(57)【要約】  本発明は、マンガン鋼中間材の熱処理方法であって、その合金は、・  次のマンガン範囲にあるマンガン：３重量％≦Ｍｎ≦１２重量％、・  ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）、コバルト（Ｃｏ）およびタングステン（Ｗ）からなる群より選択される１種または数種の合金元素、・  任意の炭素（Ｃ）：１重量％未満、および・  合計含有量が０．４５重量％未満である、任意の１種または数種の微細合金元素を含有し、・  残部は鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、  鋼中間材の熱処理は、第１の熱処理プロセスと、それに続く第２の熱処理プロセスとを含み、・  第１の熱処理プロセスは、鋼中間材を、第１の保持期間中に限界臨界温度を上回る第１の焼なまし温度に供する高温プロセスであって、該限界臨界温度は、勾配値をＳＫとすると、ＴＫＧ＝（８５６−ＳＫ＊マンガン含有量）℃によって定義され、・  第２の熱処理プロセスは、鋼中間材を、第１の焼なまし温度を下回る第２の焼なまし温度に供する焼なましプロセスである。【選択図】図３
2019516857.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
マンガン鋼中間材の熱処理方法であって、
前記中間材の合金は、
・  次のマンガン範囲（ＭｎＢ）にあるマンガン（Ｍｎ）：３重量％≦Ｍｎ≦１２重量％、
・  ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）、タングステン（Ｗ）およびコバルト（Ｃｏ）からなる群より選択される１種または数種の合金元素、
・  任意の炭素（Ｃ）：１重量％未満、および
・  合計含有量が０．４５重量％未満である、任意の１種または数種の微細合金元素
を含有し、
・  残部は鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、
前記鋼中間材の熱処理は、第１の熱処理プロセス（Ｓ．１）と、前記第１の熱処理プロセス（Ｓ．１）に続く第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）とを含み、
・  前記第１の熱処理プロセス（Ｓ．１）は、前記鋼中間材を、第１の保持期間（Δ１）中に限界臨界温度（ＴＫＧ）を上回る第１の焼なまし温度（Ｔ１）に供する高温プロセスであって、前記臨界温度は、勾配値をＳＫとし、前記勾配値をＳＫ＝７．８３±１０％、好ましくはＳＫ＝７．８３とすると、ＴＫＧ＝（８５６−ＳＫ＊マンガン含有量）℃によって定義され、
・  前記第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）は、前記鋼中間材を、前記第１の焼なまし温度（Ｔ１）を下回る第２の焼なまし温度（Ｔ２）に供する焼なましプロセスであることを特徴とする、
熱処理方法。
【請求項２】
前記マンガン範囲（ＭｎＢ）における前記第１の焼なまし温度（Ｔ１）は、以下に定義する依存性を有することを特徴とする、請求項１に記載の方法。
Ｔ１≒（８６６−ＳＫ＊マンガン含有量）℃
【請求項３】
前記第１の保持期間（Δ１）は、少なくとも１０秒、好ましくは１０秒〜６０００分の範囲にあ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】
オーステナイト化の開始温度をＡ１とし、完全オーステナイト化の開始温度をＡ３とすると、前記第２の焼なまし温度（Ｔ２）は、温度Ａ１〜温度Ａ３の範囲にあることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
前記第２の焼なまし温度（Ｔ２）は、６３０℃〜６７５℃の範囲にあることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
前記第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）において、前記第２の焼なまし温度（Ｔ２）は、少なくとも１０秒間の第２の保持期間（Δ２）中、保持されることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項７】
前記鋼中間材の加熱プロセス（Ｅ２）、前記第２の焼なまし温度（Ｔ２）での保持（Ｈ２）および前記鋼中間材の冷却プロセス（Ａ２）を含む前記第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）は、６０００分未満、好ましくは５０００分未満実施されることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
前記１種または数種の合金元素の含有量が、以下の範囲にあることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法：
・  ケイ素（Ｓｉ）：３重量％以下、好ましくは２重量％以下、
・  アルミニウム（Ａｌ）：８重量％以下、好ましくは６重量％以下、
・  ニッケル（Ｎｉ）：２重量％以下、好ましくは１重量％以下、
・  クロム（Ｃｒ）：２重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、
・  モリブデン（Ｍｏ）：０．５重量％以下、好ましくは０．２５重量％以下、
・  リン（Ｐ）：０．０５重量％以下、好ましくは０．０２５重量％以下、
・  硫黄（Ｓ）： ０．０３重量％以下、好ましくは０．０１重量％以下、
・  窒素（Ｎ）：０．０５重量％以下、好ましくは０．０２５重量％以下、
・  銅（Ｃｕ）：１重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、
・  ホウ素（Ｂ）：０．００５重量％以下、好ましくは０．００３５重量％以下、
・  タングステン（Ｗ）：１重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、および
・  コバルト（Ｃｏ）：２重量％以下、好ましくは１重量％以下。
【請求項９】
前記微細合金元素は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）からなる群の元素であることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
前記第１の熱処理プロセス（Ｓ．１）は、連続鋳造設備または非連続運転設備で実施されるプロセスに関することを特徴とする、請求項１〜９のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１１】
前記第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）は、前記連続鋳造設備または前記非連続運転設備で実施されるプロセスであって、前記鋼中間材は、該設備において、前記焼なましプロセス中に保護ガス雰囲気に曝されることを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
フード型焼なまし装置が、前記非連続運転設備として用いられることを特徴とする、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記第２の熱処理プロセス（Ｓ．２）の下流の段階において、前記鋼中間材を、主に前記鋼中間材の表面を調整する役割を担うスキンパス圧延プロセスに供することを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
前記第１の熱処理プロセス（Ｓ．１）は、熱間圧延プロセス中に実施され、前記熱間圧延プロセスは、前記限界臨界温度（ＴＫＧ）を上回る範囲にある圧延終了温度で実施されることを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１５】
請求項１〜１４に記載の方法によって熱処理に供された鋼中間材であって、３％未満、好ましくは１％未満のリューダースひずみ（ＡＬ）を有することを特徴とする、鋼中間材。
【請求項１６】
前記鋼中間材が有する３％未満のリューダースひずみ（ＡＬ）は、前記鋼中間材をスキンパス圧延プロセスに供する以前から測定可能であることを特徴とする、請求項１５に記載の鋼中間材。
【請求項１７】
前記鋼中間材は、減少したリューダースひずみ（ＡＬ）によって、スキンパス圧延後に減少したリューダースひずみと比較して、より有用な技術的伸びを有することを特徴とする、請求項１５に記載の鋼中間材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マンガン鋼中間材の熱処理方法に関する。また、本発明は、大幅に減少したリューダースひずみを得るために特殊なプロセスで熱処理されたマンガン鋼中間材からなる特殊合金に関する。本願は、２０１６年３月２３日に出願された欧州特許出願第１６１６２０７３．７号に基づく優先権を主張する。
【背景技術】
【０００２】
組成および合金それぞれと、製造プロセスにおける熱処理は、共に鋼材の特性に著しい影響を及ぼす。
【０００３】
熱処理中の加熱、保持および冷却は、鋼材の最終構造に影響を及ぼし得ることが知られている。また、上述したように、鋼材の合金組成も重要な役割を果たすことは言うまでもない。合金鋼における熱力学的および材料技術的関係は非常に複雑であり、多くのパラメータに依存する。
【０００４】
鋼材の微細組織における異なる相の組み合わせが、機械的特性および変形能に影響を及ぼし得ることも知られている。
【０００５】
そのため、特定の要件に応じて異なる鋼が使用される。
【０００６】
現在の鋼合金の重要な成分はマンガン（Ｍｎ）である。これは、いわゆる中マンガン鋼である。マンガン含有量（重量％）は、多くの場合、３％〜１２％の範囲にある。中マンガン鋼は、その微細組織により、高い引張強度および伸び率を有する。自動車産業における典型的な用途として、複雑に深絞り加工された安全性に関連する部品が挙げられる。
【０００７】
図１は、引張強度（ＭＰａ）に対する破断時の（全伸びとしても知られる）伸び率Ａ８０（％）をプロットした、典型的で非常に概略的な図である。ここでは、引張強度をＲｍと示す。また、図１は、自動車業界で現在使用されている鋼材の強度クラスの概要を示す。一般に、鋼合金の引張強度Ｒｍが高いほど、その合金の全伸びＡ８０が低くなるとされている。すなわち、引張強度Ｒｍが増加するに伴って全伸びＡ８０は減少し、その逆もまた同様であるということができる。したがって、全伸びＡ８０と引張強度Ｒｍとの間の最適な妥協点を用途毎に見出す必要性がある。
【０００８】
自動車の分野では多種多様な鋼合金が使用されており、これらの鋼合金は、車両に適用される特定の領域にあわせてそれぞれ明確に最適化されている。内装パネルおよび外装パネル、構造部品ならびにバンパーの場合には、良好なエネルギー吸収性を有する合金が使用される。車両の外板となる鋼板は、比較的「軟質」であり、例えば、約３００ＭＰａの引張強度Ｒｍおよび３０％を上回る良好な全伸びＡ８０を有する。安全性に関連する部品の鋼合金は、例えば、６００ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲の引張強度Ｒｍを有する。例えば、ＴＲＩＰ（transformation-induced plasticity：変態誘起塑性）鋼（図１に示す符号１）は、この目的に非常に適している。
【０００９】
事故が起きた際に車両の部品の侵入を防ぐことを意図した（例えば、側面衝撃吸収のための）鋼製の防壁には、通常１０００ＭＰａを上回る高い引張強度Ｒｍを有する鋼合金が使用される。この場合、例えば、より高い張力を有する先進的なＡＨＳＳ鋼（Advanced High-Strength Steels：先進高張力鋼）が好適である（図１に示す符号２）。これは、ＴＢＦ（Trip Bainitic Ferrite：ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト）鋼やＱＰ（Quenching & Partitioning：焼入−分配）鋼を含む。これらの高張力ＡＨＳＳ鋼は、例えば、１．２重量％〜３重量％の範囲のマンガンおよび０．０５重量％〜０．２５重量％の範囲の炭素Ｃを含有する。
【００１０】
図１において符号３として示す領域は、上述した中マンガン鋼を模式的に示す。この符号３として示す領域は、３重量％〜１２重量％の範囲のＭｎおよび１重量％以下の炭素を含有する中マンガン鋼を含む。
【００１１】
現在の中マンガン鋼は、その超微細粒（典型的には１μｍ以下）による顕著な降伏点強度を有しており、これは、引張試験においてみることができる。例示的な引張曲線（応力−ひずみ曲線ともいう）４を図２に示す。図２では、伸びε（％）に対する引張強度σ（ＭＰａ）がプロットされている。引張曲線４は、上降伏点強度（ＲｅＨ）としての中間最大値５およびそれに続く水平線６を示す。下降伏点強度（ＲｅＬ）の領域において、水平線６は、上昇する曲線領域へと変化する。図２に示すような水平線６の「長さ」をリューダースひずみ（ＡＬ）という。このように顕著な降伏点強度を有する鋼材は、自動車産業において望ましくないリューダース帯（伸縮−ひずみ模様）を部品の表面に形成する場合がある。したがって、一般には、この顕著な降伏点強度を再圧延プロセスによって減少させる必要性がある。対応する再圧延設備（通常、スキンパスミルを用いる）での後処理は、スキンパス圧延ともいう。
【００１２】
このスキンパス圧延が要するエネルギーおよび技術的労力は、時として非常に高い。また、スキンパス圧延によって、有用な伸びが減少する場合がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
したがって、本発明の目的は、リューダースひずみがより少ないマンガン鋼中間材の製造方法を提供することである。また、マンガン鋼中間材が、（測定可能な）リューダースひずみを有さないことが好ましい。
【００１４】
異なる合金組成を有する複数の中マンガン鋼を検査した結果、これらの鋼の旧オーステナイト結晶粒の粒径とリューダースひずみとの間には、相関があることが分かった。これは、旧オーステナイト結晶粒の粒径が、これらの鋼の機械的特性に影響を及ぼすことを意味する。一般に、リューダースひずみが、旧オーステナイト結晶粒の粒径に反比例すると仮定することができる。
【００１５】
したがって、本発明の目的の１つは、旧オーステナイト結晶粒の粒径を増大させて、増大されたオーステナイト結晶粒を中マンガン鋼の組織内に顕出させるための合金組成および熱処理方法を提供することである。本発明は、超微細組織（平均粒径が約１μｍの超微細粒を含む）に関する先行技術（例えば、国際公開第２０１４０９５０８２Ａ１号参照）とは異なる方向性を提供する。また、例示した国際公開第２０１４０９５０８２Ａ１号では、他の温度およびプロセス手順で機能する二重焼なましプロセスを用いている。国際公開ＷＯ２０１４０９５０８２Ａ１号に開示された方法によって作製された鋼材は、顕著な降伏点強度を有する。
【００１６】
本発明によれば、マンガン鋼中間材を熱処理するのに特に適したマンガン鋼合金および最適化された熱処理プロセスが提供される。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明のマンガン鋼合金は、
・  次のマンガン範囲にあるマンガン（Ｍｎ）：３重量％≦Ｍｎ≦１２重量％、
・  ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）、銅（Ｃｕ）、ホウ素（Ｂ）、コバルト（Ｃｏ）およびタングステン（Ｗ）からなる群より選択される１種または数種の合金元素、
・  任意の炭素（Ｃ）：１重量％未満、および
・  合計含有量が０．４５重量％未満である、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）等を含む任意の１種または数種の微細合金元素
を含有し、
・  残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。
【００１８】
該マンガン鋼合金の溶融物から作製されたマンガン鋼中間材を、本発明に係る熱処理方法に含まれる第１の熱処理プロセスおよびそれに続く第２の熱処理プロセスに供する。
【００１９】
第１の熱処理プロセスは、鋼中間材を、第１の保持期間中に限界臨界温度（ＴＫＧ）を上回る第１の焼なまし温度に供する高温プロセスであり、この限界臨界温度（ＴＫＧ）は、勾配値をＳＫとすると、ＴＫＧ≧（８５６−ＳＫ＊マンガン含有量）℃によって定義される。
【００２０】
限界臨界温度（ＴＫＧ）を定義する上記式は、マンガン含有量の増加に伴ってマンガン範囲の限界臨界温度（ＴＫＧ）が減少することを示す。
【００２１】
すべての実施形態において、上述した勾配値がＳＫ＝７．８３±１０％によって定義されることが好ましく、ＳＫ＝７．８３であることがより好ましい。
【００２２】
第２の熱処理プロセスは、鋼中間材を、第１の焼なまし温度Ｔ１を下回る第２の焼なまし温度Ｔ２に供する焼なましプロセスである。
【００２３】
すべての実施形態において、第１の焼なまし温度Ｔ１が、合金のマンガン範囲に依存しており、Ｔ１≧ＴＫＧによって定義されることが好ましい。
【００２４】
特に、ＳＫ＝７．８３±１０％としたときに、臨界温度が、ＴＫ≧（８６６−ＳＫ＊マンガン含有量）℃を満たす本発明の実施形態がより好ましい。
【００２５】
すべての実施形態において、第１の保持期間は少なくとも１０秒であることが好ましい。特に、すべての実施形態において、第１の保持期間が、１０秒〜７０００分の範囲にあることがより好ましい。
【００２６】
すべての実施形態において、第２の焼なまし温度Ｔ２が、温度Ａ１〜温度Ａ３の範囲にあることが好ましい。
【００２７】
鋼中間材の加熱、第２の焼なまし温度での保持および鋼中間材の冷却を含む第２の熱処理プロセスが６０００分未満であると、有利な結果を得ることができる。特に、このプロセスの合計時間が５０００分未満であることがより好ましい。
【００２８】
本発明は、１種または数種の合金元素の含有量が以下の範囲にある合金に特に有利に適用することができる：
・  ケイ素（Ｓｉ）：３重量％以下、好ましくは２重量％以下、
・  アルミニウム（Ａｌ）：８重量％以下、好ましくは６重量％以下、
・  ニッケル（Ｎｉ）：２重量％以下、好ましくは１重量％以下、
・  クロム（Ｃｒ）：２重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、
・  モリブデン（Ｍｏ）：０．５重量％以下、好ましくは０．２５重量％以下、
・  リン（Ｐ）：０．０５重量％以下、好ましくは０．０２５重量％以下、
・  硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、好ましくは０．０１重量％以下、
・  窒素（Ｎ）：０．０５重量％以下、好ましくは０．０２５重量％以下、
・  銅（Ｃｕ）：１重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、
・  ホウ素（Ｂ）：０．００５重量％以下、好ましくは０．００３５重量％以下、
・  タングステン（Ｗ）：１重量％以下、好ましくは０．５重量％以下、および
・  コバルト（Ｃｏ）：２重量％以下、好ましくは１重量％以下。
【００２９】
すべての実施形態において、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）からなる群の元素が微細合金元素として使用されると、有利な結果を得ることができる。
【００３０】
本発明によって、３％未満、好ましくは１％未満のリューダースひずみＡＬを有する鋼中間材を初めて提供することができる。
【００３１】
同時に、すべての実施形態において、本発明の鋼中間材が、平均粒径が３μｍより大きい旧オーステナイト結晶粒を有することが好ましい。
【００３２】
本発明の鋼中間材の合金は、本発明による平均マンガン含有量を有することが好ましく、これは、マンガン含有量が３重量％≦Ｍｎ≦１２重量％の範囲にあることを意味する。すべての実施形態において、マンガン含有量が３．５重量％≦Ｍｎ≦８．５重量％の範囲にあることが好ましい。
【００３３】
本発明の鋼材の炭素含有量は、一般にかなり低い。また、すべての実施形態において、炭素の含有は任意である。すなわち、本発明の炭素は、Ｃ≦１重量％の範囲にある。特に、炭素含有量が以下のいずれかの範囲にある実施形態がより好ましい。
ａ）  ０．０１重量％≦Ｃ≦０．８重量％、または
ｂ）  ０．０５重量％≦Ｃ≦０．３重量％
【００３４】
本発明の好ましい方法において、第１の熱処理プロセスは、連続鋳造設備（焼なまし設備）で実施される。このプロセスは、連続焼なましとしても知られている。あるいは、他の可能性として、鋼中間材への非連続熱処理（フード型焼なまし）が挙げられる。
【００３５】
熱延鋼板への熱処理の場合、本発明の第１の熱処理は、熱間圧延中に実施される特別な温度制御によって実施することもできる。この特別な温度制御によって、熱間圧延中の熱延鋼板の圧延終了温度が、限界臨界温度ＴＫＧを上回る範囲にあることを保証することができる。
【００３６】
本発明の好ましい方法において、第２の熱処理プロセスは、非連続運転設備で実施され、鋼中間材は、該設備において焼なましプロセス中に保護ガス雰囲気に曝される。このプロセスは、フード型焼なまし設備で実施されることが好ましい。しかしながら、すべての実施形態において、第２の熱処理プロセスを連続鋳造設備（焼なまし設備）または溶融亜鉛メッキ設備で実施することもできる。
【００３７】
すべての実施形態における鋼中間材を、主に鋼中間材の表面を調整する役割を担うスキンパス圧延プロセスに任意に供してもよい。本発明の鋼中間材が有するリューダースひずみは低いため、強力なスキンパス圧延は不要である。
【００３８】
したがって、本発明によれば、スキンパス圧延の頻度を減少または完全になくすことができる。
【００３９】
本発明の利点は、３％未満、好ましくは１％未満のリューダースひずみを有する鋼中間材を作製できることである。
【００４０】
本発明のさらなる利点は、４９０ＭＰａを上回る引張強度（最小強度ともいう）Ｒｍを有する鋼中間材を作製できることである。
【００４１】
本発明のさらなる利点は、減少したリューダースひずみによって得られた（最小）全伸び（Ａ８０）が１０％を上回る鋼中間材を作製できることである。
【００４２】
本発明のさらなる利点は、鋼中間材が、減少したリューダースひずみによって得られる、より有用な技術的伸びを有することである。
【００４３】
本発明は、例えば、冷間圧延鋼板（例えばコイル）の形状を有する冷間圧延鋼材を提供するために用いることができる。また、本発明は、例えば、薄板や線材および線製品を作製するために用いることもできる。
【００４４】
また、本発明は、熱間圧延鋼材を提供するために用いることもできる。
【００４５】
本発明のさらなる有利な実施形態は、添付の従属請求項の主題を構成する。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
以下、本発明の実施形態を、図面を参照しながらより詳細に説明する。
【図１】自動車産業で用いられる様々な鋼について、引張強度Ｒｍ（ＭＰａ）に対する（最小）全伸びＡ８０（％）をプロットした非常に概略的な図である。
【図２】顕著な降伏点強度（リューダースひずみＡＬ）を有する鋼材を示す模式的な応力−ひずみ線図である。
【図３】２つの熱処理プロセスを示す概略図である。
【図４】臨界温度ＴＫおよび対応する限界臨界温度ＴＫＧの経過を示す概略図である。
【図５】２つの異なる試料に対応する曲線を示す概略図であり、一方では、第１の焼なまし温度Ｔ１に対するリューダースひずみＡＬ（％）を示し、他方では、第１の焼なまし温度Ｔ１に対する旧オーステナイト結晶粒の平均粒径（ＤＵＡＫ Ｍ）を示す。
【図６】伸びε（％）に対する引張強度σ（ＭＰａ）を示す（図２に類似する）概略図であり、４つの同様の合金を、４つの異なる熱処理プロセスに供した場合を示す。
【発明を実施するための形態】
【００４７】
本発明は、特殊な微細構造配置および特性を有することを特徴とする鋼材または鋼中間材に関する。
【００４８】
以下の説明において「鋼中間材」という用語は、最終的に得られた鋼材ではなく、多段階製造プロセスにおける予備的鋼材または中間材に関することを強調するときに用いられる場合がある。通常、溶融物からこのような製造プロセスが開始される。以下に溶融物の合金組成を示すが、これは、製造プロセスの開始点側で合金組成を（例えば、合金元素および任意選択の微細合金元素などの成分を添加することにより）比較的的確に調整することができるからである。鋼中間材の合金組成は、通常、溶融物の合金組成からわずかに異なる。
【００４９】
以下に説明する量または比率は、特に明記されない限り、主に重量パーセント（すなわち重量％）で示す。合金または鋼材の組成に関する説明がある場合、これらの組成は、明示的に列挙された材料または物質の他に、母材としての鉄（Ｆｅ）と、溶融浴内で必ず発生し且つ結果として得られた鋼中間材にも現れるいわゆる不可避的不純物とを含む。重量％で示すすべての記述を加算すると常に合計１００重量％となり、容量％で示すすべての記述を加算すると常に合計１００容量％となる。
【００５０】
合金元素の特別な組合せに加えて、特別に最適化された熱処理プロセスが用いられる。以下でより詳細に説明する図３は、これに対応する。
【００５１】
鋼中間材の熱処理方法は、第１の熱処理プロセスＳ．１と、それに続く第２の熱処理プロセスＳ．２とを含む。図３の隣り合う２つの温度−時間線図は、これらの熱処理プロセスＳ．１およびＳ．２を示す。
【００５２】
第１の熱処理プロセスＳ．１は、鋼中間材を、第１の保持期間Δ１（この段階を保持Ｈ１ともいう）中に第１の焼なまし温度Ｔ１に供する高温プロセスである。この焼なまし温度Ｔ１は、保持Ｈ１中の限界臨界温度ＴＫＧを上回る。
【００５３】
この限界臨界温度ＴＫＧの経過は、多数の試験によって決定されるように、（特に）マンガン鋼中間材の合金中のマンガンＭｎの含有量に依存する。図４には、臨界温度ＴＫ（直線７）および対応する限界臨界温度ＴＫＧ（直線８）の経過が示されている。
【００５４】
横軸には、マンガン範囲ＭｎＢ（重量％）がプロットされている。上述したように、本発明は、３重量％≦Ｍｎ≦１２重量％のマンガン範囲ＭｎＢにおいて、特に優れた結果を示す。図４において、このマンガン範囲ＭｎＢを、Ｍｎ＝３重量％およびＭｎ＝１２重量％の位置にある２本の垂直境界線の間に示す。
【００５５】
図４において、４つの試料の計測結果を小さな円で例示的に示す。これら４つの例示的試料および本発明の他の試料に関する詳細を、表１および表２に示す。
【００５６】
【表１】
2019516857.tif 000003
【表２】
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【００５７】
表１にタイプ毎の合金組成を示すが、ここでは、必須である合金成分のみを説明する。タイプ毎に、複数の実施形態を用いて試験を行った。対応する試料には、表２の左の列に示す１〜２６の番号を付与した。
【００５８】
図４において、タイプ４，１８、タイプ１，１、タイプ３，１４およびタイプ７，２４の４つの試料を上述した円で示す（例えば、タイプ４，１８という記載は、タイプ４，試料１８の合金組成を示す）。
【００５９】
図４に示す円または計測結果を直線で補間すると、図４に示す一定に下降する直線７が得られる。この直線７は、温度（℃）をＴＫとすると、次式（１）によって定義することができる。
【００６０】
ＴＫ＝（８６６−ＳＫ＊マンガン含有量）    （１）
【００６１】
絶対値８６６（℃）は垂直軸との交点を定義し、値ＳＫは勾配を定義する。そのため、ＳＫを勾配値ともいう。
【００６２】
これらの試験の結果、すべての実施形態において、勾配値ＳＫが７．８３±１０％であること好ましいことが分かった。
【００６３】
また、本発明による合金組成の臨界温度ＴＫが、常に下限臨界温度ＴＫＧを上回ることも分かった。図４において、下限臨界温度ＴＫＧを直線８で示す。
【００６４】
この直線８は、温度（℃）をＴＫＧとすると、次式（２）によって定義することができる。
【００６５】
ＴＫＧ＝（８５６−ＳＫ＊マンガン含有量）    （２）
【００６６】
直線８は、直線７に対して平行である。
【００６７】
次の条件であることが仮定することができる。すなわち、上に定義したマンガン鋼中間材の鋼合金の場合、３％未満のリューダースひずみＡＬを有するマンガン鋼中間材を得るために、第１の焼なまし温度Ｔ１は常に下限臨界温度ＴＫＧを上回る必要がある。
【００６８】
第２の熱処理プロセスＳ．２もまた、リューダースひずみに影響を及ぼすことが分かった。構造中のオーステナイト結晶粒の粒径を維持するためには、第２の焼なまし温度Ｔ２は、いずれの場合も第１の焼なまし温度Ｔ１を下回る必要がある。第１の焼なまし温度Ｔ１は常に下限臨界温度ＴＫＧを上回るため、第２の焼なまし温度Ｔ２は下限臨界温度ＴＫＧを下回ることが好ましいといえる。
【００６９】
図３に概略的に示す例から、第１の焼なまし温度Ｔ１が限界温度ＴＫＧを上回り、第２の焼なまし温度Ｔ２がＡ１〜Ａ３の範囲にあることが分かる。この場合、第２の熱処理Ｓ．２を二相域焼鈍ともいう。
【００７０】
すべての実施形態において、第１の保持期間Δ１は、少なくとも１０秒であることがこのましく、１０秒〜６０００分の範囲にあることがより好ましい。
【００７１】
すべての実施形態において、第２の保持期間Δ２は、少なくとも１０秒である。図３は、２つの保持期間Δ１およびΔ２を例示的に示す。第１の熱処理プロセスＳ．１と第２の熱処理プロセスＳ．２との間隔は、適宜選択することができる。典型的には、第２の熱処理プロセスＳ．２は、第１の熱処理プロセスＳ．１の直後に実施される。
【００７２】
好ましい実施形態は、鋼中間材の加熱Ｅ１、第１の焼なまし温度Ｔ１での保持Ｈ１および鋼中間材の冷却Ａｂ１を含む第１の熱処理プロセスＳ．１が、７０００分未満のものである。
【００７３】
また、好ましい実施形態は、鋼中間材の加熱Ｅ２、第２の焼なまし温度Ｔ２での保持Ｈ２および鋼中間材の冷却Ａｂ２を含む第２の熱処理プロセスＳ．２が、６０００分未満、好ましくは５０００分未満のものである。
【００７４】
さらに、リューダースひずみＡＬの大幅な減少は、第１の熱処理プロセスＳ．１および／または第２の熱処理プロセスＳ．２が連続鋳造設備（例えば、連続運転設備）あるいは非連続運転設備（例えば、フード型焼なまし装置）で実施されることと無関係であることが分かる。
【００７５】
本発明は、冷延鋼板中間材および熱延鋼板中間材の両方に適用することができる。いずれの場合も、リューダースひずみＡＬが大幅に減少されたことが分かる。
【００７６】
第１の焼なまし温度Ｔ１を、限界臨界温度ＴＫＧを上回る値まで増加させ、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径を増加させることによって、リューダースひずみＡＬは大幅に減少する。
【００７７】
図５は、以下に示すタイプ１およびタイプ２の２つの試料（表１も参照）において、焼なまし温度Ｔ１の増加に対するリューダースひずみＡＬの減少率（％）および旧オーステナイト結晶粒の平均粒径（ＤＵＡＫ Ｍ）（μｍ）の依存性を示す。
【００７８】
微細化されていないタイプ１の合金試料の化学組成は、
Ｍｎ＝５．０８重量％、および
Ｃ＝０．０９６重量％
を含有し、残部は鉄Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００７９】
微細化されたタイプ２の合金試料の化学組成は、
Ｍｎ＝５．１３重量％、
Ｃ＝０．０９７重量％、および
Ｎｂ＝０．９０重量％
を含有し、残部は鉄Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００８０】
図５に示すように、試験が行われたタイプ１の合金組成（曲線９）において、３％未満のリューダースひずみを得ることが望ましい場合、限界臨界温度ＴＫＧは８２０℃以下である。曲線１０は、温度Ｔ１に対する旧オーステナイト結晶粒の平均粒径ＤＵＡＫ Ｍ １に対応する経過を示す。タイプ１の試料では、３μｍより大きい粒径を得ることができる。
【００８１】
図５に示すように、試験が行われたタイプ２の合金組成（曲線１１）において、３％未満のリューダースひずみを得ることが望ましい場合、限界臨界温度ＴＫＧ２は９７０℃以下である。曲線１２は、温度Ｔ１に対する旧オーステナイト結晶粒の平均粒径（ＤＵＡＫ Ｍ）に対応する曲線を示す。タイプ２の試料では、８μｍより大きい粒径を得ることができる。微細合金要素であるニオブ（Ｎｂ）の影響によって、ＴＫＧ２は、３％未満のＡＬに対して、（ＴＫＧ１と比較して）より高い臨界温度に変化する。
【００８２】
図５に示す曲線１０および１２は、温度Ｔ１の上昇に伴って旧オーステナイト結晶粒の粒径が増大することを示す。
【００８３】
上記式（２）に基づいて、タイプ１の合金組成における下限温度ＴＫＧ１を、以下の式によって定義することができる。
【００８４】
ＴＫＧ１＝（８５６−７．８３＊５）＝８１７℃以下    （２．１）
【００８５】
図５において、対応する下限温度ＴＫＧ１を垂直方向の破線で示す。これにより、タイプ１の合金組成が、焼なまし温度Ｔ１＞ＴＫＧ１より、３μｍより大きい平均粒径を有することが分かる。図４において、下限温度ＴＫＧ１を小さな黒三角で示す。
【００８６】
上記式（２）に基づいて、タイプ２の合金組成における下限臨界温度ＴＫＧ２を、以下の式によって定義することができる。
【００８７】
ＴＫＧ２＝（８５６−７．８３＊５）＝８１７℃以下＝ＴＫＧ１    （２．２）
【００８８】
Ｎｂを含有する合金組成において、微細合金は、限界臨界温度ＴＫＧの増加をもたらす。図５に示すように、タイプ２の試料を用いると、限界臨界温度ＴＫＧ２はタイプ１の合金組成の試料の場合より約１５０℃高くなる。図５では、対応する有効な下限臨界温度Ｔ＊ＫＧ２を垂直方向の破線で示す。タイプ２の合金組成の場合、焼なまし温度はＴ１＞Ｔ＊ＫＧ２＝ＴＫＧ２＋１５０℃を満たす。この場合、得られた旧オーステナイト結晶粒の平均粒径は、８μｍ以上である。
【００８９】
図６は、伸びε（％）に対する引張強度σ（ＭＰａ）を示す概略図である。図６は、図２に対する比較例であり、図６はその一部のみを示す。
【００９０】
具体的には、４つの同様の試料（表１に示すタイプ３の合金）を比較した。タイプ３の合金も、本発明の要件を満たす。４つの試料を、第１の熱処理プロセスＳ．１およびそれに続く第２の熱処理プロセスＳ．２にそれぞれ供した。これらの試験のパラメータは、第１の熱処理プロセスＳ．１において第１の焼なまし温度Ｔ１を以下（表３の２列目参照）のように変化させたことを除いて、同じである。
【００９１】
【表３】
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【００９２】
これらの試験において、タイプ３の合金の主要組成は、
Ｍｎ＝６．３８重量％、および
Ｃ＝０．１重量％
を含有し、残部は鉄Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００９３】
図６に示す実曲線１３．１（表２に示すタイプ３，１４）は、顕著な降伏点強度を明らかに示し、リューダースひずみＡＬは２．６％以下である。ここで、温度Ｔ１は８１０℃であり、これは、勾配値ＳＫ＝７．８３を有するタイプ３の合金において、下限臨界温度ＴＫＧをわずかに上回る。
【００９４】
曲線１３．２は、タイプ３の別の例示的な試料（表２に示すタイプ３，１５）を示し、これによると、降伏点強度はまだわずかに顕著である。
【００９５】
別の同様の試料（図６に示す一点斜曲線１３．３参照）は、より高い温度Ｔ１＝９００℃（すなわち、Ｔ１＞ＴＫＧ）で熱処理されたが、顕著な降伏点強度はみられなかった。これは、表２に示すタイプ３，１６に関する。
【００９６】
曲線１３．４は、さらに別のタイプ３の試料を示し、この場合も、顕著な降伏点強度はみられなかった。これは、表２に示すタイプ３，１７に関する。
【００９７】
図１に示す本発明のマンガン鋼中間材を適用する場合、対応する（例えば、タイプ１、タイプ２およびタイプ３の合金組成の）計測値は、約７００ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲にあり、全伸びＡ８０は、約２０％〜４０％の範囲にある。
【符号の説明】
【００９８】
１：ＴＲＩＰ鋼、２：ＱＰ鋼およびＴＢＦ鋼、３：中マンガン鋼、４：引張曲線、５：中間最大値、６：水平線、７：直線、８：直線、９：曲線、１０：曲線、１１：曲線、１２：曲線、１３．１，１３．２，１３．３，１３．４：曲線
Ａ１：オーステナイト化開始温度、Ａ３：完全オーステナイト化開始温度、Ａ８０：全伸び、ＡＬ：リューダースひずみ、Ａｂ１：第１の冷却、Ａｂ２：第２の冷却、ＤＵＡＫ Ｍ：旧オーステナイト結晶粒の平均粒径境界、Δ１：第１の保持期間、Δ２：第２の保持期間、Ｅ１：第１の加熱、Ｅ２：第２の加熱、ε：伸び、Ｈ１：第１の保持、Ｈ２：第２の保持、ＭｎＢ：マンガン範囲、ＲＡ：残留オーステナイト量、ＲｅＨ：上降伏点強度、ＲｅＬ：下降伏点強度、Ｒｍ：引張強度、Ｒｐ０．２：０．２％の降伏点強度、Ｓ．１：第１の熱処理プロセス、Ｓ．２：第２の熱処理プロセス、σ：引張強度、ＳＫ：勾配値、Ｔ１：第１の焼なまし温度、Ｔ２：第２の焼なまし温度、ＴＫＧ：限界臨界温度、ＴＫＧ１：限界臨界温度、ＴＫＧ２：限界臨界温度、Ｔ＊ＫＧ２：有効な限界臨界温度
【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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【国際調査報告】
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