(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
高い降伏強さを有する鋼板又は鋼ストリップの製造方法であって、
前記の鋼ストリップ又は鋼板を、以下（重量％で表示）の：
Ｃ：０〜１．００％以下、
Ｍｎ：７．００〜３０．００％、
Ａｌ：１．００〜１０．００％、
Ｓｉ：２．５０％より多く８．００％以下、
Ａｌ＋Ｓｉ：３．５０％より多く１２．００％以下、
Ｂ：０〜０．０１％未満、
Ｎｉ：０〜８．００％未満、
Ｃｕ：０〜３．００％未満、
Ｎ：０〜０．６０％未満、
Ｎｂ：０〜０．３０％未満、
Ｔｉ：０〜０．３０％未満、
Ｖ：０〜０．３０％未満、
Ｐ：０〜０．０１％未満、並びに、
残余物として、鉄及び不可避の不純物からなる鋼から製造し、
前記ストリップ又は板を冷間圧延して、冷間圧延ストリップを成形し、前記冷間圧延ストリップを再結晶焼鈍し、そして、
それらから、２〜２５％の常温成形の程度で行う常温成形によって、完成された鋼板又は鋼ストリップを続いて製造する、
前記鋼板又は鋼ストリップの製造方法。
【請求項２】
前記常温形成の程度が、最大１５％であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記常温形成の程度が、最大１０％であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項４】
鋼ストリップ又は鋼板の製造が、以下の作業ステップ：
鋼を鋳造して、前駆材料（Ｖｏｒｍａｔｅｒｉａｌ）を形成し、
前記前駆材料を熱間圧延して、熱ストリップを形成し、
前記熱ストリップを巻き、そして、
前記熱ストリップを冷間圧延して、冷ストリップを成形する
ことを含むことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
熱間圧延の前に、前駆材料を、少なくとも１１００℃の温度まで再加熱することを特徴とする、請求項４に記載の方法。
【請求項６】
前駆材料を、少なくとも１１００℃の温度での熱間圧延用に直接使用することを特徴とする、請求項４に記載の方法。
【請求項７】
前記熱間圧延の最終温度が、少なくとも８００℃であることを特徴とする、請求項４〜６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
前記巻き温度が、４５０℃〜７００℃であることを特徴とする、請求項４〜７のいずれ
か一項に記載の方法。
【請求項９】
再結晶焼鈍を、６００℃〜１１００℃の焼鈍温度で実施することを特徴とする、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
焼鈍を、６００℃〜７５０℃の焼鈍温度で、ベルタイプ焼鈍として実施することを特徴とする、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
焼鈍を、７５０℃〜１１００℃の焼鈍温度で、連続的焼鈍として実施することを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
冷間圧延を、３０％〜７５％の冷間圧延の程度で実施することを特徴する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
鋼が、シリコンを２．７０重量％より多く含むことを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
鋼が、ボロンを０．００２重量％〜０．０１重量％の量で含むことを特徴とする、請求項１〜１３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１５】
鋼が、ボロンを０．００３〜０．００８重量％の量で含むことを特徴する、請求項１４に記載の方法。
【請求項１６】
鋼が、炭素を０．１０〜１．００重量％の量で含むことを特徴とする、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い降伏強さを有する鋼生成物を製造する方法に関する。本発明の生成物は、特に、鋼板又は鋼ストリップであることができる。
【０００２】
本体構成成分の製造のための、及び、低温使用のための軽鋼は、ＤＥ１９７２７７５９Ｃ２により公知である。これらは、Ｆｅに加え、Ｍｎ１０％〜３０％、Ａｌ１％〜８％及びＳｉ１％〜６％を含み、Ａｌ及びＳｉ含有の総量が１２％を超過しないように含んでいる。この公知の鋼において、不純物の範囲の中では炭素が最も含まれている。
【０００３】
一方で、ＤＥ１９９００１９９Ａ１により公知である軽構造鋼では、任意の合金エレメントとして炭素が提供されている。公知の軽鋼は、
Ｍｎ  ＞７％〜２７％、
Ａｌ  ＞１％〜１０％、
Ｓｉ  ＞０．７％〜４％、
Ｃ  ＜０．５％、
Ｃｒ  ＜１０％、
Ｎｉ  ＜１０％、及び
Ｃｕ  ＜０．３％
含む。前記鋼において、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＰも、これらのエレメントの総量が２％を超過しないように、含まれている。
【０００４】
前記タイプの鋼は、ＴＷＩＰ（双晶誘導可塑性：Ｔｗｉｎｎｉｎｇ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）特性を有する。この特性は、これらの鋼が、良好な剛性及び低い重量を有すると同時に、高い延性を示すことを意味する。従って、極めて良好な生成物は、ＴＷＩＰ軽構造鋼の引張強さ及び伸び率によって、確かめることができる。通常、公知のＴＷＩＰ軽構造鋼から製造される鋼板において、降伏強さの最小値は２６０〜３３０ＭＰａの範囲である。
【０００５】
例えば、ＴＲＩＰ（転位誘導可塑性：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、又は、ＴＷＩＰ及びＴＲＩＰの混合された性質が存在する鋼では、優れた延性を保持すると同時に高い降伏強さが達成される。しかしながら、このタイプの軽構造鋼より製造される公知の鋼の全ての変形物は、これらの鋼の降伏強さが３３０ＭＰａより高い場合には、特定の不利な性質を有する。従って、例えば、脆性延性転移温度、温度依存性質又は異方性変形動作のばらつきが生じる。
【０００６】
従って、本発明の目的は、軽鋼から鋼生成物を確実に製造する方法の開示であって、前記生成物が、降伏強さが高くても、異方性変形動作を有し、そして低い温度において延性である、鋼生成物を製造する方法であった。
【０００７】
この目的は、鋼生成物、特に鋼板又は鋼ストリップを製造する方法であって、
前記の鋼ストリップ又は鋼板が、以下の成分（重量％）：
Ｃ：≦１．００％、
Ｍｎ：７．００〜３０．００％、
Ａｌ：１．００〜１０．００％、
Ｓｉ：＞２．５０〜８．００％、
Ａｌ＋Ｓｉ：＞３．５０％〜１２．００％、
Ｂ：＜０．０１％、
Ｎｉ：＜８．００％、
Ｃｕ：＜３．００％、
Ｎ：＜０．６０％、
Ｎｂ：＜０．３０％、
Ｔｉ：＜０．３０％、
Ｖ：＜０．３０％、
Ｐ：＜０．０１％、並びに、
残余物として、鉄及び不可避の不純物を含む鋼から製造され、そして、
前記のストリップ又は板から完成鋼生成物が、２〜２５％の常温成形の程度で行われる常温成形によって実質的に製造される、
前記鋼生成物の製造方法によって達成される。
【０００８】
本発明によると、通常の鋼ストリップ製造ステップを経過した後に前記の鋼ストリップが受ける常温成形方法によって、完成した鋼生成物の降伏強さを調節する。本発明により規定される組成の軽鋼より開始し、本発明による方法では、生成物を熱ストリップ及び冷ストリップの両方から製造することができる。前記生成物は、良好な延性を有すると同時に高い降伏強さを有する。本発明では、熱ストリップ又は冷ストリップの製造を完結するのに十分な成形の程度で常温成形を実施することが不可欠である。
【０００９】
本発明の常温成形は、例えば、鋼板又はストリップのスキンパス圧延又はストレッチャ及びローラーレベリングによって実施することができる。これらの場合において、本発明により製造される生成物は、降伏強さが一様に３３０ＭＰａより高い鋼ストリップ又は板である。
【００１０】
同様に、最小値を確実に維持するこれらの降伏強さも、本発明により実施される最終構成フォームを製造するための処理の一部である常温形成において、達成することができる。従って、本発明の方法の最終工程において完了される常温成形を、例えば、深絞り、ストレッチ成形又はハイドロフォーミングとして実施することもできる。必要不可欠な唯一の要因は、通常のスキンパス圧延において標準の成形の程度よりも高い、適当な成形の程度を達成することである。
【００１１】
驚くべきことに、本発明により使用される合金鋼より開始し、実施することで製造方法を完了させる常温成形によって、後続の繰返し焼鈍を必要とせずに、材料の等方性又は延性において結果として生じる決定的な損失を発生することなく、降伏強さでの明らかな増加を生じることが分かった。従って、本発明により製造される生成物、特にシート又はストリップは、延性降伏及び降伏強さの最適な組合せを特徴とする。更に、これらはＴＷＩＰ性質を有する。そのようなものとして、これらは常法により製造及び構成された軽鋼生成物よりも明らかに優れている。従って、本発明の方法によって、最大限の降伏強さを有し、そして、低い重量での優れた延性を特徴とする、軽鋼生成物を簡単に製造することが可能である。
【００１２】
本発明により可能となる作業結果によって達成される信頼性は、常温成形の程度が最大１５％、特に最大１０％であることにおいて改良することができる。
【００１３】
熱ストリップ又は冷ストリップを、本発明の鋼生成物を製造するための出発生成物として使用することができる。熱ストリップの製造は、通常の方法工程を含むことができる。従って、本発明の組成を有する鋼を鋳造し、スラブ、薄スラブ又はキャストストリップを成形することができる。次に、これらの加工された生成物を熱間圧延して熱ストリップを形成し、これをコイルとして巻く。
【００１４】
巻きの後に、得られる熱ストリップを、本発明の方法によって本発明の生成物へと直接常温形成することができる。あるいは、熱ストリップを最初に冷間圧延して冷ストリップを形成し、続いてこれを再結晶焼鈍し、その後、本発明の方法における最終工程として、２〜２５％の常温形成の程度で常温形成に再び付すことができる。
【００１５】
熱間圧延の前に再加熱が必要な場合、特にスラブを使用する場合において、再加熱の温度は１１００℃を下回らないことが好ましい。他方では、鋳造の後で、出発生成物が連続的な作業順序での熱間圧延作業をうける場合、間欠的な再加熱をせずに、これを直接使用で実施することができる。
【００１６】
本発明によると、熱ストリップが少なくとも８００℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延され、そして低温で巻かれる場合、炭素、特にボラン（存在している場合）のプラスの効果を完全に使用する。従って、この範囲で熱間圧延される板において、ボロン及び炭素は、許容可能である延性降伏値での高い引張強さ及び降伏強さをもたらす。最終圧延温度が高くなるにつれて、伸び値が増加するのに対し、引張強さ及び降伏強さは減少する。本発明により規定される枠組みの中で最終熱間圧延温度を変化させることによって、標的とした簡単な態様の範囲内で、得られる鋼板の所望の性質に影響を与えることができる。
【００１７】
材料の脆化は、巻き温度を最大７００℃の値に限定することによって確実に避けることができる。巻き温度が高くなると、脆性相の形成が生じることが確かめられている。前記の脆性相の形成は、例えば、材料の剥離を生じさせることがあり、そしてそれによって、その後の処理を困難にするか、又は、不可能にさえすることがある。
【００１８】
鋼生成物が冷ストリップから製造されている場合、本発明の完成鋼生成物の最適化された脆性性質及び剛性性質を確実に達成するためには、再結晶焼鈍の前の冷間圧延間の冷間圧延の程度が、３０％〜７５％の範囲内にあることが好ましい。
【００１９】
再結晶焼鈍間の焼鈍温度は６００℃と１１００℃との間であることが好ましい。焼鈍は、ベルタイプ焼鈍炉において６００℃〜７５０℃の温度範囲で実施するか、又は、連続焼鈍炉において７５０℃〜１１００℃の温度で実施することができる。
【００２０】
Ｓｉ含有量を、２．５０重量％より高く、好ましくは２．７０重量％より高く制限している結果として、本発明の鋼板は、Ｓｉ含有量が低いこのタイプの軽鋼板又は鋼板と比較すると、冷間圧延のためのキャパシティが改良されている。Ｓｉを多く添加することは、より均一な降伏強さ及び引張り強さの値を意味し、そして、より高い延性降伏及び均一な伸び値を意味する。更に、本発明の鋼において、シリコンは、ｒ値及びｎ値のより高い値を生じさせ、そして、機械的性質の同方性形成を生じさせる。Ａｌ及びＳｉ含有量から成形される総量の上限は、Ａｌ及びＳｉの総含有量として１２％であり、前記の上限を超えるＡｌ及びＳｉの総含有量は、脆化のリスクを伴う。
【００２１】
驚くべきことに、本発明の鋼へ意図的にボロンを追加することによって、性質及び生産性における改良を導くことができることが分かった。従って、本発明の有利な構成によると、鋼がボロンを含むことが提供される。ボロンを加え、降伏強さ及び延性の調節を改良する場合、ボロン含有量は、この点で０．００２重量％〜０．０１重量％、特に０．００３重量％〜０．００８重量％の範囲にあることができる。
【００２２】
最小限の量の炭素０．１０重量％が本発明の鋼で検出される場合には、本発明による鋼板の機械的技術的性質に対する合金の有利な効果を更に高めることができる。
【００２３】
その特定の性質スペクトルのために、特に、本発明の方法において製造された冷ストリップ生成物から、特に支持的な衝突関連（ｃｒａｓｈｒｅｌｅｖａｎｔｅ）車体部品及び車体部品を製造することができる。これらの部品を、低い重量で、例えば、特に効果的な乗員防護のために使用することができる。本発明により製造される生成物は、この関係において、突然の荷重の場合での特に高いエネルギー吸収容量を特徴としている。
【００２４】
優良な延性、及び、優良な剛性を有すると共に低重量であるため、本発明により製造される生成物から、乗り物用、特に自動車用のホイールを製造することができる。
【００２５】
低温エンジニアリングの分野において使用される部品も、本発明により製造された生成物から製造することができる。本発明によって製造された冷ストリップ生成物の有利な性質スペクトルは、極低温技術（Ｋｒｙｏｔｅｃｈｎｉｋ）分野での従来の低温においても保持される。
【００２６】
本発明の製造方法によって達成される優れたエネルギー吸収容量によって、本発明の方法は、衝撃タイプ荷重への防護を対象とする保護エレメントの製造に使用される生成物の製造にも特に適している。
【００２７】
本発明を実施態様により以下に説明する。
【００２８】
Ｃ０．００７０％、Ｍｎ２５．９％、Ｐ０．０１３％、Ｓ０．０００６％、Ｓｉ２．８３％、Ａｌ２．７２％、Ｎ０．００４５％（詳細は重量％で表示）、並びに、鉄及び不可避の不純物の残留物からなり、例えば、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ及びＭｇのわずかな含有量を含む軽鋼を鋳造し、スラブを形成した。
【００２９】
１１５０℃まで再加熱した後、スラブを最終熱間圧延温度８５０℃で熱圧延して、ストリップを形成し、そして、５００℃の巻き温度で巻いた。次に、前記の熱ストリップを６５％の成形の程度で冷間圧延し、厚さ１ｍｍの冷ストリップを成形した。冷間圧延の後、前記の冷ストリップを、連続焼鈍炉において９５０℃の温度で再結晶焼鈍した。
【００３０】
この状態において、前記冷ストリップは等方性であった。表１は、それぞれの場合における、縦方向で確認されたそれらの機械的性質を表している（成形の程度は０％）。
【表１】
0004500688.tif 000002
【００３１】
再結晶焼鈍の後に、前記冷ストリップの一部分を、２．５％、５％、１０％、３０％及び５０％の成形の程度で冷間圧延し、本発明の効果を検証した。表１には、それぞれの一部分のそれぞれの場合で縦方向において確かめられている機械的性質も表されている。
【００３２】
スキンパス圧延の後に得られる冷ストリップ生成物では、冷ストリップのスキンパス圧延間に１０％の常温成形の程度が維持された場合に、伸び限界値及び降伏強さの最適な組合せを得ることができるように思われる。従って、１０％の常温成形の程度に至るまで、降伏強さＲｐ０．２を７０％より高く増加し、そして、引張強さＲｍを１０％より高く改良することができた。均一な伸び率Ａｇ、Ａ８０伸び率、ｒ値及びｎ値の各々の値は、同等の降伏強さを有する従来の鋼において達成される値をはるかに凌ぐ水準を保持した。３０％の常温成形の程度の場合においてのみ、伸び性質が劇的に減少した。
【００３３】
追加の試験において、再結晶焼鈍の終了までを完了している作業工程及びその組成に関して、前記冷ストリップに相当する追加の冷ストリップを製造した。中空の異形材様の衝撃ボディーを、事前に常温成形することなく、前記冷ストリップの一部から製造した。比較として、本発明の方法におけるスキンパス圧延によって、７％の常温成形の程度で、再結晶焼鈍された冷ストリップの更なる一部を常温形成した。次に、この方法において、本発明により製造される冷ストリップ生成物から、中空の異形材様の衝撃ボディーを同様に製造した。
【００３４】
次に、５０Ｋｍ／ｈの落下速度で障害物に衝突させる落下試験で、約１５０ｋｇの重さである二つの前記衝撃ボディーを、それらのエネルギー吸収容量について調査した。本発明によってスキンパス圧延される冷ストリップ生成物から製造される衝撃ボディーは、それらの肉厚が非常に減少されていたという事実にもかかわらず、追加の常温成形のために、その他の衝撃ボディーのエネルギー吸収容量と比較すると、より優れたエネルギー吸収容量を有していたように思われた。
【００３５】
最後に、第３の試験において、再び、前記の組成に基づいて、そして前記の方法工程を使用することによって、再結晶焼鈍された冷ストリップを製造した。このように構成された冷ストリップを、次に、ストレッチ成形によって、本発明の方法で常温形成した。前記処理において達成される常温成形の程度は、再び１０％であった。前記の常温形成の結果、再結晶化焼鈍の状態のみにおいて、３２０ＭＰａの降伏強さを、再結晶化焼鈍後の常温成形の後に５２０ＭＰａへ増加することができた。引張強さは、同時に６４０ＭＰａから７１０ＭＰａへ増加した。ｒ値はほとんど影響をうけなかった。成形の程度の増加に伴って、伸び値は６０％から約５０％へ減少し、そしてｎ値は０．３９から０．２７へ減少した。しかし、これらの値であっても、常法により製造され、より剛性であり、そして同じ程度の降伏強さを有する同程度の鋼において決定することのできる伸び性質及びｎ値よりも、はるかに高い値であった。スキンパス圧延による冷ストリップの常温成形の場合であっても、このようにして得られる生成物は、降伏強さ値及び伸び値の最適な組合せを有していた。