(57)【要約】本発明は、ＲｍとＡ８０の積が１８０００ＭＰａ＊％以上である熱間圧延平鋼製品に関するもので、組成が（重量％で）Ｃ：０．１０−０．６０％、Ｓｉ：０．４−２．０％、Ａｌ：≦２．０％、Ｍｎ：０．４−２．５％、Ｎｉ：≦１％、Ｃｕ：≦２．０％、Ｍｏ：≦０．４％、Ｃｒ：≦２％、Ｔｉ：≦０．２％、Ｎｂ：≦０．２％、Ｖ：≦０．５％、残部のＦｅおよび不可避不純物とからなり、ミクロ組織が、２相によって占められたミクロ組織であり、ミクロ組織の一方の主要成分がベイナイトであり、ミクロ組織のもう一方の主要成分が残留オーステナイトであり、ミクロ組織が、６０体積％以上の量のベイナイトと、残部として残留オーステナイトとからなり、任意には、（体積％で）５％以下のフェライトおよび１０％以下のマルテンサイトがミクロ組織に存在するものであってもよく、残留オーステナイトの少なくとも一部がブロック形態で存在し、残留オーステナイトのブロックの９８％以上が５μｍ以下のサイズを有する。平鋼製品を製造するには、上記組成を有するスラブ、薄スラブまたは鋳造ストリップを提供し、半製品を８８０℃以上の熱間圧延終了温度で熱間圧延してホットストリップを形成し、得られたホットストリップを５℃／ｓ以上の冷却速度で、マルテンサイト開始温度ＭＳと６００℃の間のコイリング温度に冷却し、ホットストリップをコイリングしてコイルを形成するとともにコイルで冷却し、ホットストリップのミクロ組織の６０体積％以上がベイナイトで構成されるまで、コイルの温度をベイナイト開始温度ＢＳとマルテンサイト開始温度ＭＳとの間に保持する。【選択図】無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さＲｍと伸びＡ８０の積が少なくとも１８０００（ＭＰａ＊％）である熱間圧延平鋼製品であって、鉄および不可避不純物に加えて、（重量％で）
Ｃ：  ０．１０−０．６０％、
Ｓｉ：０．４−２．０％、
Ａｌ：最大２．０％、
Ｍｎ：０．４−２．５％、
Ｎｉ：最大１％、
Ｃｕ：最大２．０％、
Ｍｏ：最大０．４％、
Ｃｒ：最大２％、
Ｔｉ：最大０．２％、
Ｎｂ：最大０．２％、
Ｖ：  最大０．５％を含み、
前記平鋼製品が、２相によって占められたミクロ組織を有し、前記ミクロ組織の一方の主要成分がベイナイトであり、前記ミクロ組織のもう一方の主要成分が残留オーステナイトであり、前記平鋼製品のミクロ組織が、少なくとも５０体積％の量のベイナイトと、残部としての残留オーステナイトとからなり、
前記平鋼製品のミクロ組織には、最大５体積％のフェライトおよび最大１０体積％のマルテンサイトを任意に存在させることができ、
残留オーステナイトの少なくとも一部が、ブロック形態で存在し、このブロックの形態で存在する残留オーステナイトのブロックの少なくとも９８％が、５μｍ未満の平均直径を有することを特徴とする熱間圧延平鋼製品。
【請求項２】
請求項１に記載の平鋼製品において、
前記平鋼製品のミクロ組織が、少なくとも１０体積％の残留オーステナイトを含むことを特徴とする平鋼製品。
【請求項３】
請求項１または２に記載の平鋼製品において、
前記平鋼製品のＣｕ含有量が、少なくとも０．１５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含有量が、少なくとも０．３重量％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Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣの含有量が、
１＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２という条件を満たし、ここで、
％Ｍｎ：重量％による各Ｍｎの含有量、
％Ｃｒ：重量％による各Ｃｒの含有量、
％Ｎｉ：重量％による各Ｎｉの含有量、
％Ｃｕ：重量％による各Ｃｕの含有量、
％Ｃ：  重量％による各Ｃの含有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、
前記平鋼製品のＳｉおよびＡｌの含有量が、
％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．２重量％という条件を満たし、ここで、
％Ｓｉ：重量％による各Ｓｉの含有量、
％Ａｌ：重量％による各Ａｌの含有量であることを特徴とする平鋼製品。
【請求項７】
請求項１乃至６の何れか一項に記載の平鋼製品において、
ブロック残留オーステナイトの直径が、１−３μｍであることを特徴とする平鋼製品。
【請求項８】
請求項１乃至７の何れか一項に記載の平鋼製品を製造する方法において、
・鉄および不可避不純物に加えて、（重量％で）０．１０−０．６０％のＣ、０．４−２．０％のＳｉ、最大２．０％のＡｌ、０．４−２．５％のＭｎ、最大１％のＮｉ、最大２．０％のＣｕ、最大０．４％のＭｏ、最大２％のＣｒ、最大０．２％のＴｉ、最大０．２％のＮｂおよび最大０．５％のＶを含む半製品をスラブ、薄スラブまたは鋳造ストリップの形式で提供するステップと、
・１またはそれ以上の圧延孔型において前記半製品を熱間圧延してホットストリップを形成するステップであって、得られたホットストリップが、最後の圧延孔型を離れるときに少なくとも８８０℃の熱間圧延終了温度を有する、ステップと、
・少なくとも５℃／ｓの冷却速度で、マルテンサイト開始温度ＭＳと６００℃の間の範囲にあるコイリング温度へと、得られたホットストリップを加速冷却するステップと、
・ホットストリップをコイリングしてコイルを形成するステップと、
・コイルを冷却するステップであって、ベイナイトがホットストリップのミクロ組織内に生じ始めるベイナイト開始温度ＢＳと同じである上限と、マルテンサイトがホットストリップのミクロ組織内に生じ始めるマルテンサイト開始温度ＭＳと同じである下限とを有する温度範囲において、ホットストリップのミクロ組織の少なくとも５０体積％がベイナイトで構成されるまで、ベイナイトを形成する冷却中に、コイルの温度が保持される、ステップと
を含むことを特徴とする方法。
【請求項９】
請求項８に記載の方法において、
熱間圧延の終了温度が少なくとも９００℃であることを特徴とする方法。
【請求項１０】
請求項８または９に記載の方法において、
冷却速度が少なくとも１０℃／ｓであることを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項８乃至１０の何れか一項に記載の方法において、
冷却速度が最大で１５０℃／ｓであることを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項８乃至１１の何れか一項に記載の方法において、
冷却速度が最大で５０℃／ｓであることを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項８乃至１２の何れか一項に記載の方法において、
コイルで冷却が始まるコイリング温度の下限が、マルテンサイト開始温度ＭＳよりも約２０℃高いことを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項８乃至１１の何れか一項に記載の方法において、
コイルで冷却が始まるコイリング温度の上限が、５５０℃であることを特徴とする方法。
【請求項１５】
請求項８乃至１２の何れか一項に記載の方法において、
コイリング温度が、
ＨＴｏｐｔ＝ＭＳ＋（ＢＳ−ＭＳ）／３
という数式で求められる温度ＨＴｏｐｔに少なくとも対応す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、引張強さＲｍと伸びＡ８０の積が少なくとも１８０００ＭＰａ＊％である熱間圧延平鋼製品に関する。この種の平鋼製品は、良好な伸び特性と非常に高い強度の組合せによって区別され、このため、特に自動車の車体用の部品の製品に適している。
【０００２】
同様に、本発明は、本発明に係る平鋼製品の製造方法に関するものである。
【０００３】
用語“平鋼製品”は、圧延工程によって製造される鋼板または鋼ストリップおよびそれらから区別されるシートバーなどを意味するものとして本明細書では理解されるものとする。
【０００４】
本明細書においては、合金の含有量が単に“％”と記載されているときは、明示的に別段の定めをした場合を除き、“重量％”を意味するものとする。
【０００５】
また、引張強さＲｍおよび伸びＡ８０の積は、技術的に“品質”とも称される。
【背景技術】
【０００６】
ＥＰ１４６６０２４Ｂ１（ＤＥ６０３１５１２９Ｔ２）は、１０００ＭＰａよりも非常に高い引張強さを持たせることを目的とする平鋼製品の製造方法を開示している。これを達成するため、（重量％で）０．０００５−１％のＣ、０．５−１０％のＣｕ、２％以下のＭｎ、５％以下のＳｉ、０．５％以下のＴｉ、０．５％以下のＮｂ、５％以下のＮｉ、２％以下のＡｌおよび残部の鉄および製造上の理由により不可避な不純物を含む鋼の融液が製造される。融液は、鋳造されてストリップを形成し、その厚さは、最大で１０ｍｍであり、水または水と空気の混合物を振りかけることにより、１０００℃以下の温度に急速に冷却される。その後、鋳造されたストリップは、少なくとも１０％の減少率で熱間圧延される。熱間圧延は、銅のすべてがフェライトおよび／またはオーステナイトマトリクスにおいて固溶体にある終了温度で、終わりとなる。その後、ストリップは、フェライトおよび／またはオーステナイト溶体において過飽和固溶体で銅を保持するために、急速冷却の工程に移行される。こうして冷却されたストリップは、最後に巻かれてコイルを形成する。銅析出は、析出硬化を引き起こし、それによって、鋼の所望の強度レベルが達成される。同時に、銅分は、保護酸化層の形成を通じて、鋼の耐腐食性および耐脆化性を増加させることが意図される。
【０００７】
１２００Ｍｐａより高い引張強さと最大１０％の伸びを有するホットストリップおよびその製造方法が、ＵＳ２００９／０１０７５８８Ａ１から知られている。この既知のホットストリップは、鉄および不可避不純物に加えて、（重量％で）０．１０−０．２５％のＣ、１−３％のＭｎ、０．０１５％以上のＡｌ、最大１．９８５％のＳｉ、最大０．３０％のＭｏ、最大１．５％のＣｏ、最大０．００５％のＢを含む鋼からなり、ここで、１％≦％Ｓｉ＋％Ａｌ≦２％（％Ａｌ＝それぞれのＡｌ含有量、％Ｓｉ＝それぞれのＳｉ含有量）、 かつ、％Ｃｒ＋（３×％Ｍｏ）≧０．３％（％Ｃｒ＝それぞれのＣｒ含有量、％Ｍｏ＝それぞれのＭｏ含有量）であることが要求される。同時に、鋼は、少なくとも７５％の量のベイナイトと、少なくとも５％の量の残留オーステナイトと、少なくとも２％の量のマルテンサイトとからなるミクロ組織を有するものとされる。そのホットストリップを製造するには、対応する組成の融液を鋳造して、一次製品または半製品を形成し、その後、１１５０℃以上に加熱して、鋼が完全にオーステナイトのままである熱間圧延終了温度で、熱間圧延する。得られたホットストリップは、その後、３工程で冷却する。第１工程では、少なくとも７０℃／ｓの冷却速度で鋼のＡｒ３温度より高い温度から、６５０℃より高い第１中間温度に移行させることによって、冷却が達成される。その後、冷却により、この第１中間温度から第２中間温度に進み、この第２中間温度は、ベイナイトが鋼内に形成し始めるベイナイト開始温度と、マルテンサイトが鋼内に形成し始めるマルテンサイト開始温度よりも５０℃高い下限温度との間にある。この第２工程における冷却速度は、２０−９０℃／ｓである。その後、ホットストリップが室温に冷却される第３冷却工程に移行する。この第３冷却工程を開始する温度は、ここでは、それぞれの冷却速度に応じて決定される。
【０００８】
高強度で容易に変形可能なホットストリップを製造する別の方法は、同様にＣｕ析出の強度増大作用に基づくものであり、ＵＳ６，１９０，４６９Ｂ１に記載されている。この方法では、（重量％で）０．１５−０．３％のＣ、１．５−２．５％のＳｉ、０．６−１．８％のＭｎ、０．０２−０．１０％のＡｌ、０．６−２．０％のＣｕ、０．６−２．０％のＮｉおよび残部として鉄および不可避不純物を含む鋼が、鋳造されてスラブを形成する。スラブは圧延されてホットストリップを形成し、熱間圧延終了温度が７５０−８８０℃とされる。得られたホットストリップは、その後、６８０−７４０℃の開始温度からコイリング温度へと水によって冷却され、そのコイリング温度が、数式：２４０×（％Ｍｎ＋％Ｎｉ）−１４０（ここで、％Ｍｎ＝それぞれのＭｎの含有量、％Ｎｉ＝それぞれのＮｉの含有量）を元に計算された温度と少なくとも同じで且つ５４０℃未満とされる。その後、コイリング温度まで冷却されたホットストリップは、巻かれてコイルを形成する。得られたホットストリップは、フェライトに加えて、５−２０％の残留オーステナイトおよび２０−５０％のベイナイトを含むミクロ組織を有し、ミクロ組織は、銅析出を含み、これは、析出硬化を通じて、得られたホットストリップの強度に貢献する。このようにして製造および提供されたホットストリップは、最大２３％の伸びに、約１０００ＭＰａの領域にある強度を併せ持ち、全体として２００００ＭＰａ＊％以上の高品質値が達成されている。
【０００９】
上述した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、簡単で運転上信頼性の高い方法で製造することができ、特に高い強度と良好な変形性能の最適な組合せを有する熱間圧延平鋼製品を提供することであった。加えて、その目的は、そのような平鋼製品を製造する方法を提供することであった。
【発明の概要】
【００１０】
ホットストリップに関しては、請求項１に示される熱間圧延平鋼製品に係る本発明によって、この目的は達成されている。
【００１１】
方法に関しては、請求項８に示される少なくとも動作ステップを実行して本発明に係る熱間圧延平鋼製品を製造する本発明によって、上述した目的は達成される。
【００１２】
本発明の有利な構成は、従属請求項に示されており、本発明の一般概念として以下に詳細に説明することとする。
【００１３】
本発明に係る熱間圧延平鋼製品は、鉄および不可避不純物に加えて、（重量％で）：
Ｃ：  ０．１０−０．６０％、
Ｓｉ：０．４−２．０％、
Ａｌ：最大２．０％、
Ｍｎ：０．４−２．５％、
Ｎｉ：最大１％、
Ｃｕ：最大２．０％、
Ｍｏ：最大０．４％
Ｃｒ：最大２％、
Ｔｉ：最大０．２％、
Ｎｂ：最大０．２％、
Ｖ：  最大０．５％を含むことによって区別される。
【００１４】
本発明に係る平鋼製品は、２相によって占められたミクロ組織（microstructure）を有し、前記ミクロ組織の一方の主要成分がベイナイトであり、前記ミクロ組織のもう一方の主要成分が残留オーステナイトである。また、それら２つの主要構成要素に加えて、少ない割合のマルテンサイトおよびフェライトが存在してもよいが、それらの含有量は、熱間圧延平鋼製品の特性に影響を与えるには、あまりにも少ない。このため、本発明に係る平鋼製品のミクロ組織は、最大５体積％のフェライトおよび最大１０体積％のマルテンサイトの任意に存在する一部に加えて、少なくとも５０体積％、特に、少なくとも６０体積％の量のベイナイトと、残部としての残留オーステナイトとから構成されており、残留オーステナイトの少なくとも一部が、ブロックの形態で存在し、ブロックの形態で存在する残留オーステナイトのブロックの少なくとも９８％が、５μｍ未満の平均直径を有する。
【００１５】
本発明に従って提供される平鋼製品を製造する本発明に係る方法は、以下の動作ステップ：
・鉄および不可避不純物に加えて、（重量％で）０．１０−０．６０％のＣ、０．４−２．０％のＳｉ、最大２．０％のＡｌ、０．４−２．５％のＭｎ、最大１％のＮｉ、最大２．０％のＣｕ、最大０．４％のＭｏ、最大２％のＣｒ、最大０．２％のＴｉ、最大０．２％のＮｂおよび最大０．５％のＶを含む半製品（preliminary product）をスラブ、薄スラブまたは鋳造ストリップの形式で提供するステップと、
・１またはそれ以上の圧延孔型において前記半製品を熱間圧延してホットストリップ（hot strip）を形成するステップであって、得られたホットストリップが、最後の圧延孔型を離れるときに、少なくとも８８０℃の熱間圧延終了温度（hot-rolling end temperature）を有する、ステップと、
・少なくとも５℃／ｓの冷却速度で、マルテンサイト開始温度ＭＳと６００℃の間の範囲にあるコイリング温度（coiling temperature）へと、得られたホットストリップを加速冷却するステップと、
・ホットストリップをコイリングしてコイルを形成するステップと、
・コイルを冷却するステップであって、ベイナイトがホットストリップのミクロ組織内に生じ始めるベイナイト開始温度ＢＳと同じである上限と、マルテンサイトがホットストリップのミクロ組織内に生じ始めるマルテンサイト開始温度ＭＳと同じである下限とを有する温度範囲において、ホットストリップのミクロ組織の少なくとも５０体積％、特に少なくとも６０体積％がベイナイトで構成されるまで、ベイナイトを形成する冷却中に、コイルの温度が保持される、ステップとを含む。
【００１６】
本発明は、残留オーステナイトがブロックの形態で存在する場合、残留オーステナイトブロックの直径が５μｍを超えない限りは、熱間圧延平鋼製品の必要とされる特性のためになるという知見に基づくものである。ブロック形態の残留オーステナイトは、ミクロ組織の不安定な性質とそれに付随する望ましくないマルテンサイトの形成に向かう傾向の要因と考えられていたため、従来までは、ブロック形態で存在する残留オーステナイトは、原則として避けるべきであると思われていた。このため、それまでは、なるべく高い割合の膜状の残留オーステナイトが常に、ここで問題となっている種類の鋼のミクロ組織に求められていた（文献［Ｈ．Ｋ．Ｄ．Ｈ．ＢｈａｄｅｓｈｉａおよびＤ．Ｖ．Ｅｄｍｏｎｄｓ，「Ｂａｉｎｉｔｅ  ｉｎ  ｓｉｌｉｃｏｎ  ｓｔｅｅｌｓ：ｎｅｗ  ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ−ｐｒｏｐｅｒｔｙ  ａｐｐｒｏａｃｈ」，Ｍｅｔａｌ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  Ｖｏｌ．１７，１９８３年９月、４１１−４１９ページ（“Ｐａｒｔ  １”）および４２０−４２５ページ（“Ｐａｒｔ  ２”）］を参照されたい）。
【００１７】
本明細書では、ミクロ組織に存在する残留オーステナイトのミクロ組織成分の長さ／幅の比率、すなわち最も長い範囲／厚みの比率が１乃至５である場合に、“ブロック状”残留オーステナイトと称するものとする。これに対して、ミクロ組織に存在する残留オーステナイトの集積の長さ／幅の比率が５よりも大きく、かつ残留オーステナイトのそれぞれのミクロ組織成分の幅が１μｍよりも小さい場合に、残留オーステナイトを“膜状”と称することとする。膜状の残留オーステナイトは、典型的には、微細に分布した薄膜として表れる。
【００１８】
このため、ブロック形態に存在する残留オーステナイトを回避するために従来技術により依然必要とされる費用は、本発明に係る平鋼製品の製造において、本発明に従って得られた平鋼製品のミクロ組織に存在する残留オーステナイトのブロックを小さく、すなわち、それらの平均直径が５μｍ未満に制限されることによって示される程度に保持することにより、避けることができる。この点において、ブロックの形態で存在してその直径が５μｍよりも小さい残留オーステナイトが、本発明に従って提供される種類の鋼の伸び特性に好影響を与えることが、驚くことに見出されている。このサイズで存在する残留オーステナイトブロックは、より粗い形態で存在するブロック状残留オーステナイトよりも安定していることが判明している。同時に、それらは、膜状の形態で存在する残留オーステナイトほど安定的でもなく、このためＴＲＩＰ効果を可能にする。ブロックで存在する残留オーステナイトの好影響は、ブロック残留オーステナイトの大きさが最大で４μｍ、特に最大で３μｍである場合に、特に確実に利用することができる。これに関して、本発明に係る組成を有し本発明に従って製造された平鋼製品においては、ブロックで存在する残留オーステナイトの最大の大きさが通常は１−３μｍの範囲にあり、残留オーステナイトのブロックの最大の大きさが典型的には平均２μｍに制限されていることが、実際に見出されている。驚くことに、この目的のために、平鋼製品の製造中の複雑で多段階の温度制御は必要ではない。
【００１９】
このため、本発明に係る熱間圧延平鋼製品は、特別な費用を要することなく、一方でそれと同時に、製造方法についての本発明に従って予め設定されるパラメータを監視することにより、製造することができる。特に、従来技術では依然として不可避と考えられている複雑な冷却術または高い冷却力を必要とする冷却術は、もはや必要とはされない。
【００２０】
本発明に係る平鋼製品のミクロ組織における残留オーステナイト成分の好影響は、特に、残留オーステナイトの量が少なくとも１０体積％であるときに確実に生じるものとなり、残留オーステナイト量が少なくとも１５体積％である場合に、特に高い信頼性で有益な効果が期待される。
【００２１】
本発明に従い製造された熱間圧延平鋼製品は、通常は１７％より高い、特に１９％より高い伸びＡ８０とともに、同様に通常は１０００ＭＰａより高い、特に少なくとも１２００ＭＰａの引張強さＲｍを達成する。これにより、本発明に係るホットストリップの品質Ｒｍ＊Ａ８０は通常は、１８０００乃至３００００ＭＰａ＊％の範囲となる。特に、それは通常、少なくとも２００００ＭＰａ＊％となる。このため、本発明に係る平鋼製品は、非常に高い強度と良好な変形性能の最適な組合せを有するものとなる。
【００２２】
また、本発明に係る熱間圧延平鋼製品においては、銅の強度増大作用も利用することができる。これに関して、本発明に係る熱間圧延平鋼製品においては、０．１５重量％の最小Ｃｕ量を存在させることができる。
【００２３】
本発明に係る鋼において、炭素は、フェライト／パーライトへの変態を遅延させ、マルテンサイト開始温度ＭＳを低下させ、硬度の増加に寄与する。それらの好影響を利用するために、本発明に係る平鋼製品のＣ含有量を、少なくとも０．３重量％に設定することができる。
【００２４】
本発明に従って処理される鋼において、最大２．５重量％、特に最大２．０重量％の量のＭｎは、ベイナイト形成を促進し、追加的に任意に存在するＣｕ、ＣｒおよびＮｉ量も同様にベイナイトの形成に寄与する。本発明に従って処理される鋼のその他の各成分に応じて、Ｍｎ含有量を最大１．６重量％に制限することがここでは好都合である場合もある。
【００２５】
また、任意のＣｒの追加も、マルテンサイト開始温度を低くして、ベイナイトがパーライトまたはセメンタイトに変態する傾向を抑制することができる。さらに、本発明に従って予め設定されるように多くとも２重量％の上限を最大とする含有量においては、Ｃｒはフェライト変態を促進し、本発明に係る平鋼製品中におけるＣｒの存在の選択的効果は、Ｃｒ含有量が１．５重量％に制限されるときに生じている。
【００２６】
任意のＴｉ、ＶまたはＮｂの追加は、細粒のミクロ組織の形成を抑制し、フェライト変態を促進することができる。また、それらマイクロ合金化元素は、析出の形成を通じて硬度の増加に寄与する。Ｔｉ、ＶおよびＮｂの好影響は、それら元素の各々の含有量が０．００２−０．１５重量％の範囲で、特に０．１４重量％を超えない場合に、本発明に係る平鋼製品において特に効果的に利用することができる。
【００２７】
ＳｉおよびＡｌの存在を通じて、ベイナイトにおける炭化物の形成を抑制することができ、それに付随して、残留オーステナイトを溶解炭素により安定化させることができる。また、主に、Ｓｉは、固溶体の凝固に寄与する。本発明に従って処理される鋼において、Ａｌは部分的にＳｉ成分に取って代わることができる。このために、０．４重量％の最小Ａｌ含有量を提供することができる。これは、Ａｌの追加が変形性能の改善に有利になるように、比較的低い値に鋼の硬度または引張強さを設定することを意図したものである場合に、特に適合する。
【００２８】
同時にＡｌとＳｉが存在するプラスの影響は、本発明に従って予め規定された制限内のＳｉおよびＡｌの含有量が、％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．２重量％の条件、あるいは％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．５重量％の条件（ここで、％Ｓｉ：各Ｓｉの重量％での含有量、％Ａｌ：各Ａｌの重量％での含有量）を満足する場合に、特に有効に利用することができる。
【００２９】
本発明に係るミクロ組織の形成は、特に、本発明に従って処理される鋼のＭｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣの量、および本発明に係る平鋼製品のＭｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣの量が、以下の条件を満足することによって確実なものとすることができる。
１＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２
ここで、％ＭｎはそれぞれのＭｎの重量％での含有量を示し、％ＣｒはそれぞれのＣｒの重量％での含有量を示し、％ＮｉはそれぞれのＮｉの重量％での含有量を示し、％ＣｕはそれぞれのＣｕの重量％での含有量を示し、％ＣはそれぞれのＣの重量％での含有量を示している。
【００３０】
本発明に係る平鋼製品を製造するには、本発明に係る組成を有する鋼から鋳造された半製品を、先ず、所定温度に至らせるか、またはその温度で保持する。前記所定温度は、当該温度から始まり、熱間圧延終了温度で行われる熱間圧延を終わらせるのに十分な温度であり、熱間圧延終了温度で得られたホットストリップは、完全に再結晶したオーステナイトミクロ組織を有し、ベイナイト形成のための最適な前提条件を提供する。得られたホットストリップが、最後の圧延孔型を離れるときに少なくとも８８０℃の熱間圧延終了温度を有する場合には、熱間圧延終了温度が少なくとも９００℃に設定され、かつ１１００℃、特に、１０５０℃を超えなければ、本発明に係る方法を、特に高いレベルの操作信頼性で実行することができる。この目的を達成するために、典型的には、半製品を、熱間圧延前に、１１００−１３００℃の範囲の温度に加熱する。熱間圧延終了温度が９００℃未満に低下すると、ホットストリップの主な変形が最後の圧延孔型で生じることによって、オーステナイトの広範囲の軟化を達成することができる。こうして同様に得られたホットストリップは、本発明に係る仕様を満足する残留オーステナイト比率を有するミクロ組織を備える。
【００３１】
熱間圧延に続いて、ホットストリップは、少なくとも５℃／ｓの冷却速度で、３５０−６００℃の範囲のコイリング温度へと加速冷却を受ける。冷却は、ここでは、５０−６０％のオーステナイトが軟化するときに、好ましくは開始される。この目的のために、実際には、熱間圧延の終了と冷却の開始との間に、例えば最大２ｓの休止が与えられる。最初休止期間ｔｐは、以下の実験式によって計算することができる。
ｔｐ＝５・１０＋３６・Ｔ−１２．５
ここで、ｔｐは最後の変形後の秒単位の休止期間であり、Ｔは℃単位の温度である。この数式は、５０−６０％の軟化されたオーステナイトが表れた後の最短時間を与える。この数式から計算された休止期間は、以下のようになる。
2015528064.tif 000002
【００３２】
コイリング温度までの冷却は、ここでは、オーステナイトの変態がコイリングまで生じないような方法で達成される。これは、ベイナイト形成がコイルのみで十分に長い時間にわたって生じるという効果を有する。上述した方法で冷却されたホットストリップが巻かれてコイルを形成したら、この目的のために、このコイルは、オーステナイトからベイナイトが形成される温度と同じ上限と、マルテンサイトがホットストリップのミクロ組織に形成される温度よりも高い下限とを有する温度範囲において、冷却される。この温度範囲にコイルが保持される期間は、本発明において望ましい少なくとも６０体積％のベイナイトの比率が達成されるように、この点において選択される。実際には、少なくとも０．５ｈの期間は、この目的のためには通常十分であり、より長い期間の場合、より高いベイナイト含有量が設定される。
【００３３】
実際の研究は、冷却速度が少なくとも１０℃／ｓ、実際の冷却速度が最大１５０℃／ｓ、特に１０−５０℃／ｓである場合に、特に確実に、熱間圧延の終わりとコイリングとの間のミクロ組織の変態を避けることができることを示している。
【００３４】
望ましくないマルテンサイトの形成は、コイリング温度の下限を、少なくとも１０℃以上、特に少なくとも２０℃以上、マルテンサイト開始温度よりも高くすることによって、より確実に回避することができる。
【００３５】
同時に、ベイナイト形成の所望プロファイルは、特に、コイリング温度の上限を５５０℃に設定することによって確保することができる。
【００３６】
本発明に従ってコイルで起きるベイナイト形成の最適プロファイルは、コイリング温度が以下の数式で求められる温度ＨＴｏｐｔに少なくとも対応する場合に生じる。
ＨＴＭｉｎ＝ＭＳ＋（ＢＳ−ＭＳ）／３
【００３７】
ここで、言うまでもないが、この温度の順守は、操作条件下で、常に所定の許容範囲を受けるものであり、すなわち、この温度は、一般に、全くその通りに満足するというわけではなく、典型的には＋／−２０℃の許容範囲をもって監視される。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
以下に、例示的な実施形態に基づいて、本発明をより詳細に説明することとする。
【００３９】
７つの鋼Ｓ１−Ｓ７を溶融した。それらの組成は、表１に示されている。
【００４０】
対応する組成の鋼の融液は、従来の方法で鋳造してスラブを形成し、その後、再加熱温度ＯＴまで従来の方法で同様に加熱した。
【００４１】
加熱したスラブは、熱間圧延スタンドの同様の従来のグループにおいて熱間圧延して、２．０ｍｍの厚さを有するホットストリップＷ１−Ｗ１０を形成した。
【００４２】
熱間圧延スタンドのグループから現れたホットストリップＷ１−Ｗ１０は、それぞれ熱間圧延終了温度ＥＴとされ、その温度からコイリング温度ＨＴへと、冷却速度ＫＲで加速冷却を受けた。ホットストリップＷ１−Ｗ１０は、このコイリング温度ＨＴで、巻かれてコイルを形成した。
【００４３】
その後、コイルは、各コイリング温度ＨＴによって決定される上限と、各鋼Ｓ１−Ｓ７について求められるマルテンサイト開始温度ＭＳによって決定される下限とを有する温度範囲において、それぞれ冷却された。マルテンサイト開始温度ＭＳは、ここでは、論文（「Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ  Ｅｘｔｒａｐｏｌａｔｉｏｎ  ａｎｄ  Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ｓｔａｒｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｏｆ  Ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎａｌｌｙ  Ａｌｌｏｙｅｄ  Ｓｔｅｅｌｓ」，Ｈ．Ｂｈａｄｅｓｈｉａ，Ｍｅｔａｌ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  １５（１９８１），１７８−１８０ページ）によって説明される手順によって計算した。
【００４４】
上述した方法で規定される温度範囲においてコイルが冷却される期間は、こうして得られたホットストリップの各々がベイナイトと残留オーステナイトから構成されるミクロ組織を有する長さとされ、その場合に、その他のミクロ組織成分の比率は、最大限でも実質“０”の無効量でしか存在しなかった。
【００４５】
再加熱温度ＯＴ、熱間圧延終了温度ＥＴ、冷却速度ＫＲ、コイリング温度ＨＴおよびマルテンサイト開始温度ＭＳのそれぞれの動作パラメータは、表２に示されている。
【００４６】
表３は、個々のホットストリップについて求めた、引張強さＲｍ、降伏強さＲｐ、伸びＡ８０、品質Ｒｍ＊Ａ８０の機械的特性と、それぞれの残留オーステナイト含有量ＲＡとを追加的に示している。
【００４７】
ここで望まれる少なくとも１２００ＭＰａの引張強さは、鋼Ｓ３から製造されてＳｉ含有量が相対的に少ないホットストリップＷ３のケースにおいては達成されないことが分かった。
【００４８】
鋼Ｓ４から構成され、非常に低い熱間圧延終了温度ＥＴのために本発明に従って製造されなかったホットストリップＷ５のケースにおいては、最大１２体積％のブロック状の粗い残留オーステナイトと同様に粗いマルテンサイトがミクロ組織に存在し、それにより、伸びＡ８０が大幅に低下した。
【００４９】
一方、鋼Ｓ４から同様に製造されるが本発明に係る仕様を監視するように製造されたホットストリップＷ４は、５μｍより大きい平均大きさの最大１体積％の粗いブロック残留オーステナイトから構成された。残りの残留オーステナイトは、膜状およびより微細なブロック形態で存在し、その結果、高い伸びＡ８０が達成された。
【００５０】
鋼Ｓ５から製造されたホットストリップＷ７の場合と、鋼Ｓ７から製造されたホットストリップＷ１０の場合においては、ここで望まれる１２００ＭＰａの最小引張強さは、同様に達成されなかった。それらのケースにおいては、その理由が過度に高いコイリング温度ＨＴにあった。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
【表２】
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【００５３】
【表３】
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【図１】
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【国際調査報告】
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