(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも１１００ＭＰａの高い引張強度及び良い延性を有する熱間圧延平鋼製品であって、鉄及び不可避不純物に加えて（質量％で）、
Ｃ：０．１３〜０．２％、
Ｍｎ：１．８〜２．５％、
Ｓｉ：０．７０〜１．３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｐ：０．１％まで、
Ｓ：０．０１％まで、
Ｃｒ：０．２５〜０．７０％
（任意にＭｏを含有してよく、Ｃｒ及びＭｏ含量の合計は０．２５〜０．７％である）、
Ｔｉ：０．０８〜０．２％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
からなる成分組成を有し、
かつ多くて１０体積％の残留オーステナイト（ただし、０％は含まない）、１０〜６０体積％のマルテンサイト、多くて３０体積％のフェライト（ただし、０％は含まない）及び少なくとも１０体積％のベイナイトから成る構造を有する複合相鋼から製造される、熱間圧延平鋼製品。
【請求項２】
前記複合相鋼のＣ含量が０．１５〜０．１８質量％であることを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項３】
前記複合相鋼のＣ含量が多くて０．１７質量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項４】
前記複合相鋼のＭｎ含量が２．０５〜２．２質量％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項５】
前記複合相鋼のＳｉ含量が少なくとも０．７５質量％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項６】
前記複合相鋼のＳｉ含量が多くて１．１質量％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項７】
前記複合相鋼のＳｉ含量が少なくとも０．８５質量％であることを特徴とする請求項５又は６に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項８】
前記複合相鋼のＳｉ含量が多くて０．９５質量％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項９】
前記複合相鋼のＡｌ含量が０．０２〜０．０５質量％であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項１０】
前記複合相鋼のＣｒ含量が０．３０〜０．４０質量％であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項１１】
前記複合相鋼のＴｉ含量が０．０９〜０．１５質量％であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項１２】
前記複合相鋼のＴｉ含量が０．１１〜０．１３質量％であることを特徴とする請求項９又は１０に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項１３】
前記複合相鋼のＢ含量が０．００１〜０．００２質量％であることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の熱間圧延平鋼製品。
【請求項１４】
下記作業工程：
−請求項１〜１３のいずれか１項に記載された成分組成を有する予備製品を形成する工程、
−前記予備製品を１１５０〜１３５０℃の温度に加熱する工程、
−前記予備製品を熱間圧延して熱間圧延ストリップを形成する工程であって、前記熱間圧延の最終温度は８００〜９５０℃である工程、
−得られた熱間圧延ストリップを少なくとも３０℃／秒の冷却速度で冷却する工程、
−得られた熱間圧延ストリップを４００〜５７０℃の巻き取り温度で巻き取る工程
を含んでなる熱間圧延平鋼製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合相鋼から製造される熱間圧延平鋼製品及び該製品の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１は、二相鋼から製造され、かつ少なくとも９５０ＭＰａの引張強度及び良い変形能に加え、簡単な製造方法を利用して、この鋼から製造された平鋼製品が、非コーティング状態又は腐食を防ぐ被膜を備えた状態で、車体の構成要素のような複雑な形をした構成要素を形成できるようにする表面品質をも有する冷間圧延平鋼製品を開示している。これは、この発明の鋼が２０〜７０％のマルテンサイト、８％までの残留オーステナイト及び残余としてフェライト及び／又はベイナイトを含み、かつ下記成分（重量％で）：Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｃｒ：０．２０％〜０．８０％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：＜０．００２０％、Ｍｏ：＜０．２５％、Ａｌ：＜０．１０％、Ｐ：≦０．２％、Ｓ：≦０．０１％、Ｎ：≦０．０１２％、残余の鉄及び不可避不純物を含有するので達成される。該鋼から製造された平鋼製品は、実際に１０５０ＭＰａまでの引張強度を達成する。
【０００３】
特許文献２には、高強度鋼を製造するための別の可能性が記載されている。特許文献２で説明されている方法によれば、（質量％で）０．１０〜０．２０％のＣ、０．３０〜０．６０％のＳｉ、１．５０〜２．００％のＭｎ、最大０．０８％のＰ、０．３０〜０．８０％のＣｒ、０．４０％までのＭｏ、０．２０％までのＴｉ及び／又はＺｒ、０．０８％のＮｂ、残余のＦｅ及び不可避不純物を含有する鋼を溶融させ、鋳造してスラブを形成し、引き続き圧延して熱間圧延ストリップを形成する。圧延終了温度は８００℃より高い。引き続き熱間圧延ストリップをランアウト圧延操作（runout rolling operation, Auslaufrollgang（英、独訳））にわたって少なくとも３０℃／秒の冷却速度で冷却し、その結果、可能な最大限までベイナイト段階で鋼の変換が行なわれ、鋼のパーライトへの変換が妨げられる。熱間圧延ストリップの構造内のマルテンサイトの比率がさらに引張強度を高め得る。さらに、比較的速い冷却は極端に微細な粒子の沈殿に寄与し、これによって強度がさらに増加する。冷却操作は、コイラーに巻かれ、引き続きコイル状態でさらに冷却されるストリップによって６００℃未満の温度で終了するように意図される。このようにして得られた熱間圧延ストリップは通常１１５０ＭＰａまでの引張強度に達する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】欧州特許特第２０２８２８２（Ａ１）号明細書（ＥＰ  ２  ０２８  ２８２  Ａ１）
【特許文献２】欧州特許特第０９６６５４７（Ｂ１）号明細書（ＥＰ  ０  ９６６  ５４７  Ｂ１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記で説明した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、さらに増加した引張強度と良い伸び特性、その結果として本質的に良い変形特性とを兼ね備える平鋼製品を提供することであった。該平鋼製品の製造方法を提示することをも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
鋼については、この目的は請求項１に提示する組成及び結晶粒構造を有する複合相鋼で達成される。
【０００７】
本発明の上記目的を果たす方法は、請求項１４で提示する手段を特徴とする。
【０００８】
本発明の有利な実施形態は、従属請求項に提示され、本発明の一般概念と同様に以下に詳細に説明される。
【０００９】
本発明の熱間圧延平鋼製品の製造で使用する複合相鋼は、鉄及び不可避不純物に加えて（質量％で）、Ｃ：０．１３〜０．２％、Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｓｉ：０．７０〜１．３％、Ａｌ：０．１％まで、Ｐ：０．１％まで、Ｓ：０．０１％まで、Ｃｒ：０．２５〜０．７０％（任意にＭｏを含有してよく、Ｃｒ及びＭｏ含量の合計は０．２５〜０．７％である）、Ｔｉ：０．０８〜０．２％及びＢ：０．０００５〜０．００５％を含有する。
【００１０】
その複合相構造のため、本発明の鋼から熱間圧延された平鋼製品は、高い強度と同時に良い延性を有する。本発明の平鋼製品の構造は、狭い制限内で選ばれたその合金のため、その構造が多くて１０体積％の残留オーステナイト、１０〜６０体積％のマルテンサイト、多くて３０体積％のフェライト及び少なくとも１０体積％であると意図される比率の残余としてベイナイトを含むことを特徴とする。本発明の平鋼製品にはいずれの場合も無効な痕跡量でパーライトが存在し、可能であればパーライトの比率は最小限にされる。
【００１１】
このようにして本発明の平鋼製品は、熱間圧延状態で１１００ＭＰａより大きい、特に通常は少なくとも１１５０ＭＰａ以上である引張強度Ｒｍ、及び同様に通常は少なくとも７２０ＭＰａの降伏点Ｒｅに達する。同時にその破断点伸びＡ８０は７％より大きい、特に８％より大きい値を確保することができる。比較的良い伸び特性と組み合わせたこの高い強度は、本発明の複合相構造の調整によって達成された。
【００１２】
構造を硬くするため及び極端に微細な沈殿物を形成するため、本発明により使用する複合相鋼に炭素を加える。本発明により予め定められた０．１３〜０．２質量％の含量のＣの存在のため、所望硬度にとって十分高いマルテンサイト及びベイナイトの比率が構造内で達成される。０．２０質量％より多い含量では、炭素は望ましく高いベイナイト構造比率の発生を妨げる。相対的に高いＣ含量も、本発明の材料の使用にとって、例えば、自動車構築の分野で特に重要である溶接性にマイナス効果を及ぼす。本発明の平鋼製品を製造するために使用する鋼中の炭素の有利な効果は、Ｃ含量が０．１５〜０．１８質量％、特に最大０．１７質量％であるときに特に信頼できる形で利用可能である。
【００１３】
少なくとも１．８質量％の含量のマンガンは、変換を遅延させ、硬い強度増加性変換製品の形成をもたらす。このようにマルテンサイトの発生はＭｎの存在によって促される。本発明の鋼のＭｎ含量が２．０５〜２．２質量％に制限されるときに特に信頼できる形でＭｎの有利な影響が現れるので、許容できない高いミクロ偏析を防止するため、本発明によりＭｎ含量は最大２．５質量％に制限される。
【００１４】
本発明により使用する鋼では、Ｓｉも、一方ではフェライト又はベイナイトの固溶体硬化を促進することによって、及び他方では、残留オーステナイトを安定化することによって、強度を高めるのに役立つ。残留オーステナイトの比率は、延性及び強度を高めることに寄与する（ＴＲＩＰ効果）。所望の高い機械的特性値を達成するため、本発明の鋼は、０．７０〜１．３質量％のＳｉ、特に少なくとも０．７５質量％のＳｉを有する。強度及び延性増加効果は、特に本発明の鋼のＳｉ含量が少なくとも０．７５質量％、特に少なくとも０．８５質量％であるときに生じる。その一方で、本発明の鋼から製造される平鋼製品が、さらなる加工及び必要に応じて塗布してよい任意のコーティングに最適な表面品質を有することを目的とするという事実に関しては、Ｓｉ含量の上限を１．３質量％に決定した。これらの上限に従うと、粒界酸化の危険も最小限になる。本発明により使用する鋼の特性に関してＳｉの好ましくない影響は、１．１質量％、特に０．９５質量％に制限される本発明の鋼のＳｉ含量によってさらに大きい信頼性で阻止可能である。
【００１５】
本発明の平鋼製品が構成される鋼はＡｌ安定化される。本発明の鋼の溶融では、脱酸素及び鋼中に含有され得る窒素と結合するためアルミニウムを使用する。この目的を達成するため、必要ならば、本発明の鋼に０．１質量％未満の含量でＡｌを添加してよく、そしてその含量が０．０１〜０．０６質量％、特に０．０２０〜０．０５０質量％の範囲内であるときに特に信頼できる形でＡｌの所望効果が生じる。
【００１６】
リンを用いて固溶体硬化をさらに高め得るが、リンは溶接性の理由のため０．１質量％の含量を超えるべきでなく、そうでなければ偏析の危険が増す。
【００１７】
本発明により予め定められた上限未満であるイオウ含量では、本発明により使用する鋼内におけるＭｎＳ又は（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓの形成が抑制され、その結果、本発明の平鋼製品の良い延性が確保される。これは特にＳ含量が０．００３質量％未満の場合である。
【００１８】
少なくとも０．２５質量％の含量で、クロムはフェライト及びパーライトの形成を防止する。従って、それは硬化構造の形成を促進し、結果として本発明の平鋼製品に用いる鋼の強度を高める。変換を過剰に遅らせないため、クロム含量を最大０．７質量％に制限すべきである。本発明の鋼のＣｒ含量を０．７質量％に制限することによって、粒界酸化が起こる危険が減少し、本発明の鋼の良い伸び特性が確保される。この上限に従うと、金属コーティングを容易に設けることができる、該鋼製の平鋼製品の表面をも得られる。
【００１９】
任意に備えてよいモリブデンの含量は、Ｃｒと同様に、鋼の構造内における極端に微細な沈殿物及びマルテンサイトの形成を促進することによって、本発明の鋼の強度の増加に寄与する。Ｍｏの存在は、金属コーティングで平鋼製品を被覆する能力及び平鋼製品の延性に対してマイナス効果を及ぼさない。実地試験は、コストの視点からを含め、０．２５質量％、特に０．２２質量％の含量まで、Ｍｏのプラス効果を特に有効な形で利用できることを示した。従って、０．０５質量％のＭｏ含量は、本発明の鋼の特性にプラス効果を既に与えている。
【００２０】
しかしながら、過剰に高いマルテンサイトの比率によって破断点伸びがマイナスの形で影響を受けるのを防ぐため、本発明により用いる鋼中のＣｒ含量とＭｏ含量の合計は０．２５〜０．７質量％に制限される。
【００２１】
本発明の鋼中、少なくとも０．０８〜最大０．２質量％、特に０．０９〜０．１５質量％の含量のチタンを用いて、硬化作用を有するＴｉＣ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）の形態の極端に微細な沈殿物の形成を促すことができ、結晶粒の微細化をもたらすことができる。Ｔｉの別のプラス効果は、存在し得るいずれの窒素の結合にも関与し、その結果、本発明の鋼における窒化ホウ素の形成が妨げられる。結果としてＴｉの存在のため、強度を高めるためにホウ素を添加する場合、ホウ素が溶解状態でその効果を完全に発現できることも確保される。Ｔｉのプラス効果は、本発明の鋼のＴｉ含量が０．１１〜０．１３質量％であるときに本発明の鋼で特に信頼できる形で利用可能である。
【００２２】
本発明により使用する鋼では、ホウ素は、Ｂが０．０００５〜０．００５質量％の含量で存在するときに硬化性を改善する。オーステナイトでは、ホウ素は粒界で偏析し、かつフェライト及びパーライトの形成を妨げる。この場合、ホウ素は、変形能をわずかに低下させるだけで強度のかなりの増加をもたらす。本発明の鋼のＢ含量を０．００１〜０．００２質量％に定めると、本発明の合金に及ぼすＢの好ましい影響が特に信頼できる形で生じる。
【００２３】
本発明の方法で製造される平鋼製品は、特に高レベルの結晶粒の細かさ、高い降下点及び高い強度により区別される。その構造に含まれるマルテンサイト、ベイナイト及び極端に微細な沈殿物の比率が高強度に寄与する。構造の残留オーステナイト及びフェライト部分がその良い伸び特性を保証する。
【００２４】
本発明により製造される平鋼製品が特に腐食を防ぐことを目的とする場合、成形して構成要素を形成する前又は後に熱間圧延ストリップに金属保護コーティングを設けてよい。これは溶融亜鉛めっき、又は電解コーティングによって行なえる。
【００２５】
１１００ＭＰａより高い引張強度及び上記で説明した構造を有する本発明の熱間圧延平鋼製品を本発明に従って製造中、本発明により使用する鋼の合金に該当する組成を有する鋼融成物をまず鋳造して、典型的にストランドである予備製品を形成し、これをスラブ又は薄スラブにカットする。
【００２６】
引き続き、鋼の完全なオーステナイト構造のその後の熱間圧延を確実にし、かつ沈殿物を溶液にするために予備製品を１１５０〜１３５０℃の温度に加熱する。
【００２７】
この加熱温度に基づいて、次に予備製品を熱間圧延して熱間圧延ストリップを形成し、この熱間圧延の最終温度は８００〜９５０℃である。圧延最終温度は、変形誘導沈殿を低く維持するため及び所望の構造組成の発現を可能にするために均質オーステナイトの範囲内であるべきであり、結果として８００℃未満であってはならない。
【００２８】
熱間圧延後、得られる熱間圧延ストリップをいずれの場合も少なくとも３０℃／秒の冷却速度で、選ばれた巻き取り温度に冷却する。冷却条件は、パーライトへの変換が妨げられるように選ばれるものとし、かつ高いベイナイト比率及び本発明により予め定められた比率のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られるように可能な最大限まで変換が行なわれる。
【００２９】
本発明により予め定められた４００〜５７０℃の巻き取り温度範囲が達成される（本発明の鋼のベイナイト段階が達成される）と、冷却操作を終了する。結果的に冷却される熱間圧延ストリップを次に巻いてコイルを形成し、コイル状態でさらに冷却する。ベイナイト及びマルテンサイトへのさらなる変換及び沈殿物の形成が起こる。
【００３０】
その高い強度と良い伸長特性の特定の組合せのため、本発明の鋼は、実際の使用で大いに装着される輪郭部材並びに車体の衝突関連及び強度関連構成要素に特に適している。
【発明を実施するための形態】
【実施例】
【００３１】
＜試験１＞
実験室条件下、表１に示す組成を有する鋼を溶融させ、ブロックに鋳造した。
【００３２】
引き続きブロックを１２７０℃に加熱し、かつこの温度から始めて熱間圧延して、厚さ２．５ｍｍの熱間圧延ストリップを形成した。熱間圧延最終温度は９００℃であった。
【００３３】
熱間圧延操作後に得られた熱間圧延ストリップをオーブン内で８０℃／秒の冷却速度でゆっくり冷却し、コイル状態の冷却をシミュレートするために４９０℃で冷却した。
【００３４】
得られた熱間圧延ストリップは、圧延方向に対して横方向に１１９２ＭＰａの引張強度Ｒｍ及び１０．５％の伸びＡ８０を有した。得られた構造は、３５〜４０体積％のマルテンサイト、約５体積％のフェライト、６体積％の残留オーステナイトを含み、残りはベイナイトを含む。
【００３５】
第１の比較では、上記で説明したように製造した熱間圧延ストリップを熱間圧延後、この瞬間にコイル状態での冷却をもシミュレートするため、オーブン内でまず７５℃の温度に冷却し、引き続きゆっくりさらに周囲温度に冷却した。このようにして得られた熱間圧延ストリップは、１５５０ＭＰａの引張強度Ｒｍ及び５．９％の比較的低い伸びＡ８０を有した。それらは主にマルテンサイトであった。
【００３６】
第２の比較では、上記で説明した熱間圧延ストリップを熱間圧延操作後、コイル状態での冷却をシミュレートするため、まず「巻き取り温度」に相当する６００℃の温度に冷却し、この場合もやはり引き続きゆっくり周囲温度に冷却した。このようにして得られた熱間圧延ストリップは、９５５ＭＰａの引張強度Ｒｍ及び１５．５％の伸長Ａ８０を有した。この構造は、２５〜３０体積％のパーライト比率を有するフェライトから成った。
【００３７】
＜試験２＞
同様に実験室条件下、表２に示す組成を有する鋼を溶融させ、ブロックに鋳造した。第１試験で調べた鋼とは対照的に、この鋼はさらに０．２５質量％のＭｏを含有した。
【００３８】
ブロックを引き続き１２７０℃に加熱し、この温度から始めて熱間圧延して２．５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップを形成した。熱間圧延最終温度は９００℃であった。
【００３９】
熱間圧延後に得られた熱間圧延ストリップを８０℃／秒の冷却速度で５５０℃の「巻き取り温度」まで冷却し、この場合もやはり既に上述したようにこの温度からコイル冷却をシミュレートした。
【００４０】
得られた熱間圧延ストリップは、１１８０ＭＰａの引張強度及び１１％の伸びＡ８０を有した。その構造は、３５〜４０体積％のマルテンサイト比率、７．５体積％の残留オーステナイト含量、１０体積％のフェライト含量、残余として、ベイナイトを有した。
【００４１】
＜試験３＞
実用試験３ａ〜３ｃでは、表３に示す本発明の合金を有する鋼を溶融させ、鋳造してストランドを形成した。ストランドから分離したスラブを引き続き約１２６０℃の温度に再加熱し、引き続き熱間圧延最終温度ＷＥＴで熱間圧延して厚さＤを有する熱間圧延ストリップを形成し、最後に冷却速度ＶＴで巻き取り温度ＨＴに冷却し、この温度で巻いてコイルを形成した。各場合に調整したパラメーター及び得られた熱間圧延ストリップの機械的特性（ローラー方向に対して横方向に決定した）を表４に示す。
【００４２】
実用試験３ｃ中に得られた熱間圧延ストリップは、高いフェライト（及びパーライト）比率の結果としての過剰な巻き取り温度のため、試験３ａ及び３ｂで得られ、かつ本発明の温度範囲で巻かれた熱間圧延ストリップよりかなり低い引張強度を有した。
【００４３】
＜試験４＞
比較の目的で行なった追加の実用試験Ｖでは、表５に示す合金を有し、明らかに過剰に低いＳｉ含量と、そのＭｎ、Ｃｒ及びＴｉの同様に過剰に低い含量のため本発明に従わない鋼を溶融させ、鋳造してストランドを形成し、これからスラブを分離した。引き続きスラブを１２５０℃の温度に再加熱し、引き続き熱間圧延最終温度ＷＥＴで熱間圧延して厚さＤを有する熱間圧延ストリップを形成し、最後に冷却速度ＶＴで巻き取り温度ＨＴに冷却し、この温度でストリップを巻いてコイルを形成した。各場合に調整したパラメーター及び得られた熱間圧延ストリップの機械的特性を表６に示す。
【００４４】
比較試験Ｖで得られた熱間圧延ストリップは高い引張強度を有するが、その伸び特性は不十分であることが分かった。
【００４５】
【表１】
0005864619.tif 000002
【００４６】
【表２】
0005864619.tif 000003
【００４７】
【表３】
0005864619.tif 000004
【００４８】
【表４】
0005864619.tif 000005
【００４９】
【表５】
0005864619.tif 000006
【００５０】
【表６】
0005864619.tif 000007