(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
深絞り加工に用いる冷間圧延平鋼製品であって、
・鋼で構成され、前記鋼が、鉄及び不可避の不純物に加えて（重量％で）：
Ｃ：０．１％以下、
Ａｌ：６．５％−１１％、
希土類金属：０．０２−０．２％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．１％以下、
および、任意で“Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ”の群のうちの１又はそれ以上の元素から構成され、但し、
Ｍｎ：６％以下、
Ｓｉ：１％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｚｒ：１％以下、
Ｖ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：３％以下、
Ｃｏ：１％以下、
Ｎｉ：２％以下、
Ｂ：０．１％以下、
Ｃｕ：３％以下、
Ｃａ：０．０１５％以下であり、
・前記冷間圧延平鋼製品が少なくとも１のｒ値を有し、
・前記冷間圧延平鋼製品の微細構造が、０体積％−０．１体積％のκカーバイドを含有することを特徴とする平鋼製品。
【請求項２】
請求項１に記載の平鋼製品において、前記平鋼製品のＡｌ含有量が６．７重量％以上であることを特徴とする平鋼製品。
【請求項３】
請求項２に記載の平鋼製品において、前記平鋼製品のＡｌの含有量が８−１１重量％であることを特徴とする平鋼製品。
【請求項４】
請求項１乃至３の何れか一項に記載の平鋼製品において、前記平鋼製品のＣの含有量が０．０５重量％以下であることを特徴とする平鋼製品。
【請求項５】
請求項１乃至４の何れか一項に記載の平鋼製品において、前記平鋼製品の希土類金属の含有量が０．０６重量％−０．１２重量％であることを特徴とする平鋼製品。
【請求項６】
請求項１乃至５の何れか一項に記載の平鋼製品において、前記平鋼製品内に存在する希土類金属がセリウム又はランタンであることを特徴とする平鋼製品。
【請求項７】
深絞り加工に用いるための冷間圧延平鋼製品の製造方法において、
・鋼溶融物を溶融するステップであって、前記鋼溶融物が、鉄及び不可避の不純物に加えて、（重量％で）
Ｃ：０．１％以下、
Ａｌ：６．５％−１１％、
希土類金属：０．０２−０．２％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．１％以下、
および、任意で“Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ”の群のうちの１又はそれ以上の元素から構成され、但し、
Ｍｎ：６％以下、
Ｓｉ：１％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｚｒ：１％以下、
Ｖ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：３％以下、
Ｃｏ：１％以下、
Ｎｉ：２％以下、
Ｂ：０．１％以下、
Ｃｕ：３％以下、
Ｃａ：０．０１５％以下である、ステップと；
・半製品を得るために前記鋼溶融物を鋳造するステップと；
・１０００−１３００℃の予熱処理温度で前記半製品を任意に維持又は加熱するステップと；
・ホットストリップを得るために前記半製品を熱間圧延するステップであって、熱間圧延終了温度が８２０−１０００℃である、ステップと；
・コイルを得るためにホットストリップを巻き取るステップであって、巻き取り温度が室温から８５０℃までの範囲である、ステップと；
・１−５０時間の焼鈍時間に亘り、６５０℃以上１２００℃以下の焼鈍温度においてホットストリップを焼鈍するステップと；
・任意にホットストリップを酸洗浄するステップと；
・少なくとも３０％の冷間圧延レベルを有する冷間圧延平鋼製品を得るために、焼鈍されて任意に酸洗浄されたホットストリップを冷間圧延するステップと；
・最後に６５０−８５０℃の最終焼鈍温度で冷間圧延平鋼製品を焼鈍するステップと；
を有し、
前記冷間圧延平鋼製品が少なくとも１のｒ値を有することを特徴とする方法。
【請求項８】
請求項７で記載の方法において、前記半製品が鋳造ストリップであることを特徴とする方法。
【請求項９】
請求項７又は８に記載の方法において、前記ホットストリップを焼鈍するときの焼鈍温度が少なくとも７００℃であることを特徴とする方法。
【請求項１０】
請求項７乃至９の何れか一項に記載の方法において、前記冷間圧延レベルが少なくとも４０％であることを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項７乃至１０の何れか一項に記載の方法において、冷間圧延が二又はそれ以上の圧延ステ−ジで実施され、冷間圧延平鋼製品の焼鈍が冷間圧延ステ−ジ間で実施されることを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項７乃至１１の何れか一項に記載の方法において、冷間圧延平鋼製品の各焼鈍が、１−２０分の焼鈍時間、７５０℃−８５０℃の焼鈍温度で、連続的な焼鈍として実施されることを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項７乃至１１の何れか一項に記載の方法において、冷間圧延平鋼製品の各焼鈍が１−３０時間の焼鈍時間、７００℃−８００℃の焼鈍温度でベル型焼鈍として実施されることを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項７乃至１３の何れか一項に記載の方法において、前記ホットストリップの巻き取り温度が４５０−７５０℃であることを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、深絞り加工に用いる冷間圧延平鋼製品に関するもので、この冷間圧延平鋼製品は密度の減少により、重量が減少し、最適化された機械的な特性及び最適化された成形性を兼ね備える。同様に、本発明はこのような平鋼製品を製造するための方法に関するものである。
【０００２】
本明細書で言及する平鋼製品は、圧延操作によって得られる帯鋼、鋼板、及びブランク、プレカット片及びそれらから得られる同様のものを意味する。
【０００３】
合金化元素の含有量に関連する数字が合金化方法に関連して提示されているときは、明示的に別段の定めをした場合を除き、重量に関するものとする。
【背景技術】
【０００４】
特に自動車構造の分野で使用される平鋼製品の場合、個々の自動車の軽量化及び固有周波数の改良という一般的な目的に関しては、成形性に対する強度の比率だけでなく、剛性や密度のような物理的特性は特に重要である。鋼の場合、重量の最小化を伴う明確な密度の最小化は、軽量なＡｌを合金に大量添加することで達成される。さらに、充分に高いＡｌ含有量の場合、初期の規則相（Ｋ状態）又はＦｅ３Ａｌ（Ｄ０３）規則相が生じ、これらは粒子の硬化、強度の向上及び延性の低下といった効果を有する。
【０００５】
ここで問題となっている高いＡｌ含有量を有するフェライトＦｅ−Ａｌ系鋼の利用に関する利点は、製造及び加工の難しさと対立する。このため、この種の鋼から製造されたホットストリップ（熱延鋼板）の再結晶化していないストリップコア領域を減少させないと、ホットストリップのトリミング及び冷間圧延に困難を生じ得るため、前期コア領域を減少させる必要があることを実際的経験は示している。また、不適切なコールドストリップ（冷延鋼板）のテクスチャを原因とするコールドストリップの異方性の特性を回避するために、従来技術では複雑な操作が必要となる。この種の異方性は、低いｒ値及びｎ値によって特徴付けされ、低い破断伸びを伴う。この結果、高いＡｌ含有量のＦｅ−Ａｌ系鋼から製造した冷間圧延平鋼製品は問題のある成形及び加工特性を有することとなる。
【０００６】
上記の問題は、Ａｌ含有量が高くなるほど増大するため、現在までに達成可能な密度の減少を制限している。このため、業界では、Ａｌ含有の深絞り可能な鋼は最大６．５重量％のＡｌを含んでもよいと考えられている（Ｕ．Ｂｒｕｘ“Ｔｉｅｆｚｉｅｈｆａｈｉｇｅ  Ｅｉｓｅｎ−Ａｌｕｍｉｎｉｍ−Ｌｅｉｃｈｔｂａｕｓｔａｈｌｅ”［Ｄｅｅｐ−ｄｒａｗａｂｌｅ  ｌｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔ  ｉｒｏｎ−ａｌｕｍｉｎｕｍ  ｓｔｅｅｌｓ］，Ｋｏｓｔｒｕｋｔｉｏｎ  Ａｐｒｉｌ  ４，２００２を参照）。
【０００７】
上述した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、明確な軽量化とともに、変形に関して最適化した適合性及び同様に最適化した機械的特性を有する平鋼製品を提供することである。
【０００８】
また、このような平鋼製品を製造するための方法が特定されるべきである。
【発明の概要】
【０００９】
本発明によれば、この目的は、冷間圧延による平鋼製品に関して、請求項１において特定された特徴を有する製品により達成される。
【００１０】
上記方法に関する上述の問題に対する本発明の解決策は、本発明の平鋼製品の製造において、請求項８で特定されたステップを実行することである。
【００１１】
本発明の有利な構成は従属請求項で特定されており、本発明の一般的な概念として、以下に具体的に明らかにされている。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
深絞り加工に用いる本発明の冷間圧延平鋼製品は鋼で構成され、この鋼は鉄及び不可避な不純物に加え、（重量％で）Ｃ：０．１％以下、Ａｌ：６．５％−１１％、希土類金属：０．０２％−０．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．１％以下を含み、且つ、“Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ”からなる群の１又はそれ以上の元素を任意に含み、但し、Ｍｎ：６％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｃａ：０．０１５％である。同時に本発明の冷間圧延平鋼製品は、少なくとも１のｒ値及び、カッパーカーバイド（κ-carbides）を実質的に除去した微細構造を有している。従って、本発明の平鋼製品のカッパーカーバイドの含有量は０体積％（完全にカッパーカーバイドが無い状態）から最大０．１体積％までである。最小化されたカッパーカーバイドの含有量は、本発明の平鋼製品の信頼性のある加工性を保証する。
【００１３】
本発明の平鋼製品のために本発明によって想定される合金化方法においては、鉄を除き、Ａｌ及び希土類金属の群に属する少なくとも１の元素のみが、必須の成分である。よって、本発明に従って加工された鋼は、鉄と不可避な不純物に加えて、（重量％で）少なくとも６．５−１１％のＡｌ、０．１％以下のＣ及び含有量０．０２−０．２％の希土類金属群のうち１又はそれ以上の元素を含む。
【００１４】
本発明の冷間圧延鋼ストリップは少なくとも１のｒ値を特徴とし、本発明の平鋼製品は通常１よりも大きいｒ値を達成する。深絞りの過程で薄くなる性質は高い度合いの深絞りを可能にするｒ値の増加とともに、低下することとなるため、高いｒ値は、本発明の冷間圧延平鋼製品の良好な深絞り性を示すものとなる。そうでなければ、薄くなった部位において構成要素が破損する危険性が生じるものとなる。
【００１５】
本発明の冷間圧延平鋼製品は、ただ単に高いｒ値を有するだけでなく、通常１５％よりも高い伸びＤ５０、特に少なくとも１８％の伸びＤ５０を達成する。完全にフェライト相であって、上述の通り、実質的にカッパーカーバイド（Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ  カーバイド）が存在しないことは、本発明の平鋼製品における微細構造の特徴的な形態である。
【００１６】
本発明の平鋼製品の高いＡｌ含有量は、密度及び重量の減少と同時に、衝突挙動の改善に付随する、エネルギー吸収能力の増加ももたらす。従って、本発明は、改善された衝突特性及び比較的高い弾性率を具える密度減少した平鋼製品を提供するものであり、この平鋼製品は、簡単な方法で製造でき、自動車製造の利用に最適化された必須条件を提供する。
【００１７】
本発明の鋼は、必須の構成成分と同様に、特定の性質を確立するためにさらなる複数の合金化元素を含んでいてもよい。この目的のために有用な要素は、“Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ”の群にまとめられる。任意に添加されるそれらの合金化元素の各々は、本発明の鋼中に、存在するか、又は全く存在せず、また特定の元素は、効果の無い量で本発明の平鋼製品に存在し、よって製造の結果不可避の不純物の一つと考えることができる場合に、“存在しない”とみなされるべきである。
【００１８】
アルミニウムは、６．５重量％−１１重量％の含有量で本発明の鋼中に存在し、望ましい密度の減少に関して有利なＡｌ含有量は６．５重量％以上であり、特に６．７重量％又は７重量％以上である。高いＡｌ含有量の存在は、鋼の密度を減少させるとともに、その耐腐食性及び耐酸化性を大幅に改善する。それと同時に、この含有量のＡｌは、引張強さを増大させる。しかしながら、過剰に高い含有量のＡｌは、ｒ値の減少で示される成形特性の低下につながる。Ａｌの悪影響を最小限にするため、Ａｌ含有量は最大１１重量％に制限される。密度の減少と加工性の最適な比率は、Ａｌが８重量％−１１重量％、特に少なくとも９重量％存在する場合に確立される。
【００１９】
本発明の鋼中のＣ含有量は、最大０．１重量％、特に０．０７重量％に制限され、特に好ましいＣ含有量は０．０５重量％以下、特に０．０１重量％又はそれ未満の低い含有量である。上記０．１重量％のＣ含有量は、粒子境界での不必要で不安定なカッパーカーバイド（“κカーバイド”）の形成を引き起こし、結果的に高温及び低温成形性の低下を引き起こす可能性がある。実際に、最大０．０５重量％以下の範囲内で本発明の鋼のＣ含有量を設定することが、これに関して適切であることが判明しており、本発明の鋼は一般的に０．００８重量％以下で含む。
【００２０】
κカーバイド（Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ化合物）の形成防止は、本発明の鋼において特に重要である。カッパーカーバイドは、高温での一般的な鋼の処理過程における高温処理中の初期ステージで、粒子の境界に生じ、材料の脆弱化を引き起こす。本発明によるＣ含有量の最小化と、本発明の条件を満たす含有量の炭化物形成合金化元素の添加とによって、特に低いＣ含有量が確立される。
【００２１】
本発明の鋼の望ましい加工性に関しては、希土類金属群のうちの少なくとも一つの元素が０．０２重量％−０．２重量％の含有量、特に０．１５重量％以下で本発明の鋼に添加され、典型的には希土類金属の含有量が少なくとも０．０３重量％である場合に、特に有効であることがわかっている。原則として、周期律表群の第一遷移族及びランタノイド族のどの元素もこの目的に適する。特に有用な例は、セリウムとランタンであり、これらは比較的安価で充分な量で使用可能である。希土類金属の存在は、本発明の平鋼製品の酸化安定性及び強度の改善に寄与し、脱硫及び脱酸効果を有する。本発明の鋼中の希土類金属の好ましい効果は、希土類金属の含有量が少なくとも０.０３重量％、希土類金属の含有範囲が０．０６重量％−０．１２重量％、特に０．０６重量％−０．１０重量％である場合に、特定の目的に向けられた方法で利用することができ、特に本発明の冷間圧延平鋼製品の操作上の信頼できる製造を可能にする。
【００２２】
本発明に従って加工された鋼の性質に与える硫黄及びリンからの悪影響を避けるため、Ｓ含有量は最大０．０３重量％、好ましくは最大０．０１重量％に制限され、Ｐ含有量は最大０．１重量％、好ましくは最大０．０５％重量に制限される。
【００２３】
Ａｌ窒化物の多量形成を避けるため、本発明の平鋼製品のＮ含有量は０．１重量％以下に制限され、特に、０．０２重量％以下、好ましくは０．００１重量％以下に制限される。Ａｌ窒化物は機械的な性質を悪化させるだろう。
【００２４】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ及びＭｏは、存在するＣ含有物に結合させるために、個別に又は様々な組み合わせで、カーバイド形成物質として本発明の鋼に添加される。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ、Ｍｏ元素のうちの１つ又はそれ以上の添加によってそれぞれの場合に形成されるカーバイドは、さらに本発明の鋼の強度の上昇に寄与する。
【００２５】
この目的のために、Ｔｉ及びＮｂは０．３重量％以下、特に０．１重量％以下の含有量で本発明の鋼に存在してもよく、また、Ｖ、Ｗ及びＺｒはそれぞれ１重量％以下、特に０．５重量％の含有量で、Ｍｏはそれぞれ１重量％以下の含有量で本発明の鋼中に存在してもよい。
【００２６】
Ｍｏはさらに、本発明の平鋼製品において引張強さ、クリープ抵抗、耐疲労性の向上に寄与する。また、ＣとＭｏによって形成されたカーバイドは、特に微細であり、従って、本発明の平鋼製品の微細構造の細かさを向上させる。しかしながら、Ｍｏの高い含有量は熱間及び冷間成形性を悪化させる。特に信頼性の高い方法でこれを回避するためには、本発明の鋼に任意に存在するＭｏ含有量は０．５重量％に制限される。
【００２７】
６重量％以下、特に３重量％以下又は１重量％以下の含有量のＭｎ添加は、本発明の鋼の熱成形性及び溶接性を改善することができる。更に、Ｍｎは溶融過程で脱酸を促進し、鋼の強度の向上に寄与する。
【００２８】
同様に、１重量％以下、特に０．５重量％以下の含有量のＳｉは、溶融の過程で脱酸を促進し、本発明における鋼の強度と耐腐食性を向上させる。しかしながら、含有量が過度に高い場合は、Ｓｉの存在は鋼の延性及び溶接の適合性を減少させる。
【００２９】
３重量％以下の含有量のＣｒの添加は、カーバイドを得るため本発明の鋼中に存在する炭素に結合できる。同時に、Ｃｒの存在は耐腐食性を向上させる。本発明の鋼中のＣｒの有利な特性は、Ｃｒは１重量％以下の含有量で存在する場合に、特に意図した方法で達成される。
【００３０】
再結晶温度の上昇を避けるため、本発明の鋼のＣｏは、最大１重量％に制限され、好ましくは最大０．５重量％に制限される。
【００３１】
２重量％以下、特に１重量％以下の含有量のニッケルは同様に、本発明の鋼の強度及び靭性の向上に寄与する。また、Ｎｉは耐腐食性を向上させ、本発明の鋼の微細構造における初期フェライトの割合を減少させる。
【００３２】
Ｂの添加は、同様に本発明の鋼の成形性を促すような緻密な微細構造の形成につながる。しかしながら、過度に高いＢの含有量は冷間成形性及び耐酸化性を損なう可能性がある。従って、本発明の鋼のＢの含有量は０．０５重量％、特に０．０１重量％以下に制限される。
【００３３】
３重量％以下の含有量のＣｕは、本発明の鋼の耐腐食性を改善するが、より高い含有量の場合には熱間成形性と溶接性を悪化させる。従って、Ｃｕが存在する場合、本発明の実用的な構成におけるＣｕの含有量は最大１重量％に制限される。
【００３４】
０．０１５重量％以下、特に０．００５重量％以下の含有量であるＣａは、本発明の鋼において硫黄に結合し、耐腐食性を減少させることができる。
【００３５】
製造の結果、酸素は本発明の鋼中に吸収され、ストリップに存在する希土類金属により沈殿物を形成する。希土類金属がＣｅである場合、酸化セリウムの沈殿物が本発明によって製造された平鋼製品に存在する。使用する希土類金属がＣｅ又はＬａの場合は、Ｃｅ、Ｌａ及びＯ２の含有原子比は、以下の条件を満たす必要がある：
０．５≦（％Ｃｅ＋％Ｌａ）／％Ｏ≦０．８
好ましくは、
０．６≦（％Ｃｅ＋％Ｌａ）／％Ｏ≦０．７
ここで、％Ｃｅは鋼における各セリウムの含有量、％Ｌａは鋼における各ランタンの含有量、％Ｏは鋼における各酸素の含有量であり、それぞれ原子％で示されている。これら酸化物は５μｍ未満の直径を有する。
【００３６】
本発明の冷間圧延平鋼製品の製造においては、以下のステップが本発明に従って実行される。
・上述したように、本発明に従う組成物を有する鋼溶融物を溶融するステップ。
・ブロック、スラブ、薄スラブ又は鋳造ストリップのような、半製品を得るために鋼溶融物を鋳造するステップ。特に有利な方法は、最終寸法に近い鋳造ストリップを得るために鋳造することが本明細書において明らかにされている。最終寸法に近い鋳造は、本目的のために周知で慣習的な鋳造装置を用いることにより、もたらすことができる。これらの１つの例は、“双ロール式ストリップ鋳造機”である。この方法は、同時に動く永久鋳型で動作することから、永久鋳型と凝固ストリップシェルとの間に相対的な動作が存在しない。このように、これらの方法は鋳造パウダーなしで動作でき、それ故に、本発明のステンレス製の平鋼製品の製造のための予備的な材料を製造するのに原則として良好な適合性を有する。
【００３７】
ストリップ鋳造における別の好材料は、鋳造ストリップが冷却される前に多く見ても低い機械的ストレスにさらされることであり、その結果、高い温度範囲で亀裂が形成されるリスクが最小化される。
【００３８】
本発明による鋼溶融物の溶融工程において、鋼溶融物の良好な混合を保証するためには、最後の合金の追加と注入との間に少なくとも約１５分の待機時間を経過させる必要がある。一般的な注入温度は、約１５９０℃の領域である。
【００３９】
実際の試験により、本発明の鋼は、ブロックに鋳造されて、それらが分塊圧延により延ばされてスラブを与えることができることをさらに示すことができた。
・必要に応じて、半製品は１０００−１３００℃の予熱温度とされるか、又はこの温度範囲内で維持されるが、特に実用的な予熱温度は、ここでは１２００−１３００℃、特に１２００−１２８０℃であることがわかっている。半製品がスラブの場合、予熱期間は、例示的に１２０−２４０分に亘って持続する。
・半製品は、予熱温度への任意の加熱の後に適切な場合、ホットストリップを得るために熱間圧延されるが、圧延の終了温度は８２０℃以上、特に８５０℃以上であるべきであり、実際には８２０−１０００℃、特に８５０−１０００℃の熱間圧延の温度が確立される。実際の試験において、９２０℃を超える熱間圧延終了温度が特に好ましいことがわかっている。
・ 焼鈍されていないホットストリップにおいて、ストリップ方向から測定して、１００μｍ以上の平均フェライト粒長が、ストリップコアにおいて見出された。
・ 得られたホットストリップはコイルを得るために巻き取られ、ここでの巻き取り温度は８５０℃以下であり、特に４５０−７５０℃である。
・ 巻き取り後、ホットストリップは焼鈍される。この焼鈍は、本発明に従って製造された平鋼製品の性質にとって特に重要である。ホットストリップ焼鈍は６５０℃を超える焼鈍温度、特に７００−９００℃の焼鈍温度で実施される。約８５０℃、特に８５０＋／−２０℃の焼鈍温度が、特に実用的であることがわかっている。この焼鈍は、一般にベル型焼鈍（bell annealing）として実行されるものであるが、この焼鈍のために想定される焼鈍時間は、典型的には１−５０時間である。
【００４０】
本発明によって規定される温度範囲内で実施された焼鈍の結果から、ホットストリップは、高いアルミニウム含有量にかかわらず、大きなエッジ又はストリップ亀裂さえ発生することなく、冷間圧延され得る。ホットストリップ焼鈍は充分に再結晶化され回復されたストリップコア領域を生成し、冷間圧延の転がり抵抗を低下させ、達成可能な最大の冷間圧延レベルを増加させる役割を果たす。ホットストリップ焼鈍及び高い冷間形成レベルによってもたらされるテクスチャの選択は、望ましい特性のプロファイルを具える、適切な冷間圧延テクスチャの形成を促進する。特にホットストリップ焼鈍に適した方法は、上述した変形例に従って設定される６５０℃を超えるピーク温度を有するベル型焼鈍工程である。
【００４１】
ホットストリップ焼鈍は、本発明の鋼における希土類金属の存在によって達成される効果とともに、ホットストリップの大きな回復をもたらし、非常に良好で、確実な冷間圧延性をもたらす。
・必要に応じて、焼鈍の後に、ホットストリップに付着している残渣を取り除くため、ホットストリップの酸洗浄を実施できる。
・前記焼鈍され任意に酸洗浄されたホットストリップは、その後、冷間圧延平鋼製品を得るために冷間圧延される。この冷間圧延は単一のステージ又は二又はそれ以上のステージで行うことができ、この場合は冷間圧延レベルが少なくとも３０％、特に少なくとも４０％とする必要がある。４０％より大きい冷間圧延レベルは特に有利であることが判明している。少なくとも３０％、好ましくは４０％以上の冷間圧延レベルは、材料へ充分な数の転位を導入するために必要である。この転位密度は、再結晶化の最終焼鈍のための原動力であり、この最終焼鈍は、冷間圧延の後に行われるとともに、本発明の完成した平鋼製品の望ましい再結晶化された微細構造及びテクスチャを確立する。
【００４２】
冷間圧延が二又はそれ以上の冷間圧延ステージで実施された場合、中間焼鈍はそれら冷間圧延ステージの間に実施できる。
・冷間圧延後、得られた冷間圧延ストリップは連続焼鈍工程又はベル型焼鈍としてバッチ式に実行される焼鈍を受ける。冷間圧延の間に任意に実施される最終焼鈍及び中間焼鈍の両方は、既知の焼鈍時間と温度による従来の方法で実施できる。冷間圧延の最終焼鈍において、有利なテクスチャを有する材料が形成される。
【００４３】
冷間圧延ストリップの具体的な焼鈍は、一般的に１−２０分の持続時間に亘って７５０−８５０℃の焼鈍温度で、連続コンベア焼鈍システムで実施でき、特に実用的な焼鈍温度は２−５分の焼鈍時間で、７８０℃以上、特に８００−８５０℃であることがわかっている。代替的に、それぞれの焼鈍はベル型焼鈍システムでも行うことができ、その場合、焼鈍温度６５０℃以上、特に６５０℃−８５０℃であり、焼鈍時間は１−５０時間である。実際、７００−８００℃の焼鈍温度及び１−３０時間の焼鈍時間がベル型焼鈍に特に有効であることがわかっている。
・任意には、得られた冷間圧延ストリップは、例えば、耐腐食性を向上させるために、例えばＡｌ又はＺｎをベースとする金属保護層で覆われるものであってもよい。この目的のための適切な方法は、それ自体公知の塗布方法である。
【００４４】
本発明を試験するため、本発明Ｉ１、Ｉ２、Ｉ３及びＩ４の４つの溶融物及び３つの比較溶融物Ｃ１、Ｃ２及びＣ３が溶融され、それらの組成が表１に示されている。
【００４５】
鋼溶融物Ｉ１−Ｉ３はブロック形成の半製品を得るために鋳造された。その後ブロックは予熱期間ＰＰに亘って予熱温度ＰＴで加熱され、その後にスラブに形成された。
【００４６】
その後、加熱されたスラブは、ホットストリップを得るため熱間圧延終了温度ＨＥＴで熱間圧延され、得られた各ホットストリップは、コイルを得るために、巻き取り温度ＷＴで巻き取られた。
【００４７】
双ロール式ストリップ鋳造システムによって、鋳造ストリップは鋼溶融物I４から半製品として生成され、その後同様に、熱間圧延終了温度ＨＥＴでホットストリップを得るために熱間圧延された。ホットストリップを得るための処理は、ストリップ鋳造に続く連続的で中断しないプロセスシーケンスで達成され、熱間圧延ユニットに入ることによって得られた半製品は、本発明に従って規定される予熱温度の範囲内の温度を既に有していたので予熱は不要であった。鋼Ｉ４から製造されたホットストリップもまた、熱間圧延後に巻き取り温度ＷＴにてコイルを得るために巻き取られた。
【００４８】
巻き取り後、ホットストリップはそれぞれのケースで製造され、表２に明記しない限り、焼鈍期間ＡＰと焼鈍温度ＡＴでのベル型焼鈍システムにおいて焼鈍された。
【００４９】
このように焼鈍されるホットストリップは、冷間圧延ストリップを得るために冷間圧延レベルＣＲＬでそれぞれが冷間圧延された。
【００５０】
得られた冷間圧延ストリップは、その後、最終焼鈍期間ＦＡＰに亘り最終焼鈍温度ＦＡＴで最終焼鈍を受けた。最終焼鈍は、連続焼鈍として、又はベル型焼鈍としての何れか一方で実行された。
【００５１】
具体的な予熱期間ＰＰ、予熱温度ＰＴ、熱間圧延終了温度ＨＥＴ、巻き取り温度ＷＴ、焼鈍温度ＡＴ、焼鈍期間ＡＰ、具体的な冷間圧延レベルＣＲＬ、具体的な最終焼鈍温度ＦＡＴ、具体的な最終焼鈍期間ＦＡＰ及びそれぞれの最終焼鈍で使用したシステム（“ベル”＝ベル焼鈍システム、“連続”＝連続運転で実行される一貫焼鈍システム）は表２に示されている。
【００５２】
機械的特性である“降伏点Ｒｐ”、“引張強さＲｍ”、“伸びＡ５０”、“圧延方向ｒにおいて測定されたｒ値”及び“圧延方向ｎにおいて測定されたｎ値”は表３に示されている。
【００５３】
本発明の組成物の鋼Ｉ１乃至Ｉ４から本発明の方法で製造された冷間圧延鋼ストリップは、通常は４００ＭＰａを超え、特に４２０ＭＰａを超え、同時に、５００ＭＰａ又はそれ以上に達する降伏点を有し、又、通常は５００ＭＰａを超え、特に５２０ＭＰａを超え、同時に、６００ＭＰａ又はそれ以上に達する引張強さを有し、又、少なくとも１６％の伸びの値Ａ５０を有し、常に１又はそれ以上のｒ値を常に有することがわかる。
【００５４】
本発明の鋼から本発明の方法で製造される冷間圧延鋼ストリップは、Ｆｅ（Ａｌ）固溶体マトリックスとともに、硬化した初期の規則状態を含む。標準的な熱間圧延パラメータの場合において、圧延は完全にフェライト相領域で達成され、典型的な３層の微細構造と共にホットストリップが得られ、この微細構造は又、再結晶された球状晶子状のエッジ領域及び柱結晶を具えた単に回復したコア領域を特徴とする。しかしながら、Ｃｅ含有量と本発明の処理方法の結果では、１より大きいｒ値を保証する、深絞りに好ましいテクスチャが達成された。この効果は、２００ｐｐｍ未満の希土類金属の場合は生じず、少なくとも３００ｐｐｍ以上の希土類金属含有量で特に信頼できる方法において利用することができる。本発明によって実行されるホットストリップ焼鈍は回復された領域の転位密度を減少させ、冷間圧延によるその後の処理を容易にする。このため、本発明による組成を有するホットストリップは完全なフェライト相領域において熱間圧延することができるだけでなく、従来の希土類金属を含まない鋼Ｃ１−Ｃ３とは異なり、室温にて金属間のＦｅ３Ａｌ相の存在にもかかわらず、確実に冷間圧延することもできる。適切な最終焼鈍パラメータによって、高いｒ値とそれに対応する最適化された成形特性を有する、非常に硬くて、密度の減少した鋼を製造することが可能である。
【００５５】
本発明に従わない組成を有する冷間圧延鋼ストリップは、これらの鋼ストリップが、本発明の冷間圧延平鋼製品の製造で確立されたパラメータに厳密に適合した製造パラメータを採用して製造されている場合でさえも、このようなｒ値には達しない。本発明によって製造された鋼ストリップは、その目的のための複雑な合金化又はプロセス技術手段を必要とすることなく、それらの高いＡｌ含有量にもかかわらず、深絞りに対する優れた適合性を有する。本発明に従わない組成を有する鋼Ｃ１、Ｃ２及びＣ３もまた、Ｆｅ（Ａｌ）と固溶マトリックスとともに、硬化した初期の規則状態を含む。ホットストリップ焼鈍は冷間圧延による処理を容易にする。しかしながら、本発明に従わない組成を有する冷間圧延鋼ストリップは、良好な深絞り特性に必要とされるｒ値を達成することができない。本発明に従わない鋼Ｓ３から製造される半製品は、完全なフェライト相領域において熱間圧延することができるが、室温における金属間のＦｅ３Ａｌ相の存在のため、室温でクラックを生じることなく、冷間圧延することはできない。
【００５６】
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【００５７】
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【００５８】
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