(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントで、
・Ｃを０．００１〜０．４％以下、
・Ａｌを３〜９％以下、
・Ｔｉを１．５〜７％以下、
・Ｂを０．６〜３．５％以下
・Ｍｎを５．０％以下、
・Ｃｒ１％以下
・Ｎｉを１％以下、
・Ｍｏを１％以下、
・Ｃｕを１％以下、
・Ｓｉを０．５％以下、
・Ｎを０．０４０％以下、
・Ｎｂを０．２％以下、
・Ｖを０．２％以下、
・Ｓを０．０１％以下、
・Ｐを０．１％以下、
・残部として鉄および不可避不純物、
からなる粒子強化鋼ストリップまたはシートであって、
ここで、鋼の構造が少なくとも３重量％のΣ（ＴｉＢ２＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＣ）粒子を含んでなり、かつ、
−０．５≦（Ｔｉ−２．２２×Ｂ）≦１．６である、
粒子強化鋼ストリップまたはシート。
【請求項２】
Ｔｉが少なくとも２．０％、および／またはＢが少なくとも１．０％である、請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
Ａｌが少なくとも４．０％、および／または、最大で８．５％である、請求項１または２に記載の鋼。
【請求項４】
鋼の比重が６７００〜７３００ｋｇ／ｍ３である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項５】
鋼が熱間圧延鋼シートである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項６】
鋼が冷間圧延鋼シートである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項７】
（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子が組み込まれた鋼の構造が、フェライトおよび／またはオーステナイトを含んでなる、またはのみからなる、冷間圧延鋼シートである、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項８】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の粒子強化鋼ストリップまたはシートの製造方法であって、以下の工程、
・所望によりカルシウム処理された、鋼スラブまたは肉厚ストリップを
・連続鋳造、または
・薄スラブ鋳造、または
・ベルト鋳造、または
・ストリップ鋳造
によって提供する工程、
ここで鋼組成が請求項１〜３のいずれか一項に記載のものであり、
・所望により続いて鋼スラブまたはストリップを最大で１２５０℃の再加熱温度にて再加熱する工程、
・スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも８５０℃の熱間圧延仕上げ温度で熱間圧延プロセスを仕上げる工程、
・熱間圧延ストリップを５００〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程、
を含んでなる、方法。
【請求項９】
熱間圧延ストリップが以下の工程、
・連続アニーリング工程、所望により続いて溶融亜鉛めっきを行い、続いて急速冷却を行う、または
・ヒート・トゥ・コート工程、続いて溶融亜鉛めっきおよび急速冷却を行う、
で再加熱される、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
・請求項５に記載の熱間圧延鋼ストリップを４０〜９０％の冷間圧下率で冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造すること、
・冷間圧延ストリップを７００〜９００℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または６５０〜８００℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、アニーリングすること、
・所望により、アニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒート・トゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、
を含んでなる、請求項８または９に記載の方法。
【請求項１１】
連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度が少なくとも７５０℃である、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
冷間圧下率が少なくとも５０％である、および／または冷間圧延ストリップの厚さが０．４〜２ｍｍである、請求項１０または１１に記載の方法。
【請求項１３】
（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子が、粉末状で溶融鋼に導入されるのではなく、溶融鋼の構成物質から形成される、請求項８〜１２のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
建造物、乗用車などの車両、耐久消費財、トラック、航空宇宙用途、およびその他工業用途に使用される、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼から製造された鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、粒子強化高強度低密度鋼およびその鋼を製造する方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼業界は、車輌の炭素放出低減のための継続的な取り組みにおいて、自動車メーカーと共同して、鋼鉄の加工性や完成品の安全性に影響を与えずに炭素放出の減量を可能にする鋼鉄を得ようと、継続的に努力している。将来のＣＯ２排出規制を満たすためには、自動車の燃量の消費を削減しなければならない。この削減に向けたひとつの方法は、車体の重量を軽くすることである。低密度且つ高強度の鋼鉄はこれに貢献し得る。同じ厚さで、低密度鋼を使用すると自動車部品の重量は軽量化される。公知の高強度鋼鉄に関する問題は、シートを車の部品に形成する際に、材料が高強度であるが故に成形性が損なわれることである。
【０００３】
二相鋼のような通常の高強度鋼鉄ではより薄いシートを使用できるため、軽量化が可能となる。しかしながら、より薄い部品は、剛性、クラッシュ耐性およびデント耐性などの他の特性に悪影響を及ぼすであろう。これらの悪影響を解消するには、軽量化の効果が失われることにはなるが鋼鉄の厚みを厚くするか、あるいはこれもまた望ましくないが、部品の形状を変えるしかない。
【０００４】
ＵＳ６３８３６６２Ｂ１およびＵＳ２０１０／０３３５８５Ａ１には、軽量な元素であるアルミニウムを６〜１０％と大量に添加することによる低密度鋼が開示されている。しかしながら、Ａｌの大量の添加によって、弾性率（Ｅ−ｍｏｄｕｌｕｓ）に悪影響が及ぼされる。車体構造に要求される剛性を満たすには、鋼の低弾性率は、鋼の寸法を増やすことによって補われなければならない。これにより、部品の重量、およびそれ故この種の鋼の重量の減少可能性は増加する。弾性率を向上させ、鋼の密度を減少させる公知の方法のひとつに、炭化物、窒化物、酸化物またはホウ化物等の異なった性質のセラミック粒子を取り込む方法がある。弾性率約２０５〜２１０ＧＰａの鋼基材と比較して、これらの粒子は約３００〜５５０ＧＰａの範囲のはるかに高い弾性率を有する。
【０００５】
粉末治金は通常、鋼基材中に、セラミック粒子が均一に分散された状態で導入するために使われる。セラミック粒子の分散物を含まない従来の鋼と比較して、機械的特性が改良されているにもかかわらず、粉末冶金は深刻な実践的、金銭的制限がある。
【０００６】
金属粉末が高表面積を有するため、金属粉末の反応を抑制することは困難である。圧縮および焼結の後でさえ、周期的付加の間に、裂け目を生じさせる役割をするおそれのある残留空隙が存在する可能性がある。基材中に粒子を一様に分布させることを達成するのは困難である。さらに、化学組成が基材／粒子を相互作用させ、それ故、焼結前の粉体の表面汚染により、それらの凝集を制御することが困難になるのである。さらに、粉体冶金のような工程のコストは非常に高い。したがって、この種の工程は、少量生産に適している可能性はあるが、自動車や建設産業に必要な規模での経済的生産には適さないのである。
【発明の概要】
【０００７】
本発明の目的は、従来の鋼に相当する弾性率を有する粒子強化高強度低密度鋼を提供することである。
【０００８】
本発明の目的は、また、経済的な方法で、本発明による粒子強化鋼製品の量産方法を提供することである。
【０００９】
本発明の目的は、また、粒子を導入するために粉末冶金技術を使うことなく、本発明による粒子強化鋼製品を量産する方法を提供することである。
【００１０】
ひとつ以上のこれらの目的は、重量パーセントで、
・Ｃを０．００１〜０．４％以下、
・Ａｌを３〜９％以下、
・Ｔｉを１．５〜７％以下、
・Ｂを０．６〜３．５％以下
・Ｍｎを５．０％以下、
・Ｃｒ１％以下
・Ｎｉを１％以下、
・Ｍｏを１％以下、
・Ｃｕを１％以下、
・Ｓｉを０．５％以下、
・Ｎを０．０４０％以下、
・Ｎｂを０．２％以下、
・Ｖを０．２％以下、
・Ｓを０．０１％以下、
・Ｐを０．１％以下、
・残部として鉄および不可避不純物、
を含んでなる粒子強化鋼ストリップまたはシートであって、
ここで、鋼の構造が少なくとも３重量％のΣ（ＴｉＢ２＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＣ）粒子を含んでなり、かつ、
−０．５≦（Ｔｉ−２．２２×Ｂ）≦１．６である、
粒子強化鋼ストリップまたはシートにより達成される。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１に鋳放し（ａｓ−ｃａｓｔ）状態の試料３の顕微鏡写真を示す。
【図２】図２に鋳放し状態の試料４の顕微鏡写真を示す。
【図３】図３に熱間圧延された状態の試料３の顕微鏡写真を示す。
【図４】図４に熱間圧延された状態の試料４の顕微鏡写真を示す。
【図５】図５に冷間圧延され、再結晶アニーリングされた状態の試料３の顕微鏡写真を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
特に記載しない限り、全ての組成比率は重量パーセント（ｗｔ．％）である。不可避不純物は、原材料や製造設備等の環境により、鋼中に不可避に含まれる元素である。
【００１３】
炭素はオーステナイトの量と安定性を制御するための、および鋼の弾性率を増加させるＴｉＣ粒子を形成するための重要な元素である。
【００１４】
アルミニウムは低密度を達成する鋼のコンセプトにとって、必須の元素である。３％未満では、密度減少が不十分であり、また９％を超えれば、延性と加工性に悪影響が及ぼされる。
【００１５】
マンガンは、固溶体により基材を強化することに寄与し、またオーステナイトの安定剤である。Ｍｎは延性と成形性に有利であるオーステナイト相の量と安定性を制御することに使用されうる。マンガンはまた硫黄結合に効果的であり、それ故、熱間圧延の際の高温割れのリスクを減らす。適切な最小マンガン含有量は０．１％である。
【００１６】
チタンは鋼の弾性率を増加させ、かつ鋼密度を減少させる、ＴｉＢ２粒子およびＴｉＣ粒子を形成させるために重要な元素である。Ｔｉの濃度は、Σ（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子の体積率が少なくとも３重量％であるようにされるべきである。適切な最大量は、Σ（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子が２０重量％である。一態様において、チタンの含有量は２％である。
【００１７】
ホウ素は鋼の弾性率を増加させるＴｉＢ２粒子およびＴｉＣ粒子を形成させるために重要な元素である。Ｂの濃度は、Σ（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子の体積率が少なくとも３重量％であるようにされるべきである。適切な最大量は、Σ（ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ＋ＴｉＢ２）粒子が２０重量％である。一態様において、ホウ素の含有量は１％である。
【００１８】
窒素はＴｉを消費しＴｉＮを形成させる不純物元素であり、できる限り低濃度に抑えるべきである。許容最大窒素含有率は０．０４０％（４００ｐｐｍ）であるが、窒素は好ましくは０．０２０％未満に制御されるべきである。
【００１９】
鋼の比重（ｓｐｅｃｉｆｉｃ  ｄｅｎｓｉｔｙ）が６７００〜７３００ｋｇ／ｍ３である、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼。
【００２０】
鋼は好ましくはカルシウム処理される。それ故、化学組成はカルシウム処理に一致した量のカルシウムを含有してもよい。
【００２１】
一態様では、析出物の平均サイズは１０μｍ未満、好ましくは５μｍ未満である。
【００２２】
一態様では、アルミニウムの含有量は最大８．５％、および／または少なくとも４．０％である。
【００２３】
第２の態様によると、高強度低密度鋼ストリップの製造方法であって、以下の工程、
・鋼スラブまたは肉厚ストリップを
・連続鋳造、または
・薄スラブ鋳造、または
・ベルト鋳造、または
・ストリップ鋳造
によって提供する工程、
・所望により続いて鋼スラブまたはストリップを最大で１２５０℃の再加熱温度にて再加熱する工程、
・スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも８５０℃の熱間圧延仕上げ温度で熱間圧延プロセスを仕上げる工程、
・熱間圧延ストリップを５００〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程、
を含んでなる、方法が提供される。
【００２４】
この方法によれば、本発明による鋼を従来の鋼製造設備を用いて量産することができる。本発明による鋼の溶融鋼は、粉末冶金ではなくフェロアロイ（Ｆｅｒｒｏ−ａｌｌｏｙｓ）の使用により製造される。粒子は、粉末状で溶融鋼に導入されるのではなく、溶融鋼の構成物質から形成される。これにより、鋼を非常に簡単に大量生産することができ、それ故より経済的である。好ましくは、再加熱温度が最大で１２００℃である。
【００２５】
好ましい態様において、コイリング温度は少なくとも６００℃である、および／または熱間圧延仕上がり温度は少なくとも９００℃である。
【００２６】
所望により熱間圧延ストリップが、以下の工程、
・８００〜１０００℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または７００〜８５０℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、再結晶アニーリングすること、
・所望により、アニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒート・トゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、
を含んでなるプロセスに付されることが可能である。
【００２７】
この熱間圧延ストリップは続いてさらに以下の工程、
・熱間圧延鋼ストリップを４０〜９０％の冷間圧下率で冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造すること、
・冷間圧延ストリップを７００〜９００℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または６５０〜８００℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、アニーリングすること、
・所望によりアニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒート・トゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、
を含んでなるプロセスに付されることが可能である。
【００２８】
（冷間圧延、または熱間圧延）鋼は、また、耐食性を向上させるために、例えば電解被覆または溶融めっきにより金属被覆を施されてもよい。この金属被覆は、好ましくは亜鉛または亜鉛合金被覆であり、被覆は電解被覆または溶融めっきによって適用される。亜鉛合金被覆における合金化元素はアルミニウム、マグネシウム、または他の元素であってよい。適切な被覆の例として、タタスチールによって開発されたＭａｇｉｚｉｎｃ（登録商標）被覆が挙げられる。
【００２９】
熱間圧延ストリップは、通常、冷間圧延工程前に酸洗いされ、清浄化される。一態様において、連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度は少なくとも７５０℃、好ましくは少なくとも８００℃である。
【００３０】
一態様において、冷間圧下率は少なくとも５０％である。
【００３１】
一態様において、冷間圧延ストリップの厚さは０．４〜２ｍｍである。
【００３２】
第３の態様によると、本発明による鋼は、形鋼（ｓｅｃｔｉｏｎｓ）、橋または橋部品、建物等の建造物（ｓｔａｔｉｃ  ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎｓ）において、乗用車、耐久消費財（ｙｅｌｌｏｗ  ｇｏｏｄｓ）、トラック、または航空用途等の車両において、使用される。乗用車等の自動車用途において、この種の鋼は、例えば、ブレーキ、サスペンションコンポーネント、ショックマウント（ｓｈｏｃｋ  ｍｏｕｎｔｓ）、ルーフボウ（ｒｏｏｆ  ｂｏｗｓ）、および車両床（ｖｅｈｉｃｌｅ  ｆｌｏｏｒｓ）に適用することができる。航空用途では、可能性のある用途はギアおよびベアリング等であり、建造物においては、形鋼に構造鋼の使用の可能性がある。消費耐久財における可能性のある用途には、バックホー（ｂａｃｋｈｏｅｓ）および掘削機（ｅｘｃａｖａｔｏｒｓ）のブームおよびバケットアーム構造がある。鋼は例えばストリップ、シート、セクション、またはロッドの形でよい。
【実施例】
【００３３】
本発明をここで以下の非限定的な実施例によってさらに説明する。
【００３４】
鋼は製造され、１ｍｍの厚さを有する冷間圧延鋼シートに加工された。熱間圧延ストリップは３．０ｍｍの厚さであった。その鋼の化学組成を表１に示す。
【００３５】
【表１】
0006370787.tif 000002
【００３６】
鋼は、スラブを鋳造し、そのスラブを最大１２５０℃の温度で再加熱することによって製造された。この温度が最大温度である。なぜなら、さらに高い再加熱温度では、過度の粒成長が起こり得るからである。鋼３および鋼４で採用された再加熱温度はそれぞれ１１７５℃、および１１５０℃であった。熱間圧延の間の仕上げ温度は９００℃であり、コイリング温度は７００℃であり、続いて酸洗いし、冷間圧延（６７％）し、８００℃のピーク金属温度で連続アニーリングし、溶融亜鉛めっきした。鋼３のアニーリング温度は８６０℃であった。
【００３７】
【表２】
0006370787.tif 000003
【００３８】
図１〜４に、鋳放し状態（図１および図２）および熱間圧延された状態（図３および図４）の顕微鏡写真を示す。
【００３９】
【表３】
0006370787.tif 000004
【００４０】
図５に冷間圧延され、再結晶アニーリングされた状態の試料３の顕微鏡写真を示す。
【図１】
0006370787.tif 000005
【図２】
0006370787.tif 000006
【図３】
0006370787.tif 000007
【図４】
0006370787.tif 000008
【図５】
0006370787.tif 000009