(57)【要約】  本発明は、ＴＷＩＰ特性をもつ冷間成形、高強度の鋼のストリップ又はシートの製造方法であって、中断なしに実施される連続操業工程において、下記の組成（質量％）：炭素:  ０．００３〜１．５０％、マンガン:  １８．００〜３０．００％、ニッケル:  １０．００％以下、ケイ素:   ８．００％以下、アルミニウム:  １０．００％以下、クロム:  １０．００％以下、窒素:  ０．６０％以下、銅:  ３．００％以下、リン:  ０．４０％以下、硫黄:  ０．１５％以下、セレン、テルル、バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属、モリブデン、タングステン、コバルト、カルシウム及びマグネシウムの群から選択される１又はそれ以上の成分（但し、セレン、テルルの合計含有量は、０．２５％以下、バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属の合計含有量は、４．００％以下、モリブデン、タングステン、コバルトの合計含有量は、１．５０％以下そして、カルシウム、マグネシウムの合計含有量は、０．５０％以下であるものとする）、残部としての鉄及び溶解条件の不純物（合計含有量が０．３０％以下のスズ、アンチモン、ジルコニウム、タンタル及びヒ素の含有量は前記不純物中に含まれるものとする）の溶融材料をコンベヤーに付与し、そして前記溶融材料がプレストリップへ凝固されるまでコンベヤー上で冷却し、前記プレストリップを前記コンベヤーベルトから取り除き、前記取り除いたプレストリップを、必要に応じて、熱処理にさらし、前記プレストリップを少なくとも７００℃の熱間圧延温度で熱間圧延して、完全に再結晶された構造をもつホットストリップとし、そして、前記ホットストリップを７５０℃までの巻取温度で巻き取る、前記方法に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＴＷＩＰ特性をもつ冷間成形、高強度の鋼のストリップ又はシートの製造方法であって、中断なしに実施される連続操業工程において、下記の組成（質量％）：
炭素:  ０．００３〜１．５０％、
マンガン:  １８．００〜３０．００％、
ニッケル:  １０．００％以下、
ケイ素:   ８．００％以下、
アルミニウム:  １０．００％以下、
クロム:  １０．００％以下、
窒素:  ０．６０％以下、
銅:  ３．００％以下、
リン:  ０．４０％以下、
硫黄:  ０．１５％以下、
セレン、テルル、バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属、モリブデン、タングステン、コバルト、カルシウム及びマグネシウムの群から選択される１又はそれ以上の成分（但し、セレン、テルルの合計含有量は、０．２５％以下、
バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属の合計含有量は、４．００％以下、
モリブデン、タングステン、コバルトの合計含有量は、１．５０％以下そして、
カルシウム、マグネシウムの合計含有量は、０．５０％以下であるものとする）、
残部としての鉄及び溶解条件の不純物（合計含有量が０．３０％以下のスズ、アンチモン、ジルコニウム、タンタル及びヒ素の含有量は前記不純物中に含まれるものとする）
の溶融材料をコンベヤーに付与し、そして前記溶融材料がプレストリップへ凝固されるまでコンベヤー上で冷却し、
前記プレストリップを前記コンベヤーベルトから取り除き、
前記取り除いたプレストリップを、必要に応じて、熱処理にさらし、
前記プレストリップを少なくとも７００℃の熱間圧延温度で熱間圧延して、完全に再結晶された構造をもつホットストリップとし、そして、
前記ホットストリップを７５０℃までの巻取温度で巻き取る、前記方法。
【請求項２】
前記溶融材料の前記炭素含有量が、０．２〜０．８質量％であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記溶融材料の前記マンガン含有量が、少なくとも２０質量％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記溶融材料の前記セレン及びテルルの合計含有量が、少なくとも０．０１質量％であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
前記溶融材料の前記バナジウム、チタン、ニオブ及び希土類金属の合計含有量が、少なくとも０．０１質量％であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
前記溶融材料の前記ホウ素含有量が、少なくとも０．００１質量％であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項７】
前記モリブデン、タングステン及びコバルトの合計含有量が、少なくとも０．０１質量％であることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
前記カルシウム及びマグネシウムの合計含有量が、少なくとも０．００１質量％であることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記プレストリップを、必要に応じて実施される前記熱処理間に冷却することを特徴とする、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
前記プレストリップを、必要に応じて実施される前記熱処理間に熱間圧延開始温度へ加熱することを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
得られたホットストリップの厚さが、３ｍｍ以下、特には、２ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
前記巻取温度が、少なくとも４５０℃であることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
前記ホットストリップを、巻取後に冷間圧延することを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
得られた前記コールドストリップの厚さが、０．８ｍｍ以下、特には０．６ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記コールドストリップを、６００℃〜１１００℃のアニーリング温度で、アニーリングにさらすことを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の方法。
【請求項１６】
コンポーネントの製造方法であって、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の方法を使用することによってホットストリップ又はコールドストリップを生産し、プレプロダクトを前記得られたホットストリップ又はコールドストリップから生産し、そして、前記プレプロダクトをその後、最終的にコンポーネントに冷間成形する、前記方法。
【請求項１７】
前記ブランクの前記冷間成形を、フロー・ターニングによって実施することを特徴とする、請求項１６に記載の方法。
【請求項１８】
脆性／延性遷移温度Ｔｕｅが−４０℃以下である、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の方法によって生産される、ＴＷＩＰ特性をもつ鋼ストリップ又はシート。
【請求項１９】
鋼ストリップ又はシートの平均ｒ値ｒｍが１．０±０．１５であり、そしてΔｒ値が−０．２０〜＋０．２０であることを特徴とする、請求項１８に記載の前記鋼ストリップ又はシート。
【発明の詳細な説明】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ軽量の構造用鋼からＴＷＩＰ特性を含む高強度、冷間成形性の鋼ストリップ又はシートを製造する方法、ＴＷＩＰ特性を含む高強度の鋼ストリップ又はシート及びコンポーネントを製造する方法に関する。
【０００２】
いわゆる「ハッドフィ−ルド鋼」(鉄は別として、主な合金元素として、マンガン１１〜１４質量％及び炭素１．１〜１．４質量％を含む)は、既に長い間公知である。前記の高マンガン含有量の鋼は、繰返し衝撃又は摩擦の効果による非常に高い引張強さ及び加工硬化性により特徴付けられている。
【０００３】
さらに、いっそう高いマンガン含有量をもつオーステナイト鋼が公知であり、これは、いわゆる「ＴＷＩＰ」特性（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：双晶誘導塑性）を有する。軽量及び優れた強度の両方に関係している前記鋼は、機械荷重の過程において起こる前記構造の粒の双晶形成の結果として機械的に荷重させられる際に、高い延性を有する。前記双晶形成は、前記鋼の変形を直接的に促進する。前記双晶もまたそれらの一因である。なぜならば、機械的荷重の場合には前記鋼の流れ応力を増加するために、双晶が転移移動を制限するためである。ＴＷＩＰ鋼の延性は、前記双晶形成を一般に伴うマルテンサイトγ／α変態によって、付加的に補助される可能性がある。
【０００４】
前記タイプのＦｅ−Ｃ−Ｍｎ合金から鋼ストリップを製造する方法は、ＥＰ１０６７２０３Ｂ１により公知である。この公知方法においては、
炭素  ０．００１〜１．６質量％、
マンガン  ６〜３０質量％、
ニッケル  １０質量％以下、
（マンガン及びニッケルの合計含有量は１６質量％〜３０質量％である）
ケイ素  ２．５質量％以下
アルミニウム  ６質量％以下
クロム  １０質量％以下
そして、リン、スズ、アンチモン及びヒ素
（但し、これらの元素の合計含有量は、最大０．２質量％である）
硫黄、セレン及びテルル
（但し、これらの元素の合計含有量は、最大０．５質量％である）
バナジウム、チタン、ニオブ、ジルコニウム及び希土類金属
（但し、これらの元素の合計含有量は、最大３質量％である）
モリブデン及びタングステン
（但し、これらの元素の合計含有量は、最大０．５質量％に限定されている）
残部としての鉄及び溶解条件での不可避不純物
を含む溶融材料が、従来のツインロールストリップ鋳造機において、厚さ１．５ｍｍ〜１０ｍｍの薄いストリップへ鋳造される。前記方法において得られた前記薄いストリップは、続いて直接的に、又は可能であれば中間熱間圧延及びその後の巻取の後に、１又はそれ以上の段階において１０％〜９０％に厚さを減少するコールドストリップに冷間圧延し、そしてその後再結晶アニーリングにさらされる。
【０００５】
技術的専門用語において「ダブルローラー」又は「ツインローラー」とも呼ばれるツインロール鋳造機の使用は別として、キャストストリップを、いわゆる「ダイレクトストリップキャスティング」処理によっても製造することができる。前記方法については、略称形である「ＤＳＣプロセス」が一般に使用されている。前記方法によって、鋳造される前記溶融材料は、鋳物用とりべから小分け容器へ注がれる。それによって、前記溶融材料は、連続回転コンベヤーベルトに付与される。前記コンベヤーベルトの領域内で、前記溶融材料は集中的に冷却され、その結果として前記コンベヤーベルト端に達すると硬化プレストリップに凝固される。その後、冷却段階直後に中断の無い同様の熱間圧延が行われる前に、前記プレストリップは第２冷却段階を一般に通過する。熱間圧延は、１又はそれ以上のロールスタンドにおいて行うことができる。熱間圧延後、最終ホットストリップをコイルに巻き付ける前に、さらに制御された冷却を行う。
【０００６】
前記ＤＳＣプロセスを使用して、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｓｉ合金から鋼ストリップを製造する可能性は、論文“ＤＥＦＯＲＭＡＴＩＯＮ  ＡＮＤ  ＭＥＣＨＡＮＩＣＡＬ  ＰＲＯＰＥＲＴＩＥＳ  ＯＦ  ＨＩＧＨ  ＭＡＮＧＡＮＥＳＥ  ＴＲＩＰ  ＡＬＬＯＹＳ”（レナタ  ビスコロバら，Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ａｔ  ＩＤＤＲＧ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｄｅｅｐ  Ｄｒａｗｉｎｇ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｇｒｏｕｐ  ２００４  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ，２４−２６  Ｍａｙ  ２００４，Ｓｉｎｄｅｌｆｉｎｇｅｎ，  Ｖｅｒｌａｇ  Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎ  ＧｍｂＨ発行，２００４，ＩＳＢＮ３−５１４  ００７０８−Ｘ，２６１−２６９頁）に記載されている。前記ＤＳＣプロセスを使用するＴＷＩＰ鋼を製造する可能性への一般的な言及は別として、前記方法でのＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造の具体例としての前記刊行物において、ＴＲＩＰ特性を有する鋼がある。前記ＴＲＩＰ特性を有する鋼は、鉄及び溶解条件不純物は別として、マンガン１６．２％、アルミニウム２．３６％、ケイ素２．４７％、炭素０．０８４％、硫黄０．００７％及び窒素０．００９３％（質量％で表示）を含む。
【０００７】
前記組成に依存して、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘導塑性）鋼は、従来の二相鋼に匹敵するある程度の伸びをもつ特に高い高強度を有しているか、又は従来の二相鋼に匹敵する強さをもつ高い伸び可能性を特にもっている。対照的に、ＴＷＩＰ鋼は、前記コンポーネントの造形間及び急な機械的応力の場合において、最適な変態挙動をもつ均合のとれた複合性質をもっている。
【０００８】
しかし、前記タイプの軽量の構造用鋼から生産される公知の金属シートのすべての改良型は、それらは高強度を有しているが、特定の特性の不利な点をもっている。従って、例えば、広範囲の脆性−延性遷移温度、温度に対する性質の大きな依存、又はより異方性変形挙動が起こる。
【０００９】
加えて、高いマンガン含有量をもつ鋼は、固有の高強度のために、熱間及び冷間圧延においてのみ困難性がある。ここで議論されている前記高強度のＴＷＩＰ鋼の場合においては、これは特に重要な意味を示している。従って、前記鋼をもつ、不安定な性質又は裂け目は、前記ストリップの末端において頻繁に現れる。実際、前記鋼からストリップ又はシートの大規模な製造及び処理を困難にさせる。また、最大硬化によって、１８質量％及びそれより多いＭｎ含有量をもつ鋼は熱間圧延前の鋳造条件においてでさえも高強度を有しており、製造プラントにおいて大資本の投資が、前記鋼から薄いホットストリップを製造するために必要である。その後、ホットストリップから薄い厚さのコールドストリップを適切な費用で製造することができる。しかし、自動車本体の組立の分野において特に、事故の場面において、高強度及び良好な変態をもつ軽量そして効果特性をもっている薄い冷間金属シートの要求が増加している。
【００１０】
本発明の目的は、前記従来技術をもとに、高いマンガン含有量のＴＷＩＰ特性を有している鋼ストリップ及びシートの生産方法を作り出すことにあり、前記方法は、最適な複合性質及び同等の最適な利用価値をもつ製品を、削減された費用で利用することができる。さらに、前記タイプの鋼から高強度のコンポーネントを製造する方法が示された。最後に、特に良好な変態挙動を有する、鋼ストリップ又はシートもまた創造された。
【００１１】
ＴＷＩＰ特性をもつ冷間成形、高強度鋼のストリップ又はシートの製造方法に関して、本目的は下記の連続操業工程を本発明に従って中断なしに実施されることにより成し遂げられた：
下記の組成（質量％）：
炭素:０．００３〜１．５０％、
マンガン:１８．００〜３０．００％、
ニッケル:１０．００％以下、
ケイ素:８．００％以下、
アルミニウム:１０．００％以下、
クロム:１０．００％以下、
窒素:０．６０％以下、
銅:３．００％以下、
リン:０．４０％以下、
硫黄:０．１５％以下、
セレン、テルル、バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属、モリブデン、タングステン、コバルト、カルシウム及びマグネシウムの群から選択される１又はそれ以上の成分（但し、セレン、テルルの合計含有量は、０．２５％以下、
バナジウム、チタン、ニオブ、ホウ素、希土類金属の合計含有量は、４．００％以下、
モリブデン、タングステン、コバルトの合計含有量は、１．５０％以下そして、
カルシウム、マグネシウムの合計含有量は、０．５０％以下であるものとする）、
残部としての鉄及び溶解条件の不純物（合計含有量が０．３０％以下のスズ、アンチモン、ジルコニウム、タンタル及びヒ素の含有量は前記不純物中に含まれるものとする）
の溶融材料をコンベヤーベルトに付与し、そして前記溶融材料がプレストリップへ凝固されるまでコンベヤー上で冷却し、
前記プレストリップを前記コンベヤーベルトから取り除き、
前記取り除いたプレストリップを、必要に応じて、熱処理にさらし、
前記プレストリップを少なくとも７００℃の熱間圧延最終温度で熱間圧延して、完全に再結晶された構造をもつホットストリップとし、そして、
前記ホットストリップを７５０℃までの巻取温度で巻き取る、前記方法。
【００１２】
高強度コンポーネントを製造方法に関して、本発明の方法を使用することにより、ホットストリップ又はコールドストリップを製造し、その後、可能であればホットストリップ又はコールドストリップからプレプロダクトを製造し、プレプロダクトを、その後最終的にコンポーネントへ冷間成形することで、本発明は前記目的を達成する。
【００１３】
鋼ストリップ又はシートを製造する特殊方法の結果、本発明による方法を用いて製造された鋼ストリップ又はシートは、０℃よりずっと低い温度に下がる特異な最適な複合性質を含む。従って、本発明により生産される鋼ストリップ又はシートは、その脆性／延性遷移温度Ｔｕｅが４０℃より低いことを特徴としている。関係する遷移温度は、カップテスト又はノッチ付試験片の衝撃試験により一般に決定される。
【００１４】
従って、本発明の鋼ストリップ又はシートを使用する際、例えば自動車ボディパネル又は同等のアプリケーションを生産する際に、前記鋼ストリップ又はシートの優れた変形容量は、前記アプリケーションを一般に使用する前温度範囲にわたって一定であることを確実にすることができる。
【００１５】
本発明の方法により同時に熱間圧延最終温度及び巻取温度を調節する場合には、１８質量％及びそれより多いマンガン含有量をもつ鋼を特に有利な方法において現在公知のＤＳＣプロセスを使用することにより処理することができることの実現性に本発明は基づいている。熱間圧延温度は少なくとも７００℃、典型的には少なくとも８５０℃である事実によって、完全な再結晶されているホットストリップが熱間圧延後に得られ、前記ホットストリップはその後の冷間成形に非常に適している。最大７５０℃、典型的には最大５５０℃の巻取温度も選択され、その結果最終ホットストリップの結晶粒界酸化を可能な限り回避するので、巻き取り後に得られるホットストリップ上においては表面欠陥は最小限度にとどまる。従って、本発明により生産されるホットストリップ又はそれらから作られるコールドストリップを、耐食等を改善するために、特に、十分に金属コーティングで保護することができる。
【００１６】
本発明の方法の特に有利な点は、本発明により使用される生産プロセスの熱相間において、前記ストリップが垂直方向から水平方向へ転換する必要がないことである。その代わりとして、コンベヤーベルト上の凝固間及びその後の熱間圧延間の両方において、本発明による溶融材料からプレストリップ鋳造、並びに可能であれば熱間圧延前の熱処理は、ストリップの任意の臨界混合は生産プロセスの熱相において回避することができるという結果を伴って垂直の方向で単独で実行している。これは、前記材料のいまだに低い変態容量のために起こる問題を生じずに、特に耐熱鋼材料から鋼ストリップを生産することを可能にする。従って、公知のストリップ鋳造機を用いての鋳造ストリップと比較して、鋳造運転を停止しなければならない危険性、例えば、不十分な延性鋳造ストリップのみの破壊は、本発明によるＤＳＣプロセスを使用する際に存在しない。
【００１７】
本発明の方法の更なる利点は、従来のストリップ鋳造を用いて達成されるよりもずっと大きい厚さの鋳造物とすることができることにある。従って、典型的には１０ｍｍよりも大きく、特には１２ｍｍよりも大きい厚さのプレストリップを、本発明の方法では困難性なしに生産することができる。例えば、厚さ１５ｍｍより大きい又は２０ｍｍよりも大きい種類は、その後、高いひずみ割合を使用する熱間圧延間で、典型的には３ｍｍよりも小さく、特には２ｍｍよりも小さい厚さの薄いホットストリップに形成される。
【００１８】
ツインロール鋳造機を用いる従来の鋳造機と比較して、プレストリップの初期の鋳造構造を可能な限り完全に除去し、そして、特に均一、つまり完全に再結晶化されている構造及びキャビティの最も広範囲の除去の結果、特に良好な延性により特徴付けられるホットストリップ構造を生成することを、熱間圧延間の大きな変形は導く。従って、鋳造プレストリップの熱間成形を本発明の方法を使用することにより好ましく実施し、その結果、好ましくは６０％よりも多く、特には９５％までの高い程度の変形を達成する。本発明の処理された標準の鋼合金は高い耐熱性を有している事実にもかかわらず、前記方法において、例えば、低い費用で自動車ボディ構造への使用に直接的に適しているコールドストリップに冷間圧延することができる厚さ１ｍｍのホットストリップを、大きい厚さのプレストリップから生産することができる
【００１９】
本発明の方法の更なる実質的な利点は、従来法において問題のある合金元素の存在に関連して、処理された溶融材料において本質的に耐性がより高くなるという事実にある。従って、前記溶融材料は、かなりの含有量のリン、硫黄及び銅に加えて、比較的高い含有量のスズ、アンチモン、ジルコニウム、タンタル及びヒ素（合計質量％は０．３０％まで）の形で不純物を有しており、高い成功率で鋳造することができる。このことは、付随する元素において、よりの高い含有量の耐性化を可能にし、これには、相当するように合金化され、結果として劣悪化した鋼ストリップが製造される可能性をともなわない。
【００２０】
従って、本発明は、電気アーク炉ルートを使用し、より安い粗悪なくず鉄を利用する溶融材料の経済的な生産を可能にする。従って、高いＣＯ２放出を招く溶鉱炉の使用から遠ざけることを可能にする。
【００２１】
本発明に通じて可能性のある、高い許容範囲に変動することのできる組成の溶融材料の処理は、相当する不純物をもつ最適でない合金材料を使用する可能性を示し、そして、従って、さらに合金材料コストを付加的に削減する。高炉コークス高いコストを避けることができる。
【００２２】
前記タイプの鋼を本発明により処理する際に、セグリゲーションプロファイル、つまり従来の垂直連続鋳造法の問題が、実質的に減少する。また、従来の連続鋳造で発生する不規則な鋳造構造は、本発明による方法を使用することにより均質化される。
【００２３】
相当する合金を従来の連続鋳造による処理の場合よりも、最終鋼ストリップ又はシートの強度又は延性は、本発明の製造方法でより高くなる。
【００２４】
最後に、本発明の方法を生産ラインに使用することができ、従来の連続鋳造プラントよりも実質的により低い費用投資を必要とする。従って、資本支出は、従来の連続鋳造の幅広いホットストリッププラントよりも低くなる。また、本発明の方法は、幅を、コイルごとのコイルを調整することにより可能とする。本発明において操業する生産ラインにより達成される生産は、従来の連続鋳造プラントと同等である。本発明により処理された合金の炭素含有量は、０．００３質量％〜１．６質量％とすることができる。好ましくは、前記炭素含有量は、０．２質量％〜０．８質量％の範囲である。前記炭素含有量が少なくとも０．２質量％であるならば、溶融材料中の炭素減少の危険性は最小限に抑えられる。有利な機械的特性を達成することに関して、０．８質量％よりも多い炭素含有量は、他の合金元素の含有量を最適化することをより困難にさせる。
【００２５】
０．２〜０．８％の好ましく選択された炭素含有量は、本発明の鋼シート及びストリップの生産性向上の可能性を確実にする。ストリップ端領域中の引裂強さ及び不安定性を実質的に減少し、特に、炭素含有量の増加とともに、不安定性はなくなる。
【００２６】
加えて、本発明により提案される炭素含有量は、熱間圧延パラメータの広域スペクトルを広くする。従って、高い熱間圧延最終温度及び巻取温度を選択する場合に得られる本発明の鋼の特性値は、低い熱間圧延最終温度及び巻取温度で得られるものと本質的に同じであることが発見されている。また、非感受性は、本発明の方法の単純及び確実な実現可能性にとって好都合である。
【００２７】
本発明の処理された合金のマグネシウム含有量は、少なくとも１８質量％であり、特に、少なくとも２０質量％である。本発明の処理されたタイプの前記高いマンガン含有量を有する鋼は、ＴＷＩＰ特性を確実に有している。
【００２８】
前記鋼の場合においてマンガン及びニッケルの合計含有量は３０質量％を超えるべきではないので、前記ニッケル含有量は１０質量％まで制限される。
【００２９】
本発明による処理された溶融材料のシリコン含有量は８質量％までとすることができ、特に軽量の鋼を必要とする場合に前記元素を加える。さらに、ＴＷＩＰ特性を維持するまで相当する減少する炭素及びマンガンを置換するために、より高いケイ素含有量を使用することができる。
【００３０】
同様の目的において、１０質量％までのアルミニウム量は、場合により、本発明の処理された溶融材料に加えることができる。
【００３１】
耐食性を改善するために、クロムを本発明の処理された鋼に加えることができる。前記制限においてほんの小さい特性改善が観察されるので、最大１０質量％までのクロム含有量の制限は、コスト基準に関して好都合である。
【００３２】
驚くべきことに、セレン及びテルルの存在は、前記組成をコンベヤーベルトに付与し、その後コンベヤーベルト上において溶融材料をプレストリップに凝固する際に、ぬれ挙動の結果となることを示している。本発明の有利な実施態様は、溶融材料中のテルル及びセレンの合計含有量が少なくとも０．０１質量％であることを合わせて提案する。
【００３３】
本発明の処理されたタイプの鋼の機械的特性に関して、バナジウム、チタン、ニオブ及び希土類金属のマイクロ合金元素の周知の有利な効果を受けるために、これら金属量を含むことができる。故に、本発明の更なる実施態様に従って、プレストリップへの溶融材料の鋳造が、合計として少なくとも０．０１質量％のバナジウム、チタン、ニオブ及び／又は希土類金属のを含むことを提案する。しかしながら、ホウ素は少なくとも０．００１質量％の量で存在しているので、ホウ素の特性を改善する効果（等方性）はすでに起こっている。
【００３４】
モリブデン、タングステン及びコバルト元素の公知の特性改善効果を受けるために、モリブデン、タングステン及びコバルトの合計含有量を、１．５質量％までとすることができる。また、本発明の処理されたタイプの鋼の場合において、公知の前記元素の効果を利用するならば、合計として０．５質量％のカルシウム及びマグネシウム量を提案することができる。
【００３５】
前記タイプの鋼における窒素の強度向上及び耐食性を利用するために、０．６質量％までの窒素量を加えることができる。
【００３６】
結果として、本発明の方法を使用し、そして本発明の合金概念の可能性を利用する場合には、特に良い冷間成形軽量の構造用鋼ストリップ又はシートが得られ、特に比較的高強度のために、自動車ボディパネルを生産するのに適している。同様に、本発明において生産される鋼シートは、乗り物、特に自動車を生産するため、内部の高圧力又は外部の高圧力の形成されたコンポーネントを生産するため、高強度のエンジン部分、例えばカムシャフト又はピストン棒を生産するため、パルス型ストライキング圧力（ａｕｆｔｒｅｆｆｅｎｄｅ  Ｂｅｌａｓｔｕｎｇｅｎ）、すなわち、衝撃から保護するために設計されたコンポーネント、例えば装甲板及び保護エレメント、人間、特に衝撃から人間を保護することを目的としているコンポーネントを生産するために適している。
【００３７】
純粋なオーステン式組織をもつ本発明の鋼シートもまた、非磁性コンポーネントを生産するために適している。
【００３８】
さらに、本発明において生産される鋼ストリップ又はシートは、特に低い温度でさえ引張強度を維持していることを示している。従って、本発明で生産される鋼ストリップ又はシートの場合での延性特性から脆性特性への遷移は、−４０℃より低い遷移温度で起こる。ゆえに、本発明で生産される鋼生成物は、低温技術において、例えば冷却目的の容器又はパイプを使用するためのコンポーネントを組み立てるために特に適している。
【００３９】
本発明において生産される鋼のストリップ及びシートの等方性変形特性は、特に、著しい。従って、平均ｒ値ｒｍが１．０±０．１５であり、そして前記鋼ストリップ又はシートの△ｒが−０．２０から＋０．２０までである、鋼ストリップ及びシートを本発明を用いて容易く作ることができる。
【００４０】
結晶粒界酸化を回避することは別として、ホットストリップを、本発明において少なくとも７００℃の熱間圧延最終温度で熱間圧延するので、既に述べたように、炭素の好ましい効果を最大限に利用する。従って、前記範囲の熱間圧延されたストリップの場合において、より高い引張強さ及び許容される程度の伸びをもつ降伏点値を炭素はもたらす。伸びの程度が増加するので、熱間圧延最終温度が増加すればするほど、引張強さ及び耐力強度は減少する。従って、本発明で示された限度内で熱間圧延最終温度を変化させる結果として、生産される鋼ストリップの所望の特性に制御された簡単な方法で影響を及ぼすことができる。
【００４１】
コンベヤーベルト上でのプレストリップの凝固及び熱間圧延の間で、可能であれば実施される熱処理は、最適な熱間圧延の結果を達成することに基づくレベルにプレストリップ温度を導くことを意図する。ゆえに、プレストリップを熱間圧延に最適である熱間圧延初期温度にする公知の方法での熱処理は、付加的に制御された冷却を含んでも良い。しかし、プレストリップの構造が前記熱処理により影響されるべきであるか、又は最適な熱間圧延開始温度へのプレストリップの温度上昇が必要であるときはいつでも、プレストリップを加熱する熱処理を実施することが考えられる。
【００４２】
本発明により生産されるホットストリップは、すでに良好な利用性質により特徴付けられている。もし、より薄いシート又はストリップを生産したいのであれば、ホットストリップ巻き取り後、コールドストリップへ冷間圧延することができ、冷間圧延は１０％から９０％、好ましくは３０％から７５％の冷間圧延ひずみ度で有利に実施される。
【００４３】
高いひずみ度を使用する比較的厚いプレストリップから完全に再結晶化される薄いホットストリップ構造を生産する本発明の方法により提供される可能性の理由から、０．８ｍｍ又はより薄い、例えば０．６ｍｍの厚さのコールドストリップを生産するために冷間圧延する場合に、容易となる可能性がある。前記金属シートの厚さは、自動車ボディ構築において特に要求されている。
【００４４】
冷間圧延間にホットストリップに付着するスケールにより表面品質の欠陥をさけるために、ホットストリップを冷間圧延前に洗うことができる。
【００４５】
好ましくは、１つの段階又は複数段階の冷間圧延後に得られるコールドストリップをアニーリングにさらすことができる。アニーリング温度は、６００℃と１１００℃の間である。アニーリングは、６００℃〜７５０℃の温度範囲内又は７００℃〜１１００℃の温度で運転する固定炉で行うことができる。
【００４６】
もし、スケールがアニーリング間に形成されるのであれば、その後最終冷間ストリップの表面品質を改善するために、アニールされたホットストリップを酸洗いにもさらすことは好都合であるかもしれない。もし、最適な表面品質そして寸法精度及び最適な機械的性質を達成するために、コールドストリップが終了していないのであれば、これは特に応用される。
【００４７】
本発明により生産される鋼ストリップ又はシートの第１の有利な使用は、フロー・ターニング・プレス（Ｄｒｕｅｃｋｗａｌｚｅｎ）によって冷間形成されたコンポーネントを生産することである。前記終わりに、ブランクが鋼から作られ、ブランクは、その後フロー・ターニングにより形成される。前記特種な特性プロファイルによって、本発明により生産される鋼ストリップ又はシート又はそれらから作られたシートメタルブランクは前記目的のために特に適している。
【００４８】
本発明により生産されるタイプのより高強度をもつ良好な延性のある鋼を、歯部又は相当する形成されたエレメントを備えるコンポーネントを生産するために使用することができる。前記コンポーネントは、内部又は外部の歯部を備えた典型的な伝送部品である。これらは経済的に生産され、そしてフロー・ターニングによって高い寸法精度をもっている。フロー・ターニングによる伝送部品を生産するための方法はＤＥ１９７２４６６１により公知である。前記公知の方法に従って、ブランクは、少なくとも５００Ｎ／ｍｍ２である、より低い降伏点を有するミクロ合金された高強度の構造用鋼で作られた金属シートから形成される。前記ブランクは、その後フロー・ターニングによりかみ合わせるために冷間成形される。前記歯部を生産する間、金属シートは前記形質変換能の限度にまで成形される。最後に、温度を維持し、そして熱のゆがみをもたらさない間に、歯部を備えた加工製品の表面を実質的に硬化する。
【００４９】
組成に応じて、純粋なオーステナイト、又はマルテンサイトの割合をもつフェライト及びオーステナイトの混合物からなる構造を、本発明により生産される鋼ストリップ又はシートにおいて得ることができる。従って、本発明の鋼を、実質的により良く変態することができる。冷間成形の過程において、それらは、公知のフロー・ターニングによるコンポーネントを生産するために使用された高強度ミクロ合金された鋼又は多相の鋼よりもより強く実質的に凝固する。従って、１４００Ｎ／ｍｍ２〜２２００Ｎ／ｍｍ２の範囲のコンポーネント強度を、冷間成形後、あらゆる状況において得ることができる。従って、生産されるコンポーネントの付加的な硬化を冷間成形後に省略することができる。
【００５０】
従って、本発明により構成及び生産される鋼を使用する際に、熱処理又はフロー・ターニングによるコンポーネントの表面硬化は必要ではない。従来技術の場合において、これらの付加的な処理段階により起こされるゆがみ及びスケール形成の危険性は、本発明の生産では存在しない。特に、運転中の局所的な強い圧力にさらされた歯部のコンポーネント生産において特に顕著である。従って、本発明の鋼は、冷間形成、特にフロー・ターニングによる、軽量の高強度及び寸法精度のコンポーネントの経済的な生産を容易にする。
【００５１】
結果として、本発明の方法は、軽量、高応力の鋼ストリップ及びシートの経済的な生産を容易にし、低い資本投資で、冷間成形による寸法精度コンポーネントの生産を可能にする基礎製品を形成する。
【００５２】
また、本発明の鋼シートの改良型は、乗り物ボディコンポーネント、特に自動車ボディコンポーネントの外部パネル又は乗り物ボディの耐力コンポーネント、乗り物のハンドル、特に自動車、非磁性コンポーネント、低温技術において使用される容器、内部の高圧力又は外部の高圧力形成用コンポーネント、高強力エンジン部分、例えばカムシャフト又はピストン棒を特に生産するために設計されたチューブ、パルス型ストライキング圧力、例えば衝撃から保護するために設計されたコンポーネント、又は保護エレメント、例えば装甲板、又は人間の身体又は動物の体のための甲冑を製造するために特に適している。
【００５３】
同様に、前記目的で必要とされる付加的な熱処理を行わず、最小限の重量及び良好な性能特性により特徴付けられる高い応力のギアコンポーネントを、本発明による鋼シートで製造することができる。
【００５４】
例示の実施態様に基づいて、本発明を以下に詳細を説明する。
【００５５】
表１は、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ及びＶ１の組成を示している。その内鋼Ａ−Ｅは、本発明の方法において処理された鋼であり、鋼Ｖ１を比較のために示す。
【表１】
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【００５６】
鋼をそれぞれの場合において溶解し、そしてＤＳＣプロセスを使用してプレストリップに鋳造する。前記の場合において、溶融材料は、小出し口を用いて、回転式、かなり冷却されたコンベヤーベルト上に注がれ、上部で運転される液体冷却により付加的に集中的に冷却される。コンベヤーベルト上で前記方法においてプレストリップに凝固された溶融材料を、その後コンベヤーベルトから取り除き、そして、直接隣接する段階で二次冷却に再びさらした。
【００５７】
いまだ十分な高い温度を有する二次冷却から出てくる鋼ストリップは、その後、そこで保持されている熱を利用する間に、直接再び厚さ２ｍｍに熱間圧延された。熱間圧延温度は９００℃であった
【００５８】
前記方法で得られたホットストリップは、その後５００℃の巻取温度でコイルに巻き付けられた。
巻取後に冷間圧延が行われ、ホットストリップは約６２．５％のひずみ度で、厚さ０．７５ｍｍのコールドストリップに形成された。
９５０℃の温度で再結晶に運転している間に、コールドストリップは、その後アニールされた。
【００５９】
機械特性：降伏点Ｒｅ、引張強さＲｍ、伸び（Ｄｅｈｎｕｎｇ）Ａ８０、均一な伸び（Ｇｌｅｉｃｈｍａｓｓｄｅｈｎｕｎｇ）Ａｇ、鋼Ａ−Ｅから前記方法で生産されるコールドストリップＫＡ−ＫＥと比較鋼Ｖ１から生産されるストリップＫＶ１のｎ、ｒ及びΔｒ値を表２に示している。
【表２】
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【００６０】
本発明の方法において鋼Ａ−Ｅから生産される鋼ストリップは、高強度及び高破断点伸びを同時にもつ顕著な冷間延性を有する。それぞれの場合において同時に、それらは明白な等方性特性を含む。すなわち、それらは、運転中に高強度にさらされる、冷間形成されたコンポーネントを生産するために特に適している。表２で示されているＫＣの特性プロファイルは、弱いＴＷＩＰ効果を理由として、ＫＶ１の特性プロファイルより悪くなっている。ＫＶ１と比較してＫＣの利点は、高いアルミニウム含有量の結果として、高い密度減少があることである。
【００６１】
一方、ＴＲＩＰ特性を含む比較鋼Ｖ１は、比較的低い特性値Ａ８０及びＡＧと高強度を有し、実質的に悪い変態容量を示している。前記の悪い変態特性は、鋼Ａ−Ｅと比較して、実質的に悪いｒ及びΔｒ値からも明らかである。
【国際調査報告】
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