JP5893768B2 - ストリップ鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法 - Google Patents

ストリップ鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、ストリップ連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｓｔｒｉｐ ｃａｓｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ）、特に、ストリップ連続鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法に関する。この製造方法においては、上記鋼帯は、降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上、伸びが１８％以上であり、１８０度曲げ試験に合格する特性を有し、優れた強度及び塑性のバランスがとれたものであり、また、主に均一なベイナイト及びアシキュラーフェライトからなる微細組織を有する。
耐候性鋼（ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ−ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ｓｔｅｅｌ（“ｗｅａｔｈｅｒ−ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ｓｔｅｅｌ”ともいう））は、耐候性を示す保護性さび層を有する構造用低合金鋼をいい、車両、橋、タワー、容器等の鋼構造物の製造に使用することができる。普通炭素鋼と比較した場合、耐候性鋼は大気中でより優れた耐腐食性を示す。また、ステンレス鋼と比較した場合、耐候性鋼はＰ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素を微量しか含有せず、それらの合計含有量は数％に過ぎないため（ステンレス鋼の場合、数十％）、耐候性鋼の価格は低い。
近年よく使用されている耐候性鋼の鋼種は、２９５ＭＰａ級の０９ＣｕＰＴｉＲＥ、３４５ＭＰａ級の０９ＣｕＰＣｒＮｉ、及び、４５０ＭＰａ級のＱ４５０ＮＱＲ１である。国家経済の発展に伴い、車両の軽量化、高速化、高積載化、耐用年数の長期化、物流コスト削減などに対する要求が高まっており、上記鋼種はもはや要求を満たしていない。したがって、高強度、高耐腐食性及び低コストの耐候性鋼の開発はたいへん実用的価値が高く、経済的に重要である。
現在、高強度耐候性鋼及びその製造方法に関して国内外で数多くの特許出願がなされている。それらの耐候性鋼の強度は７００ＭＰａ級であり、通常、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏによるマルチマイクロアロイング技術を用いて、結晶粒微細化強化や析出強化により耐候性鋼の総合的な力学特性を向上させている。
特許文献１には、降伏強度が７００ＭＰａ級の耐候性鋼及びその製造方法が開示されており、該方法によって以下の化学組成を有する耐候性鋼板が製造される。Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．４〜０．８％、Ｎｉ：０．１２〜０．４％、Ｃｕ：０．２〜０．５５％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００１〜０．００６％；Ｎｂ、Ｔｉ及びＭｏから選択される２以上の元素：Ｎｂ≦０．０７％、Ｔｉ≦０．１８％、及び、Ｍｏ≦０．３５％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。製造された鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７５０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上である。
特許文献２には、低コストで降伏強度が７００ＭＰａ級の非調質（ＮＱＴ）高強度耐候性鋼及びその製造方法が開示されており、該方法によって以下の化学組成を有する耐候性鋼板が製造される。Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｓｉ≦０．１５％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：０．１５〜０．４％、Ｃｕ：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ≦０．０９〜０．１５％、Ｎ≦０．００５％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。製造された鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、伸びが１８％以上である。
特許文献３には、超高強度耐候性鋼及びその製造方法が開示されており、該方法によって以下の化学組成を有する耐候性鋼板が製造される。Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．２５〜０．５％、Ｍｎ：１．６〜２％、Ｐ≦０．０１８％、Ｓ≦０．００８％、Ａｌ≦０．０３５％、Ｃｒ：０．４〜０．７５％、Ｎｉ：０．２５〜０．６％、Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．０８％、Ｔｉ≦０．０２％、Ｍｏ：０.１〜０．４％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。製造された鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上である。
上記鋼種の７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏ等の合金元素を含む成分系からなるが、それらの製造にはいずれもマイクロアロイング技術と従来の熱間圧延プロセスが用いられている。従来の熱間圧延プロセスとは、連続鋳造＋鋳造スラブの再加熱及び保温＋粗圧延＋仕上圧延＋冷却＋巻き取りであり、まず、連続鋳造により厚さ約２００ｍｍの鋳造スラブを得、次にその鋳造スラブを再加熱し、保温した後、粗圧延及び仕上圧延を行って、厚さが通常２ｍｍを超える鋼帯を得、最後にその鋼帯にラミナー冷却及び巻き取りを行うことにより、熱間圧延の製造プロセスが全て完了する。厚さが２ｍｍ未満の鋼帯を製造する場合、通常、熱延鋼帯に対してさらに冷間圧延及びその後の焼なましを施さなくてはならない。しかしながら、従来の方法で製造される高強度耐候性マイクロアロイ鋼には主に以下の問題点がある。
（１）プロセスの流れが長く、エネルギー消費量が多く、複数個の設備が必要となり、インフラ整備コストが高いことから、生産コストが高い。
（２）耐候性鋼は、鋼帯の耐候性を向上させるＰ、Ｃｕ等の偏析しやすい元素をより多く含有することから、従来の方法では、鋳造スラブの凝固速度及び冷却速度が遅いため、Ｐ、Ｃｕ等の元素のマクロ偏析が起こりやすく、その結果、鋳造スラブは異方性を示し、マクロクラックが形成され、歩留まりがさらに低くなる。
（３）耐候性鋼の耐候性は主にＰ及びＣｕの複合作用により決定される。従来の方法においてはそれらは偏析しやすい性質であるため、Ｐは、多くの場合、従来の方法で製造される高強度耐候性鋼の組成設計から除外され、その含有量は不純物元素のレベル、すなわち通常は≦０．０２５％に制御される。一方、Ｃｕの添加量は０．２〜０．５５％の範囲であり、これは実際の製造過程で通常設定される下限である。その結果、得られる鋼帯の耐候性は低くなる。
（４）従来の方法では、マイクロアロイ元素は、熱間圧延プロセス中、固溶体として保持されず、通常は部分的に析出し、それにより鋼強度が増すため、圧延荷重が著しく増加し、エネルギー消費量及びロール摩耗が大きくなり、設備を著しく損傷する。その結果、経済的且つ実用的に製造できる高強度耐候性熱延製品の厚さの範囲が制限される（すなわち通常は≧２ｍｍ）。引き続き、従来の方法による熱延製品に冷間圧延を施すことにより、鋼帯の厚さをさらに減らすことができる。しかしながら、熱延鋼帯が高強度であると、冷間圧延荷重が大きくなって設備に対してより厳しい条件を課し、より著しい損傷を与えることや、熱延製品中の合金元素が偏析して第２相が形成されるため、冷延鋼帯の再結晶焼なまし温度が著しく上昇することから冷間圧延が困難になる場合もある。
（５）マイクロアロイ元素を含有する高強度製品を従来の方法で製造する場合、通常、変形によりオーステナイト結晶粒を微細化する原理が用いられるため、仕上圧延の圧延開始温度は通常９５０℃未満であり、その圧延終了温度は約８５０℃である。したがって、より低い温度で圧延を行うとともに、圧延プロセスの進行に伴い変形を大きくする場合、鋼帯の強度が著しく高くなるため、熱間圧延が著しく困難となり、その消費量も著しく増加する。
このような従来の方法の欠点は、高強度耐候性マイクロアロイ鋼の製造に薄スラブ連続鋳造・圧延法を用いた場合、ある程度克服することができる。薄スラブ連続鋳造・圧延法（すなわち、連続鋳造＋鋳造スラブの保温及び均熱＋熱間圧延＋冷却＋巻き取り）は、主に以下の面で従来の方法と区別される。第一に、薄スラブ連続鋳造・圧延法の場合、鋳造スラブの厚さは５０〜９０ｍｍに著しく減少する。鋳造スラブが薄いため、鋳造スラブには粗圧延を１〜２パス施すだけでよいか（鋳造スラブの厚さが７０ｍｍ〜９０ｍｍの場合）、又は、粗圧延を全く施さなくてもよい（鋳造スラブの厚さが５０ｍｍ未満の場合）。一方、従来の方法の場合、鋳造スラブには、仕上圧延にあたって必要な規格まで薄くなるまで圧延を複数パス繰り返して施さなくてはならない。第二に、薄スラブ連続鋳造・圧延法の場合、鋳造スラブは、冷却を行うことなく、均熱及び保温（又は若干の温度補償）を行うために直接均熱炉に装入されるため、薄スラブ連続鋳造・圧延法ではプロセスの流れが著しく短縮され、エネルギー消費量が減少し、投資が削減され、生産コストが下がる。第三に、薄スラブ連続鋳造・圧延法の場合、鋳造スラブの凝固速度及び冷却速度が速くなり、それにより、偏析しやすい元素のマクロ偏析がある程度抑えられるため、製品の欠陥が減少し、製品の歩留まりが向上する。このため、薄スラブ連続鋳造・圧延法により製造される高強度耐候性マイクロアロイ鋼の組成設計では、高耐腐食性元素Ｐ及びＣｕの含有量の範囲が広がるため、鋼の耐候性を向上させる上で好ましい。
特許文献４には、薄スラブ連続鋳造・圧延法に従ってＴｉマイクロアロイング技術を用いて７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼を製造する方法が開示されており、該方法によって以下の化学組成を有する耐候性鋼板が製造される。Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．３〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．５％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．００８％、Ａｌ：０．０２５〜０．０５％、Ｃｒ：０．３〜０．７％、Ｎｉ：０．１５〜０．３５％、Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｔｉ：０．０８〜０．１４％、Ｎ≦０．００８％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。製造された鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７７５ＭＰａ以上、伸びが２１％以上である。上記特許文献では、Ｐは不純物元素として制御され、その含有量は０．０４％以下である。これは、その含有量の範囲が、従来の方法の含有量０．０２５％以下と比較していくらか広がっていることを意味する。
特許文献５には、薄スラブ連続鋳造・圧延法に従って７００ＭＰａ級耐候性Ｖ−Ｎマイクロアロイ鋼を製造する方法が開示されており、該方法によって以下の化学組成を有する耐候性鋼板が製造される。Ｃ≦０．０８％、Ｓｉ：０．２５〜０．７５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ≦０．０７〜０．１５％、Ｓ≦０．０４％、Ｃｒ：０．３〜１．２５％、Ｎｉ≦０．６５％、Ｃｕ：０．２５〜０．６％、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｎ：０．０１５〜０．０３％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。製造された鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７８５ＭＰａ以上、伸びが２１％以上である。上記特許文献では、Ｐは高耐腐食性元素として制御され、その含有量は０．０７〜０．１５％である。一方、Ｃｕ含有量は０．２５〜０．６％である。これは、その上限及び下限がそれぞれ、従来の方法のＣｕ含有量（０．２〜０.５５％）の上限及び下限よりも大きいことを意味する。
薄スラブ連続鋳造・圧延法は、高強度耐候性マイクロアロイ鋼の製造において上記利点を有するが、薄スラブ連続鋳造・圧延法には従来の方法が抱える幾つかの問題が依然として残っている。例えば、マイクロアロイ元素は、熱間圧延プロセス中、固溶体として保持されず、通常は部分的に析出し、それにより鋼強度が増すため、圧延荷重が著しく増加し、エネルギー消費量及びロール摩耗が大きくなり、その結果、経済的且つ実用的に製造できる高強度耐候性熱延製品の厚さの範囲が制限される（すなわち厚さ１．５ｍｍ以上）。詳細は特許文献４〜６を参照されたい。
ストリップ連続鋳造法は、冶金分野及び材料研究分野における最先端技術であり、その登場は鉄鋼産業に革命をもたらし、従来の冶金産業における鋼帯の生産プロセスを変えた。また、連続鋳造、圧延、さらには熱処理等を統合することによって、オンライン圧延を１パス行うだけで、得られた薄鋼スラブから薄鋼帯が一貫生産され、さらに、生産工程が著しく簡略化され、生産サイクルが短縮化され（プロセスラインの長さはわずか５０ｍ）、それに応じて設備投資が削減され、製品コストが大幅に下がる。
双ロール式ストリップ連続鋳造法は、ストリップ連続鋳造法の主要な方式であって、唯一産業化されたストリップ連続鋳造法である。双ロール式ストリップ連続鋳造法においては、溶鋼が取鍋からロングノズル、タンディッシュ及び浸漬ノズルを通して、１対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロールと１対のサイド堰とで形成されている溶融プールに投入され、可動性ロールの表面に凝固殻を形成し、その凝固殻が２つの鋳造ロール間の隙間で一緒になり、ロール間隙の下方に引き抜かれて鋳造鋼帯が形成される。その後、鋳造鋼帯は、揺動するガイドプレート及びピンチロールを介してテーブルロールへと運搬された後、オンライン熱間圧延機からスプレー冷却及びフライングシャーを経て巻き取り機へと進み、ストリップ連続鋳造製品の製造が完了する。
今までのところ、高強度耐候性マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いた例は報告されていないが、このような手法には以下の利点が考えられる。
（１）ストリップ連続鋳造法によって、スラブ加熱、複数パス繰り返す熱間圧延などの複数の複雑なプロセスが除かれ、１パスですむオンライン熱間圧延が直接薄い鋳造鋼帯に行われる。これにより生産コストが著しく削減される。
（２）ストリップ連続鋳造法により得られる鋳造鋼帯の厚さは通常１〜５ｍｍであり、オンライン熱間圧延後には期待される厚さ（すなわち通常は１〜３ｍｍ）の製品が得られるので、厚さの薄い製品を製造するために冷間圧延プロセスを行う必要がない。
（３）低炭素マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いる場合、熱間圧延プロセスにおいて、添加されたＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏ等の合金元素は主に固溶体として存在する。そのため鋼帯の強度が低く、単スタンド圧延機による熱間圧延の圧下率を３０〜５０％まで高くすることができるため、鋼帯の薄化効率が高くなる。
（４）低炭素マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いる場合、高温の鋳造鋼帯に直接熱間圧延が施されるが、該プロセスにおいて、添加されたＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏ等の合金元素が主に固溶体として存在するため、上記合金元素の利用率を向上させることができる。これに対して、従来の方法では、スラブの冷却プロセスにおいて上記合金元素の析出が起こり、スラブを再加熱する際に上記合金元素の再固溶が不充分になってしまい、結果として、上記合金元素の利用率が低下する。
しかしながら、耐候性鋼は比較的特殊な製品の一つである。通常、優れた強度及び塑性のバランスがとれていなければならないため、高い強度の製品にさえ、伸びに関して高い要求が課せられ、その要求を満たさない場合、成形加工プロセスの要件が満たされない。ストリップ連続鋳造法により製造され、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏ等のマイクロアロイ元素を含有する製品の場合、上記マイクロアロイ元素が熱間圧延後のオーステナイトの再結晶に阻害作用を及ぼすことによって、鋼帯の粗大なオーステナイト結晶粒が不均一なままとなることがある。結果として、不均一な粗大オーステナイトの相変化によって得られる最終製品の微細組織も不均一になる傾向があり、その結果、製品の伸びは低くなる。
特許文献７〜１２には、ストリップ連続鋳造・圧延法を用いた厚さ０．３〜３ｍｍのマイクロアロイ鋼帯の製造方法が開示されている。上記方法における鋼帯の化学組成は以下の通りである。Ｃ＜０．２５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ＜０．０１％；並びに、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏから選択される１以上の元素：Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％。熱間圧延の圧下率が２０〜４０％、巻き取り温度が７００℃以下のプロセス条件下、熱延鋼帯の微細組織はベイナイト＋アシキュラーフェライトである。上記特許文献に開示されるように、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を阻害し、ストリップ連続鋳造法によるオーステナイト結晶粒の粗大性を保持させて焼入性を向上させ、それにより室温でベイナイト＋アシキュラーフェライトの微細組織を得るために、合金元素が添加される。また、熱間圧延において採用された温度範囲は開示されていないが、上記特許文献に関連する論文（非特許文献１）では、採用された熱間圧延温度が９５０℃と報告されている。
上記方法で製造されるストリップ連続鋳造法による低炭素マイクロアロイ鋼製品は、強度が高く、上記組成の範囲内において降伏強度が６５０ＭＰａ、引張強度が７５０ＭＰａに達し得る。しかしながら、重大な問題は上記製品の伸びが低いことであり、この原因は以下のように説明される。ストリップ連続鋳造法により得られる鋳造鋼帯は、通常、数十μｍの小さなものから７００〜８００μｍ、さらにはミリメートルオーダーの大きなものまで、粒径が粗大で極めて不均一なオーステナイト結晶粒を有するが、ストリップ連続鋳造法の熱間圧延の圧下率は通常５０％を超えることはないため、変形によりオーステナイト結晶粒を微細化する効果は非常に小さい。これらのオーステナイト結晶粒を再結晶により微細化しない場合、不均一な粗大オーステナイトは熱間圧延後に効果的に改善されることはなく、粒径が粗大で不均一なオーステナイトの相変態により得られるベイナイト＋アシキュラーフェライト組織も極めて不均一になり、その結果、製品の伸びは低くなってしまう。
ストリップ連続鋳造法によるマイクロアロイ鋼の強度と塑性のバランスを向上させるために、特許文献１３には、ストリップ連続鋳造・圧延法を用いた厚さ１〜６ｍｍのマイクロアロイ鋼帯の製造方法が提案されている。この方法によれば、マイクロアロイ鋼の化学組成は以下の通りである。Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．１〜１．６％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ａｌ＜０．０５％、Ｓ＜０．０３％、Ｐ＜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ＜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ＜０．０３％、Ｖ＜０．１０％、Ｎｂ＜０．０３５％、Ｂ＜０．００５％、並びに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物。１１５０〜（Ａｒｌ−１００）℃の温度範囲内でオーステナイト域、オーステナイト−フェライトの２相域、又は、フェライト域に相当する鋳造鋼帯の熱間圧延が行われるが、熱間圧延の圧下率は１５〜８０％である。上記方法では、ストリップ連続鋳造・圧延機の後にオンライン加熱システム（加熱温度：６７０℃〜１１５０℃の範囲）が設けられているが、このシステムの目的は、鋼帯において優れた強度及び塑性のバランスを実現するために、各種相域で熱延した鋳造鋼帯を一定時間保温することで完全に再結晶させることである。
このようなストリップ連続鋳造法による低炭素マイクロアロイ鋼製品の製造方法を用いた場合、製造される鋼帯に実際に優れた強度及び塑性のバランスを付与することができる。例えば、Ｃ：０．０４８％、Ｍｎ：０．７３％、Ｓｉ：０．２８％、Ｃｒ：０．０７％、Ｎｉ：０．０７％、Ｃｕ：０．１８％、Ｔｉ：０．０１％、Ｍｏ：０．０２％、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．００８％、Ａｌ：０．００５％、及び、Ｎ：０．００６５％からなる化学組成の鋼帯の場合、その降伏強度、引張強度及び伸びはそれぞれ、２６０ＭＰａ、３６５ＭＰａ及び２８％である。しかしながら、上記製造方法を用いる場合には、製品ライン設計の際にオンライン加熱システムを追加することが必要であり、さらに、加熱時間の長さはベルト速度と加熱炉長の両方により決定されるため、加熱炉長を加熱の均一性が確保される充分な長さにしなければならない。この場合、投資コストが増えるだけでなく、ストリップ連続鋳造・圧延の生産ラインが占める面積も著しく増加し、生産ラインの利点が少なくなる。
結論として、優れた強度及び塑性のバランスがとれた高強度耐候性マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いる場合、鋳造鋼帯の厚さが薄いと、変形によりオーステナイト結晶粒を微細化することができないため、いかにして再結晶によりオーステナイト結晶粒を適切に微細化し、製品に微細で均一な微細組織を付与することで、優れた強度及び塑性のバランスを実現するかが重要である。
中国特許第２００６１００３０７１３．８号明細書 中国特許第２０１０１０２４６７７８．２号明細書 中国特許第２００６１０１２５１２５．２号明細書 中国特許第２００６１０１２３４５８．１号明細書 中国特許第２００６１００３５８００．２号明細書 中国特許第２００７１００３１５４８．２号明細書 国際公開第２００８／１３７８９８号 国際公開第２００８／１３７８９９号 国際公開第２００８／１３７９００号 中国特許第２００８８００２３１５７．９号明細書 中国特許第２００８８００２３１６７．２号明細書 中国特許第２００８８００２３５８６．６号明細書 中国特許第０２８２５４６６．Ｘ号明細書
Ｃ．Ｒ．Ｋｉｌｌｍｏｒｅ，ｅｔｃ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｕｌｔｒａ−ｔｈｉｎ Ｃａｓｔ Ｓｔｒｉｐ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ ｂｙ ｔｈｅ ＣＡＳＴＲＩＰ（Ｒ） Ｐｒｏｃｅｓｓ．ＡＩＳ Ｔｅｃｈ，Ｉｎｄｉａｎａｐｏｌｉｓ，Ｉｎｄｉａｎａ，ＵＳＡ，Ｍａｙ ７〜１０，２００７
本発明の目的は、製造設備を追加することなく、合理的な組成及びプロセス設計によって、ストリップ連続鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼を製造する方法を提供することにある。この製造方法によって、鋳造鋼帯の熱間圧延後にオーステナイトのオンライン再結晶が実現され、オーステナイト結晶粒が微細化され、その粒径の均一性が向上し、より均一に分散し且つ微細化されたベイナイト及びアシキュラーフェライトの微細組織が製品に付与され、高い強度及び伸びが同時に得られる。
上記目的を達成するために、本発明の技術的提案は以下の通りである。
ストリップ連続鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法であって、
１）溶鋼の化学組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦０．４％、Ｍｎ：０．７５〜２．０％、Ｐ：０．０７〜０．２２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１２％、Ｃｕ：０．２５〜０．８％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：０．１２〜０．４％；
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏから選択される１以上のマイクロアロイ元素：Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、及び、Ｍｏ：０．１〜０．５％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる、
製錬工程と、
２）１対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロールと１対のサイド堰とで形成されている溶融プールに上記溶鋼が投入され、急速凝固により厚さ１〜５ｍｍの鋳造鋼帯に直接鋳造される、
ストリップ連続鋳造工程と、
３）連続鋳造されて上記鋳造ロールから送出された後、上記鋳造鋼帯が気密チャンバを通過して冷却される、
２０℃／秒を超える冷却速度での上記鋳造鋼帯の冷却工程と、
４）熱間圧延後の熱延鋼帯の厚さが０．５〜３．０ｍｍであり、
上記鋳造鋼帯を熱間圧延するとオーステナイトのオンライン再結晶が起こる、
熱間圧延温度１０５０〜１２５０℃、圧下率２０〜５０％、変形速度＞２０ｓ−１での上記鋳造鋼帯のオンライン熱間圧延工程と、
５）上記熱延鋼帯の冷却速度が１０〜８０℃／秒に制御され、上記熱延鋼帯の巻き取り温度が５２０〜６７０℃に制御される、
冷却及び巻き取り工程とを含み、
得られる最終鋼帯の微細組織は、均一なベイナイト及びアシキュラーフェライトから実質的になる、
製造方法。
上記製造方法においては、工程１）において、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉの各含有量が０．０１〜０．０５重量％であり、Ｍｏの含有量が０．１〜０．２５重量％である。
上記製造方法においては、工程３）において、上記鋳造鋼帯の冷却速度が３０℃／秒を超える速度である。
上記製造方法においては、工程４）において、上記熱間圧延温度が１１００〜１２５０℃の範囲、又は、１１５０〜１２５０℃の範囲である。
上記製造方法においては、工程４）において、上記熱間圧延の圧下率が３０〜５０％である。
上記製造方法においては、工程４）において、上記熱間圧延の変形速度が＞３０ｓ−１である。
上記製造方法においては、工程５）において、上記熱延鋼帯の冷却速度が３０〜８０℃／秒の範囲である。
上記製造方法においては、工程５）において、上記巻き取り温度が５２０〜６２０℃の範囲である。
本発明は、鋳造鋼帯の熱間圧延後のオーステナイトのオンライン再結晶を制御及び実現して、より均一に分散し且つ微細化されたベイナイト及びアシキュラーフェライトの微細組織を有する耐候性鋼帯を製造し、優れた強度及び伸びを両立するために、異なる組成範囲及び工程経路を用いているという点で上述した発明と根本的に異なる。
本発明の技術概念は以下の通りである。
（１）マイクロアロイ元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏを低炭素鋼に適量添加することにより、主に以下の２つの面で作用させる。
第一に、固溶体強化作用を発揮させ、鋼帯の強度を向上させること。
第二に、溶質原子を介してオーステナイト粒界をドラッグし、オーステナイト結晶粒の成長をある程度阻害することにより、オーステナイト結晶粒を微細化し、オーステナイトの再結晶を促進すること。オーステナイト結晶粒の粒径が微細化するほど、変形により得られる転位密度が高くなり、変形の蓄積エネルギーが大きくなり、その結果、再結晶の駆動力が高まって再結晶プロセスが促進されることとなる。また、主に元の大角粒界で又はその付近で結晶核が形成されることから、オーステナイト結晶粒の粒径が微細化するほど（すなわち、粒界面積が大きくなるほど）、結晶核が生成されやすくなり、それにより再結晶プロセスが促進される。
（２）ストリップ連続鋳造法における鋼帯の急速凝固及び急速冷却という特性を利用し、鋳造鋼帯の冷却速度を適切に制御することにより、Ｐ及びＣｕの偏析を効果的に制御しやすくなるため、低炭素鋼にＰ及びＣｕをより多く添加することができ、それにより鋼帯の耐候性を向上させることができる。一方、合金元素Ｃｒ及びＮｉを適量添加することにより、鋼帯の耐候性及び焼入性をいずれもさらに向上させることができる。
（３）オーステナイト域の熱間圧延温度（変形・再結晶温度）を適度に上げることにより、オーステナイトの再結晶を促進できる。変形温度が上昇するとともに、再結晶核生成速度及び成長速度がいずれも指数関数的相関を示しつつ増大する（Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ Ｓｔｅｅｌ−Ｐｈｙｓｉｃａｌ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ＹＯＮＧ Ｑｉｌｏｎｇ）。すなわち、温度が高くなるほど再結晶しやすくなる。
（４）熱間圧延の圧下率（変形量）を適切な範囲内に制御することにより、オーステナイトの再結晶を促進できる。変形は再結晶の基になるだけでなく、再結晶の駆動力（すなわち上記変形の蓄積エネルギー源）にもなる。駆動力が一定のレベルに達してからしか再結晶が起こらないことから、一定量の変形が生じた場合のみ再結晶が開始される。変形量が大きいほど、変形の蓄積エネルギーが大きくなり、再結晶核生成速度及び成長速度が高まるが、これは、低い温度であっても充分に迅速に再結晶を開始及び終了させることができることを意味する。さらに、変形量が大きいほど、再結晶後のオーステナイト結晶粒の粒径も減少するが、これは、変形の蓄積エネルギーが上昇するとともに、再結晶核生成速度が指数関数的相関を示しつつ増大するからである（Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ Ｓｔｅｅｌ−Ｐｈｙｓｉｃａｌ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ＹＯＮＧ Ｑｉｌｏｎｇ）。したがって、より微細なオーステナイト相変態物が得られやすくなり、鋼帯の強度及び塑性が向上しやすくなる。
（５）変形速度を適切な範囲内に制御することにより、オーステナイトの再結晶を促進できる。変形速度を上げることにより、変形の蓄積エネルギーが増大し、それにより再結晶の駆動力が大きくなり、再結晶プロセスが促進されることとなる。
本発明の化学組成の設計：
Ｃ：Ｃは鋼中で最も経済的で基本的な強化元素であり、固溶体強化及び析出強化によって鋼強度を向上させる。また、Ｃはオーステナイトの変態プロセスにおいてセメンタイトの析出に不可欠な元素である。したがって、Ｃの含有量のレベルが鋼の強度レベルを大部分決定する。すなわち、Ｃ含有量が高いと鋼強度が高くなる。しかしながら、Ｃの侵入型固溶体及び析出が鋼の塑性及び靭性をいずれも著しく損なうことや、Ｃ含有量が高すぎると鋼の溶接性を害することから、Ｃ含有量を高くしすぎるべきではなく、鋼の強度は合金元素を適量添加することにより補うことができる。したがって、本発明においては、Ｃ含有量は０．０３〜０．１％の範囲に制御される。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼中で固溶体強化作用を示し、添加した鋼の純度を向上させ、その脱酸を促進することができる。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼の溶接性と、溶接熱の影響を受ける領域の靱性とがいずれも悪化する。したがって、本発明においては、Ｓｉ含有量は０．４％以下に制御される。
Ｍｎ：最も安価な合金元素の１つとして、Ｍｎは鋼の焼入性を向上させることができ、また、鋼中での固溶度がかなり高いことから、鋼の塑性や靱性を基本的には損なわずに固溶体強化により鋼強度を向上させることができる。したがって、Ｃ含有量を低くする場合に鋼の強度を向上させる最も重要な強化元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎると、鋼の溶接性と、溶接熱の影響を受ける領域の靱性とがいずれも悪化する。したがって、本発明においては、Ｍｎ含有量は０．７５〜２．０％の範囲に制御される。
Ｐ：Ｐは、鋼の耐候性を著しく向上させ、オーステナイト結晶粒を顕著に微細化することができる。しかしながら、Ｐ含有量が高いと、粒界で偏析が生じやすく、鋼の冷間脆性が増して溶接性が悪化し、塑性が低下して冷間曲げ性が悪化する。したがって、現在のところ、従来の方法で製造される耐候性鋼については、Ｐはほとんどの場合不純物元素として制御されており、その含有量は極めて低いレベルに制御される。
ストリップ連続鋳造法においては、鋳造鋼帯の凝固速度及び冷却速度がいずれも極めて速いことから、Ｐの偏析を効果的に阻害して、その欠点を効果的に回避しつつ、その利点を充分に発揮させ、鋼の耐候性を向上させ、オーステナイト結晶粒を微細化してオーステナイトの再結晶を促進することができる。したがって、本発明においては、従来の方法による耐候性鋼の製造に用いられるＰ含有量よりも高いＰ含有量、すなわち０．０７〜０．２２％の範囲が用いられる。
Ｓ：通常の場合、Ｓもまた鋼中で悪影響を示す元素であり、鋼の熱間脆性をもたらし、その延性及び靱性を低下させ、圧延プロセスにおいてクラックを生じさせる。また、Ｓは鋼の溶接性及び耐腐食性を低下させる。したがって、本発明においては、Ｓは不純物元素として制御され、その含有量は０．０１％以下に制御される。
Ｃｒ：Ｃｒは、鋼の耐候性、焼入性及び強度を効果的に向上させることできるが、Ｃｒ含有量が高いと、鋼の塑性、靱性及び溶接性が悪化する。したがって、本発明においては、Ｃｒ含有量は０．３〜０．８％の範囲に制御される。
Ｎｉ：Ｎｉは、鋼の耐候性を効果的に向上させるだけでなく、その強度を固溶体強化によって効果的に向上させることができるが、その際、鋼の塑性及び靱性に著しく影響を及ぼすことはなく、鋼の溶接性と、溶接熱の影響を受ける領域の靱性とに極わずかな影響しか与えない。また、Ｎｉは、Ｃｕによりもたらされる熱間脆性を効果的に防ぐこともできる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高いと、鋼のコストが著しく増加してしまう。したがって、本発明においては、Ｎｉ含有量は０．１２〜０．４％の範囲に制御される。
Ｃｕ：Ｃｕは、鋼の耐候性を向上させる上で重要な元素であり、Ｐと併用した際により顕著な効果を発揮する。また、Ｃｕは、鋼の溶接性に悪影響を及ぼすことなく、固溶体強化作用を発揮して鋼の強度を向上させることもできる。しかしながら、Ｃｕは、偏析しやすい元素として、熱間加工において鋼の熱間脆性を引き起こしやすい。したがって、現在のところ、従来の方法で製造される耐候性鋼については、Ｃｕ含有量は通常０．６％以下に制御されている。
ストリップ連続鋳造法においては、鋳造鋼帯の凝固速度及び冷却速度がいずれも極めて速いことから、Ｃｕの偏析を効果的に阻害して、その欠点を効果的に回避しつつ、その利点を充分に発揮させることができる。したがって、本発明においては、従来の方法による耐候性鋼の製造に用いられるＣｕ含有量よりも高いＣｕ含有量、すなわち０．２５〜０．８％の範囲が用いられる。
Ｎｂ：一般的に使用される４つのマイクロアロイ元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏのなかで、Ｎｂは、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を最も強力に阻害する合金元素である。従来の制御された圧延によるマイクロアロイ鋼の場合、通常、Ｎｂは、第一に強化作用を発揮させるために、第二に熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を阻害して、変形によりオーステナイト結晶粒を微細化するという目的を達成するために添加される。溶質原子によるドラッグ機構と、析出したＮｂ炭窒化物の第２相粒子によるピン止め機構によって、Ｎｂは、大角粒界及び亜粒界の移動を効果的に防止して、再結晶プロセスを著しく妨げ得る。上記プロセスでは、第２相粒子が再結晶を妨げる作用の方がより顕著である。
ストリップ連続鋳造法における鋼帯の急速凝固及び急速冷却という特有の特性から、添加された合金元素Ｎｂは鋼帯中で主に固溶体として存在し得るため、鋼帯を室温まで冷却してもＮｂの析出はほとんど見られない。このように、合金元素Ｎｂはオーステナイトの再結晶を効果的に阻害し得るものの、そのような阻害効果を得るために（第２相粒子を作用させることなく）溶質原子に頼るだけでは、多くの場合、その効果を得ることは極めて難しい。例えば、変形温度及び変形量がいずれも高い場合、合金元素Ｎｂを添加してもオーステナイトの再結晶が依然として起こることがある。
一方、鋼中に固溶体として存在する合金元素Ｎｂは、溶質原子を介してオーステナイト粒界をドラッグし、オーステナイト結晶粒の成長をある程度阻害することにより、オーステナイト結晶粒を微細化し、オーステナイトの再結晶を促進し得る。この意味で、Ｎｂは熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を促進する一助となる。
本発明においては、Ｎｂの固溶体強化作用を発揮させて鋼の強度を向上させる一方で、オーステナイトの再結晶に対するＮｂの阻害効果を最小限に抑えるべきである。したがって、本発明において設定されるＮｂ含有量は０．０１〜０．１％の範囲である。Ｎｂ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲に制御されることが好ましい。その結果、鋼帯に、より優れた強度及び塑性のバランスを付与することできる。
Ｖ：一般的に使用される４つのマイクロアロイ元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏのなかで、Ｖは、オーステナイトの再結晶を阻害する効果が最も弱い。再結晶が制御された圧延による鋼の場合、通常、Ｖは、第一に強化作用を発揮させるために、第二に、その再結晶阻害効果が比較的小さいことから、再結晶によりオーステナイト結晶粒を微細化するという目的を達成するために添加される。
ストリップ連続鋳造法においては、Ｖも鋼帯中で主に固溶体として存在するため、鋼帯を室温まで冷却してもＶの析出はほとんど見られない。したがって、オーステナイトの再結晶に対するＶの阻害効果は非常に限られている。合金元素の固溶体強化作用を発揮させて鋼の強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶に対する上記合金元素の阻害効果を最小限に抑えることが必要な場合、Ｖは比較的理想的な合金元素であり、本発明の概念に最も合う。
一方、鋼中に固溶体として存在する合金元素Ｖは、溶質原子を介してオーステナイト粒界をドラッグし、オーステナイト結晶粒の成長をある程度阻害することにより、オーステナイト結晶粒を微細化することができる。この意味で、Ｖは熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を促進する一助となる。
本発明においては、用いるＶ含有量は０．０１〜０．１％の範囲である。Ｖ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲に制御されることが好ましい。その結果、鋼帯に、より優れた強度及び塑性のバランスを付与することができる。
Ｔｉ：一般的に使用される４つのマイクロアロイ元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏのなかで、Ｔｉは、Ｎｂに次いで、オーステナイトの再結晶を阻害する効果が強く、その効果はＭｏ及びＶよりも高い。この点で、Ｔｉはオーステナイトの再結晶を促進させる上では不利である。しかしながら、Ｔｉは、固溶度が非常に低いものであり、高温で粒径が約１０ｎｍのかなり安定した第２相粒子ＴｉＮを形成し、均熱の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することにより、再結晶作用を促進することができるという顕著な利点を有する。したがって、再結晶が制御された圧延による鋼の場合、通常、Ｔｉは、オーステナイト結晶粒を微細化し、オーステナイトの再結晶を促進するために微量添加される。
ストリップ連続鋳造法においては、Ｔｉは高温の鋼帯中で主に固溶体として存在するため、鋼帯を室温まで冷却した場合、Ｔｉの析出はほとんど見られない。したがって、オーステナイトの再結晶に対するＴｉの阻害効果は非常に限られている。
一方、鋼中に固溶体として存在する合金元素Ｔｉは、溶質原子を介してオーステナイト粒界をドラッグし、オーステナイト結晶粒の成長をある程度阻害することにより、オーステナイト結晶粒を微細化することができる。この意味で、Ｔｉは熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を促進する一助となる。
本発明においては、Ｔｉの固溶体強化作用を発揮させて鋼の強度を向上させる一方で、オーステナイトの再結晶に対するＴｉの阻害効果を最小限に抑えるべきである。したがって、本発明において設定されるＴｉ含有量は０．０１〜０．１％の範囲である。Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲に制御されることが好ましい。その結果、鋼帯に、より優れた強度及び塑性のバランスを付与することができる。
Ｍｏ：一般的に使用される４つのマイクロアロイ元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏのなかで、Ｍｏはオーステナイトの再結晶を阻害する効果が弱く、Ｖより高いだけである。
ストリップ連続鋳造法においては、Ｍｏも鋼帯中で主に固溶体として存在するため、鋼帯を室温まで冷却してもＭｏの析出はほとんど見られない。したがって、オーステナイトの再結晶に対するＭｏの阻害効果は非常に限られている。
一方、鋼中に固溶体として存在する合金元素Ｍｏは、溶質原子を介してオーステナイト粒界をドラッグし、オーステナイト結晶粒の成長をある程度阻害することにより、オーステナイト結晶粒を微細化し、オーステナイトの再結晶を促進することができる。この意味で、Ｍｏは熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を促進する一助となる。
本発明においては、用いるＭｏ含有量は０．１〜０．５％の範囲である。Ｍｏ含有量は０．１〜０．２５％の範囲に制御されることが好ましい。その結果、鋼帯に、より優れた強度及び塑性のバランスを付与することができる。
Ｎ：Ｃと同様に、Ｎは、侵入型固溶体として鋼の強度を向上させることができるが、その侵入型固溶体は、鋼の塑性及び靱性をいずれも著しく損なうため、Ｎ含有量を高くしすぎてはいけない。本発明においては、用いるＮ含有量は０．０１２％以下に制御される。
本発明の製造方法：
１対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロールと１対のサイド堰とで形成されている溶融プールに溶鋼が投入され、急速凝固により厚さ１〜５ｍｍの鋳造鋼帯に直接鋳造される、
ストリップ連続鋳造工程。
連続鋳造されて鋳造ロールから送出された後、鋳造鋼帯が気密チャンバを通過して冷却される、
鋳造鋼帯の冷却工程。
鋳造鋼帯の温度を急速に低下させて、オーステナイト結晶粒が高温で過度に急速に成長しないようにするために、さらに重要なことには、Ｐ及びＣｕの偏析を制御するために、鋳造鋼帯の冷却速度を２０℃／秒を超える速度、好ましくは３０℃／秒を超える速度に制御する。鋳造鋼帯の冷却にはガス冷却法を用いるが、冷却ガスの圧力及び流量や、ガスノズルの位置によって調節及び制御を行うことができる。使用できる冷却ガスとしては、アルゴン、窒素、ヘリウム等の不活性ガスや、複数のガスからなる混合ガスが挙げられる。冷却ガスの種類、圧力及び流量や、ガスノズルと鋳造鋼帯との距離などを制御することにより、鋳造鋼帯の冷却速度を効率的に制御することができる。
熱間圧延温度が１０５０〜１２５０℃に制御された、
鋳造鋼帯のオンライン熱間圧延工程。
この工程の目的は、熱間圧延後のオーステナイトを完全に再結晶させ、オーステナイト結晶粒を微細化することである。本発明の化学組成の設計では、マイクロアロイ元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏを添加するが、これらは、上述した通り、オーステナイトの再結晶をある程度阻害し得るものの、その阻害効果はストリップ連続鋳造法においては弱まることとなる。しかしながら、熱間圧延を１０５０℃未満の温度で行う場合、オーステナイトを完全に再結晶させるのは非常に困難である。また、熱間圧延を１２５０℃を超える温度で行う場合、鋼帯の強度が低下するため、熱間圧延プロセスを制御することが非常に困難である。したがって、本発明では、圧延温度として１０５０〜１２５０℃の範囲を用いている。熱間圧延温度は１１００〜１２５０℃、又は、１１５０〜１２５０℃の範囲であることが好ましい。熱間圧延の圧下率を２０〜５０％に制御するが、熱間圧延の圧下率を高めると、オーステナイトの再結晶が促進され、オーステナイト結晶粒が微細化される。熱間圧延の圧下率は３０〜５０％の範囲に制御されることが好ましい。熱間圧延の変形速度を＞２０ｓ−１に制御するが、熱間圧延の変形速度を高めると、オーステナイトの再結晶が促進される。熱間圧延の変形速度は＞３０ｓ−１に制御されることが好ましい。熱間圧延後の鋼帯の厚さは０．５〜３．０ｍｍの範囲である。
熱延鋼帯の冷却にガス噴霧冷却、ラミナー冷却、スプレー冷却等の冷却法を用いる、
熱延鋼帯の冷却工程。
冷却水の流量、流速、排水口位置などのパラメータを調節して、熱延鋼帯の冷却速度を制御することができる。熱延鋼帯の冷却速度を１０〜８０℃／秒に制御し、必要とされる巻き取り温度まで熱延鋼帯を冷却する。冷却速度は、オーステナイトの相変態の実際の開始温度に影響を与える重要な要因であり、すなわち、冷却速度が速いほど、オーステナイトの相変態の実際の開始温度が低くなり、相変態後に得られる微細組織の粒径が微細化され、それにより鋼帯の強度及び靱性が向上しやすくなる。熱延鋼帯の冷却速度は３０〜８０℃／秒の範囲に制御されることが好ましい。
熱延鋼帯の巻き取り温度が５２０〜６７０℃に制御されることにより、ベイナイト及びアシキュラーフェライトという微細組織の特徴が熱延鋼帯に付与される、
熱延鋼帯の巻き取り工程。
熱延鋼帯の巻き取り温度は５２０〜６２０℃の範囲に制御されることが好ましい。
高強度耐候性鋼の製造に従来の方法又は薄スラブ鋳造法を用いる既存の特許と比較して、本発明は以下の利点を有する。
（１）本発明ではストリップ連続鋳造法が用いられており、プロセスの流れが短縮され、エネルギー消費量が少なく、効率が高く、プロセスが簡略化されているなどといった特徴が充分に発揮されるため、０．５〜３ｍｍといった厚さの薄い高強度耐候性マイクロアロイ鋼の生産コストが著しく削減される。
（２）ストリップ連続鋳造法が用いられ、鋳造鋼帯の冷却速度が適切に制御されるため、本発明では、Ｐ及びＣｕの偏析を効果的に阻害して、高強度耐候性マイクロアロイ鋼のＣｕ含有量の上限を従来の方法の０．５５％及び薄スラブ鋳造法の０．６％から本方法の０．８％まで高めるとともに、高強度耐候性マイクロアロイ鋼のＰ含有量の上限を従来の方法の０．０２％及び薄スラブ鋳造法の０．１５％から本方法の０．２２％まで高めることが可能である。
高強度マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いる既存の中国特許第２００８８００２３１５７．９号明細書、中国特許第２００８８００２３１６７．２号明細書及び中国特許第２００８８００２３５８６．６号明細書と比較して、本発明は以下の面で区別される。
中国特許第２００８８００２３１５７．９号明細書、中国特許第２００８８００２３１６７．２号明細書及び中国特許第２００８８００２３５８６．６号明細書では、マイクロアロイ元素を添加することにより、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を阻害し、鋼帯にベイナイト＋アシキュラーフェライトの微細組織を付与している。しかしながら、粒径が粗大で不均一なオーステナイトの相変態により得られるベイナイト＋アシキュラーフェライトの微細組織も極めて不均一になってしまい、その結果、製品の伸びが低くなってしまう。本発明では、マイクロアロイ元素の添加量、熱間圧延温度、熱間圧延の圧下率、及び、熱間圧延の変形速度を制御することにより、熱間圧延後のオーステナイトのオンライン再結晶を実現しており、それにより、鋼帯に均一なベイナイト＋アシキュラーフェライトの微細組織が付与され、優れた強度及び塑性のバランスを有する鋼帯が得られる。また、鋼の耐候性を向上させるために、本発明の化学組成はＰ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＮｉを含有するように設計されており、実際に、鋼種が異なる鋼の製造となっている。
マイクロアロイ鋼の製造にストリップ連続鋳造法を用いる既存の中国特許第０２８２５４６６．Ｘ号明細書と比較して、本発明は以下の面で区別される。中国特許第０２８２５４６６．Ｘ号明細書では、オンライン加熱システムを追加することにより、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を制御するが、本発明では、マイクロアロイ元素の添加量、熱間圧延温度、熱間圧延の圧下率、及び、熱間圧延の変形速度を制御することにより、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を制御する。また、鋼の耐候性を向上させるために、本発明の化学組成はＰ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＮｉを含有するように設計されており、実際に、鋼種が異なる鋼の製造となっている。
ストリップ連続鋳造法による製造方法における化学組成の合理的な設計、鋳造鋼帯の冷却速度の合理的な制御、並びに、熱間圧延の温度、圧下率及び変形速度の合理的な設定によって、本発明は、マイクロアロイ元素を含有する鋳造鋼帯の熱間圧延後のオーステナイトのオンライン再結晶を制御及び実現して、均一なベイナイト及びアシキュラーフェライトの微細組織を有し、強度及び伸びのバランスに優れた耐候性鋼帯を製造するものである。
ストリップ連続鋳造法の流れを示す概略図である。
図１を参照して、本発明のストリップ連続鋳造法の流れを以下に説明する。大型の取鍋１内の溶鋼が、ロングノズル２、タンディッシュ３及び浸漬ノズル４を通して、１対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロール（５ａ及び５ｂ）と１対のサイド堰（６ａ及び６ｂ）とで形成されている溶融プール７に投入され、水冷鋳造ロールによる冷却によって１〜５ｍｍの大きさの鋳造鋼帯１１が形成される。次に、鋼帯は、その冷却速度を制御するための気密チャンバ１０内の第２の冷却装置８を通過し、その後、揺動するガイドプレート９及びピンチロール１２を介して熱間圧延機１３へと運搬される。熱間圧延後に形成された０．５〜３ｍｍの大きさの熱延鋼帯が第３の冷却装置１４を通過した後、巻き取り機１５へと進む。その後、鋼コイルが巻き取り機から取り出されて室温まで自然冷却される。
本発明の全ての実施例において、溶鋼は電気炉製錬により得られる。下記表１の具体的な化学組成を参照されたい。ストリップ連続鋳造後に得られる鋳造鋼帯の厚さ及び冷却速度、熱間圧延の温度、圧下率及び変形速度、熱延鋼帯の厚さ及び冷却速度、巻き取り温度等のプロセスパラメータに加え、室温まで冷却した後の熱延鋼帯の引張特性及び曲げ特性を表２に示す。
表２から明らかなように、本発明の鋼帯は、降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上、伸びが１８％以上であり、１８０度曲げ試験に合格する特性を有し、優れた強度及び塑性のバランスがとれたものである。
Figure 0005893768
Figure 0005893768
１ 取鍋
２ ロングノズル
３ タンディッシュ
４ 浸漬ノズル
５ａ及び５ｂ １対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロール
６ａ及び６ｂ １対のサイド堰
７ 溶融プール
８ 第２の冷却装置
９ ガイドプレート
１０ 気密チャンバ
１１ 鋳造鋼帯
１２ ピンチロール
１３ 熱間圧延機
１４ 第３の冷却装置
１５ 巻き取り機

Claims (13)

  1. ストリップ連続鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法であって、
    １）溶鋼の化学組成を質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦０．４％、Ｍｎ：０．７５〜２．０％、Ｐ：０．０７〜０．２２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１２％、Ｃｕ：０．２５〜０．８％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：０．１２〜０．４％；
    Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏから選択される１以上のマイクロアロイ元素：Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、及び、Ｍｏ：０．１〜０．５％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    からなる化学組成とする、
    製錬工程と、
    ２）１対の相対的に回転する内部水冷鋳造ロールと１対のサイド堰とで形成されている溶融プールに前記溶鋼を投入し、急速凝固により厚さ１〜５ｍｍの鋳造鋼帯に直接鋳造する、
    ストリップ連続鋳造工程と、
    ３）連続鋳造して前記鋳造ロールから送出した後、前記鋳造鋼帯を、気密チャンバを通過させて冷却する、
    ２０℃／秒を超える冷却速度での前記鋳造鋼帯の冷却工程と、
    ４）熱間圧延後の熱延鋼帯の厚さを０．５〜３．０ｍｍとし、
    前記鋳造鋼帯を熱間圧延してオーステナイトのオンライン再結晶を起こす、
    熱間圧延温度１０５０〜１２５０℃、圧下率２０〜５０％、ひずみ速度＞２０ｓ−１での前記鋳造鋼帯のオンライン熱間圧延工程と、
    ５）前記熱延鋼帯の冷却速度を１０〜８０℃／秒に制御し、前記熱延鋼帯の巻き取り温度を５２０〜６７０℃に制御する、
    冷却及び巻き取り工程とを含み、
    得られる最終鋼帯の微細組織を、均一なベイナイト及びアシキュラーフェライトから実質的になる微細組織とする、
    製造方法。
  2. 工程１）において、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉの各含有量を０．０１〜０．０５質量％とし、Ｍｏの含有量を０．１〜０．２５質量％とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  3. 工程３）において、前記鋳造鋼帯の冷却速度を３０℃／秒を超える速度とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  4. 工程４）において、前記熱間圧延温度を１１００〜１２５０℃の範囲とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  5. 工程４）において、前記熱間圧延温度を１１５０〜１２５０℃の範囲とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  6. 工程４）において、前記熱間圧延の圧下率を３０〜５０％とする、
    請求項１、４、又は、５に記載の製造方法。
  7. 工程４）において、前記熱間圧延のひずみ速度を＞３０ｓ−１ とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  8. 工程５）において、前記熱延鋼帯の冷却速度を３０〜８０℃／秒の範囲とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  9. 工程５）において、前記巻き取り温度を５２０〜６２０℃の範囲とする、
    請求項１又は８に記載の製造方法。
  10. 前記最終鋼帯の厚さを３ｍｍ未満とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  11. 前記最終鋼帯の厚さを２ｍｍ未満とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  12. 前記最終鋼帯の厚さを１ｍｍ未満とする、
    請求項１に記載の製造方法。
  13. 前記最終鋼帯の降伏強度を７００ＭＰａ以上、引張強度を７８０ＭＰａ以上、伸びを１８％以上とする、
    請求項１又は１０に記載の製造方法。
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