(57)【要約】【解決手段】  熱間圧延された状態から、高強度であると共にきわめて良好な変形特性を有するマルチフェイズ構造の、ＴＲＩＰ鋼（変態誘起塑性）と称される熱間ストリップを製造するために、本発明に従い、次の方法が提案される。この方法は、４０〜７０％のフェライト、１５〜４５％のベイナイトおよび５〜２０％の残留オーステナイトからなる構造が得られるように、０．１２〜０．２５％のＣ、０．０５〜１．８％のＳｉ、１．０〜２．０％のＭｎ、残部Ｆｅおよび普通の随伴元素を含む使用鋼種の所定の化学的組成で、圧延方式と冷却方式を組み合わせて実施され、その際きわめて微細なオーステナイト結晶粒（ｄ＜８μｍ）を生じるために、熱間ストリップ７の仕上げ圧延が、最後の変形６’の際に準安定オーステナイトの範囲内のＡｒ３のすぐ上の７７０〜８３０°Ｃの温度で行われ、最後の圧延スタンド６’の後に、３２０〜４８０°Ｃのベイナイト形成範囲内のストリップ温度までの熱間ストリップ７の冷却１０、１１、１２が、制御して２段階でかつ約６５０〜７３０°Ｃでの停止時間で行われ、この停止時間の開始がフェライト領域内への冷却曲線の侵入によって決定され、停止時間の持続時間が少なくとも４０％のフェライトへのオーステナイトの変態によって決定される。
2009512783.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間圧延された状態から最後の圧延スタンド（６’）の後で冷却を制御することにより、高強度であると共にきわめて良好な変形特性を有するマルチフェイズ構造の、ＴＲＩＰ鋼（変態誘起塑性）と称される、デュアルフェイズ鋼の発展形態である、熱間ストリップを製造するための方法であって、
４０〜７０％のフェライト、１５〜４５％のベイナイトおよび５〜２０％の残留オーステナイトからなる構造が得られるように、薄肉スラブ鋳造兼圧延設備（ＣＳＰ設備）（１）において、０．１２〜０．２５％のＣ、０．０５〜１．８％のＳｉ、１．０〜２．０％のＭｎ、残部Ｆｅおよび普通の随伴元素を含む使用鋼種の所定の化学的組成で、圧延方式と冷却方式を組み合わせて、熱間ストリップ（７）の製造を行い、
きわめて微細なオーステナイト結晶粒（ｄ＜８μｍ）を生じるために、熱間ストリップ（７）の仕上げ圧延が、最後の変形の際に準安定オーステナイトの範囲内のＡｒ３のすぐ上の７７０〜８３０°Ｃの温度で行われ、
最後の圧延スタンド（６’）の直後に、３２０〜４８０°Ｃのベイナイト形成範囲内のストリップ温度までの熱間ストリップ（７）の冷却が、制御して２段階でかつ約６５０〜７３０°Ｃでの停止時間で行われ、この停止時間の開始がフェライト領域内への冷却曲線（２６）の侵入によって決定され、停止時間の持続時間が少なくとも４０％のフェライトへのオーステナイトの変態によって決定されることを特徴とする方法。
【請求項２】
使用鋼種の化学的組成と熱間ストリップの形状寸法とに依存して、冷却速度がＶ＝３０〜１５０Ｋ／ｓ、好ましくはＶ＝５０〜９０Ｋ／ｓに調節されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
【請求項３】
熱間ストリップ（７）の２段階の制御冷却が、間隔をおいて並べて配置された水冷却領域（１１１−７、１２）からなる冷却ライン（１０）で行われることを特徴とする請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法によるＴＲＩＰ鋼特性を有する熱間ストリップ（７）であって、
０．１２〜０．２５％のＣ、０．０５〜１．８％のＳｉ、１．０〜２．０％のＭｎ、残部Ｆｅおよび普通の随伴元素を含む化学的組成と、
０．４５〜０．７５の範囲内の降伏比Ｒｐ０，２／Ｒｍと、
以下の引張り強度Ｒｍと破断伸びＡ：
Ｒｍ＝６００〜７００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２５％
Ｒｍ＝７００〜８００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２３％
Ｒｍ＝８００〜９００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２１％
Ｒｍ＝９００〜１０００ＭＰａ  ＝＞    Ａ＞１８％
Ｒｍ＞１０００ＭＰａ          ＝＞    Ａ＞１５％
からなる特性組み合わせに関する予想強度レベル
を特徴とする熱間ストリップ（７）。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間圧延された状態から最後の圧延スタンドの後で冷却を制御することにより、高強度であると共にきわめて良好な変形特性を有するマルチフェイズ構造の、ＴＲＩＰ鋼（変態誘起塑性）と称される熱間ストリップを製造するための方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
この構造の生成はＴＲＩＰ鋼の場合複雑である。なぜなら、フェライトとベイナイトのほかに、第３相が残留オーステナイとしてもしくはそれに続く変形の後でマルテンサイトとして存在するからである。ＴＲＩＰ鋼は今日ではほとんどが２段階焼鈍サイクルで製造される。出発材料は、焼鈍処理によって相互臨界的相空間内で約５０％α−５０％γの出発構造が生じる熱間ストリップまたは冷間ストリップである。オーステナイトが炭素に対して高い溶解性を有するので、より高い炭素濃度が生じる。焼鈍処理の後で、フェライト範囲とパーライト範囲のそばを通過してベイナイト範囲内まで迅速な冷却が行われる。このベイナイト範囲には、若干の停止時間が等温で設けられる。オーステナイトはその一部がベイナイトに変態し、残りのオーステナイトが同時に炭素を更に含有する。それによって、マルテンサイト開始温度Ｍｓは周囲温度よりも低い値に低下し、従って残留オーステナイトは周囲温度でも存在し続ける。最終構造は４０〜７０％のフェライト、１５〜４０％のベイナイトおよび５〜２０％の残留オーステナイトからなっている。
【０００３】
ＴＲＩＰ鋼の特別な効果は、外側の塑性変形が発生するときの、マルテンサイトへの準安定残留オーステナイトの変態である。マルテンサイトへのオーステナイトの変態の際、容積が増大する。この容積増大はオーステナイトだけでなく周囲の構造成分によってもたらされる。フェライトのマトリックスは可塑化される。これは更に、より強い硬化を生じ、結果的により大きな塑性伸びをもたらすことになる。このようにして製造された鋼については、高い強度と高い延性のすぐれた組み合わせが生じる。従って、特に自動車工業における使用に適している。
【０００４】
ＴＲＩＰ鋼を製造するために現在ではそのほとんどが工業的に使用される上記のプロセス制御は、圧延過程の後の付加的な焼鈍処理と冷却処理を必要とするので複雑であり、コストがかかる。従って、熱間ストリップ生成用の工業的製造装置で、このＴＲＩＰ鋼を熱間ストリップとして直接製造することが試みられた。欧州特許第  １  ３９６  ５４９号明細書（特許文献１）には、ＴＲＩＰ特性を有しかつパーライトを含まない熱間圧延された鋼ストリップを、連続的な作業プロセスで製造するための方法が記載されている。この場合、鉄のほかに不可避の不純物である０．０６〜０．３％のＣ、０．１〜３．０％のＳｉ、０．３〜１．１％のＭｎ（このＳｉとＭｎの合計は１．５〜３．５％である）および０．００５〜０．１５％の元素ＴｉとＮｂの少なくとも一方を重要な成分として含み、そして最大０．８％のＣｒ、最大０．８％のＣｕおよび最大１．０％のＮｉの１つまたは複数を選択的に含む溶融鋼が、薄肉スラブに鋳造される。この薄肉スラブは８５０〜１０５０°Ｃの入口温度でもって焼鈍炉内で１０〜６０分間１０００〜１２００°Ｃで焼き鈍しされる。スケールを除去した後で、薄肉スラブは７５０〜１０００°Ｃで仕上げ圧延され、３００〜５３０°Ｃの巻取り温度まで冷却される。その際、制御して行われる冷却は２段階で実施され、第１段の冷却速度は少なくとも１５０Ｋ／ｓ、好ましくは３００Ｋ／ｓであり、冷却休止時間は４〜８秒である。その代わりに、停止時間なしに１０〜７０Ｋ／ｓの冷却速度で、制御冷却を連続的に行うことが提案される。最後に、第３の方法では、熱間ストリップを第１段において約８０°Ｃ超の温度まで１〜７秒以内冷却し、続いて空気冷却によって巻取り温度まで冷却する。上記の方法のやり方ほかに、Ｔｉおよび／またはＮｂの存在が重要である。というのは、これらの元素が熱間圧延の開始まで溶けており、その後の析出等の際に、熱間ストリップの微細性、残留オーステナイト含有量の上昇およびその安定性を改善するからである。
【特許文献１】欧州特許第  １  ３９６  ５４９号明細書
【特許文献２】欧州特許第  １  １０８  ０７２  Ｂ１号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
この従来技術から出発して、本発明の課題は、焼鈍処理とさらに必ずしも必要ではない合金元素の追加を完全に省略することができる、既存の設備でのＴＲＩＰ鋼の簡単かつ経済的な製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
この課題は請求項１の特徴に従って、４０〜７０％のフェライト、１５〜４５％のベイナイトおよび５〜２０％の残留オーステナイトからなる構造が得られるように、薄肉スラブ鋳造兼圧延設備（ＣＳＰ設備）において、０．１２〜０．２５％のＣ、０．０５〜１．８％のＳｉ、１．０〜２．０％のＭｎ、残部Ｆｅおよび普通の随伴元素を含む使用鋼種の所定の化学的組成で、圧延方式と冷却方式を組み合わせて、熱間ストリップの製造を行い、
きわめて微細なオーステナイト結晶粒（ｄ＜８μｍ）を生じるために、熱間ストリップの仕上げ圧延が、最後の変形の際に準安定オーステナイトの範囲内のＡｒ３のすぐ上の７７０〜８３０°Ｃの温度で行われ、
最後の圧延スタンドの直後に、３２０〜４８０°Ｃのベイナイト形成範囲内のストリップ温度までの熱間ストリップの冷却が制御して２段階でかつ約６５０〜７３０°Ｃでの停止時間で行われ、この停止時間の開始がフェライト領域内への冷却曲線の侵入によって決定され、停止時間の持続時間が少なくとも４０％のフェライトへのオーステナイトの変態によって決定されることによって解決される。
【０００７】
上記の通常の方法と異なり、本発明の範囲では、仕上げ圧延されたオーステナイト系熱間ストリップの場合に、最後の圧延スタンドの直後に、冷却ライン内で２段階冷却することにより、ＴＲＩＰ鋼にとって典型的な構造が生じる。その際、この構造の発生は、膨大なプロセスノウハウと、必要なプロセスパラメータのきわめて正確な維持とを必要とする。熱間幅広ストリップラインでＴＲＩＰ鋼を製造するための許容差域が狭いので、薄肉スラブ鋳造兼圧延技術の導入以来、次のような設備構成が使用可能である。すなわち、従来の熱間ストリップラインと比較して、熱間ストリップとしてＴＲＩＰ鋼を直接製造するためのはるかに良好な前提を提供する設備構成が使用可能である。厚さ、幅および長さにおける温度均一性が高いので、一定の機械的特性を有するＴＲＩＰ鋼を再現可能に製造することができる。その際使用される既存の鋳造圧延設備の慣用の冷却ラインの長さが短いので、ＴＲＩＰ構造を有する熱間ストリップの製造は特別な圧延方式および冷却方式でのみ可能である。
【０００８】
本発明による圧延方式は、後続の冷却ラインにおいてフェライト変態を加速するように作用する、最後の変形の際のきわめて微細なオーステナイト粒（ｄ＜８μｍ）を発生する働きをする。従って、ストリップの仕上げ圧延は、準安定オーステナイトの範囲内のＡｒ３のすぐ上の７７０〜８３０°Ｃの温度で行われる。
【０００９】
冷却方式の効果的な実施は、供される短い冷却全体時間内で所望な変態程度を達成するために、化学的組成の所定の限界値を維持することを必須条件としている。従って、ＴＲＩＰ鋼の製造のために提案された化学的な分析は、０．１２〜０．２５％のＣ、０．０５〜１．８％のＳｉ、１．０〜２．０％のＭｎ、残部Ｆｅおよび普通の随伴元素の限度内で変動する。
【００１０】
その際、冷却方式では、選択されて異なる冷却速度を有する２段階冷却が行われる。６５０〜７３０°Ｃの温度での停止時間の開始は、フェライト領域内への冷却曲線の侵入によって決定される。そして、後続の短い冷却停止において、目的である、少なくとも４０％のフェライトへのオーステナイトの変態が行われる。この停止時間に第２冷却段が直接続き、この第２冷却段では、３２０〜４８０°Ｃの温度への熱間ストリップの冷却が行われる。この温度で、少なくとも１５％のベイナイトへのオーステナイトの変態が行われる。
【００１１】
冷却方式は、短い停止時間の実施のほかに、両冷却段のための正確に定められた冷却速度によって決定される。この冷却速度は、熱間ストリップの形状寸法と使用鋼種の化学的組成とに依存して、Ｖ＝３０〜１５０Ｋ／ｓ、好ましくはＶ＝５０〜９０Ｋ／ｓである。この冷却速度について付け加えると、鋳造圧延設備の慣用の冷却ラインにおいて供される時間が短いので、３０Ｋ／ｓよりも小さな冷却速度は不可能であり、一方、互いに間隔をおいて並べて配置された水冷領域からなるこのような冷却ラインにおいて１５０Ｋ／ｓよりも大きな冷却速度は同様に達成不可能である。
【００１２】
本発明の方法によって製造された、０．４５〜０．７５の範囲内の降伏比Ｒｐ０，２／Ｒｍを有する異なる強度レベルのための、ＴＲＩＰ鋼特性を有する熱間ストリップは、次の引張り強度Ｒｍと破断伸びＡ：
Ｒｍ＝６００〜７００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２５％
Ｒｍ＝７００〜８００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２３％
Ｒｍ＝８００〜９００ＭＰａ    ＝＞    Ａ＞２１％
Ｒｍ＝９００〜１０００ＭＰａ  ＝＞    Ａ＞１８％
Ｒｍ＞１０００ＭＰａ          ＝＞    Ａ＞１５％
からなる特性組み合わせを有する。
【００１３】
次に、図に略示した実施例に基づいて、本発明の他の詳細および効果を詳しく説明する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
図１には、慣用のＣＳＰ設備１が概略的に示してある。このＣＳＰ設備は図示した例では搬送方向に（図において左から右へ）、主構成要素、すなわち２個の鋳片２を有する鋳造装置と、鋳片ガイド３と、炉移送装置を有する均熱炉４と、マルチスタンド圧延機６と、冷却ライン１０と、コイラ８とからなっている。
【００１５】
図２には、ＣＳＰ設備１の変更された冷却ライン１０が示してある。この冷却ラインは本発明による冷却を実施するために必要であり、二相鋼を製造するために欧州特許第  １  １０８  ０７２  Ｂ１号明細書（特許文献２）によって既に知られている。最後の仕上げ圧延スタンド６’の後に配置されたＣＳＰ設備１の変更されたこの冷却ライン１０は、互いに間隔をおいて並べて配置された、水噴霧ヘッド１３を有する制御可能な複数の水冷領域１１１−７、１２を備えている。この水噴霧ヘッドから、所定の水量が熱間ストリップ７の上面と下面に均一に噴霧される。冷却ライン１０内での水冷段１１１−７、１２の位置決めと、水冷段の数および間隔と、各水冷段１１１−７、１２の水噴霧ヘッド１３の数は、調節すべき冷却条件に水冷段１１１−７、１２を最適に適合させるために、両冷却段の目標冷却速度を特に可変調節できるように選定されている。それ故、噴霧される水量の制御によって、冷却中も、冷却速度の必要な変更を行うことができる。
【００１６】
最初の冷却段の最後の水冷段１１７に対してより大きな空間的間隔をおいて、他の水冷段１２が配置されている。この他の水冷段によって、第２の冷却段が実施される。この水冷段１２内には、短い距離で強力な強制冷却を行うために、第１冷却段の水冷領域１１１−７よりもはるかに多い数の水噴霧ヘッド１３が設けられている。第１冷却段の最後の水冷段１１７と第２冷却段の水冷段１２との間の空間的な間隔は、所定のストリップ速度の際に本発明に従ってオーステナイトを少なくとも４０％のフェライトに変態させるために必要な停止時間を生じるような大きさに選定されている。
【００１７】
図３は、フェライト、パーライトおよびベイナイトのための変態線とＡｃ３、Ａｃ１およびＭｓのための温度線（２０、２１、２２、２４）とを有するＺＴＵ（時間−温度−変態）グラフである。ＺＴＵグラフのこの変態線または温度線の位置に対して既存のもしくは添加された合金元素がどのような影響を及ぼすかが、変態線の水平移動矢印２７と温度線の垂直移動矢印２８とによって見分けやすくなっている。このＺＴＵグラフには、二相鋼（ＤＰ鋼）を製造するための冷却曲線２５と、本発明に従ってＴＲＩＰ鋼を製造するための冷却曲線２６とが例示的に記入されている。冷却の開始時の出発温度がほぼ同じ（Ａｃ３より高い）で、停止時間温度がほぼ同じ（Ａｃ１より高い）である場合、冷却の異なる経過と出発鋼の異なる組成とによって、大きく異なる構造組成が得られる。記入した二相鋼の冷却曲線２５に相応して、この冷却曲線はフェライト領域にのみ達し、室温２３のはるか上方にあるマルテンサイト開始温度線２２の下方で終わっている。従って、所望のごとくフェライトとマルテンサイトだけから、二相構造が得られる。これに対して、ＴＲＩＰ鋼を本発明に従って製造するための冷却曲線２６は先ず最初にフェライト領域を通過し、そしてベイナイト領域を通過し、室温２３の下方にあるマルテンサイト開始温度２４の上方で終わっている。従って、冷却時にマルテンサイトへの変態が起こらず、本発明に従ってフェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト部分からなる構造が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】ＣＳＰ設備を示す。
【図２】ＣＳＰ設備の変更された冷却ラインを示す。
【図３】二相鋼とＴＲＩＰ鋼の冷却曲線をＺＴＵグラフで示す。
【符号の説明】
【００１９】
１          ＣＳＰ設備
２          ２個の鋳片を有する鋳造装置
３          鋳片ガイド
４          均熱炉
５          炉移送装置
６          マルチスタンド圧延機
６’        最後の圧延スタンド
７          熱間ストリップ
８          コイラ
９          温度測定部
１０        冷却ライン
１１１−７      水冷領域
１２        水冷領域
１３        水噴霧ヘッド
２０        Ａｃ３温度線
２１        Ａｃ１温度線
２２        二相鋼のマルテンサイト開始温度線
２３        室温線
２４        ＴＲＩＰ鋼のマルテンサイト開始温度線
２５        二相鋼の冷却曲線
２６        ＴＲＩＰ鋼の冷却曲線
２７        変態線の水平移動矢印
２８        温度線の垂直移動矢印
【図１】
2009512783.tif 000003
【図２】
2009512783.tif 000004
【図３】
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【国際調査報告】
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2009512783.tif 000007
2009512783.tif 000008
2009512783.tif 000009
2009512783.tif 000010
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