(57)【要約】  本発明は、８００ＭＰａより高い抵抗および１０％より高い破断点伸びを有する熱間圧延鋼板に関し、熱間圧延鋼板は、重量で、０．０５０％≦Ｃ≦０．０９０％、１％＜Ｍｎ≦２％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．０５０％、０．１％≦Ｓｉ≦０．３％、０．１０％≦Ｍｏ≦０．４０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｐ≦０．０２５％、０．００３％≦Ｎ≦０．００９％、０．１２％≦Ｖ≦０．２２％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０２０％、および、任意に、Ｃｒ≦０．４５％の組成を有し、残部は、鉄および製造に起因する不可避的不純物からなり、鋼板または部品の微構造は、表面比として、少なくとも８０％の上部ベイナイトを含み、任意の残部は、下部ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなり、マルテンサイトおよび残留オーステナイト含有量の合計は５％より低い。【特許請求の範囲】
【請求項１】
８００ＭＰａより大きい引張強度および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板または部品であって、その組成が、含有量を重量で表して、
０．０５０％≦Ｃ≦０．０９０％
１％≦Ｍｎ≦２％
０．０１５％≦Ａｌ≦０．０５０％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．４０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２５％
０．００３％≦Ｎ≦０．００９％
０．１２％≦Ｖ≦０．２２％
Ｔｉ≦０．００５％
Ｎｂ≦０．０２０％
および、任意に、
Ｃｒ≦０．４５％を含み、
組成の残部が、鉄および精錬に起因する不可避的不純物からなり、前記鋼板または前記部品の微構造が、表面比として少なくとも８０％の上部ベイナイトを含み、可能性のある補足物が下部ベイナイトと、マルテンサイトと、残留オーステナイトとからなり、マルテンサイトおよび残留オーステナイト含有量の合計が５％未満である、熱間圧延鋼板または部品。
【請求項２】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．０５０％≦Ｃ≦０．０７０％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板または部品。
【請求項３】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．０７０％＜Ｃ≦０．０９０％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板または部品。
【請求項４】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
１．４％≦Ｍｎ≦１．８％を含むことを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項５】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０４０％を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項６】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．１２％≦Ｖ≦０．１６％を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項７】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．１８％≦Ｍｏ≦０．３０％を含むことを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項８】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
Ｎｂ≦０．００５％を含むことを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項９】
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．２０％≦Ｃｒ≦０．４５％を含むことを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項１０】
前記鋼板または前記部品が、亜鉛系コーティングまたはアルミニウム系コーティングで被覆されていることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板または部品。
【請求項１１】
４００から６９０℃の温度Ｔで加熱すること、次いで３５０℃から（Ｔ−２０℃）の温度範囲で温間延伸すること、次いで周囲温度に冷却することを含む方法に起因することを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の組成および微構造を有する鋼部品。
【請求項１２】
少なくとも１つの鋼板または部品が高エネルギー密度ビームによって溶接されることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の少なくとも１つの鋼板または部品から製造された溶接アセンブリ。
【請求項１３】
８００ＭＰａより大きい引張強度および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板を製造する方法であって、
請求項１から９のいずれか一項に記載の組成を有する鋼が準備され、
この鋼から半製品が鋳造され、
前記半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、
前記半製品が、鋼の微構造が完全オーステナイトである温度範囲の温度ＴＥＲに熱間圧延されて鋼板を得て、
前記鋼板が、冷却速度ＶＣが７５から２００℃／ｓであるように冷却され、
前記鋼板が、５００から６００℃の温度Ｔｃｏｉｌで冷却される、方法。
【請求項１４】
最終圧延温度ＴＥＲが８７０から９３０℃であることを特徴とする、請求項１３に記載の熱間圧延鋼板を製造する方法。
【請求項１５】
冷却速度ＶＣが８０から１５０℃／ｓであることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の熱間圧延鋼板を製造する方法。
【請求項１６】
請求項１３から１５のいずれか一項に従って製造された鋼板が酸洗され、次いで任意にスキンパスされ、次いで、亜鉛または亜鉛合金、あるいはアルミニウムまたはアルミニウム合金で被覆される、製造方法。
【請求項１７】
前記コーティングが溶融コーティングによって連続的に行なわれることを特徴とする、請求項１６に記載の鋼板を製造する方法。
【請求項１８】
温間延伸された部品を製造する方法であって、
請求項１から１０のいずれか一項に記載の、または請求項１３から１７のいずれか一項に記載の方法によって製造された鋼板が準備され、
前記鋼板が切断されてブランクを得て、
前記ブランクが、部分的にまたは完全に４００から６９０℃の温度Ｔに加熱され、１５分未満の時間維持されて加熱されたブランクを得て、
前記加熱されたブランクが、３５０からＴ−２０℃の温度で延伸されて部品を得て、
前記部品が速度Ｖ’Ｃで周囲温度に冷却されることを特徴とする、方法。
【請求項１９】
速度Ｖ’Ｃが２５から１００℃／ｓであることを特徴とする、請求項１８に記載の製造方法。
【請求項２０】
自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、請求項１から１０のいずれか一項に記載の、または請求項１３から１９のいずれか一項に記載の方法によって製造された熱間圧延鋼板の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間成形工程または温間成形工程が実行されることを可能にする極めて高い引張強度および変形能を同時に有するいわゆる「多相」鋼と呼ばれるものからなる熱間圧延板または部品の製造に関する。本発明は、より具体的には、８００ＭＰａより大きい引張強度および１０％より大きい破断点伸びを有するベイナイト微構造を主に有する鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車産業は、特に、そのような熱間圧延鋼板の優先的な適用分野を構成する。
【０００３】
特に、この産業では、車両を軽量化し、安全性を増大させるという継続した必要性が存在する。したがって、これらの増加する要件を満足するために様々な系統の鋼が提案されている。
【０００４】
まず、マイクロアロイ成分を含む鋼が提案され、このマイクロアロイ成分の硬化は、析出および結晶粒の精練によって同時に得られる。そのような鋼の開発の後に、フェライトマトリックス内のマルテンサイトの存在により良好な冷間成形性とともに４５０ＭＰａより大きい引張強度が得られることを可能にする「二重相」の鋼の開発が続いた。
【０００５】
より高い強度レベルを達成するために、特性（強度／変形能）の有利な組み合わせでＴＲＩＰ（変態誘起塑性）挙動を示す鋼が開発された。これらの特性は、そのような鋼の構造に起因し、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含むフェライトマトリックスからなる。変形の効果の下では、ＴＲＩＰ鋼部品の残留オーステナイトは、マルテンサイトに徐々に変態し、著しい硬化をもたらし、くびれの出現を遅延させる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
高い降伏強度／引張強度比、およびさらに高い、つまり８００ＭＰａより高い引張強度を同時に達成するために、主にベイナイト構造を有する多相鋼が開発された。自動車産業または一般の産業では、これらの鋼は、構造部品を製造するために有利に使用された。しかしながら、これらの部品の成形性は、十分な伸びを同時に必要とする。この要件は、部品が溶接され次いで形成される場合にも適合することができる。この場合、溶接された継ぎ目は十分な成形性を有さなければならず、継ぎ目で時期尚早の割れをもたらしてはいけない。
【０００７】
本発明の目的は、圧延方向および横断方向の両方に、１０％より大きい破断点伸びとともに８００ＭＰａより大きい引張強度を有する熱間圧延鋼板を提供することによって上記問題を解決することである。
【０００８】
本発明は、また、機械的方法によって切断される場合、損傷への無反応性が大きい鋼板を提供することである。
【０００９】
本発明の目的は、また、この鋼から製造される溶接アセンブリ、特にレーザー溶接によって得られるアセンブリを形成するための良好な能力を有する鋼板を提供することである。
【００１０】
本発明の目的は、また、コーティングを施していない状態、電気亜鉛めっきされた状態または亜鉛めっきされた状態、またはアルミニウムコーティングを施した状態で鋼板を製造する方法を提供することである。したがって、これは、この鋼の機械的特性が連続亜鉛溶融コーティング方法に関連した熱サイクルに無反応性が大きいことを必要とする。
【００１１】
本発明の目的は、また、小さな厚み、つまり、例えば、１から５ｍｍの厚みでさえ利用可能な熱間圧延鋼板または部品を提供することである。したがって、鋼の高温硬度は、圧延を促進するためにはあまり高くてはいけない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
この目的のために、本発明の１つの主題は、８００ＭＰａより大きい引張強度および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板または部品であって、その組成は、含有量を重量で表して、０．０５０％≦Ｃ≦０．０９０％、１％≦Ｍｎ≦２％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．０５０％、０．１％≦Ｓｉ≦０．３％、０．１０％≦Ｍｏ≦０．４０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｐ≦０．０２５％、０．００３％≦Ｎ≦０．００９％、０．１２％≦Ｖ≦０．２２％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０２０％、および、任意に、Ｃｒ≦０．４５％を含み、組成の残部は、鉄および精錬に起因する不可避的不純物からなり、前記鋼板または前記部品の微構造は、表面比として少なくとも８０％の上部ベイナイトを含み、可能性のある補足物は下部ベイナイトと、マルテンサイトと、残留オーステナイトとからなり、マルテンサイトおよび残留オーステナイト含有量の合計は５％未満である、熱間圧延鋼板または部品である。
【００１３】
鋼の組成は、好ましくは含有量を重量で表して０．０５０％≦Ｃ≦０．０７０％を含む。
【００１４】
好ましくは組成は、含有量を重量で表して０．０７０％＜Ｃ≦０．０９０％を含む。
【００１５】
好ましい実施の形態によれば、組成は１．４％≦Ｍｎ≦１．８％を含む。
【００１６】
好ましくは、組成は０．０２０％≦Ａｌ≦０．０４０％を含む。
【００１７】
鋼の組成は好ましくは０．１２％≦Ｖ≦０．１６％を含む。
【００１８】
好ましい実施の形態によれば、鋼の組成は０．１８％≦Ｍｏ≦０．３０％を含む。
【００１９】
好ましくは、組成はＮｂ≦０．００５％を含む。
【００２０】
好ましくは、組成は、０．２０％≦Ｃｒ≦０．４５％を含む。
【００２１】
１つの特定の実施形態によれば、鋼板または部品は、亜鉛系コーティングまたはアルミニウム系コーティングで被覆されている。
【００２２】
本発明の他の主題は、４００から６９０℃の温度Ｔで加熱し、次いで３５０℃から（Ｔ−２０℃）の温度範囲で温間延伸し、次いで最終的に周囲温度に冷却することによって得られることを特徴とする上記定義された組成および微構造を有する鋼部品である。
【００２３】
本発明の他の主題は、上記実施の形態の１つに記載の鋼板または部品から製造された高エネルギー密度ビームによって溶接されたアセンブリである。
【００２４】
本発明の他の主題は、８００ＭＰａより大きい引張強度および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板または部品を製造する方法であって、上記組成の鋼が準備され、半製品が鋳造され、１１５０℃より高い温度に加熱される。半製品は、鋼の微構造が完全オーステナイトである温度範囲で温度ＴＥＲに熱間圧延されて鋼板を得る。鋼板は、次いで、７５から２００℃／ｓの冷却速度ＶＣで冷却され、次いで、鋼板は、５００から６００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される。
【００２５】
好ましい実施の形態によれば、最終圧延温度ＴＥＲは８７０から９３０℃である。
【００２６】
好ましくは、冷却速度ＶＣは８０から１５０℃／ｓである。
【００２７】
好ましくは、鋼板は酸洗され、次いで任意にスキンパスされ、次いで、亜鉛または亜鉛合金で被覆される。
【００２８】
好ましい実施の形態によれば、コーティングは溶融コーティングによって連続的に行われる。
【００２９】
本発明の他の主題は、温間延伸された部品を製造する方法であって、上記特徴の１つに記載の、または上記特徴のうちのいずれか１つに記載の方法によって製造された鋼板が準備され、次いで、前記鋼板は切断されてブランクを得る。ブランクは、部分的にまたは完全に４００から６９０℃の温度Ｔに加熱され、１５分未満の時間維持されて加熱されたブランクを得て、次いで、加熱されたブランクは、３５０からＴ−２０℃の温度で延伸されて部品を得て、部品は速度Ｖ’Ｃで周囲温度に冷却される方法である。
【００３０】
１つの特定の実施形態によれば、速度Ｖ’Ｃは２５から１００℃／ｓである。
【００３１】
本発明の他の主題は、自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、上記実施の形態のうちのいずれか１つに記載の、または上記実施の形態のうちのいずれか１つに記載の方法によって製造された熱間圧延鋼板の使用である。
【００３２】
本発明の他の特徴および利点は、実施例によって、および以下の添付図面を参照して以下に付与される記載で明らかとなる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】レーザービームを使用して製造された突合せ溶接継ぎ目の縦方向の伸びに対する炭素含有量の影響を示す。
【図２】本発明による鋼板または部品の微構造を示す。
【図３】本発明による温間延伸された鋼部品の微構造を示す。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
鋼の化学組成に関して、炭素含有量は、微構造の形成および機械的特性に重要な役割を果たす。
【００３５】
本発明によれば、炭素含有量は０．０５０から０．０９０重量％である。０．０５０％より低いと、不十分な強度が達成されることができない。０．０９０％より高いと、形成された微構造は、下部ベイナイトから主になり、この構造は、フェライト−ベイナイトラス内に析出された炭化物の存在を特徴とし、このように得られた機械的強度は高いが、そのとき伸びは相当に低減される。
【００３６】
本発明の１つの特定の実施形態によれば、炭素含有量は０．０５０から０．０７０％である。図１は、レーザービームによって製造された突合せ溶接継ぎ目の縦方向の伸びに対する炭素含有量の影響を示す。約１７から２３％の特に高い破断点伸びは、０．０５０から０．０７０％の炭素含有量に関係する。これらの高い伸び値は、応力集中を引き起こす溶接ビードの幾何学的特異性または溶融金属内の微細孔などの可能性のある局部的欠陥を考慮に入れる場合でさえ、レーザー溶接された鋼板が十分に延伸されることができることを確実にする。従来技術の０．１２％炭素鋼と比較して、炭素含有量の低減が溶接性を改善することが期待された。しかしながら、炭素含有量の顕著な低下が、高い破断点伸びを得ることを可能にするだけでなく、炭素の含有量が０．０５０％と低いものに期待されなかった８００ＭＰａより高いレベルで強度を同時に維持することを可能にすることが証明された。
【００３７】
他の好ましい実施の形態によれば、炭素含有量は０．０７０％より多く０．０９０％以下である。この範囲が高い延性をもたらさないにしても、レーザー溶接部の破断点伸びは１５％より大きく、ベース鋼板の破断点伸びと同程度のままである。
【００３８】
マンガンは、１から２重量％の量で焼入性を向上させ、圧延後の冷却時にフェライトの形成を防止する。マンガンは、また、精錬中に液相の鋼を脱酸することに寄与する。マンガンの添加は、また、有効な固溶体硬化およびより高い強度を得ることに寄与する。好ましくは、マンガン含有量は１．４から１．８％であり、このようにして、完全ベイナイト構造が有害バンド構造が現れる危険なしで形成される。
【００３９】
アルミニウムは、０．０１５％から０．０５０％の含有量の範囲内で、鋼を脱酸するための有効な元素である。この有効性は、アルミニウム含有量が０．０２０から０．０４０％である場合、特に安価で安定した方法で得られる。
【００４０】
シリコンは、０．１％以下の量で、液相における脱酸および固溶体における硬化に寄与する。しかしながら、シリコンの添加量が０．３％より過剰であると、付着性の高い酸化物が形成され、特に、溶融亜鉛めっき工程中のぬれ性の不足により、外観の表面欠陥の発現可能性がある。
【００４１】
モリブデンは、０．１０％以下の量で、圧延後の冷却の間にベイナイト変態を遅らせ、固溶体硬化に寄与し、ベイナイトラスのサイズを精練する。本発明によれば、モリブデン含有量は、硬化構造の過剰の形成を避けるために０．４０％以下である。この制限されたモリブデン含有量は、製造コストを低下させることをも可能にする。
【００４２】
好ましい実施の形態によれば、モリブデン含有量は０．１８％以上０．３０％以下である。このようにして、熱間圧延後に冷却テーブル上で鋼板中にフェライトまたはパーライトの形成を防ぐようにレベルは理想的に調節される。
【００４３】
硫黄は、０．０１０％より多い量で、成形性を大幅に低減する硫化マンガンの形で過剰に析出する傾向がある。
【００４４】
リンは、粒子境界で分離することが知られる元素である。その含有量は、十分な熱間延性を維持するために、０．０２５％に限定されなければならない。
【００４５】
任意に、組成は０．４５％以下の量でクロムを含んでいてもよい。しかしながら、組成の他の元素および本発明による方法の結果、その存在は不可欠ではなく、これは高価な添加を回避するので有利である。
【００４６】
０．２０から０．４５％のクロムの添加は焼入性を向上させる他の元素に対する補完とされてもよく、０．２０％より少ないと、焼入性に対する影響はそれほど顕著ではなく、一方、０．４５％より多いと、被覆性が低減される可能性がある。
【００４７】
本発明によれば、鋼は０．００５％未満のＴｉおよび０．０２０％未満のＮｂを含む。そうでない場合には、これらの元素は、過大の窒素を窒化物または炭窒化物の形で固定する。このとき、バナジウムと析出することに利用可能な不十分な窒素が残る。さらに、ニオブの過剰の析出は、高温硬度を向上させ、薄い熱間圧延板の製品が容易に製造されることを可能にしない。
【００４８】
１つの特有の経済的な実施の形態では、ニオブ含有量は０．００５％未満である。
【００４９】
バナジウムは本発明による重要な元素であり、鋼は０．１２から０．２２％のバナジウム含有量を有する。バナジウムを含まない鋼と比較して、炭窒化物の硬化析出の結果の強度向上が３００ＭＰａ以下である可能性がある。０．１２％より低いと、引張機械的特性に対する著しい影響が注目される。バナジウムが０．２２％より高いと、本発明による製造条件下では、機械的特性に対する影響の飽和が注目される。したがって、０．２２％未満の含有量は、より高いバナジウム含有量を有する鋼と比較して非常に経済的に高い機械的特性を得ることを可能にする。０．１３から０．１５％のバナジウム含有量では、微構造の精製および得られた構造硬化が最も特に有効である。
【００５０】
本発明によれば、窒素含有量は十分な量でバナジウム炭窒化物を析出するために０．００３％以上である。しかしながら、窒素含有量は、窒素が固溶体に入るのを防ぐ、またはより大きな炭窒化物の形成を防ぐために０．００９％以下であり、それは延性を低減する。
【００５１】
組成の残部は、例えば、Ｓｂ、ＳｎおよびＡｓなどの精錬に起因する不可避的不純物からなる。
【００５２】
本発明による鋼板または部品の微構造は、次のものからなる：
少なくとも８０％の上部ベイナイト、この構造は、フェライト−ベイナイトラスおよびこれらのラス間に位置する炭化物からなり、析出はベイナイト変態中に起こる。このマトリックスは高い延性と相まって高い強度特性を有する。非常に優先的に、微構造は少なくとも９０％の上部ベイナイトからなり、微構造はそのとき非常に均質であり、変形の局在性を防ぐ、
可能性のある補足物として、構造は、下部ベイナイトと、恐らくマルテンサイトとを含む：
下部ベイナイトから炭化物の析出がフェライトラス内で起こる。上部ベイナイトと比較して、下部ベイナイトはわずかに高い強度を有するが低い延性を有する、
マルテンサイトは頻繁にＭ−Ａ（マルテンサイト−残留オーステナイト）化合物の形で残留オーステナイトと関連する。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの全含有量は延性を低減しないために５％に制限されなければならない。
【００５３】
上記微構造の割合は、研磨された部分およびエッチングされた部分で測定されることができる表面比に相当する。
【００５４】
したがって、微構造は初期フェライト、すなわち初析フェライトを含んでおらず、したがって、マトリックス（上部ベイナイト）と他の可能な成分（下部ベイナイトおよびマルテンサイト）との間の機械的特性の変動が小さいので、微構造は非常に均質である。鋼が機械的に応力を加えられている場合、変形は均一に分布されている。転位蓄積は成分間の界面で生じず、時期尚早の損傷が、相当な量の初期フェライトを有する構造で観察され得るものと違って回避され、その相では、降伏点は非常に低く、またはマルテンサイトは非常に高い強度レベルを有する。このようにして、本発明による鋼板は、穴拡大、切断エッジおよび折り曲げの機械的応力などの変形の特定の要求態様を特に受けることができる。
【００５５】
本発明による熱間圧延鋼板または部品を製造する方法は、以下のように行なわれる：
本発明による組成の鋼が準備され、それから鋳造されて半製品を形成する。この鋳造は、インゴットを形成する、または約２００ｍｍの厚みを有するスラブを連続的に形成するために実行されてもよい。数十ミリメートルの厚みの薄いスラブまたは反対方向に回転する鋼ロール間で薄いストリップを形成するために鋳造が実行されてもよい。
【００５６】
鋳造半製品は、鋼が圧延の間に受ける高い変形に対して良好な温度に完全に達するために、１１５０℃より高い温度にまず加熱される。
【００５７】
当然のことながら、薄いスラブまたは反対方向に回転するロール間の薄いストリップの直接鋳造の場合には、これらの半製品を熱間圧延するステップは、１１５０℃より高い温度で開始し、中間再加熱ステップがそのとき不必要であるように、鋳造後に直接実行されてもよい。
【００５８】
半製品は、鋼の構造が最終圧延温度ＴＥＲに至るまで完全オーステナイトである温度範囲で熱間圧延される。温度ＴＥＲは、好ましくは後のベイナイト変態に適切な結晶粒度を得るために８７０から９３０℃である。
【００５９】
次に、半製品は７５から２００℃／ｓの速度ＶＣで冷却される。７５℃／ｓの最小速度は、パーライトおよび初析フェライトの形成を防ぎ、一方、２００℃／ｓ以下の速度ＶＣは、マルテンサイトの過剰の形成を防ぐ。
【００６０】
最適には、速度ＶＣは８０から１５０℃／ｓである。８０℃／ｓの最小速度は、優れた機械的特性と相まって、非常に小さなラスサイズを有する上部ベイナイトの形成をもたらす。１５０℃／ｓより低い速度は、マルテンサイトの形成をかなりの程度に防ぐ。
【００６１】
本発明による冷却速度範囲は、仕上圧延機の出口で、鋼板の厚みに依存して水または空気／水の混合スプレーによって得られてもよい。
【００６２】
この急速冷却段階後、熱間圧延板は、５００から６００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻回される。ベイナイト変態はこの巻回段階中に起こる。したがって、高すぎる冷却温度によって引き起こされる初析フェライトまたはパーライトの形成は防止され、低すぎる巻回温度によって引き起こされる硬化成分の形成も防止される。さらに、この巻回温度範囲内で生じる炭窒化物の析出は、さらなる硬化が得られることを可能にする。
【００６３】
鋼板は素の状態または被覆状態で使用されてもよい。被覆状態の場合に、コーティングは、例えば、亜鉛またはアルミニウム系コーティングであってもよい。想定される用途に応じて、鋼板は、次のコーティング工程の実行を助長する表面仕上げを得るために、それ自体が知られている方法を使用して圧延後に酸洗される。
【００６４】
引張試験において観察されたプラトーを除去するために、鋼板は、通常１％未満のわずかな冷間変形（スキンパス）を任意に施されてもよい。次いで、鋼板は、例えば、電気亜鉛めっきにより、または連続溶融亜鉛めっきにより亜鉛または亜鉛系合金で被覆される。連続溶融亜鉛めっきの場合では、下部ベイナイトから主になる鋼の特有の微構造は、次の亜鉛めっき処理の熱条件に敏感でないことが実証され、その結果、連続溶融めっき被覆板の機械的特性は、これらの条件の不適当な変動の場合でさえ非常に安定している。したがって、亜鉛めっきされた状態の鋼板は、コーティングを施していない状態のものに非常に類似する機械的特性を有する。
【００６５】
次に、鋼板は、成形工程に適切なブランクを得るためにそれ自体が知られている方法によって切断される。
【００６６】
本発明者らは、また、本発明による微構造を享受して、下記方法によって、延伸された部品を特に有利に製造することが可能であることを実証した。
【００６７】
まず、上記定義されたブランクは、４００から６９０℃の温度Ｔに加熱される。この温度での浸漬期間は、最終部品の引張強度Ｒｍが８００ＭＰａより低くなる危険なしで１５分までに及んでいてもよい。加熱温度は、鋼の降伏点を十分に低くし、その後の延伸工程が低い力で実行されることを可能とし、延伸された部品のスプリングバックも最小であることを保証して、良好な幾何学的精度を有する部品の製造を可能にするために、４００℃より高くなければならない。この温度は、一方では、加熱の間にオーステナイトへの部分的な変態を回避して、冷却の間に硬化成分の形成をもたらし、他方、マトリックスの軟化を防いで、延伸された部品において８００ＭＰａ未満の強度をもたらすために、６９０℃に制限される。
【００６８】
次に、これらの加熱されたブランクは、周囲温度に冷却される部品を形成するために、３５０℃から（Ｔ−２０℃）の温度範囲で延伸工程が施される。したがって、「温間」延伸工程は、次の効果を備えて実行される：
鋼の降伏応力は低減され、それによって、小さな力の延伸プレスを使用すること、および／または低温延伸によるよりも製造するのが困難な部品を製造することを可能にする、
温間延伸の温度範囲は、ブランクが炉から取り除かれ、延伸プレスに移動される場合、温度のわずかな低下を考慮し、Ｔ℃の加熱温度については、延伸は（Ｔ−２０℃）の温度でスタートすることができる。しかしながら、延伸温度は、最終部品のスプリングバックおよび残留応力のレベルを制限するために、３５０℃より高くなければならない。低温延伸工程と比較して、このスプリングバックの低下は、部品がより良好な最終幾何公差で製造されることを可能にする。
【００６９】
驚くべきことに、本発明による鋼の特有の微構造は、温間延伸時に非常に安定した機械的特性（強度、伸び）をもたらすことが発見され、これは、延伸温度または延伸後の冷却速度の変動が、微構造、すなわち炭窒化物などの析出物における著しい変化をもたらさないからである。
【００７０】
したがって、本発明の条件内で、加熱パラメーター（浸漬温度または浸漬時間）または冷却パラメーター（部品とツールとの間のより良好なまたはより悪い接触）の不適当な変化または変動は、このように製造された部品が廃棄されることをもたらさない。
【００７１】
加熱および温間延伸の場合に、恐らく最初に少量で存在するＭ−Ａ化合物中の変化は、機械的特性が低下されることをもたらさない。例えば、残留オーステナイトの不安定化による負の効果がないことであることに留意すべきである。
【００７２】
温間延伸後の微構造は、延伸前の微構造に非常に類似する。このように、全体のブランクが加熱され、温間延伸されるのではなく、一部のみがされる（延伸された部分が、適切な手段、例えば誘導加熱によって局部的に加熱された）場合、最終部品の微構造および特性がその様々な部分において非常に均質になる。
【００７３】
実施例１
以下の表に付与され、重量パーセントで表された組成を有する鋼が製造された。本発明による鋼板を製造する役目をする鋼Ｉ−１とは別に、表は、基準鋼板を製造するために使用される鋼Ｒ−１およびＲ−２の組成を比較によって示す。
【表１】
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【００７４】
上記組成に対応する半製品が、１２２０℃に再加熱され、構造が完全オーステナイトである範囲内で、２．３ｍｍの厚みに熱間圧延された。これらの鋼のための製造条件（最終圧延温度ＴＥＲ、冷却速度ＶＣ、巻回温度Ｔｃｏｉｌ）が、次の表に示される。
【表２】
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【００７５】
得られた引張特性（降伏強度Ｒｅ、引張強度Ｒｍおよび破断点伸びＡ）が、以下の表３に付与される。
【表３】
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【００７６】
機械的特性の高い値が、本発明による鋼のための圧延方向および横断方向の両方において得られる。
【００７７】
図２に説明された鋼Ｉ１の微構造は、８０％より多い上部ベイナイトを含み、残部は、下部ベイナイトおよびＭ−Ａ化合物からなる。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの全含有量は５％未満である。先のオーステナイト結晶粒およびベイナイトラスのパケットのサイズは、約１０ミクロンである。ラスのパケットのサイズの制限および隣接パケット間の顕著な誤配向は、任意の微小クラックの伝播に対して大きな抵抗があるという結果を有する。微構造の様々な成分間の硬度の小さな差の結果、鋼は、機械的方法によって切断される場合に損傷への無反応性が大きい。
【００７８】
あまりにも高い炭素含有量およびあまりにも低いバナジウム含有量を有する鋼Ｒ１の板は、不十分な破断点伸びを有する。鋼Ｒ２はあまりにも高い炭素含有量およびあまりにも高いリン含有量を有し、その巻回温度もあまりにも低い。従って、その破断点伸びは実質的に１０％より低い。
【００７９】
自生レーザー溶接によって製造された溶接継ぎ目は下記条件で製造された。電力：４．５ｋＷ、溶接速度：２．５ｍ／ｍｉｎ。鋼Ｉ−１のレーザー溶接された継ぎ目の縦方向の伸びは１７％であり、一方、鋼Ｒ−１およびＲ−２ではそれぞれ１０％および１３％であった。これらの値は、特に鋼Ｒ１の場合、溶接された継ぎ目を延伸する場合に困難をもたらす。
【００８０】
本発明による鋼Ｉ１の板も下記条件で亜鉛めっきされる。６８０℃に加熱後に、鋼板は４５５℃に冷却され、次いで連続的にこの温度でＺｎ浴中で溶融被覆され、最後に周囲温度に冷却された。亜鉛めっきされた鋼板の機械的特性は次のとおりである。Ｒｅ＝８２４ＭＰａ、Ｒｍ＝８７９ＭＰａ、Ａ＝１２％。これらの特性は、コーティングを施していない鋼板と実質的に同一であり、それは、本発明による鋼の微構造が亜鉛めっき熱サイクルに関してかなり安定していることを示す。
【００８１】
実施例２
鋼Ｉ−１の板が、この鋼のために表２で定義されたパラメーターを使用して製造され、ブランクを得るために切断された。４００℃または６９０℃の温度Ｔに加熱し、これらの温度で７分または１０分間浸漬し、３５０℃または６４０℃のそれぞれの温度で温間延伸した後、得られた部品は、周囲温度まで２５℃／ｓまたは１００℃／ｓの速度Ｖ’Ｃで冷却された。速度Ｖ’Ｃは、温度Ｔと周囲温度との間の平均冷却速度を示す。このように得られた部品の引張強度Ｒｍは表４に示される。
【表４】
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【００８２】
本発明の条件によって延伸された部品は、以下の製造状態の変動への低い感度を有する。４００℃に加熱した後に、加熱時間および／または冷却速度が修正される場合、最終強度はほとんど変化しない（１０ＭＰａだけ）可能性がある。
【００８３】
６９０℃で加熱することを考慮しても、得られた部品の強度は８００ＭＰａより大きい。
【００８４】
初期微構造と比較して、炭化物のわずかな付加的析出が注目される。４００℃で７分間再加熱され、次いで３８０℃で延伸された部品に関する図３に示すように、構造は温間延伸されていない鋼板の構造と実質的に同一のままである。
【００８５】
したがって、本発明は、高価な元素が過剰に添加されていないベイナイトマトリックスを有する鋼からなる鋼板または部品を製造することを可能にする。これらの鋼板または部品は高い強度と高い延性とを兼ね備える。本発明による鋼板は、有利には自動車分野および一般産業で構造部品または補強部材を製造するために使用される。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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