(57)【要約】  本発明は高強度低合金鋼に関する。本発明において、亜鉛又は亜鉛合金用いてコーティングした高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクは以下の重量％の組成：  Ｃ：０．０３〜０．０７、  Ｍｎ：０．７０〜１．６０、  Ｓｉ：０．０１〜０．２、  Ａｌ：０．００５〜０．１、  Ｃｒ：≦０．１、  Ｃｕ：≦０．２、  Ｎ：≦０．００８、  Ｐ：≦０．０３、  Ｓ：≦０．０２５、  Ｏ：≦０．０１、  Ｔｉ：０．０２〜０．０７、  Ｖ：０．０４〜０．１５、  Ｍｏ：≦０．０３、  Ｎｂ：≦０．０３、  Ｃａ：≦０．０５、残部の鉄及び不可避不純物を有し、鋼のストリップ、シート又はブランクは少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
以下の重量％の組成：
Ｃ：０．０３〜０．０７、
Ｍｎ：０．７０〜１．６０、
Ｓｉ：０．０１〜０．２、
Ａｌ：０．００５〜０．１、
Ｃｒ：≦０．１、
Ｃｕ：≦０．２、
Ｎ：≦０．００８、
Ｐ：≦０．０３、
Ｓ：≦０．０２５、
Ｏ：≦０．０１、
Ｔｉ：０．０２〜０．０７、
Ｖ：０．０４〜０．１５、
Ｍｏ：≦０．０３、
Ｎｂ：≦０．０３、
Ｃａ：≦０．０５、
残部の鉄、及び不可避不純物
を有し、亜鉛又は亜鉛合金を用いてコーティングされた高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクであって、
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項２】
Ｃ：０．０４〜０．０６、及び／又は、
Ｍｎ：０．８０〜１．４０、及び、好ましくはＭｎ：０．８０〜１．３０、及び／又は、
Ｓｉ：０．０１〜０．１、及び、好ましくはＳｉ：０．０１〜０．０５、及び／又は、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５５、及び／又は、
Ｃｒ：≦０．０５、及び／又は、
Ｃｕ：≦０．０５、及び／又は、
Ｎ：０．００２〜０．００８、及び／又は、
Ｏ：≦０．００５、及び／又は、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６、及び／又は、
Ｖ：０．０５〜０．１５、及び／又は、
Ｍｏ：≦０．０１、及び、好ましくは０＜Ｍｏ≦０．０１、及び／又は、
Ｎｂ：≦０．０２、及び、好ましくはＮｂ：≦０．０１、及び又は、
Ｃａ：≦０．０１の、
請求項１に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項３】
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項１又は２に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項４】
前記鋼ストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項５】
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４８０ＭＰａの引張強度、好ましくは少なくとも５２０ＭＰａの引張強度、より好ましくは最大で６８０ＭＰａの引張強度を有する、請求項１又は３に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項６】
亜鉛又は亜鉛合金コーティングが、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項７】
前記亜鉛合金コーティングが、０．５〜４重量％のＡｌ、及び０．５〜３．２重量％のＭｇ、残部の亜鉛及び痕跡量のその他元素を含んでなり、好ましくは片面当たり５〜１５μｍの厚さ、より好ましくは片面当たり６〜１３μｍの厚さを有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項８】
以下の工程：
請求項１の組成を有する溶鋼を製造する工程と、
鋳造機中での溶鋼を鋳造する工程と、
少なくとも８８０℃の終了温度で前記鋳造物を熱間圧延し、ストリップにする工程と、
５００℃〜６５０℃のコイリング温度において前記熱間圧延したストリップをコイリングする工程と、
５０〜７５％の全体の圧下で前記ストリップを冷間圧延する工程と、
７５０℃〜８２０℃の焼鈍温度において前記ストリップを連続焼鈍する工程と、
を含んでなる、高強度低合金鋼のストリップの製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍したストリップを、亜鉛又は亜鉛合金コーティングを用いて溶融コーティングする、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記コーティングしたストリップを、テンパーミルで０．１〜３．０％の圧下、好ましくは０．２〜２．０％の圧下に冷間圧延する、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記ストリップを０．７〜２．０ｍｍの寸法で、少なくとも１４００ｍｍの幅、好ましくは少なくとも１６００ｍｍの幅、より好ましくは少なくとも１８００ｍｍの幅において冷間圧延する、請求項８〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
前記コイリング温度が、５５０℃〜６００℃であり、及び／又は前記全体の冷間圧延圧下は６０〜７０％であり、及び／又は前記焼鈍温度は７６０〜８００℃である、請求項８〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
前記鋼が、請求項２に規定した組成を有する、請求項８〜１２のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
前記製造した鋼のストリップが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項８〜１３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１５】
前記製造した鋼のストリップが、少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項８〜１５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】
本発明は高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクに関する。また、本発明は高強度低合金鋼のストリップの製造方法に関する。
【技術背景】
【０００２】
高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ鋼）は本技術分野で良く知られている。ＨＳＬＡ鋼は自動車産業でよく使用される。ＨＳＬＡ鋼はＶｅｒｂａｎｄ  Ｄｅｒ  Ａｕｔｏｍｏｂｉｌｉｎｄｕｓｔｒｉｅ（ＶＤＡ）規格で定義した例である。参照は２０１１年８月のＶＤＡ  ２３９−１００材料規格による。ＶＤＡにおいて、冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、例としてＣＲ４２０ＬＡ（ＣＲは冷間圧延を指し、番号４２０は縦方向の降伏強度Ｒｐ０．２の下限値を指し、及びＬＡは低合金を指す。）などの鋼種番号を用いて示される。ＶＤＡ規格は、高強度を与えるために、標準合金元素Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌとは別にＴｉ及びＮｂを含むＨＳＬＡ鋼の化学組成を示している。
【０００３】
薄いＨＳＬＡ鋼のストリップ、シート又はブランクは、大抵はアルミニウムコーティング又は亜鉛コーティングでコーティングする。亜鉛コーティングを使用する場合、コーティングは、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングがしばしば利用される。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
より高強度水準において冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、それらの高強度が起因して、熱間圧延されたストリップが広範囲において、相対的に薄い寸法に冷間圧延することが難しいという欠点を有する。
【０００５】
本発明の目的は、広範囲で相対的に薄い寸法に冷間圧延することを可能とし、かつ所要の強度を有するＨＳＬＡシート及びブランクとなるＨＳＬＡ鋼のストリップを与えることである。
【０００６】
本発明の更なる目的は、所要の伸びを有する前記ＨＳＬＡ鋼のストリップ、シート又はブランクを与えることである。
【０００７】
本発明の他の目的は、前記ＨＳＬＡ鋼のストリップの製造方法を与えることである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明においてこれらの目的の少なくとも一つは、以下の重量％の組成：
Ｃ：０．０３〜０．０７、
Ｍｎ：０．７０〜１．６０、
Ｓｉ：０．０１〜０．２、
Ａｌ：０．００５〜０．１、
Ｃｒ：≦０．１、
Ｃｕ：≦０．２、
Ｎ：≦０．００８、
Ｐ：≦０．０３、
Ｓ：≦０．０２５、
Ｏ：≦０．０１、
Ｔｉ：０．０２〜０．０７、
Ｖ：０．０４〜０．１５、
Ｍｏ：≦０．０３、
Ｎｂ：≦０．０３、
Ｃａ：≦０．０５、
残部の鉄及び不可避不純物を有し、亜鉛又は亜鉛合金を用いてコーティングされた高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクに達し、鋼のストリップ、シート又はブランクが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有することである。
【発明の効果】
【０００９】
本発明は合金化元素の組み合わせにおいて、ＶＤＡ規格から公知であるＴｉ及びＮｂの組み合わせの代わりにＴｉ及びＶを使用した際に、鋼はより低いミル負荷を与えて、製造されることを見出した。ＴｉとＶの水準は、本発明において、規定したようなＣ、Ｍｎ及びＳｉの規定水準と組み合わせて使用する必要がある。本発明の範囲内で、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を得ることを可能とする。
【００１０】
好ましくは、本発明におけるＨＳＬＡ鋼は追加的なＣｒ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＮｂを含まない。これらの元素は所要の降伏強度を有するＨＳＬＡ鋼を与えるために必要ではない。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
バナジウムは析出強化及び若干の微細化を与える。炭化バナジウム析出物の量は、０．０４重量％未満のＶの濃度では、必要な付加的な析出強化を与えるために十分ではなく、４２０ＭＰａのＲｐ０．２の強度に達しない。０．１５重量％より多いＶの濃度では再結晶が焼鈍の間に抑制される。これは伸びを制限する。
【００１２】
また、チタンも析出強化及び若干の微細化を与える。０．０７重量％より高いＴｉの濃度で、冷間圧延中の加工硬化が高い冷間圧下に制限することで著しく上昇する。ほかの手段で、本発明は０．０２重量％未満のＴｉの濃度が鋼のストリップ、シート及びブランクの全伸びを減少することを見出した。Ｔｉ及びＶの適正な量の組み合わせは、高い強度及び伸びの両方与える特殊な微細構造を生じるようである。
【００１３】
炭素は溶解強化の増加をするために役立ち、この結果より高い強度を得る。それ故に、少なくとも０．０３重量％のＣを加えるべきである。しかしながら、高すぎる濃度は冷間圧延を制限し、伸びを減少する。この原因で、カーボンの量は０．０７重量％が限界である。
【００１４】
また、マンガンも溶解強化に使用され、Ｃのような同じ効果を有するが、効果の強さはより低い。それ故に、強度増加に効果がある所要最低限の量は、０．７重量％のＭｎである。さらに、高添加は表面品質と費用の増加に影響する。それ故に、使用される上限値は１．６０重量％のＭｎである。
【００１５】
窒素はＣと同じような効果を有する。この元素はＡｌＮ及びＴｉＮ析出物を形成するためにＡｌ及びＴｉと共に選択的に混ぜ合わせる。ＴｉＮ析出物は再加熱炉中の高温においてだけでなく、冷間圧延中及びコイリング中においてもすぐに形成する。それらは強度を増加しない大きな析出物である（それぞれミクロン）。また、ＡｌＮも高温において形成し得る。それでも、第一冷却、及び６５０℃未満の温度でのコイリングで、それらの析出は部分的に停止し得、連続焼鈍の間に析出し、その上析出強化の一因となり得るＡｌ及びＮの種を固溶体中に保持する。大量のＮを加える（＞０．００８重量％）と、伸びは低下し、平板に亀裂が発生する。
【００１６】
ケイ素は溶解強化に使用されるが、高い濃度（＞０．２重量％のＳｉ）では表面品質を低下する。濃度が０．０１重量％未満である場合、Ｓｉを取り除くための精錬費用が余計に高くなる。
【００１７】
リンは溶解強化に使用されるが、高い濃度では鋼の延性を低下する。それ故に、濃度は０．０３重量％未満のＰにすべきである。
【００１８】
アルミニウムは鋼の脱酸素剤として使用され、その最小量は脱酸素を保証するために、０．００５重量％のＡｌにすべきである。０．１重量％より高いＡｌの濃度において、結果として生じるアルミナクラスター由来の表面欠陥の発生を増加する。
【００１９】
ニオブは加工硬化を著しく増加し、この結果として幅広いストリップの冷間圧延を制限するため、できる限り少なくし、かつ避ける。加えて、０．０３重量％より高いＮｂの濃度において、合理的に再結晶されたＨＳＬＡを得るために、高い焼鈍温度（８００℃より高い）の使用が必要となるため、再結晶温度に大きな効果を有する。
【００２０】
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓ、Ｏ、Ｍｏ及びＣａはすべて低くすべきである。例えば、高いＳの水準は鋼の延性を低下することになることが、該技術分野において公知である。
【００２１】
好ましい実施形態として、一以上の合金化元素は、以下のような： 
Ｃ：０．０４〜０．０６、及び／又は、
Ｍｎ：０．８０〜１．４０、及び、好ましくはＭｎ：０．８０〜１．３０、及び／又は、
Ｓｉ：０．０１〜０．１、及び、好ましくはＳｉ：０．０１〜０．０５、及び／又は、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５５、及び／又は、
Ｃｒ：≦０．０５、及び／又は、
Ｃｕ：≦０．０５、及び／又は、
Ｎ：０．００２〜０．００８、及び／又は、
Ｏ：≦０．００５、及び／又は、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６、及び／又は、
Ｖ：０．０５〜０．１５、及び／又は、
Ｍｏ：≦０．０１、及び、好ましくは０＜Ｍｏ≦０．０１、及び／又は、
Ｎｂ：≦０．０２、及び、好ましくはＮｂ：≦０．０１、及び又は、
Ｃａ：≦０．０１、
制限した量が存在し得る。
【００２２】
本発明の目的は、規定の強度水準において、伸びを最大限にすることであり、さらに、規定の強度水準において、規定の寸法をできるだけ広く圧延することである。
【００２３】
炭素の範囲を狭めることは、規定の強度水準に対して最大の伸びを与える。微少なＣの水準が増加することは、材料の耐力を増加する。Ｃの水準を低下することは、冷間圧延する負荷を最小限にし、かつ最大限度の幅の最高の組み合わせ、及びこの高強度水準で伸びを実現する。
【００２４】
マンガンは再結晶だけでなく、与える固溶体強化にも役立つ。Ｍｎの最小水準を増加することによって、強度及び延性のより望ましい組み合わせを達成する。過剰な量のＭｎは表面状態を悪くし、かつ延性に有害であり得るＭｎＳストリンガーの可能性を増加する。それ故に、上限のＭｎの水準を低下することは利益にもなる。低下したケイ素の水準は表面品質に対する利益となる。
【００２５】
アルミニウムの範囲を狭めることは、脱酸素を改善し、かつ表面欠陥のリスクを制限する。
【００２６】
チタンは再結晶を妨害する。上限のチタンの水準を最小限度に抑えることは、規定の強度水準に対する伸びの最適化に役立ち得る。
【００２７】
バナジウムは再結晶を妨害する。上限のバナジウムの水準を最小限度に抑えることは、規定の強度水準に対する伸びの最適化に役立ち得る。
【００２８】
さらに、ニオブの水準を最小限度に抑えることは、冷間圧延及び焼鈍された製品の規定の強度水準において、より幅広い圧延となる可能性をさらに手助けする。
【００２９】
さらに、残りの元素を最小限度に抑えることは、規定の強度水準において、伸びの改善を手助けする。
【００３０】
好ましくは、鋼のストリップ、シート又はブランクは、縦方向で少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。自動車産業ではＶＤＡ規格に従って、前記降伏強度を有するＨＳＬＡ鋼を使用することが好まれる。
【００３１】
好ましい実施形態で鋼のストリップ、シート又はブランクは、縦方向で少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する。これはＶＤＡ規格において、有すべきＣＲ４６０ＬＡ鋼グレードの伸びである。
【００３２】
好ましくは、鋼のストリップ、シート又はブランクは縦方向で少なくとも４８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、より好ましくは少なくとも５２０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、より好ましくは最大で６８０ＭＰａの引張強度を有する。これらの引張強度はＶＤＡ規格に従って、自動車産業によって好まれる。
【００３３】
好ましい実施形態で亜鉛又は亜鉛合金のコーティングは、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングである。これらは通常、自動車産業で使用される亜鉛コーティングである。
【００３４】
他の好ましい実施形態で亜鉛合金コーティングは０．５〜４重量％のＡｌ、及び０．５〜３．２重量％のＭｇ、残部の亜鉛及び痕跡量のその他元素を含んでなる。コーティングは、好ましくは片面で５〜１５μｍの厚さ、より好ましくは片面で６〜１３μｍの厚さを有する。これは通常の亜鉛コーティングと比べると改善された防食を与える、いわゆるＡｌＭｇＺｎコーティングである。存在し得る他の元素はＰｂ又は、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ若しくはＢｉである。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ及びＳｂは通常は、スパンコールを形成するために加える。これらの元素は、各々０．５重量％未満、大抵は各々０．２重量％未満、しばしば合計で０．２重量％未満の少ない量で存在し得る。
【００３５】
本発明の第二態様では、以下の工程：
本発明の第一態様における組成を有する溶鋼を製造する工程と、
鋳造機中での溶鋼を鋳造する工程と、
少なくとも８８０℃の終了温度で鋳造物を熱間圧延し、ストリップにする工程と、
５００℃〜６５０℃のコイリング温度において熱間圧延したストリップをコイリングする工程と、
５０〜７５％の全体の圧下でストリップを冷間圧延する工程と、
７５０℃〜８２０℃の焼鈍温度においてストリップを連続焼鈍する工程と、
を含んでなる、高強度低合金鋼のストリップの製造方法を与える。コイリング温度に起因して、本発明の第二態様の方法でストリップの圧下率と焼鈍温度は、本発明の第一態様に従った少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する組成によって、ＨＳＬＡストリップを与えることを可能とする。
【００３６】
コイリング温度はＶ及び主にＶＣの析出物に影響している。５５０℃において少量のＶＣは冷間圧延（より小さい加工硬化）に役立つために存在する。より高いコイリング温度において、ＶＣ析出物の量は増加し、加工硬化が増加する。それ故に難しい冷間圧延となり、最後には定義された冷間圧下において、冷間圧延するストリップの幅を制限する。６５０℃超において、ＶＣ析出物は粗大化を始め、その時に冷間圧延して焼鈍された最終材料における析出強化の利益が低くなる。５００℃未満のコイリング温度において、熱間圧延したコイル内にベイナイト形成の可能性がある。ベイナイトは冷間圧延の負荷を増加することになる。ベイナイトになることを防ぐことが優先的であり、それ故に５００℃未満の温度は推奨されない。
【００３７】
原則として、冷間圧下に関して、最高９０％まで冷間圧延をするために強力なミルがありさえすれば制限する要因はない。さらに、冷間圧下を高くすれば高くするほど、前記品位の再結晶が容易となる。高い冷間圧下は低い焼鈍温度の使用を許容する。
【００３８】
この結果として、冷間圧下割合と焼鈍温度との間には双方性がある。前述の通り、より高い冷間圧下ではより低い焼鈍温度を与える。焼鈍温度の上限値は、ＶＣ析出物の結晶粒粗大化／分解によって制御される。この上限値はＶＣ析出物の溶解温度より少なくとも２０℃低くすべきである。ＶＣ析出物の溶解性はＶ（及びＣ）の濃度で決まる。反対の役割で、ＶＣ析出物の量は鋼の再結晶に影響を与えることになる。すなわち、より多くのＶＣの量でより高い再結晶温度になる。
【００３９】
鋼組成中において、Ｖ濃度のそれぞれの変化に対するバランスは、焼鈍温度を規定するために、冷間圧延圧下とＣ、Ｍｎ、Ｎ及びＴｉの濃度との間で見出されるべきである。
【００４０】
好ましくは、焼鈍したストリップは亜鉛又は亜鉛合金コーティングを用いて、溶融コーティングする。通常は、連続焼鈍は亜鉛又は亜鉛合金を用いた溶融コーティングの後に、そのまま続けて行う。
【００４１】
好ましい実施形態でコーティングしたストリップは、テンパーミルで０．１〜３．０％の圧下、好ましくは０．２〜２．０％の圧下に冷間圧延する。調質圧延は、ストリップに改善した表面品質を与える。増加した降伏強度のより高い水準において調質圧延は、降伏点伸び（リューダース線）の除去も同様に示す。
【００４２】
好ましくは、ストリップは０．７〜２．０ｍｍの寸法で、少なくとも１４００ｍｍの幅、好ましくは少なくとも１６００ｍｍの幅、より好ましくは少なくとも１８００ｍｍの幅において冷間圧延する。これは、Ｔｉ及びＶを含むＨＳＬＡがＴｉ及びＮｂ、又はＮｂ及びＶを含むＨＳＬＡと比べて、改善した延性を有するので可能となる。
【００４３】
好ましい実施形態で熱間圧延したストリップのコイリング温度は５５０℃〜６００℃であり、及び／又は全体の冷間圧延圧下は６０〜７０％であり、及び／又は焼鈍温度は７６０〜８００℃である。定義された工程でこれらの制限した範囲の一以上の利用は、最適な延性を得るために冷間圧延及び亜鉛メッキ後に最適の特性を与える。
【００４４】
好ましくは、該方法において使用した鋼は、本発明の第一態様における組成の好ましい実施形態で定められている通りに組成を有する。
【００４５】
好ましい実施形態で製造した鋼のストリップは、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。
【００４６】
好ましくは、製造した鋼のストリップは少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する。
【実施例】
【００４７】
本発明は以下の実施例を参照して説明する。
【００４８】
いくつかのストリップは大量の生産材料として作られている。これらのストリップのサンプルは番号１、２、３、及び４で指し示す。異体のＡ及びＢのそれぞれのサンプルを試験する。異体のＡ及びＢは表１に示すように同じ組成を毎回有するが、異体のＡ及びＢは異なるコイリング温度、及び異なる調質圧延圧下を使用する。コイリング温度及び調質圧延圧下、合わせて冷間圧下率及び焼鈍温度についての情報を表２に示す。
【００４９】
【表１】
2018502213.tif 000002
【００５０】
表２は本発明における組成が、サンプル２、３、及び４で示すように６０％の冷間圧下を用いて、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することが可能であり、かつ組成、コイリング温度及び焼鈍温度の適切な選択が、少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することがさらに可能であることを示す。これらのサンプルに対する調質圧延圧下は大きくても１％である。
【００５１】
また、表２は、伸びＡ８０ｍｍが、大抵は試験したサンプルで少なくとも１５％あることを示す。唯一、最も高い降伏強度Ｒｐを有するサンプル４Ａでは、伸びＡ８０ｍｍがわずかに１５％未満である。
【００５２】
サンプル１Ａ〜２Ｂの伸びＡ８０ｍｍはストリップの圧延方向に測定するが、サンプル３Ａ〜４Ｂの伸びはストリップの横断方向に測定することにここで言及する。これは、同様により高い降伏強度Ｒｐ０．２が、大抵はより低い伸びＡ８０ｍｍという意味を含むだけでなく、伸びＡ８０ｍｍがサンプル３Ａ〜４Ｂでより低くなる理由をある程度説明する。
【００５３】
【表２】
2018502213.tif 000003
【００５４】
表３はサンプル１Ａ及び１Ｂで使用した同じ生産材料由来の実験室サンプル５及び６を示す。サンプル５及び６は本発明において、与えられた限度に近い又は範囲外の焼鈍温度で処理する。
【００５５】
サンプル５は過度に高い焼鈍温度で、Ｒｐ０．２が過度に低いことになることを示す。サンプル６は焼鈍温度がかなり低い場合に、伸びＡ８０ｍｍが所望値よりも低いことを示す。この結果として、サンプル５及び６が、焼鈍温度が所望の特性に達するためにかなり重要であることを示す。
【００５６】
【表３】
2018502213.tif 000004
【００５７】
比較として、本発明において規定したよりも多くのＴｉを含んでいるが、Ｖを（ほとんど）決して含んでない実験室サンプルで試験する。組成は表４に示す。ＰとＳの量は計測していないが、これらの元素は添加しておらず、かつこの結果として、この発明で既定の限度も低下しない。
【００５８】
【表４】
2018502213.tif 000005
【００５９】
処理条件を表５に与える。選択した焼鈍温度は本発明による上限値超であるにもかかわらず、この比較例はとても低い降伏強度Ｒｐ０．２を示す。ＶがないＴｉの使用が所要の降伏強度を引き起こさないことを意味する。
【００６０】
【表５】
2018502213.tif 000006
【００６１】
さらに、いくつかのストリップは同様に大量の生産材料として作られている。サンプル１と同じ組成を有する場合、これらのストリップのサンプルは番号１で指し示す。他の実施例はサンプル７〜１４で指し示す。サンプル１で異体のＣ、Ｄ、及びＥは、表６で示すように異体が同じ組成を毎回有するが、異なるコイリング温度及び異なる調質圧延圧下の異体を使用して試験する。サンプル７、８、９及び１０で異体のＡ及びＢは、異体のＡ及びＢが同じ組成を毎回有するが、ほとんどの場合、異なるコイリング温度、焼鈍温度、又は調質圧延圧下を使用して試験する。サンプル１１〜１４は毎回、一つの異体のみで試験する。コイリング温度及び調質圧延圧下、合わせて冷間圧延率及び焼鈍温度についての情報は表７に与える。
【００６２】
【表６】
2018502213.tif 000007
【００６３】
【表７】
2018502213.tif 000008
【００６４】
また、表7は本発明における組成を用いたものは、６０又は６５％の冷間圧下に対して、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することが可能であり、組成、コイリング温度及び焼鈍温度の適切な選択が、少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することがさらに可能であることをサンプル１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ並びにサンプル７Ａ、７Ｂ、８Ａ、８Ｂ、１１、１２、１３及び１４で示す。これらのサンプルの大部分で調質圧延圧下は高くても１％である。唯一、サンプル８Ａ、８Ｂ及び１４だけで調質圧延圧下は１．４％を有する。
【００６５】
また、表７は伸びＡ８０ｍｍが、大抵は試験したサンプルで少なくとも１５％であることを示す。サンプル１３及び１４だけはとても高い降伏強度Ｒｐ０．２を有し、伸びＡ８０ｍｍが若干１５％よりも低い。
【００６６】
サンプル１Ｃ〜１Ｅ及び７Ａ〜１０Ｂの伸びＡ８０ｍｍはストリップの圧延方向に測定するが、サンプル１１〜１４の伸びはストリップの横断方向に測定することにここで言及する。これは、同様により高い降伏強度Ｒｐ０．２が、大抵はより低い伸びＡ８０ｍｍという意味を含むだけでなく、伸びＡ８０ｍｍがサンプル１１〜１４でより低くなる理由をある程度説明する。
【００６７】
表１、４及び６の組成において、決してモリブデンは加えていない。これらの表で言及したモリブデンの量は、結果として不可避不純物の余剰元素として存在するモリブデンの量である。クロム及び銅は表１、４及び６で言及しておらず、また、これらの元素も鋼に加えていないが、これらの元素も結果として不可避不純物の余剰元素として存在する。
【００６８】
前述の鋼組成の議論からはＭｏ、Ｃｒ、及び／又はＣｕが鋼に添加され得ることを取り払う。
【手続補正書】
【提出日】平成28年6月23日(2016.6.23)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
以下の重量％の組成：
Ｃ：０．０３〜０．０７、
Ｍｎ：０．７０〜１．６０、
Ｓｉ：０．０１〜０．２、
Ａｌ：０．００５〜０．１、
Ｃｒ：≦０．１、
Ｃｕ：≦０．２、
Ｎ：≦０．００８、
Ｐ：≦０．０３、
Ｓ：≦０．０２５、
Ｏ：≦０．０１、
Ｔｉ：０．０２〜０．０７、
Ｖ：０．０４〜０．１５、
Ｍｏ：≦０．０３、
Ｎｂ：≦０．０３、
Ｃａ：≦０．０５、
残部の鉄、及び不可避不純物
を有し、亜鉛又は亜鉛合金を用いてコーティングされた高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクであって、
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項２】
Ｍｎ：０．８０〜１．４０、好ましくはＭｎ：０．８０〜１．３０の、
請求項１に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項３】
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項１又は２に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項４】
前記鋼ストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項５】
前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４８０ＭＰａの引張強度、好ましくは少なくとも５２０ＭＰａの引張強度、より好ましくは最大で６８０ＭＰａの引張強度を有する、請求項１又は３に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項６】
亜鉛又は亜鉛合金コーティングが、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項７】
前記亜鉛合金コーティングが、０．５〜４重量％のＡｌ、及び０．５〜３．２重量％のＭｇ、残部の亜鉛及び痕跡量のその他元素を含んでなり、好ましくは片面当たり５〜１５μｍの厚さ、より好ましくは片面当たり６〜１３μｍの厚さを有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
【請求項８】
以下の工程：
請求項１の組成を有する溶鋼を製造する工程と、
鋳造機中での溶鋼を鋳造する工程と、
少なくとも８８０℃の終了温度で前記鋳造物を熱間圧延し、ストリップにする工程と、
５００℃〜６５０℃のコイリング温度において前記熱間圧延したストリップをコイリングする工程と、
５０〜７５％の全体の圧下で前記ストリップを冷間圧延する工程と、
７５０℃〜８２０℃の焼鈍温度において前記ストリップを連続焼鈍する工程と、
を含んでなる、高強度低合金鋼のストリップの製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍したストリップを、亜鉛又は亜鉛合金コーティングを用いて溶融コーティングする、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記コーティングしたストリップを、テンパーミルで０．１〜３．０％の圧下、好ましくは０．２〜２．０％の圧下に冷間圧延する、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記ストリップを０．７〜２．０ｍｍの寸法で、少なくとも１４００ｍｍの幅、好ましくは少なくとも１６００ｍｍの幅、より好ましくは少なくとも１８００ｍｍの幅において冷間圧延する、請求項８〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
前記コイリング温度が、５５０℃〜６００℃であり、及び／又は前記全体の冷間圧延圧下は６０〜７０％であり、及び／又は前記焼鈍温度は７６０〜８００℃である、請求項８〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
前記鋼が、請求項２に規定した組成を有する、請求項８〜１２のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
前記製造した鋼のストリップが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項８〜１３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１５】
前記製造した鋼のストリップが、少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項８〜１５のいずれか一項に記載の方法。
【国際調査報告】
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