(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延平鋼材であって、
（重量％で）下記組成であって、
Ｃ：０．１２−０．１８％；
Ｓｉ：０．０５−０．２％；
Ｍｎ：１．９−２．２％；
Ａｌ：０．２−０．５％；
Ｃｒ：０．０５−０．２％；
Ｎｂ：０．０１−０．０６％；
残部がＦｅ及び製造関連の理由で不可避な不純物であり、前記不純物がリン、硫黄、窒素、モリブデン、ホウ素、チタン、ニッケル及び銅の成分を含み、前記成分に下記をそれぞれ適用する組成、及び、
Ｐ：≦０．０２％
Ｓ：≦０．００３％
Ｎ：≦０．００８％
Ｍｏ：≦０．１％
Ｂ：≦０．０００７％
Ｔｉ：≦０．０１％
Ｎｉ：≦０．１％
Ｃｕ：≦０．１％
ベイナイトフェライトを含む５０〜９０体積％のフェライトと、５〜４０体積％のマルテンサイトと、最大１５体積％の残留オーステナイトと、製造関連の理由で不可避な最大１０体積％の他の構造成分とからなる微細構造を有することを特徴とする平鋼材。
【請求項２】
請求項１に記載の平鋼材において、前記Ｍｏの含有量が最大０．０５重量％であることを特徴とする平鋼材。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の平鋼材において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＮｂの含有量の合計が２．５〜３．５重量％であることを特徴とする平鋼材。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の平鋼材において、残留オーステナイトの含有量が６〜１２体積％であることを特徴とする平鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の平鋼材において、降伏強度Ｒｐ０．２が少なくとも４４０ＭＰａであり、引張強度Ｒｍが少なくとも７８０ＭＰａであり、破断伸びＡ８０が少なくとも１４％であり、ｎ１０−２０／Ａｇが少なくとも０．１であり、ＢＨ２値が少なくとも２５ＭＰａであることを特徴とする平鋼材。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか１項に記載するように構成された冷間圧延平鋼材の製造方法であって、
ａ）一次産品を形成するために請求項１〜３の何れか１項に記載するように構成された平鋼材を鋳造する工程と；
ｂ）２〜５．５ｍｍの厚さを有する熱間圧延帯を形成するために前記一次産品を熱間圧延する工程であって、初期熱間圧延温度が１０００〜１３００℃であり、最終熱間圧延温度が８４０〜９５０℃である、工程と；
ｃ）４８０〜６１０℃の巻取温度で巻取体を形成するために前記熱間圧延帯を巻き取る工程と；
ｄ）０．６〜２．４ｍｍの厚さの冷間圧延平鋼材を形成するために前記熱間圧延帯を冷間圧延する工程であって、前記冷間圧延によって達成される冷間圧延率が４０〜８０％である、工程と；
ｅ）前記冷間圧延平鋼材を連続的に焼きなます工程であって、
ｅ．１）最初に予熱段階で、最大８７０℃の予熱温度まで０．２〜４５℃／秒の加熱速度で前記冷間圧延平鋼材を加熱し、
ｅ．２）続いて保持段階で、８〜２６０秒の焼きなまし期間にわたって７５０〜８７０℃の焼きなまし温度で前記冷間圧延平鋼材を保持し、選択的に、前記保持段階中にそれぞれの焼きなまし温度まで前記予熱された平鋼材を仕上げ加熱し、
ｅ．３）０．５〜１１０Ｋ／秒の冷却速度で焼きなまし期間の終了後に前記冷間圧延平鋼材を冷却する、工程とを含むことを特徴とする製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の製造方法において、工程ｂ）の前に、最大５００分の加熱期間にわたってそれぞれの初期熱間圧延温度まで前記一次産品を加熱することを特徴とする製造方法。
【請求項８】
請求項６に記載の製造方法において、工程ａ）の後に、それぞれの初期熱間圧延温度まで冷却し、その後前記熱間圧延に前記一次産品を直接送ることを特徴とする製造方法。
【請求項９】
請求項６〜８の何れか１項に記載の製造方法において、前記冷間圧延平鋼材が溶融めっきを通過し、前記溶融めっきが連続フローで工程ｅ．３）から続き、前記冷間圧延平鋼材が工程ｅ．３）で冷却される温度が４５５〜５５０℃であることを特徴とする製造方法。
【請求項１０】
請求項６〜８の何れか１項に記載の製造方法において、前記冷間圧延平鋼材を工程ｅ．３）で室温まで冷却することを特徴とする製造方法。
【請求項１１】
請求項１０に記載の製造方法において、前記冷間圧延平鋼材を工程ｅ．３）で少なくとも２つの冷却工程で冷却することを特徴とする製造方法。
【請求項１２】
請求項１０又は１１に記載の製造方法において、前記冷間圧延平鋼材を工程ｅ．３）で２５０〜５００℃まで冷却し、過時効処理（overaging treatment）を行うために、最大７６０秒間当該温度領域に保持し、続いて前記冷間圧延平鋼材を仕上げ冷却することを特徴とする製造方法。
【請求項１３】
請求項１０〜１２の何れか１項に記載の製造方法において、室温まで冷却した後、前記冷間圧延平鋼材を電解的に金属保護被膜で覆うことを特徴とする製造方法。
【請求項１４】
請求項６〜１２の何れか１項に記載の製造方法において、最後に、前記冷間圧延平鋼材を０．１〜２．０％の調質率で調質圧延することを特徴とする製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低コストで製造することができる相対的に高強度の鋼に関する。同様に、本発明は、そのような鋼から製造された平鋼材及びそのような平鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
本書で平鋼材を参照する場合、これは圧延工程によって得られる鋼帯、鋼板、並びにシートバー、ブランク、及びこれらから得られる同類のものをいう。
【０００３】
本書で合金仕様に関して添加元素の含有量について数量が与えられる箇所はどこでも、明示的に述べない限り、それらは重量に関する。
【背景技術】
【０００４】
既に、二相鋼は自動車の構造でしばらくの間使用されてきた。この点、そのような鋼には既知の添加概念が多く存在し、それぞれ多種多様な要件を満たすよう構成されている。既知の概念の多くは、モリブデンを添加することに基づくか、又は精巧な製造工程を前提としており、特に、それぞれ望ましい微細構造の鋼を製造するために、冷間圧延焼きなましの場合には非常に急速な冷却を前提としている。市場におけるモリブデンの価格は大きな変動を受けやすいので、高い割合でＭｏを含有する鋼の製造は高コストのリスクを伴う。これは、二相鋼の機械的性質に関してモリブデンが有するプラス効果と対比される。例えば、十分に高いＭｏ含有量は、冷却中にパーライトの形成を遅らせるため、それぞれの鋼に課される要件に好ましい微細構造の生成を保証する。
【０００５】
特開平１１−３１０８５２号公報は、（重量％で）０．０３〜０．１５％のＣ、最大１．５％のＳｉ、０．０５〜２．５％のＭｎ、最大０．０５％のＰ、０．００５〜０．５％のＡｌ、０．０２〜２％のＣｒ、最大０．０１％のＮ、最大０．０３％のＴｉ、最大０．０６％のＮｂ、及び残部として、Ｆｅ及び不可避な不純物を含有する二相鋼から熱間圧延帯を製造する方法を開示する。この場合、ＭｎとＣｒの含有量がＣｒ＋Ｍｎ≦３．５の条件を満たし、ＴｉとＮｂの含有量が、０．００５％≦２×Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０６％の条件を満たさなければならない。この場合、熱間圧延帯は（単位面積％で）５５〜９５％のポリゴナルフェライトと、低温で形成される５〜４５％の硬質相とからなる微細構造を有さなければならない。これを達成するために、対応して構成される鋼を複数のスラブに鋳造し、冷却後にこれを最大１２８０℃まで加熱し、続いて熱間圧延帯を形成するためにＡｒ３±５０℃の熱間圧延温度で熱延される。その後、得られた熱間圧延帯を最大２５０℃の巻取温度で巻き取る。低い巻取温度は強度を増加する相の形成を導くため、非常に強い熱間圧延帯をもたらす。しかしながら、更にこれを加工するのは困難である。特に、これは、このように製造された熱間圧延帯から冷間圧延鋼帯を製造しようとするときに分かる。
【０００６】
国際公開第２０１１／１３５９９７号は同じく、二相鋼、これから製造した熱間圧延鋼帯、及びそのような熱間圧延鋼帯の製造方法を開示する。鉄及び不可避な不純物と共に、ここで鋼は（重量％で）０．０７〜０．２％のＣ、０．３〜１．５％のＳｉ及びＡｌ、１．０〜３．０％のＭｎ、最大０．０２％のＰ、最大０．００５％のＳ、０．１〜０．５％のＣｒ、０．００１〜０．００８％のＮ、及び更に加えて０．００２〜０．０５％のＴｉ又は０．００２〜０．０５％のＮｂから成る。この場合、熱間圧延鋼板は、（単位面積％で）０．５〜３．０μｍの粒径を有する７〜３５％のフェライトと、残部として、ベイナイトフェライト又はベイナイト及びマルテンサイトとから成る微細構造を有する。この場合、少なくとも０．５％のＳｉの高含有量が鋼の強度を高めることに寄与する一方、アルミニウムは単に、その製造中に鋼を脱酸するために加えられる。ここで、また、熱間圧延帯に十分な量の強度増大硬質相の形成を保証するため、４３０℃未満の低い巻取温度を規定する。ここで、また、熱間圧延帯の既存の微細構造の設定は、この既知の方法で製造された熱間圧延帯を冷間圧延鋼帯に更に加工するのは困難のみを伴うという結果を有している。
【０００７】
国際公開第２０１１／０７６３８３号は更に、高強度を有することを目的とする溶融亜鉛めっき鋼帯を記載する。この場合、鋼帯は、鉄及び不可避な不純物と共に、（重量％で）０．１０〜０．１８％のＣ、１．９０〜２．５０％のＭｎ、０．３０〜０．５０％のＳｉ、０．５０〜０．７０％のＡｌ、０．１０〜０．５０％のＣｒ、０．００１〜０．１０％のＰ、０．０１〜０．０５％のＮｂ、最大０．００４％のＣａ、最大０．０５％のＳ、最大０．００７％のＮ、及び選択的に以下の元素：０．００５〜０．５０％のＴｉ、０．００５〜０．５０％のＶ、０．００５〜０．５０％のＭｏ、０．００５〜０．５０％のＮｉ、０．００５〜０．５０％のＣｕ、最大０．００５％のＢの少なくとも１つを含有する鋼から成る。ここで、ＡｌとＳｉの含有量に：０．８０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％を、ＭｎとＣｒの含有量に：Ｍｎ＋Ｃｒ＞２．１０％を適用する。このように構成された鋼は、高強度と共に改善された変形能をもたらすことを意図しており、同時に良好な生産性及び被覆性と共に、良好な溶接性及び表面品質を有している。
【発明の概要】
【０００８】
上述した先行技術の背景に対して、本発明の目的は、調達コストに関して大きな変動を受けやすい高価な添加元素に依存することなく、最適化された機械的性質を有し、同時に低コストで製造することができる鋼及び平鋼材を提供することである。
【０００９】
加えて、本発明によって製造される種類の冷間圧延平鋼材を確実に製造できる方法を提供することである。
【００１０】
本発明によれば、鋼に関して請求項１で特定される組成を有する鋼によってこの目的が達成された。
【００１１】
平鋼材に関して、前述の目的を達成する本発明に係る解決法は、請求項４で特定されるような冷間圧延状態でそのような平鋼材を形成することである。
【００１２】
この方法に関して、最終的に前述の目的は、冷間圧延平鋼材の製造に組み入れられた請求項７で特定される工程によって本発明により達成された。
【００１３】
炭素は、マルテンサイトが微細構造に形成するのを可能にするので、本発明に係る鋼において所望の高強度を設定するのに必須の元素である。この効果が十分な範囲まで発生するため、本発明に係る鋼は少なくとも０．１２重量％のＣを含有する。しかしながら、高すぎるＣ含有量は溶接特性にマイナス効果を有する。一般に、その炭素含有量のレベルにより鋼の溶接性が低減することがある。その加工性に対するＣ含有量の悪影響を回避するため、本発明に係る鋼の場合、最大炭素含有量が０．１８重量％に制限される。
【００１４】
シリコンは、同じくフェライトの硬度を増大させるという点で、強度を高めるために使用される。本発明に係る鋼のシリコンの最少含有量は、この目的のため０．０５重量％である。しかしながら、高すぎるシリコン含有量は、本発明に係る鋼から製造された平鋼材の表面に悪影響を及ぼす望まない粒界酸化と、耐食性を改善するために本発明に係る平鋼材を金属被膜で溶融めっきする際の困難性とをもたらす。更に加工を困難にする本発明に係る鋼のＳｉの悪影響を回避するため、本発明に係る鋼のＳｉ含有量の上限は０．２重量％である。
【００１５】
マンガンは、冷却中のパーライトの形成を阻止する。その結果、本発明に係る鋼では、所望のマルテンサイトの形成が促進され、鋼の強度が増大する。ここで、パーライトの形成を抑えるために十分なマンガン高含有量は１．９重量％になる。しかしながら、マンガンは更に成分分離を形成し、溶接の適合性を低減する負特性がある。加えて、相対的に高いＭｎ含有量の存在は、本発明に係る鋼の製造で増大したエネルギーの消費を引き起す。本発明に係る鋼のＭｎの悪影響を回避するため、本発明に係る鋼のＭｎに想定される含有量の範囲の上限は２．２重量％である。
【００１６】
アルミニウムは、本発明に係る合金に特に重要なものである。少量で含有する場合であっても、それは脱酸に役立つ。本発明によって想定される少なくとも０．２重量％の量が残留オーステナイトの形成を促進する。既知のＴＲＩＰ鋼に似た方法では、これは、破断伸びと、本発明に係る鋼から製造された平鋼材のｎ値とにプラスの効果を有する。しかしながら、本発明に係る鋼を一次産品として複数のスラブ又は薄スラブに鋳造する場合、０．５重量％を超えるアルミニウム含有量は、スラブの特性を損ない、恐らく亀裂の形成をもたらす。更に、鋼におけるアルミニウムの高含有量は被膜特性に悪影響を有する。したがって、本発明に係る鋼の場合には、Ａｌの含有量は０．５重量％に制限される。
【００１７】
マンガンと同じく、クロムは強度を高めるために本発明に係る鋼に存在する。Ｃｒの存在は、焼入れ性と、結果的に鋼のマルテンサイトの割合とを増大させる効果を有する。これに必要なＣｒ含有量は、少なくとも０．０５重量％である。Ｃｒの強度増大作用を過剰にしないために、本発明に係る鋼のＣｒ含有量は最大０．２重量％に制限される。
【００１８】
ニオビウムは、本発明に係る鋼に超微細な成分分離を形成し、その結果同じく強度を高める。このため少なくとも０．０１重量％のＮｂ含有量が必要である。過度の含有量は、Ｎｂの好ましい影響を過度に増加させ、破断伸びに悪影響を及ぼすであろう。したがって、本発明に係る鋼の場合、Ｎｂ含有量は０．０６重量％に制限され、Ｎｂの効果はＮｂ含有量が０．０１〜０．０４重量％である場合に特に確実に発生する。
【００１９】
不純物として本発明に係る鋼に含有することができるリン、硫黄、窒素、モリブデン、ホウ素、チタン、ニッケル、及び銅の量は、鋼及びこれから製造した本発明に係る平鋼材の特性に影響しないほど少ない。したがって、本発明に係る鋼では、最大０．０２重量％のＰ、最大０．００３重量％のＳ、最大０．００８重量％のＮ、最大０．１重量％のＭｏ、最大０．０００７重量％のＢ、最大０．０１重量％のＴｉ、最大０．１重量％のＮｉ、最大０．１重量％のＣｕがそれぞれ存在し、モリブデンの含有量は好ましくは０．０５重量％より少ない。更なる不純物が本発明に係る鋼に存在することができ、製造関連の理由により、例えばクズの使用により、鋼に入り込む。しかしながら、これらの不純物は同じく、それらが鋼の特性に影響を及ぼさないように少量で存在する。
【００２０】
添加元素Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、及びＮｂの含有量の合計は、少なくとも２．５重量％であるべきであり、３．５重量％を超えるべきでない。添加含有量の合計が小さすぎる場合、所望の機械的性質が達成されないというリスクがある。一方、添加含有量の合計が高すぎる場合、９００ＭＰａを超える、本書で望まない非常に高い強度が、より貧弱な変形特性と共に達成される。
【００２１】
本発明に係る平鋼材の製造方法は：
ａ）一次産品を形成するために本発明により構成される鋼を鋳造する工程であって、一次産品をスラブ又は薄スラブにすることが可能である、工程と；
ｂ）２〜５．５ｍｍの厚さを有する熱間圧延帯を形成するために前記一次産品を熱間圧延する工程であって、初期熱間圧延温度が１０００〜１３００℃、特に１０５０〜１２００℃であり、最終熱間圧延温度が８４０〜９５０℃、特に８９０〜９５０℃である、工程と；
ｃ）４８０〜６１０℃の巻取温度で巻取体を形成するために前記熱間圧延帯を巻き取る工程と；
ｄ）０．６〜２．４ｍｍの厚さの冷間圧延平鋼材を形成するために前記熱間圧延帯を冷間圧延する工程であって、前記冷間圧延によって達成される冷間圧延率が４０〜８０％である、工程と；
ｅ）前記冷間圧延平鋼材が連続的に通過する間に前記冷間圧延平鋼材を焼きなます工程であって、
ｅ．１）最初に予熱段階で、最大８７０℃の予熱温度まで０．２〜４５℃／秒の加熱速度で前記冷間圧延平鋼材を加熱し、
ｅ．２）続いて保持段階で、８〜２６０秒の焼きなまし期間にわたって７５０〜８７０℃の焼きなまし温度で前記冷間圧延平鋼材を保持し、選択的に、保持段階中にそれぞれの焼きなまし温度まで前記予熱された平鋼材を仕上げ加熱し、
ｅ．３）前記焼きなまし期間の終了後に、０．５〜１１０Ｋ／秒の冷却速度で前記冷間圧延平鋼材を冷却する、工程とを含む。
【００２２】
熱間仕上げ圧延の前にそれぞれ要求される初期熱間圧延温度までもっていくために、必要に応じて、それぞれの一次産品を最大５００分間にわたって十分な炉温で炉に残すことができる。代わりに、それぞれの一次産品をまだ十分に熱い状態で熱間圧延に通すこともできる。
【００２３】
低い巻取温度は、かなり強く熱間圧延された平鋼材（「熱間圧延帯」）をもたらし、より困難な条件下でのみ更に加工することができるため、巻取温度は本発明によって４８０〜６１０℃に固定される。他方で、６１０℃を超える巻取温度は、本発明によって想定されるクロム含有量との組み合わせで、粒界酸化のリスクを増加させるであろう。
【００２４】
巻き取られた熱間圧延帯は、室温まで巻取体で冷却する。選択的に、酸化膜と、粘着している混入物質とを除去するために、冷却後に酸洗いしてもよい。
【００２５】
必要に応じて巻き取りと酸洗いを行った後、冷間圧延平鋼材（「冷間圧延帯」）を形成するために熱間圧延帯を１又は複数の冷間圧延工程で圧延する。本発明により規定される熱間圧延帯の厚さから始めて、０．６〜２．４ｍｍの所望の冷間圧延帯厚を達成するために、冷間圧延はこの場合４０〜８０％の総冷間圧延率で行われる。
【００２６】
次の製造工程では、冷間圧延帯を連続焼きなましに晒す。これは第１に、所望の機械的性質を設定する役割を担う。
【００２７】
同時に、それは金属被膜による後続のコーティング用の冷間圧延平鋼材を準備するために使用することができ、この金属被膜は後の使用中に冷間圧延平鋼材を腐食から保護する。工業規模では、溶融めっきによる特に低コストな手法でそのようなコーティングを塗布することができる。この場合、本発明で想定される焼きなましを連続タイプの従来形成された溶融めっき設備で行う。代わりに、焼きなましの後に電解亜鉛めっきを続けることができる。
【００２８】
加熱処理の過程では、それぞれの最大焼きなまし温度への加熱と後続の冷却との双方を１又は複数の工程で行うことができる。この場合、最初に予熱段階で、最大８７０℃の予熱温度、特に６９０〜８６０℃又は６９０〜８４０℃まで０．２Ｋ／秒〜４５Ｋ／秒の速度で加熱を行う。
【００２９】
続いて、平鋼材は保持ステージに入り、ここで平鋼材はその予熱温度がそれぞれ目標とする最大焼きなまし温度未満である場合には更に加熱を行うことによって７５０〜８７０℃の最大焼きなまし温度に達する。平鋼材は、保持ステージの終了に達するまでそれぞれ最大焼きなまし温度で保持される。平鋼材が保持ステージで最大焼きなまし温度でそれぞれ保持される焼きなまし期間は、８〜２６０秒である。低すぎる温度又は少なすぎる時間では、原料が再結晶しないであろう。結果として、一方では、冷却中の微細構造の変態用のマルテンサイトの形成に利用可能な十分なオーステナイトが無くなる。他方では、再結晶しない鋼は明らかな異方性の結果を有する。対照的に、長すぎる焼きなまし期間又は高すぎる温度は非常に粗い微細構造をもたらし、結果的に貧弱な機械的性質をもたらす。
【００３０】
焼きなまし期間の終了後、０．５〜１１０Ｋ／秒の冷却速度で冷間圧延平鋼材の冷却が行われる。この場合、冷却速度はパーライトの形成を最大限回避するように、この時間内に設定される。
【００３１】
焼きなまし後に冷間圧延平鋼材を溶融めっきすることを意図している場合、冷却の過程で、冷間圧延平鋼材を４５５〜５５０℃の温度まで冷却する。その後、このように温度調整された冷間圧延平鋼材が４５０〜４８０℃の温度の溶融Ｚｎ槽を通過する。冷間圧延平鋼材の温度が亜鉛槽の温度範囲に落ちる場合、亜鉛槽に入る前に最大１００秒間鋼帯を保持することができる。他方、鋼帯が亜鉛槽に入る時間までに鋼帯の温度が４８０℃より高い場合、その温度が亜鉛槽の温度範囲に落ちるまで、特に亜鉛槽の温度に等しくなるまで最大１０Ｋ／秒の冷却速度で平鋼材を冷却する。
【００３２】
Ｚｎ槽を出るとすぐに、剥離装置によって既知の方法で平鋼材に存在するＺｎベースの保護膜の厚さを設定する。
【００３３】
選択的に、溶融めっきの後に更なる加熱処理（「ガルバニーリング」）を続けてもよく、ここで亜鉛層で燃焼するために溶融めっきされた平鋼材を５５０℃まで加熱する。
【００３４】
亜鉛槽を出た直後又は更なる加熱処理の後の何れかにおいて、得られた冷間圧延平鋼材を室温まで冷却する。
【００３５】
結果的に、本発明による平鋼材の製造方法は以下の変形例を含む：
【００３６】
変形例ａ）
冷間圧延平鋼材（「冷間圧延帯」）は、６６０〜８４０℃の予熱温度まで１０〜４５Ｋ／秒の加熱速度で予熱炉で加熱される。
【００３７】
続いて、予熱した冷間圧延帯は炉領域に通され、ここで８〜２４秒の保持時間にわたって７６０〜８６０℃の温度で冷間圧延帯を保持する。前の加工工程で到達した予熱温度に依存して、更に０．２〜１５Ｋ／秒の加熱速度でこれを加熱する。
【００３８】
その後、このように焼きなまされた冷間圧延帯を４５５〜５５０℃の入口温度まで２．０〜３０Ｋ／秒の冷却速度で冷却し、これに伴い続いて冷間圧延帯を溶融亜鉛槽に通し、最大４５秒の保持時間保持する。この場合、溶融亜鉛槽は４５５〜４６５℃の温度を有する。その入口温度に依存して、溶融亜鉛槽のそれぞれの温度まで最大１０Ｋ／秒の冷却速度で溶融亜鉛槽で冷間圧延帯を冷却するか、又は一定温度で保持する。その後、冷間圧延帯が溶融亜鉛槽を出るとすぐに、冷間圧延帯に亜鉛めっきを設け、それ自体既知の方法でめっきの厚さを設定する。最終的に、めっきした冷間圧延帯を室温まで冷却する。
【００３９】
変形例ｂ）
連続炉の入口加熱領域では、冷間圧延平鋼材を最大２５Ｋ／秒の加熱速度で７６０〜８６０℃の目標温度までもっていく。
【００４０】
この後、３５〜１５０秒間、炉の保持領域で７５０〜８７０℃、特に７８０〜８７０℃の焼きなまし温度で前記のように加熱した冷間圧延平鋼材の保持を続ける。その結果、冷間圧延平鋼材が保持領域に入る温度に依存して、保持時間中、すなわちこの保持領域内で最大３Ｋ／秒の加熱速度でそれぞれの焼きなまし温度まで冷間圧延平鋼材を加熱する。
【００４１】
焼きなまし温度で保持した後に２段階の冷却が続き、ここでは最初に冷間圧延平鋼材を６４０〜７３０℃の中間温度まで０．５〜１０Ｋ／秒の冷却速度でゆっくり冷却し、続いて４５５〜５５０℃の温度まで５〜１１０Ｋ／秒の加速された冷却速度で冷却する。
【００４２】
次いで、それぞれの温度まで冷却した冷間圧延平鋼材が溶融亜鉛槽を通過する。この場合、溶融亜鉛槽は４５０〜４８０℃の温度を有する。冷間圧延平鋼材が溶融亜鉛槽を出るとすぐに、次いで冷間圧延平鋼材に亜鉛めっきを設け、それ自体既知の方法でめっきの厚さを設定する。
【００４３】
亜鉛めっきの塗布に続き、亜鉛めっきに合金形成をもたらすために、焼きなまし処理（「ガルバニーリング」）を行うことができる。この目的のため、亜鉛めっきを設けた冷間圧延帯を４７０〜５５０℃まで加熱し、十分な時間にわたってこの温度で保持することができる。
【００４４】
亜鉛めっき後又はこのような処理を行う場合にはガルバニーリング処理後、その機械的性質とめっきの表面状態とを改善するために、亜鉛めっきされた冷間圧延帯を調質圧延に晒すことができる。その結果設定される調質率は、一般的に０．１〜２．０％、特に０．１〜１．０％の範囲である。
【００４５】
その機械的性質を設定するために、溶融めっきの上記可能性の代わりとして、本発明によって構成され製造された冷間圧延平鋼材を従来の焼きなまし炉で加熱処理に通すことができ、加熱（加工工程ｅ．１）及びそれぞれの焼きなまし温度での焼きなまし（加工工程ｅ．２）が上記方法で行われるが、加工工程ｅ．３は、最初に冷間圧延平鋼材を２５０〜５００℃の温度領域まで冷却し、その後最大７６０秒間この温度領域に留まらせ、続いて更に冷却するという点で、少なくとも２つの段階で行われる。この方法で、本発明に係る平鋼材の微細構造に残留オーステナイトが安定する。
【００４６】
この手順における本発明に係る方法の変形例の場合、以下の加熱処理工程を連続炉で行う：
【００４７】
最初に、加熱領域で７５０〜８７０℃、特に７５０〜８５０℃まで１〜８Ｋ／秒の加熱速度で冷間圧延平鋼材を加熱する。
【００４８】
続いて、前記のように加熱した冷間圧延平鋼材を炉領域に通し、ここでは冷間圧延平鋼材を７０〜２６０秒の保持時間にわたって、７５０〜８７０℃、特に７５０〜８５０℃の焼きなまし温度で保持する。前の加工工程で到達した予熱温度に依存し、これは最大５Ｋ／秒の加熱速度での更なる加熱を伴う。
【００４９】
続いて、前記のように焼きなまされた冷間圧延平鋼材を２段階冷却に晒し、ここでは最初に当該冷間圧延平鋼材を４５０〜５７０℃の中間温度まで３〜３０Ｋ／秒の加速した冷却速度で冷却する。次いで、この冷却は空気及び／又は気体の冷却として行うことができる。この後により遅い冷却が続き、冷間圧延平鋼材を４００〜５００℃まで１〜１５Ｋ／秒の冷却速度で冷却する。
【００５０】
それぞれの冷却後に過時効処理を続け、ここでは１５０〜７６０秒の保持時間にわたって、２５０〜５００℃、特に２５０〜３３０℃の温度で冷間圧延平鋼材を保持する。それぞれの入口温度に依存して、これは最大１．５Ｋ／秒の冷却速度による冷間圧延平鋼材の冷却を伴う。
【００５１】
上述した方法で加熱処理した冷間圧延平鋼材は、最終的にその機械的性質を更に改善するために、調質圧延に晒すことができる。ここで、また、その結果設定される調質率は、一般に０．１〜２．０％、特に０．１〜１．０％である。
【００５２】
続いて、前記のように加熱処理し、恐らく調質圧延した冷間圧延平鋼材を、電解めっきのコーティング設備に通すことができ、ここではそれぞれの金属保護層、例えば亜鉛合金層を冷間圧延平鋼材にそれ自体既知の方法で電気化学的に（「電解的に」）堆積させる。
【００５３】
本発明に係る平鋼材は、上述した方法で構成された本発明に係る合金であって、ベイナイトフェライトを含む５０〜９０体積％のフェライトと、５〜４０体積％のマルテンサイトと、最大１５体積％の残留オーステナイトと、製造関連の理由で不可避の最大１０体積％の他の構造成分とから成る微細構造によって更に特徴づけられる合金を有し、残留オーステナイトの含有量が好ましくは６〜１２体積％の範囲である。
【００５４】
その結果、DIN EN ISO 6892（試料フォーム２、縦方向の試料）に従った引張試験で測定された固有値は、以下の範囲である：
Ｒｐ０．２  少なくとも４４０ＭＰａ、特に最大５５０ＭＰａ、
Ｒｍ  少なくとも７８０ＭＰａ、特に最大９００ＭＰａ、
Ａ８０  少なくとも１４％、
ｎ１０−２０／Ａｇ  少なくとも０．１０、
ＢＨ２、少なくとも２５ＭＰａ、特に少なくとも３０ＭＰａ。
【００５５】
実際に、本発明に係る平鋼材は、本発明に係る方法を使用することによって確実に製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００５６】
図１及び図２に再現された図面にそれぞれ表したものは、冷間圧延平鋼材が、直後の溶融めっきと共に本発明に係る方法で行われる焼きなましを通過するときに発生する異なる温度プロファイルである：
−加熱速度ＲＶで予熱温度ＴＶまで加熱する工程と；
−焼きなまし期間ｔＧにわたって最大焼きなまし温度ＴＧで保持する工程であって、前記保持する工程は、予熱温度ＴＶが焼きなまし温度ＴＧより低い場合に（破線ＴＶ＝ＴＧ；実線ＴＶ＜ＴＧ）、焼きなまし温度ＴＧまで仕上げ加熱する工程を含む、工程と；
−１つの段階（図１）又は下記のように２つの段階（図２）で冷却する工程と：
−温度ＴＥ（図１）又はＴＥ’（図２）まで平鋼材を冷却する工程と、
−選択的に、それぞれの温度ＴＥが溶融槽の温度ＴＢの温度範囲に落ちる場合、特に温度ＴＢ（図１）に等しくなる場合に期間ｔＥにわたって温度ＴＥで保持する工程か、
又は、
−温度ＴＥ’が溶融槽の温度範囲の上限より高く、第２の冷却工程で到達した温度ＴＥ’’が溶融槽の温度ＴＢの温度範囲に落ちる場合、特に温度ＴＢ（図２）に等しくなる場合に、温度ＴＥ’から始めて、温度ＴＥ’’まで、更に冷却する工程と；
−通過時間ｔＢ内で溶融槽の中に平鋼材を通過させる工程と；
−室温ＲＴまで冷却する工程。
【００５７】
他方で、図３に係る図面の実施例で示されるものは、平鋼材が後続の溶融めっきを伴わずに連続焼きなましを通過する場合に発生する温度プロフィルである：
−加熱速度ＲＶで予熱期間ｔＶ内で予熱温度ＴＶまで予熱する工程と；
−焼きなまし期間ｔＧにわたって最大焼きなまし温度ＴＧで保持する工程であって、前記保持する工程は、予熱温度ＴＶが焼きなまし温度ＴＧより低い場合に（破線ＴＶ＝ＴＧ；実線ＴＶ＜ＴＧ）、焼きなまし温度ＴＧまで仕上げ加熱する工程を含む、工程と；
−２つの段階で冷却する工程であって、第１の段階では中間温度ＴＺ’までより早い冷却速度で冷却し、続いて中間温度ＴＺ’’まで低減した冷却速度で冷却し、前記冷却する工程がｔＺの冷却期間全体に続く、工程と；
−過時効処理を行う工程であって、前記平鋼材を処理期間ｔＵにわたって冷却速度ＲＵで前記中間温度ＴＺ’’から過時効温度ＴＵまで冷却する、工程と；
−室温ＲＴまで冷却する工程。
【００５８】
本発明により達成される効果を確認するため、表１で与えられる組成の９つの鋼溶解物Ａ〜Ｉを溶融した。鋼Ａ〜Ｈは本発明に係る鋼であるが、鋼Ｉは本発明の範囲外である。
【００５９】
鋼溶解物Ａ−Ｉをスラブに鋳造し、冷却後、それぞれの初期熱間圧延温度ＷＡＴまで炉で加熱した。
【００６０】
熱間圧延の過程では、厚さＷＢＤを有する熱間圧延鋼帯を形成するために、初期熱間圧延温度ＷＡＴで熱間圧延スタンドのグループを通過するスラブを最終温度ＷＥＴで熱延した。熱延後、熱間圧延鋼帯を巻取温度ＨＴまで冷却し、ここでそれらを続いて巻取体に巻き取り、室温まで冷却した。
【００６１】
厚さＫＢＤを有する冷間圧延鋼帯を形成するために、このように得られた熱間圧延鋼帯をそれぞれの総変形率ＫＷＧで冷間圧延した。
【００６２】
熱間圧延鋼帯と冷間圧延鋼帯の製造で考慮される運転パラメータである、「初期熱間圧延温度ＷＡＴ」、「最終熱間圧延温度ＷＥＴ」、「熱間圧延鋼帯ＷＢＤの厚さ」、「巻取温度ＨＴ」、「総変形率ＫＷＧ」、及び「冷間圧延鋼帯ＫＢＤの厚さ」を表２及び表３に与える。
【００６３】
このように得られた冷間圧延鋼帯を異なる焼きなまし試験に晒した。
【００６４】
これらの試験の第１の変形例の場合には、図１に表されるプロファイルに続き、最初に従来の溶融めっき導入鋼帯を加熱速度ＲＶで予熱領域で予熱温度ＴＶまで加熱した。
【００６５】
予熱の直後に、最初に、鋼帯を最大焼きなまし温度ＴＧまで保持領域で加熱速度ＲＦで仕上げ加熱し、続いてここでそれらを保持した。全保持領域、すなわち、仕上げ加熱と保持を通過するため、焼きなまし期間ｔＧを必要とした。
【００６６】
続いて同じく中断することなく、その後冷間圧延鋼帯を冷却速度ＲＥで１つの段階で温度ＴＥまで冷却した。溶融槽を出る鋼帯はそれらを腐食から保護するＺｎ合金めっきを有した。
【００６７】
熱間圧延鋼帯と冷間圧延鋼帯の製造で考慮される運転パラメータである、「加熱速度ＲＶ」、「予熱温度ＴＶ」、「加熱速度ＲＦ」、「焼きなまし温度ＴＧ」、「焼きなまし期間ｔＧ」、及び「冷却速度ｒＥ」、「温度ＴＥ」、「保持時間ｔＥ」、「冷却速度ＲＢ」、及び「槽温度ＴＢ」を表４に与える。
【００６８】
これらの試験の第２の変形例の場合には、図２に表されるプロファイルに続き、次いで従来の溶融めっき導入鋼帯を加熱速度ＲＶで予熱領域で予熱温度ＴＶまで加熱した。予熱の直後、鋼帯をそれぞれの炉の第２の領域に入れた。それらの予熱温度ＴＶが規定された最大焼きなまし温度ＴＧ未満であった場合、鋼帯を必要な最大焼きなまし温度ＴＧまで加熱速度ＲＦで仕上げ加熱した。その後、それぞれの焼きなまし温度ＴＧまで加熱した鋼帯を焼きなまし期間ｔＧにわたってこの温度で保持した。続いて中断することなく、冷間圧延鋼帯を２つの段階で冷却した。冷却の第１の段階では、鋼帯を同等の低い冷却速度ＲＥ’で中間温度ＴＥ’まで冷却した。中間温度ＴＥ’に達するとすぐに、それぞれの鋼帯を、増大させた冷却速度ＲＥでそれぞれの温度ＴＥまで急冷した。溶融槽を出る鋼帯は、それらを腐食から保護するＺｎ合金めっきを有した。
【００６９】
熱間圧延鋼帯と冷間圧延鋼帯の製造で考慮される運転パラメータである、「加熱速度ＲＶ」、「予熱温度ＴＶ」、「加熱速度ＲＦ」、「焼きなまし温度ＴＧ」、「焼きなまし期間ｔＧ」、「冷却速度ＲＥ’」、「中間温度ＴＥ’」「冷却速度ＲＥ’’」、「温度ＴＥ」、「保持時間ｔＥ」、「冷却速度ＲＢ」と「温度ＴＢ」を表５に与える。
【００７０】
試験の第３の変形例の場合には、図３に表されるプロファイルに続き、最初に、従来の熱処理導入鋼帯を加熱速度ＲＶで予熱領域で予熱温度ＴＶまで加熱した。予熱の直後、鋼帯をそれぞれの炉の第２の領域に入れた。それらの予熱温度ＴＶが規定された最大焼きなまし温度ＴＧ未満であった場合、鋼帯を必要とされる最大焼きなまし温度ＴＧまで最大加熱速度ＲＦでこの保持領域で仕上げ加熱した。その後、それぞれの焼きなまし温度ＴＧまで加熱される鋼帯をこの温度で保持した。その結果同じく、仕上げ加熱と保持を焼きなまし期間ｔＧで全て行った。
【００７１】
続いて中断することなく、冷間圧延鋼帯を２つの段階で冷却した。冷却の第１の段階では、ガスジェット冷却を使用することによって同等の早い冷却速度ＲＺ’で中間温度ＴＺ’まで鋼帯を冷却した。中間温度ＴＺ’に達するとすぐに、ガスジェット冷却を終了し、ローラ冷却を中間温度ＴＺ’’に下がるまで低減した冷却速度ＲＺ’’で行った。２段階冷却の後に過時効処理を続け、これによりそれぞれの鋼帯を冷却速度ＲＵで中間温度ＴＺ’’から過時効温度ＴＵまで冷却した。
【００７２】
熱間圧延鋼帯と冷間圧延鋼帯の製造で考慮される運転パラメータである、「加熱速度ＲＶ」、「予熱温度ＴＶ」、「加熱速度ＲＧ」、「焼きなまし温度ＴＧ」、「焼きなまし期間ｔＧ」、「冷却速度ＲＺ’」、「中間温度ＴＺ’」、「冷却速度ＲＺ’’」、「中間温度ＴＺ’’」、「冷却速度ＲＵ」、及び「過時効温度ＴＵ」を表６に与える。
【００７３】
各々のケースで最終的に、上述した試験により得られた冷間圧延鋼板の各々を調質圧延率ＤＧで調質圧延した。これは、試験の第１の２つの系で溶融めっきした鋼帯と、更に試験の第３の系を通過した鋼帯との双方に適用する。
【００７４】
上述した方法で製造した冷間圧延鋼帯では、降伏強度Ｒｐ０．２、引張強度Ｒｍ、破断伸びＡ８０、ｎ値（１０−２０／Ａｇ）、及び微細構造の組成を測定し、これらの特性を試験片でそれぞれ圧延方向に関して長手方向に測定した。
【００７５】
加えて、DIN EN ISO 7438に従ってＶ折曲げ挙動を測定した。ここで、最小折曲げ半径率、すなわち板厚に対して目に見える亀裂が鋼板に発生しない半径は最大１．５であるべきであり、理想的には１．０を超えるべきではない。
【００７６】
同様に、DIN EN ISO 7438（試験片寸法  板厚＊２０ｍｍ＊１２０ｍｍ）に従った折曲げ試験では、目に見える損傷が発生しない最小折曲げドーム径を測定した。それは２＊板厚であるべきであり、理想的には１．５＊板厚である。本発明に関して、これは最大折曲げドーム径が４．８ｍｍを超えるべきではないことを意味する。
【００７７】
最終的に、上述した方法で製造された冷間圧延鋼帯の穴を空けた試験片において、穴の拡大を、０．８ｍｍ／秒の引張速度で１０ｍｍの穴径で、ISO16630に従って測定した。それは少なくとも１４％であり、理想的には少なくとも１６％である。
【００７８】
表７では、上述した方法で行われた５８の全試験が示されており、表１に示した鋼の何れかを処理し、表２に示した熱間圧延変形例の何れかを適用し、表３に示した冷間圧延変形例の何れかを使用し、表４、表５及び表６にそれぞれ示した焼きなまし方法の変形例の何れかをそれぞれの冷間圧延鋼帯に行った。更に、それぞれの調質率ＤＧ、機械的性質、及び微細構造の組成、並びにDIN EN ISO 7438（「Ｖ折曲げ」、「Ｕ折曲げ」）及びDIN ISO 16630（「穴の拡大」）に従って測定した特性は、表７に示す。
【表１】
0006374864.tif 000002
【表２】
0006374864.tif 000003
【表３】
0006374864.tif 000004
【表４】
0006374864.tif 000005
【表５】
0006374864.tif 000006
【表６】
0006374864.tif 000007
【表７−１】
0006374864.tif 000008
【表７−２】
0006374864.tif 000009
【図１】
0006374864.tif 000010
【図２】
0006374864.tif 000011
【図３】
0006374864.tif 000012