JP2006520692A - 鋼製品の処理方法、および該方法を使用して製造された製品 - Google Patents

Abstract

本発明は、鋼製品を圧延機スタンドの一組の回転ロール間に通して鋼製品を圧延する、鋼製品の処理方法に関する。本発明により、一方のロールがより速く回転するロールであり、他方のロールがより遅く回転するロールであるように、圧延機スタンドのロールが異なった周速度を有し、該より速く回転するロールの周速度が、該より遅く回転するロールの周速度より、少なくとも５％、最高で１００％高く、該鋼製品の厚さが、各通し毎に最大で１５％減少し、圧延が最高温度１３５０℃で行われる。本発明は、この方法を使用して製造される鋼製品、およびこの鋼製品の使用にも関する。

Description

発明の分野

本発明は、鋼製品を圧延機スタンドの一組の回転ロール間に通す、鋼製品の処理方法に関する。この圧延機スタンドは、一基以上の圧延機スタンドからなる圧延装置の一部でよい。

圧延は、金属一般、特に鋼、に所望の寸法および特性を与えるための非常に標準的な操作である。鋼製品の所望の最終的な幾何学的構造を得ることに加えて、圧延は、圧延の際および後に起こる冶金学的な過程の結果、その構造も改良する。

しかし、従来の圧延は、広範囲の製品にとって、通常は平面ひずみ圧縮処理と考えられており、場合によっては好ましくない、あるいは許容できない程の著しい変化を厚さにもたらす。例えば、重構造では、とりわけ洋上プラットフォームまたは橋の製造には厚さ６０〜１５０ｍｍの鋼板が必要になる。鋳鋼スラブは、現在最大厚さが４００ｍｍ未満であるので、１５０ｍｍに圧延することにより引き起こされる厚さの変化は、約６０％にしかならない。従来の圧延機スタンドを通る各通し毎に、通常、厚さが１０〜３０％変化する。

スラブの鋳造により、スラブ中に、鋳造工程に固有の特徴である細孔が生じることがある。この細孔は、スラブが十分な回数圧延される結果として作用する圧力により塞がれる。しかし、非常に大きな厚さを有するプレートを形成する必要がある場合、圧延により、スラブの最も外側の層にある細孔が塞がれるだけで、材料のコアにある細孔は塞がれない。しかし、材料のコアにある細孔は、材料の機械的特性、特にプレートの靱性、にとって非常に不利である。また、結晶粒微細化は、プレートの最も外側の層でのみ起こる。圧力をかけて細孔を塞ぎ、プレートのコア中でも結晶粒微細化を達成するためには、厚いスラブを通す圧延度を高くしなければならないが、スラブの出発厚さと鋼製品の最終厚さとの組合せにより、厚さを大きく減少させることが不可能であることが多い。

厚さを大幅に低下させずに、相当ひずみを製品中に導入することは、試料の寸法を変えずに極度のせん断ひずみを作用させるEqual Channel Angular Extrusion（ＥＣＡＥ）法で小さな試料を使用する実験室条件下では可能である。ＥＣＡＥでは、ある角度で出会う、等断面積の２本の通路を有するダイを通してビレットを押し出す。理想的な状況下では、ビレットは、通路が交差する平面を横切る時、２本の通路間の角度により決定される量でせん断される。この過程の際に断面積は変化しないので、これを繰り返し、ひずみを蓄積することができる。しかし、この実験室技術は、非常に大きい処理力が必要であり、この方法の規模を拡大して通常の寸法を有する平らな製品に適用することは不可能なので、鋼製品の工業的製造に使用することはできない。

発明の具体的説明

本発明の目的は、鋼製品の厚さを相当に減少させることなく、大きな相当ひずみを鋼製品中に導入する方法を提供することである。

鋼製品を処理し、それによって製造される製品の特性を改良することができる方法を提供することも本発明の目的である。

本発明のさらに別の目的は、製造される製品中に結晶粒微細化を引き起こす、鋼製品の処理方法を提供することである。

本発明のさらに別の目的は、鋳鋼を連続的に処理し、それによってスラブまたはストリップの特性が改良される方法を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、鋳鋼スラブまたはストリップを連続的に処理し、それによって鋳造材料中の細孔を塞ぐことができる方法を提供することである。

この方法を使用して製造された、機械的が改良された鋼製品を提供することも本発明の目的である。

本明細書では、鋼は、あらゆる鉄合金、例えば超低炭素鋼、低炭素鋼、中−高炭素鋼、電気鋼(electrical steel)、およびステンレス鋼、を含んでなると考えるべきである。本明細書における鋼製品は、インゴット、スラブ、ブルーム、ビレット、バー、ロッド、ストリップおよび輪郭の付いた断面を有する鋼材を含んでなる。

これらの目的の一つ以上は、鋼を、圧延機スタンドの一組の回転ロール間に通し、鋼製品を圧延する、連続的に鋳造された鋼製品を処理する方法であって、一方のロールがより速く回転するロールであり、他方のロールがより遅く回転するロールであるように、圧延機スタンドのロールが異なった周速度を有し、該より速く回転するロールの周速度が、該より遅く回転するロールの周速度より、少なくとも５％、最高で１００％高く、該鋼製品の厚さが、各通し毎に最大で１５％減少し、圧延が最高温度１３５０℃で行われる、方法により達成される。

これらのロールに異なった周速度を与える結果、鋼製品中にせん断が起こり、製品の厚さ全体にわたって起こることが分かっている。これには少なくとも５％の速度差が必要であることが分かった。せん断により、連続的に鋳造された材料の中にある細孔がかなりの程度に塞がれる。このために厚さを大幅に変える必要はなく、厚さの変化は最大１５％で十分である。好ましくは、この厚さ減少は、最大で８％、より好ましくは最大で５％である。これは、処理の開始時における鋼製品の寸法を厚さ方向で大きく減少させることができない、これらの鋼製品の処理では、厚さが実質的に維持されるので、特に有利である。

さらに、本発明の圧延により、圧延された材料の厚さ全体にわたって結晶粒微細化が得られることも重要であり、これはスラブまたはストリップの機械的特性に有利である。とりわけ、材料の強度が増加する。より小さな結晶粒の有益な効果は一般的に公知である。

この圧延は、高温で行うのが好ましい。しかし、製造すべき鋼製品の表面上における低融点酸化物の形成は避けなければならないので、最高温度は１３５０℃に制限する。高温により、圧延作業がより円滑になる。

本発明の処理により、横方向への広がりが少ない圧延シートが得られることも期待される。

より速く回転するロールの周速度は、より遅く回転するロールの周速度よりも、好ましくは最大５０％高く、より好ましくは最大２０％高い。速度の差が大きいと、ロールと鋼製品との間で滑りが生じ、せん断が不均質になる危険性が非常に大きくなる。

有利な実施態様では、圧延機を、これらのロールが異なった直径を有するように設計する。これによって、周速度に所望の差を持たせることができる。

別の有利な実施態様では、これらのロールが異なった回転速度を有する。これによっても、回転速度に所望の差を持たせることができる。

これら２つの手段を組み合わせる、すなわち異なった直径および異なった回転速度を有するロールを組み合わせ、ロールの周速度に所望の差を持たせることも可能である。

本方法の有利な実施態様では、鋼製品をロール間に、これらのロールの中央軸を通る平面と直角に対して角度５〜４５°で導入する。鋼製品をロール間にある角度で導入することにより、ロールは鋼製品を掴み易くなり、それによって厚さの変化をできるだけ低く維持することができる。実験により、鋼製品をロール間にある角度で導入すると、圧延後、鋼製品の直線性が改良されていることも分かった。鋼製品は、好ましくは１０〜２５°、より好ましくは１５〜２５°の角度で供給するが、これは、そのような角度で、鋼製品は良好なレベルの直線性で圧延機から出るためである。この効果は、鋼製品のサイズ減少、鋼製品の種類、および合金および温度によっても異なることに注意すべきである。

この目的には、最初に圧延を行った後、処理操作を一回以上繰り返すのが好ましい。例えば、本発明の処理操作を３回行うことにより、十分に良好な結晶粒微細化が達成される。しかし、処理操作を行う必要がある回数は、鋼製品の厚さ、ロールの周速度の差、および所望の結晶粒微細化によって異なる。各処理操作の際、鋼製品をロール間に、５〜４５°、好ましくは１０〜２５°、より好ましくは１５〜２５°の角度で導入するのが望ましい。

本発明の処理操作を多数回繰り返す場合、有利な実施態様では、各通し毎に反対方向で鋼製品を圧延機スタンドに通過させることができる。鋼製品は各圧延操作の後、方向を変え、常に同じ圧延機スタンドを通過することになる。この場合、各通し毎に、ロールは反対方向に回転しなければならない。この場合も、鋼製品は、ある角度でロール間に導入するのが望ましい。

別の有利な実施態様では、鋼製品を２基以上の圧延機スタンドに連続的に通過させる。この方法は、主としてストリップ材料に好適であり、これによって材料は、所望の処理操作を非常に迅速に受けることができる。

本発明の好ましい実施態様では、圧延を、少なくとも表皮層が実質的にオーステナイト系構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にオーステナイト系構造を有する鋼製品に対して行う。典型的な最低温度は、超低炭素鋼に対する９００℃から、低炭素鋼に対する８００〜８７０℃（無論、化学組成によって異なる）、０．８％Ｃを含む鋼に対する約７２３℃までの範囲内である。すべての場合、最高温度は１３５０℃である。オーステナイト系ステンレス鋼を圧延する場合、圧延はオーステナイト構造に対して行う。

第二の好ましい実施態様では、圧延を、少なくとも表皮層が実質的にオーステナイト系−フェライト系の２相構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にオーステナイト系−フェライト系の２相構造を有する鋼製品に対して行う。典型的な温度は、低炭素鋼に対して７２３℃から８００〜８７０℃である。温度範囲は、炭素含有量の増加と共に低下し、０．８％Ｃを含む鋼に対する約７２３℃の共析点まで低下する。

第三の好ましい実施態様では、圧延を、少なくとも表皮層が実質的にフェライト系構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にフェライト系構造を有する鋼製品に対して行う。炭素含有量が０．０２％を超える低炭素鋼では最高温度が約７２３℃であるのに対し、炭素含有量が低い鋼、例えば超低炭素鋼、では最高温度が約８５０℃である。ここで、フェライト系、フェライト系−オーステナイト系およびオーステナイト系領域に対するこれらの温度境界は、鋼の組成および鋼の加工熱履歴によって異なることに注意すべきである。相転移は、臨界温度を超えた後は瞬間的ではなく、従って、転移鋼は、鋼製品の中央層と比較して異なった相の表皮層を有することがある。

本発明の別の有利な実施態様では、圧延を０℃〜７２０℃の温度で行う。これは、フェライト系鋼製品冷間圧延のみならず、マルテンサイト系構造またはオーステナイト系ステンレス鋼構造を有する鋼の有利な圧延も含む。

本方法の前または後に、ロール同士が実質的に等しい周速度を有する圧延機を使用して行う圧延操作を行うこともできる。これによって、例えば、正確に所望の厚さまたは平滑性を製品に与えることができる。

別の有利な実施態様では、
・鋼ストランドを連続的に鋳造する工程、
・所望により、鋳造機械と圧延装置の間で、鋼ストランドを加熱および／または温度均質化する工程、
・所望により、圧延装置の、実質的に等しい周速度を有するロールを備えた一基以上の圧延機スタンドで鋼製品を圧延する工程、
・所望により、最後の圧延工程の後で、加速冷却する工程、
・所望により、圧延の前または後で、鋼製品をスラブまたはコイルに切断する工程、
・所望により、鋼製品を巻き取る工程、
・鋼製品を冷却する工程
を含んでなる方法により、鋼製品を製造する。

最も一般的に使用される鋼スラブの製造方法では、鋼ストランドを連続鋳造し、それを厚さ２００〜４００ｍｍの鋼スラブに切断する。鋳造後、これらのスラブを通常は周囲温度に冷却してから、熱間ストリップミルの炉に導入する。場合により、スラブが鋳造からまだ温かいか、または高温である間に、スラブを炉中に導入することができる（それぞれ「熱間装填」または「直接装填」と呼ばれる）。

連続鋳造されたストランドの厚さは、好ましくは１５０ｍｍ未満、より好ましくは１００ｍｍ未満、さらに好ましくは薄スラブ鋳造用の８０ｍｍ未満である。

鋳造されたストランドは、鋳造後に切断装置を使用して切断することができる。こうして得られたスラブは、後で処理するために貯蔵し、冷却するか、または直ちに処理することができる。前者の場合、スラブは圧延の前に再加熱を必要とする場合があり、後者の場合にはスラブの温度均質化を必要とする場合がある。仕上げ圧延の後、圧延された製品を加速冷却を使用して冷却し、所望により巻き取る。最終処理工程の後、鋼製品は周囲温度に冷却するか、または冷却させる。鋳造ストランドがスラブに切断されず、連続、エンドレスまたは半エンドレス圧延により直ちに処理される場合、巻き取った製品は、後の圧延処理工程で、例えば所望により使用するコイラーの前で、切断される。無論、本発明の圧延は、鋳造工程と最終的な冷却工程の間のどこかで、あるいはその後ででも行うことができる。

コイルに巻き取る前に、鋼製品は加速冷却にかけることができる。最終的な処理工程の後に、鋼製品は周囲温度に冷却するか、または冷却させる。

本発明の別の実施態様では、連続的に鋳造されたストランドの厚さは、好ましくは２０ｍｍ未満、より好ましくは１０ｍｍ未満、さらに好ましくは５ｍｍ未満である。

鋳造微小構造を有する鋳造ストランドは、鋳造後に、切断装置を使用して切断することができる。こうして得られたスラブは、後で処理するために貯蔵し、冷却するか、または直ちに処理することができる。前者の場合、スラブは圧延の前に再加熱を必要とする場合があるか、または最終製品として使用することができる。後者の場合、スラブは温度均質化を必要とする場合がある。ストリップ−鋳造された鋼製品の欠点の一つは、ストリップがほとんど圧延されていないので、最終製品が大部分鋳造微小構造をなお有していることである。従って、最終製品の機械的特性が比較的乏しく、そのために最終製品の使用が限られ、従来の厚いスラブまたはより最近の薄いスラブ経路を通して得られる製品の標準に適合しない。本発明の圧延処理中に、厚さが大幅に低下せずに、微小構造は鋳造構造から加工された微小構造に変換され、それによって鋼製品の最終特性が大きく改良される。仕上げ圧延の後、圧延された製品を加速冷却を使用して冷却し、所望により巻き取る。最終処理工程の後、鋼製品は周囲温度に冷却するか、または冷却させる。鋳造ストランドがスラブに切断されず、連続、エンドレスまたは半エンドレス圧延により直ちに処理される場合、巻き取った製品は、後の圧延処理工程で、例えば所望により使用するコイラーの前で、切断される。仕上げ圧延の後、圧延された製品は加速冷却を使用して冷却することができる。最終処理工程の後、鋼製品は周囲温度に冷却するか、または冷却させる。やはり、無論、本発明の圧延は、鋳造工程と最終的な冷却工程の間のどこかで、あるいはその後ででも行うことができる。

上記２実施態様により処理すべき鋼製品がステンレス鋼である場合、別の利点が得られる。

本明細書では、ステンレス鋼は、フェライト系、オーステナイト系−フェライト系二相鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の両方を含んでなる。これらの鋼は、非合金化または低合金化鋼の耐食性が不十分である用途に一般的に応用されている。二相ステンレス鋼は、通常、耐食性、高強度および良好な延性の組合せを有するので、フェライト系およびオーステナイト系ステンレス鋼の成型性が不十分である用途に使用される。ＥＮ１００８８（１９９５）によるフェライト系ステンレス鋼の典型的な例は、Ｘ２ＣｒＮｉ１２−１．４００３（４１０）Ｘ６Ｃｒ１４−１．４０１６（４３０）であり、オーステナイト系ステンレス鋼の例は、Ｘ５ＣｒＮｉＭｏ１７−１２−２ １．４４０１（３１６）Ｘ５ＣｒＮｉ１８−１０−１．４３０１（３０４）である。これらの鋼は、典型的にはプレート、ストリップ、セミ−、バー、ロッドにおける汎用ステンレス鋼として、および建物、パイプライン、台所用品、ポンプ部品およびバルブ、等のための構築鋼として使用される。

スラブまたはストリップの厚さは、好ましくは各通し毎に最大１５％、好ましくは最大８％、より好ましくは各通し毎に最大５％減少させる。せん断、従って結晶粒微細化は、ロール間の周速度の差によってもたらされるので、結晶粒微細化を得るのに材料の厚さを減少させる必要はない。厚さの減少は、主として材料をロールに掴ませるために必要である。これには厚さの僅かな変化だけが必要であり、これは、薄い連続鋳鋼スラブ、ストリップ鋳造材料およびストリップ材料の場合に有利である。この減少が小さい程、より厚いスラブまたはストリップが各通しの後に残る。その結果、連続鋳造スラブおよびストリップ材料の可能な用途が増加する。本発明の方法を使用することにより、厚さを大幅に減少させる必要なしに、より優れた機械的特性が鋼製品に与えられる。本発明の方法は、すでに比較的薄い鋼製品に、より優れた特性を与えるために使用できるので、より厚い、連続鋳造されたプレートおよびストリップ材料も、これによってより優れた機械的特性を備え、工業的に使用できることが期待される。

元素Ｎｂ、Ｖ、ＴｉまたはＢの一種以上で微量合金化された（これらの鋼等級は、通常ＨＳＬＡ鋼（高強度、低合金）と呼ばれる）高強度鋼製品ストリップの、良く知られている熱機械的圧延の原理による熱間ストリップミルにおける製造では、厚さの大きなストリップを製造するのが問題である。圧延工程を開始するのに使用される連続鋳造スラブは、通常、厚さが２００〜３５０ｍｍ、例えば２２５ｍｍに固定されている。圧延機も通常は、多くの通し回数で、例えば５回通しで、選択された厚さ、例えば３６ｍｍ、にスラブを圧延するラフィング(roughing)部分に分割される。このいわゆるトランスファバー厚さは、通常は特定の熱間ストリップミル中で固定された厚さであり、この値からの偏差は最小である。この値を増加し、この値から離れると、通常、仕上げミル中の圧延力またはトルクが運転限界を超え、圧延機が危険になるか、または製品の形状および輪郭が許容できない程変化する。トランスファバーの厚さが減少すると、ラフィングミル中の圧延力またはトルクが運転限界を超える。しかし、トランスファバーの固定値も、様々な減少値、厚いストリップに対しては例えば１８ｍｍ、薄いストリップに対しては例えば４ｍｍ、を与えるので、問題を引き起こす。第一の場合では、仕上げミル中の総減少は５０％であり、第二の場合では、これは８９％である。これは、熱間圧延の際および後の、鋼の微小構造の発達にとって大きな影響を及ぼす。というのは、熱機械的条件が極めて異なっており、そのために変形したオーステナイトの様々な再結晶および微量合金元素の様々な析出速度が引き起こされるためである。従って、圧延後の冷却中の相転移も影響を受ける。本発明の有利な実施態様では、鋼製品の変形度を、トランスファバーの厚さを増加する必要なしに増加することができるか、または変形度を一定に維持したまま、鋼製品の最終厚さを増加することができる。

輪郭のある断面では、変形度は最終製品の特性にも不可欠である。例えば、輪郭のある断面、例えばＨ断面、に圧延される鋼ビレットは、圧延をほとんど受けていない部分を有することが多く、その結果、この部分では結晶粒微細化がほとんど、または全く起きないことが知られている。断面用の鋼ビレットは、通常、寸法が２００〜４００ｍｍ、例えば２３０ｍｍまたは３１０ｍｍ、である。これらのビレットは、スラブ／ブルーム／ビレット段階で最高温度１３５０℃に再加熱した後に圧延される。仕上げ圧延は、通常、鋼がオーステナイト系である温度で、フランジ厚さ１０〜１５０ｍｍで行う。これらの断面に使用する典型的な鋼等級に関する非限定的な例は、ＣＭｎ鋼およびＨＳＬＡ鋼を含んでなる。本発明の方法により、ビレット中の変形度が大きいのでビレットの結晶粒を微細化することができ、ビレットの細孔を下げ、破壊靱性を改良することもできる。

最近、基礎研究の結果から、結晶粒径を下げることにより、強度、靱性および耐食性のような特性を改良できることが明らかになって来た。結晶粒の構造を制御することにより、結晶粒径が非常に細かい鋼が開発されている。これらの鋼は、従来の鋼と比較して、より高い引張強度を与えるのみならず、靱性、耐久性および耐食性も改良されている。この技術は、低い圧延温度で厚さを非常に大きく減少させることにより、熱間ストリップミルで実施されており、その結果、圧延力およびトルクが極めて高いレベルに増加する。しかし、超微小フェライト結晶粒を得るために提案された解決策は、低い熱間圧延温度における通常の圧延による結晶粒微細化に依存しており、非常に強力な圧延機が必要である。さらに、必要なレベルの変形を得るのに、強力な厚さ減少が材料に課せられる。本発明の方法では、鋼中にひずみを蓄積するために、厚さを大幅に減少させずに、結晶粒径を大きく下げることができる。得られる鋼製品の平均結晶粒径は好ましくは５μｍ未満、より好ましくは２μｍ未満、さらに好ましくは１μｍ未満である。

本発明の別の実施態様では、鋼中にひずみを蓄積するために、厚さを大幅に減少させずに、複合相鋼の特性が予期せぬ程に改良される。鋼製品オーステナイト系状態で圧延し、続いて加速冷却すると、高度の蓄積された変形により、鋼は、非常に細かいフェライト結晶粒と、非常に細かく分布した、ベーナイトまたはマルテンサイトからなる微小結晶粒の二次相との組合せに変換される。少量の炭化物も存在し得る。この鋼製品のフェライト含有量は、好ましくは少なくとも６０％、より好ましくは少なくとも７０％、さらに好ましくは少なくとも８０％である。得られる鋼製品の平均結晶粒径は、好ましくは５μｍ未満、より好ましくは２μｍ未満、さらに好ましくは１μｍ未満である。

従来の、例えば炭素−マグネシウム型またはＨＳＬＡ型の、鋼板製造では、出発点は、典型的な厚さが２００〜３５０ｍｍの連続鋳造スラブである。これらのスラブは、再加熱炉中で温度１０００〜１３５０℃に再加熱される。再加熱後、これらのスラブは厚さ３０〜２００ｍｍ、好ましくは４０〜１５０ｍｍに圧延され、例えば冷却から遮断することにより、高温に保持する。この高温における保持期間の間に、結晶粒成長が起こり、その結果、完成したプレートの最終的な機械的特性も損なわれることがある。大きな結晶粒径が鋼製品の延性および靱性を低下させることは、一般的な知識である。また、結晶粒径の増加と共に降伏強度が低下することも良く知られている。そのため、保持中の結晶粒成長は避けるべきである。これは、加速冷却により行われる。しかし、加速冷却の使用には、スラブの中央部分とスラブの表面部分との間の温度差を拡大するという欠点がある。この温度差は、スラブの最終的な微小構造の均質性に悪影響を及ぼす。

多くの場合、プレートは、製造工程の際に熱処理を受ける。これは、例えばスラブをオーステナイト領域に再加熱し、静止空気中で冷却する焼きならし、またはどちらも内部応力のレベルを下げることを目的とする焼きもどしまたは応力除去焼きなまし処理でよい。熱処理のもう一つの例は、細長い炭化物を多かれ少なかれ球状粒子に変換する球状化焼きなましである。これらの炭化物は、炭化鉄（例えばセメンタイト）または他の金属炭化物、例えば炭化クロム、でよい。この種の焼きなまし処理は、炭素含有量が０．８％を超える鋼に使用されることが多い。残念ながら、これらの熱処理の大部分、特に球状化焼きなまし処理は、長い時間を要し、ストリップの表面部分の脱炭を起こし、特性に悪影響を及ぼすことが多い。

本発明の圧延は、０〜７２０℃の低温で行うこともできる。低温で行った場合（すなわち冷間圧延）、結果的に好ましくない粒子が破壊されるために、特殊な有益性を圧延から期待できる。これらの粒子が破壊される結果、鋼製品の最終的な特性が改良される。圧延工程の結果生じるせん断が鋼製品中のこれらの粒子、例えば金属炭化物、例えばセメンタイトまたは炭化クロム、を破壊し、靱性を改良することができる。粒子の破壊は、鋼製品の熱処理応答にも影響を及ぼす。様々な加熱および冷却方式を採用し、熱処理工程、例えば球状化焼きなまし処理、を通して処理量を改善するか、または製品を改良することができる。

本発明の方法の前または後に、鋼製品の熱処理を行うこともできる。これらの熱処理の例は、良く知られている焼きならし処理、応力除去焼きなまし処理、焼きもどし処理または球状化焼きなまし処理である。

本明細書では、鋼製品は、本発明により圧延される前に、圧延する一方または両方の鋼表面が一つ以上の層で被覆されている鋼も含んでなる。この、一方または両方の表面上で一つ以上の金属層で被覆されている鋼製品の組合せは、一般的にクラッド加工されたプレートまたはストリップと呼ばれる。クラッドプレートを製造する際、被覆材料を鋼基材に接合するための３通りの方法、すなわち爆発接合、ロール接合および溶接オーバーレイ、がある。クラッドプレートの品質に影響を及ぼす重要なファクターの一つは、基材とクラッド層との間の密着性の品質である。これは、ロール接合により製造されるクラッドプレートにとっては、特別な問題である。というのは、従来の圧延では、基材とクラッド層との間の、またはクラッド層間の界面における応力状態が圧縮のみだからである。有利な実施態様では、圧延すべき鋼製品の表面は、圧延の前に一つ以上の層で被覆される。被覆層は、金属、好ましくは別の鋼、例えば組成の異なった鋼またはステンレス鋼、チタン、ニッケル、銅、アルミニウムまたはそれらの合金、でよい。このようにして、例えば張り合わせた材料、例えばパイプおよびパイプライン、化学工場、発電所、容器、圧力容器に使用するクラッド材料と呼ばれる材料を製造することができる。

本発明は、連続鋳造により、好ましくは本発明の第一の態様による方法を使用して製造された、改良された金属プレートまたはストリップにも関連し、そこでは、プレートまたはストリップのコアにおける細孔の最大寸法が２００μｍ未満、好ましくは１００μｍ未満、より好ましくは２０μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満である。連続鋳造の結果、連続鋳造されたプレートおよびストリップは、２００μｍより大幅に大きな細孔を常に有する。標準的な圧延操作では、コア中のこれらの細孔を僅かな程度にしか塞ぐことができないか、または全く塞ぐことができない。本発明の圧延操作は、はるかに小さな細孔を有する連続鋳造されたプレートまたはストリップを提供することができる。

本発明は、連続鋳造により、好ましくは本発明の第一の態様による方法を使用して製造された、改良された金属プレートまたはストリップにも関連し、そこでは、金属プレートまたはストリップが、再結晶の後、その厚さ全体にわたって実質的に均質な再結晶度を有する。本発明の圧延操作の結果、コア中にある結晶粒を含むすべての結晶粒がせん断にかけられているという事実は、連続鋳造されたプレートおよびストリップが、厚さ全体にわたって再結晶することを意味する。

本発明は、本発明により製造された、厚さが好ましくは１０〜３００ｍｍ、より好ましくは２０〜１６０ｍｍ、例えば６０ｍｍ、の、例えば建物、橋、土壌移動装置、パイプライン、造船、および洋上建造物に使用する鋼製品にも関する。

本発明は、例えば鋼材、例えばＨ形断面鋼材、を製造するための出発材料として使用する、本発明により製造された鋼ビレットにも関する。

本発明は、出発点が鋼インゴットであり、本発明により製造された鋼製品であって、該製品のコア中にある細孔の最大寸法が好ましくは２００μｍ未満、より好ましくは１００μｍ未満、さらに好ましくは２０μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満である製品、ならびに本発明の連続鋳造により製造され、処理された鋼製品であって、プレートまたはストリップのコア中にある細孔の最大寸法が２００μｍ未満、より好ましくは１００μｍ未満、さらに好ましくは２０μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満である製品にも関する。

本発明は、本発明により製造された、例えば自動車、輸送装置、杭、建物、建築の部品に使用する鋼ストリップ、および例えばパイプ、化学工場、発電所、容器、圧力容器に使用するクラッド鋼製品、および鋼が、元素ニオブ、チタン、バナジウムまたはホウ素の少なくとも一種を含んでなるＨＳＬＡ鋼であるか、または鋼が、好ましくは元素チタン、ニオブまたはホウ素の少なくとも一種で少なくとも部分的に安定化された超低炭素鋼である、鋼ストリップにも関する。

本発明を代表的な実施態様に関して説明する。

チタンで安定化された超低炭素鋼、炭素−マンガン鋼およびニオブ微量合金化されたＨＳＬＡ鋼のスラブを使用して実験を行った。

これらのスラブを５°〜４５°の異なった角度で導入した。圧延装置中に導入された時のスラブの温度は約１０００℃であった。２本のロールを毎分５回転の速度で駆動した。

圧延後、スラブは、導入角度に大きく依存する一定の曲率を有していた。圧延後のスラブの直線性は、かなりの程度、導入角度よって決定され、その際、最適導入角度は、スラブの縮小度、材料および合金の種類、および温度によって異なる。上記の実験で圧延した鋼スラブに関して、最適導入角度は約２０°である。

上記の実験で圧延した鋼スラブで、２０°のせん断角度が測定された。この測定およびスラブのサイズ低下を使用し、下記の式により相当ひずみを計算することができる。

この式は、R.H. WagonerおよびJ.L. Chenot著の本「Fundamentals of metal forming」、John Wiley & Sons、1997から公知であり、これを使用して一寸法におけるひずみを求めることができる。

従って、この実験によって圧延されたスラブ中で、相当ひずみは

である。

通常の圧延機で圧延する場合、プレートの厚さを横切ってせん断は起こらないので、相当ひずみは

（鋼製品の厚さ全体にわたって一様なひずみがかかるとして）
だけである。

従って、本発明の方法を使用する圧延により、周速度に差が無い従来の圧延と比較して３〜４倍大きな相当ひずみが得られる。大きな相当ひずみは、スラブ中の多孔度が少なく、再結晶性が大きく、従って、結晶粒微細化が大きく、スラブ中の第二相粒子（構成粒子）の破壊程度がより大きいことを意味している。これらの効果は、相当ひずみが増加する場合に、当業者には一般的に公知である。従って、本発明の圧延により、材料の特性が大きく改良される。

Claims (32)

1. 鋼製品を圧延機スタンドの一組の回転ロール間に通して前記鋼製品を圧延する、前記鋼製品を処理する方法であって、一方のロールがより速く回転するロールであり、他方のロールがより遅く回転するロールであるように、前記圧延機スタンドのロールが異なった周速度を有し、前記より速く回転するロールの周速度が、前記より遅く回転するロールの周速度より、少なくとも５％、最高で１００％高く、前記鋼製品の厚さが、各通し毎に最大で１５％減少し、前記圧延が最高温度１３５０℃で行われる、方法。
2. 前記鋼製品の厚さが、各通し毎に最大で８％、好ましくは各通し毎に最大で５％減少する、請求項１に記載の方法。
3. 前記より速く回転するロールの周速度が、前記より遅く回転するロールの周速度よりも、最大５０％高く、好ましくは最大２０％高い、請求項１または２に記載の方法。
4. 前記圧延機が、前記ロールが異なった直径を有するように設計される、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記ロールが異なった回転速度を有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記鋼製品が前記ロール間に、前記ロールの中央軸を通る平面と直角に対して５〜４５°の角度で、好ましくは１０〜２５°の角度で、より好ましくは１５〜２５°の角度で導入される、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
7. 最初に前記圧延を行った後、前記圧延操作を一回以上繰り返す、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
8. 各通し毎に、前記鋼製品を反対方向で前記圧延機スタンドに通過させる、請求項７に記載の方法。
9. 前記鋼製品を２基以上の圧延機スタンドに連続的に通過させる、請求項７に記載の方法。
10. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の前記圧延操作の前または後に、ロール同士が実質的に等しい周速度を有する圧延機を使用して行う圧延操作を行う、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
11. 前記圧延が、少なくとも表皮層が実質的にオーステナイト系構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にオーステナイト系構造を有する鋼製品に対して行われる、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記圧延が、少なくとも表皮層が実質的にオーステナイト系−フェライト系の２相構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にオーステナイト系−フェライト系の２相構造を有する鋼製品に対して行われる、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記圧延が、少なくとも表皮層が実質的にフェライト系構造を有する鋼製品、好ましくは全体にわたって実質的にフェライト系構造を有する鋼製品に対して行われる、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記圧延が、前記鋼製品の温度が０℃より高く、７２０℃より低い間に行われる、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記圧延が、実質的にマルテンサイト系構造を有する鋼製品に対して行われる、請求項１４に記載の方法。
16. 鋼製品の、
    鋼ストランドを連続的に鋳造する工程、
    所望により、鋳造機械と圧延装置の間で、前記鋼ストランドを加熱および／または温度均質化する工程、
    所望により、前記圧延装置の、実質的に等しい周速度を有するロールを備えた一基以上の圧延機スタンドで前記鋼製品を圧延する工程、
    所望により、最後の圧延工程の後で、加速冷却する工程、
    所望により、圧延の前または後で、前記鋼製品をスラブまたはコイルに切断する工程、
    所望により、前記鋼製品を巻き取る工程、
    前記鋼製品を冷却する工程
    を含んでなる製造方法であって、前記ストランドの鋳造と、加速冷却または巻き取りまたは冷却との間、または冷却の後で、前記鋼製品を請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法に付する、方法。
17. 前記鋳造されたストランドの厚さが、１５０ｍｍ未満、好ましくは１００ｍｍ未満、さらに好ましくは８０ｍｍ未満である、請求項１６に記載の鋼製品の製造方法。
18. 前記鋳造されたストランドの厚さが、２０ｍｍ未満、好ましくは１０ｍｍ未満、さらに好ましくは５ｍｍ未満である、請求項１６に記載の鋼製品の製造方法。
19. 製造される前記鋼製品がステンレス鋼製品である、請求項１６〜１８のいずれか一項に記載の方法。
20. 前記圧延が、実質的にオーステナイト系構造を有する鋼製品に対して行われ、前記圧延後に前記鋼が加速冷却され、前記鋼製品が、実質的にフェライト、ベーナイトおよび／またはマルテンサイトを含んでなり、冷却後のフェライト含有量が、好ましくは少なくとも６０％、より好ましくは７０％を超え、さらに好ましくは８０％を超える、請求項１６〜１９のいずれか一項に記載の方法。
21. 前記鋼製品の平均結晶粒径が５μｍ未満、好ましくは２μｍ未満、より好ましくは１μｍ未満である、請求項１６〜２０のいずれか一項に記載の方法。
22. 前記圧延工程の前または後に、前記鋼製品が熱処理、例えば焼きならし処理、完全焼きなまし、応力除去焼きなまし、または球状化焼きなまし処理、に付される、請求項１〜２１のいずれか一項に記載の方法。
23. 圧延すべき前記鋼製品の表面が、圧延の前に、一つ以上の層で被覆されている、請求項１〜２１のいずれか一項に記載の方法。
24. 前記被覆層が、金属、好ましくは別の鋼、例えば組成の異なった鋼またはステンレス鋼、チタン、ニッケル、銅、アルミニウムまたはそれらの合金である、請求項２３に記載の方法。
25. 請求項１〜２４のいずれか一項に記載の方法により製造された、厚さが好ましくは１０〜３００ｍｍ、より好ましくは２０〜１６０ｍｍ、例えば６０ｍｍ、の、例えば建物、橋、土壌移動装置、パイプライン、造船、および洋上建造物に使用する、鋼製品。
26. 請求項１〜２４のいずれか一項に記載の方法により製造された、鋼ビレットである、鋼製品。
27. 請求項２６に記載のビレットを使用して製造された、ある断面を有する鋼材、例えばＨ形断面を有する鋼材。
28. 請求項１〜２４のいずれか一項に記載の方法により製造された鋼製品であって、出発点が鋼インゴットであり、前記製品のコア中にある細孔の最大寸法が好ましくは２００μｍ未満、より好ましくは１００μｍ未満、さらに好ましくは２０μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満である、鋼製品。
29. 請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法を使用し、連続鋳造によりて製造された鋼プレート、ストリップまたはビレットであって、前記プレート、ストリップまたはビレットのコア中にある細孔の最大寸法が好ましくは２００μｍ未満、より好ましくは１００μｍ未満、さらに好ましくは２０μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満である、プレート、ストリップまたはビレット。
30. 請求項１６〜２１のいずれか一項に記載の方法により製造された、例えば自動車、輸送装置、杭、建物、建築の部品に使用する、鋼ストリップ。
31. 請求項２３または２４により製造された、例えばパイプ、化学工場、発電所、容器、圧力容器に使用する、クラッド鋼製品。
32. 請求項１６、１７、１８または２１により製造された鋼ストリップであって、前記鋼が、元素ニオブ、チタン、バナジウムまたはホウ素の少なくとも一種を含んでなるＨＳＬＡ鋼であるか、または前記鋼が、好ましくは元素チタン、ニオブまたはホウ素の少なくとも一種で少なくとも部分的に安定化された超低炭素鋼である、鋼ストリップ。