(57)【要約】      （修正有）【課題】約７．３より下の密度、４００ＭＰａより大きい強度Ｒｍ、特に圧延中の良好な変形性および優れた耐ローピング性、および良好な溶接性および良好な被覆性を同時に有する熱延鋼板又は冷延を提供する。【解決手段】重量で、０．０１０＜Ｃ≦０．１５％、０．２＜Ｍｎ≦１％、Ｓｉ≦１．５％、６％≦Ａｌ≦１０％、０．０２０％≦Ｔｉ≦０．５％、Ｓ≦０．０５０％、Ｐ≦０．１％、および、任意に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｎｉ≦１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．２％、Ｂ≦０．０１０％から選択された１つ以上の元素の組成を有し、組成の残部は、Ｆｅおよび製造に由来する不可避的不純物からなり、圧延に対する横断方向に垂直な表面上で測定されたフェライトの平均粒子サイズｄＩＶは、１００μｍ未満である熱延フェライト鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延フェライト鋼板であって、その鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．００１≦Ｃ≦０．１５％、
Ｍｎ≦１％、
Ｓｉ≦１．５％、
６％≦Ａｌ≦１０％、
０．０２０％≦Ｔｉ≦０．５％、
Ｓ≦０．０５０％、
Ｐ≦０．１％、
および、任意に、
Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｎｉ≦１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．２％、Ｂ≦０．０１０％から選択された１つ以上の元素を含み、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、
圧延に対する横断方向に垂直な表面上で測定された平均フェライト粒子サイズｄＩＶが、１００ミクロン未満である、熱延フェライト鋼板。
【請求項２】
冷延焼鈍フェライト鋼板であって、その鋼が、請求項１に記載の組成を有し、その構造が、等軸フェライトからなり、その平均粒子サイズｄαが、５０ミクロン未満であり、粒間κ析出物の線形比ｆが、３０％未満であり、前記線形比ｆが、
【数１】
2014040668.tif 000014
によって定義され、
【数２】
2014040668.tif 000015
が、該当の領域（Ｓ）に対するκ析出物を含む粒界の全体長さを示し、
【数３】
2014040668.tif 000016
が、該当の前記領域（Ｓ）に対する粒界の全体長さを示すことを特徴とする、冷延焼鈍フェライト鋼板。
【請求項３】
その組成が、含有量を重量で表して、
０．００１％≦Ｃ≦０．０１０％、
Ｍｎ≦０．２％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
その組成が、含有量を重量で表して、
０．０１０％＜Ｃ≦０．１５％、
０．２％＜Ｍｎ≦１％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項５】
その組成が、含有量を重量で表して、
７．５％≦Ａｌ≦１０％を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項６】
その組成が、含有量を重量で表して、
７．５％≦Ａｌ≦８．５％を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項７】
固溶体中の炭素含有量が、０．００５重量％未満であることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項８】
その強度Ｒｍが、４００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項９】
その強度Ｒｍが、６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
【請求項１０】
熱延鋼板を製造するプロセスであって、
請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼組成物が供給され、
前記鋼が、半製品の形で鋳造され、
前記半製品が、１１５０℃以上の温度に加熱され、
前記半製品が、１０５０℃より上の温度で実行される少なくとも２つの圧延段階を使用して熱間圧延されて板を得て、前記少なくとも２つの段階の各低減率が、３０％以上であり、前記少なくとも２つの各圧延段階と次の圧延段階との間の経過する時間が、１０秒以上であり、
圧延が、９００℃以上の温度ＴＥＲで完了され、
８５０から７００℃の間で経過する時間間隔ｔｐが、κ析出物の析出を引き起こすように３秒より長くなるように前記板が冷却され、
前記板が、５００から７００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される、プロセス。
【請求項１１】
反対方向に回転するロール間で薄いスラブまたは薄いストリップを鋳造する形で、前記鋳造が直接実行されることを特徴とする、請求項１０記載の熱延板を製造するプロセス。
【請求項１２】
冷延焼鈍鋼板を製造するプロセスであって、
請求項１０または１１によって製造された熱延鋼板が供給され、
前記板が、３０から９０％の低減率で冷間圧延されて冷延板を得て、
前記冷延板が、３℃／秒より速い速度Ｖｈで温度Ｔ’に加熱され、
前記板が、１００℃／秒未満の速度Ｖｃで冷却され、
前記温度Ｔ’および前記速度Ｖｃが、完全再結晶、３０％未満の粒間κ析出物の線形比ｆ、および０．００５重量％未満の固溶体中の炭素含有量を得るように選択される、プロセス。
【請求項１３】
前記冷延板が、７５０から９５０℃の温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項１２に記載の製造プロセス。
【請求項１４】
請求項４に記載の組成の板が供給され、前記冷延板が、κ析出物の分解を防ぐように選択された温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項１２に記載の製造プロセス。
【請求項１５】
請求項４に記載の組成の板が供給され、前記冷延板が、７５０から８００℃の温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項１２に記載の製造プロセス。
【請求項１６】
自動車分野で外装部品または構造部品を製造するための、請求項１から９のいずれか一項に記載の、または請求項１０から１５のいずれか一項によって製造された鋼板の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、４００ＭＰａより大きい強度および約７．３未満の密度を有する熱延フェライト鋼板または冷延フェライト鋼板、およびその製造プロセスに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車によって放出されるＣＯ２の量は、特に、上記自動車を軽量化することによって低減されることができる。この軽量化は、以下によって達成されることができる：
構造部品または外装部品を構成する鋼の機械的特性の向上、または、
所定の機械的特性のための鋼の密度の低減。
【０００３】
第１のアプローチは、広範囲な研究の主題であり、鉄鋼産業によって提案された鋼が、８００ＭＰａから１０００ＭＰａより大きい強度を有する。しかしながら、これらの鋼の密度は、従来の鋼の密度であるほぼ７．８にとどまっている。
【０００４】
第２のアプローチとしては、鋼の密度を低減することができる元素を添加することが挙げられる。欧州特許第１４８５５１１号明細書は、このように、シリコン（２から１０％）およびアルミニウム（１から１０％）の添加物を有し、フェライト微構造を有し、また炭化物相を含む鋼を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】欧州特許第１４８５５１１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
これらの鋼の比較的高いシリコン含有量は、ある場合には、被覆性および延性の問題を引き起こす可能性がある。
【０００７】
約８％のアルミニウムの添加物を含む鋼もまた知られている。しかしながら、特に、冷間圧延でこれらの鋼を製造する場合、問題に直面する可能性がある。これらの鋼を引抜加工する場合、ローピングの問題に直面する可能性もある。そのような鋼が、０．０１０％より多いＣを含む場合、炭化物相の析出が脆性を増大させる可能性がある。そのとき、構造部品を製造するためにそのような鋼は使用できない。
【０００８】
本発明の１つの目的は：
約７．３より下の密度、
４００ＭＰａより大きい強度Ｒｍ、
特に圧延中の良好な変形性および優れた耐ローピング性、および
良好な溶接性および良好な被覆性を同時に有する熱延鋼板または冷延鋼板を提供することである。
【０００９】
本発明の他の目的は、通常の産業施設に適合する製造プロセスを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
この目的のために、本発明の１つの主題は、熱延フェライト鋼板であって、その鋼の組成が、含有量を重量で表して、０．００１≦Ｃ≦０．１５％、Ｍｎ≦１％、Ｓｉ≦１．５％、６％≦Ａｌ≦１０％、０．０２０％≦Ｔｉ≦０．５％、Ｓ≦０．０５０％、Ｐ≦０．１％、および、任意に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｎｉ≦１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．２％、Ｂ≦０．０１％から選択された１つ以上の元素を含み、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、圧延に対する横断方向に垂直な表面上で測定された平均フェライト粒子サイズｄＩＶは、１００ミクロン未満である、熱延フェライト鋼板である。
【００１１】
本発明の他の主題は、冷延焼鈍フェライト鋼板であって、その鋼は、上記組成を有し、その構造は、等軸フェライトからなり、その平均粒子サイズｄαは、５０ミクロン未満であり、粒間κ析出物の線形比ｆは、３０％未満であり、線形比ｆは、
【数１】
2014040668.tif 000002
によって定義され、
【数２】
2014040668.tif 000003
は、該当の領域（Ｓ）に対するκ析出物を含む粒界の全体長さを示し、
【数３】
2014040668.tif 000004
は、該当のこの領域（Ｓ）に対する粒界の全体長さを示すことを特徴とする冷延焼鈍フェライト鋼板である。
【００１２】
１つの特定の実施形態によれば、組成は、０．００１％≦Ｃ≦０．０１０％、Ｍｎ≦０．２％を含む。
【００１３】
好ましい実施形態によれば、組成は、０．０１０％＜Ｃ≦０．１５％、０．２％＜Ｍｎ≦１％を含む。
【００１４】
好ましくは、組成は、７．５％≦Ａｌ≦１０％を含む。
【００１５】
非常に好ましくは、組成は、７．５％≦Ａｌ≦８．５％を含む。
【００１６】
固溶体中の炭素含有量は、好ましくは０．００５重量％未満である。
【００１７】
好ましい実施形態によれば、板の強度は、４００ＭＰａ以上である。
【００１８】
好ましくは、板の強度は、６００ＭＰａ以上である。
【００１９】
本発明の他の主題は、熱延鋼板を製造するプロセスであって、上記組成物の１つに記載の鋼組成物が供給され、鋼は、半製品の形で鋳造され、次いで、上記半製品は、１１５０℃以上の温度に加熱され、次いで、半製品は、１０５０℃より上の温度で実行される少なくとも２つの圧延段階を使用して熱間圧延されて板を得て、各段階の低減率は、３０％以上であり、各圧延段階と次の圧延段階との間の経過する時間は、１０秒以上であり、次いで、圧延は、９００℃以上の温度ＴＥＲで完了され、次いで、８５０から７００℃の間で経過する時間間隔ｔｐが、κ析出物の析出を引き起こすように３秒より長くなるように板は冷却され、次いで、板は、５００から７００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される、プロセスである。
【００２０】
１つの特定の実施のプロセスによれば、反対方向に回転するロール間で薄いスラブまたは薄いストリップの形で鋳造が直接実行される。
【００２１】
本発明の他の主題は、冷延焼鈍鋼板を製造するプロセスであって、上記プロセスの１つによって製造された熱延鋼板が供給され、次いで、板は、３０から９０％の低減率で冷間圧延されて冷延板を得て、次いで、冷延板は、３℃／秒より速い速度Ｖｈで温度Ｔ’に加熱され、次いで、板は、１００℃／秒未満の速度Ｖｃで冷却され、温度Ｔ’および速度Ｖｃは、完全再結晶、３０％未満の粒間κ析出物の線形比ｆ、および０．００５重量％未満の固溶体中の炭素含有量を得るように選択される、プロセスである。
【００２２】
好ましくは、冷延板は、７５０から９５０℃の温度Ｔ’に加熱される。
【００２３】
冷延焼鈍板を製造する１つの特有のプロセスによれば、０．０１０％＜Ｃ≦０．１５％、０．２％＜Ｍｎ≦１％、Ｓｉ≦１．５％、６％≦Ａｌ≦１０％、０．０２０％≦Ｔｉ≦０．５％、Ｓ≦０．０５０％、Ｐ≦０．１％、および、任意に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｎｉ≦１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．２％、Ｂ≦０．０１％から選択された１つ以上の元素の組成を有し、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなる板が供給され、冷延板は、κ析出物の分解を回避するように選択された温度Ｔ’に加熱される。
【００２４】
１つの特有の実施のプロセスによれば、上記組成の板が供給され、冷延板は、７５０から８００℃の温度Ｔ’に加熱される。
【００２５】
本発明の他の主題は、自動車分野で外装部品または構造部品を製造するための、上記実施形態のうちの１つによる、または上記プロセスのうちの１つによって製造された鋼板の使用である。
【００２６】
本発明の他の特徴および利点が、実施例によって、および以下の添付図面を参照して以下の記載で明らかとなる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】粒間析出があるフェライト粒界の線形比ｆを概略的に定義する。
【図２】本発明による熱延鋼板の微構造を示す。
【図３】本発明に適合しない条件で製造された熱延鋼板の微構造を示す。
【図４】本発明による冷延焼鈍板の微構造を示す。
【図５】本発明による冷延焼鈍板の微構造を示す。
【図６】本発明に適合しない条件で製造された冷延焼鈍鋼板の微構造を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
本発明は、満足な使用特性を維持しながら、約７．３未満の低減された密度を有する鋼に関する。
【００２９】
本発明は、炭素、アルミニウムおよびチタンの特に特定の組み合わせを含む鋼において、金属間炭化物の析出、微構造および組織を制御するための製造プロセスに特に関する。
【００３０】
鋼の化学組成について、炭素は、微構造の形成および機械的特性に重要な役割を果たす。
【００３１】
本発明によれば、炭素含有量は、０．００ｌ％から０．１５％の間にある。０．００１％より下であれば、顕著な硬化が得られることはできない。炭素含有量が０．１５％より上である場合、鋼の冷間圧延性は悪い。
【００３２】
マンガン含有量が１％を超える場合、ガンマ相を形成するこの元素の傾向のために周囲温度で残留オーステナイトを安定させる危険がある。本発明による鋼は、周囲温度でフェライト微構造を有する。本発明を実施する様々な特有のプロセスは、鋼の炭素含有量およびマンガン含有量に依存して使用されてもよい：
炭素含有量が０．００１から０．０１０％である場合、およびマンガン含有量が０．２％以下である場合、得られる最小強度Ｒｍは４００ＭＰａである、
炭素含有量が０．０１０％より大きいが０．１５％以下である場合、およびマンガン含有量が０．２％より大きいが１％以下である場合、得られる最小強度は６００ＭＰａである。
【００３３】
発明者らは、上述の炭素含有量の範囲内では、この元素が炭化物（ＴｉＣまたはカッパ析出物）の析出によって、およびフェライト微粒化によって実質的な硬化に寄与することを実証した。炭化物の析出が粒間にない場合、または炭素が固溶体中にない場合、炭素の添加は、延性の小さな損失のみをもたらす。
【００３４】
鋼は、これらの組成の範囲内では、製造サイクル中に、すなわち、鋳造後の凝固のときから、すべての温度でフェライトマトリックスを有する。
【００３５】
シリコンは、アルミニウムのように、鋼の密度が低減されることを可能にする元素である。しかしながら、１．５％より上の過剰のシリコンを添加すると、高付着性酸化物の形成および表面欠陥出現の可能性をもたらして、溶融亜鉛めっき操作において、特にぬれ性の不足の原因となる。更に、この過剰の添加は、延性を低減する。
【００３６】
アルミニウムは、本発明において重要な元素である。その含有量が６重量％未満である場合、密度の十分な低減が得られることができない。その含有量が１０％より大きい場合、脆い金属間相Ｆｅ３ＡｌおよびＦｅＡｌを形成する危険がある。
【００３７】
好ましくは、アルミニウム含有量は、７．５から１０％である。この範囲内では、板の密度は、約７．１未満である。
【００３８】
好ましくは、アルミニウム含有量は、７．５から８．５％である。この範囲内では、延性の低減なしで満足な軽量化が得られる。
【００３９】
鋼はまた、最小量、すなわち０．０２０％のチタンを含み、それは、ＴｉＣの析出の結果、固溶体中の炭素含有量を０．００５重量％未満の量に限定することに役立つ。固溶体中の炭素は、それが転位の移動性を低減するので延性に悪影響がある。チタンが０．５％より上であると、過剰な炭化チタンの析出が起こり、延性が低減される。
【００４０】
０．０１０％に限定されたホウ素の任意の添加も、固溶体中の炭素量を低減することに役立つ。
【００４１】
硫黄含有量は、ＴｉＳのいかなる析出も限定するように０．０５０％未満であり、それは、延性を低減する。
【００４２】
熱間延性の理由で、リンの含有量も０．１％に限定される。
【００４３】
鋼はまた、任意に、単独でまたは組み合わせて以下を含んでもよい：
１％以下の量のクロム、モリブデンまたはニッケル。これらの元素は、さらなる固溶体硬化をもたらす、
さらなる析出硬化を得るために、それぞれ０．１重量％未満および０．２重量％未満の量のニオブおよびバナジウムなどのマイクロ合金化元素が添加されてもよい。
【００４４】
組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなる。
【００４５】
本発明による鋼の構造は、高い無配向のフェライト粒子の均質分布を含む。隣接する粒子間の強い無配向は、ローピング欠陥を防ぐ。この欠陥は、板の冷間形成中に、ストリップの局所的および時期尚早の出現が圧延方向に起伏を形成することを特徴とする。この現象は、わずかに無配向の再結晶化粒子が、再結晶前のその粒子および同一の元の粒子に由来するので、再結晶化粒子のグループ化による。ローピングに敏感な構造が、組織における空間分布によって特徴づけられる。
【００４６】
ローピング現象が存在する場合、横断方向の機械的特性（特に、均一伸び）および形成性が非常に低減される。本発明による鋼は、それらの有利な組織のために、形成中にローピングに無反応である。
【００４７】
本発明の１つの実施形態によれば、周囲温度での鋼の微構造は、等軸フェライトマトリックスからなり、その平均粒子サイズは５０ミクロン未満である。アルミニウムは、主に、この鉄系マトリックス内の固溶体中にある。これらの鋼はカッパ（κ）析出物を含み、それらは、Ｆｅ３ＡｌＣｘの三元金属間相である。フェライトマトリックス中のこれらの析出物の存在は、実質的な硬化をもたらす。しかしながら、これらのκ析出物は、明らかな粒間析出物の形で存在してはならず、そうでなければ、延性が実質的に低減する。発明者らは、κ析出物があるフェライト粒界の線形比が３０％以上である場合、延性が低減されることを実証した。この線形比ｆの定義は、図１に付与されている。発明者らが特有の粒子を検討する場合、その輪郭は、長さＬ１、Ｌ２、．．．Ｌｉの連続粒界によって境界が示され、顕微鏡検査による観察は、この粒子が、境界に沿って長さｄ１、．．．ｄｉのκ析出物を有する可能性があることを示す。例えば、５０より多い粒子からなる微構造を統計的に代表する領域（Ｓ）を検討すれば、κ析出物の線形比は、下記式ｆ
【数４】
2014040668.tif 000005
によって付与される。
【数５】
2014040668.tif 000006
は、該当の領域（Ｓ）に対するκ析出物を含む粒界の全体長さを示し、
【数６】
2014040668.tif 000007
は、該当の領域（Ｓ）に対する粒界の全体長さを示す。
【００４８】
したがって、式ｆは、フェライト粒界がκ析出物で被覆された度合いを表す。
【００４９】
他の実施形態によれば、フェライト粒子は等軸ではないが、その平均サイズｄＩＶは、１００ミクロン未満である。用語ｄＩＶは、圧延に対する横断方向に垂直な代表領域（Ｓ）上での線形切片のプロセスによって測定された粒子サイズを示す。ｄＩＶ測定は、板の厚さに垂直な方向に沿って実行される。この非等軸粒子形態は、圧延方向に伸びを有し、例えば、本発明による熱延鋼板上に存在していてもよい。
【００５０】
本発明によって熱延板を製造するプロセスを実施する方法は、以下のとおりである：
本発明による組成の鋼が供給される、
半製品がこの鋼から鋳造される。この鋳造は、インゴットの形、または連続的に約２００ｍｍの厚さのスラブの形で実行されてもよい。鋳造はまた、数十ミリメートルの厚さの薄いスラブの形で、または対向する回転鋼ロール間で薄いストリップの形で実行されてもよい。薄い製品の形で製造するこのプロセスは、微細構造がより容易に得られることができるので、後でわかるように、本発明の実施に寄与して、特に有利である。当業者は、一般知識から、鋳造後に微細等軸晶組織を得る必要性および工業鋳造の通常の必要条件を満足する必要性の両方を満足する鋳造条件を決定することができる、
鋳造半製品は、まず、鋼が様々な圧延段階の間に受ける大きな変形に有利な温度を完全に達成するように、１１５０℃より上の温度に加熱される。
【００５１】
もちろん、直接の薄いスラブまたは反対方向に回転するロール間の薄いストリップ鋳造の場合には、これらの半製品を熱間圧延する段階は、１１５０℃より上で開始し、鋳造後に直接実行されてもよく、その結果、この場合、中間再加熱ステップは不必要である。
【００５２】
発明者らは、多くの試みの後、ローピングの問題を防ぐことができるとともに、次の段階を含む製造プロセスによって、非常に良好な引抜加工性および良好な延性を得ることができることを実証した：
半製品は、板を得るために一連の圧延段階によって熱間圧延される。これらの各段階は、圧延装置のロールを通ることによって製品の厚さの低減に対応する。これらの段階は、工業条件では、ストリップミル上での半製品のラフ加工の間に実行される。これらの各段階に関連した低減率は、比（圧延段階後の半製品の厚さ−圧延前の厚さ）／（圧延前の厚さ）によって定義される。本発明によれば、少なくともこれらの段階の２つは、１０５０℃より高い温度で実行され、それらの各々の低減率は、３０％以上である。３０％より大きい比の各変形と後の変形との間の時間間隔ｔｉは、この時間間隔ｔｉ後に完全再結晶を得るように、１０秒以上である。発明者らは、この特定の条件の組み合わせが、熱間圧延された構造の非常に重要な微細化をもたらすことを実証した。したがって、これは、非再結晶温度Ｔｎｒより上の圧延温度の結果、再結晶を促進する。
【００５３】
発明者らはまた、微細初期構造が、直接鋳造後に得られたもののように、再結晶の割合を増大させることに有利であることを実証した：
圧延は、完全再結晶を得るように、９００℃以上の温度ＴＥＲで完了される、
次に、得られた板が冷却される。発明者らは、８５０から７００℃に冷却する場合に経過する時間間隔ｔｐが、３秒より長い場合、κ析出物およびＴｉＣ炭化物の特に有効な析出が得られることを実証した。したがって、得られるものは、硬化に有利な強い析出である、
板は、次いで、５００から７００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される。この段階は、ＴｉＣの析出を完了する。
【００５４】
このように、この段階で、例えば、２から６ｍｍの厚さを有する熱延板が得られる。より小さな厚さ、例えば、０．６から１．５ｍｍの板を製造することが望まれる場合、製造プロセスは以下のようである：
上記プロセスによって製造された熱延板が供給される。もちろん、板の表面処理が本当に要求する場合、酸洗操作が、それ自体知られているプロセスによって実行される、
次に、冷間圧延操作が実行され、低減率は、３０から９０％である、
冷延板は、次いで、回復を防ぐように３℃／秒より速い加熱速度Ｖｈで加熱されて、後の再結晶化を低減する。再加熱は、焼鈍温度Ｔ’で実行され、高く加工硬化された初期構造の完全再結晶を得るように選択される。
【００５５】
板は、次いで、固溶体中の過剰炭素によっていかなる脆化も引き起こさないように、１００℃／秒未満の速度Ｖｃで冷却される。この結果は、急速な冷却速度が脆化析出を低減することに有利であると考えられる限り、特に驚くべきものである。次に、発明者らは、したがって、１００℃／秒未満の冷却速度での遅い冷却が、固溶体中の炭素含有量を低減する実質的な炭化物の析出をもたらすことを実証した。この析出は、延性に対して悪影響なく、強度を向上する効果を有する。
【００５６】
焼鈍温度Ｔ’および速度Ｖｃは、最終製品で以下を得るように選択される：
完全再結晶、
３０％未満のκ粒間析出物の線形比ｆ、および
０．００５％未満の固溶体中の炭素含有量。
【００５７】
完全再結晶を得るように、７５０から９５０℃の温度Ｔ’が好ましくは選択される。より詳細には、炭素含有量が、０．０１０％より大きいが０．１５％以下である場合、およびマンガン含有量が、０．２％より大きいが１％以下である場合、更に、焼鈍前に存在するκ析出物の分解を防ぐように、温度Ｔ’は選択される。これは、これらの析出物が溶解する場合、遅い冷却時の後の析出が、脆化した粒間の形で起こるからであり、あまりに高い焼鈍温度は、熱延板の製造中に形成されたκ析出物の再溶解をもたらし、機械的強度を低減する。このために、７５０から８００℃の温度Ｔ’を選択することが好ましい。
【００５８】
限定しない実施例によって、次の結果は、本発明によって付与された有利な特性を示す。
【００５９】
実施例１：熱延板
約５０ｍｍの厚さの半製品の形で鋳造することによって鋼が製造された。それらの組成は、重量％で表され、以下の表１に付与される。
【表１】
2014040668.tif 000008
【００６０】
半製品は、１２２０℃の温度に再加熱され、熱間圧延されて約３．５ｍｍの厚さの板を得た。
【００６１】
同じ組成から開始して、鋼のいくつかが、様々な熱間圧延条件にさらされた。基準Ｉ１−ａ、Ｉ１−ｂ、Ｉ１−ｃ、Ｉ１−ｄおよびＩ１−ｅは、例えば、組成Ｉ１と異なる条件で製造された５つの鋼板を示す。
【００６２】
鋼Ｉ１からＩ３の場合、表２は、連続熱間圧延段階の条件を列挙する：
１０５０℃より上の熱間圧延温度で実行された圧延段階の数Ｎ、
これらの中で、低減率が３０％より大きい圧延段階の数Ｎｉ、
各Ｎｉ段階とそれらの各々の直後の圧延段階との間で経過する時間ｔｉ、
最終圧延温度ＴＥＲ、
８５０から７００℃に冷却される場合に経過する時間間隔ｔｐ、および
巻回温度Ｔｃｏｉｌ。
【表２】
2014040668.tif 000009
【００６３】
表３は、表２の板の測定された密度、およびいくつかの機械的特性および微構造特性を示す。したがって、圧延に対する横断方向において、以下が測定された。強度Ｒｍ、均一伸びＡｕおよび破断点伸びＡｔ。また、圧延に対する横断方向に垂直な面のＮＦ  ＥＮ  ＩＳＯ  ６４３規格による線形切片のプロセスを使用して粒子サイズｄＩＶが測定された。ｄＩＶ測定は、板の厚さに垂直な方向に沿って実行された。向上された機械的特性を得る目的で、１００ミクロン未満の粒子サイズｄＩＶが特に求められる。
【表３】
2014040668.tif 000010
【００６４】
本発明による鋼板は、その微構造が、例えば、図２に説明され、板Ｉ１ｄの場合、粒子サイズｄＩＶが１００ミクロン未満であることを特徴とし、５０５から６４５ＭＰａの機械的強度を有する。
【００６５】
短すぎるパス間時間で板Ｉ１ｂおよびＩ１ｅが圧延された。したがって、それらの構造は、板Ｉ１ｅに関する図３に示されるように、粗く、再結晶されておらず、または不十分に再結晶されている。その結果、延性は低減され、板は、ローピング欠陥により敏感である。同様の結論が、板Ｉ３ｂの場合に引き出されてもよい。
【００６６】
短すぎるパス間時間および短すぎる時間間隔ｔｐで、３０％より大きい低減率で、不十分な数の圧延段階で板Ｉ１ｃが圧延された。結果は、板Ｉ１ｂおよびＩ１ｅの場合に言及された結果と同じである。時間間隔ｔｐが短すぎるので、κ析出物およびＴｉＣ炭化物の硬化析出は、部分的にのみ起こり、それによって、硬化可能性の利点を十分に利用することができない。
【００６７】
基準鋼Ｒ１からＲ６から製造された半製品が、表２の鋼Ｉ３ａと同一の製造条件で熱間圧延板を製造するように圧延された。これらの板で得られた特性が、表４に付与されている。
【表４】
2014040668.tif 000011
【００６８】
鋼Ｒ１は、不十分なチタン含有量を有し、それによって、固溶体中の炭素含有量が高すぎる原因となり、したがって、曲げ性が低減される。
【００６９】
鋼Ｒ２は、不十分なアルミニウム含有量を有し、それによって、７．３未満の密度が得られることを防ぐ。
【００７０】
鋼Ｒ３、Ｒ４、Ｒ５およびＲ６は、高すぎる量のアルミニウム、および場合により、高すぎる量の炭素を含む。それらの延性は、金属間相または金属間炭化物の過剰の析出のために低減される。
【００７１】
実施例２：冷延焼鈍板
熱延鋼板Ｉ１−ａおよびＩ３−ａ（本発明による）およびＩ１−ｃおよびＩ３−ｂ（本発明の条件によらない）から出発して、約０．９ｍｍの厚さの板を得るために、７５％の低減率で、冷間圧延操作が実行された。冷間圧延性は、この段階中に留意された。次に、加熱速度Ｖｈ＝１０℃／秒を特徴として焼鈍操作が実行された。焼鈍温度Ｔ’および冷却速度Ｖｃが表５に付与されている。これらの条件では、焼鈍は、完全再結晶をもたらす。
【００７２】
同じ熱延板から開始して、様々な冷間圧延条件および焼鈍条件にいくつかの鋼がさらされた。基準Ｉ３ａ１、Ｉ３ａ２、Ｉ３ａ３およびＩ３ａ４は、例えば、熱延板Ｉ３ａと異なる冷間圧延条件および焼鈍条件で製造された４つの鋼板を示す。
【表５】
2014040668.tif 000012
【００７３】
表６は、表５の板のいくつかの機械的特性、化学的特性、微構造的特性、および密度特性を示す。したがって、降伏強度Ｒｅ、引張強度Ｒｍ、均一伸びＡｕおよび破断点伸びＡｔが、圧延に対する横断方向に引張試験によって測定された。試験片の破面上の劈開面の考えられる存在は、走査電子顕微鏡観察によって明らかにされた。
【００７４】
固溶体Ｃｓｏｌ中の炭素含有量も、曲げ性および引抜加工性と同時に測定された。変形に従うローピングの考えられる存在も明らかにされた。
【００７５】
これらの再結晶化された板の微構造は、等軸フェライトからなり、その平均粒子サイズｄαは、圧延に対する横断方向に測定された。また、Ａｐｈｅｌｉｏｎ（ＴＭ）画像解析ソフトウェアによってκ析出物を有するフェライト粒界の被覆度ｆが測定された。
【表６】
2014040668.tif 000013
【００７６】
鋼板Ｉ１ａ１およびＩ３ａ１は、本発明の条件を満足する固溶体中の炭素含有量、等軸フェライト粒子サイズ、および粒界の被覆度ｆを有する。その結果、これらの板の曲げ性、引抜加工性および耐ローピング性は高い。
【００７７】
図４は、本発明による鋼板Ｉ１ａ１の微構造を示す。
【００７８】
図５は、本発明による他の鋼板、Ｉ３ａ１の微構造を示す。κ析出物の存在に留意されたく、その少量のみが、粒間の形で存在し、高い延性が維持されることを可能にする。
【００７９】
相対的に、鋼板Ｉ１ａ２は、焼鈍後に速すぎる速度で冷却され、炭素は、そのとき、完全に固溶体中にあり、破面上の脆化領域の局部的存在によって明らかにされるマトリックスの延性の低減をもたらす。同様に、板Ｉ３ａ２、速すぎる速度で冷却され、固溶体中の過剰な含有量をもたらす。
【００８０】
図６は、板Ｉ３ａ３の微構造を示し、それは、高すぎる温度Ｔ’で焼鈍され、焼鈍前に存在するκ析出物は溶解され、冷却中のそれらの後の析出は、粒間の形で過剰量で起こった。これは、破面上の脆化領域の局部的な存在をもたらす。
【００８１】
板Ｉ３ａ４も、κ析出物の部分的な溶解をもたらす温度で焼鈍された。固溶体中の炭素含有量は過剰である。
【００８２】
鋼板Ｉ１ｃ１は、本発明の条件に適合しない熱延板から製造され、等軸粒子サイズは高すぎ、耐ローピング性および引抜加工性は不十分だった。
【００８３】
熱延板Ｉ３ｂは、本発明の基準を満足しておらず、横断するクラックが冷間圧延中に現われるので、変形できない。
【００８４】
均質溶接（同じ組成の２つの板の溶接）、または異種溶接（重量％で表して、０．００２％のＣ、０．０１％のＳｉ、０．１５％のＭｎ、０．０４％のＡｌ、０．０１５％のＮｂおよび０．０２６％のＴｉの組成のＩＦ鋼板との溶接）で、スポット抵抗溶接性試験が鋼板Ｉ１ａ１で実行された。溶接継手の試験が、それらは、欠陥がなかったことを示した。
【００８５】
溶接継手の後の熱処理の場合には、０．０９６％のＴｉの添加によって、熱影響ゾーンの中で固溶体中に炭素がないことが保証される。
【００８６】
本発明による鋼は、−２０℃より上の露点温度で、特に、８００℃での焼鈍サイクル中に良好な連続亜鉛めっき性を示す。
【００８７】
したがって、本発明による鋼は、特性（密度、機械的強度、変形性、溶接性、被覆性）の特に有利な組み合わせを有する。これらの鋼板は、自動車分野で外装部品または構造部品を製造するために有利に使用される。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【手続補正書】
【提出日】平成25年10月2日(2013.10.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延フェライト鋼板であって、その鋼の組成が、含有量を質量で表して、
０．０１０％＜Ｃ≦０．１５％、
０．２％＜Ｍｎ≦１％、
Ｓｉ≦１．５％、
６％≦Ａｌ≦１０％、
０．０２０％≦Ｔｉ≦０．５％、
Ｓ≦０．０５０％、
Ｐ≦０．１％、
および、任意に、
Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｎｉ≦１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．２％、Ｂ≦０．０１０％から選択された１つ以上の元素を含み、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、
圧延に対する横断方向に垂直な表面上で測定された平均フェライト粒子サイズｄＩＶが、１００ミクロン未満であり、
フェライト粒子が非等軸粒子である
ことを特徴とする、熱延フェライト鋼板。
【請求項２】
その組成が、含有量を質量で表して、
７．５％≦Ａｌ≦１０％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
その組成が、含有量を質量で表して、
７．５％≦Ａｌ≦８．５％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
固溶体中の炭素含有量が、０．００５質量％未満であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項５】
その強度Ｒｍが、４００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項６】
その強度Ｒｍが、６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
【請求項７】
熱延鋼板を製造するプロセスであって、
請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼組成物が供給され、
前記鋼が、半製品の形で鋳造され、
前記半製品が、１１５０℃以上の温度に加熱され、
前記半製品が、１０５０℃より上の温度で実行される少なくとも２つの圧延段階を使用して熱間圧延されて板を得て、前記少なくとも２つの段階の各低減率が、３０％以上であり、前記少なくとも２つの各圧延段階と次の圧延段階との間の経過する時間が、１０秒以上であり、
圧延が、９００℃以上の温度ＴＥＲで完了され、
８５０から７００℃の間で経過する時間間隔ｔｐが、κ析出物の析出を引き起こすように３秒より長くなるように前記板が冷却され、
前記板が、５００から７００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される、プロセス。
【請求項８】
反対方向に回転するロール間で薄いスラブまたは薄いストリップを鋳造する形で、前記鋳造が直接実行されることを特徴とする、請求項７に記載の熱延鋼板を製造するプロセス。
【請求項９】
冷延焼鈍鋼板を製造するプロセスであって、
請求項７または８に記載のプロセスによって製造された熱延鋼板が供給され、
前記板が、３０から９０％の低減率で冷間圧延されて冷延板を得て、
前記冷延板が、３℃／秒より速い速度Ｖｈで温度Ｔ’に加熱され、
前記板が、１００℃／秒未満の速度Ｖｃで冷却され、
前記温度Ｔ’および前記速度Ｖｃが、完全再結晶、３０％未満の粒間κ析出物の線形比ｆ、および０．００５質量％未満の固溶体中の炭素含有量を得るように選択される、プロセス。
【請求項１０】
前記冷延板が、７５０から９５０℃の温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項９に記載の製造プロセス。
【請求項１１】
請求項１に記載の組成の板が供給され、前記冷延板が、κ析出物の分解を防ぐように選択された温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項９に記載の製造プロセス。
【請求項１２】
請求項１に記載の組成の板が供給され、前記冷延板が、７５０から８００℃の温度Ｔ’に加熱されることを特徴とする、請求項９に記載の製造プロセス。
【請求項１３】
自動車分野で外装部品または構造部品を製造するための、請求項１から６のいずれか一項に記載の、または請求項７から１２のいずれか一項によって製造された鋼板の使用。
【外国語明細書】
2014040668000001.pdf