(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも０．７の降伏比Ｒｅ／Ｒｍを備えた冷間圧延鋼帯の製造方法であって、
冷間圧延平鋼製品が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．０２％未満、Ｐ：０．０３％未満、及びＳ：０．０５％未満を含むとともに、任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂからなる群から選択される一つ又は複数の元素［ただし、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：２％未満、Ｎｂ：０．１％未満、Ｖ：０．１２％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００３％とする。］を含み、残部が、鉄および不可避的製造不純物からなる組成を有する鋼として提供され、
前記提供される冷間圧延平鋼製品は、４．５〜２４時間の焼鈍時間にわたって１５０〜４００°Ｃの焼鈍温度で焼鈍される、追加の熱処理を受けることを特徴とする冷間圧延鋼帯の製造方法。
【請求項２】
前記焼鈍時間が６〜１８時間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】
前記追加の熱処理後に得られる前記冷間圧延平鋼製品は、少なくとも２相を含む組織を有し、該組織は、少なくとも１０体積％の焼戻しマルテンサイト、１０体積％未満のベイナイト、１０体積％未満の残留オーステナイト及び残部としてのフェライトからな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】
前記平鋼製品の組織は少なくとも１０体積％のフェライトを含有することを特徴とする請求項３に記載の方法。
【請求項５】
前記提供される平鋼製品の製造において、以下の加工ステップ：
ａ）請求項１に記載の前記組成を備えた鋼をスラブに鋳造するステップと；
ｂ）前記スラブを１，２００〜１，３００°Ｃの再加熱温度に再加熱するステップと；
ｃ）前記再加熱したスラブを熱間圧延鋼帯に熱間圧延するステップであって、前記熱間圧延完了時の熱間圧延鋼帯の熱間圧延温度は８００〜９７０°Ｃであるステップと；
ｄ）前記熱間圧延鋼帯を４５０〜６５０°Ｃの巻き取り温度で巻き取るステップと；
ｅ）前記熱間圧延鋼帯を１又は複数の冷間圧延工程で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延するステップであって、前記冷間圧延によって達成される冷間圧延度は合計で２５〜８０％であるステップと；
ｆ）７００〜９００°Ｃの連続焼鈍温度で前記冷間圧延平鋼製品を連続焼鈍するステップと；
ｇ）前記平鋼製品を周囲温度まで冷却するステップと
が実行され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】
前記追加の熱処理に供される前記冷間圧延平鋼製品は金属保護皮膜を備え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】
前記金属保護皮膜は前記冷間圧延平鋼製品の溶融亜鉛めっきによって塗布されることを特徴とする請求項６に記載の方法。
【請求項８】
前記冷間圧延平鋼製品は前記追加の熱処理の前に合金化溶融亜鉛めっき処理を受けることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．０２％未満、Ｐ：０．０３％未満、及びＳ：０．０５％未満を含むとともに、任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂからなる群から選択される一つ又は複数の元素［ただし、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：２％未満、Ｎｂ：０．１％未満、Ｖ：０．１２％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００３％とする。］を含み、残部が鉄及び不可避的不純物である組成を備えた鋼を含み、
少なくとも２相を含む組織であって、少なくとも１０体積％の焼戻しマルテンサイト、１０体積％未満のベイナイト、１０体積％未満の残留オーステナイト及び残部としてのフェライトからなる組織を有し、
少なくとも０．７の降伏比Ｒｅ／Ｒｍ、７５０ＭＰａを超える引張強さＲｍ及び少なくとも１８％の穴広げ率ＬＡを有することを特徴とする冷間圧延平鋼製品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、最適化された降伏比Ｒｅ／Ｒｍを備えた冷間圧延鋼帯の製造方法及びそれに対応して得られる冷間圧延平鋼製品に関する。
【０００２】
ここに関係するような平鋼製品は、冷間圧延によって得られる鋼帯や鋼板等の圧延製品、及びこれらから製造されるブランク材及び板金である。
【０００３】
別段の定めがない限り、本願において具体的に示される鋼組成の含有量は全て重量を基準とする。したがって、明記しない場合、合金鋼に関する「％」表記は全て「重量％」と理解されたい。
【０００４】
各事例における組織成分の具体的な数値は、別段の定めがない限り、体積パーセント（体積％）とする。
【背景技術】
【０００５】
高強度の平鋼製品は、特に商用車両構造物の分野で、ますます重要になっている。なぜならそれらは車両の自重を低減し、有用な積載能力を増加させるのを可能にするからである。
【０００６】
重量の低減は個々の駆動ユニットの技術的性能の最適利用に寄与するだけでなく、資源の効率化、コストの最適化及び気候保護を支援する。
【０００７】
鋼板構造物の空荷時の重量の大幅な減少は、機械的特性、特に各事例において使用される平鋼製品の強度、の増加によって達成することができる。
【０００８】
しかしながら、高強度化とは別に、商用車両構造物向けの現代の平鋼製品は、丈夫で良好な脆性破壊耐性能及び冷間加工及び冷間溶接に対する最適化された適合性も期待されている。
【０００９】
合金化やプロセス工学を通してこれらの要求を満たすことを目的とした多くの試験がされている。これらの試験の共通の特徴はそれらがいわゆる二相鋼又は多相鋼に基づいているということであり、各事例の鋼組織は少なくとも２つの主相を含むが、多相鋼の場合はより低い含有量の他の相も存在しうる。
【００１０】
従って、例えば特許文献１には、フェライト−マルテンサイト組織を有する二相鋼を含む平鋼製品が記載されている。当該平鋼製品は、Ｓｉ：０．５〜３．５重量％、Ｃ：０．１〜０．３重量％、Ｍｎ：１〜３重量％を含有し、いずれの場合も任意に、Ａｌ：０．０５〜１重量％、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの一つ又は複数の元素：合計０．００５〜０．１重量％、並びにＭｏ：０．３重量％以下を含有する鋼を含み、結果として少なくとも９８０ＭＰａの引張強さ及び少なくとも１５％の伸びを有する。当該平鋼製品は、既知の熱間及び冷間圧延によって製造される。冷間圧延後の熱処理では、まず７７５〜８２５°Ｃの温度で焼鈍され、その後焼入れされた後、２００〜４２０°Ｃで１５０秒間時効処理される。
【００１１】
特許文献２には、５８０ＭＰａの最小引張強さを備えた高強度多相鋼を含み、Ｃ：０．０７５〜０．１０５重量％、Ｓｉ：０．６〜０．８重量％、Ｍｎ：１．０〜２．２５重量％、Ｃｒ：０．２８〜０．４８重量％、Ａｌ：０．０１〜０．６重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．０１５重量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である冷間圧延平鋼製品が記載されている。製造過程を通して、当該平鋼製品は冷間圧延に続いて完全温度サイクルを含む熱処理を受ける。従って、当該鋼帯は最初に７００〜９５０°Ｃの目標温度に加熱され、それから１０〜１００°Ｃ／ｓの冷却速度で３００〜５００°Ｃの中間温度へ冷却され、その後１５〜１００°Ｃ／ｓの冷却速度で２００〜２５０°Ｃの第二中間温度に再度冷却され、最終的に２〜３０°Ｃ／ｓの冷却速度で周囲温度まで冷却される。これにより、最適化された組織及び付随する最適化された機械的特性が達成される。
【００１２】
特許文献３は、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有し優れた遅延破壊抵抗を示す超高強度部材の製造方法を開示する。これを達成するために、鋼板は７００〜１０００°Ｃの第一加熱温度で加熱され、当該第一加熱温度で部材の形状に成形されると同時に冷却される。冷却の完了後、得られた部材は所望の形状に押し出しせん断され超高強度部材が得られる。その後、当該超高強度部材を加熱し１００°Ｃ〜３００°Ｃ未満の第二加熱温度に１秒〜６０分間保持することを含む第一加熱処理が施される。
【００１３】
特許文献４によると、超高強度鋼板は、Ｃ：０．１２〜０．５０重量％、Ｓｉ：２．０重量％以下、Ｍｎ：１．０〜５．０重量％、Ｐ：０．１重量％以下、Ｓ：０．０７重量％以下、Ａｌ：１．０重量％以下、Ｎ：０．００８重量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である鋼を基に得ることができる。鋼の微視組織は、面積比に基づいて、８０％以上の自己焼戻しマルテンサイト、５％未満のフェライト、１０％以下のベイナイト、及び５％以下の残留オーステナイトを含む。微視組織の自己焼戻しマルテンサイトの比率を調整するために、当該鋼板は冷間圧延後に焼鈍処理を受け、そこで１５〜６００秒間、第一温度範囲で焼鈍される。第一温度範囲の下限は各鋼のＡｃ３変態温度で定義され、上限は１０００°Ｃに設定される。具体的には、当該焼鈍の温度は鋼の微視組織がオーステナイトのみで構成されるように調整される。焼鈍処理された冷間圧延鋼板は、それから３°Ｃ／ｓ以上の冷却速度で７８０°Ｃ〜Ａｃ３温度の温度範囲に冷却される。その温度範囲に到達後、当該鋼板は５５０°Ｃに冷却される。この温度に達すると、当該冷間圧延鋼板は自己焼鈍処理を受け、そこで０．０１〜１０°Ｃ／ｓの冷却速度で１５０〜３００°Ｃの温度範囲に冷却される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】国際公開第２０１３／０８２１７１号
【特許文献２】独国特許出願公開第１０  ２０１２  ０１３  １１３号明細書
【特許文献３】欧州特許出願公開第２  ５５１  ３５９号明細書
【特許文献４】米国特許出願公開第２０１１／００４８５８９号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
上記に示した最先端の技術背景のもと、本発明の目的は、高い降伏比Ｒｅ／Ｒｍを備えた平鋼製品の製造方法であって、操業上安全に実行でき、その過程で得られる平鋼製品の特性の最適な組み合わせがもたらされる製造方法を提供することである。ここで、「Ｒｅ」は降伏強度を表し、「Ｒｍ」は個別の平鋼製品の引張強さを表す。
【００１６】
同様に、それに応じて生成された平鋼製品が提供されるべきである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
方法に関しては、この目的は高い降伏比Ｒｅ／Ｒｍを備えた冷間圧延平鋼製品を製造する際、請求項１に示される加工ステップを実行するという本発明によって達成される。
【００１８】
上述した目的を達成する平鋼製品は請求項１０に示した特徴を有する。
【００１９】
本発明の有利な実施例は従属項に示し、本発明の一般概念とともに以下で詳細に説明する。
【００２０】
したがって、本発明による少なくとも０．７の降伏比Ｒｅ／Ｒｍを備えた冷間圧延鋼帯を製造する方法によれば、鉄、不可避的製造不純物、及び、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．０２％未満、Ｐ：０．０３％未満、及びＳ：０．０５％未満を含むとともに、任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂからなる群から選択される一つ又は複数の元素［ただし、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：２％未満、Ｎｂ：０．１％未満、Ｖ：０．１２％未満、及びＢ：０．０００５〜０．００３％とする。］を含む鋼の形で冷間圧延平鋼製品が提供される。
【００２１】
本発明によれば、製造された冷間圧延平鋼製品はここで追加の熱処理を受け、４．５〜２４時間の焼鈍時間にわたって１５０〜４００°Ｃの焼鈍温度で焼鈍される。
【００２２】
本発明による追加で実行された長時間焼鈍の過程で、存在するマルテンサイトは焼き戻される。
【発明の効果】
【００２３】
驚くべきことに、本発明により比較的低温度で実行される長時間焼鈍の結果、降伏強度Ｒｅの劇的な増加及び穴広げ率ＬＡの改善が達成されることが明らかになった。これらの特性は言い換えれば車体構造物における本発明による平鋼製品の処理に特に重要な特性である。本明細書で概説するとともに以下に提示する実施例と関連して示す平鋼製品の機械的特性は、各事例においてＤＩＮ  ＥＮ  ＩＳＯ  ６８９２−１：２００９（試料形状２）に従った横方向の試料を基準とする。ＩＳＯ  １６６３０による穴広げ率ＬＡは、端縁の曲げやすさ又は亀裂の入りやすさを評価するものである。加えて、屈曲中の成形性の尺度としてＶＤＡ  ２３８−１００，２０１０による曲げ角度も測定することができる。
【００２４】
本明細書に示されている多数の試験から、本発明による後処理の結果、本発明による長時間焼鈍を行う前の状態に比べて少なくとも４０ＭＰａの引張強さＲｅの改善が達成され、通常は少なくとも２００ＭＰａの改善が達成されたことが示された。穴広げ率ＬＡは本発明による後処理によって初期状態と比較して絶対値で少なくとも４％、通常は絶対値で１０％以上の増加が達成された。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】図１は試験２で製造された鋼板の顕微鏡写真、図２は試験３で製造された鋼板の顕微鏡写真であり、それぞれ長時間焼鈍処理前（図１（ａ）及び図２（ａ））及び後（図１（ｂ）及び図２（ｂ））の状態を示している。皮膜Ｂは熱処理の影響を受けないことが分かる。
【図２】図１は試験２で製造された鋼板の顕微鏡写真、図２は試験３で製造された鋼板の顕微鏡写真であり、それぞれ長時間焼鈍処理前（図１（ａ）及び図２（ａ））及び後（図１（ｂ）及び図２（ｂ））の状態を示している。皮膜Ｂは熱処理の影響を受けないことが分かる。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
実際には、冷間圧延平鋼製品の製造において行われる通常の加工ステップの完了に続いて、本発明によって追加的に実行される当該長時間焼鈍はベル型焼鈍として実行される。
【００２７】
本発明によって製造される平鋼製品に含まれる合金鋼は、当該追加の長時間焼鈍の効果により最適な機械的特性が達成されるように選択される。
【００２８】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｃは、十分な硬度のマルテンサイトを製造するために、０．０５〜０．２０重量％の含有量で存在する。Ｃ含有量がこれよりも高いと、フェライトの不足が生じる。一方、Ｃ含有量が０．０５重量％未満であると、所望の強度が得られない。Ｃ含有量が０．０７重量％以上又は０．１６重量％以下であれば、Ｃの効果を最適な形で利用することができる。
【００２９】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｓｉは、混晶硬化（mixed crystal hardening）により強度を増加するために、０．２５〜１．００重量％の含有量で存在する。１．００重量％を超えるＳｉ含有量は、例えばスケールの付着又は粒界酸化の結果として表面品質を害する。これを確実に排除するために、Ｓｉ含有量の最大値を０．７５重量％に制限することができる。一方、Ｓｉ含有量が低すぎると、強度増加効果が不十分となる。Ｓｉの所望の効果を得ることが特に重要ならば、Ｓｉ含有量の最小値を０．３０重量％に設定することもできる。
【００３０】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｍｎは、マルテンサイトの形成を支援するために、１．０〜３．０重量％の含有量で存在する。特に、Ｍｎ含有量が１．５重量％以上又は２．６重量％以下であれば、この効果を確実に利用することができる。
【００３１】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ａｌは、一方では溶融中の脱酸のために、他方ではフェライトの十分な量を確保し、したがって伸びを増加するために、０．０２〜１．５重量％の含有量で存在する。この点につき、好ましい含有量は０．０２５〜０．７重量％であることが証明された。
【００３２】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｃｒは、同様に強度を増加するために０．１〜１．５％の含有量で存在する。Ｃｒ含有量が低すぎるとこの効果は利用できない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、粒界酸化が生じ伸び特性が低下するおそれがある。特に、Ｃｒの正の効果を確実に利用するために、Ｃｒ含有量は０．１重量％以上又は０．７重量％以下に設定してもよい。
【００３３】
Ｎは、不可避的不純物に由来し得る望ましくない合金成分である。従って本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼では、その含有量は０．０２重量％以下とすることができ、最適には０．００８重量％以下に制限される。
【００３４】
同様に、Ｐ及びＳは、不可避的不純物に由来し得る望ましくない合金成分である。従ってＰ含有量は０．０３重量％未満に、Ｓ含有量は０．０５重量％未満に設定する必要がある。
【００３５】
ある特性を得るために、本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼には任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂからなる群から選択される一つ又は複数の元素を加えることができる。これらは必須元素ではなく単なる任意元素であるが、含有量としては以下が適用される。
【００３６】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｔｉは、ＴｉＮ及びＴｉＣを形成して結晶粒の微細化及び強度の増加に寄与するように、０．１５重量％以下の含有量で加えることができる。ホウ素の存在下ではＮが除去されるため窒化ホウ素が形成されなくなる効果も得られる。
【００３７】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｍｏは、マルテンサイトの形成を促進することによって強度を増加するために、２重量％未満の含有量で存在することができる。
【００３８】
０．１重量％未満の含有量のＮｂは炭化物の形成を通して結晶粒の微細化及び強度の増加に寄与する。
【００３９】
本発明によって使用される冷間圧延平鋼製品の鋼において、Ｖは、焼き入れを容易にすることによって及び／又はＶＣ形成を通して強度を増加するために、０．１２重量％未満の含有量で存在することができる。
【００４０】
０．０００５〜０．００３重量％のＢ含有量は、硬度の増加に寄与する。
【００４１】
本発明に従って製造され提供される平鋼製品の組織は、追加の熱処理後に、マルテンサイト及びフェライトを主相とする少なくとも２つの相を有し、少なくとも１０体積％の焼戻しマルテンサイト、１０体積％未満のベイナイト、及び１０体積％未満の残留オーステナイトが存在し、いずれの場合も残部はフェライトである。ここで、必要な伸びが得られるようにするために、当該平鋼製品の組織は少なくとも１０体積％のフェライトを含む必要がある。また、本発明による当該平鋼製品の組織では、第一に強度を達成するために、第二に焼戻し効果を持たせるために、少なくとも１０体積％のマルテンサイトが存在する必要もある。
【００４２】
本発明による方法を実行するために提供される冷間圧延平鋼製品は上記の成分を備えた鋼に基づいて既知の方法で製造することができる。この目的のために、提供される平鋼製品の製造では、以下の加工ステップ：
ａ）請求項１に示された成分を備えた鋼をスラブに鋳造するステップと；
ｂ）前記スラブを１，２００〜１，３００°Ｃの再加熱温度に再加熱するステップと、；
ｃ）前記再加熱したスラブを熱間圧延鋼帯に熱間圧延するステップであって、前記熱間圧延完了時の熱間圧延鋼帯の熱間圧延温度は８００〜９７０°Ｃであるステップと；
ｄ）前記熱間圧延鋼帯を４５０〜６５０°Ｃの巻き取り温度で巻き取るステップと；
ｅ）前記熱間圧延鋼帯を１又は複数の冷間圧延工程で冷間圧延平鋼製品へ冷間圧延するステップであって、前記冷間圧延により達成される冷間圧延度は合計で２５〜８０％であるステップと；
ｆ）７００〜９００°Ｃの連続焼鈍温度で前記冷間圧延平鋼製品を連続焼鈍するステップと；
ｇ）前記平鋼製品を周囲温度まで冷却するステップと
を実行することができる。
【００４３】
追加の熱処理を施された平鋼製品は、任意に、金属保護皮膜を備えてもよい。このことは例えば、平鋼製品から実際の使用時に腐食環境にさらされる部品を製造する場合に適切である。金属皮膜は任意の適切な方法で塗布されてよいが、特に溶融亜鉛めっきによる塗布が適切である。ここで、焼鈍処理（加工ステップｆ）も同様に、溶融亜鉛めっきに必要な前処理中に既知の方法で実行されてもよい。望ましい場合は、溶融亜鉛めっきに続いて合金化溶融亜鉛めっき処理をさらに行ってもよい。
【００４４】
本明細書の記載する説明によって、本発明による平鋼製品は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．０２％未満、Ｐ：０．０３％未満、及びＳ：０．０５％未満を含むとともに、任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂからなる群から選択される一つ又は複数の元素［ただし、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：２％未満、Ｎｂ：０．１％未満、Ｖ：０．１２％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００３％とする。］を含み、残部が鉄及び不可避的不純物である鋼を有し、当該平鋼製品の組織は少なくとも２相を有し、少なくとも１０体積％の焼戻しマルテンサイト、１０体積％未満のベイナイト、１０体積％未満の残留オーステナイト及び残部としてのフェライトから形成され、当該平鋼製品は、本発明による熱処理の結果、少なくとも０．７の降伏比Ｒｅ／Ｒｍ、７５０ＭＰａを超える引張強さＲｍ及び少なくとも４％の穴広げ率ＬＡを有する。
【００４５】
本発明によって製造される冷間圧延平鋼製品の降伏比Ｒｅ／Ｒｍは、少なくとも０．７の値に達し、一方初期状態、すなわち本発明による熱処理前の降伏比Ｒｅ／Ｒｍはより低い。ここで、引張強さＲｍは通常は７７０〜１，２７０ＭＰａである。非熱処理鋼と比較した本発明による熱処理を施した鋼における伸びの減少は、最大４％、最小１％である。非熱処理鋼と比較した本発明によって製造され提供される冷間圧延平鋼製品における穴広げ率ＬＡの増加は、典型的には少なくとも４％であり、ここで最大３０％の穴広げ率の増加が達成される。本発明による熱処理によって達成された曲げ角度の増加は典型的には最大２０°に達する。
【００４６】
本発明による熱処理の結果、平鋼製品上の金属皮膜は変質する。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例を用いて本発明について詳述する。
【００４８】
本発明を試験するために６個の溶鋼Ａ〜Ｆを融解した。該溶鋼の成分を表１に示す。
【００４９】
溶鋼Ａ〜Ｆを試験１〜１０のためにスラブに鋳造した。
【００５０】
溶鋼Ａ〜Ｆから鋳造したスラブを再加熱温度ＢＴに再加熱し、その後各事例において従来の方式により熱間圧延温度ＷＥＴで厚さ２〜４ｍｍの熱間圧延鋼帯に熱間圧延した。
【００５１】
得られた熱間圧延鋼帯を巻き取り温度ＨＴまで冷却し、各事例においてこの温度ＨＴで巻き取りを行った。
【００５２】
冷却後、当該熱間圧延鋼帯を従来と同様の方式で冷間圧延鋼帯に冷間圧延した。この冷間圧延により総冷間圧延度ＫＷＧが達成された。ここで、冷間圧延により達成される総冷間圧延度ＫＷＧは、式ＫＷＧ＝１００％×（ｄＶ−ｄＮ）／ｄＶに従って概して一般的な方式で決定され、ここでｄＶは冷間圧延前の熱間圧延鋼帯の厚さであり、ｄＮは冷間圧延後に得られる冷間圧延鋼帯の厚さである。
【００５３】
次いで、冷間圧延鋼帯に対して焼鈍温度ＴＧで連続焼鈍処理を施した。試験２、３、５、６、９及び１０の期間中は、冷間圧延鋼帯をその後浴エントリ温度ＴＵＥに冷却し、当該焼鈍処理に続く連続処理において、この温度ＴＵＥで亜鉛めっき浴に導入した。その後、このように亜鉛系防食皮膜で被覆した試験２、５、６及び９における冷間圧延鋼帯をめっき浴から取り出した後、進行中の連続処理においてこれらの冷間圧延鋼帯に対して合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。
【００５４】
一方、試験１、４、７及び８では、各事例で使用される冷間圧延鋼帯を時効温度ＴＵＥに冷却し、時効期間を経て周囲温度まで冷却した。
【００５５】
上記の方法で得られた各冷間圧延鋼帯について、いずれの事例も横方向における降伏強度Ｒｅ、引張強さＲｍ及び伸びＡ８０を測定した。同様に、穴広げ率ＬＡを調査した。加えて、試験２、３、５、６及び７において得られた各冷間圧延鋼帯について、ＶＤＡ  ２３８−１００に従って曲げ角度ＢＷを測定した。
【００５６】
試験１〜１０において設定された、再加熱温度ＢＴ、熱間圧延温度ＷＥＴ、巻き取り温度ＨＴ、総冷間圧延度ＫＷＧ、焼鈍温度ＴＧ、及び時効温度ＴＵＥ、表面タイプ（列「ＳＢ＿ＡＲＴ」参照→「Ｕ」＝めっき処理なし；「Ｚ」＝溶融亜鉛めっき処理のみ実施；「ＺＦ」＝溶融亜鉛めっき処理後、合金化溶融亜鉛めっき処理を実施）、得られた冷間圧延鋼帯から測定された降伏強度Ｒｅ及び引張強さＲｍ、各冷間圧延鋼帯の降伏強度Ｒｅ及び引張強さＲｍによって与えられる降伏比Ｒｅ／Ｒｍ、伸びＡ８０、穴広げ率ＬＡ、及び曲げ角度ＢＷ、を表２「長時間焼鈍前の製品状態及び特性」に示す。
【００５７】
次いで、上記の方法により各試験で得られた各冷間圧延鋼帯に対して、追加の長時間焼鈍をバッチ焼鈍として施した。この間、各冷間圧延鋼帯をＴ＿ＬＺ温度にｔ＿ＬＺ時間維持した。
【００５８】
当該長時間焼鈍に続いて、上記のとおり追加の長時間焼鈍を施すことにより得られた各冷間圧延鋼帯について、組織成分と、降伏強度Ｒｅ＿ＬＺ、引張強さＲｍ＿ＬＺ、伸びＡ８０＿ＬＺ（いずれの事例も横方向の伸び）及び穴広げ率ＬＡ＿ＬＺとを順に測定した。同様に、試験２、３、５及び６において冷間圧延及び長時間焼鈍を施すことにより得られた各鋼帯について曲げ角度ＢＷを測定した。
【００５９】
表３は、試験１〜１０について、長時間焼鈍を施すことにより得られた各冷間圧延鋼帯の、長時間焼鈍の期間ｔ＿ＬＺ及び最高温度Ｔ＿ＬＺ、組織中の焼戻しマルテンサイト及びフェライトの割合、組織の「残部」を構成する残りの組織成分（「ＲＡ」＝残留オーステナイト、「Ｂ」＝ベイナイト）、降伏強度Ｒｅ＿ＬＺ、引張強さＲｍ＿ＬＺ、降伏強度Ｒｅ＿ＬＺ及び引張強さＲｍ＿ＬＺから構成される降伏比（Ｒｅ／Ｒｍ）＿ＬＺｍ、伸びＡ８０＿ＬＺ（いずれの事例も横方向の伸び）、穴広げ率ＬＡ＿ＬＺ、曲げ角度ＢＷ＿ＬＺ、長時間焼鈍によって得られた降伏強度の増加ΔＲｅ（ΔＲｅ＝Ｒｅ＿Ｌｚ−Ｒｅ）及び長時間焼鈍によって得られた穴広げ率の増加ΔＬＡ（ΔＬＡ＝ＬＡ＿Ｌｚ−ＬＡ）を示す。
【００６０】
本発明に従って実行した追加の長時間焼鈍工程の結果、降伏強度Ｒｅの著しい増加ΔＲｅ（ΔＲｅ＝１１５〜３６０ＭＰａ）が例外なく達成されたことが分かる。穴広げ率ＬＡについても同様に著しい改善が見られた（ΔＬＡ＝４〜３０％）。伸びＡ８０＿ＬＺ及び引張強さＲｍ＿ＬＺは長時間焼鈍前の状態と比較して若干低下した。
【００６１】
【表１】
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【表２】
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【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００６２】
このような特性の組み合わせにより、冷間圧延鋼帯は、高強度を有すると同時に、事故の際に良好な変形能及び衝突挙動を発揮する部品の製造に最適である。
【図１】
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【図２】
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