(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
２０−７０％のマルテンサイトと、８％までの残留オーステナイトと、残りのフェライトおよび／またはベイナイトとからなりかつ少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度を有する２相スチールであって、下記組成（％は、重量％）、すなわち、
Ｃ：      ０．０５０−０．１０５％
Ｓｉ：    ０．１０−０．６０％
Ｍｎ：    ２．１０−２．８０％
Ｃｒ：    ０．２０−０．８０％
Ｔｉ：    ０．０２−０．１０％
Ｂ：              ＜０．００２０％
Ｍｏ：            ＜０．２５％
Ａｌ：            ＜０．１０％
Ｃｕ：    ０．２０％まで
Ｎｉ：    ０．１０％まで
Ｃａ：    ０．００５％まで
Ｐ：      ０．２％まで
Ｓ：      ０．０１％まで
Ｎ：      ０．０１２％まで
残り：鉄および不可避の不純物
を有することを特徴とする２相スチール。
【請求項２】
降伏強度が少なくとも５８０ＭＰａであることを特徴とする請求項１記載の２相スチール。
【請求項３】
伸びＡ８０が少なくとも１０％であることを特徴とする請求項１または２記載の２相スチール。
【請求項４】
Ｐ含有量が０．１重量％より少ないことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項５】
Ｃ含有量が０．０６−０．０９重量％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項６】
Ｓｉ含有量が０．２０−０．４０重量％であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項７】
Ｍｎ含有量が２．２０−２．７０重量％であることを特徴とする請求項１から６のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項８】
Ｃｒ含有量が０．４０−０．７０重量％であることを特徴とする請求項１から７のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項９】
Ｔｉ含有量が０．０６０−０．０９０重量％であることを特徴とする請求項１から８のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１０】
Ｎが存在する場合、Ｔｉ含有量がそれぞれのＮ含有量の５．１倍より多いことを特徴とする請求項１から９のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１１】
Ｂ含有量が０．０００５−０．００２重量％であることを特徴とする請求項１から１０のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１２】
Ｂ含有量が０．０００７−０．００１５重量％であることを特徴とする請求項１１記載の２相スチール。
【請求項１３】
Ｍｏ含有量が０．０５−０．２０重量％であることを特徴とする請求項１から１２のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１４】
Ｃｒ含有量が０．３重量％より少ないことを特徴とする請求項１３記載の２相スチール。
【請求項１５】
Ｍｏ含有量が０．０６５−０．１５０重量％であることを特徴とする請求項１３または１４記載の２相スチール。
【請求項１６】
Ａｌ含有量が０．０１−０．０６重量％であることを特徴とする請求項１から１５のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１７】
Ｃｕ含有量が０．０７−０．１３重量％であることを特徴とする請求項１から１６のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１８】
Ｓ含有量が０．００３重量％より少ないことを特徴とする請求項１から１７のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項１９】
Ｎ含有量が０．００７重量％より少ないことを特徴とする請求項１から１８のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項２０】
残留オーステナイトの含有量が７％より少ないことを特徴とする請求項１から１９のいずれか１項記載の２相スチール。
【請求項２１】
請求項１−２０のいずれか１項記載の２相スチールからなることを特徴とするフラット製品。
【請求項２２】
熱間圧延のみがなされている熱間圧延ストリップであることを特徴とする請求項２１記載のフラット製品。
【請求項２３】
冷間圧延により得られた冷間圧延ストリップであることを特徴とする請求項２１記載のフラット製品。
【請求項２４】
保護金属コーティングが設けられていることを特徴とする請求項２１から２３のいずれか１項記載のフラット製品。
【請求項２５】
前記保護金属コーティングは、高温液浸亜鉛めっきにより形成されていることを特徴とする請求項２４記載のフラット製品。
【請求項２６】
前記保護金属コーティングは、ガルバニーリング処理により形成されていることを特徴とする請求項２４記載のフラット製品。
【請求項２７】
少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度を有しかつ２０−７０％のマルテンサイトと、８％までの残留オーステナイトと、残りのフェライトおよび／またはベイナイトとからなる２相構造を有する熱間圧延ストリップの製造方法において、
請求項１−２０のいずれか１項記載の２相スチールを溶融する段階と、
融成物をスラブまたは薄いスラブのような前製品に鋳造する段階と、
前製品を１１００−１３００℃の出発熱間圧延温度に再加熱しまたは維持する段階と、
前製品を８００−９５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延ストリップに熱間圧延する段階と、
熱間圧延ストリップを６５０℃以下の巻取り温度で巻取る段階とを有することを特徴とする熱間圧延ストリップの製造方法。
【請求項２８】
少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度を有しかつ２０−７０％のマルテンサイトと、８％までの残留オーステナイトと、残りのフェライトおよび／またはベイナイトとからなる２相構造を有する冷間圧延ストリップの製造方法において、
請求項１−２０のいずれか１項記載の２相スチールを溶融する段階と、
融成物をスラブまたは薄いスラブのような前製品に鋳造する段階と、
前製品を１１００−１３００℃の出発熱間圧延温度に再加熱しまたは維持する段階と、
前製品を８００−９５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延ストリップに熱間圧延する段階と、
熱間圧延ストリップを６５０℃以下の巻取り温度で巻取る段階と、
熱間圧延ストリップを冷間圧延ストリップに冷間圧延する段階と、
冷間圧延ストリップを７００−９００℃の焼きなまし温度で焼きなます段階と、
焼きなまされた冷間圧延ストリップを５５０−６５０℃の温度範囲内でかつ少なくとも１０Ｋ／ｓの冷却速度で冷却する段階とを有することを特徴とする冷間圧延ストリップの製造方法。
【請求項２９】
前記巻取り温度は５００℃より高く、５８０℃までの温度であることを特徴とする請求項２７または２８記載の方法。
【請求項３０】
前記熱間圧延ストリップは、４０−７０％の冷間圧延度で冷間圧延ストリップに冷間圧延されることを特徴とする請求項２７から２９のいずれか１項記載の方法。
【請求項３１】
前記制御された冷却は、５５０−６５０℃の温度範囲内でかつ少なくとも１０Ｋ／ｓの冷却速度で行われることを特徴とする請求項２７から３０のいずれか１項記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、その構造が実質的にマルテンサイトおよびフェライトおよびそれぞれのベイナイトからなる２相スチールに関する。本発明は、残留オーステナイトの部分を存在させることができ、かつ２相スチールに９５０ＭＰａより大きい引張り強度をもたせることができる。また本発明は、この形式の２相スチールから作られるフラット製品並びに該フラット製品の製造方法に関する。本明細書で一般的に使用される包括的な用語「フラット製品」は、本発明による形式のスチールストリップおよびシートを含むものである。
【背景技術】
【０００２】
車両のボディ構造の分野では、スチールには、一方では、軽量で高強度を有することが要求され、かつ他方では、優れた変形性を有することが要求される。これらの相反する特性が組合わせられたスチールを製造する多くの試みが知られている。
【０００３】
例えば下記特許文献１には、有効な深絞り特性だけでなく高い引張り強度も備えたスチール、該スチールから製造されるフラット製品、および該フラット製品の製造方法が開示されている。既知のスチールは、鉄および不可避の不純物以外に、０．０５−０．３％のＣ、１．５％までのＳｉ、０．０１−３．０％のＭｎ、０．０２％までのＰ、０．０２％のＳ、０．０１％までのＮおよび０．０１−３．０％のＡｌを含有している（％は、重量％）。この既知のスチールは、多くても７％の残留オーステナイトを有し、かつ０．０１−５．０μｍの粒径をもちかつ特許文献１に詳細に定められた分布をもつＭｇめっきが設けられている。このように構成されかつ得られたスチールは、特に有効に変形できかつ割れ目形成（fracture formation、Bruchbildung（英、独訳））の傾向が小さいものでなくてはならない。かくしてこの従来技術では、合金中のＭｇの存在に重要な意味がある。このことは、特許文献１中の記載によれば、同等の組成をもつ他の既知のスチールに発生する割れ目形成（「遅発割れ目（delayed fracture）」）の傾向を実質的に防止する。
【０００４】
特許文献１から知られたスチールの強度を更に増大させるために、任意であるが、他の選択的に添加される合金元素に加え、各場合に０．００５−５重量％のＣｒおよびＭｏ並びに０．００５１−２重量％のＣｕを含有させることができる。Ｃｕを含有させると、割れ目形成の危険性が低減されることも開示されている。
【０００５】
下記特許文献２には、比較的高強度の２相スチールからなりかつ過時効処理（overaging treatment、Ueberalterungsbehandlung（英、独訳））を含む焼きなまし加工を受けた後でも優れた機械的−技術的特性を有するフラット製品を製造する他の可能性が開示されている。この特許文献２から知られた方法では、主としてフェライト−マルテンサイト構造を有するスチールストリップまたはスチールシートが製造される。このフェライト−マルテンサイト構造では、マルテンサイト比率は４−２０％であり、スチールストリップまたはスチールシートは、Ｆｅおよび溶融誘発不純物（melt induced impurities、erschmelzungsbedingten Verunreinigungen（英、独訳））に加えて、０．０５−０．２％のＣ、１．０％までのＳｉ、２．０％までのＭｎ、０．１％までのＰ、０．０１５％までのＳ、０．０２−０．４％のＡｌ、０．００５％までのＮ、０．２５−１．０％のＣｒ、０．００２−０．０１％のＢを含有している。関連するスチールのマルテンサイト比率は、好ましくは、主としてマルテンサイト−フェライト構造の約５−２０％に達する。この方法で製造されたフラット製品は、少なくとも５００Ｎ／ｍｍ２の強度を有すると同時に優れた成形性を有し、この目的のために、特に高い含有量の特定合金元素を必要とはしない。
【０００６】
特許文献２に開示されたスチールの場合には、強度を増大させるため、ホウ素の変態−影響効果（transformation-influencing effect、umwandlungsbeeinflussenden Effekt（英、独訳））が利用される。既知のスチールでは、少なくとも１つの他の窒化物フォーマ、好ましくはＡｌおよび付加的なＴｉがスチール材料に添加され、ホウ素の強度増大効果が確保される。チタンおよびアルミニウムを添加することの効果は、スチール中に含まれる窒素を結合させて、硬度増強炭化物を形成するのにホウ素を利用できるようにすることにある。このように、必然的に存在するＣｒの含有により、同等組成のスチールに比べて高い強度レベルが達成される。しかしながら、例えば特許文献２に開示されたスチールの最大強度は、各場合において９００ＭＰａより小さい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】欧州特許ＥＰ １ ６３７ ６１８ Ａ１明細書
【特許文献２】欧州特許ＥＰ １ ２００ ６３５ Ａ１明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記従来技術の背景から、本発明の目的は、少なくとも９５０ＭＰａの強度および優れた変形性を有するスチールおよび該スチールから製造されるフラット製品を開発することにある。また、スチールは、簡単な製造方法を用いて、このスチールから製造されたフラット製品を、コーティングされない状態（非コーティング状態）または耐食コーティングが施された状態で、自動車のボディの一部のようなコンポーネントに変形させることができる表面仕上げを有するものでなくてはならない。また、上記態様で得られるフラット製品を容易に製造可能にする方法も提供される。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
材料に関しては、上記目的は、本発明によれば、特許請求の範囲の請求項１に記載の２相スチールにより達成される。このスチールの有利な実施形態は、請求項１に従属する請求項に記載されている。
【００１０】
上記目的を達成するフラット製品は、本発明にしたがって構成されかつ得られるスチールからなり、特許請求の範囲の請求項２１に記載の本発明による特徴を有する。
【００１１】
最後に、製造方法に関し、上記目的は、特許請求の範囲の請求項２７および２８に記載の製造方法により、本発明にしたがって達成される。請求項２７に記載の方法は、本発明による熱間圧延ストリップの製造方法に関し、請求項２８に記載の方法は、本発明による冷間圧延ストリップの製造方法に関する。請求項２７および２８の各々には、本発明による方法の有利な変更形態が記載されている。また、本発明による方法およびこれらの請求項に記載の変更形態の方法の実際の用途についての特に有利な実施形態を以下に説明する。
【００１２】
本発明によるスチールは、少なくとも９５０ＭＰａ、より詳しくは少なくとも９８０ＭＰａの強度に特徴を有し、１０００ＭＰａ以上の強度も達成できる。同時に、本発明によるスチールは少なくとも５８０ＭＰａ、より詳しくは少なくとも６００ＭＰａの降伏強度を有し、かつ少なくとも１０％の伸びＡ８０を有する。
【００１３】
高強度と優れた変形性との組合せにより、本発明によるスチールは、例えば自動車のボディ構造に要求されているように、実際の使用時に高応力を受ける複雑な成形コンポーネンツの製造に特に適している。
【００１４】
本発明によるスチールの特徴の有利な組合せは、特に、高強度を有するにもかかわらず２相構造を有するという点で達成される。かくして、本発明によるスチールの合金は、少なくとも２０％、最大７０％までの比率のマルテンサイトとなるように構成される。同時に、８％までの残留オーステナイト部分も有利であり、一方、多くても７％のより少量の残留オーステナイト部分も一般に好ましい。本発明による２相スチールの構造の残りは、それぞれ、フェライトおよび／またはベイナイト（ベイナイトフェライト＋炭化物）からなる。
【００１５】
高強度、優れた伸び特性および最適化された表面仕上げは、本発明にしたがって２相構造を調節することにより達成される。これは、本発明によるスチール中に、鉄および不可避の不純物以外に存在する合金元素の個々の含有量を細かく選択することにより可能になる。
【００１６】
かくして本発明は、０．０５０−０．１０５重量％のＣ含有量を提案する。この点に関し、本発明により提案されるＣ含有量は、スチールの最高の溶接性が得られるように選択される。本発明によるスチール中の炭素（Ｃ）の有利な効果は、炭素含有量が０．０６０−０．０９０重量％、より詳しくは０．０７０−０．０８０重量％である場合に特に信頼性ある態様で使用できる。
【００１７】
本発明によるスチールにおいて、Ｓｉは、フェライトまたはベイナイトを硬化させることにより強度を増大させるべく機能する。この効果を使用できるようにするには、０．１０重量％の最小Ｓｉ含有量が与えられる。Ｓｉの効果は、本発明によるスチールのＳｉ含有量が少なくとも０．２重量％、より詳しくは少なくとも０．２５重量％である場合に、特に信頼できる態様で得られる。この上限が観察される場合には、結晶粒界酸化も最小になる。本発明によるスチールから製造されるフラット製品は更に処理し、必要ならばコーティングを塗布するのに最適な表面仕上げをもつものにすべきであるという事実に関連し、Ｓｉ含有量の上限は０．６重量％に同時的に設定される。本発明によるスチールの特性に関するＳｉの好ましくない影響は、本発明によるスチールのＳｉ含有量を、０．４重量％、より詳しくは０．３５重量％に制限することにより非常に高い信頼性をもって回避できる。
【００１８】
一方で強度増強効果を使用しかつ他方でマルテンサイトの形成に関するＭｎの確実な影響を使用するため、本発明によるスチールのＭｎ含有量は、２．１０−２．８０重量％の範囲内にある。本発明による冷間圧延ストリップの製造の場合には、Ｍｎはまた、焼きなまし後の限界冷却速度を低下させることに関しても確実な効果を有する。なぜならば、Ｍｎがパーライトの形成を妨げるからである。Ｍｎ含有量が少なくとも２．２０重量％、より詳しくは少なくとも２．４５重量％である場合には、本発明によるスチール中のＭｎの存在の確実な効果を特に信頼性ある態様で使用できる。Ｍｎ含有量を２．７０重量％、より詳しくは２．６０重量％に制限することにより、本発明によるスチールに与えるＭｎの不利な影響、例えば伸びの縮小、溶接性の低下または高温液浸亜鉛めっきの適性の低下を排除できる。
【００１９】
本発明による２相スチールでは、０．２−０．８重量％の含有量のＣｒも強度増強効果を有している。Ｃｒのこの効果は、本発明によるスチールから製造される冷間圧延ストリップの焼きなまし後の限界冷却速度に関するＭｎの効果に匹敵する。Ｃｒの有利な効果は、特に、Ｃｒ含有量が少なくとも０．３重量％、より詳しくは少なくとも０．５５重量％であるときに得られる。しかしながら、結晶粒界酸化の発生の危険を低下させかつ本発明によるスチールの伸展性に与える不利な影響を回避すべく、本発明によるスチールのＣｒ含有量は０．８重量％まで同時的に低下される。これは、特に、本発明によるスチールのクロム含有量の上限が、最大０．７重量％、より詳しくは０．６５重量％に定められるときに確保される。
【００２０】
少なくとも０．０２重量％の含有量でチタン（Ｔｉ）が存在すると、ＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）の微細堆積物が形成されかつ結晶微細化に寄与するため、本発明によるスチールの強度の増大に寄与する。Ｔｉの他の有効な効果は、存在することがある窒素（Ｎ）と結合し、これにより本発明によるスチール中の窒化ホウ素の形成が防止されることである。これらは、本発明によるフラット製品の伸び特性および変形性にも大きい悪影響を与える。かくして、強度を増大させるためにホウ素を添加すると、Ｔｉの存在により、ホウ素が完全にその効果を発揮することが確保される。この目的のため、それぞれのＮ含有量の５．１倍より多い量（すなわち、Ｔｉ含有量＞１．５（３．４×Ｎ含有量））でＴｉを添加するのが好ましい。しかしながら、過度に多いＴｉ含有量は、好ましくない高い再結晶温度をもたらし、冷間圧延フラット製品が、最終加工段階で焼きなましされる本発明のスチールから製造される場合に、特に悪影響を与える。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．１０重量％に制限される。本発明のスチールのＴｉ含有量が０．０６０−０．０９０重量％、より詳しくは０．０７０−０．０８５重量％であるときに、Ｔｉのこの有効な効果は本発明によるスチールの特性に特に信頼性ある態様で使用できる。
【００２１】
本発明によるスチールの強度はまた、０．００２重量％までのＢ含有量により増大される。このＢ含有量は、冷間圧延ストリップが本発明によるスチールから製造される場合には、任意であるが本発明によりＭｎ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれ添加することにより行われ、限界冷却速度は焼きなまし後に減速される。このため、本発明の特に好ましい実施形態によれば、Ｂ含有量は少なくとも０．０００５重量％である。しかしながら、同時に、過度に高いＢ含有量は、本発明によるスチールの変形性を低下させかつ本発明により望まれる２相構造の形成に悪影響を与える。ホウ素（Ｂ）含有量を０．０００７−０．００１６重量％、より詳しくは０．０００８−０．００１３重量％に制限することにより、ホウ素の最適効果を本発明によるスチールに使用できる。
【００２２】
上記含有量範囲内でのＢまたはＣｒのように、本発明により任意に存在する少なくとも０．０５重量％のモリブデン（Ｍｏ）含有量も、本発明によるスチールの強度増大に寄与する。この点において、経験により、Ｍｏの存在は、金属コーティングを備えたフラット製品のコーティング可能性または伸展性に悪影響を与えない。実際の試験によれば、Ｍｏの有利な影響は、コスト上の観点からも、０．２５重量％、より詳しくは０．２２重量％までの含有量に特に有効に使用できることが証明されている。かくして、０．０５重量％のＭｏ含有量でも、本発明によるスチールの特性に有利な効果を与える。充分な量の他の強度増大元素が存在する場合には、特に、Ｍｏ含有量が０．０６５−０．１８重量％、より詳しくは０．０８−０．１３重量％であるときに、本発明によるスチール中のＭｏの所望効果が得られる。しかしながら、特に、本発明によるスチールが、０．３重量％より少ないＣｒ含有量を有する場合には、０．０５−０．２２重量％のＭｏを添加して、本発明によるスチールの必要強度を確保するのが有利である。
【００２３】
本発明によるスチールが溶融される場合には、還元のためおよびスチール中に含まれることがある窒素（Ｎ）と結合するためにアルミニウムが使用される。この目的のため、必要ならば、本発明によるスチールに、０．１重量％より少量の含有量でＡｌを添加できる。Ａｌの含有量が０．０１−０．０６重量％、より詳しくは０．０２０−０．０５０重量％の範囲内にある場合には、特に信頼できる態様でＡｌの所望効果が確保される。
【００２４】
本発明によるスチールには、その強度を更に増大させるため、０．２０重量％までの銅を含有させることができる。０．０８−０．１２重量％の範囲内の銅含有量が特に有利である。
【００２５】
同様に、本発明によるスチールに０．１重量％までのニッケルを添加して、スチールの硬化性したがって強度を更に向上させることができる。
【００２６】
Ａｌと同様に、スチールの製造中に還元を行うためにＣａを使用できる。また、０．００５重量％まで、より詳しくは０．００２−０．００４重量％のＣａ含有量の存在により、微細結晶構造の形成を促進できる。
【００２７】
ホウ素（Ｂ）が同時に存在する場合には、特に窒化ホウ素の形成を回避するため、窒素は、０．０１２重量％までの含有量でのみ本発明によるスチールに添加することが許容される。それぞれ存在するチタンがＮと完全に結合することを信頼性をもって防止するためかつＮがもはや微小合金元素として有効でないため、Ｎ含有量は０．００７重量％までに制限するのが好ましい。
【００２８】
本発明により与えられる上限より低いＰ含有量は、本発明によるスチールの優れた溶接可能性に寄与する。したがって本発明によれば、Ｐ含有量は、０．１重量％、より詳しくは０．０２重量％より少量に制限するのが好ましく、０．０１０重量％より少量のＰ含有量の場合に、特に優れた結果が得られる。
【００２９】
硫黄（Ｓ）の含有量が本発明により与えられる上限より少量の場合には、ＭｎＳまたは（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓの形成が抑制され、これにより、本発明によるスチールおよび該スチールから製造されるフラット製品の優れた伸展性を確保できる。これは、Ｓ含有量が０．００３重量％より少ない場合に特に言えることである。
【００３０】
本発明にしたがって、少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度および２０−７０％のマルテンサイト、８％までの残留オーステナイトおよび残りのフェライトおよび／またはベイナイトからなる２相構造を有する熱間圧延ストリップを作るには、本発明にしたがって構成された２相スチールが、最初に溶融され、次に融成物がスラブまたは薄いスラブ等の前製品に鋳造され、前製品が１１００−１３００℃の熱間圧延出発温度で再加熱されるか維持され、次に、８００−９５０℃の熱間圧延最終温度で高温ストリップに熱間圧延され、最後に、熱間圧延ストリップは６５０℃、より詳しくは５００−６５０℃までの巻取り温度で巻取られる。
【００３１】
本発明による方法では、本発明による２相スチールからなるフラット製品は、直接的に、すなわち熱間圧延後に得られる熱間圧延ストリップとして更に加工すべく、後で行われる冷間圧延加工を行うことなく、製造できる。この点に関し、本発明にしたがって構成された熱間圧延ストリップは巻取り温度での変化に鈍感な態様反応すること、および１０００ＭＰａの強度および７５０−８９０ＭＰａ降伏強度が常時達成可能であることを証明できる。
【００３２】
複合相スチールから製造される熱間圧延ストリップによっても同様な特性が得られる。しかしながら、このようなスチールは、巻取り温度の特に正確な調節を必要とする。かくして、実際に、複合相スチールから製造される熱間圧延ストリップに加えられる巻取り温度の最大許容偏差は、僅かに３０℃である。
【００３３】
本発明にしたがって製造される熱間圧延ストリップには、プロセス管理精度にこのように高い要求が課されることはない。実際に、本発明による熱間圧延ストリップの製造では、所望の特性および構造的展開に意図的な影響を与えるため、巻取り温度を広範囲に変えることができる。この目的のために特に適した巻取り温度は５００−６５０℃の範囲内にあり、５３０−５８０℃の巻取り温度が特に有利であることが証明されている。なぜならば、５８０℃を超える高い巻取り温度では結晶粒界酸化の危険が増大し、５００℃より低い巻取り温度では、その後の変形が困難になる程度まで熱間圧延ストリップの強度が増大してしまうからである。
【００３４】
本発明により得られる熱間圧延ストリップでは、非コーティング状態およびコーティング状態の両方において、高応力を負荷できる複雑な設計のコンポーネンツを形成できる。
【００３５】
本発明による方法で得られた熱間圧延ストリップが非コーティング状態に維持されるか、金属コーティングがなされた熱間圧延ストリップとして電解コーティングされる場合には、フラット製品は焼きなます必要がない。これに対し、熱間圧延ストリップが高温液浸亜鉛めっきによる金属コーティングでコーティングされる場合には、熱間圧延ストリップは、最初に６００℃の最高焼きなまし温度で焼きなまされ、次にコーティング浴（例えば亜鉛浴）の温度まで冷却される。亜鉛浴に通した後、コーティングされた熱間圧延ストリップは、慣用方法で室温まで冷却される。
【００３６】
比較的小さい厚さのフラット製品が要求される場合には、本発明によるスチールから冷間圧延ストリップを製造できる。この目的のため、少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度および２０−７０％のマルテンサイト、８％までの残留オーステナイトおよび残りのフェライトおよび／またはベイナイトからなる２相構造を有する冷間圧延ストリップを製造するため、本発明の方法では、最初に、本発明にしたがって構成された２相スチールが溶融され、次に、融成物がスラブまたは薄いスラブ等の前製品に鋳造され、前製品が１１００−１３００℃の熱間圧延出発温度で再加熱されるかこの温度に維持され、その後に、８００−９５０℃の熱間圧延最終温度で高温ストリップに熱間圧延され、得られた熱間圧延ストリップが、６５０℃、より詳しくは５００−６５０℃の巻取り温度で巻取られる。熱間圧延ストリップは、次に冷間圧延ストリップに冷間圧延され、その後、冷間圧延ストリップは７００−９００℃の焼きなまし温度で焼きなまされ、最後に、制御された態様で冷却される。
【００３７】
このようにして製造される冷間圧延ストリップには、耐食コーティングを設けることもできる。
【００３８】
５８０℃までの範囲の巻取り温度は、冷間圧延ストリップの製造に関して特に有利であることが証明されている。なぜならば、５８０℃の巻取り温度を超えると、結晶粒界酸化の危険が高まるからである。巻取り温度が低いと、熱間圧延ストリップの強度および降伏強度が増大し、熱間圧延ストリップを冷間圧延するのが困難になる。したがって、冷間圧延ストリップに冷間圧延すべき熱間圧延ストリップは、少なくとも５００℃、より詳しくは少なくとも５３０℃または少なくとも５５０℃の温度で巻取るのが好ましい。
【００３９】
熱間圧延ストリップが冷間圧延ストリップに冷間圧延される場合、冷間圧延度を４０−７０％、より詳しくは５０−６０％に調節するのが好ましいことが証明されている。小さ過ぎる変形度は、最終焼きなまし段階中の結晶成長の危険の点で好ましくない。この態様で冷間圧延される本発明の冷間圧延ストリップは、一般に、０．８−２．５ｍｍの厚さを有している。
【００４０】
本発明によるフラット製品に金属保護コーティングが塗布される場合には、これは、例えば高温液浸亜鉛めっき、ガルバニーリング処理または電解コーティングにより行うことができる。必要ならば、基板上への金属コーティングの信頼性ある接合を確保するため、コーティング前に予酸化加工を施すことができる。
【００４１】
本発明により製造された冷間圧延ストリップを、非コーティング状態に維持するか、電解的にコーティングすべき場合には、焼きなまし処理が、別の作業段階として連続焼きなまし炉内で行われる。これを行うときに達成される最高焼きなまし温度は、１−５０Ｋ／ｓの加熱速度で、７００−９００℃の範囲内に達成される。次に、本発明により望まれる特性の組合せを意図的に調節するため、焼きなましされた冷間圧延ストリップは、パーライトの形成を抑制すべく、少なくとも１０Ｋ／ｓの冷却速度が５５０−６５０℃の温度範囲内で達成されるように冷却されるのが好ましい。この限界範囲内の温度に到達した後、ストリップは、１０−１００秒間維持されるか、０．５−３０Ｋ／ｓの冷却速度で室温まで直接冷却することができる。
【００４２】
しかしながら、冷間圧延ストリップを高温液浸亜鉛めっきによりコーティングすべき場合には、焼きなまし段階とコーティング段階とを組合せることができる。この場合、冷間圧延ストリップは、高温液浸コーティングラインの種々の炉セクションを連続的シーケンスで通される（個々の炉セクション内は異なる温度が支配しており、最高７００−９００℃に達する）。この場合、２−１００Ｋ／ｓの範囲内の加熱速度を選択すべきである。それぞれの焼きなまし温度が得られた後に、ストリップは１０−２００秒間、この温度に維持される。次にストリップは、それぞれのコーティング浴（一般的に亜鉛浴）の温度（通常、５００℃より低い）に冷却される。この場合、冷却速度は、５５０−６５０℃の温度範囲内で１０Ｋ／ｓより速くすべきである。この温度段階に到達後、冷間圧延ストリップは、任意であるが、１０−１００秒間それぞれの温度に維持できる。焼きなまされた冷間圧延ストリップは、次に、それぞれのコーティング浴（好ましくは亜鉛浴）に通される。その後、冷間圧延ストリップは、慣用の高温液浸亜鉛めっきされた冷間圧延ストリップを得るべく室温まで冷却されるか、亜鉛めっきされた冷間圧延ストリップを製造すべく急速に加熱され、次に室温まで冷却される。
【００４３】
焼きなまし処理後に必要ならば、冷間圧延ストリップは、２％までの範囲でスキンパス圧延度を調節し、コーティング状態または非コーティング状態でスキンパス圧延を施すことができる。
【発明を実施するための形態】
【００４４】
以下、実際の例を参照して本発明を詳細に説明する。
【００４５】
表１に組成が示されている１６個のスチール融成物（steel melts、Stahlschmelzen（英、独訳））は、慣用的な方法で溶融されかつスラブに鋳造された。次に、スラブは炉内で１２００℃に再加熱され、この温度から出発して慣用的方法で熱間圧延された。最終圧延温度は９００℃であった。
【００４６】
第１試験シリーズでは、かくして得られた熱間圧延ストリップは５５０℃の巻取り温度（この巻取り温度は、±３０℃の精度で調節された）で巻取られ、次に、５０％、６５％および７０％の冷間圧延度で、０．８−２ｍｍの厚さをもつ冷間圧延ストリップに冷間圧延された。
【００４７】
表２には、融成物１−１６からの第１試験シリーズで作られた冷間圧延ストリップについての構造状態、機械的特性およびそれぞれの調節された冷間圧延度、およびストリップ厚さが示されている。
【００４８】
他の４つの試験シリーズでは、融成物１−１６から上記方法で作られた熱間圧延ストリップが、１００℃以下の温度、５００℃、６００℃および６５０℃の温度で巻取られた。これらの熱間圧延ストリップについて測定された特性が、表３（巻取り温度：２０℃）、表４（巻取り温度：５００℃）、表５（巻取り温度：５８０℃）、および表６（巻取り温度：６５０℃）に示されている。このようにして得られた熱間圧延ストリップは冷間圧延することを意図するものではなく、任意であるが保護金属コーティングが施こされた後にコンポーネンツとして更に加工すべく送られる。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
【表２】
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【００５１】
【表３】
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【００５２】
【表４】
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【００５３】
【表５】
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【００５４】
【表６】
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