高い脆化ＤＯ３オーダー構造をもたらし、または脆化効果を有するＡｌ含有κ炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の過度の含有をもたらす。
【００３８】
固溶体硬化を得るため、本発明により製造される鋼には、１重量％より少ない含有量、より詳しくは０．１〜０．４重量％の含有量でＳｉを含有させることができる。しかしながら、Ｓｉの含有量が１重量％を超えると、本発明により製造される鋼の溶接および塗装を困難にする。
【００３９】
同様に、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏも固溶体硬化効果を有し、本発明により製造される鋼の耐酸化性および耐食性を改善する。しかしながら、含有量が過度に高いと、Ｃｒは、高い脆化効果を有する特殊炭化物の形成をもたらす。本発明により製造される鋼では、本発明により特定されているような最適使用量である場合、すなわち、Ｃｒ含有量が８重量％、より詳しくは３重量％より少なく、Ｎｉ含有量が３重量％、より詳しくは１重量％より少なく、かつＭｏ含有量が２重量％、より詳しくは０．５重量％より少ない場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの正の効果が得られる。
【００４０】
アルミニウムと共に、窒素は窒化物を形成しかつ強度増強効果を有する。しかしながら、Ｎの含有量が過大であると、本発明により製造される鋼の加工性、表面品質および変形性に負の効果を呈する粗いＡｌＮをもたらす。したがって、本発明による鋼のＮ含有量は、０．１重量％より少なく、より詳しくは０．００５〜０．０４重量％に制限される。
【００４１】
本発明による鋼のＢ含有量は、０．１重量％より少なく、より詳しくは０．００５０重量％より少なく制限される。Ｂは、強度増強効果を有しかつ他の炭化物の発生に対する核生成点として作用するホウ素窒化物を形成する。結晶粒界析出により、過大なＢ含有量は脆化効果を有する。
【００４２】
本発明により製造される鋼では、Ｃｕは固溶体硬化効果を有しかつ耐食性を増大させる。しかしながら、Ｃｕ含有量が過大であると、熱間圧延中または熱間接合中に熱間圧延割れが生じる危険性がある。したがって、本発明により製造される鋼のＣｕ含有量は、５重量％より少なく、より詳しくは１重量％より少なく制限される。
【００４３】
マイクロアロイ元素Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、析出および結晶微細化をもたらし、したがって強度の増強に寄与する。また、これらの元素は、結晶微細化を通して、熱間接合中に鋼に溶接割れが生じる傾向を低下させる。
【００４４】
本発明により製造される鋼がＮｂ、ＴｉおよびＶを有し、各元素の含有量が１．０重量％より少なく、Ｎｂ含有量が０．２重量％より少なく、Ｔｉ含有量が０．３重量％より少なく、かつＶ含有量が０．３重量％より少ない場合には、これらの効果の最適使用が可能である。
【００４５】
０．０５重量％より少ない、より詳しくは０．００５重量％より少ない含有量のＣａは、本発明により製造される鋼におけるＡｌ２Ｏ３およびＦｅＳ等の非金属物質を粒状化処理しかつ変形性を改善する。アルミン酸カルシウムは、アルミナをスラグに変換しかつ純度を向上させる。
【００４６】
本発明により製造される鋼では、０．１重量％、より詳しくは０．００５重量％より少ない含有量のＺｒは、固溶体硬化効果を有する。しかしながら、結晶粒界凝離のため、Ｚｒも脆化効果を有し、本発明により製造される鋼でのこの元素の含有量は制限される。
【００４７】
本発明により製造される鋼では、ＰおよびＳは結晶粒界で凝離しかつ脆化効果を有する。そのため、これらの含有量はできる限り少なくし、より詳しくは０．０４重量％より少なくする。Ｐの含有量は０．０１〜０．０３重量％およびＳの含有量は０．００５〜０．０２重量％が有利である。
【００４８】
本発明により製造される熱間圧延ストリップの最適変形性を保証するため、巻回後でかつ熱間圧延ストリップを更に処理する前に焼きなましが行われる。焼きなましの間、本発明により得られる熱間圧延ストリップは、１１００〜１２００℃の焼きなまし温度で焼きなまされる。熱間圧延ストリップの焼きなましを連続焼きなまし炉内で行う場合には、この目的のために６０〜３００秒の焼きなまし時間を必要とする。本発明により製造される鋼のＡｌ含有量が少なくとも１０重量％である場合には、このような熱間圧延ストリップの焼きなましは特に有効である。このような高Ａｌ含有量の場合には、脆性相の形成を回避するため、熱間圧延後にできる限り早く、より詳しくは少なくとも４０Ｋ／秒の冷却速度で冷却を行うのが有利である。
【００４９】
本発明により得られる熱間圧延ストリップは、任意であるが、コイリングの後に通常の態様でピックリング処理し、コーティングされた状態または非コーティング状態で使用することができる。本発明により製造される熱間圧延ストリップを、任意により行われるピックリング処理の後に、既知の方法例えば腐食防止コーティングのような金属保護コーティングでコーティングすることもできる。本発明により製造される熱間圧延平鋼製品に、熱間圧延ストリップの変形を簡単化できるコーティングを設けることを考えることもできる。
【００５０】
本発明の方法によれば、本発明により得られた熱間圧延ストリップを冷間圧延して、冷間圧延製品を形成し、次に、再結晶化焼きなまし、過時効焼きなまし（微細炭化物による析出硬化）および種々の形態の表面改質（Ｚ、ＺＥ、ＺＮ、ＦＡＬ）を施すことができる。この場合、例えば、冷間圧延およびその後の再結晶化焼きなましにより、心部領域の微小構造が凝縮および均質化される。
【００５１】
非常に小さい厚さを有する平鋼製品を必要とする場合には、本発明により製造される熱間圧延ストリップは、冷間圧延ストリップを既知の方法によりワンパス以上のパスで加工できる。これは、周囲環境の影響から保護する必要がある場合に、表面コーティングすることができる。
【００５２】
ストリップが最終寸法近くに既に鋳造されていること、および熱間圧延および冷間圧延中に必要な極く僅かに変形するに過ぎないことから、本発明により製造される鋼の熱間圧延および冷間圧延に対する固有の高抵抗は、殆ど取るに足りな効果を有するに過ぎない。これにより、小さい厚さの平鋼製品を、圧延処理に関して問題がある本発明により製造される種類の鋼からでも作ることを可能にする。
【００５３】
以下、実施形態を用いて本発明をより詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】熱間圧延ストリップＷの製造ライン１を示す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００５５】
連続製造シーケンスを行うべく設置された製造ライン１は、慣用の２ローラ鋳造機１からなり、該鋳造機１では、融成物Ｓが、互いに反対方向に回転する２つのローラ２、３で限定されたギャップ内で、鋳造ストリップＧに鋳造される。鋳造ストリップＧの厚さは一般に３〜５ｍｍである。垂直方向に出てくる鋳造ストリップＧは、ストランド案内装置を介して、それ自体は既知の態様で水平な搬送方向Ｆに偏向され、ストランド案内装置の端部に配置されたコンベア装置４により前方に駆動される。
【００５６】
このようして整合されかつ搬送方向Ｆに移動する鋳造ストリップＧは、加熱装置５に入る。加熱装置５に入る過程で、鋳造ストリップＧは、１０〜２０Ｋ／秒の冷却速度で中間温度に冷却される。
【００５７】
加熱装置５では、該加熱装置５に入る、中間温度を有する鋳造ストリップＧは、搬送方向Ｆに対して横方向に配置されたインダクタ６により、初期熱間圧延温度（一般に１１００〜１３００℃の範囲、より詳しくは少なくとも１１５０℃である）に誘導加熱される。
【００５８】
加熱装置５を通ることにより、インダクタ６により発生される電磁界の結果として達成される鋳造ストリップＧの温度上昇は、３００℃、一般に５０〜１５０℃までである。ここで、例えば上記特許文献３に開示されたインダクタ６は、一方で、鋳造ストリップＧをその全幅に亘って均一に加熱でき、他方で鋳造ストリップＧに一定の温度プロファイルを設定できるように調節および制御できる。
【００５９】
融成物Ｓおよび鋳造ストリップＧが周囲大気Ｕと接触するのを防止するため、２ローラ鋳造機１、ストランド案内装置、コンベア装置４および加熱装置５は、保護ガス雰囲気Ａ下で維持されている。
【００６０】
加熱装置５の後、鋳造ストリップＧは、圧延機９に入る。圧延機では、鋳造ストリップＧは、ワンパスにより熱間圧延され、一般に２．４〜４．５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップＷとなる。ここで、熱間圧延ストリップＷが最終圧延機９を搬送方向Ｆに出るときの最終熱間圧延温度は、一般に１０００〜１０５０℃の範囲内にある。単一のフィードローラにより達成される変形度は、一般に１０〜３０％の範囲内にある。
【００６１】
得られた熱間圧延ストリップＷは、圧延機９を出て１０秒以内に、冷却装置１０内で一般に１００〜２００Ｋ／秒の冷却速度で、３００〜４００℃の範囲内のコイリング温度に冷却され、このコイリング温度で、コイリング装置１１によりコイルＣに巻回される。
【００６２】
コイリングの後、熱処理装置（ここには図示せず）内で、熱間圧延ストリップの焼きなましを行うことができる。
【００６３】
製造ライン１では、融成物Ｓ１〜Ｓ３から４つの熱間圧延ストリップが製造され、融成物Ｓ１〜Ｓ３の組成は表１に示されている。
【００６４】
融成物Ｓ１〜Ｓ３の各々から鋳造されたストリップＧは、加熱装置５に至る途中で、各場合に約１５Ｋ／秒の冷却速度で冷却され、加熱装置５内で、温度上昇ΔＴで、それぞれの初期熱間圧延温度ＷＡＴに加熱され、熱間圧延機９において、各場合に全変形度φｇおよび最終熱間圧延温度ＷＥＴで、スリーパスにより、厚さｄＷＢを有する熱間圧延ストリップＷに熱間圧延される。この直ぐ後に、熱間圧延ストリップＷが、各場合に、冷却速度ｔｋでそれぞれのコイリング温度ＨＡＴに冷却され、このコイリング温度ＨＡＴで、熱間圧延ストリップＷは、各場合にコイルＣに巻回される。表２には、鋼Ｓ１〜Ｓ３から鋳造されたストリップＧを処理するために各場合に示されたパラメータΔＴ、ＷＡＴ、ＷＥＴ、φｇ、ｄＷ、ｔｋおよびＨＡＴが示されている。
【００６５】
鋼Ｓ３から製造された熱間圧延ストリップは、コイリングの後、連続焼きなまし炉内で、１１００℃で１２０秒間、焼きなましを受ける。これにより、この鋼Ｓ３から製造された、Ｃ、ＭｎおよびＡｌの含有量が多い熱間圧延ストリップであっても、表面欠陥は信頼性をもって防止される。
【００６６】
表３は、本願で説明した本発明の手順により鋼Ｓ１〜Ｓ３から製造された熱間圧延ストリップの厚さｄＷＢ、密度ρＷＢ、降伏強度Ｒｐ０．２、引張り強度Ｒｍ、伸びＡ８０、ｎ値およびｒ値の機械的特性と一緒に構造を示している。
【００６７】
【表１】
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【表２】
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【表３】
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【符号の説明】
【００６８】
１  製造ライン
２、３  鋳造ローラ
４  搬送装置
５  加熱装置
６  インダクタ
９  圧延機
１０  冷却装置
１１  コイリング装置
Ａ  保護ガス雰囲気
Ｃ  コイル
Ｆ  搬送方向
Ｇ  鋳造ストリップ
Ｓ  融成物
Ｕ  周囲大気
Ｗ  熱間圧延ストリップ
【図１】
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【国際調査報告】
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