JP7395719B2 - 薄型高耐食鋼及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、耐食性の高い鋼製品、特に、薄型高耐食鋼及びその製造方法に属する。
近年、スクラップ鋼の継続的なリサイクルにより、スクラップ鋼資源が増加し、電気料金も下がり続けており、国内のスクラップ鋼による短プロセスの電気炉製鋼がますます出現し、その結果、鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの偏析しやすい元素が粒界に蓄積しやすく、割れなどの欠陥を引き起こすため、従来のプロセスではＳｎ、Ｃｕ元素の含有量が厳密に管理されており、通常の構造用鋼では、Ｓｎ、Ｃｕの含有量に、Ｓｎ（ｗｔ％）≦０．００５％；Ｃｕ（ｗｔ％）≦０．２％という明確な要件がある。
従来の鉄鋼製造プロセスでは、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）が鋼中の典型的な残留元素又は有害元素である。製鋼工程でＳｎ、Ｃｕを完全に除去することは非常に困難で費用がかかる。鋼にＳｎ、Ｃｕが含まれると、基本的に完全に除去することはできない。Ｓｎ、Ｃｕの含有量は、溶鋼を希釈することによってのみ削減でき、それは鋼製品の製錬コストの増加につながる。
従って、鋼（特にスクラップ鋼）に含まれるＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を合理的に利用し、「害を利益に変える」ことができれば、冶金業界全体にプラスの影響を与え、既存の鉄鋼スクラップや低品質で劣った鉱物資源（高錫鉱石、高銅鉱石）の有効活用を実現し、鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、鉄鋼産業の持続可能な発展を実現することができる。
従来の薄鋼ストリップのほとんどは、７０－２００ｍｍの厚さのビレットを複数のパスで連続的に圧延することによって製造される。従来の熱間圧延プロセスは、連続鋳造＋ビレットの再加熱と保温＋粗圧延＋仕上げ圧延＋冷却＋巻取りであり、即ち、まず連続鋳造で厚さ約２００ｍｍのビレットを作り、ビレットを再加熱して保温した後、粗圧延と仕上げ圧延を行い、一般に２ｍｍを超える厚さの鋼ストリップを得、最後に鋼ストリップを層流冷却と巻取りを行って、熱間圧延製造プロセス全体を完了する。１．５ｍｍ以下の厚さの鋼ストリップを製造することは比較的困難であり、通常、その後の熱間圧延鋼ストリップに対する冷間圧延及び焼鈍によって完成する。また、プロセスフローが長く、エネルギー消費量が多く、ユニット設備が多く、設備建設費が高いため、製造コストが高くなる。
薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスフローは、連続鋳造＋ビレットの保温と浸漬＋熱間連続圧延＋冷却＋巻取りである。このプロセスと従来のプロセスの主な違いは、以下の通りである。薄スラブプロセスのビレットの厚さが５０－９０ｍｍに大幅に減少することであり、ビレットが薄いため、ビレットは１－２パスの粗圧延を行うだけで済むか（ビレットの厚さが７０－９０ｍｍの場合）、粗圧延を行う必要がない（ビレットの厚さが５０ｍｍの場合）。一方、従来のプロセスの連続鋳造ビレットは、仕上げ圧延前に必要な仕様に薄くする前に、複数のパスで繰り返し圧延する必要がある。さらに、薄スラブプロセスのビレットは冷却されず、直接浸漬炉に入れて浸漬と保温、または少量の温度補給を行うため、プロセスフローが大幅に短縮され、エネルギー消費量が低減され、投資が削減され、生産コストが低減される。ただし、薄スラブ連続鋳造連続圧延の冷却速度が速いため、鋼の強度が増し、降伏比が大きくなり、圧延荷重が大きくなるため、経済的に製造できる熱間圧延製品の厚さ仕様は、薄すぎてはならず、通常１．５ｍｍ以上であり、特許ＣＮ２００６１０１２３４５８．１、ＣＮ２００６１００３５８００．２及びＣＮ２００７１００３１５４８．２を参照する。これらの特許は、いずれもＳｎ及びＣｕ元素に係わらない。
近年出現しているエンドレス薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセス（略称：ＥＳＰ）は、上記のセミエンドレス薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスに基づいて開発された改良プロセスである。ＥＳＰは、スラブ連続鋳造のエンドレス圧延を実現し、スラブ火炎切断、及び保温、浸漬、スラブ遷移の役割を果たす加熱炉が不要になり、生産ライン全体の長さを約１９０メートルに大幅に短縮する。連続鋳造機で鋳造されたスラブの厚さは９０－１１０ｍｍ、幅は１１００－１６００ｍｍである。連続鋳造で製造されたスラブは、誘導加熱ロールテーブルを通過してスラブへの保温と浸漬の役割を果たし、その後、粗圧延、仕上げ圧延、層冷却、巻取り工程を順次に経て、熱間圧延鋼板を得る。このプロセスでは、エンドレス圧延が実現するため、最薄厚さ０．８ｍｍの熱間圧延鋼板が得られ、熱間圧延鋼板の仕様範囲が拡大され、さらに、単一の生産ラインの生産量は年間２２０万トンに達する可能性がある。現在、このプロセスは急速に開発され、推進されている。現在、世界中で複数本のＥＳＰ生産ラインが稼働している。
薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスよりも短いプロセスフローは、薄ストリップ連続鋳造連続圧延プロセスである。薄ストリップ連続鋳造技術は、冶金及び材料研究の分野における最先端の技術であり、その出現は鉄鋼業界に革命をもたらし、従来の冶金業界における鋼ストリップの製造プロセスを変え、連続鋳造、圧延、さらには熱処理を１つに統合することで、製造された薄いストリップを１パスのオンライン熱間圧延で一度に薄い鋼ストリップに成形できるため、製造プロセスが大幅に簡素化され、製造サイクルが短縮され、そのプロセスラインの長さがわずか約５０ｍである。これは、設備投資もそれに応じて大幅に削減され、製品のコストが大幅に削減され、低炭素で環境に優しい熱間圧延薄ストリップの製造プロセスである。ツインロール薄ストリップ連続鋳造プロセスは、薄ストリップ連続鋳造プロセスの主な形態であり、世界で唯一の工業化を達成した薄ストリップ連続鋳造プロセスでもある。
双ロール薄ストリップ連続鋳造の典型的なプロセスフローを図１に示す。取鍋１中の溶鋼は、取鍋のロングノズル２、タンディッシュ３、浸漬ノズル４、及び分配器５を介して、対向して回転しかつ急速に冷却することができる２つの結晶化ローラー８ａ、８ｂ、及びサイドシール装置６ａ、６ｂによって囲まれた溶融池７に直接注がれる。溶鋼は、結晶化ローラー８ａ、８ｂの回転円周面上で凝固して、凝固シェルが形成され、徐々に成長し、その後、２つの結晶化ロールの間の最小ギャップ（ニップ点）に厚さ１－５ｍｍの鋳造ストリップ１１が形成される。鋳造ストリップは、ガイドプレート９によってピンチロール１２に案内され、圧延機１３に送られ、０．７－２．５ｍｍの薄いストリップに圧延され、そして冷却装置１４により冷却され、フライングシヤー装置１６により切断された後、最終的に巻取機１９に送られ、コイル状に巻き取られる。
薄型高耐食鋼は、高い耐食性を必要とするいくつかの分野（例えば、列車製造業における緑の列車の車両の改造）でますます使用されている。緑の列車の車両の改造に使用される鋼の市場は非常に大きく、鋼の耐食性に比較的厳しい要件があり、従来の耐大気腐食性鋼に基づいて、鋼の耐食性を２倍にする必要があり、そしてコストにも一定の要件がある。このような巨大な市場の需要に応えて、直接使用及び使用できる既製の鋼種はなく、新しいタイプの鋼を開発する必要がある。コストを考慮すると、製品には優れた曲げ特性と成形特性が必要であるため、ステンレス鋼は適していない。製品の厚さの仕様：１．０－２．０ｍｍ。本発明は、このような高耐食鋼を製造するために薄ストリップ連続鋳造プロセスを使用することには、特定の利点があることを提案し、このような高耐食性薄型鋼製品の開発の成功は、軽量、環境保護、低エネルギー消費、及びステンレス鋼に匹敵する高耐食性などの点で、列車製造業界に幅広い展望を提供する。
薄型高耐食鋼は、薄ストリップ連続鋳造によって製造され、厚みが薄いため、薄ストリップ連続鋳造プロセスには、製造とコストの面で大きな利点がある。後処理後に供給される高耐食鋼の製品仕様特徴厚さは、１．０ｍｍ、１．１ｍｍ、１．２ｍｍ、１．２５ｍｍ、１．４ｍｍ、１．５ｍｍ、１．６ｍｍ、１．８ｍｍ、２．０ｍｍなどである。製品の厚みが薄いため、従来の連続鋳造＋熱間連続圧延生産ラインを使用して製造することは困難である。一般的には、最初に熱間連続圧延プロセスで製造し、次に冷間圧延を行って製造するが、このような製造プロセスは、薄型高耐食鋼の製造コストを増加させる。
熱間圧延鋼板を薄型熱間圧延板又は「冷を熱に置き換える」製品として使用される場合、鋼板の表面品質に対する要求は非常に高いである。一般に、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さは可能な限り薄くする必要がある。これには、鋳造ストリップの後続の段階で酸化物スケールの形成を制御する必要がある。例えば、双ロール薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、結晶化ロールから圧延機の入口まで密閉チャンバー装置を使用して、鋳造ストリップの酸化を防止すること、米国特許ＵＳ６９２０９１２のように密閉チャンバー装置内に水素を追加すること、及び米国特許ＵＳ２００６０１８２９８９のように酸素含有量を５％未満に制御することにより、鋳造ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを制御できる。しかし、圧延機から巻取機への搬送プロセスで酸化物スケールの厚さを制御する方法に関する特許はほとんどない。特に層流冷却又はスプレー冷却による鋼ストリップの冷却プロセス中に、高温鋼ストリップは冷却水と接触すると、鋳造ストリップの表面の酸化物スケールの厚さが急速に増加する。同時に、高温の鋼ストリップと冷却水との接触も多くの問題を引き起こす。第一に、鋼ストリップの表面にウォータースポット（錆びスポット）が形成され、表面品質に影響を与える。第二に、層流冷却又はスプレー冷却に使用される冷却水は、鋼ストリップ表面の不均一な局所冷却を引き起こし、鋼ストリップ内部のミクロ組織が不均一になり、鋼ストリップに不均一な性能をもたらし、製品品質に影響を与える。第三に、鋼ストリップ表面の不均一な冷却は、ストリップの形状の劣化を引き起こし、ストリップの形状の品質に影響を与える。
しかし、薄ストリップ連続鋳造は、それ自体の急速凝固プロセス特性のため、製造される鋼種に、一般に、不均一な構造、低い伸び率、高い降伏比、及び成形性の悪さの問題を抱えている。同時に、鋳造ストリップのオーステナイト粒子は明らかな不均一性を有し、これによりオーステナイト変態後に得られる最終製品の構造が不均一なってしまい、製品性能、特に成形性が不安定になってしまう。従って、薄ストリップ連続鋳造生産ラインによって高耐食性鋼製品を製造することにも、特定の困難と挑戦があり、成分とプロセスの飛躍的進歩が必要である。
現在、国内外で耐食鋼とその製造方法について多くの特許が出願されており、その中で、４５０ＭＰａ以上の強度レベルの耐食鋼は、主にＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ複合マイクロアロイ技術を使用し、結晶粒微細化と析出強化により、耐食鋼の総合的な機械的特性を向上させる。具体的な特許の成分及び性能を表１に示す。
上記の高強度耐食鋼は、いずれもマイクロアロイ化経路を採用しており、成分系にはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏなどの合金元素が含まれており、いずれも従来の熱間圧延プロセスを用いて製造されている。従来の熱間圧延プロセスフローは、連続鋳造＋ビレットの再加熱と保温＋粗圧延＋仕上げ圧延＋冷却＋巻取り、すなわち、まず連続鋳造によって厚さ２００ｍｍ程度のビレットを得、ビレットを再加熱して保温した後、粗圧延と仕上げ圧延を行い、一般に２ｍｍを超える厚さの鋼ストリップを得、最後に鋼ストリップを層流冷却と巻取りを行って、熱間圧延製造プロセス全体を完了する。厚さが２ｍｍ未満の鋼ストリップを製造する場合は、通常、熱間圧延鋼ストリップに対して冷間圧延とその後の焼鈍を継続する必要がある。上記の特許、例えば特許ＣＮ２００６１０１２５１２５．２及びＵＳ６３１５９４６は、鋼へのホウ素（Ｂ）元素の添加についても言及しているが、開示された発明の内容は、ホウ素（Ｂ）元素の添加後の具体的なプロセス制御方法に関するものではなく、また、添加量も比較的少ない。
従来のプロセスを使用してマイクロアロイドの高強度耐食鋼を製造する場合、主な問題は次のとおりである。
（１）プロセスフローが長く、エネルギー消費量が多く、ユニット設備が多く、設備建設費が高いため、製造コストが高くなる。
（２）耐食鋼は、鋼ストリップの耐食性を向上させる銅などの偏析しやすい元素を多量に含む。従来のプロセスでは、ビレットの凝固と冷却速度が遅いため、銅などの元素のマクロ偏析を引き起こしやすく、その結果、ビレットの異方性及びマクロクラックが発生し、材料形成率が低い。
（３）耐食鋼は、従来のプロセスで偏析しやすい特性を有するため、従来のプロセスを用いて高強度耐食鋼を製造する成分設計において、銅の添加量は０．２－０．５５％の範囲であり、実際の生産では、通常、下限が採用され、クロムの添加量は０．２－１．２５の範囲であり、一般に低い。その結果、鋼ストリップの耐食性は低くなってしまう。
（４）これらの耐食鋼の耐食性は、本発明の鋼の耐食性要求（即ち、従来の耐食鋼に対してさらに２倍に向上する）を達成することができない。
（５）従来のプロセスでは、熱間圧延プロセス中にマイクロアロイ元素を固溶体として保持できないため、部分的な析出が生じ、鋼組織の結晶粒が微細になり、降伏比が向上し、成形性が悪くなり、圧延荷重が著しく増加し、エネルギー消費やロール消費量が増加し、設備へのダメージが大きくなるため、経済的かつ実用的に製造できる高強度耐食鋼の熱間圧延製品の厚さ範囲が制限され、通常≦２ｍｍである。従来の熱間圧延製品に対して冷間圧延を継続すると、鋼ストリップの厚みをさらに薄くすることができるが、熱間圧延鋼ストリップの強度が高いため、冷間圧延も困難である。第１に、高い冷間圧延負荷は、設備への要件が高く、ダメージが大きくなる。第２に、熱間圧延製品において合金元素から析出した第２相は、冷間圧延後の鋼ストリップの再結晶焼鈍温度を有意に増加させる。
薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスを使用してマイクロアロイドの高強度耐食鋼を製造する場合、従来のプロセスの欠点をある程度克服することができる。薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスフローは、連続鋳造＋ビレットの保温と浸漬＋熱間連続圧延＋冷却＋巻取りである。このプロセスと従来のプロセスの主な違いは、以下の通りである。即ち、薄スラブプロセスのビレットの厚さが５０－９０ｍｍと大幅に薄くなり、ビレットが薄いため、ビレットは１－２パスの粗圧延を行うだけで済むか（ビレットの厚さが７０－９０ｍｍの場合）、粗圧延を行う必要がない（ビレットの厚さが５０ｍｍの場合）。一方、従来のプロセスの連続鋳造ビレットは、仕上げ圧延前に必要な仕様に薄くする前に、複数のパスで繰り返し圧延する必要がある。さらに、薄スラブプロセスのビレットは冷却されず、直接浸漬炉に入れて浸漬と保温、または少量の温度補給を行うため、プロセスフローが大幅に短縮され、エネルギー消費量が低減され、投資が削減され、生産コストが低減される。さらに、薄スラブプロセスのビレットは、凝固と冷却速度が加速し、元素のマクロ偏析をある程度減少し、製品の欠陥が減少し、材料形成率を向上させることができるため、薄スラブプロセスを用いてマイクロアロイドの高強度耐食鋼を製造するための成分設計は、耐食性を向上させるリンと銅の元素の含有量の範囲を適切に緩和し、これは、鋼の耐食性を向上させるのに有利である。
中国特許ＣＮ２００６１０１２３４５８．１は、薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスに基づいて、Ｔｉマイクロアロイ化プロセスを使用して７００ＭＰａ級の高強度耐食鋼を製造する方法を開示しており、この方法で製造された耐食性鋼板の化学成分は、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％であり、残部がＦｅと不可避不純物である。鋼板の降伏強度は７００ＭＰａ以上、引張強度は７７５ＭＰａ以上、伸び率は２１％以上である。この特許では、リンは、不純物元素として制御されており、含有量が０．０４％以下であり、従来のプロセスの０．０２５％以下に比べて緩和されている。
中国特許ＣＮ２００６１００３５８００．２は、薄スラブ連続鋳造連続圧延プロセスに基づいて７００ＭＰａ級のＶ－Ｎマイクロアロイドの耐食鋼を製造する方法を開示しており、この方法で製造された耐食性鋼板の化学成分は、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％であり、残部がＦｅと不可避不純物である。鋼板の降伏強度は７００ＭＰａ以上、引張強度は７８５ＭＰａ以上、伸び率は２１％以上である。この特許では、リンは、耐食性を向上させる元素として制御され、含有量が０．０７－０．１５％であり；銅含有量は０．２５－０．６％であり、その下限及び上限は、それぞれ、従来のプロセスにおける銅含有量の下限０．２％及び上限０．５５％よりも高い。
薄スラブプロセスは、マイクロアロイドの高強度耐食鋼の製造において上記の利点を持っているが、従来の製造プロセスに存在するいくつかの問題が薄スラブプロセスにまだ存在する。例えば、マイクロアロイ元素は熱間圧延プロセスにおいて固溶体として保持できず、部分的な析出が生じ、鋼の強度が増し、圧延荷重が増加し、エネルギー消費とロール消費量が増加し、経済的かつ実用的に製造できる高強度耐食鋼の熱間圧延製品の厚さ仕様は、薄すぎることができなく、１．５ｍｍ以上である。中国特許ＣＮ２００６１０１２３４５８．１、ＣＮ２００６１００３５８００．２及びＣＮ２００７１００３１５４８．２を参照する。
中国特許ＣＮ１６３３５０９Ａは、薄ストリップの連続鋳造によって銅含有炭素鋼製品を製造する方法に言及しており、この特許は、鋼ストリップの銅元素を析出または再結晶させるために、この鋼ストリップを４００－７００°Ｃの範囲で焼鈍し、焼き戻しなどの熱処理プロセスにする必要があることを強調している。本発明と比較して、本発明の組成には微量元素Ｂが添加され、Ｃｒの含有量が著しく増加し、明らかな際立った特徴を有し、そしてその後の処理プロセスも完全に異なる。
米国特許ＵＳ２００８２６４５２５／ＣＮ２００５８０００９３５４．１に記載されている高銅低合金の薄ストリップの製造方法は、圧延機に入る前に、上記鋼ストリップを非酸化性雰囲気で１０８０℃未満に冷却して、鋼ストリップの「高温脆化」現象を防ぐことを特徴とする。本発明と比較して、本発明では微量元素Ｂが添加され、Ｃｒの含有量が著しく増加し、鋼ストリップを取り出した後の処理方法も異なる。
国際特許ＷＯ２００８１３７８９８、ＷＯ ２００８１３７８９９、ＷＯ ２００８１３７９００、及び中国特許ＣＮ２００８８００２３１５７．９、ＣＮ２００８８００２３１６７．２、ＣＮ２００８８００２３５８６．６は、薄ストリップ連続鋳造連続圧延プロセスを使用して、厚さ０．３－３ｍｍのマイクロアロイド鋼ストリップを製造する方法を開示している。この方法で使用される化学成分は、Ｃ：≦０．２５％、Ｍｎ：０．２０～２．０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：≦０．０１％であり、さらにＮｂ：０．０１～０．２０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％の少なくとも１つが含まれている。熱間圧延の圧下率が２０－４０％、巻取り温度が７００℃以下の条件下では、熱間圧延ストリップの微細構造はベイナイト＋針状フェライトである。特許によれば、主に鋳造ストリップ内の固溶体状態にある合金元素は、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を抑制しており、圧下率が４０％に達しても、オーステナイトの再結晶は非常に限られている。熱間圧延圧下率２０－４０％ではオーステナイトの再結晶が起こらないため、熱間圧延後も粗大オーステナイトの焼入れ性が維持され、ベイナイト＋針状フェライトの室温組織が得られる。熱間圧延に使用される温度範囲は特許に記載されていないが、これらの特許に関連する記事（C.R. Killmore, etc. Development of Ultra-Thin Cast Strip Products by the CASTRIP（登録商標） Process. AIS Tech, Indianapolis, Indiana, USA, May 7-10, 2007）では、熱間圧延に使用される温度は９５０℃であると報告されている。
この方法で製造された薄ストリップ連続鋳造低炭素マイクロアロイド鋼製品は高強度であり、上記の成分システム内で、降伏強度は６５０ＭＰａに達し、引張強度は７５０ＭＰａに達することができるが、主な問題は製品の伸び率が高くないことである（≦６％又は≦１０％）。低伸び率の主な理由は、薄ストリップ連続鋳造プロセスによって得られた鋳造ストリップのオーステナイト結晶粒径が、数十ミクロンから７００または８００ミクロンの範囲で不均一であるためである。薄ストリップ連続鋳造プロセスの後には、一般的に１－２台のスタンド圧延機のみが使用され、その熱間圧延の圧下率は通常５０％を超えることは困難であり、変形による結晶粒微細化の効果が非常に小さく、再結晶によってオーステナイト粒を微細化しないと、不均一なオーステナイト構造を熱間圧延後に効果的に改善することは困難であり、不均一なサイズのオーステナイト変態によって生成されたベイナイト＋針状フェライト構造も非常に不均一であるため、伸び率は高くない。
薄ストリップ連続鋳造マイクロアロイド鋼の強度－塑性整合を改善するために、中国特許０２８２５４６６．Ｘは、薄ストリップ連続鋳造連続圧延プロセスによって厚さ１－６ｍｍのマイクロアロイド鋼薄ストリップを製造する別の方法を提案している。この方法で使用されるマイクロアロイド鋼の成分システムは、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％であり、残部はＦｅと不可避不純物である。鋳造ストリップの熱間圧延は、オーステナイト領域、オーステナイトフェライト二相領域、またはフェライト領域に対応する１１５０－（Ａｒ１－１００）℃の範囲で行い、熱間圧延における圧下率は１５－８０％である。この方法では、オンライン加熱システムを、薄ストリップ連続鋳造連続圧延ユニットの後に設計し、加熱温度範囲を６７０－１１５０℃とし、その目的は、鋳造ストリップをさまざまな相領域で熱間圧延し、一定期間の保温後に完全に再結晶化して、鋼ストリップがより優れた強度－塑性整合を得ることができることである。この方法で生産するには、生産ラインの設計にオンライン加熱システムを追加する必要があり、加熱時間の長さがベルト速度と加熱炉の長さによって決定されるため、加熱炉は、加熱の均一性を確保するのに十分な長さでなければなれない。これは投資コストを増加させるだけでなく、薄ストリップ連続鋳造連続圧延ラインの床面積を大幅に増加させ、ラインの利点を低減させる。
本発明の目的は、薄型高耐食鋼及びその生産方法を提供し、スクラップ鋼を原料として十分に利用して溶鋼のコストを低減し、薄ストリップ連続鋳造によって生産プロセスのコストのさらなる低減、及び製品性能、特に製品の耐食性能の向上を実現することである。上記高耐食鋼は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上、引張強度が４８０ＭＰａ以上、伸び率が２６％以上に達し、相対腐食率が≦２５％である。
上記目的を達成するために、本発明の技術案は以下のようである。
本発明は、スクラップ鋼中のＳｎ、Ｃｕなどの残留元素を利用して溶鋼を製錬し、鋼中にＣｒ、Ｎｉなどの合金元素、及びＢ元素を選択的に添加し；製錬プロセスでは、スラグの塩基度、鋼に含まれる介在物の種類と融点、溶鋼中の遊離酸素の含有量、及び酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量を制御し；次に、双ロール薄ストリップ連続鋳造を行い、厚さ１．５－３ｍｍの鋼ストリップを鋳造し、鋼ストリップが結晶化ロールから出た後、非酸化性雰囲気を有する下部密閉チャンバーに直接入り、密閉条件下でオンライン圧延機に入って熱間圧延を行い；圧延されたストリップが、ガス噴霧冷却法によって冷却される。ガス噴霧冷却法は、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減らし、鋼ストリップの温度均一性を改善し、鋼ストリップの表面品質を改善することができる。最終的に製造された鋼コイルは、酸洗い－平坦化の後に使用されるか、または酸洗い－溶融亜鉛めっきの後に使用される。
具体的に、本発明の薄型高耐食鋼は、化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．０２－０．０６％、Ｓｉ：０．１－０．５％、Ｍｎ：０．４－１．７％、Ｐ≦０．０２％、Ｃｒ：４．０－６．０％、Ｎｉ：１．０－３．０％、Ｓ≦０．００７％、Ｎ：０．００４－０．０１０％、Ａｌｓ＜０．００１％、Ｂ：０．００１－０．００６％であり、全酸素［Ｏ］Ｔ：０．００７－０．０２０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらに以下の条件を同時に満足する。
Ｃｕ：０．１－０．６％及びＳｎ：０．００５－０．０４％の１種又は２種の元素を含み；
Ｍｎ／Ｓ≧２５０。
本発明の上記高耐食鋼は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上、引張強度が４８０ＭＰａ以上、伸び率が２６％以上に達し、相対腐食率が≦２５％である。
本発明の上記高耐食鋼のミクロ組織は針状フェライト＋パーライトの混合ミクロ組織である。
好ましくは、本発明の上記高耐食鋼の平均腐蝕速度は０．１２５０ｍｇ／ｃｍ２・ｈ未満である。
好ましくは、本発明の上記高耐食鋼の降伏比は、≦０．７５である。
本発明の上記高耐食鋼の化学成分設計において、
Ｃ：Ｃは鋼における最も経済的で基本的な強化元素であり、固溶体強化と析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｃはオーステナイト変態中のセメンタイトの析出に不可欠な元素であるため、Ｃ含有量のレベルが鋼の強度レベルを大きく左右する。つまり、Ｃ含有量が多いほど強度レベルが高くなる。しかし、Ｃの侵入型固溶と析出は鋼の塑性と靭性に大きな悪影響を及ぼし、またＣ含有量が高すぎると溶接性能に悪影響を与えるため、Ｃ含有量が高すぎることはできず、鋼の強度は合金元素の適切な添加によって補償される。同時に、従来のスラブ連続鋳造では、包晶反応領域での鋳造によりスラブに表面亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはブレイクアウト事故が発生する可能性がある。薄ストリップ連続鋳造でも、同様であり、包晶反応領域でストリップの鋳造により表面に亀裂が発生しやすく、ひどい場合にはストリップが破断する。従って、Ｆｅ－Ｃ合金の薄ストリップ連続鋳造も包晶反応領域を回避する必要がある。従って、本発明で採用されるＣ含有量の範囲は、０．０２－０．０６％である。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼において固溶強化の効果を果たし、鋼にＳｉを添加すると鋼の純度を向上させ、脱酸することができるが、Ｓｉ含有量が多すぎると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が低下してしまう。従って、本発明で採用されるＳｉ含有量の範囲は、０．１－０．５％である。
Ｍｎ：Ｍｎは最も安価な合金元素の１つであり、鋼の焼入れ性を向上させることができ、鋼にかなりの固溶性を有し、固溶体強化により鋼の強度を向上させるとともに、基本的に鋼の塑性と靭性に損傷がなく、鋼の強度を向上させるための最も重要な強化元素であり、鋼において脱酸の役割もある。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が低下してしまう。従って、本発明で採用されるＭｎ含有量の範囲は、０．４－１．７％である。
Ｐ：Ｐの含有量が多いと、粒界に偏析しやすくなり、鋼の冷間脆性が増し、溶接性能が低下し、塑性が低下し、冷間曲げ性能が低下する。薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、鋳造ストリップの凝固と冷却速度が非常に速く、Ｐの偏析を効果的に抑制できるため、Ｐの欠点を効果的に回避し、Ｐの利点を十分に活用できる。従って、本発明では、Ｐ含有量が従来の製造プロセスのよりも高く、Ｐ元素の含有量が適切に緩和され、製鋼プロセスにおいて脱リン工程が排除され、実際の操作では、脱リン工程をわざと行う必要がなく、余分のリンの添加も必要ではなく、Ｐの含有量の範囲は、≦０．０２％である。
Ｓ：Ｓは、通常の場合、鋼を高温で脆くし、鋼の延性や熱可塑性を低下させ、圧延の時に亀裂を引き起こす鋼中の有害元素である。Ｓは溶接性能及び耐食成も低下させる。従って、本発明では、Ｓは不純物元素として制御され、その含有量の範囲が≦０．００７％であり、幾つかの実施形態においては、Ｓの含有量が≦０．０６７％である。かつ、Ｍｎ／Ｓ≧２５０である。幾つかの実施形態においては、Ｍｎ／Ｓ＞２５０である。
Ａｌｓ：鋼中の介在物を制御するために、本発明はＡｌを脱酸に使用できないことを要求し、耐火物の使用において、Ａｌの追加の導入は可能な限り回避されるべきであり、酸可溶性アルミニウムＡｌｓの含有量は、＜０．００１％に厳密に制御される必要がある。
Ｎ：Ｃ元素と同様に、Ｎ元素は、侵入型固溶により鋼の強度を向上させることができる。本発明は、鋼中のＮを利用してＢと作用してＢＮ析出相を生成する必要があり、鋼中に一定量のＮが必要である。ただし、Ｎの侵入型固溶は鋼の塑性と靭性に大きな悪影響を及ぼし、遊離Ｎの存在は鋼の降伏比を増加させるので、Ｎ含有量が高すぎないようにする必要がある。本発明で採用されるＮ含有量の範囲は、０．００４－０．０１０％である。
Ｃｒ：Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるだけでなく、ステンレス鋼中の主な合金元素でもあり、鋼の耐食性を大幅に向上させるが、含有量が多すぎると、溶接性能が著しく低下する。本発明では、Ｃｒの含有量を４．０－６．０％に制限する。
Ｎｉ：Ｎｉは、焼入れ性を改善し、鋼の低温靭性を大幅に改善し、鋼の耐食性と靭性を改善するための好ましい元素であり、同時に、Ｎｉは溶接性能に対するＣｒの悪影響を打ち消すことができ、Ｃｕの高温脆化を効果的に防ぐこともできる。本発明では、Ｎｉの含有量を１．０－３．０％に制限する。
Ｎｂ：薄ストリップ連続鋳造プロセスにおいて、その独特の急速凝固と急速冷却特性により、添加された合金元素Ｎｂは主に固溶体状態の鋼ストリップに存在する。鋼ストリップを室温まで冷却しても、Ｎｂの析出はほとんど観測されていない。鋼に固溶したＮｂ元素は固溶体強化の役割を果たすことができる。本発明で設計されるＮｂ含有量の範囲は、０．０１－０．０８％である。
Ｖ：薄ストリップ連続鋳造プロセスにおいて、ＶはＮｂと類似しているが、Ｎｂに比べて効果が弱く、主に固溶体状態で鋼ストリップに存在している。ストリップを室温に冷却しても、Ｖの析出はほとんど観察されない。鋼に固溶したＶ元素は固溶体強化の役割を果たすことができる。本発明で採用されるＶ含有量の範囲は、０．０１－０．０８％である。
Ｃｕ：Ｃｕは、鋼において主に固溶と析出硬化の役割を果す。Ｃｕは偏析しやすい元素であるため、従来のプロセスフローでは一般的に銅の含有量を厳しく管理している。本発明は、薄ストリップ連続鋳造の急速凝固効果を利用して、Ｃｕの上限を０．６０％に増加させる。Ｃｕ含有量の増加は、ある意味でスクラップ鋼や劣った鉱物資源（高銅鉱石）での銅の有効利用を実現し、鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、持続可能な発展の目的を達成することができる。いくつかの実施形態では、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量の範囲は、０．１－０．６％であり得る。
Ｓｎ：Ｓｎ元素もスクラップ鋼の主要な関与元素の１つであり、鋼中の有害元素として認識されている。Ｓｎは偏析しやすい元素であるため、少量のＳｎでも粒子境界で富化され、亀裂などの欠陥の発生を引き起こす。そのため、従来のプロセスではＳｎの含有量は厳しく管理されている。薄ストリップ連続鋳造の急速凝固の特性により、デンドライト間の元素の偏析が大幅に減少し、元素の固溶体を大幅に増加させる。従って、薄ストリップ連続鋳造プロセスの条件下で、Ｓｎ元素の範囲を拡大することができ、製鋼のコストを大幅に削減することができる。図２にＳｎ元素と平均熱流束密度との関係を示す。図２から、Ｓｎの添加量が０．０４％未満の場合、熱流束密度への影響は小さく、即ち、薄ストリップの凝固過程への影響はないことがわかる。図３にＳｎ含有量と表面粗さとの関係を示す。鋳造ストリップの表面の亀裂は通常、鋳造ストリップの表面のでこぼこの折り目で発生するため、表面粗さを使用して表面亀裂の発生を特徴付ける。粗さが大きいと、亀裂発生の可能性が高くなる。図３から、Ｓｎ含有量の増加は、急速凝固条件下での鋳造ストリップの表面品質に悪影響を及ぼさないことがわかる。図２及び図３の結果から分かるように、Ｓｎは、鋳造ストリップの凝固及び表面品質に悪影響を及ぼさないことが分かる。従って、本発明では、Ｓｎ含有量の要件をさらに緩和することができ、設計されたＳｎ含有量の範囲は、０．００５－０．０４％である。
Ｂ：鋼におけるＢの重要な役割は次のとおりである。ごく少量のホウ素は鋼の焼入れ性を２倍にすることができ、Ｂは高温オーステナイト中に粗いＢＮ粒子を優先的に析出させ、それによって微細なＡｌＮの析出を抑制し、粒界に対する微細ＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒を粗大化および均質化し、圧延後の再結晶に有利であり、オーステナイト結晶粒を粗大化しておよび均質化した後、製品の降伏比を改善し、製品の成形性を向上させることにも有利であり；さらに、ＢとＮの結合により、粒界での低融点相Ｂ２Ｏ３の出現を効果的に防ぐことができる。
Ｂは活気があり、偏析しやすい元素であり、粒界で容易に偏析する。従来のプロセスでＢ含有鋼を製造する場合、Ｂ含有量は一般に非常に厳密に制御され、一般に約０．００１－０．００３％である。薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、凝固と冷却速度が速く、Ｂの偏析を効果的に抑制し、より多くのＢ含有量を固溶できるため、Ｂの含有量を適切に緩和できる。また、合理的なプロセス制御によって粗いＢＮ粒子を生成し、微細なＡｌＮの析出を抑制し、窒素固定の役割を果たすことができる。他の研究では、ＢをＮｂ及びＶと組み合わせて添加すると、より良い効果が得られ、Ｃ原子の偏析傾向が減少し、粒界でのＦｅ23（Ｃ，Ｂ）6の析出が回避されるため、より多くのＢを添加できることが示されている。従って、本発明では、従来のプロセスよりも高いＢ含有量を採用し、その範囲は０．００１－０．００６％である。
本発明の薄型高耐食鋼の製造方法は、以下のステップを含む。
ａ）製錬
上記の化学成分要件に従って製錬を行い、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２（質量比）はａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御され；溶鋼で得られる低融点ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物中のＭｎＯ／ＳｉＯ２（質量比）は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御され；溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅ含有量は０．０００５－０．００５％であり；溶鋼成分において、Ｍｎ／Ｓ≧２５０であり；
ｂ）連続鋳造
連続鋳造は双ロール薄ストリップ連続鋳造を採用しており、２つの結晶化ロール間の最小ギャップに１．５－３ｍｍの厚さの鋳造ストリップが形成され；結晶化ローラーの直径は５００－１５００ｍｍであり、好ましくは直径が８００ｍｍであり；結晶化ローラーの内部は水で冷却され、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎであり；連続鋳造の分配は、２段階の溶鋼分配システム、すなわちタンディッシュ＋分配器を採用しており；
ｃ）下部密閉チャンバーの保護
鋳造ストリップが結晶化ローラーから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃で、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバーに非酸化ガスを通過させ、下部密閉チャンバー内の酸素濃度は＜５％に制御され、下部密閉チャンバーの出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃であり；
ｄ）オンライン熱間圧延
鋳造ストリップは、下部密閉チャンバー内でピンチロールを介して圧延機に送られ、０．８－２．５ｍｍの厚さのストリップ鋼に圧延され、圧延温度は１１００－１２５０℃であり、熱間圧延の圧下率は１０－５０％、好ましくは３０－５０％に制御され、圧延後のストリップの厚さは、０．８－２．５ｍｍ、好ましくは１．０－１．８ｍｍであり；
ｅ）鋼ストリップ圧延後の冷却
圧延後の鋼ストリップを冷却し、ガス噴霧冷却法を使用して鋼ストリップを冷却し、ガス噴霧冷却の冷却速度は２０－１００℃／ｓであり；
ｆ）鋼ストリップの巻取り
冷却された熱間圧延鋼ストリップは直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は６００－７００℃である。
さらに、ステップｇ）後続処理も含まれ、鋼コイルは酸洗い－平坦化を経て、酸洗いコイルとして使用されるか、または酸洗い－溶融亜鉛めっきを経て亜鉛メッキシートとして使用される。
好ましくは、ステップａ）において、製錬原料としては、１００％全スクラップ鋼を事前選別なしで使用することができ、溶融鋼製錬は電気炉による製鋼を採用し；或いは、製錬は転炉による製鋼を採用し、スクラップ鋼を、製錬原料の２０ｗｔ％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる。
好ましくは、ステップｃ）において、前記非酸化性ガスは、Ｎ２、Ａｒ、またはドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２ガスである。
好ましくは、ステップｅ）において、前記ガス噴霧冷却の空気－水比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａである。空気－水比は、圧縮空気と水の流量比を指し、流量の単位はｍ３／ｈである。
好ましくは、ステップｆ）において、巻取りは、鋼ストリップの連続生産を確実にするためにダブルコイラーの形態を採用するか、またはカルーセルコイラーの形態を使用することができる。
好ましくは、ステップｆ）において、冷却された熱間圧延鋼ストリップは、低品質のヘッドを切断した後、直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は６００－７００℃である。
本発明の製造方法において：
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるために、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２をａ＜１．５、好ましくはａ＜１．２、又はａ＝０．７－１．０に制御する。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるためには、低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物を得る必要がある。図４の影付きの領域に示されているように、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物におけるＭｎＯ／ＳｉＯ２（質量比）は０．５～２、好ましくは１～１．８に制御されている。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるために、鋼中の酸素（Ｏ）は酸化物介在物の形成に不可欠な元素である。本発明は、低融点のＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３の三元介在物を形成する必要があり、溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅは０．０００５－０．００５％の範囲である必要がある。
薄ストリップ連続鋳造溶鋼の鋳造性を向上させるためには、上記の成分のうち、ＭｎとＳの制御がＭｎ／Ｓ≧２５０の関係を満たさなければならない。
鋳造ストリップが結晶化ローラーから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃であり、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバー内の酸素濃度は５％未満に制御され、下部密閉チャンバーは圧延機の入口まで鋳造ストリップを酸化から保護し、下部密閉チャンバーの出口での鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃である。
鋳造ストリップの下部密閉プロセスに関与するＢＮ析出物の理論的根拠：
鋼中のγ－Ｆｅ中のホウ素と窒素、アルミニウムと窒素の熱力学的方程式は次のとおりである。
BN=B+N； Log[B][N]=-13970/T+5.24 (1)
AlN=Al+N；Log[Al][N]=-6770/T+1.03 (2)
図５に示すように、鋼中のＢＮの析出開始温度は約１２８０℃であり、ＢＮの析出が９８０℃でバランスをとる傾向があるが、この時のＡｌＮの析出が始まったばかりであり（ＡｌＮの析出温度は約９８０℃）、熱力学的には、ＢＮの析出はＡｌＮよりも優先される。本発明は、下部密閉チャンバー内でＢとＮの結合を完了して、粗いＢＮ粒子を生成することで、微細なＡｌＮの析出を抑制し、結晶粒界への微細なＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒を粗大化し、オーステナイト結晶粒がより均一になり、製品の降伏比を効果的に低減し、製品の性能を向上させるのに有益である。さらに、ＢとＮの結合により、粒界での低融点相Ｂ２Ｏ３の出現を効果的に防ぐことができる。
原料は１００％全スクラップ鋼から事前選別なしで選択できるため、製造コストを大幅に削減できる。
投資コストと生産コストを節約するために、現代の鉄鋼生産企業は、既存の生産プロセスに対して積極的に技術革新を行っている。既存の熱間鋼ストリップ製造におけるプロセスフローが長く、設備が多く、複雑であるという問題を考慮して、多くの製造業者は、連続鋳造連続圧延技術を従来のプロセスと緊密に組み合わせて、連続鋳造連続圧延プロセスのニーズを満たす。
転炉による製鋼で溶鋼を提供するには、製造業者が溶鉄を提供するための条件を備えている必要があり、一般的に、高炉製鉄設備又は非高炉製鉄設備が必要であり、これは現在の長いプロセスの鉄鋼生産モードに属す。しかし、今日のますます豊富なスクラップ資源では、国は、エネルギーの節約、消費の削減、及びコストの削減という目的を達成するために、転炉のスクラップ率を上げることを提唱している。過去の転炉のスクラップ率の平均レベルは約８％であり、現在及び将来の転炉のスクラップ率の目標は１５－２５％である。本発明の転炉のスクラップ率は、すでに２０％以上に達する可能性がある。
電気炉による製鋼で溶鋼を提供するには、スクラップ鋼を主原料として使用する。ダイカストや厚板連続鋳造などの従来のプロセスでは、凝固冷却速度はわずか１０－１－１０℃／ｓである。スクラップ鋼中のこれらの残留元素は、凝固プロセス中に粒界偏析を引き起こし、鋼の性能と品質を低下させ、深刻な場合に亀裂や破壊が直接発生する。従って、従来のプロセスでは、これらの有害な要素を厳密に管理する必要がある。スクラップ原料の選定では、事前選別や製鋼プロセスでの特殊処理、例えば、希釈のためにいくつかの濃縮物を追加するなどが必要であり、これは、間違いなく生産操作のコストを増加する。鋼の組成を管理する必要があるため、使用するスクラップ鋼には一定の品質要件がある。一般的に、鉄スクラップは事前に選別して分類する必要がある。国内の電気炉製鉄所の一部は、生産効率を上げるために、別に購入した海綿鉄や炭化鉄などの精鉱を原料組成に加えて、スクラップ鋼における除去しにくい有害元素を希釈し、溶鋼の品質を向上させる。高炉と電気炉の両方を備えた一部の国内製鉄所では、電気炉の原料として自家生成溶融鉄を電気炉に混合し、電気炉の生産効率を向上させ、タッピング時間を大幅に短縮し、電気炉での溶融鉄の混合率は３０～５０％に達することができる。
使用される双ロール薄ストリップ連続鋳造技術は、典型的なサブラピッド凝固プロセスであり、凝固冷却速度が１０2－１０4℃／秒と高速である。Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐなどのスクラップ鋼中のいくつかの有害な残留元素は、粒界偏析を起こさずに最大限に鋼マトリックスに溶解することができる。従って、事前選別なしで１００％完全なスクラップ製錬を実現でき、原材料のコストを大幅に削減できる。これらの残留元素は固溶体強化にも関与し、優れた特性を備えた極薄の熱間圧延ストリップを製造できる。低品質のスクラップ鋼資源の総合活用を実現し、スクラップ鋼中のこれらの有害な残留元素を「害を利益に変える」「廃棄物を利用する」効果を発揮する。
圧延された鋼ストリップは、ガス噴霧冷却法によって冷却される。
オンライン熱間圧延後の鋼ストリップは圧延後に冷却され、圧延後の鋼ストリップはガス噴霧冷却法により冷却される。ガス噴霧冷却法は、鋼ストリップの表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減らし、鋼ストリップの温度均一性を改善し、鋼ストリップの表面品質を改善することができる。ガス噴霧冷却の空気－水比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａである。ガス噴霧後、高圧水ミストが形成され、鋼ストリップの表面に噴霧され、鋼ストリップの温度を下げる役割を果たす一方で、水ミストは高ストリップの表面を覆う緻密なガス膜を形成し、鋼ストリップの酸化防止の役割を果たし、それによって熱間圧延鋼ストリップの表面での酸化物スケールの成長を効果的に制御できる。この冷却方法は、従来のスプレー又は層流冷却によって引き起こされる問題を回避し、鋼ストリップの表面温度を均一に低下させ、鋼ストリップの温度均一性を改善して、内部のミクロ組織を均質化する効果を達成することができる。同時に、冷却が均一であるため、鋼ストリップの形状品質と性能の安定性を向上させ；鋼ストリップ表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減少できる。ガス噴霧冷却の冷却速度範囲は２０－１００℃／ｓである。
本発明の主な利点：
本発明で薄ストリップ連続鋳造技術を利用して製造する、スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）／スズ（Ｓｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）を含む耐食鋼は、これまでに報告されていなく、その利点は次のように要約される。
１．本発明は、スラブ加熱、複数のパスの繰り返し熱間圧延などの複雑なプロセスを省略し、双ロール薄ストリップ連続鋳造＋１パスのオンライン熱間圧延プロセスにより、製造プロセスがより短く、効率がより高く、そして生産ラインの投資コスト及び生産コストが大幅に削減される。
２．本発明は、従来の方法による耐食鋼の製造における多くの複雑な中間ステップを節約し、従来の製造プロセスと比較して、製造のエネルギー消費及びＣＯ２排出が大幅に削減され、グリーンであり、環境にやさしい製品である。
３．本発明は、薄ストリップ連続鋳造プロセスを採用して熱間圧延薄型耐食鋼を製造する。Ｃｒの含有量を増やすことにより、Ｃｒの偏析の問題がなく、耐食性が大幅に向上し、ステンレス鋼に匹敵し、従来の耐食鋼に基づいて２倍にすることができる。同時に、鋳造ストリップ自体の厚さは比較的薄く、希望の製品厚さまでのオンライン熱間圧延により、薄型製品は製造において冷間圧延を行う必要がなく、市場に直接供給され、薄型熱間圧延シートの供給目的と「冷を熱に置き換える」の目的を達成し、シートとストリップの費用効果を大幅に向上させることができる。
４．本発明は、微量のホウ素元素を添加して高温オーステナイト中に粗いＢＮ粒子を優先的に析出させることにより、微細なＡｌＮの析出を抑制し、粒界への微細なＡｌＮのピン止め効果を弱め、結晶粒の成長能力を向上させ、これにより、オーステナイト結晶粒を粗大化および均質化し、製品の降伏比と成形性を改善するのに有益である。
５．本発明の製錬は電気炉による製錬を採用しており、製錬される原材料は、事前選別なしで、真の意味で１００％完全スクラップ鋼で製錬することができ、原材料のコストを大幅に削減できる。転炉による製錬で製錬を行う場合は、スクラップ鋼を製錬原料の２０％以上の割合で転炉に添加し、事前選別が不要であるため、転炉のスクラップ率を最大限に向上し、製錬コストとエネルギー消費を大幅に削減できる。
６．本発明は、Ｃｕ、Ｓｎを含むスクラップ鋼を利用して、鋼中のＣｕ、Ｓｎについて「害を利益に変える」ことを実現し、既存のスクラップ鋼又は低品質で劣った鉱物資源（高錫鉱石、高銅鉱石）の有効利用を実現し、スクラップ鋼のリサイクルを促進し、生産コストを削減し、鉄鋼産業の持続可能な発展を実現することができる。
７．本発明は、圧延後の鋼ストリップのガス噴霧冷却法を採用し、これにより、従来のスプレー又は層流冷却によって引き起こされる問題を回避し、鋼ストリップの表面温度を均一に低下させ、鋼ストリップの温度均一性を改善して、内部のミクロ組織を均質化する効果を達成することができる。同時に、冷却が均一であるため、鋼ストリップの形状品質と性能の安定性を向上させ；鋼ストリップ表面の酸化物スケールの厚さを効果的に減少できる。
８．従来のプロセスにおけるスラブの冷却工程では、合金元素の析出が発生し、スラブを再加熱すると、合金元素の再溶解が不十分なため、合金元素の利用率が低下することがよくある。本発明の薄ストリップ連続鋳造プロセスでは、高温鋳造ストリップを直接熱間圧延し、添加する合金元素が主に固溶体状態で存在するため、合金の利用率を向上させることができる。
９．本発明は、生産ラインの長さを効果的に短縮する熱間圧延鋼ストリップカルーセルコイラーを選択する。同時に、ココイリングは、コイリング温度の制御精度を大幅に改善し、製品性能の安定性を改善することができる。
１０．本発明は、既存の薄ストリップ連続鋳造技術と区別する最も明白な特徴が、結晶化ロールの直径及びそれに対応する分配方式である。ＥＵＲＯＳＴＲＩＰの技術的特徴は、Φ１５００ｍｍの大径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが大きく、溶融池の溶鋼容量が大きく、分配が容易で、結晶化ロールの製造及び操作と維持管理のコストが高いことである。ＣＡＳＴＲＩＰの技術的特徴は、直径Φ５００ｍｍの小径の結晶化ロールであり、結晶化ロールが小さく、溶融池の溶鋼容量が小さく、流れの分配が非常に難しいであるが、鋳造設備の製造及び操作と維持管理のコストが低いことである。ＣＡＳＴＲＩＰは、小さな溶融池での均一な分配の問題を解決するために、３段階の溶鋼分配システム（タンディッシュ＋トランジションバッグ＋分配器）を採用している。３段階の分配システムを採用しているため、耐火物のコストが直接増加する。さらに重要なのは、３段階の分配システムにより溶鋼の流路が長くなり、溶鋼の温度降下も大きくなり、溶融池内の溶鋼の温度を満たすために、タッピング温度を大幅に上げる必要がある。タッピング温度の上昇は、製鋼コストの増加、エネルギー消費の増加、及び耐火材料の寿命の短縮などの問題につながる。
１１．本発明の結晶化ローラーは、直径５００－１５０ｍｍ、好ましくは直径Φ８００ｍｍの結晶化ローラーであり、二段階の溶鋼分配システム（タンディッシュ＋分配器）を採用している。分配器から流出する溶鋼は、ローラー表面と２つの端面に沿って異なる分配パターンを形成し、互いに干渉することなく２つの経路を流れる。２段階の分配システムを使用しているため、３段階の分配システムに比べて耐火物のコストが大幅に削減され；溶鋼流路を短くすることで溶鋼の温度低下を抑え、タッピング温度を下げることができ、３段階の分配システムと比較して、タッピング温度を３０－５０℃下げることができる。タッピング温度の低下は、製鋼のコストを効果的に削減し、エネルギーを節約し、耐火材料の寿命を延ばすことができる。本発明は、好ましい直径Φ８００ｍｍの結晶化ロールと協調し、２段階の溶鋼分配システムを採用することで、安定した溶鋼分配の要件を達成するとともに、単純な構造、便利な操作、低い処理コストの目標も達成できる。
図１は、双ロール薄ストリップ連続鋳造プロセスのプロセスレイアウトの概略図である。 図２は、Ｓｎ含有量と平均熱流束密度との関係の概略図である。 図３は、Ｓｎ含有量と鋳造ストリップの表面粗さとの関係の概略図である。 図４は、ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３の三元状態図（影付きの領域：低融点領域）である。 図５は、ＢＮ、ＡｌＮの析出の熱力学的曲線の概略図である。
本発明は、以下に実施例によってさらに説明されるが、これらの実施例は、決して本発明を限定するものではない。本明細書の啓示の下で本発明の実施において当業者によってなされたいかなる変更も、本発明の特許請求の範囲内に入る。
図１を参照して、本発明の化学成分設計に適合する溶鋼は、取鍋１を経過し、取鍋のロングノズル２、タンディッシュ３、浸漬ノズル４、及び分配器５を介して、対向して回転しかつ急速に冷却することができる２つの結晶化ローラー８ａ、８ｂ、及びサイドシール装置６ａ、６ｂによって囲まれた溶融池７に直接注がれる。溶鋼は、結晶化ローラー８ａ、８ｂの回転円周面上で凝固して、凝固シェルが形成され、徐々に成長し、その後、２つの結晶化ロールの間の最小ギャップ（ニップ点）に厚さ１．５－３ｍｍの鋳造ストリップ１１が形成される。本発明の前記結晶化ロールの直径は５００－１５００ｍｍの間であり、内部は水で冷却される。鋳造ストリップの厚さに応じて、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎである。
鋳造ストリップ１１は、結晶化ローラー８ａ、８ｂから出た後、鋳造ストリップの温度が１４２０－１４８０℃であり、下部密閉チャンバー１０に直接入る。下部密閉チャンバー１０は、鋼ストリップを保護するために不活性ガスを通過し、鋼ストリップの抗酸化保護を実現する。抗酸化保護のための雰囲気は、Ｎ ２、Ａｒ、又はドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２ガスなどの他の非酸化性ガスであることができる。下部密閉チャンバー１０内の酸素濃度は、＜５％に制御されている。下部密閉チャンバー１０は、鋳造ストリップ１１を圧延機１３の入口まで、酸化から保護する。下部密閉チャンバー１０の出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃である。次に、鋳造ストリップは、スイングガイドプレート９、ピンチロール１２及びロールテーブル１５を介して熱間圧延機１３に送られる。熱間圧延後、０．８－２．５ｍｍの熱間圧延ストリップが形成される。圧延後の鋼ストリップは、ガス噴霧急速冷却装置１４により、ガス噴霧冷却の方式で冷却され、鋼ストリップ温度の均一性を改善する。フライングシア装置１６によって切断された後、切断ヘッドは、フライングシアガイドプレート１７に沿ってフライングシアピット１８に落下し、ヘッドが切断された後の熱間圧延ストリップは、巻取機１９に入って巻き取られる。鋼コイルを巻取機から外した後、自然に室温まで冷却する。最終的に製造された鋼コイルは、酸洗い－平坦化の後に使用されるか、または酸洗い－溶融亜鉛めっきの後に使用される。
本発明の方法は、実施例によってさらに説明される。本発明の実施例の化学成分を表２に示し、成分の残部はＦｅ及び他の不可避不純物である。本発明の製造方法を通して、プロセスパラメータを表３に示し、最終的に得られた熱間圧延ストリップの機械的特性を表４に示す。
実施例の鋼の耐食性試験：通常の炭素鋼Ｑ３４５Ｂ及び従来の大気耐食性鋼ＳＰＡ－Ｈを比較サンプルとして、耐食性鋼の定期浸透腐食試験法（ＴＢ／Ｔ２３７５－９３）に従って、７２時間の定期的な浸透サイクル腐食試験を実施する。サンプルの単位面積あたりの腐食重量損失を計算することによって平均腐食速度を取得し、次に鋼種の相対腐食速度を取得する。試験結果を表５に示す。
要約すると、本発明で提供される鋼種成分の設計範囲に従って薄ストリップ連続鋳造プロセスの技術によって製造された高耐食性鋼は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上、引張強度が４８０ＭＰａ以上、伸び率が２６％以上、降伏比が０．８未満、冷間加工曲げ性能が合格である。耐食性の比較結果はまた、本発明の鋼種の相対腐食速度が２５以下であることを示している。

Claims (17)

  1. 化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．０２－０．０６％、Ｓｉ：０．１－０．５％、Ｍｎ：０．４－１．７％、Ｐ≦０．０２％、Ｃｒ：４．０－６．０％、Ｎｉ：１．０－３．０％、Ｓ≦０．００７％、Ｎ：０．００４－０．０１０％、Ａｌｓ＜０．００１％、Ｂ：０．００１－０．００６％であり、全酸素［Ｏ］Ｔ：０．００７－０．０２０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらに以下の条件：
    Ｃｕ：０．１－０．６％及びＳｎ：０．００５－０．０４％の１種又は２種の元素を含むこと；
    Ｍｎ／Ｓ≧２５０であること、
    を同時に満足する、薄型高耐食鋼であって、
    前記高耐食鋼の降伏強度が３５０ＭＰａ以上、引張強度が４８０ＭＰａ以上、伸び率が２６％以上、および降伏比が０．７５以下である、薄型高耐食鋼。
  2. 前記高耐食鋼の相対腐食率が≦２５％であり、前記相対腐食率は、耐食性鋼の定期浸透腐食試験法（ＴＢ／Ｔ２３７５－９３）に従う７２時間の定期的な浸透サイクル腐食試験を実施し、サンプルの単位面積あたりの腐食重量損失を計算することによって取得される平均腐食速度を基準としての炭素鋼Ｑ３４５Ｂと比較することにより取得される、ことを特徴とする請求項１に記載の薄型高耐食鋼。
  3. 前記高耐食鋼の平均腐食速度が０．１２５０ｍｇ／ｃｍ２・ｈ未満であり、前記平均腐食速度は、耐食性鋼の定期浸透腐食試験法（ＴＢ／Ｔ２３７５－９３）に従う７２時間の定期的な浸透サイクル腐食試験を実施し、サンプルの単位面積あたりの腐食重量損失を計算することによって取得されることを特徴とする請求項１に記載の薄型高耐食鋼。
  4. 前記高耐食鋼のミクロ組織が針状フェライト＋パーライトの混合ミクロ組織であることを特徴とする請求項１又は２に記載の薄型高耐食鋼。
  5. 以下のステップを含む薄型高耐食鋼の製造方法であって、
    ａ）製錬
    請求項１に記載の化学成分要件に従って製錬を行い、製鋼プロセスにおけるスラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ２はａ＜１．５に制御され；溶鋼で得られる低融点ＭｎＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３三元介在物中のＭｎＯ／ＳｉＯ２は０．５～２に制御され；溶鋼中の遊離酸素［Ｏ］Ｆｒｅｅ含有量は０．０００５－０．００５％であり；溶鋼成分において、Ｍｎ／Ｓ≧２５０であり；
    ｂ）連続鋳造
    連続鋳造は双ロール薄ストリップ連続鋳造を採用しており、２つの結晶化ロール間の最小ギャップに１．５－３ｍｍの厚さの鋳造ストリップが形成され；結晶化ロールの直径は５００－１５００ｍｍであり；結晶化ロールの内部は水で冷却され、鋳造機の鋳造速度は６０－１５０ｍ／ｍｉｎであり；連続鋳造の分配は、２段階の溶鋼分配システム、すなわちタンディッシュ＋分配器を採用しており；
    ｃ）下部密閉チャンバーの保護
    鋳造ストリップが結晶化ロールから出た後、鋳造ストリップの温度は１４２０－１４８０℃で、下部密閉チャンバーに直接入り、下部密閉チャンバーに非酸化ガスを通過させ、下部密閉チャンバー内の酸素濃度は＜５％に制御され、下部密閉チャンバーの出口の鋳造ストリップの温度は１１５０－１３００℃であり；
    ｄ）オンライン熱間圧延
    鋳造ストリップは、下部密閉チャンバー内でピンチロールを介して圧延機に送られ、０．８－２．５ｍｍの厚さのストリップ鋼に圧延され、圧延温度は１１００－１２５０℃であり、熱間圧延の圧下率は１０－５０％に制御され、圧延後のストリップの厚さは、０．８－２．５ｍｍであり；
    ｅ）鋼ストリップ圧延後の冷却
    圧延後の鋼ストリップを冷却し、ガス噴霧冷却法を使用して鋼ストリップを冷却し、ガス噴霧冷却の冷却速度は２０－１００℃／ｓであり；
    ｆ）鋼ストリップの巻取り
    冷却された熱間圧延鋼ストリップは直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は６００－７００℃である、
    ことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  6. ステップａ）において、前記スラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ ２ はａ＜１．２に制御される、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  7. ステップａ）において、前記スラグの塩基度ａ＝ＣａＯ／ＳｉＯ ２ はａ＝０．７－１．０に制御される、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  8. ステップａ）において、低融点ＭｎＯ－ＳｉＯ ２ －Ａｌ ２ Ｏ ３ 三元介在物中の前記ＭｎＯ／ＳｉＯ ２ は１～１．８に制御される、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  9. ステップｂ）において、前記結晶化ロールの直径は５００－１５００ｍｍである、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  10. ステップｄ）において、前記熱間圧延の圧下率は３０－５０％に制御される、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  11. ステップｄ）において、前記圧延後のストリップの厚さは１．０－１．８ｍｍである、請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  12. さらにステップｇ）後続処理：鋼コイルは酸洗い－平坦化を経て、酸洗いコイルとして使用されるか、または酸洗い－溶融亜鉛めっきを経て亜鉛メッキシートとして使用されることを含む、ことを特徴とする請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  13. ステップａ）において、製錬原料としては、１００％全スクラップ鋼を事前選別なしで使用することができ、溶融鋼製錬は電気炉による製鋼を採用し；或いは、製錬は転炉による製鋼を採用し、スクラップ鋼を、製錬原料の２０ｗｔ％以上の割合で事前選別なしで転炉に追加し、次に精錬のためにＬＦ炉、ＶＤ／ＶＯＤ炉、又はＲＨ炉に入れる、ことを特徴とする請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  14. ステップｃ）において、前記非酸化性ガスは、Ｎ２、Ａｒ、またはドライアイスの昇華によって得られるＣＯ２ガスである、ことを特徴とする請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  15. ステップｅ）において、前記ガス噴霧冷却の空気と水との流量比は１５：１～１０：１であり、空気圧は０．５～０．８ＭＰａであり、水圧は１．０～１．５ＭＰａであり、流量の単位はｍ３／ｈである、ことを特徴とする請求項５に記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  16. ステップｆ）において、巻取りは、鋼ストリップの連続生産を確実にするためにダブルコイラーの形態を採用するか、またはカルーセルコイラーの形態を使用する、ことを特徴とする請求項５記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
  17. ステップｆ）において、冷却された熱間圧延鋼ストリップは、低品質のヘッドを切断した後、直接コイル状に巻き取られ、巻取り温度は６００－７００℃である、ことを特徴とする請求項５記載の薄型高耐食鋼の製造方法。
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