JPH08512094A - 鋼における超微細な顕微鏡組織への歪み誘起変態 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 超微細粒を有する鋼は、変形帯および他の欠陥における粒界での核形成およびこれに続く粒内部での核形成を通常のように続行させるものから、オーステナイト粒に対して均質なフェライトへの実質的に瞬間的な変態を誘起させるものへと変態を変化させることによって製造される。これは、変態前または変態中に（例えばオーステナイトの粒径の拡大によって）粒界における核形成を減少させるので都合がよい。実施例では、部分的に冷却されたオーステナイト相の鋼が７００〜９５０°Ｃの範囲の温度で、１回の通過で変形されて、５ミクロン以下の粒径のフェライト粒を得るようになされる。

Description

【発明の詳細な説明】 鋼における超微細な顕微鏡組織への歪み誘起変態 本発明は超微細な顕微鏡組織を達成する鋼の製造および処理方法に関する。例 えばフェライト含有鋼においては、超微細な顕微鏡組織とは普通炭素鋼で５ミク ロン未満の粒径、微細に合金化された鋼即ちマイクロアロイ鋼（microalloyed s teel）で３ミクロン未満の粒径の有意な比率を有するものと考えられる。 最新の鋼処理方法における基本的な目的は、フェライト粒径を調質(refine)す ることである。小さなフェライト粒が望ましいのは、これが鋼に強度および靭性 の向上をもたらすからである。 近年、超微細なフェライト粒を有する低炭素マイクロアロイ鋼を製造する各種 技術の科学文献に幾つかの報告書があった。１つのアプローチ方法は、オーステ ナイトからフェライトへの変態温度（Ａｒ₃）より僅かに高いだけの温度での動 的再結晶化（dynamic recrystallisation）が小さな粒径を生じるという予測に 依存するものである。このようにして捩りまたは圧縮試験による実験室的シミュ レーションを用いて、管理されたローリング工程即ち圧延工程が工夫され、歪み の蓄積後の動的再結晶化を活用している。 一例として、カスパー（Kaspar）氏他は、冷却することで平均粒径が５ミクロ ン未満のフェライトに変態する圧縮試験したＮｂ−Ｖマイクロアロイ鋼で１〜４ ミクロンまで小さなオーステナイト粒の製造を報告している［サーモメカニカル ・プロセッシング・オブ・スチール・アンド・アザー・メタルス、Ｉ．Ｓ．Ｉ． Ｊ．１９８８、２、７１３頁に掲載された「Ｔｈｅｒｍｅｃ ８８」Ｐｒｏｃ． Ｉｎｔ．Ｃｏｎｆ．］。サミュエル（Samuel）氏他は、ニオブマイクロアロイ鋼 の捩り試験が、連続通過による歪みの蓄積が動的再結晶化をもたらす変形工程で それぞれ５および３．７ミクロンのオーステナイトおよびフェライトの粒径を生 じたことを報告している［Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９９０、３０、２１６頁］。 ヤダ（Yada）氏他に付与された米国特許第４４６６８４２号は、４ミクロン以 下の超微細粒径を有する等軸性のフェライト粒が７０％以上で組成された熱間圧 延フェライト鋼を記載している。この鋼材はほぼＡｒ₃点で熱間加工され、少な くとも７５％の全圧下率を最低でも要求する１回以上の熱間加工によって製造さ れた。熱間加工によって、オーステナイトの動的変態(dynamic transformation) および（または）フェライトの動的再結晶化が生じた。 通常炭素鋼に関してマツムラ（Matsumura）氏およびヤダ（Yada）氏［Ｉ．Ｓ ．Ｉ．Ｊ．１９８７、２７、４９２頁、および「Ｔｈｅｒｍｅｃ８８」Ｉ．Ｓ． Ｉ．Ｊ．１９８８、１、２００頁］は、実験室的な圧縮および圧延試験を使用し た３ミクロン未満のフェライト粒径を形成する熱間加工工程を開示した。Ａｒ₃ 点の直ぐ上で大きな歪みを与えることにより、変形時の変態（変形熱による温度 上昇の代わりに）を誘起し、その後動的に再結晶化させるのに十分なだけ該フェ ライトの加工を続けた。変形後のフェライト粒の粗大化を防止しての急冷がある 程度のマルテンサイトの形成をもたらした。４までの歪みを加えることで、１〜 ２ミクロンほどの微細なフェライトが７０〜８０％を占める顕微鏡組織が製造さ れた。相互臨界（intercritical）変形量を減少させることは、フェライト部分 の体積を減少させ、平均粒径を増大させる傾向を示した。 超微細粒を製造する他の技術も関係してきた。アメヤマ（Ameyama）氏他［「 Ｔｈｅｒｍｅｃ８８」Ｉ．Ｓ．Ｉ．Ｊ．１９８８、２、８４８頁］は、直径で１ ミクロンまでのオーステナイト粒径を得るための、再加熱によるオーステナイト 核形成を向上させるための３％のＭｎおよび１％のＭｏの添加と組み合わされた 低温変形および簡単なオーステナイト化サイクルを開示した。クルズドロフスキ ー（Kurzydlowski）氏他［Ｚ．Ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄe］もまた、１ミクロン径 までの粒径のオーステナイトステンレス鋼を製造するための、ほう素添加された 繰り返される冷間変形および焼鈍しサイクルを開示した。これらの方法は科学的 にかなりの関心が持たれるが、超微細粒を製造するには比較的高価な手段である 。 更に最近では、ベイノン（Beynon）氏他が、実験室的な熱間捩り試験を使用し て、ほぼ１ミクロンの平均粒径を有する超微細なニオブのマイクロアロイフェラ イト即ち微細に合金化されたフェライトの製造が報告された。この試験は１０５ ０°Ｃの温度での管理された熱間変形を使用し、続いて９００°Ｃにて始められ た６〜８回の仕上げ変形の手順を通して急冷された。各々の変形は、２．３／秒 の等価単軸歪み率（equivalent uniaxial strain rate）で０．３の歪みまでで あり、最終変形で最高の調質が観察されたのはＡｒ₃に近いものであった。製造 されたこの最高に微細な組織は、約５％のパーライトを有し、フェライトに関し て１．３ミクロンの平均粒径を有する一様に微細な等軸性のフェライト組織であ った。調質は厳重な管理のもとで圧延された初期オーステナイト組織の歪み誘起 変態によって生じ、これにおいて変形はフェライトへ変態する核形成の場の密度 を高めた。このようなフェライト調質のメカニズムは、上掲のマツムラ氏および ヤダ氏の報告書において報告されている。プリエストナー（Priestner）氏［「 サーモメカニカル・プロセッシング・オブ・マイクロアロイド・オーステナイト 」、Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．Ａ．Ｉ．Ｍ．Ｅ．、１９８１、４５５頁］も圧延時にロー ル間隙で変態した微細粒を実験室的なロール加工試料部分で得た。再述するが、 大きな歪みが必要であり、変態生成物は混じり合ってまさに「寄せ集め」のよう な状態で、ある程度の量で非常に大きな粒が存在していた。ベイノン（Beynon） 氏他およびプリエストナー氏により報告された処理も、実用的というより科学的 に関心の持たれるものであった。 本発明の第１の好ましい目的は、例えばベイナイトを含む各種の相または相混 合物の何れかにおいて超微細な顕微鏡組織を有する鋼を製造する実用的な処理を 提供することである。 本発明の第２の好ましい目的は、超微細なフェライトの顕微鏡組織を有する鋼 を製造する実用的な処理を提供することである。 本発明の第３の好まし（泪的は、超微細な顕微鏡組織、特に超微細フェライト 顕微鏡組織を有する鋼を提供することである。 本発明の第４の好ましい目的は、超微細なフェライトの顕微鏡組織を有する鋼 の製造に使用する装置を提供することである。 本発明は、超微細なフェライト粒を達成するオーステナイトからフェライトへ の変態が、大きなオーステナイト粒、例えば８０ミクロンより大きい粒、を有す る鋼の１回の変形によって達成できるという驚くべき最初の発見から発展してい る。このことは通常の予測、すなわち最終製品において求められるフェライト粒 の寸法が小さくなればなるほど変態前に要求されるオーステナイト粒の寸法が小 さくなるという一般的な予測、と完全に逆なものである。本発明は、この発見の 特別な内容に関してまったく知られていない。むしろ、超微細なフェライト粒を 有する鋼は、変形帯および他の欠陥における粒界での核形成およびこれに続く粒 内部での核形成を通常のように続行させるものから、オーステナイト粒に対して 均質なフェライトへの実質的に瞬間的な変態を誘起させるものへと変態を変化さ せることによって、製造されるということが広義に認識される。これは、例えば 変態前または変態中にフェライト粒の粒界における核形成を減少させる、すなわ ち最少限にすることで都合がよい。オーステナイトの粒径の拡大は、勿論のこと ながら、粒界での核形成を減少する１つの手段である。何故なら、粒界の減少を 伴うからである。しかし、他の方法も使用できる。 部分冷却されたオーステナイト相の鋼が例えば７００〜９５０°Ｃの範囲の温 度に１回通して変形されるときには、従来より予測されるようにフェライトへの 変態は変形前は起こらないが、その代わりに変形中またはその直後に急激に生じ ることも認識された。 超微細なフェライト粒を得るオーステナイトからフェライトへの変態は、鋼を 大きな粒径へとオーステナイト化した後、該鋼をオーステナイト相において部分 冷却および変形処理することで達成できることも認識された。これは、粗大なオ ーステナイト粒径の相を与えるための鋼の再加熱が冷却による変態後に粗大なフ ェライト粒径を生じることになるという従来の知識では全く予期できないことで ある。 更に、本発明は超微細な顕微鏡組織の製造に限定されず、例えばベイナイトを 含む各種の相または相混合物の何れかにおいて超微細な顕微鏡組織を製造できる ことも見出された。 したがって本発明は、第１の基本的な見地において、顕微鏡組織の１つまたは それ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を 誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼の処理を 有する、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造する 方法を提供する。 第２の基本的な見地において、鋼をオーステナイト化させるために加熱し、オ ーステナイト相の鋼を予備冷却し、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超 微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、実 質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼を処理する諸段階によりなる 方法を含む。 オーステナイト相の鋼の予備冷却は、５０〜２０００°Ｋ／分の範囲の速度で 自然空冷、強制される空冷または水冷で行われることが好ましい。 第３の基本的な見地において、本発明は、新らしく鋳造されたオーステナイト 相の鋼を部分的に予備冷却し、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細 な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するように、実質的 な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼を処理する諸段階を有する、超微 細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造する方法を含む。 本明細書に使用されているように、「オーステナイト相の鋼」という用語はオ ーステナイトの相とされている鋼を意味する。新らしく鋳造された鋼のようなあ る種の鋼は、オーステナイト相になる前に内部に形成された多数の他の相を有し 得ることが認識されている。 オーステナイト相の鋼に適用される処理は、低炭素鋼について６００°Ｃ〜９ ５０°Ｃ好ましくは７００°Ｃ〜９５０°Ｃでおこなわれる変形である。 第４の基本的な見地において、本発明は、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の 領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するよ うに、鋼の組織を横断する予め定めた歪み形状すなわち歪み勾配を発生させるた めの実質的な変態が開始される前に、オーステナイト相の鋼を変形させる段階を 含んでなる、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造 する方法を含む。 超微細な顕微鏡組織の領域は、組織の横断面全体を含むことが好ましく、均質 な超微細な顕微鏡組織であることが最も好ましい。代替実施例で、超微細な顕微 鏡組織の領域は、鋼の１つまたは複数の表面層を含んでなる。後者の目的に関す れば、本発明の第４の見地において、予め定めた歪み形状は鋼の１つまたは複数 の表面層における比較的大きな歪みと、心部における比較的小さい歪みとを含む ことができる。したがって、超微細な顕微鏡組織となる変態は１つまたは複数の 表面層で生じる傾向を見せる。このような歪みの非均一性は、圧延される鋼表面 （すなわちストリップ面）とローラとの間に存在する摩擦条件を有することで増 大させることができる。代替的に、第４の見地において、圧延される鋼表面とロ ーラとの間の摩擦係数を選定することで、鋼は組織の横断面全体が変態されて超 微細な顕微鏡組織にされることができ、実質的に均質の超微細な顕微鏡組織とさ れることが好ましい。 この状況において、「歪み形状」という用語は有効歪み形状を示しており、有 効な歪みは該ストリップがローラと接触することで生じるせん断歪みと、厚さを 単純に減少することに関係した圧縮歪みとの組み合わされた作用を含んでいる。 オーステナイト相の鋼に対して加えられる変形は、本発明の他の見地によれば 圧延変形を含むことが有利である。圧延速度は０．１〜５．０ｍ／秒の範囲が好 ましい。好ましい歪み形状を発生させるために、ニップ間隙すなわち圧延厚さ（ Ｈ_m）に対する圧延円弧（Ｌ_d）の比は１０より大きいことが好ましい。 本明細書で使用されているように、「急激な実質的に完全な変態」という用語 は、変形範囲内で、それから１秒以内で、最終的な超微細顕微鏡組織へ９０％が 変態することを表す。フェライト製品の場合は、フェライトへの変態が急激な実 質的に完全な変態であるのに対して、炭化物（セメンタイト）の形成が長時間に わたって発生する。ベイナイト製品の場合は、全ての変態は変形範囲内でまたは それから１秒はなれた範囲内に生じ得る。 本発明の第１、第２、第３または第４の見地の何れかにおける変形は、鋼を一 対の反転ローラ間に通して２０〜７０％、最も好ましくは３０〜６０％の範囲内 の比率で該鋼の厚さ寸法をローラ間の挿入ニップで決まる値にまで減じるように することを含むことが好ましく、これだけで行われることが最も好ましい。鋼の １回の変形だけで遂行される、例えば一対の反転ローラ間に鋼を１回通過させる ことで行われることが好ましい。ローラにより、上述の変形範囲は鋼とローラと の間の接触円弧を含み、これはニップ（nip）で終端する。ローラの幾何形状、 例えば回転速度や、鋼の厚さに対するローラ径は、前記急激な実質的に完全な変 態に最適に選定される。勿論のことながら、変態の前後でローラ処理を行えるが 、 変形前にオーステナイト相の鋼は加工されないか、ほんの軽く加工されるだけで あることが好ましい。 この変形は、超微細な顕微鏡組織となる大部分で均質な変態を誘起することが 好ましい。変態は、主として変形工程中に行われることが好ましいが、幾分かの 変態は変形の直ぐ後に生じる。超微細な顕微鏡組織となる変態は変形後の１秒以 内に完了することが好ましい。この変態処理は「歪み誘起変態」と呼ばれている 。 本発明の第２の見地によれば、鋼は１０００°Ｃ−１４００°Ｃに加熱される ことが好ましく、１１００°Ｃ〜１３００°Ｃに加熱されることが最も好ましい 。 第１、第２、第３または第４の見地の各々において、鋼は変態後に冷却される ことが好ましい。 超微細な顕微鏡組織は、例えば超微細な主としてフェライト粒を含むことがで き、または他の例としてベイナイト顕微鏡組織とされ得る。 オーステナイト相の鋼は５０ミクロンよりも大きい平均オーステナイト粒径を 有することが好ましく、８０ミクロンより大きいことが一層好ましい。通常の熱 間圧延におけるオーステナイト粒径は、変態前は大体４０ミクロンである。この オーステナイト相の鋼は等軸性でもよい。 前述の好ましい範囲のオーステナイト粒径を有するオーステナイト相の鋼に加 えて、または代えて、鋼はフェライト粒の粒界核形成を減少または実質的になく すのに有効となるように予備処理されて、前記急激変態をし易くすることができ る。このような予備処理は、選択した鋼の平均オーステナイト粒径を拡大する予 備処理を含み得るのであり、または例えば選択した元素（例えばほう素）を添加 して粒界反応性を低下させるようにする化学処理と代替されるか追加されること ができる。予備処理は、例えば１０００〜１４００°Ｃの範囲の高温から前述の 温度範囲である６００°Ｃ〜９５０°Ｃへ鋼を予備冷却することである。 変態した鋼の冷却は特に急激に行う必要はなく、したがって強制空冷、例えば ５００°Ｋ／分まで、好ましくは５０〜２０００°Ｋ／分の間の冷却速度を得る ことができる。勿論、本発明は、有利であると立証されるならば、これより遅い 、またはより急激な冷却を拒むものではない。本発明の特定例はローラニップ内 に冷却流体を後方噴射して、粒径を改善する、例えば変態した鋼の表面のフェラ イ ト粒径を改善するようになされている。 変態を受ける鋼は、鋼ストリップ、プレート、シート、ロッドまたはバーとさ れることが好ましいが、本発明は他のシート形状、例えばビレットやスラブにも 応用できる。ストリップ、プレート、シート、ロッドまたはバーは２０ｍｍより も薄い厚さであることが好ましく、１０ｍｍよりも薄いことが最も好ましい。本 発明は従来より薄いストリップ（５ｍｍ未満）とみなされる製品に主として適用 されると考えられる。何故なら、超微細な顕微鏡組織の形成が最適化されるのは このようなストリップだからである。 第５の基本的な見地において、本発明は例えば超微細なフェライト粒を有する 超微細な顕微鏡組織を備えた鋼を提供するのであり、これは均質で、少なくとも 部分的に１つまたはそれ以上の領域で超微細とされ、これらの領域では３ミクロ ンより大きな平均粒径は存在しない。この鋼は、中心部で１０ミクロン以下の平 均粒径を有し、表面層で２ミクロン以下の平均粒径を有することが好ましい。フ ェライト粒の顕微鏡組織の体積におけるかなりの部分、例えば少なくとも３０％ で、３ミクロンより小さい粒径のフェライト粒を主に含んでいることが更に好ま しい。この鋼の顕微鏡組織は、例えば超微細な顕微鏡組織の領域を有する１つま たは複数の表面層、および比較的粗い顕微鏡組織の心部層のように、層状化され ることができる。この層状化した顕微鏡組織では、微細粒層の少なくとも８０％ の体積が３ミクロンより小さい寸法の粒を主に含んでなることが好ましい。 変形温度は、望まれる最終製品鋼の仕様によって選択されることができ、例え ば軟質鋼に関しては高い変形温度とされる。 典型的に、前記変形は鋼のある程度の冷却、例えば熱の導通路を形成すること に伴って生じる。これは潤滑および（または）強制冷却ローラを使用する周知法 によって公知の方法で改善される。 製品鋼がフェライト相である場合、フェライトへの変態は顕微鏡組織を生じる ようになされ、鋼の中心の平均フェライト粒径は表面層の粒径の１０倍を超えな いことが好ましい。 超微細な顕微鏡組織は典型的には等軸性であるが、これは本質的なことでない 。 鋼は、例えば予備加熱および部分冷却によって予備処理されて、前記超微細な 顕微鏡組織に変態する粒の比率を増大することができる。 オーステナイト相の鋼は低炭素鋼（Ｃ＜０．３％）であることが好ましく、低 炭素マイクロアロイ鋼即ち微細に合金化した低炭素鋼とすることができる。しか しながら高炭素鋼も同様にふるまうことが示されており、本発明によって処理す ると超微細な顕微鏡組織を形成できる。 第６の基本的な見地において、本発明は、オーステナイト相の鋼を鋳造する手 段と、新らしく鋳造されたオーステナイト相の鋼を受け入れて部分的に予備冷却 するように配置された手段と、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で超微細 な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変態を誘起するような実質的な 変態が開始される前に該部分的に冷却された鋼を処理する手段とを含む、超微細 な顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域を有する鋼を製造するための組み合わ された鋳造および変形装置を含む。 鋳造手段は薄いスラブまたはストリップの鋳造装置とされ、また処理手段は圧 延手段、例えば一対の反転ローラ（contra-rotating rolls）を含むことが好ま しい。 第７の基本的な見地において、本発明は鋼を加熱してオーステナイト相となす 手段と、オーステナイト相の鋼を部分的に冷却する手段と、顕微鏡組織の１つま たはそれ以上の領域で超微細な顕微鏡組織となるような急激な実質的に完全な変 態を誘起するような実質的な変態が開始される前に該部分的に冷却されたオース テナイト相の鋼を処理する手段とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つまたはそれ 以上の領域を有する鋼を製造するための変形装置を含む。 本発明の実施例が添付図面およびその例を参照して、単に説明のためだけに以 下に記載される。図面において、 第１図は、本発明の第６の見地の実施例による小型の圧延ラインの簡単な図、 第２図は、本発明の第７の見地の実施例による組み合わされたストリップ再加 熱および圧延ラインの簡単な図、 第３図は、本発明の第４の方法の実施例に使用された１回通過用の圧延変形装 置の簡単な図、 第４図は、第３図のストリップを通る代表的な横断面の歪み形状の図、 第５図は、第３図に示されたストリップの顕微鏡組織の連続する横方向セグメ ントの変位を示し、 第６図は、本発明の実施例による鋼の超微細粒の表面領域を示す光学顕微鏡写 真、 第７Ａ図は、Ｍ０６鋼ストリップの中心領域の超微細フェライト粒の走査電子 顕微鏡写真、 第７Ｂ図は、Ｍ０６鋼ストリップの中心領域の粗いフェライト粒の光学顕微鏡 写真、 第７Ｃ図は、低入口温度で圧延されたＭ０６試料の光学顕微鏡写真、 第８Ａ図は、低速で圧延されたＭ０６ストリップの表面領域の超微細な顕微鏡 組織の走査電子顕微鏡写真、 第８Ｂ図は、高速で圧延されたＭ０６ストリップの表面領域のフェライト粒の 光学顕微鏡写真、 第９Ａ図は、潤滑されて圧延されたＭ０６の表面領域の光学顕微鏡写真、 第９Ｂ図は、潤滑されないで圧延されたＭ０６の表面領域の光学顕微鏡写真、 第１０Ａ図は、空冷後のＭ０６の表面領域の炭化物の分布を示す走査電子顕微 鏡写真、 第１０Ｂ図は、６５０°Ｃで巻き取られた後のＭ０６の表面領域の炭化物の分 布を示す走査電子顕微鏡写真、 第１１Ａ図は、０．０６５Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７３）の表面領域の炭化 物の分布を示す光学顕微鏡写真、 第１１Ｂ図は、０．０６５Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７３）の中心領域の針状 フェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１２Ａ図は、１２５０°Ｃで再加熱した後の高ＳＩ鋼（３３９８）の表面領 域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１２Ｂ図は、９５０°Ｃで再加熱された後の高ＳＩ鋼（３３９８）の表面領 域の加工したフェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１３Ａ図は、Ｔｉマイクロアロイ鋼（３４０３）の表面領域の超微細フェラ イトを示す光学顕微鏡写真、 第１３Ｂ図は、Ｔｉマイクロアロイ鋼（３４０３）の中心領域の粗いフェライ トおよびマルテンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真、 第１４Ａ図は、Ｔｉ−Ｍｏマイクロアロイ鋼（３４０３）の表面領域の超微細 フェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１４Ｂ図は、Ｔｉ−Ｍｏマイクロアロイ鋼（３４０３）の中心領域の粗いフ ェライトおよびマルテンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真、 第１５Ａ図は、高Ｔｉ鋼（３３９４）の表面領域の超微細フェライトを示す走 査電子顕微鏡写真、 第１５Ｂ図は、高Ｔｉ鋼（３３９４）の中心領域の針状フェライトおよびマル テンサイトの島状部分を示す光学顕微鏡写真、 第１６Ａ図は、０．２１Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７４）の表面領域の超微細 フェライトおよび炭化物偏析を示す光学顕微鏡写真、 第１６Ｂ図は、０．２１Ｃ−０．９９Ｍｎ鋼（３３７４）の中心領域のネック レス状および針状フェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１７Ａ図は、１０４０鋼の表面領域の超微細フェライトおよび炭化物を示す 光学顕微鏡写真、 第１７Ｂ図は、１０４０鋼の中心領域のパーライトおよび初析フェライト（pr oeutectoid ferrite）を示す光学顕微鏡写真、 第１７Ｃ図は、空冷後の１０４０鋼の表面領域の炭化物分布を示す走査電子顕 微鏡写真、 第１７Ｄ図は、６００°Ｃで巻き取られた後の１０４０鋼の表面領域の炭化物 分布を示す走査電子顕微鏡写真、 第１８Ａ図は、空冷後の０．２７Ｃ−０．１２Ｖ鋼（３５２４）の表面領域の 炭化物分布を示す光学顕微鏡写真、 第１８Ｂ図は、６００°Ｃで巻き取られた後の０．２７Ｃ−０．１２Ｖ鋼（３ ５２４）の表面領域の炭化物分布を示す光学顕微鏡写真、 第１９Ａ図は、１２５０°Ｃで再加熱後のＴｉ−Ｂ含有の中程度のＣ鋼（３６ ０５）の表面領域の超微細フェライトを示す光学顕微鏡写真、 第１９Ｂ図は、９５０°Ｃで再加熱後のＴｉ−Ｂ含有の中程度のＣ鋼（３６０ ５）の表面領域の加工された粗いフェライトを示す光学顕微鏡写真、 第２０Ａ図は、１０７７共晶鋼の表面領域の超微細フェライトを示す走査電子 顕微鏡写真、 第２０Ｂ図は、１０７７共晶鋼の中心領域のパーライトを示す走査電子顕微鏡 写真、 第２１図は、加工硬化を示さない低Ｃ鋼（Ａ０６）の応力歪み曲線、および 第２２図は、比較的高レベルの加工硬化を示す高Ｃ鋼（１０６２）の応力歪み 曲線である。 第１図はストリップ鋳造および圧延ライン１０の簡単な図であり、このライン は本発明の第６の概念の実施例を含んでなる。１０ｍｍより薄いことが好ましい 厚さのオーステナイト相の高温ストリップ１１がストリップ鋳造装置１２から垂 直下方へ出て、予備冷却装置１６へ直接に給送される。ここで該鋼は自然空冷、 強制空冷または水冷により７００〜９５０°Ｃの範囲の温度まで予備冷却される 。まだオーステナイト相である該ストリップはローラスタンド１８を１回通過さ れて５０％の圧下が行われ、該鋼に歪みを発生させて急激な実質的に完全な変態 が行われるようにする。半分の厚さにされた変態した圧延ストリップ１９は自然 空冷、強制空冷または水冷装置２０を通して大気温度、または選定された中間的 な温度にまで冷却される。超微細粒の鋼ストリップは次ぎにコイル装置２２に集 められる。この鋼の表面温度は、ローラとの接触円弧で定められる変形領域の前 後で、それぞれ高温計２４，２５で監視される。 第２図は本発明の第７の見地の実施例を含む小型の圧延ラインの簡単な図であ る。１０ｍｍより薄いことが好ましいゲージ即ち厚さの鋼ストリップ５１は、コ イル装置５２から引き出され、炉、例えば横方向フラックス誘起炉５４を通過さ れ、その内部でストリップはオーステナイト相平衡温度（Ａｅ₃）を超えて加熱 されて、オーステナイトに変態する。オーステナイト相の鋼５５は７００〜９５ ０°Ｃの範囲の温度まで自然空冷、強制空冷または水冷の予備冷却装置５６で冷 却される。まだオーステナイト相であるストリップ５５はローラスタンド５８を １回通過されて５０％の圧下が行われ、該鋼に歪みを発生させて急激な実質的に 完全な変態が行われるようにする。半分の厚さになった変態した圧延ストリップ ５９は自然空冷、強制空冷または水冷装置７０を通して大気温度、または選定さ れた中間的な温度にまで冷却される。超微細粒の鋼ストリップは次ぎにコイル装 置７２に集められる。この鋼の表面温度は、ローラとの接触円弧で定められる変 形領域の前後で、それぞれ高温計２４，２５で監視される。 第３図はストリップ１００により本発明の第４の見地を実現するための１回通 過用の圧延変形装置の横断面を概略的に示している。ローラは１１２で示され、 第３図はまた前述したパラメータＬ_dおよびＨ_mを示している。第４図は本発明の この見地により好ましいとされる一般的な形状のストリップ肉厚を通る代表的な 横断面の歪み形状を示す図である。有効歪みは、Ｈ／ｈで与えられ、Ｈはローラ 入口のストリップ厚、ｈはローラ出口のストリップ厚である圧下歪みと、摩擦条 件によるせん断歪みとの組み合わされた効果を表す。第５図は所定の時点におけ る変形領域を通過中のストリップの長手方向横断面における金属の連続した横方 向セグメント１０５の変位を示している。第６図は典型的な生成された層構造の 顕微鏡組織（すなわち大勢をしめる超微細顕微鏡組織の表面層と、比較的粗い顕 微鏡組織の心部）を示している。該層の幅は第４図および第５図に示された高歪 み表面層に対応することが分かるであろう。例１ 表面温度が１２５０°Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオース テナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．０９％のＣ、 １．４７％のＭｎ、０．０８％のＳｉ、０．０２７％のＮｂ、０．０２５％のＴ ｉ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が自然空冷されるように放置されて８００ °Ｃの表面温度まで予備冷却された。２．２５ｍｍ厚の冷却したストリップは一 対の反転回転ローラ（contra-rotaling rolls）のニップ（nip）を１回通過され て変形圧延され、１．３８ｍｍの厚さまで３８％の圧下を行われた。ローラから 出た鋼ストリップの出口表面温度は７００°Ｃであった。該ストリップは次ぎに 大気中に放置されて大気温度まで冷却された。 フェライト粒径は１ミクロン未満から１２ミクロンまでの範囲で様々であり、 全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から３ミクロンまでの粒 径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた 。 観察により、ニップに与えられた部分的に冷却された鋼はそれまで部分的または 全体的に変態されていなかったが、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の 鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はロ ーラニップにおいて、またはその非常に近い直後生じていると考えられ、これは このメカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較 的ゆっくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆 どまたは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これによ り粒は寸法拡大に抗して位置固定されていたことが暗示された。例２ 表面温度が１２５０°Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオース テナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．１％のＣ、１ ．３８％のＭｎ、１．４％のＳｉ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が自然空冷 されるように放置されて７７５°Ｃの表面温度まで予備冷却された。２．１３ｍ ｍ厚の冷却したストリップは一対の反転回転ローラのニップ（nip）を１回通過 されて圧延変形され、１．３ｍｍの厚さまで３９％の圧下を行われた。ローラか ら出た鋼ストリップの出口表面温度は６８８°Ｃであった。該ストリップは次ぎ に大気中に放置されて大気温度まで冷却された。 フェライト粒径は１ミクロン未満から２０ミクロンまでの範囲で様々であり、 全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から３ミクロンまでの粒 径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた 。観察により、ニップに与えられ部分的に冷却された鋼はそれまで部分的または 全体的に変態されず、実質的にまだ全体としてオーステナイト相の鋼であること が見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態はローラニップ（ roller nip）において、またはその直後に生じていると考えられ、これはこのメ カニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっ くりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまた は全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は 寸法拡大に抗して位置固定されたことが暗示された。例３ 新らしく鋳造された鋼は実験の目的で容易に入手できなかった。しかしながら 、表面温度が１２５０°Ｃの低炭素鋼ストリップ（０．０７％のＣ、０．４％の Ｍｎ、残部がＦｅと典型量の残留元素）が新しい鋳鋼を模して使用された。この 鋼は、主として1００〜２００ミクロンの範囲のオーステナイト粒径を有してい た。使用された鋼は粒組織が等軸性である点で新らしく鋳造された鋼と相違して いた。この鋼は自然空冷されるように放置されて８００°Ｃの表面温度まで予備 冷却された。１．８ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転回転ローラのニッ プ（nip）を１回通過されて圧延変形され、１．０ｍｍの厚さまで４５％の圧下 を行われた。ローラから出た鋼ストリップの出口表面温度は６８０°Ｃであった 。該ストリップは次ぎに大気中に放置されて６００°Ｃまで冷却され、この温度 で１時間保持してコイル形成をシュミレートし、その後放置されて大気温度まで 冷却された。 製品は９５％フェライトで、ストリップ中に均一に分布されていることが見出 された。フェライト粒径は１ミクロン未満から１０ミクロンまでの範囲で様々で あり、全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から２ミクロンま での粒径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっ ていた。観察により、ニップによりもたらされ且つ部分的に冷却された鋼は部分 的または全体的に変態されておらず、実質的にまだ全体としてオーステナイト相 の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態は ローラニップにおいて、またはその直後に生じていると考えられ、これはこのメ カニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆっ くりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どまた は全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒は 寸法拡大に抗して位置固定されたことが暗示された。 ストリップは引張り試験を行われ、降伏強度が４６０Ｍｐａ、限界強度が４８ ０Ｍｐａであることが見出された。全伸びは２８％であり、均一な伸びは２０％ であった。例４ 表面温度が１２５０°Ｃで、主として１００〜２００ミクロンの範囲のオース テナイト粒径を有することが観察された低炭素鋼ストリップ（０．１％のＣ、０ ．８６％のＭｎ、０．２９％のＳｉ、０．０３７％のＮｂ、残部がＦｅと典型量 の残留元素）が自然空冷されるように放置されて８００°Ｃの表面温度まで予備 冷却された。２．４ｍｍ厚の冷却したストリップは一対の反転回転ローラのニッ プを１回通過されて圧延変形され、１．４３ｍｍの厚さまで４０％の圧下を行わ れた。ローラから出た鋼ストリップの出口表面温度は６９６°Ｃであった。該ス トリップは次ぎに大気中に放置されて大気温度まで冷却された。 フェライト粒径は１ミクロン未満から１２ミクロンまでの範囲で様々であり、 全体積の約６０％の実質的な比率で主に１ミクロン未満から２ミクロンまでの粒 径を有していた。これらの超微細領域は表面、または表面の近くに集まっていた 。観察により、ニップによりもたらされ且つ部分的に冷却された鋼はそれまで部 分的または全体的に変態されておらず、実質的にまだ全体としてオーステナイト 相の鋼であることが見出された。更に、オーステナイトからフェライトへの変態 はローラニップにおいて、またはその直後に生じていると考えられ、これはこの メカニズムが歪み誘起変態であることを示していた。自然空冷に固有の比較的ゆ っくりした冷却にも拘わらずに、フェライト粒がその後粗大化する傾向は殆どま たは全くないことが観察され、変態が実質的に瞬間的に行われて、これにより粒 は寸法拡大に抗して所定位置に固定されたことが暗示された。その他の例 製造および実験の両方による多数の低、中および高炭素鋼がミルで圧延された 。これらの鋼の炭素含有量は０．０３６〜０．７７％の範囲であり、全組成が第 １表に示されている。鋼はまず２ｍｍ厚のストリップに粗加工され、約１００ｍ ｍの幅で１５０ｍｍ長さの試片に切断された。ストリップは１０〜１５分間ほど ステンレス鋼バッグ（bag）内で１２５０°Ｃに再加熱された後、所望の圧延温 度にまで空冷された。圧延は１回通過で行われ、約３００ｍｍ形のローラが使用 された。試料は次ぎに空冷され、または流動砂床で１時間にわたり一定温度に保 持されてコイリング（coiling）のシミュレートが行われ、続いて２つのカオウ ール（kaowool）ブランケット間で室温まで冷却された。圧延入口および出口温 度は圧延間隙の各側方に位置する高温計で記録した。圧延入口および出口温度は 表 ２に示されている。 ストリップの顕微鏡組織に対する各種パラメータの影響が調べられた。炭素お よび他の共通する合金元素の影響に加えて、幾つかのシートのＮｂ、Ｔｉおよび Ｂのような微細合金化元素の存在が最終顕微鏡組織に影響すると期待された。圧 延入口温度、圧下、圧延速度、潤滑および給送厚さも調べられた。表２は全シー トに関して調べた実験条件の範囲を示している。 金属試料は標準技術を使用して圧延したストリップから準備され、光学および 走査電子顕微鏡を使用して調べられた。ヴィッカース硬度測定が行われ、引張り 試片は同じストリップから準備された。引張り試験はシンテック（Sintech）引 張り機で１０⁴／Ｓの歪み速度で行われた。 顕微鏡組織 第１表に示された鋼は普通およびマイクロアロイ低炭素級、中炭素級および高 炭素級に分類された。全ての圧延された試料の一般的な特徴は顕微鏡組織の存在 であり、通常は試料の表面付近のフェライト粒および別個の炭素粒、および中心 部分の粗い顕微鏡組織からなる。超微細領域は全体的に試料厚さの約１／４〜１ ／３の深さに浸透していた（第６図）。個々の顕微鏡組織は以下に更に示され説 明される。 温度の降下は圧延ミルの出口で７０〜１８０°Ｃの範囲を記録し、そのほとん どは７０〜１００°Ｃの範囲であった。圧下のほとんどは３０〜４０％の間であ った。 普通低炭素鋼 ４つの普通低炭素鋼、すなわちＭ０６、Ａ０６および３３７３および３３９８ が圧延され、大部分の実験条件はＭ０６およびＡ０６で変化された。 Ｍ０６ 圧延入口温度の影響は４つの試料を８３５、７９５、７７５および７４０°Ｃ （それぞれ試料Ｍ０６−１、２、４および３）で圧延して考察された。最初の２ つの条件は顕微鏡組織に重大な変化を示さず、試料深さの約１／４ほど浸透した 粒径１〜３ミクロンの等軸フェライトの領域（第７Ａ図）と、粒径５〜１５ミク ロンの粗い角度の付いた等軸フェライトの中央領域（第７Ｂ図）とであった。第 ３の入口温度は、表面近くにある程度の共晶フェライトの形成をもたらし、恐ら く前のオーステナイト粒界に形成した。しかしながら、表面付近にはそれまでと 同様に超微細フェライト粒が存在し、中央に粗く角度の付いた組織が存在してい る。最も低い出口温度は、多量の共晶フエライトからなる顕微鏡組織を試料全体 にわたって形成した（第７Ｃ図）。 圧延速度の影響は、０．１８、０．２７、０．３７（標準速度）および１．０ ｍ／秒の速度を比較して考察された。遅い圧延速度（Ｍ０６−５および６）は冷 いローラとの接触時間が長いためにローラ間隙内でかなり大きな温度損失を生じ た。これは、同様な入口温度（Ｍ０６−４）での標準圧延速度の場合よりも多く の共晶フェライトを形成した。０．１８ｍ／秒の圧延速度では、全く異なる顕微 鏡組織が生じた。試料の中央および表面の両方で超微細なベイナイト状顕微鏡組 織が構成され、この組織は自然に結晶化し易い（第８Ａ図）。表面ラス（laths ）は中央のそれよりも微細であった。このような顕微鏡組織は大きな温度降下（ 約１７０°Ｃ）を表し、これはローラ間隙にて生じた。最高のローラ速度は１． ０ｍ／秒（Ｍ０６−１６）に達し、これは層状構造を形成したが表面領域のフェ ライト粒は超微細でなかった（第８Ｂ図）。 ５つの試料は、ローラに窒化ほう素を噴射潤滑して圧延された。７９０°Ｃで 圧延された１つの試料（Ｍ０６−８）は５７％の圧下が行われ、試料の全体にわ たる多量の共晶フェライトと、Ｍ０６−５で観察されたのと同様な超微細ベイナ イトとして発現した相とで構成されていた。第２の試料（Ｍ０６−１０）は多少 高い温度で圧延されただけであるが、圧下は４１％だけであった。この試料は試 料Ｍ０６−５と同程度にローラで冷却されなかった。これは小量の共晶フェライ トで、また比較的浅い超微細（１〜３ミクロン）のフェライト領域および粗い（ ５〜１５ミクロン）角度の付いたフェライトの中心部分を有して構成された。試 料Ｍ０６−１８および１９は潤滑されて８００および７７５°Ｃで圧延され、再 び説明するが僅かに異なる組織を形成し、より厳しく冷却される表面領域および 少ない共晶フェライトを有していた。これらの相違は潤滑厚さの変化が原因とな り得る。１つのローラ（Ｍ０６−１７）に対するだけの潤滑材の供給は、潤滑面 の近くに冷却された顕微鏡組織を生じ、反対側の面（第９図）に比較的微細な フェライト組織を形成した。潤滑されない試料（第９Ｂ図）と比較すると圧下が 僅かに増大した。２つのスケール付き（すなわちバッグで再加熱されていない） 試料（Ｍ０６−２１および２２）が圧延され、比較的粗い等軸フェライトの表面 粒（１０ミクロンまで）と粗い中央部分（１０〜２０ミクロン）が形成された。 スケールは潤滑材の作用を果たすと期待され、またスケールはローラ荷重を僅か に減じて全圧下を増大させたが、スケールの存在はローラに潤滑材を噴射しての 圧延と同様な組織を形成しなかった。しかしながらスケールは絶縁材として作用 し、温度降下を約４０°Ｃと減少させた。 Ｍ０６材料に関する最終的な条件の変化は、流動砂床の圧延ストリップによる コイル形成の影響であった（Ｍ０６−１５）。試料Ｍ０６−１５の表面および中 心の粒径に変化は現れなかったが、炭化物分布はコイル形成処理によって変化し た（第１０Ａ図）。粒界と、コイル形成された試料における３点とに多量の炭化 物が存在しているのが現わされている（第１０Ｂ図）。 Ａ０６ 再加熱温度は幾つかの例で低下されたが、通常のＡ０６がＭ０６と同様な条件 で圧延された。一般に、厚さおよび圧延方向に多くの変化があったが、Ｍ０６に 似た顕微鏡組織が得られた。 圧延入口温度は試料Ａ０６−１、２、３および８で変化された。９０５°Ｃの 最高入口温度がＡ０６−８に使用され、表面付近に１〜４ミクロン、中心部分に 約１５ミクロンまでの粗い粒を有する程良い等軸組織が形成された。Ａ０６−２ に関する出口温度８５５°Ｃは試料Ａ０６−８と同様な深さの等軸フェライト領 域を、またしばしば２０ミクロンを超える長さの粗く角度のついた様々に配向さ れたフェライト粒で構成された中心部分を形成した。５０°Ｃほど入口温度を低 下させると（Ａ０６−１）、同様な組織を生じたが、これはある程度の共晶フェ ライトの発現であった。最低の圧延温度７５５°Ｃ（Ａ０６−５）は多量の粗い 共晶フェライトを生じたが、超微細な表面帯は残っていた。 圧延速度はプロセス変数として調べられ、Ｍ０６と同様な傾向が観察された。 低い圧延速度０．１８ｍ／秒（Ａ０６−４）は同じ温度で圧延された試料（Ａ０ ６−１）と同じ組織を生じたが、温度降下は１００°Ｃを大きく超えてお り、かなりの共晶フェライトが生じた。中間速度０．２７ｍ／秒は全体的に粗い 顕微鏡組織を生じたが、この試料（Ａ０６−７）は高温で圧延されていた。 試料Ａ０６−５および６に関しては１０５０°Ｃに再加熱温度を低下させたこ とが、表面領域の超微細粒の体積率を減少し、中心部分の粒の粗さを増大した。 高い入口温度で圧延された試料（Ａ０６−５）は約４ミクロン未満の粒径のフェ ライト粒の領域を有していたが、これらの粒は隔離され、表面の直ぐ付近には位 置していなかった。低い出口温度（Ａ０６−６）は非常に少ない超微細フェライ トの領域を生じ、非常に粗く角度の付いた粒が顕微鏡組織の全体にあり、表面に までも延在していた。温間加工したフェライト粒の形跡が幾つかあった。 ３３７３ この級（０．０６５％のＣ−１％のＭｎ）の顕微鏡組織は、試料深さの約１／ ４に浸透した超微細フェライト粒（１〜２ミクロン）の表面層で構成され（第１ １Ａ図）、偏析した炭化物の領域が列状に整列して現れている。中心部は大きな 体積部分の勿論ヴィドマンシュテーテン（Widmanstatten）すなわち針状フェラ イトで構成され、第２の相、恐らくパーライトの痕跡があった。 ３３９８ この高Ｓｉ級は、再加熱温度によって大部分決定されたような、前のオーステ ナイト粒径の影響に対するある程度の洞察を最終顕微鏡組織に与えた。１２５０ °Ｃもの高い再加熱温度（第１２Ａ図）は３３７３の加熱で得られた組織と同様 の組織を生じたが、表面層は全体、および粗く一層ブロック状のフェライト粒で なる中央部ほど微細でなく、ある量の別個のマルテンサイトの島状部分があった 。炭化物はフェライト粒界に存在し、フェライト粒の大部分のまわりに連続して いた。該試料を９５０°Ｃに再加熱すると（３３９８−２）、前とは別の表面お よび中央領域を生じたが、しかしながら表面は超微細粒または亜粒と、大きな加 工されたフェライト粒との混合物で構成されていた（第１２Ｂ図）。中央部は適 度の等軸フェライト（約５〜１０ミクロン）と個別の炭化物およびある量の小さ なマルテンサイトの島状部分で構成されていた。 マイクロアロイ低炭素鋼 Ｔｉの添加 鋼３４０３（０．０２４％のＴｉ）は均一な超微細フェライト粒（第１３Ａ図 ）である１／４の試料深さ範囲と、角度のついたある量の針状フェライト粒、分 散した炭化物および個別のマルテンサイトの島状部分で構成された中央部（第１ ３Ｂ図）とを生じた。同様な０．２０％のＭｏを添加された鋼（３４０３）は同 様な組織を生じたが、表面層は一層微細なフェライト粒（１未満〜２ミクロン） で構成され（第１４Ａ図）、試料中央部のフェライトは微細で更に針状（第１４ Ｂ図）であった。再び説明するが、マルテンサイトの小さなポケットがあった。 溶接棒鋼（３３９３および３３９４）におけるようなＴｉの多量の添加は、超 微細フェライト表面層（第１５Ａ図）を形成し、中央部に極めて微細な針状フェ ライト組織（第１５Ｂ図）を生じた。超微細フェライトは光学顕微鏡を使用して 解明できず、電子顕微鏡がミクロン未満の粒を明らかにした。再び説明するが、 別個のマルテンサイトの島状部分は針状フェライト全体に分散されていた。 Ｎｂの添加 何れもＮｂおよびＴｉを含有する２つの通常級の鋼ＸＦ４００およびＸＦ５０ ０が処理されて、約１ミクロンまでの粒径のフェライト粒で構成された同様の表 面顕微鏡組織を生じたが、中央部の組織は多少相違した。ＸＦ４００試料の中央 部は角度の付いたブロック状のフェライト粒で構成され、これらは寸法および形 状の両方とも異なって、約５〜１５ミクロンであった。しかしながらＸＦ５００ 試料は微細な多少均一な針状フェライト顕微鏡組織を生じた。 ０．０３７％のＮｂを含有する試料３３７０が供給厚の増大、潤滑および圧延 後のコイル形成の影響を調べるために使用された。２ｍｍの初期厚を有する標準 試料（３３７０−１）は１／４の試料深さに達する通常の超微細フェライトと、 中央部の角度の付いた針状フェライトとで構成された。供給厚が４ｍｍに増大さ れると（試料３３７０−２）、表面領域の粒径はそれほど微細でなくなり（約４ ミクロンまで）浸透深さはそれほど深くなく、恐らく試料深さの約１／５に達す るだけであった。ローラ間隙内での温度降下は５０°Ｃを超えていた。試料３３ ７０−３については潤滑が使用され、温度降下は１４０°Ｃを超えるほどに増大 し、ほとんどこれは潤滑材の伝熱の影響によると考えられる。表面領域の粒径は 小さいが均一でなく、該領域の深さは更に減少した。中央部の顕微鏡組織は 本質的に同じであった。試料３３７０−４（投入厚は２ｍｍ）は、７５０°Ｃで の圧延後に６００°Ｃでコイル形成され、これは最初の３つの試料の出口温度よ りも低い温度であった。超微細な表面領域の深さは試料厚の１／３に達し、全試 料中で恐らく最高の浸透であった。該領域の粒径は１ミクロン未満であった。中 央部は比較的変化なく維持され、コイル形成が全体的な顕微鏡組織に重大な影響 を及ぼすとは見られなかった。 他の添加 試料３６０７および３６０８は両方ともＭｏおよびＴｉを含有し、３６０８は ０．００２％のＢを含有していた。このＢの添加は、顕微鏡組織に重大な変化を 与えるとは見られず、何れの試料も標準的な深さの超微細粒と、中心部の角度の 付いたフェライト粒とで構成されていた。試料３６０８−１は超微細ではない領 域を表面に有していたが、これは脱炭の影響であろう。鋼３６０７もまた圧延後 に６００°Ｃでコイル形成されたが（３６０７−２）、入口温度は３６０７−１ よりも５０°Ｃ低く、これが２つ比較を困難にした。それにも拘わらずにコイル の形成後の顕微鏡組織の変化は殆どなかった。 鋼３３９９は０．４８％のＣｒを含有し、表面付近に１〜２ミクロンのフェラ イト粒の領域を生じ、ストリップの中央にはかなり大きな容積部分のマルテンサ イトの島状部分を有する針状フェライトを生じた。 中炭素鋼 この級は約０．２〜０．４％のＣを含有し、幾つかの例ではＴｉ、ＶおよびＢ を含有した。普通炭素鋼試料３３７４は０．２１％のＣを含有し、粒径１〜３ミ クロンの等軸フェライト粒の表面層に、微細な炭化物が列をなして偏析して構成 された（第１６Ａ図）。針状フェライトが中央部に存在し、微細フェライト粒の ネックレスが前のオーステナイト粒界のまわりを取り巻いた（第１６Ｂ図）。第 ２の普通炭素鋼（１０４０）が３つの条件、すなわち７５０および７００°Ｃで 圧延後に空冷、および７５０°Ｃで圧延且つ６００°Ｃでコイル形成、のもとで 処理された。全ての試料は試料厚の１／３の深さに達する超微細顕微鏡組織を特 徴としていた。この領域には、非常に微細且つ大容積の炭化物が全体的に分布さ れていた（第１７Ａ図）。共晶フェライトがストリップ中央部に形成されて前の オーステナイト粒界の輪郭を形成していたが、この領域の大部分はパーライトで あった（第１７Ｂ図）。この例では、コイル形成は炭化物分布に重大な変化を与 えるとは見られなかった（第１７Ｃ図および第１７Ｄ図）。 試料３５２１（Ｔｉ添加）および３５２４（ＴｉおよびＶ添加）の両方が１０ ４０級と同じ条件で処理された。両方の組成はほぼ全ての条件で同様の顕微鏡組 織を有していた。これらは超微細なフェライト粒および炭化物で表面領域を構成 されたが、炭化物は６００°Ｃでコイル形成された２つの試料の粒と同様に微細 で且つそれ以上に個別であるように見られた（第１８Ａ図および第１８Ｂ図を比 較して）。超微細粒はまた低い温度で圧延された試料（３５２１−３および３５ ２４−３）において多少微細であった。中央部はパーライトマトリックスに全体 的に針状フェライト粒が分布されて構成されていた。これらの針状組織はＶを含 有する試料において一般に微細であり、特に試料３５２４−３で調質が見られた 。 最後の中炭素鋼（３６０５）はＴｉおよびＢを含有していた。その顕微鏡組織 は中炭素鋼３６０７および３６０８（Ｔｉ、ＭｏおよびＢと合金化）と同様であ ったが、多量の炭化物が存在し、予想したように特に超微細な表面領域に存在し た（第１９Ａ図）。第２の試料（３６０５−２）は圧延前に９５０°Ｃに再加熱 され、試料３３９８−２と同様に表面領域を比較的粗い加工されたフェライト粒 で構成され、個別の小さな炭化物および超微細粒すなわち準粒の小さな領域を有 していた（第１９Ｂ図）。中心部のフェライト粒は適度に等軸性であった。この 同じ材料は９５０および１２５０°Ｃにも加熱され、冷却され、そしてオーステ ナイト粒界を腐食（etch）された。低い温度の再加熱は１０〜２０ミクロンの粒 を形成する一方、高い温度の再加熱は１００〜４００ミクロンの寸法の粒を生じ た。 高炭素鋼 ２種のパーライト鋼１０６２および１０７７が両方とも試料３５２１、３５２ ４および１０４０の処理に使用したのと同じ３つの条件のもとで圧延された。こ れらは各種条件で処理された顕微鏡組織の間に殆ど相違はなかった。再び述べる が、両方の鋼の表面領域にせん断の痕跡があり、これらの領域には超微細なフェ ライト粒（寸法で１ミクロン未満）および個別の炭化物が存在していた（第２０ 図）。しかしながら、小さな圧下（一般に２０〜２５％）で達成されたにも拘わ らずに、超微細フェライトの深さは低炭素鋼の試料で観察されたよりも小さかっ た。中央部はパーライトの集合体で構成され、通常処理の高炭素級で期待される のと同様な顕微鏡組織を有していた（第２０図）。 機械的特性 全ての鋼の機械的特性が第３表に示されている。０．２％の耐力が高Ｃ鋼で決 定された。何故なら、明瞭な上または下の降伏点がないからである。これらの結 果の最も普通な概念の１つは、多くの、特に低Ｃ級に関しての応力歪み曲線の平 坦部分であった。これはＹＳ／ＵＴＳ比で表され、多くの例では１．００に近い 。加工硬化のない例が試料Ａ０６−８の応力歪み曲線に示されている（第２１図 ）。この後、応力は低下し、初期レベルよりも低く維持される。高Ｃ鋼は特に１ ０４０、１０６２および１０７７の市販級で格段に大きい範囲で加工硬化した。 典型的な曲線は第２２図に示されている（試料１０６２−１）。 この結果は、この形式の処理で非常に高い強度が達成されることを示している 。普通低炭素鋼（Ｍ０６−９）は５９０ＭＰａの降伏強度とともに、１６％の全 伸びを得て、またＡ０６−８は２倍の伸びと４３０ＭPａの降伏強度とを生じた 。０．０６５％のＣを含有する第３の普通Ｃ鋼（３３７３）も優れた特性、すな わちそれぞれ５２０および５８０ＭＰａのＬＹＳおよびＵＴＳ、２３％の全伸び 、を有していた。低Ｃ鋼の最高の強度特性は、それぞれ７４５および８３０ＭＰ ａのＬＹＳを有する２つの溶接棒鋼（３３９３および３３９４）で得られた。試 料３３９８および３６０５で再加熱温度を低下させると、強度のかなりの増分を 生じたが、延性には不利に影響した。これは、高温度での再加熱後の超微細顕微 鏡組織から低温度での再加熱後の粗い加工されたフェライト組織への移行をもた らすという興味ある結果のためである。 各種条件のもとで圧延されたＭ０６に関する結果は、幾つかのプロセス要因が 最終特性に影響することになることを示した。圧延入口温度（Ｍ０６−１，２お よび４）は材料強度に特別変化を及ぼさなかったが、高い圧延温度は最も柔軟な ストリップを生んだ。圧延後のコイル形成は、高速度での圧延（Ｍ０６−１６） と同様に材料を軟化させ、伸びを増大した。低温度での再加熱（Ｍ０６−１３） は、完全に異なる顕微鏡組織を形成するにも拘わらずに、通常の高温度で再加熱 したストリップ（Ｍ０６−１４）より僅かに低いだけの特性を生じた。顕微鏡組 織から予測されるように、潤滑したローラで処理された試料はスケール付き試料 よりも格段に高い強度を生じた。驚くほどでないが、スケール付きの試料Ｍ０６ −２１の比較的粗い顕微鏡組織は試験した全ての材の中で最高のはるかに柔らか なストリップとなった。 高Ｃ級は連続的な降伏を示し、したがって耐力はＬＹＳの代わりに測定された 。これらの鋼は低Ｃ級試料よりも大きな加工硬化を示し、幾つかの非常に高い強 度値を生んだ。ＴｉおよびＶの添加のために、Ｃ含有量が低いにも拘わらずに、 試料３５２４は１０４０級のものよりも高い耐力および引張り強度、ならびに同 等の延性を得た。パーライト鋼１０６２および１０７７は工業的な条件（バー形 状）のもとで通常得られるものよりも大きな強度を有していが、全伸びは小さか った。全ての中および高Ｃ級鋼において、６００°Ｃでのコイル形成はＰＳおよ びＵＴＳの両方を減少（１０７７の例で１００ＭＰａを超えて）させたが、延性 には殆ど影響しなかった。３５２４の加熱を除いては、ローラ入口温度の５０° Ｃの低下は、少なくとも３０ＭＰａの強度増分を生じた。 現時点で、オーステナイト相の鋼が超微細な顕微鏡組織になる変態を生じる正 確なメカニズムは完全に理解されていない。オーステナイト相の粒界部分を減少 し、次ぎに予備冷却を行うことで、フェライト相への変態を引き起こすための駆 動力は非常に高まることが、理論的に想定される。しかしながら、核形成を達成 するには粒界部分は不十分である。それ故にオーステナイト相の間に、また実質 的な変態が生じる前に鋼を処理する（すなわち鋼を変形させる）ことにより、フ ェライト相への均質な歪み誘起変態が生じる。この均質な変態は急激に行われて 、フェライト粒は極めて小さくなる。 微細粒への変態は、米国特許第４４６６８４２号で教示されるように変態フェ ライトの動的再結晶化よりも、むしろ均質変態の結果による。 本明細書および以下の請求の範囲を通じて、特に要求されない限り、「含む」 という用語、または「包含する」や「〜からなる」というような変形語は、記載 した単語（integer）またはそれらの群の包括を意味するが、その他の単語また はその群の排除を意図するものでないことが理解されよう。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 ＰＬ９６８６ (32)優先日 1993年６月29日 (33)優先権主張国 オーストラリア（ＡＵ） (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ， ＤＫ，ＥＳ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，Ｍ Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ， ＴＤ，ＴＧ)，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ， ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，Ｆ Ｉ，ＧＢ，ＨＵ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ ，ＬＫ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＮ，ＭＷ，ＮＬ， ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，Ｓ Ｉ，ＳＫ，ＴＪ，ＵＡ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ (72)発明者 ギブス，ラッセル ケイス オーストラリア国 3015 ビクトリア，ニ ューポート，ウィルキン ストリート 38

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．顕微鏡組織の１つ以上の領域において超微細顕微鏡組織となる急激な実質 的に完全な変態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイ ト相の鋼を処理することを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する 鋼の製造方法。 ２．鋼をオーステナイト化するために加熱し、顕微鏡組織の１つ以上の領域に おいて超微細顕微鏡組織となる急激な実質的に完全な変態を誘起するように、オ ーステナイト相の鋼を予備冷却し、実質的な変態が開始される前にオーステナイ ト相の鋼を処理することを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する 鋼の製造方法。 ３．新らしく鋳造されたオーステナイト相の鋼を部分的に予備冷却し、顕微鏡 組織の１つ以上の領域において超微細顕微鏡組織となる急激な実質的に完全な変 態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイト相の鋼を処 理することを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法 。 ４．請求項２または請求項３による方法であって、オーステナイト相の鋼の予 備冷却が自然空冷、強制空冷または水冷で５０〜２０００°Ｋ／分の冷却速度で 行われる、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ５．請求項１から請求項４までの何れか１項による方法であって、オーステナ イト相の鋼に与えられる該処理が変形である、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の 領域を有する鋼の製造方法。 ６．請求項５による方法であって、変形が６００°Ｃ〜９５０°Ｃの範囲の温 度で行われる、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ７．請求項５による方法であって、低炭素鋼を製造するために、変形が７００ °Ｃ〜９５０°Ｃの範囲の温度で行われる、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領 域を有する鋼の製造方法。 ８．顕微鏡組織の１つ以上の領域において超微細顕微鏡組織となる急激な実質 的に完全な変態を誘起するように、実質的な変態が開始される前にオーステナイ ト相の鋼を変形して、鋼の組織を横断する歪み形状すなわち歪み勾配を発生させ ることを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ９．請求項８による方法であって、超微細な顕微鏡組織の領域が、組織、好ま しくは均一な超微細な顕微鏡組織の全横断面を含む、超微細な顕微鏡組織の１つ 以上の領域を有する鋼の製造方法。 １０．請求項８による方法であって、超微細な顕微鏡組織の領域が、鋼の１つ または複数の表面層を含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の 製造方法。 １１．請求項８による方法であって、所定の歪み形状が鋼の１つまたは複数の 表面層の比較的大きな歪みと、中心部の比較的小さな被覆とを含んでなる、超微 細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １２．請求項１１による方法であって、歪みの不均一性が、変形される鋼の表 面と鋼を変形する手段との間に存在する摩擦条件を有することで向上される超微 細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １３．請求項５または請求項８による方法であって、変形が、２０〜７０％の 範囲の比率で鋼の厚さを圧下できる一対の反転ローラの間に鋼を通す事を含む、 超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １４．請求項１３による方法であって、鋼の厚さ寸法が３０〜６０％の範囲の 比率で圧下される超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １５．請求項１３による方法であって、鋼が１回だけ変形される、超微細な顕 微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １６．請求項１３による方法であって、圧延速度が０．１〜５．０ｍ／分の範 囲である、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １７．請求項１３による方法であって、請求項８に従属するときに、ニップ間 隙すなわち圧延厚さ（Ｈ_m）に対するローラの圧延円弧（Ｌ_d）の比率が１０より 大きい、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 １８．請求項２による方法であって、鋼が１０００°Ｃ〜１４００°Ｃの間の 温度に加熱される、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法 。 １９．請求項２による方法であって、鋼が１１００°Ｃ〜１３００°Ｃの間の 温度に加熱される、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法 。 ２０．請求項１から請求項１９までの何れか１項による方法であって、鋼が変 態後に冷却される、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法 。 ２１．請求項１から請求項２０までの何れか１項による方法であって、オース テナイト相の鋼が５０ミクロンより大きい平均オーステナイト粒径を有する、超 微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ２２．請求項１から請求項２１までの何れか１項による方法であって、鋼が粒 界での核形成を減少させるか、または実質的になくすように予熱されて、前記急 激な実質的に完全な変態を容易に行えるようにした、超微細な顕微鏡組織の１つ 以上の領域を有する鋼の製造方法。 ２３．請求項２２による方法であって、予備処理が選定された鋼の平均オース テナイト粒径を拡大させるための予備処理を含み、または代替的にまたは付加的 に粒界の反応性を減じるように選択された化学処理剤を含み得る、超微細な顕微 鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ２４．請求項２２による方法であって、予備処理が高温度からの鋼の予備冷却 を含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼の製造方法。 ２５．１または複数の領域において均質で、少なくとも部分的に超微細であり 、これらの領域で平均粒径が３ミクロンより大きくない超微細な顕微鏡組織を有 する鋼。 ２６．請求項２５による鋼であって、平均粒径が中央部で１０ミクロン以下、 表面層で２ミクロン以下である鋼。 ２７．請求項２６による鋼であって、フェライト粒の顕微鏡組織のかなりの体 積部分が３ミクロンより小さい粒径のフェライト粒を主に含んでいる鋼。 ２８．請求項２５による鋼であって、顕微鏡組織が層状化された鋼。 ２９．請求項２８による鋼であって、超微細な顕微鏡組織の領域を有する１つ または複数の表面層と、比較的粗い顕微鏡組織の中心層とを有する鋼。 ３０．オーステナイト相の鋼を鋳造する手段と、新らしく鋳造されたオーステ ナイト相の鋼を受け入れて部分冷却するように配置された手段と、顕微鏡組織の １つ以上の領域において超微細顕微鏡組織となる急激な実質的に完全な変態を誘 起するように、実質的な変態が開始される前に部分的に冷却された鋼を処理する 手段とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼を製造するため の組み合わされた鋳造および変形装置。 ３１．請求項３０による装置であって、鋳造手段が薄いスラブまたはストリッ プ鋳造装置を含み、処理手段が圧延手段を含む組み合わされた鋳造および変形装 置。 ３２．鋼をオーステナイト相にするために加熱する手段と、オーステナイト相 の鋼を部分的に予備冷却する手段と、顕微鏡組織の１つまたはそれ以上の領域で 超微細な顕微鏡組織となる急激な実質的に完全な変態を誘起するようになすため に、実質的な変態が開始される前に部分的に冷却されたオーステナイト相の鋼を 処理する手段とを含む、超微細な顕微鏡組織の１つ以上の領域を有する鋼を製造 するための変形装置。