(57)【要約】  本発明は、Ｒｍ≧１４００ＭＰａ及びＡ８０≧５％の特性を具える、冷間圧延による平鋼製品に関し、及びこの平鋼製品を製造するための方法に関する。本発明に係る平鋼製品は、Ｆｅ及び不可避な不純物に加えて、重量％で、０．１０乃至０．６０％のＣ、０．４乃至２．５％のＳｉ、３．０％以下のＡｌ、０．４乃至３．０％のＭｎ、１．０％以下のＮｉ、２．０％以下のＣｕ、０．４％以下のＭｏ、２％以下のＣｒ、１．５％以下のＣｏ、０．２％以下のＴｉ、０．２％以下のＮｂ、０．５％以下のＶを含有する。この構成は、（体積％で）２０％以上のベイナイトと１０乃至３５％の残留オーステナイトと残りのマルテンサイトとを有する。平鋼製品を製造するために、前記組成を有するスラブ、薄スラブ又は鋳造片が提供される。予製品が、熱延鋼板に８３０℃以上の最終熱間圧延温度で熱間圧延され、その後この熱延鋼板が５６０℃以下のコイリング温度でコイリングされる。熱延鋼板は、３０％以上の冷間圧延度で冷間圧延されて冷延鋼板を形成し、この冷延鋼板が、最初に８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、その後、マルテンサイト開始温度ＭＳよりも高い保持温度４７０℃に８℃／ｓの冷却速度で冷却し、少なくとも２０体積％のベイナイトが冷延鋼板の構造中に存在するまで保持されることによって熱処理される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延による平鋼製品であって、
少なくとも１４００ＭＰａの引張強さＲｍ及び少なくとも５％の伸びＡ８０を有しており、
鉄及び不可避の不純物に加えて、重量％で、
炭素（Ｃ）：          ０．１０乃至０．６０％、
ケイ素（Ｓｉ）：      ０．４乃至２．５％、
アルミニウム（Ａｌ）：３．０％以下、
マンガン（Ｍｎ）：    ０．４乃至３．０％、
ニッケル（Ｎｉ）：    １．０％以下、
銅（Ｃｕ）：          ２．０％以下、
モリブデン（Ｍｏ）：  ０．４％以下、
クロム（Ｃｒ）：      ２％以下、
コバルト（Ｃｏ）：    １．５％以下、
チタン（Ｔｉ）：      ０．２％以下、
ニオブ（Ｎｂ）：      ０．２％以下、
バナジウム（Ｖ）：    ０．５％以下、
を具えており、前記平鋼製品の微細構造が、
少なくとも２０体積％の程度のベイナイトと、
１０乃至３５体積％の程度の残留オーステナイトと、
残りのマルテンサイトとから成ることを特徴とする平鋼製品。
【請求項２】
炭素含有量が、少なくとも０．２５重量％であることを特徴とする請求項１に記載の平鋼製品。
【請求項３】
炭素含有量が、少なくとも０．２７重量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の平鋼製品。
【請求項４】
ケイ素含有量が、少なくとも１．０重量％であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項５】
アルミニウム含有量が、少なくとも０．０１重量％であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項６】
銅含有量が、少なくとも０．２重量％であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項７】
銅含有量が、少なくとも０．５５重量％であることを特徴とする請求項５に記載の平鋼製品。
【請求項８】
クロム含有量が、少なくとも０．３重量％であることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項９】
マンガン、クロム、ニッケル、銅及び炭素の含有量が、
％Ｍｎを各マンガン含有量の重量％、
％Ｃｒを各クロム含有量の重量％、
％Ｎｉを各ニッケル含有量の重量％、
％Ｃｕを各銅含有量の重量％、
％Ｃを各炭素含有量の重量％、
とするとき、
１＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２
の条件を満足することを特徴とする請求項１乃至８のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項１０】
前記微細構造が、少なくとも５０体積％のベイナイトを具えることを特徴とする請求項１乃至９のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項１１】
前記微細構造が、１０乃至２５体積％の残留オーステナイトを具えることを特徴とする請求項１乃至１０のいずれか１項に記載の平鋼製品。
【請求項１２】
請求項１乃至１１のいずれか１項に記載の平鋼製品を製造するための方法であって、当該方法が、
スラブ、薄スラブ又は鋳造片の形態の予製品を提供するステップであって、前記スラブ、薄スラブ又は鋳造片が、鉄及び不可避の不純物に加えて、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０乃至０．６０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．４乃至２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：３．０％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４乃至３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：１．０％以下、銅（Ｃｕ）：２．０％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．４％以下、クロム（Ｃｒ）：２％以下、コバルト（Ｃｏ）：１．５％以下、チタン（Ｔｉ）：０．２％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．２％以下、バナジウム（Ｖ）：０．５％以下を具える、ステップと、
前記予製品を熱間圧延して、１又はそれ以上の圧延孔型で熱延鋼板を形成するステップであって、得られた前記熱延鋼板が、最後の圧延孔型を出る際に、少なくとも８３０℃の熱間圧延終了温度を有する、ステップと、
前記得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延終了温度と５６０℃との間のコイリング温度でコイリングするステップと、
前記熱延鋼板を冷間圧延して、少なくとも３０％の冷間圧延度で冷延鋼板を形成するステップと、
得られる前記冷延鋼板を熱処理するステップと、
を具えており、
前記熱処理の工程において前記冷延鋼板が、
少なくとも８００℃に達する焼鈍温度に加熱され、
前記焼鈍温度から開始され、４７０℃の上限を有し前記冷延鋼板の微細構造にマルテンサイトが形成するマルテンサイト開始温度ＭＳよりも高い下限を有する保持温度範囲の保持温度まで、少なくとも８℃／ｓに達する冷却速度で冷却され、
前記冷延鋼板の微細構造に少なくとも２０体積％のベイナイト形成をするのに十分な時間、前記保持温度で保持されることを特徴とする方法。
【請求項１３】
前記熱間圧延終了温度が、８５０乃至９５０℃であることを特徴とする請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記保持温度が、３００乃至４２０℃であることを特徴とする請求項１２又は１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記冷延鋼板が、前記熱処理の後に金属保護層でコーティングされることを特徴とする請求項１２乃至１４のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、少なくとも１４００ＭＰａの引張強さＲｍ及び少なくとも５％の伸びＡ８０を有する冷間圧延による平鋼製品に関する。このタイプの製品は、良好な伸び特性と組み合わさった非常に高い強度によって際立っており、特に自動車の車体の部品の製造に適している。
【０００２】
また、本発明は、本発明に係る平鋼製品を製造するための方法に関する。
【０００３】
「平鋼製品」という用語は、ここでは、圧延プロセスによって製造される鋼板又は鋼帯及びそれらから分けられる鋼片（シートバー）等を意味するものとして理解される。
【０００４】
ここで合金の含有量が単に「％」と記載される場合、それ以外を明示的に記載しない限り、これは常に「重量％」を意味する。
【背景技術】
【０００５】
ＥＰ１４６６０２４Ｂ１（ＤＥ６０３１５１２９Ｔ２）は、１０００ＭＰａをはるかに超える引張強さを有することを目的とした平鋼製品を製造するための方法を開示している。これを実現するために、（重量％で、）０．０００５乃至１％の炭素、０．５乃至１０％の銅、２％以下のマンガン、５％以下のケイ素、０．５％以下のチタン、０．５％以下のニオブ、５％以下のニッケル、２％以下のアルミニウム及び残りの鉄と製造に関する理由で不可避の不純物とを具える鋼の溶解物が製造されている。この溶解物は鋳込まれて最大でも１０ｍｍの厚さの鋼帯を形成し、水又は水と空気との混合物を吹き付けることによって、最大でも１０００℃の温度に急冷される。その後、鋳造された鋼帯は、従来の圧延比で熱間圧延される。熱間圧延が、全ての銅がフェライト及び／又はオーステナイト母相の固溶体で静止する終了温度で終了する。その後、鋼帯は、フェライト及び／又はオーステナイト固溶体の過飽和固溶体中で銅を維持するために、急冷工程を受ける。コイルを形成するためのコイリングの後、冷延鋼板が、熱延鋼板から４０乃至８０％に達する冷間圧延度で圧延して得られる。その後、冷延鋼板が再結晶化焼鈍を施され、その間に、できる限り迅速に８４０℃の範囲にある焼鈍温度に加熱され、鋼に存在する可能な限り最大限の割合の銅を固溶させるために、その温度で保持される。これに続いて、４００乃至７００℃の温度に急冷され、その温度で銅の析出が再び形成する。このような方法により、析出硬化は、所望の強度レベルの鋼を実現することを目的とする。同時に、銅の含有は、酸化保護層の形成を通して鋼の耐食性及び耐脆化性を増加させることを目的とする。
【０００６】
極度に強い冷延鋼板を製造するためのさらなる方法が、ＵＳ７，５９１，９７７Ｂ２によって知られている。この方法によれば、（重量％で、）０．１乃至０．２５％の炭素、１．０乃至２．０％のケイ素及び１．５乃至３．０％のマンガンを具える熱延鋼板が、３０乃至７０％の冷間圧延度で圧延されて冷延鋼板を形成し、その後、連続式の圧延孔型で行われる熱処理が施される。この熱処理では、冷延鋼板が、冷延鋼板に存在する炭化物を固溶させるために、第１の焼鈍段階で、そのＡｒ３温度よりも高い第１の焼鈍温度に加熱される。これに続いて、第１の焼鈍温度から少なくとも１０℃／ｓの冷却速度で、第２の焼鈍温度に冷却される。この温度は、ベイナイトが冷延鋼板に形成するように選択され、一般に３００乃至４５０℃の範囲内にある。ベイナイトを形成するよう実施されるこの第２の焼鈍段階は、冷延鋼板の微細構造が、少なくとも６０％の程度のベイナイト及び少なくとも５％の程度の残留オーステナイト及び残りとして多角形フェライトで構成されるまで行われる。ここでの目的は、微細構造を可能な限り最大限ベイナイト化するためであり、他の構成要素の微細構造の存在を多くても微量にするためである。このようにして提供される冷延鋼板は、少なくとも９％の伸びが組み合わさって最大で１１８０ＭＰａの引張強さを達成し、必要に応じて、腐食に対する保護を与える金属層でコーティングされ得る。
【０００７】
上述の従来技術の背景に対して、簡易且つ操作的に信頼性があり、強度及び変形能をさらに増加させる最適な組み合わせを有する方法で冷間圧延による平鋼製品を提供することが本発明の目的であった。さらに、本発明は、このような冷間圧延による平鋼製品を製造するための方法を提供することであった。
【発明の概要】
【０００８】
冷間圧延による平鋼製品に関して、本発明に係る請求項１に記載の平鋼製品により、この目的は達成された。
【０００９】
本方法に関して、上述の目的は、本発明により達成され、そこでは、請求項１２に記載の工程が、本発明に係る冷間圧延による平鋼製品を製造するよう実施される。
【００１０】
本発明の有利な構成が従属請求項に示されており、本発明の一般的概念として以下で詳細に説明されている。
【００１１】
本発明に係る冷間圧延による平鋼製品は、鉄及び不可避な不純物に加えて、（重量％で、）
炭素（Ｃ）：          ０．１０乃至０．６０％、
ケイ素（Ｓｉ）：      ０．４乃至２．５％、
アルミニウム（Ａｌ）：３．０％以下、
マンガン（Ｍｎ）：    ０．４乃至３．０％、
ニッケル（Ｎｉ）：    １．０％以下、
銅（Ｃｕ）：          ２．０％以下、
モリブデン（Ｍｏ）：  ０．４％以下、
クロム（Ｃｒ）：      ２％以下、
コバルト（Ｃｏ）：    １．５％以下、
チタン（Ｔｉ）：      ０．２％以下、
ニオブ（Ｎｂ）：      ０．２％以下、
バナジウム（Ｖ）：    ０．５％以下
を具えるという事実により際立っている。
【００１２】
ここで、冷間圧延状態では、本発明に係る平鋼製品の微細構造が、少なくとも２０体積％の程度のベイナイトと、１０乃至３５体積％の程度の残留オーステナイトと、残りのマルテンサイトから成り、技術的に不可避な微量の他の微細構造の構成要素が、平鋼製品の微細構造に存在することが言うまでもなく明らかである。このような方法で提供される本発明に係る冷間圧延による平鋼製品は、通常、少なくとも１４００ＭＰａの引張強さＲｍ及び少なくとも５％の伸びＡ８０を達成する。残留オーステナイトの炭素含有量は、一般に、１．０重量％よりも高い。
【００１３】
本発明にしたがって提供又は構成される平鋼製品を製造するための本発明に係る方法は、スラブ、薄スラブ又は鋳造片の形態の予製品を提供するステップであって、スラブ、薄スラブ又は鋳造片が、鉄及び不可避の不純物に加えて、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０乃至０．６０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．４乃至２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：３．０％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．４乃至３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：１．０％以下、銅（Ｃｕ）：２．０％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．４％以下、クロム（Ｃｒ）：２％以下、コバルト（Ｃｏ）：１．５％以下、チタン（Ｔｉ）：０．２％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．２％以下、バナジウム（Ｖ）：０．５％以下を具える、ステップと、
予製品を熱間圧延して、１又はそれ以上の圧延孔型で熱延鋼板を形成するステップであって、得られた熱延鋼板が、最後の圧延孔型を出る際に、少なくとも８３０℃の熱間圧延終了温度を有する、ステップと、
得られた熱延鋼板を、熱間圧延終了温度と５６０℃との間のコイリング温度でコイリングするステップと、
熱延鋼板を冷間圧延して、少なくとも３０％の冷間圧延度で冷延鋼板を形成するステップと、
得られる冷延鋼板を熱処理するステップと、
を具えており、
熱処理の工程において冷延鋼板が、
少なくとも８００℃に達する焼鈍温度に加熱され、
５０乃至１５０秒の焼鈍時間の間、焼鈍温度で任意に保持され、
焼鈍温度から開始され、４７０℃の上限を有し冷延鋼板の微細構造にマルテンサイトが形成するマルテンサイト開始温度ＭＳよりも高い下限を有する保持温度範囲の保持温度まで、少なくともに達する８℃／ｓの冷却速度で冷却され、
冷延鋼板の微細構造に少なくとも２０体積％のベイナイト形成をするのに十分な時間、保持温度で保持される。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１では、達成する引張強さＲｍが、各焼鈍温度Ｔ２に対してプロットされている。
【図２】図２では、鋼Ｓ４から製造される冷延鋼板の試料の引張強さが、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対してプロットされている。
【図３】図３では、鋼Ｓ５から製造される冷延鋼板の試料の引張強さが、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対して同様にプロットされている。
【図４】図４では、鋼Ｓ４から製造される冷延鋼板の試料の伸びＡ８０が、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対して同様にプロットされている。
【図５】図５では、鋼Ｓ５から製造される冷延鋼板の試料の伸びＡ８０が、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対してプロットされている。
【図６】図６は、本発明に係る冷延鋼板の断面のある範囲での拡大図を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明に係る鋼帯は、３相の微細構造を有しており、その主要な構成要素はベイナイトであり、さらには残留オーステナイト及び残りとしてマルテンサイトから成る。ベイナイトの割合は少なくとも５０体積％であり、特に少なくとも６０体積％であり、残留オーステナイトの割合は１０乃至２５体積％の範囲内にあり、微細構造の残りがいずれのケースにおいてもマルテンサイトから成ることが、ここでは最適である。最適なマルテンサイトの割合は、少なくとも１０体積％である。このような組成を有する微細構造は、Ｒｍ＊Ａ８０と所要の引張強さとの最良な組み合わせをもたらす。
【００１６】
主要な成分である「ベイナイト」、「オーステナイト」及び「マルテンサイト」に加えて、他の微細構造の構成要素を含めることが可能であるが、これらの割合は低過ぎて、本発明の冷間鋼板の特性に影響しない。残留オーステナイトは、５μｍ未満の結晶粒径を有する残留オーステナイト群の小さな、球状の島を具えた膜形式で本発明の冷間鋼板中に存在しており、残留オーステナイトは初期段階で高い安定性を有し、これに関連して、望ましくないマルテンサイト変態の傾向が低い。変形の程度が高い場合には、このような残留オーステナイトからマルテンサイトが形成され（ＴＲＩＰ効果）、これは破断時の伸びを増加させる。
【００１７】
本発明によって製造される冷間鋼板は、通常は同様に５％を超える伸びＡ８０とともに、通常は１４００ＭＰａを超える引張強さＲｍを実現する。したがって、本発明の平鋼製品の品質Ｒｍ＊Ａ８０は、通常、約７０００ＭＰａ＊％を超え、一般的には少なくとも１３５００ＭＰａ＊％の品質Ｒｍ＊Ａ８０を実現する。このような本発明の冷間鋼板は、極めて大きな強さ及び十分な変形能との最適な組み合わせを有する。
【００１８】
マルテンサイト開始温度、すなわち、本発明のプロセスによりマルテンサイトが鋼中に形成する温度は、Ｍｅｔａｌ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  １５（１９８１），ｐａｇｅｓ  １７８−１８０に開示されたＨ．ＢｈａｄｅｓｈｉａによるＴｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ  Ｅｘｔｒａｐｏｌａｔｉｏｎ  ａｎｄ  Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ｓｔａｒｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  ｏｆ  Ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎａｌｌｙ  Ａｌｌｏｙｅｄ  Ｓｔｅｅｌｓ」と題される論文で説明されている手順に基づいて計算できる。
【００１９】
本発明の鋼では、炭素がフェライト／パーライト変態を遅らせ、マルテンサイト開始温度ＭＳを低下させ、硬さの増加に貢献する。これらの好ましい効果を利用するために、本発明の平鋼製品の炭素含有量を、少なくとも０．２５重量％、特に少なくとも０．２７重量％又は少なくとも０．２８重量％に設定でき、炭素含有量が、＞０．２５乃至０．５重量％の範囲、特に０．２７乃至０．４重量％又は０．２８乃至０．４重量％である場合に、特に確実に利用される比較的高い炭素含有量により上記の効果を実現可能である。
【００２０】
また、銅の強度増加作用も、本発明の冷間圧延平鋼製品で利用できる。この点において、少なくとも０．１５重量％、特に０．２重量％の最小含有量の銅が本発明の平鋼製品に存在する。銅は、少なくとも０．５５重量％の含有量で本発明の平鋼製品に存在する場合、銅含有量が最大でも１．５重量％に制限されるという事実のため銅の存在による悪影響を制限でき、強度に特に効果的な寄与をする。
【００２１】
本発明によって処理される鋼では、少なくとも０．４重量％で最大で３重量％特に最大で２．５重量％のマンガン含有量がベイナイトの形成を促進し、任意に追加される銅、クロム及びニッケル含有量がベイナイトの形成に同様に寄与する。本発明によって処理される鋼の他のそれぞれの構成要素に応じて、最大で２重量％にマンガン含有量を制限し、又は１．５重量％にマンガンの最小含有量を増加させるのがここでは好適である。
【００２２】
また、クロムの任意の追加がマルテンサイト開始温度を低下させ、ベイナイトからパーライト又はセメンタイトへの変態の傾向を抑える。さらに、本発明で規定されているように最大で２重量％の上限までの含有量では、クロムの含有量が１．５重量％に限定される場合に生じる本発明の冷間圧延平鋼製品でのクロムの存在による任意の効果によって、クロムがフェライト変態を促進する。クロムの好ましい影響は、少なくとも０．３重量％のクロムが本発明の平鋼製品に存在する場合に、特に効果的に利用され得る。
【００２３】
追加のチタン、バナジウム及びニオブは同様に任意であり、微細子の微細構造の形成を助け、ベイナイト変態を促進する。さらに、これらのマイクロ合金元素は、析出の形成を通して硬さの増加に寄与する。チタン、バナジウム及びニオブの好ましい効果を、これらの元素の各含有量が０．００２乃至０．１５重量％の範囲にあり、特に０．１重量％を超えない場合に、本発明の冷間圧延平鋼製品の特に効果的な方法で利用できる。
【００２４】
本発明の平鋼製品では、０．４０乃至２．５重量％の含有量のケイ素が存在しており、顕著な固溶をもたらす。特に確実な方法でこの効果を利用するために、少なくとも１．０重量％にケイ素含有量を設定できる。同様に、悪影響を避けるために、ケイ素の含有量を最大でも２重量％に制限することが好ましい。
【００２５】
本発明によって処理される鋼では、アルミニウムが、ケイ素含有量に部分的に代わり得る。同時に、ケイ素と同様にアルミニウムは、製鋼の際に脱酸作用を有する。この目的のために、０．０１重量％の最小アルミニウム含有量を提供できる。例えば、アルミニウムの追加が、変形能の改善のために比較的低い値に鋼の硬さ又は引張強さを設定することを意図する場合に、より高いアルミニウム含有量が好ましいことが分かっている。
【００２６】
ケイ素及びアルミニウムのさらなる作用は、炭素の固溶を低い温度まで下げることによって、ベイナイトにおける炭化物形成を抑えることで残留オーステナイトを安定化させることである。
【００２７】
このため、アルミニウム及びケイ素が同時に存在することの好ましい影響を、本発明によって規定された制限内のケイ素及びアルミニウム含有量が、％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．２重量％（％Ｓｉをそれぞれのケイ素含有量の重量％で、％Ａｌをそれぞれのアルミニウム含有量の重量％とする）の条件を満足する場合に、特に効果的に利用できる。
【００２８】
本発明の所定の微細構造の形成は、本発明によって処理される鋼中のマンガン、クロム、ニッケル、銅及び炭素の含有量が、したがって、本発明の平鋼製品のマンガン、クロム、ニッケル、銅及び炭素の含有量が、
１＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２
という条件を満足するという事実により、特に確実にすることができる。ここで、％Ｍｎは、それぞれのマンガン含有量の重量％を示し、％Ｃｒは、それぞれのクロム含有量の重量％を示し、％Ｎｉは、それぞれのニッケル含有量の重量％を示し、％Ｃｕは、それぞれの銅含有量の重量％を示し、％Ｃは、それぞれの炭素含有量の重量％を示す。
【００２９】
本発明の平鋼製品を製造するために、本発明の組成を有する鋼から鋳造される一次製品又は予製品が、最初に、８３０℃乃至１０００℃の範囲にある熱間圧延終了温度で熱間圧延を終了するのに十分なある温度にされ又はある温度で保持され、この温度から熱間圧延が実施される。鋳物が熱間圧延のために使用される最後の圧延機スタンドを出ると、熱延鋼板がその圧延機スタンドに隣接する圧延テーブル上で冷却される。圧延テーブルの後で、熱延鋼板がコイリング装置の中を通過し、そこで巻かれてコイルを形成する。
【００３０】
コイリング温度は、フェライト及びパーライトから成る比較的軟らかい熱延鋼板の微細構造が形成されるように、少なくとも５６０℃である必要がある。このような目的のために最適な温度プロファイルは、熱間圧延終了温度が８５０℃乃至９５０℃の範囲、特に８８０℃乃至９５０℃の範囲にある場合に生じる。この目的を達成するために、一般に、予製品が１１００℃乃至１３００℃の範囲にある温度に加熱され、又は熱間圧延の前にこの温度で保持される。このため、得られる熱延鋼板の微細構造は、主として、フェライト及びパーライトから成る。生じる結晶粒径の酸化のリスクを、コイリング温度が最大でも７５０℃に制限されるという事実により最小限にできる。
【００３１】
コイリングの後、熱延鋼板が冷間圧延されるが、熱延鋼板が、冷間圧延の前に化学的又は機械的手段によって脱スケールできることはいうまでもない。
【００３２】
冷間圧延は、これに続く焼鈍の間の再結晶化及び変態を加速させるために、少なくとも３０％、特に少なくとも４５％の冷間圧延度で効果的である。一般に、より良好な表面の品質も、冷間圧延の高い程度に対応して得られる。この目的のために少なくとも５０％の冷間圧延度が特に好適であることが分かっている。
【００３３】
冷間圧延の後に、本発明によって得られる冷延鋼板が、連続圧延孔型で焼鈍サイクルを完了するが、そのサイクルの際には、冷延鋼板が少なくとも８００℃、好適には少なくとも８３０℃の温度に第１の焼鈍段階で加熱される。この第１の焼鈍段階は、少なくとも冷延鋼板が完全にオーステナイト化するような期間、継続する。一般に５０乃至１５０秒が、これに要する。
【００３４】
第１の焼鈍段落の最後に、少なくとも８℃／ｓ、特に１０℃／ｓの冷却速度で、製品が急冷される。この急冷のための目標温度は、最大でも４７０℃の保持温度であり、マルテンサイトが冷延鋼板の微細構造に形成するマルテンサイト開始温度ＭＳよりも高い。実際には、３００乃至４２０℃、特に３３０乃至４２０℃の範囲を、保持温度が存在する範囲の指標として使用できる。
【００３５】
各保持温度から進んで、冷延鋼板が、第２の焼鈍段階の保持温度範囲で、正確には、少なくとも２０体積％の微細構造の冷延鋼板がベイナイトに変態するまで保持される。ここでは、保持は、冷却の際に達する保持温度での等温保持として、又は保持温度範囲内での徐冷として実施できる。
【００３６】
本発明で製造される平鋼製品を、金属保護層による従来の方法でコーティングできる。金属コーティングの適用の前に焼鈍を要する場合、本発明で提供される熱処理をこの焼鈍の過程で実施できる。
【００３７】
本発明は、典型的な実施例に基づいて以下でより詳細に説明できる。
【００３８】
５種類の鋼Ｓ１乃至Ｓ５を溶解した。その組成を表１に示す。
【００３９】
対応する組成の鋼の溶解物が従来の方法で鋳込まれてストランドを形成し、そこからスラブが分けられた。その後、このスラブは、再加熱温度に同じような従来の方法で加熱された。
【００４０】
加熱スラブが、同じような従来の圧延機スタンド群で熱間圧延され、２ｍｍの厚さを有する熱延鋼板を形成した。
【００４１】
熱間圧延終了温度は、各ケースにおいて８３０乃至９００℃の範囲であった。熱延鋼板が冷却され、その温度から５６０℃を超えるコイリング温度に進み、その後、コイルを形成するためにコイリングされた。
【００４２】
このようにして得られた熱延鋼板は、コイリングの後に脱スケールされ、脱スケールの後、５０％の冷間圧延度で冷間圧延され冷延鋼板を形成した。
【００４３】
その後、これらの比較的大量の冷延鋼板の試料が熱処理を施され、そこでは、８３０乃至８５０℃の範囲の第１の焼鈍温度に少なくとも１．９℃／ｓの加熱速度で第１の焼鈍段階で加熱された。冷延鋼板が、完全に加熱されるまで、１２０秒の間この温度で保持された。
【００４４】
続いて急冷が行われ、その間に冷延鋼板が、３５０乃至４２０℃の範囲の保持温度Ｔ２に少なくとも８℃／ｓに達する冷却速度で急冷された。特に、試験の第１のバッチの保持温度Ｔ２は、３００℃、３１０℃、３３０℃、３４０℃、３７５℃、３９０℃及び４１０℃であった。冷延鋼板の試料は、焼鈍期間ｔ２の間、各保持温度Ｔ２で保持された。
【００４５】
図１では、達成する引張強さＲｍが、各焼鈍温度Ｔ２に対してプロットされている。鋼Ｓ５から製造される冷延鋼板の試料が、それぞれ特定の焼鈍条件の下でのみ、１４００ＭＰａの所要の最小引張強さを達成し、他の鋼から製造される冷延鋼板の試料の引張強さが、常に１４００ＭＰａの最小限よりも確実に高いことが見られる。本発明の所定の含有量の範囲の下限にある比較的低い炭素含有量の鋼Ｓ５は、この理由により特定された。
【００４６】
図２では、鋼Ｓ４から製造される冷延鋼板の試料の引張強さが、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対してプロットされている。３１０℃、３３０℃及び３５０℃の保持温度、すなわち、３１０乃至３５０℃の範囲の保持温度で保持された冷延鋼板が、それぞれの焼鈍期間ｔ２に関わりなく、１４００ＭＰａの所要の引張強さＲｍを達成したことが見られる。
【００４７】
図３では、鋼Ｓ５から製造される冷延鋼板の試料の引張強さが、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対して同様にプロットされている。ここでは、３５０℃及び３９０℃の保持温度、すなわち３５０℃乃至３９０℃の範囲の保持温度で保持される冷延鋼板の試料が、焼鈍期間ｔ２が１４５秒よりも短い場合に、１４００ＭＰａの所要の引張強さＲｍを達成することが見られる。
【００４８】
図４では、鋼Ｓ４から製造される冷延鋼板の試料の伸びＡ８０が、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対して同様にプロットされている。３１０℃、３３０℃及び３５０℃の保持温度、すなわち３１０℃乃至３５０℃の範囲の保持温度で保持される冷延鋼板の試料が、それぞれの焼鈍期間ｔ２に関わりなく、所要の最小伸びＡ８０を達成した。
【００４９】
図５では、鋼Ｓ５から製造される冷延鋼板の試料の伸びＡ８０が、第２の焼鈍段階の焼鈍期間ｔ２に対してプロットされている。ここでも、冷延鋼板の試料が、それぞれのその保持温度Ｔ２に関わりなく、及びそれぞれの焼鈍期間ｔ２に関わりなく、少なくとも５％の所要の伸びＡ８０を達成することが見られる。したがって、短い焼鈍期間及び適切に低い保持温度Ｔ２が観察される場合、比較的低い炭素含有量にも関わらず、鋼Ｓ５から製造される高抗張力Ｒｍが十分な伸びＡ８０と組み合わさった本発明に係る冷間圧延による平鋼製品も可能である。
【００５０】
図６は、本発明に係る冷延鋼板の断面のある範囲での拡大図を示す。本図では、例として、残留オーステナイトの塊ＲＡ−ｂに印が付され、薄膜状の残留オーステナイトＲＡ−ｆがラメラー層で存在するポイントが丸く囲むことによって強調されている。
【００５１】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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