JP2005514518A - 高い銅含有量を有する炭素鋼製鉄鋼製品を製造する方法および前記方法によって得られた鉄鋼製品 - Google Patents

Abstract

本発明は、高い銅含有量を有する炭素鋼製の鉄鋼製品を製造する方法に関し、本方法によれば、
０．０００５％≦Ｃ≦１％、
０．５≦Ｃｕ≦１０％、
０≦Ｍｎ≦２％、
０≦Ｓｉ≦５％、
０≦Ｔｉ≦０．５％、
０≦Ｎｂ≦０．５％、
０≦Ｎｉ≦５％、
０≦Ａｌ≦２％、
残部は鉄と不純物である組成を有する液状鋼を製造し、
−前記液状鋼を直接、厚さが１０ｍｍ以下である薄いストリップ形に注入し、
−前記ストリップを強制冷却および／または１０００度Ｃ以上の温度を有する間に非酸化雰囲気にさらし、
−前記薄いストリップを少なくとも１０％の減少率で熱間圧延し、
圧延終了時の温度がすべての銅がフェライトもしくはオーステナイトマトリックス中で固溶体の状態にあるような温度とし、
−次いで、該ストリップを、銅をフェライトおよび／またはオーステナイトマトリックス中で過飽和固溶体の状態に維持するように強制冷却し、
−ストリップをコイリングする。
本発明は、また前記方法によって得られた鉄鋼製品に関する。

Description

本発明は、合金鉄の製造の分野に関し、さらに詳細には、高い銅含有量を有する鉄鋼の製造分野に関する。

銅は、一方では加熱によって亀裂を促進することにより鋼の熱間加工を複雑にし、他方では製品の品質および表面外観に悪影響を与えるので、炭素鋼中では望ましくない元素であると通常考えられている。これらの理由で、高品質炭素鋼の銅分は、従来は０．０５％未満の含有量に制限している。液状鋼中に存在する銅は「除去できない」ため、信頼性高くこれらの低い銅含有量を達成することができるのは、液状鋳鉄から鋼を製造することのみによるものである。また、このため、大量生産においては、慎重に選別し、したがって高価になる鉄および鉄スクラップを融解させるアーク炉でその鋼を製造するときにのみ経済的に実現可能であることになる。

しかしながら、鋼の中に高い銅含有量の存在することが望ましい場合がある。そのような銅は、特に自動車産業で特定の用途に有益な効果を発揮することがある。

第１に、焼き戻し（構造硬化）によって起こる可能性のある析出によって変形に対する鋼の抵抗力を増す。

他方では、保護酸化被膜の形成が起こり、大気腐食に対する鋼の抵抗力を改善する。

最後に、以下の２つの方法で水素による脆化に対する抵抗力を増す。

−前記保護酸化被膜を形成すること。

−マンガンの代替となり、水素が蓄積することになるＭｎＳ介在物の形成を制限すること。

構造硬化に起因する鋼の強度の増加は、銅の１％当たりおよそ３００のＭＰａとされている。しかしながら、厚平板もしくは薄平板を連続鋳造したり、ストリップミルで熱間圧延し冷間圧延したりするシートの製造用の従来のシステムでは、銅によって、酸化雰囲気中の熱間変態中に被膜に亀裂を生じ、表面品質に悪影響を及ぼすのでこの現象を利用するのは困難である。この亀裂は「クレージング」として知られている。したがって、もし、この亀裂が制限されていなければ、ニッケルまたはシリコンを添加することによって、もしくはまたこれによって入手可能な厚さの範囲に制限がでるが、熱間変態に先立って、銅の包晶融解温度（純粋なＦｅ−Ｃｕ合金では１０９４℃）より低い温度で再加熱することによって、あるいは再加熱する雰囲気を制御することによって、１％あるいは０．５％未満の銅含有量とすることが必須となる。しかしこれらは、現在の生産工場システムにとって受け入れがたいものである。

また、焼入れによる析出処理前に銅が、完全に固溶体状態で維持されるときに、銅の析出硬化能力は最良となる。析出温度が高いほど、析出がより硬化に寄与しなくなる。したがって、焼き戻し温度に到達しない限り、銅は冷却中に析出してはならないことになる。従来の製造経路では、硬化能力を最大限にするのに必要な焼入れができない。

ＥＰＡ−０６４１８６７では、ロール間鋳造のような、厚さが０．１〜１５ｍｍである薄いストリップを直接鋳造する方法によって、大量の銅（０．３〜１０％）および錫（０．０３〜０．５％）を含む炭素鋼ストリップを製造することが提案されている。ストリップの急冷固化、および可能であればこの固化に続いて冷却することにより１０００℃超でのストリップの滞留時間を制限することにより表面品質の前述の問題を解決することができる。次いで、このストリップは冷間圧延される。このようにして、銅と錫を含有しない原料を使用することなく、良好な機械的性質および良好な表面外観のストリップを製造することが可能となる。このような目的のために、固化の後に一次樹枝状結晶が５〜１００μｍの間隔を有するような製品を得ることが必要となる。薄いストリップに望ましい機械的性質は、基本的に高強度および良好な引張伸びである。しかしながら、前記文書では、産業に適切に応用できるシートを得るための鋳造に続く処理の詳細を示していない。

本発明の目的は、高い銅含有量が許容されるか、あるいは望まれさえする、優れた機械的性質、特に高強度、変形の良好な異方性、良好な溶接能力を有する熱間圧延された炭素鋼シートあるいは冷間圧延炭素鋼シートを製造する完全な方法を提案することである。

したがって、本発明は、重量パーセントで、
０．０００５％≦Ｃ≦１％、
０．５≦Ｃｕ≦１０％、
０≦Ｍｎ≦２％、
０≦Ｓｉ≦５％、
０≦Ｔｉ≦０．５％、
０≦Ｎｂ≦０．５％、
０≦Ｎｉ≦５％、
０≦Ａｌ≦２％、
残部は鉄と不純物である組成を有する液状鋼を製造し、
−該液状鋼を、１０ｍｍ以下の厚さを有する薄いストリップの形状に直接鋳造し、
−該ストリップを、１０００℃以下の温度に急速冷却し、
−該薄いストリップを少なくとも１０％の減少率で熱間圧延し、圧延終了時の温度がすべての銅がフェライトおよび／またはオーステナイトマトリックス中で固溶体の状態にあるような温度とし、
−該ストリップを、銅をフェライトおよび／またはオーステナイトマトリックス中で過飽和固溶体の状態に維持するように強制冷却し、
−該ストリップをコイリングする、高い銅含有量を有する炭素鋼製の鉄鋼製品を製造する方法に関する。

Ｍｎ／Ｓｉ比は好ましくは３以上である。

薄いストリップを、反対方向に回転する２つの内部冷却されたロールの間の鋳造装置で鋳造する。

ストリップの熱間圧延をストリップの鋳造と連動して行うことが好ましい。

熱間圧延の後の強制冷却の速度Ｖは以下に示すようにする。

Ｖ＞ｅ^{（１．９８（Ｃｕ％）−０．０８）}
ここで、Ｖは、℃／ｓで、またＣｕ％は、重量％で表わす。

方法の変形形態によれば、鋼の炭素含量は０．１〜１％であり、ストリップは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高い温度でコイリングする。

方法のさらなる変形形態によれば、ストリップは３００℃未満でコイリングし、次いで、ストリップを４００℃〜７００℃で銅の析出熱処理をする。この条件の下では、炭素含量が０．１〜１％である場合、熱処理の前にアンコイリングをしないことが好ましい。

方法の変形形態によれば、ストリップのコイリングは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高く、３００℃より低い温度で行い、次いで、冷間圧延し、銅が過飽和固溶体にある温度領域で再結晶焼きなましし、銅を固溶体に維持する強制冷却を行い、析出焼き戻しを行う。

前記析出焼き戻しは、６００℃〜７００℃で、連続焼きなまし装置で、もしくは４００℃〜７００℃でバッチ焼きなまし装置で行う。

方法のさらに別の変形形態によれば、ストリップのコイリングは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高い温度でかつ３００℃未満で行い、次いで冷間圧延し、再結晶焼きなましおよび析出焼き戻しの双方の役割りをする４００℃〜７００℃でのバッチ焼きなましを行う。

ストリップを冷間圧延する場合、鋼の炭素含量は０．１％〜１％、または０．０１％〜０．２％、または０．０００５％〜０．０５％が好ましい。後者の場合では、その銅含有量は０．５％〜１．８％が好ましい。

またこの後者の場合に、析出焼き戻しに先立って、ストリップを切断し、引抜加工によって成形することになるシートを形成し、析出焼き戻しを引抜加工したシートに対して実施してもよい。

最後に、ストリップは、スキンパスロールミルで最終処理を行ってもよい。

本発明は、また、前述の方法のうちの１つによって得られる鋼材に関する。

本発明が、基本的に、指定された組成物の鋼で薄いストリップを直接鋳造すること、次いで、それを（ストリップを１０００℃未満で急速に冷却してインゴット型とするか、もしくは非酸化雰囲気中でストリップを少なくともこの温度に到達するまで維持することによって）クレージングを避ける条件で処理すること、ストリップを好ましくはラインで熱間圧延してすること、次いで過飽和固溶体の状態に銅を維持する強制冷却することを含むことを理解されたい。次いで、ストリップはコイリングする。したがって、その厚さおよび最終特性を与えるために、様々な熱あるいは機械的処理をしてよいということである。

以下の添付の図面を参照して、本発明をより詳細に説明する。

第１に、以下の組成物（含有量はすべて重量パーセントで表現）の液体金属を製造する。

炭素含量は、特に最終生産物の予想される用途によって、０．０００５％〜１％までの範囲とすることができる。０．０００５％の下限値は、実際上液体金属の従来の脱炭素方法によって得ることが可能な最低値に相当する。１％の上限値は炭素のガンマジェニック（ｇａｍｍａｇｅｎｉｃ）な効果によって妥当なものである。１％を超えると、炭素によってフェライト中の銅の溶解度が過激に低下する。さらにまた、１％を超えると、鋼の溶接性は著しく低下し、本発明の鉄鋼から得られたシートの多くの好ましい用途に適さなくなる。

また、この炭素は、硬化効果を有し、チタンおよび／またはニオブが鋼の中に著しく多量存在する場合、チタンおよび／または炭化ニオブの析出につながり、これが集合組織を制御するために利用される。

一般に、
−炭素含有量が０．１％〜１％である場合、鋳造の後、析出焼き戻しができる温度でコイリングすれば、もしくは低温でコイリングし、次いで焼き戻しすれば、得られた鋼は、非常に高強度な熱間圧延シートの分野で、あるいは、非常に高強度な冷間圧延シートの分野で好ましい用途を有するようになり、
−炭素含量が０．０１％〜０．２％である場合、以下の条件下で熱間圧延、もしくは冷間圧延されており、熱処理されていれば、得られた鋼は、高強度溶接可能な鋼の分野で好ましい用途を有するようになり、
−炭素含量が０．０００５％〜０．０５％である場合、冷間圧延され、好ましくは多くとも１．８％の銅を含んでいると（以下に理由を述べる）、得られた鋼は、引抜加工の分野に好ましい用途を有するようになる。

熱間、あるいは冷間圧延高張力鋼は別として、炭素含量はおよそ０．０２％が本発明の鋼に典型的な量である。

鋼の銅含有量は０．５％〜１０％、好ましくは１％〜１０％である。

０．５％未満では、銅は析出硬化効果がなく、あるいは、より正確に言えば、産業応用で見込まれる時間および温度の合理的な条件では析出の推進力は弱すぎて、析出硬化を得ることができない。実際上、硬化の効力を発揮するためには、その鋼が少なくとも１％の銅を含むことが好ましい。

熱間圧延ストリップを形成する意図で鋼を製造する場合、銅含有量の冶金学上の制限はなく、冷却速度の条件、その鋳造の後の薄いストリップの冷却終了温度が重視される。冷却は、１００％のオーステナイトの範囲（図１ａの中のガンマ−鉄領域）で開始しなければならず、銅をすべて固溶体に維持するのに十分に速くなければならない。この制限はしたがって技術的課題であると言える。たとえばフェライトの出現の温度が最低（およそ、８４０℃、図１参照）であり、銅が固溶体を維持する温度を超える臨界冷却速度（この含有量では約３５０℃／ｓである）が容易に到達可能である銅含有量（２．９％）を目標としても良い。銅含有量が増加すると、冷却速度および圧延終了時温度の増大が必要となる。圧延終了時温度は、オーステナイト中の銅の溶解度の限度に依存する。しかしながら、およそ４％の銅を含有させると、１０００℃を超える熱間圧延および次いでストリップの２，５００℃／ｓ超での冷却が必要になり、薄いストリップ鋳造技術によってまだ実施可能であり、熱間製品が約数ｍ／ｓの低速走行速度を有するようになる。

鋼の製造で冷間圧延ストリップを形成する場合、冷間圧延シートを再結晶処理することが必要である。この目的には２つの変形法があり得る。

第１の変形法によれば、再結晶処理は、（引抜加工用の高強度冷間圧延シートの場合のように）析出処理とは分離して行う。再結晶温度で、銅は、完全に単相のフェライトを含む領域の固溶体でなければならない。したがって、ここで想定している再結晶温度で、最大の銅含有量は、フェライト中の銅の溶解度の限界に従って決定されることになる。この含有量は、８４０℃の最大の許容可能な再結晶温度で最大１．８％である（図１ｂを参照）。

第２の変形法では、再結晶処理および析出処理は、（高強度冷間圧延シートの場合のように）続けて行う。バッチ焼きなましを実施する場合、１０％までの非常に高い銅含有量が許容できる。しかしながら、再結晶最適値は析出最適値と一致しなくてもよく、予想される用途のための最良の妥協点になるように処理パラメータを選択しなければならない。

通常は、用途によっておよそ３％および１．８％の銅含有量が推奨できる。

マンガン含有量は２％以下に維持しなければならない。炭素と同様に、マンガンは硬化の効果がある。またそれはｇａｍｍａｇｅｎｉｃであり、したがって、フェライトである領域の幅を減ずることによりフェライト中の銅の溶解度を引き下げる。通常は、マンガン含有量およそ０．３％が推奨できる。

シリコン含有量は５％までの範囲でよく、最少含有量の限度はない。しかしながら、本発明の鋼によって、好ましい銅含有量である１．８％あるいは３％でもフェライトである領域が維持できるようになるので、そのアルファジェニック（ａｌｐｈａｇｅｎｉｃ）な性質が有利に働くことになる。デルタ→ガンマ変態中に、ロール表面から固化表面までの粗度の転移、および固化表面の付着物の均一性を制御するために、好ましくは、固化し冷却したストリップ上の亀裂の形成を回避するようにＭｎ／Ｓｉ比を３を超える値に適合させることが望ましい。この目的のために、（知られているように）鋼と鋳造表面の間の熱の移動を順調に調節できるように、粗度の高い表面とし、および液状鋼において可溶な窒素を含んでいる不活性ガスを使用しつつ鋳造を実施することも望ましい。製鋼所でこのグレードの製造および鋳造の容易さからすればＳｉ含有量は最大５％である。通常はおよそ０．０５％の含有量が推奨できる。

ニオブとチタンは、必須ではないものの、好ましくは、それぞれ０．５％までの含有量とする。これらが炭素に関して化学量論の数量を超えて存在する場合、集合組織制御に対して好ましいカーバイドを生成し、それによって、鋼の温度Ａｃ_１が上昇し、したがってフェライト中の銅の溶解度が上昇する。通常は、これらの元素の各々は、およそ０．０５％の含有量で存在しても良い。

場合によるが、ニッケル含有量は、５％までに及んでもよい。熱間亀裂を防ぐために、しばしばニッケルを銅鋼に添加する。このことは２つの役割を持っている。一方では、オーステナイト中の銅の溶解度が増大すると、ニッケルは、金属／酸化物界面で銅の偏析を遅らせる。他方では、それが任意の割合の中で銅と混合しているので、ニッケルは偏析相の融点を上げる。通常は、実質上銅の添加と同等のニッケルの添加が、熱間亀裂を防ぐのに充分であると思われる。本発明による方法による急速冷却および／または冷却後の不活性ガスパージによって、熱間亀裂が防止され、これによって現在目的としているニッケルの添加量が低減できることになる。しかしながら、ニッケルは、熱間圧延を促進するために添加しても良い。

アルミニウム含有量は鋼の特性に悪影響を及ぼすことなく、２％までの範囲とすることができるが、この元素は必須ではない。しかしながら、シリコンに匹敵するそのアルファジェニックな役割があり有利である。通常は、アルミニウムの含有量のおよそ０．０５％である。

他の化学元素は、従来の方法による鋼の製造から結果的に得られる含有量中の残留元素として存在する。特に、錫含有量は０．０３％未満であり、窒素含有量は０．０２％未満であり、硫黄含有量は０．０５％未満であり、リン含有量は０．０５％未満である。

次いで、上述の組成を有する液状鋼を、１０ｍｍ以下の厚さを持つ薄いストリップの形状に連続的に直接鋳造する。この目的のためには、通常鋼は底を有さないインゴット型に鋳造され、その鋳造空間は、反対方向に回転する２つのロールの内部に冷却された側面の壁、およびロールの平らな末端に対して配置されている高融点材料で作られている２つの側面の壁によって構成される。この方法は最近は文献でよく知られておりここでは詳細に記述しない。（ＥＰＡ−０６４１８６７に記述されている）また、単一ロール上で鋼を固化させる鋳造方法を使用することも考えられ、これは２つのロール間の鋳造より純度の高いストリップが得られる。

スケールの下で鋼に対する液体の銅の粒子間の溶浸に伴うストリップ表面のクレージングの問題を回避するためにストリップの温度が銅の豊富な相の溶解温度（すなわち、約１０００℃）を上回る時以下のことが必要になる。すなわち、
−銅の濃縮が金属／スケール界面で生じる前に、たとえば、水あるいは水／空気混合物を１０００℃未満にするようにスプレーすることによって打ち放しのストリップを急速冷却するか、ストリップが３％の銅含有量である場合、この目的は、２５℃／ｓの冷却速度で達成されることが考えられる。

−もしくは、少なくとも１０００℃未満の温度に達するまで、非酸化雰囲気の中でストリップを維持することによって鉄の酸化を防ぐが、このことは、従来は雰囲気が酸素が不足しており（５％未満）、実質上不活性ガス、アルゴンあるいは窒素から成るチャンバへストリップを通すことにより達成され、水素のような還元ガスの存在も考慮されてもよい。

これらの２つの解決策は同時にあるいは連続で使用されることにより組み合わせてもよい。

次いで、ストリップは熱間圧延する。これは、（この再加熱が非酸化雰囲気の中で実施されなければ）クレージングを回避するために１０００℃を超過しない温度にストリップを再加熱した後に鋳造設置とは別の装置で実施してもよい。しかしながら、経済的理由で、これをインラインで、言いかえればストリップの鋳造と同じ装置上で、ストリップ経路に１つ以上のロールスタンドを配置して熱間圧延することが好ましい。インライン圧延によって、鋳造と熱間圧延の間で、特に表面亀裂およびコイリングの間のスケールの皮殻という冶金学上の危険を生じるかもしれない「コイリング／アンコイリング／再加熱操作のシーケンス」の必要性をも回避できることになる。

この熱間圧延は１つ以上のパスで、少なくとも１０％の減少率で実施する。これには基本的に３つの役割がある。

第１に、それが引き起こす再結晶によって、シートの形作りに不利な固化組織が排除される。また、この再結晶によって、熱間圧延されたシートの状態での使用を意図する場合、ストリップの強度と強靭性の特性を同時に改善するために必要な粒子の精製が得られることになる。

第２に、それによって固化中にストリップ内に生成する可能性があってシェーピング中に有害な細孔を閉ざすことができる。

さらに、これによって、その曲率とその対称性を尊重する平坦性に関するストリップの寸法仕様が保証されるようになる。

最後に、ストリップの表面外観も改善される。

圧延終了時温度は、銅が、まだこの段階のフェライトおよび／またはオーステナイト中で固溶体であるような温度でなければならない。圧延終了の前に銅が析出すれば、得られるべき最大の硬化が得られないからである。析出条件を良好に制御すれば、この最大値は銅の１％ではおよそ３００のＭＰａである。したがって、重要なこの圧延終了温度は、鋼の組成、特にその銅と炭素含量に依存する。

したがって、およそ７％以上の高い銅含有量であれば、圧延終了温度が１０９４℃より高くなければならないと思われ、この温度は、非常に低い炭素含量では、ほぼ図１ａに示すＦｅ−Ｃｕ状態図の包晶ステップの温度である。このことは、熱間圧延を非酸化雰囲気中で実施し、ストリップをその固化直後に冷却する場合、この冷却は、１０９４℃より高い圧延終了温度に結びつく条件でのストリップの次の工程である熱間圧延ができるような十分に高い温度でで中断されるということを意味する。

２．９〜７％の銅では、圧延終了温度は、問題となる炭素含量に対するＦｅ−Ｃｕ状態図によって示すように、オーステナイト中の銅の溶解度の限界より高くなければならない。実施例では、非常に低い炭素含量については、この温度Ｔは下記の式で与えられる。

２．９〜１．８％の銅では、圧延終了温度は、非常に低い炭素含量では８４０℃より高くなければならず、この温度は共析晶ステップに相当する（図Ｉｂを参照）。

１．８％未満の銅では、問題となる炭素含量のＦｅ−Ｃｕ状態図によって示すように、圧延終了温度はフェライト中の銅の溶解度の限界より高くなければならない。例としては、非常に低い炭素含量については、この温度Ｔは、常磁性のα鉄（１．０８〜１．８％の銅含有量では、８４０℃〜７５９℃のキュリー温度）で下記の式で与えられ、

および、強磁性のα鉄（０．５〜１．０８％の銅含有量では６９０℃と７５９℃の間で）では下記の式で与えられる。

しかしながら、文献によってわずかに変動し、前述の数値は単に例として考えるべきものである。

鋼の炭素含量が増加すると、図２にＦｅ−Ｃｕ状態図の抜粋に示すように、炭素が０．２％の炭素含量に対して決めたガンマジェニックな効果を有するので、前述の図も変わることになる。共析晶ステップの温度は非常に低い炭素含量の場合よりも低く、しばしば８００℃未満である。したがって前述の場合に関する圧延終了温度を引き下げることが可能となる。さらに、炭素に比較的富んでいるこれらの鋼にとって、構造硬化は、析出するベイナイトまたはマルテンサイトのような焼入れ成分の作用によって得られ、銅の析出に関連した硬化に加えることができる。

前述の通り、本発明による方法の下限の圧延終了温度の値は、単純かつ非常に精密に定量的に示すことはできない。確かなことは、鋼の組成を勘案すれば、この圧延終了温度が銅の析出が観察される温度ほど低くあってはならないということである。この温度の基準が文献から入手可能でない場合、この温度は、与えられた鋼組成のためのルーチン実験によって決定できる。

熱間圧延をインラインで行わない場合、再加熱する前の熱間圧延によって銅が再融解するので、前述の急速冷却によって鋳造した後にコイリングするまで銅を固溶体で維持することが必要ではなくなる。

熱間圧延の後、ストリップは再び強制冷却する。この冷却は複数の以下の役割を有する。すなわち、
−圧延終了温度が１０００℃（主として非常に高い銅含有量がある鋼には望ましいことである）より高い場合、このように冷却すれば、鉄の大幅な酸化は、圧延終了温度と１０００℃の間では生じず、クレージングはストリップ上で観察されないだろうということが確実になる。

−また、特に、このことによりオーステナイトおよび／またはフェライト中の過飽和固溶体の状態に銅を維持することができるようになり、この条件は、銅の析出硬化の影響から最大の効果を得るために重要である。

３％以下の銅含有量については、ベルトの冷却速度Ｖが下記式（１）である場合、ストリップの移動の期間内で、通常は銅が固溶体状態で維持できることに注目されたい。

Ｖ≧ｅ^{（１．９８（Ｃｕ％）−０．０８）} （１）
ここで、Ｖは、℃／ｓで、Ｃｕ％は重量％で表現する。

したがって、１％の銅含有量では、Ｖは７℃／ｓ以上でなければならず、これは容易に実現できる。３％の銅含有量では、Ｖは３５０℃／ｓ以上でなければならない。しかしながら、この速度は薄鋼片鋳造装置で到達可能である。

前述の式は、３％を超える銅含有量に有効ではなく、冷却結果の実験のモニタリングを実施して、冷却によって銅を過飽和固溶体状態に維持するのに充分であったかを確認しなければならない。

次いで、ストリップをコイリングする。ストリップがコイル状態である時間は、銅の析出焼き戻しのために使用することができ、鋼の硬化が行われる。得られたＨＶ鋼の硬度は、鋼の組成と、ストリップがコイル状である期間に依存するが、実質的におよそ１０℃から２０℃／ｈの速度で冷却する前およそ１時間コイリング温度にあるコイリング温度にも依存する。曲線ＨＶ＝ｆ（ｔ）は、与えられた期間ｔ_{ＨＶｍａｘ}（硬度はその後減少する）間で、最大値ＨＶ_ｍａｘを有することに留意されたい。したがって、ｔ_{ＨＶｍａｘ}に到達したらすぐに、コイル状のストリップを冷却する（あるいは巻きを解く）ことが好ましい。

経験則によればは、ｔ_{ＨＶｍａｘ}は、下記の式で与えられる。

ここで、ｔ_{ＨＶｍａｘ}はｈ、Ｃｕ％は重量％、ＴはＫである。

したがって、所与の銅含有量では、使用する工業的手法に適合する組合せ（ｔ_ＨＶ、Ｔ）を選択することができる。コイルリングに先立って焼き戻しを実施する場合、ｔ_ＨＶを適用する（１ｈより長く）が、その場合コイリング温度を変更することのみが可能となる。

他方、析出焼き戻し温度を低下させると、この最高硬度に到達するのに十分な時間ストリップを維持すれば、ストリップが得ることができる最高硬度の値が増大する。

また、ストリップコイリング温度の選択および後の操作の選択は、製造する製品の型によって決める。

前述のように、本発明の方法によって、熱間圧延シートを製造することが可能である。２つの運転モードが考えられる。

第１の運転モードでは、ストリップは熱間圧延後に、ある高い温度（たとえば前述の式（２）による銅含有量の関数として計算された温度）でコイリングし、それによって、１時間（前述のようにコイルの温度が通常低下し始める時間）で最高高度に達する。したがって、ストリップが高温でいる期間は、急速冷却でコイリングしたコイルの形をしているその状態の初期フェーズである。

０．１％〜１％の炭素含量の鋼の場合には、コイリング温度は、マルテンサイト変態が始まる温度Ｍｓよりさらに高くなければならない。マルテンサイトの形成によって、アンコイリング中に亀裂の出現を引き起こす可能性がある。Ｍｓは、「Ａｎｄｒｅｗｓの式」として知られている従来の式によって得られる。

すなわち、
Ｍｓ（℃）＝５３９−（４２３Ｃｕ％）−（３０．４マンガン％）−（１７．７ニッケル％）−（１２．１クロム％）−（１１シリコン％）−（７モリブデン％）
ここで、各元素の含有量は重量％で表わす。

炭素含量が０．０００５％〜０．１％である鋼では、Ｍｓを考慮に入れる必要はない。このケースでは、Ｍｓはおよそ４００℃から５００℃であり、通常の装置で容易に達成することができたコイリング温度以上に上げることができる。しかしながら、コイリングをＭｓ未満で実施することができない理由はない。なぜなら、
−ベイナイトは、冷却中に形成されていたであろう（低い炭素含量の鋼は「硬化可能ではない」）し、それによってマルテンサイト形成が防止されるであろうし、
−あるいは、マルテンサイトは効果的に形成され、しかしながら、炭素含量が低いので形成されたマルテンサイトの量は少なくなり、アンコイリング中にそれが起こらなくなるであろうからである。

コイルの完全冷却（それは完全に自然放冷でもよいし、あるいは必要に応じて希望の硬度を得るに必要な時間が経過した後、強制冷却してもよい）の後、熱間圧延されたシートは、使用できるようになる。

しかしながら、銅の析出の発生率がストリップの冷却程度の増加指数関数であることは留意しておく必要がある。これらの条件の下では、最大の析出硬化効果を得るために、結晶粒の成長が生じるより低い温度で発生相を完成させることが望ましい。したがって、熱間圧延ストリップの製造について操作の２番目のモードを提案する。操作のこの第２のモードによれば、ストリップは、コイルの自然冷却中に銅の析出が生じない十分に低い温度でコイリングし、このとき銅は過飽和固溶体の状態にある。コイリング温度が３００℃より低ければこの目的に充分であると推測される。マルテンサイト変態範囲中のストリップをコイリングしない理由はない。次いで、ストリップ（少なくともコイリングがＭｓ未満で行われたならば未だコイリング状態である）は、４００℃と７００℃の間で焼き戻し熱間加工してマルテンサイトを消失させる。しかしながら、この硬化の主な役割は、熱間圧延されたシート中の所望性状を得るように銅を析出させることである。この処理（温度と継続時間）のパラメータは前述の式（２）を使用して決定することができる。

本発明の方法によって冷間圧延シートを製造する場合、コイリング温度は、コイリングとアンコイリングの間で冷間圧延に先だってマルテンサイトを消滅させる熱間加工がないので、炭素含量が０．１〜１％である鋼の場合のＭｓより高くなければならない。しかしながら、銅が過飽和固溶体状態である鋼で冷間圧延およびその後の再結晶焼きなましが起こるように、コイリング温度はまた３００℃より常に低くなければならない。

非常な高強度を有し、高い銅および炭素含量（炭素０．１％〜１％）を有する冷間圧延シート、もしくは比較的低い炭素含量が要求される（０．０１％〜０．２％）高強度を有し容易に溶接できる冷間圧延シートを製造する場合、析出焼き戻し熱処理を実施するために、連続焼きなまし装置を使用するか、あるいはバッチ焼きなまし装置を使用するかによって異なる運転モードの変形形態が提案できる。

すべての場合に、銅が過飽和固溶体状態であるストリップを最初に冷間圧延を行い（通常は４０〜８０％の減少率、および外界温度で）、ついで、銅がまたフェライトおよび／またはオーステナイト中で固溶体にある高温の範囲で再結晶焼きなましを実施する。この目的に適切な条件は、ストリップの銅含有量に依存しており、熱間圧延終了温度の選択に関して既に論じた。

この再結晶焼きなましの継続時間は、前に固溶体に銅を維持したキャパシティーに依存する。１．８％までの銅が固溶体に戻る８４０℃の再結晶温度では、結晶粒の成長は過度になるかもしれない。銅が再結晶に先立って既に固溶体である場合、焼きなまし時間は結晶粒の成長の反応速度論によって決定され、銅の析出融解の反応速度論にはよらない。したがって、再結晶に先立って銅が融解すると、集合組織の最適化を促進され、また、この状況は治金技師にとって最も有利なものである。銅が完全に融解しているかあるいは部分的に析出しているかによって、再結晶焼きなまし（もし８４０℃でこれが起これば）の継続時間は、２０秒から５分まで変動しうる。それは、大量の銅が再融解するようにする高温に達することができる「コンパクト焼きなまし」装置で実施するのがよい。

再結晶焼きなましに続いて析出焼き戻しを行う。この２つの操作は、急速冷却の段階が間に入り銅を固溶体に維持するようにする。したがって、この冷却は前述の式（１）を満たさなければならない。

析出焼き戻しを、ストリップの最高硬さＨＶ_ｍａｘを達成する時間がほとんどない連続焼きなまし装置（好ましくは、再結晶焼きなましに使用するコンパクトな焼きなまし装置に直接連結している）で実施する場合（それの計算用の式（２）を参照）、比較的高温（６００〜７００℃）でこの焼き戻しを実施しなければならない。前述のごとく、焼き戻し温度を低くすると、この硬化作用がより大きく働くことになるため、達成できる析出硬化の範囲を狭めることになる。

このため、非常に高い強度レベルが望まれる場合、比較的低温（４００〜７００℃）で、しかし前述の方程式（２）によって決めた延長された期間でストリップがコイル状態であるバッチ焼きなまし装置中で析出焼き戻しを実施することが好ましい。この場合、この処理後の急速冷却は、銅を過飽和固溶体に維持するようにストリップを３００℃未満にしなければならない。

この「コンパクト焼きなまし後に非常に急速な冷却（この種の設置で容易に到達可能）−バッチ焼きなましを行う」シーケンスを行うと、高い銅含有量を有しそのため析出硬化の高い容量、したがって非常に高い最終強度を有する鋼を得るために特に有利である。しかしながら、このシーケンスは、バッチ焼きなましを必要とするため、比較的長くなる。

前述のように、変形形態においては、前述の式（２）で決定できる期間で４００℃から７００℃で実施されたバッチ焼きなまし中に、先行する再結晶焼きなましなしで、したがって冷間圧延後に直接に、再結晶操作および析出操作を連結して行うことは可能である。特に最高度の銅含有量（１０％まで）の鋼にとってこの工程は好ましい。時には、再結晶用の必要条件と、銅の析出用の必要条件の間で最良の可能な妥協を得るために、処理パラメータを選択しなければならない。

低炭素（０．０５％未満）および良好な引き抜き加工性を有する鋼の冷間圧延シートを製造する場合、銅が過飽和状態にあるストリップの冷間圧延（通常は減少率４０％〜８０％および外界温度で）、再結晶焼きなましおよび析出焼き戻しの運転モードが推奨できる。

シートが良好な引抜加工特性を維持するようにするために、再結晶はフェライト領域で実施すべきであり、銅を析出させてはならない。したがって、前述のように、再結晶温度は、フェライト中の銅の融解限度によって決定することになる。実際上、フェライト中の銅の溶解度が最大値（１．８％）である場合、共析晶温度（低炭素銅鋼の場合およそ８４０℃）で再結晶焼きなましを実施することが望ましいであろう。

再結晶焼きなまし中のフェライト粒子の過度の成長は回避しなければならない。熱間圧延の後の冷却によって完全に過飽和形状での維持が可能でない場合、銅の完全融解がフェライトを含む相の中で起こるように、鋼の温度Ａｃ_１を上げることも必要となるかもしれない。チタンまたはニオブを加えることによりこれらの２つの必要条件を満たしてもよい。これらの元素は、また、特に炭素と窒素をトラッピングすることにより再結晶集合組織に好ましい効果がある。

熱間あるいは冷間圧延ストリップは、その最終表面状態および平坦性を与えて、かつその機械的性質を調節するために、従来法の冷間加工圧延機（スキンパス）で最終処理をする。

最後に本発明によるストリップから得られたシートが、非常に高い引き抜き加工性を必要とする場合、析出焼き戻しに先立って実施することは可能であり、したがって、その場合粗製のストリップ上でではなくドローした製品上で実施することになる。

本発明による方法によって、液状鋳鉄から必ずしも製造できない、非常に高い強度のシートを製造することが可能となり、結果的に経済的である。

これらのシートのさらなる利点は、多量の銅が存在することによって大気腐食にさほど敏感でなくなるということであり、したがって、防蝕被膜が不必要になる可能性がある。

本発明による方法によって達成される機械的性質に関しては、以下のことが言える。

−本発明の熱間あるいは冷間圧延シートは、１０％までの銅および ０．１％〜１％の炭素を含み、１０００ＭＰａより大幅に高い強度を有し、より低い炭素含量の熱間−あるいは冷間圧延シートは、より低いが、まだ１０００ＭＰａ超の強度を有し、特に自動車産業で使用可能な良好な溶接性を有する。

−本発明の１．８％までの銅のおよび０．０５％の炭素含む冷間圧延シートは、およそ７００ＭＰａ〜９００ＭＰａの強度、および１５％〜３０％の破断伸度を有し、非常に良好な引き抜き加工性を有する。

全体（図１ａ）として純鉄／銅合金の状態を示し、６００℃から１０００℃の温度（図１ｂ）および５％以下の銅含有量を示す状態図である。 全体（図１ａ）として純鉄／銅合金の状態を示し、６００℃から１０００℃の温度（図１ｂ）および５％以下の銅含有量を示す状態図である。 ０．２％の炭素を含む鉄／銅合金の状態の１部分を示す状態図である。

Claims (18)

1. 重量パーセントで、
   ０．０００５％≦Ｃ≦１％、
   ０．５≦Ｃｕ≦１０％、
   ０≦Ｍｎ≦２％、
   ０≦Ｓｉ≦５％、
   ０≦Ｔｉ≦０．５％、
   ０≦Ｎｂ≦０．５％、
   ０≦Ｎｉ≦５％、
   ０≦Ａｌ≦２％、
   残部は鉄と不純物である組成を有する液状鋼を製造し、
   該液状鋼を、１０ｍｍ以下の厚さを有する薄いストリップの形状に直接鋳造し、
   該ストリップを、１０００℃以下の温度に急速冷却し、
   該薄いストリップを少なくとも１０％の減少率で熱間圧延し、圧延終了時の温度がすべての銅がフェライトおよび／またはオーステナイトマトリックス中で固溶体の状態にあるような温度とし、
   該ストリップを、銅をフェライトおよび／またはオーステナイトマトリックス中で過飽和固溶体の状態に維持するように強制冷却し、
   該ストリップをコイリングする、高い銅含有量を有する炭素鋼製の鉄鋼製品を製造する方法。
2. Ｍｎ／Ｓｉ比が３以上である請求項１に記載の方法。
3. 薄いストリップを、反対方向に回転する２つの内部冷却されたロールの間の鋳造装置で鋳造する請求項１または２に記載の方法。
4. ストリップの熱間圧延をストリップの鋳造と連動して行う請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
5. 熱間圧延の後の強制冷却の速度Ｖが
   Ｖ≧ｅ^{１．９８（Ｃｕ％）−０．０８}
   （ここで、Ｖは℃／ｓ、Ｃｕ％は重量％である）である請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
6. 鋼の炭素含量が０．１％〜１％であり、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高い温度でストリップをコイリングする請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
7. ストリップを３００℃未満でコイリングし、次いで、ストリップを４００℃〜７００℃で銅の析出熱処理する請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
8. 鋼の炭素含量が０．１％〜１％であり、ストリップを予めアンコイリングすることなく析出熱処理する請求項７に記載の方法。
9. ストリップのコイリングを、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高く、３００℃より低い温度で行い、続いて、冷間圧延し、銅が過飽和固溶体にある温度領域で再結晶焼きなましし、銅を固溶体に維持する強制冷却を行い、析出焼き戻しを行う請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
10. 前記析出焼き戻しを、６００℃〜７００℃で連続焼きなまし装置中で実施する請求項９に記載の方法。
11. 前記析出焼き戻しを４００℃〜７００℃でバッチ焼きなまし装置中で実施する請求項９に記載の方法。
12. ストリップのコイリングを、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高く、かつ３００℃より低い温度で行い、次いで冷間圧延し、再結晶焼きなましおよび析出焼き戻しの双方の役割をする４００℃〜７００℃でのバッチ焼きなましを行う請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
13. 鋼の炭素含量が０．１％〜１％である請求項９から１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 鋼の炭素含量が０．０１％〜０．２％である請求項９から１２のいずれか一項に記載の方法。
15. 鋼の炭素含量が０．０００５％〜０．０５％であり、銅含有量が０．５％〜１．８％である請求項９から１２のいずれか一項に記載の方法。
16. 析出硬化に先立って、ストリップを切断し、引抜加工によって成形するシートを形成し、析出焼き戻しを該引抜加工シートに対して実施する請求項１５に記載の方法。
17. ストリップをスキンパス圧延機中で最終処理を行う請求項１から１５のいずれか一項に記載の方法。
18. 請求項１から１７のいずれか一項に記載の方法によって得られる鋼材。

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