JP5698353B2 - 高強度の冷間成形可能な鋼及び該鋼から製造された平鋼製品 - Google Patents

Description

本発明は、水素誘起遅れ割れに対して良い耐性を示し、かつ特に良い溶接性を示す、高マンガン含量を有する高強度の冷間成形可能な鋼に関する。本発明はさらに該鋼から製造された平鋼製品に関する。

水素誘起「遅れ割れ」は、外部から鋼材料に侵入する水素によって引き起こされる。対照的に、製造の結果として材料内に存在する水素によって鋼材料の破壊が引き起こされるときは、用語「遅れ破壊」が使用される。

特に自動車用の車体部品を製造するために使用される鋼では、上述した特性の組合せが必要である。当該分野では具体的には、最適な低重量を有しながら容易に変形できるのみならず、小さいシート厚で、問題の車体の安定性に有効に寄与するために十分な強度をも示す部品を製造する金属シートが必要である。

車体部品及び同等の用途を意図した鋼の場合、鋼は容易に溶接可能であり、特に溶接プロセス中にそれぞれの溶接スポットの領域で割れる傾向がないことも保証されなければならない（「はんだ脆性」）。

用語「はんだ脆性」は、粒界に浸入する媒介物（例えばコーティング由来の亜鉛、溶接添加剤由来のＣｕ）に起因する粒界の弱化を意味し、これは冷却応力の結果として割れにつながる恐れがある。例えば、亜鉛めっき金属シートを溶接するとき、シート鋼基板への防食コーティングとして適用された亜鉛が高い溶接温度のため融解し、粒界で鋼シートに侵入することが起こり得る。その後の冷却の際に、これらの粒界で応力が生じ、前記応力が粒間割れを引き起こす可能性がある。

最後に、実際の使用中に生じる荷重下での長期使用後でさえ、かつ問題の部品を成形するために必要な複数の冷間成形にもかかわらず、車体部品に用いられる鋼は、部品及び部品で作られた車体の強度及び安定性の点で危険な結果をもたらし得る水素誘起割れ、いわゆる「遅れ割れ」が生じる傾向があってはならない。

車体構築及び同様の用途分野では、良い変形能及び意図した用途に関して最適化された機械的特性を示す鋼を提供するために多くの試みが為されてきた。

このような軽量鋼の第１の例は、特許文献１に記載されている。当該特許で提示された鋼は、Ｆｅ及び不可避不純物以外に、（重量％で）０．２〜１．５％のＣ、１０〜２５％のＭｎ、０．０１〜３．０％のＡｌ、０．００５〜２．０％のＳｉ、０．０３％までのＰ、０．０３％までのＳ及び０．０４０％までのＮを含み、いずれの場合も必要に応じて０．１〜２．０％のＣｒ、０．０００５〜０．０１％のＣａ、０．０１〜０．１％のＴｉ、０．００１〜０．０２０％のＢを含む。このように合金化された鋼は、高度の靭性、高い強度及び割れにくい性質を有しながら最適の変形能を示すと言われている。さらに、防食コーティングで被覆するのが特に容易であると言われている。

最適化された変形能、強度及び溶接性を有すると言われている別の鋼は、特許文献２から知られている。この鋼は、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）１．５％までのＣ、１５〜３５％のＭｎ、０．１〜６．０％のＡｌを含み、いずれの場合も必要に応じて、０．６％までのＳｉ、５％までのＣｕ、１％までのＮｂ、０．５％までのＶ、０．５％までのＴｉ、９％までのＣｒ、４．０％未満のＮｉ及び０．２％未満のＮを含む。特許文献２では、９重量％までのＣｒの任意の添加が、オーステナイト安定化及び強度増加効果の原因とされている。この既知鋼のＮｉ、Ｔｉ及びＶ含量は、同効果を有すると言われている。特許文献２で発明に従うと述べられ、かつＮｂ、Ｔｉ又はＶ含量と組み合わせて相当なＣｒ含量を含む実施形態の例では、同時にいずれの場合も３重量％超えの高いＡｌ含量が与えられている。特許文献２では、０．１〜６．０重量％の含量のＡｌがオーステナイト安定化、冷間加工性及びプレス変形能の点で特に重要であるとみなされている。

同様に特許文献３は、自動車製造部門で使用するための鋼について記載しており、前記鋼は高度の靭性と強度を示すと言われている。この鋼は、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）０．１〜１．５％のＣ、５〜３５％のＭｎ、０．０１〜３％のＡｌを含み、かついずれの場合も必要に応じて３％未満のＳｉ、９％未満のＣｒ、５％未満のＣｕ、４％未満のＮｉ、１％未満のＭｏ、１％未満のＮｂ、０．５％未満のＶ及び０．０４％未満のＮを含む。この鋼は必要に応じていずれの場合も０．００５〜０．０５％の含量でＳｎ、Ｓｂ、Ａｓ及びＴｅ、いずれの場合も０．０００５〜０．０４０％の含量でＢ、Ｌａ及びＣｅ、いずれの場合も０．０００５〜０．１％の含量でＺｒ及びＴｉ並びに０．０００５〜０．０３％の含量でＣａをも含有し得る。Ａｌは鋼のフェライト成分を安定化し、ε−マルテンサイトの発生を抑制するので、鋼の靭性は０．０１〜３．０重量％の含量のＡｌの存在によって改善されると言われている。この既知鋼は、鋼の引張強度を改善するため３重量％までのＳｉを含有し得る。この場合、Ｓｉ含量は、表面欠陥を回避し、良い溶接性を確保するため最大３重量％に制限される。この既知鋼は、鋼の耐食性を改善し、かつ鋼の良い変形能を確保するためＣｒを含有し得る。この既知鋼は、強度を最適化するためＮｂ及びＶを含有し得る。しかしながら、特許文献３で提示された実施形態の例はどれも相当含量のＡｌ、Ｎｂ又はＶと組み合わせたＣｒ含量を含まない。

高いＭｎ含量を有する鋼は特許文献４からも知られており、前記鋼は、改良された加工性を有すると言われている。この鋼は、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）１．５％未満のＣ、１５〜３５％のＭｎ、０．１〜６％のＡｌと、元素Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ又はＣａの少なくとも１種を含み、但し、Ｓｉ含量は最大０．６％であり、Ｃｕ含量は最大５％であり、Ｎｂ含量は最大１．０％であり、Ｖ含量は最大０．５％であり、Ｃｒ含量は最大９．０％であり、Ｎｉ含量は最大４．０％であり、Ｎ含量は最大０．２％であり、Ｂ含量は０．０００５〜０．０４％であり、Ｔｉ及びＺｒ含量はいずれの場合も０．０００５〜０．０５０％であり、Ｌａ及びＣｅ含量はいずれの場合も０．００５〜０．０４０％であり、Ｃａ含量は０．０００５〜０．０３０％である。特許文献４に記載の個々の合金化元素の効果は、上記文献で説明した効果に対応する。

同様に特許文献５は、鋼の合金化の仕様を開示しており、上記で説明した鋼と同等の様式で、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）０．０５〜０．７８％のＣ、１１〜２３％のＭｎを含み、いずれの場合も５％までのＡｌ及びＣｒ、２．５％までのＮｉ、５％までのＳｉ及び０．５％までのＶを含有し得る。特許文献５で特定された実施形態の例によれば、いずれの場合も高いＡｌ含量を低いＣｒ含量と組み合わせるか又は高いＣｒ含量を低いＡｌ含量と組み合わせる。特許文献５の明細書ではＶの強度増加効果が言及されているが、実施形態の例はＶ又はいずれの他のマイクロ合金化元素をも含まない。

最後に、特許文献６は、高いＭｎ含量を有する鋼について記載しており、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）０．３〜０．９％のＣ、１５〜２５％のＭｎ、０．０１〜２．０％のＳｉ、０．０１〜４．０％のＡｌ、０．０５％までのＳ、０．１％までのＰ及び群Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒからの少なくとも１種の元素を含み、但し、Ｎｂ含量は０．２％未満であり、Ｖ含量は０．５％未満であり、Ｔｉ含量は０．３％未満であり、Ｗ、Ｍｏ及びＣｒ含量はいずれの場合も１％未満である。Ｔｉの存在がこの既知鋼の溶接性を改善すると言われている。対照的に、Ｃｒ含量が高いと強度増加効果がなくなり、従って合金コストの増加をもたらすのみであることからＣｒ含量は最大１％に制限される。

国際公開第２００７／０７５００６（Ａ１）号パンフレット 国際公開第９３／１３２３３（Ａ１）号パンフレット 国際公開第２００７／０７４９９４（Ａ１）号パンフレット 国際公開第９５／２６４２３（Ａ１）号パンフレット 欧州特許出願公開第２０９０６６８（Ａ１）号明細書 国際公開第２００９／０８４７９２（Ａ１）号パンフレット

上記で要約した従来技術の背景に対して、本発明で取り組んだ課題は、良い強度と熱間及び冷間変形能を示しながら、溶接性と遅れ割れ形成への低い傾向との最適な組合せが確保される鋼及び該鋼製の平鋼製品を提供するという課題だった。

鋼に関しては、この課題は、請求項１により構成された鋼によって本発明により解決された。

平鋼製品に関しては、上記課題に対する本発明の解決策は請求項１３の教示にある。

本発明の有利な実施形態は従属請求項に示され、これについては本発明の一般的概念と共に以下に詳細に説明する。

従って、本発明の高強度の冷間成形可能な鋼は、鉄及び不可避の製造関連不純物以外に、（重量％で）０．１〜１．０％のＣ、１０〜２５％のＭｎ、０．５％までのＳｉ、０．３〜２％のＡｌ、１．５〜３．５％のＣｒ、＜０．０３％のＳ、＜０．０８％のＰ、＜０．１％のＮ、＜２％のＭｏ、＜０．０１％のＢ、＜８％のＮｉ、＜５％のＣｕ、０．０１５％までのＣａと、群「Ｖ、Ｎｂ」からの少なくとも１種の元素（但し、それぞれのＮｂ含量は０．０１〜０．５％であり、それぞれのＶ含量は０．０１〜０．５％である）と、必要に応じて０．０１〜０．５％のＴｉを含む。

本発明の鋼、ひいては本発明の鋼から作られた鋼シート又はストリップ等の平鋼製品もオーステナイト構造を有し、かつＴＷＩＰ及びＴＲＩＰ特性を示し得る。

本発明の鋼中、少なくとも０．１重量％、特に少なくとも０．３重量％のＣ含量は、鋼のオーステナイト構造を安定化するのに役立つ。炭素は積層欠陥エネルギーを増やすので、鋼のＴＷＩＰ及びＴＲＩＰ特性は、目標とされた様式で鋼のそれぞれのＣ含量によっても影響を受け得る。本発明によれば、Ｃの存在は、延性の損失をもたらすことなく強度をも高める。しかしながら、１重量％より多いＣ含量は、本発明の鋼の変形能の低減をもたらし得る。従って鋼のＣ含量は０．１〜１重量％に制限される。炭素含量の望ましい効果は、本発明の鋼のＣ含量が０．１〜０．５重量％、特に０．３〜０．５重量％の範囲に制限されるときに本発明の鋼で特に確実に達成され得る。

それ自体既知の様式で、マンガンは、本発明の鋼に所要の高強度及びより高い積層欠陥エネルギーをもたらす。従って本発明の鋼のＴＲＩＰ又はＴＷＩＰ特性は、Ｍｎ含量によって決まり得る。さらに、高いＭｎ含量の存在は、本発明の鋼が確実に所望のオーステナイト構造を有するようにする。この効果は、Ｍｎ含量が少なくとも１０重量％である場合に特に確実に達成される。Ｍｎ含量が２５重量％より多い場合、ここで興味のある特性に関しては実質的なさらなる改善はない。それどころか、より高いマンガン含量では最大引張強度が低減するリスクがある。

遅れ割れやすさについては、より低いＭｎ含量が、本発明により定義されたＡｌ及びＳｉ含量との組合せで特に有利であることが判った。例えば、２３重量％未満、特に２２重量％までのＭｎ含量は、腐食可能性の相当な低減をもたらし、水素吸収に対抗する。Ｍｎ含量の低減は、鋼の作りやすさ及び鋼の加工性の悪化が伴うのでスケールの下端には限界がある。従って、本発明の鋼では、Ｍｎ含量は１０〜２５重量％、特に１７〜２５重量％の範囲に制限され、本発明により利用される効果は２２重量％までの範囲のＭｎ含量で特に確実に達成される。

本発明により定義された含量で、Ａｌ及びＳｉは耐食性を高め、かつ遅れ割れへの傾向を減らす。溶接試験は、本発明の鋼では、Ａｌ及び／又はＳｉ含量を本発明により定義された範囲内に維持すれば、既知の合金化概念に比べてはんだ脆性及び熱脆性のリスクが低減することをも示した。従って、本発明によりアルミニウム含量を０．３〜２重量％に制限し、Ｓｉ含量を最大０．５重量％にすれば、本発明の鋼の溶接性は、より高いＡｌ及びＳｉ含量を有する高マンガン含量の鋼の溶接性より確実に優れる。この場合、Ａｌ及びＳｉ含量は、そうでなければ高いＡｌ及びＳｉ含量で存在するであろう、抵抗スポット溶接中の過剰に小さい操作範囲のリスクに対抗するように制限される。本発明により組み合わせたＳｉ及びＡｌの存在によって達成される効果は、Ａｌ含量が０．５〜１．５重量％、特に０．５〜１．３重量％であり、Ｓｉ含量が０．２〜０．５重量％のときに特に確実に利用可能である。

本発明の鋼では、１．５〜３．５重量％の含量のＣｒの存在が特に重要であるとみなされる。Ｃｒは腐食の可能性を低レベルで維持するので、本発明の鋼は遅れ割れに対して高い耐性を有する。さらに、Ｃｒは、鋼中に存在する炭素及び窒素と沈殿物を形成し、前記沈殿物は蓄積水素による遅れ割れに対抗する。このため、本発明の鋼は、好ましくは少なくとも１．７重量％、特に少なくとも１．８重量％のＣｒ含量を含む。Ｃｒ含量の上限は、最大２．５重量％、特に最大２．２重量％に制限される。本発明により定義されるＣｒ含量の上限は、一方では、機械的特性（強度／破断点伸びの関係）を損なうであろう、かなり大量のＣｒ炭化物が生じないようにする。本発明により定義される限界未満のＣｒ含量では、Ｃｒは遅れ割れへの傾向に対してさらなる低減効果がない。

本発明の鋼は、マイクロ合金化元素バナジウム及びニオブの少なくとも１種を含有し、その結果として、本発明の鋼製の平鋼製品（シート、ストリップ）の構造の最適な細粒径の条件が整備される。Ｖ及びＮｂは、高密度のＶ及び／又はＮｂ沈殿物（ＶＣ、ＶＮ、ＶＣＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣＮ、ＶＮｂＣ、ＶＮｂＮ、ＶＮｂＣＮ）並びにはんだ割れに対する高い耐性を有する超微細結晶構造の生成を可能にする。本発明の鋼においてこのようにして得られる結晶粒のサイズは、現在市販されている高マンガン含量のオーステナイト鋼の場合よりかなり小さい。従って、本発明の鋼から冷間圧延された平鋼製品（シート、ストリップ）では、少なくともＡＳＴＭ １３に対応し、一般的にＡＳＴＭ １４より微細である構造の細かさを保証することができる。実用試験を利用して本発明の平鋼製品の細粒径が通常は少なくともＡＳＴＭ １４に対応し、ほとんどの場合ＡＳＴＭ １５の要件を満たすさらに微細な構造が得られることを実証することができた。

しかしながら、本発明の鋼は、冷間圧延状態でさらに加工できるのみならず、むしろ熱間圧延平鋼製品としてさらに加工するのにも適している。このような熱間圧延製品（シート、ストリップ）の厚さは冷間圧延平鋼製品より一般的に大きいので、溶接スポットの領域内で起こり得るはんだ割れは、コールドストリップについてより少ない程度まで熱間圧延平鋼製品を弱める。ここで重要なことは、割れ長さと材料厚さの間の比である。従って、多くの場合、部品を製造するためのさらなる加工のためにさらに冷間圧延することなく供給される本発明の熱間圧延平鋼製品の場合、結晶粒は、本発明の冷間圧延シート又はストリップの場合ほど微細でなくても十分である。従って、本発明の熱間圧延製品に十分な粒径はＡＳＴＭ １１又はそれより細かいと定義され、当然に、ＡＳＴＭ １２以上に相当する、より微細な構造を達成することもできる。

本発明の合金によって達成される特に微細な構造は、良い強度と熱間及び冷間変形能とを示しながら、溶接性と遅れ割れへの低い傾向との望ましい最適な組合せをもたらす。このことは、本発明の鋼から製造されるホット及びコールドストリップに同様に当てはまる。本発明の組成の結果として最適の操作信頼性で再現できる、微細構造のはんだ脆性を最小限にする効果を、特に重視しなければならない。

本発明の鋼にバナジウム又はニオブがいずれの場合も単独又は互いに組み合わせて存在するとき、本発明により構成された鋼構造の細粒径にＮｂ及びＶが及ぼすプラス効果を活用することができる。

従って、本発明の鋼の第１の変形は、少なくとも０．０１重量％〜０．５重量％のニオブと、不純物に帰属し得るので合金化の観点からは効果のない微量のバナジウムとを含む。

対照的に、本発明の合金の第２の変形は、本発明により提供される構造の細粒径が少なくとも０．０１重量％かつ最大０．５重量％のバナジウム含量によって確保されながら、最大でも不純物スケールに基づくＮｂ含量を有する。

本発明の第３の変形では、本発明の鋼にバナジウムとニオブが組み合わせて存在し、前記元素の含量は合計でいずれの場合も少なくとも０．０１重量％であるが、０．５重量％を超えない。

Ｎｂ及び／又はＶの存在の結果として本発明により達成される効果は、本発明により合金化された鋼中のＮｂ及びＶの含量の合計が０．０３〜０．３重量％、特に０．０５重量％より多いときに特に確実な様式で得られる。

本発明の鋼中のマイクロ合金化元素として、チタンは同様に、細粒径に寄与し、かつ鋼の機械的特性にプラス効果を及ぼすことができる沈殿物を形成する。しかしながら、細粒構造の達成に関しては、本発明のこの目的のために添加される合金化元素ニオブ又はバナジウムよりチタンは効果が少ない。前記元素の効果を最適に補助する、本発明の鋼中のチタンの効果は、少なくとも０．０１重量％のＴｉ含量で達成される。過剰に高いＴｉ含量では、粗いＴｉＣ粒子が生じることがあり、本発明の鋼製の平鋼製品の冷間圧延及び冷間成形中にこれらの粒子から割れが始まる可能性がある。さらに、ＴｉＣ粒子は、冷間圧延及び冷間成形中に破壊される可能性がある。これが起こると、破壊された粒子間に空洞が現れ、前記空洞が割れの開始点として再度働く恐れがある。最後に、表面近傍の粗いＴｉＣ粒子は、冷間圧延及び冷間成形中に表面上に欠陥をもたらし得る。従って、本発明は、仮にも存在する場合、Ｔｉ含量を０．５重量％の上限未満に維持するようにする。本発明の鋼を最適な組合せの特性で製造するためには、Ｔｉはもはや如何なる効果もなく、残留Ｔｉ含量は不可避不純物に帰属し得る値まで本発明の鋼のＴｉ含量を減らすことによって実現することができる。

必要に応じて本発明の鋼中に存在し得るＮｂ及びＴｉ含量は、早ければ熱間圧延中にＮｂ及びＴｉ沈殿物をもたらし、ひいては熱間及び冷間圧延中の圧延耐性を高める。このことは、本発明により規定された相対的に高いＡｌ及びＳｉ含量が既に高い熱間圧延耐性を伴うので、特に熱間圧延中には好ましくないことになるかもしれない。対照的に、微細なバナジウム沈殿物は、完成圧延シートの最終アニーリングの時まで現れないので、熱間及び冷間圧延を妨げない。本発明の鋼を熱間又は冷間圧延するのが困難なことが判っている場合、その限りでは、Ｎｂ含量との関連で鋼のバナジウム含量を増やすか又は高いバナジウム含量を選択してニオブ及び／又はチタンの添加を省略するのが有利かもしれない。

Ｎｂ、Ｖ及びＴｉは全て遅れ割れに対して効果を有する。それ自体知られているように、これらの三元素は、水素を「捕捉」（すなわち、保持）し、無害化する沈殿物を形成する。

しかしながら、本発明によりＮｂ及び／又はＶを添加するだけで、高マンガン含量を有する鋼において非常に微細な細粒構造（ＡＳＴＭ １３、特にＡＳＴＭ １４以上に微細）を確実に達成することができる。

イオウ及びリンは、製鋼プロセス中に本発明の鋼に不可避的に入るが、粒界での脆化をもたらす可能性がある。従って、特に十分な熱間変形能に関して、本発明の鋼ではＳ含量は０．０３重量％未満に制限され、Ｐ含量は０．０８重量％未満に制限される。

炭窒化物を形成するために０．１重量％までの含量の窒素が必要である。Ｎが欠乏する場合、Ｃに富み、Ｎが乏しい炭窒化物が生じる。にもかかわらず、Ｎ含量を低く設定すべきである。ＡｌとＮは、機械的特性、特に伸び値をかなり損ない得る沈殿物を形成する。ＡｌＮ沈殿物は、その後の熱処理によってさえも、もはや溶解できない。このため、本発明の鋼中の最大窒素含量を０．１重量％未満に制限し、本発明の鋼のＮ含量を０．００３〜０．０２５０重量％、特に０．００５〜０．０１７０重量％に制限すると、本発明の鋼中の窒素の最適効果が達成される。

２重量％未満の有効含量のＭｏも耐食性の改善に役立ち、そのため関連態様でさらに遅れ割れのリスクを軽減するのにも役立つ。Ｃｒと同様に、Ｍｏは、鋼中に存在する炭素及び窒素とさらに沈殿物を形成し、この沈殿物は蓄積水素による遅れ割れに対抗する。

ホウ素は、機械的技術的特性に及ぼすその効果の観点から、合金化元素Ｍｎの代わりになる。例えば、２０重量％のＭｎ含量及び０．００３％のホウ素を有する鋼は、２５％のＭｎを含むが、Ｂを含まない鋼と同様の特性プロファイルを有することが分かった。従って、本発明の鋼合金に０．０１重量％までのホウ素を添加すると、同様に高い強度を維持しながらＭｎ含量を減らすことができ、遅れ割れ及びはんだ脆性を回避するという観点から有利である。さらに、少含量のホウ素は、本発明の鋼から製造されるホットストリップのストリップ縁の品質にプラスの効果を与える。高マンガン含量を有するＡｌ合金鋼及びＳｉ合金鋼から知られているように、ストリップ縁領域の割れ及び不安定性がこのようにして抑制される。

本発明の鋼には必要に応じてＮｉを添加してもよい。ニッケルは高い破断点伸びに寄与し、鋼の靭性を高める。しかしながら、本発明の鋼では、鋼が８重量％より多いニッケルを含有すると、この効果は低減する。従って、本発明により必要に応じて添加されるニッケル含量の上限は、８重量％、特に５重量％に制限される。

さらに、５重量％未満、特に３重量％未満の含量で銅を添加することによって、沈殿物の形成のため本発明の鋼の硬度を高めることができる。しかしながら、５重量％より多いＣｕ含量は、例えば本発明の鋼から製造される平鋼製品（ストリップ、シート）を不安定にし得る表面欠陥を生じさせる恐れがある。

従って、結果として、本発明は、少なくとも８００ＭＰａ以上の高強度のみならず、「はんだ脆性」に対する高い耐性と相まって遅れ割れに対しても高い耐性を有する鋼を提供する。

本発明の鋼は、部品を作り出すため引き続き熱間又は冷間変形にさらされる鋼シート又は鋼ストリップ等の平鋼製品を形成するための加工に非常に適している。

本発明の平鋼製品を表面腐食から保護するため、実用中に平鋼製品の少なくとも腐食攻撃にさらされる表面を金属保護コーティングで被覆することができる。それ自体既知の方法では、この保護コーティングはＡｌ又はＺｎをベースとした層であってよく、これは例えば電解亜鉛めっきによって、溶融亜鉛めっきによって、合金化溶融亜鉛めっきコーティング（galvannealed coatings, galvanealed Beschichtungen（英、独訳））、ＺｎＮｉコーティングによって又は溶融アルミニウムめっきによって塗布され、良いコーティング成果は特に電解亜鉛めっきによって得られる。

本発明により製造された平鋼製品は一般的に、突然生じる荷重の場合の特に高いエネルギー吸収能によって特徴づけられる。

本発明の方法により製造された平鋼製品は、それらの特定範囲の特性のため、特に車体部品の製造に適している。その並外れて高い強度及び伸びのため、本発明により構成かつ製造された材料は、車体の耐荷重部品及び衝突関連部品に特に適している。例えば、高い耐荷重能を高度の保護及び軽量と併せ持つ構造部品を本発明の平鋼製品から製造することができる。

本発明の平鋼製品は、それらの高いエネルギー吸収能のため、身辺警護用の装甲板又は装甲パーツを製造するのにも適している。特に、体に直接着用し、突然起こる爆撃又は同等の攻撃から保護するのに役立つ要素を本発明の平鋼製品から製造することができる。

本発明の平鋼製品は、軽量でありながら同時に良い変形能と強度を示すため、乗り物、特に自動車の車輪を作製するための加工に特に適している。

本発明により構成された平鋼製品を用いて低温学分野で用いる部品を製造することもできる。本発明により製造されたコールドストリップ製品の特性の有利な範囲は、低温学部門で通例の低温でさえ維持される。

本発明の鋼シートを用いて、特にカムシャフト又はピストンロッド等の高強度のエンジンパーツの製造を意図したチューブを製造することも考えられる。

種々の方法で本発明の平鋼製品を製造することができる。従来の転炉鋼圧延機又はＥＬＯ炉によって、その後に連続鋳造、ストリップ鋳造又はＤＳＣプロセスを利用する鋳造或いは鋳造後にインライン又はオフラインで行なわれる熱間圧延を伴う製造が考えられる。必要ならば、このようにして得られたホットストリップをタンデム圧延機、逆転スタンド又はゼンジミア圧延機で冷間圧延してコールドストリップを形成することができる。

Ｃａ処理は特に、高いＡｌ含量を有する本発明の分析の場合に鋳造性を改善する。アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）と一緒に、Ｃａはアルミン酸カルシウムを形成し、これがスラグに組み込まれ、ひいてはアルミナを無害化する。これは、鋳造性を損なう目詰まり（浸漬チューブ内の蓄積）をもたらすアルミナのリスクに対抗する。従って、本発明の鋼では、０．０１５重量％まで、特に０．０１重量％までのＣａ含量が許容され、必要に応じて行なわれるＣａ処理の有利な効果は、典型的に少なくとも０．００１５重量％のＣａ含量で発現される。

本発明の鋼から製造されたホットストリップを必要に応じて酸洗いすることができ、それ自体既知の方法で必要に応じて表面被覆することもできる。さらに塗布後の亜鉛層の個別熱処理が可能である。

或いは、ホットストリップを酸洗い状態で冷間圧延し、連続パスで行なわれるアニーリングプロセスによる最終アニーリングに供してから、必要に応じて表面被覆することができる（Ｚ、ＺＥ、ＺＦ、ＺＭｇ、ＺＮ、ＺＡ、ＡＳ、Ｓ、薄膜など）。ここで、亜鉛層の塗布後の個別熱処理も可能である。

従って、本発明のホットストリップ又はコールドストリップは熱間又は半熱間成形プロセスでの使用を可能にする特殊なコーティングを備えることができる。

本発明の平鋼製品の遅れ割れに対する高い耐性を熱的後処理によってさらに改善することができる。この後処理中、亜鉛被覆材料は、亜鉛層の基礎材料への合金化が惹起されるように処理される。このように処理された材料は、相当長期間の観察後のみに遅れ割れを示すか又はもはや遅れ割れを示さないことさえある。

本発明の平鋼製品の製造に適した方法の典型的変形は、下記作業工程を含む。
・スラブ又は薄スラブの形態の前駆材料を本発明により構成された鋼から鋳造する。
・引き続き熱間圧延を行なう前に再加熱が必要な場合、特にスラブを使用するときは、再加熱温度は１１００℃以上であるべきであり、特に１１５０℃より高くなければならない。前駆材料を鋳造後に連続ワークフローで熱間圧延に直接供給できる場合（例えば鋳造−圧延ラインで連続的な逐次作業工程で薄スラブを鋳造かつ加工してホットストリップを形成する）、中間の再加熱なしで、鋳造熱を利用する直接使用でこれを行なってもよい。実際の製造条件下で最適に構成された構造を有する本発明の熱間圧延平鋼製品を得るためには、熱間圧延中のパス減少率がいずれの場合も１パス当たり少なくとも１０％でなければならない。
・必要ならば行なってよい加熱後、少なくとも８００℃の最終熱間圧延温度で前駆材料を熱間圧延してホットストリップを形成する。
・その後、得られたホットストリップを最大７００℃の巻取り温度で巻き取ってコイルを形成する。

熱間圧延は少なくとも８００℃の温度で終了し、巻取りは比較的低い温度で行なわれるので、本発明の鋼に含まれる炭素と、存在する場合は特にホウ素とのプラス効果が完全に活用される。この範囲で熱間圧延されたシートの場合、ホウ素及び炭素は、より高い引張強度及び降伏強度値をもたらしながら、なお許容できる破断点伸び値を維持する。最後の熱間圧延温度が上昇するにつれて、ホットストリップの引張強度と降伏強度は下がるが、伸び値は上昇する。従って、本発明によって定義される枠組みの範囲内で最終圧延温度を変えることによって、結果として生じる熱間平鋼製品の所望特性に、簡単かつ的を絞ったやり方で影響を与えることができる。

本発明により製造されたホットストリップでは、Ｖ含量の少なくとも８０％、特に９０％以上及びＮｂ含量の少なくとも５０％、特に６０％以上が溶解形態で存在する。残りのＶ又はＮｂ含量は沈殿物として存在し、沈殿物内で結合しているＮｂ含量とＶ含量の比率はできる限り低くなければならない。ホットストリップに溶解したＮｂ又はＶの高い比率のため、その後の冷間圧延及びさらに行なわれるアニーリング処理中に確実に所望の非常に微細な構造が生成され得る。対照的に、Ｔｉ含量の６０〜１００％は、熱間圧延後にＴｉＣ沈殿物として存在する。これらのカーバイド沈殿物は、熱間圧延を妨げるのみならず、最終アニーリング中の粗い沈殿物の発生にもつながる。相対的に大量のＴｉと合金化される鋼の形成中、前記粗い沈殿物は、それぞれの部品を不安定にする割れの開始点を形成する。

本発明により製造されたホットストリップの特に有利な機械的特性、特に高い降伏強度は、特に低い巻取り温度、特に室温（約２０℃）までの範囲を設定すると得られる。巻取り温度を最大７００℃、特に７００℃未満、特に５００℃又は室温の値に制限することによって、それ自体既知の態様で粒界酸化のリスクが最小限になる。粒界酸化は材料の剥離につながることがあり、それ自体はさらなる加工をより困難にするか又は不可能にさえする恐れがある。

巻取り後に得られたホットストリップを直接、部品へ冷間成形又は熱間成形することができる。

しかしながら、本発明のホットストリップは、特にコールドストリップへのさらなる加工にも適している。このために、巻取り及び必要ならば行ない得る酸洗いによる表面洗浄後に、それ自体既知の方法でホットストリップを冷間圧延してコールドストリップを形成することができる。該冷間圧延中に得られる冷間圧延グレードは、本発明の完成平鋼製品の最適な変形及び強度特性を確実に達成するために好ましくは３０％〜７５％の範囲内である。

冷間圧延後に最終アニーリングを行なうことができ、このアニーリング温度は好ましくは最大８８０℃、特に８００℃未満である。アニーリング温度のこの選択は、一般的に少なくともＡＳＴＭ １４以上の微細に相当する細粒径の、特に微細な構造の形成を確実にする。ここで、本発明は、本発明により提供されるホットストリップ中のまだ溶解状態のＮｂ及びＶ含量のはるかに大きい部分が、最終アニーリング中に微細な沈殿物（ＶＣＮ、ＮｂＣＮ等）を形成し、それが最終アニーリングプロセス中の結晶粒の成長を大いに妨げるという事実を利用する。可能な限り低いアニーリング温度によって特に微細な構造が生成される。従って、最終アニーリング後、得られたストリップは、確実に所望の細粒径の構造を有する。この場合、最終アニーリングを連続アニーリング炉内において連続パスで行なうことができる。

冷間圧延及び最終アニーリング後、得られたコールドストリップを、その寸法精度及び機械的強度をさらに改善するために調質圧延（skin-pass rolling, Dressierwalzen（英、独訳））に供してもよい。

既に述べたように、部品を形成するためのさらなる変形のためのホットストリップ又はコールドストリップとして提供される本発明の平鋼製品は、表面腐食から保護するために金属保護層を備えることができる。このために、部品を直接形成するためのホットストリップとして平鋼製品を変形する場合、それぞれ得られたホットストリップ又はホットストリップの冷間圧延後に得られたコールドストリップを例えば溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛めっき又は電解亜鉛めっきすることができる。

必要ならば、あらかじめ酸洗いによってストリップ表面の洗浄及び前処理を行なう。

平鋼製品をブランク状態で送達すべき場合、金属コーティングの代わりに油を塗って表面腐食から一時的に保護してよい。

表１は、本発明の８種の鋼Ｅ１〜Ｅ８及び１４種の比較鋼Ｖ１〜Ｖ１４の合金を示す。

本発明の鋼Ｅ１〜Ｅ８及び比較鋼Ｖ１〜Ｖ１４からインゴットを作製し、いずれの場合も約１２５０℃の予熱温度に加熱し、約９５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延して、いずれの場合も約３ｍｍの厚さを有するホットストリップを形成した。

得られたホットストリップをいずれの場合も約２０℃（室温）の巻取り温度で巻き取ってコイルを形成した。

巻取り後、ホットストリップをいずれの場合も約６６％の冷間圧延グレードで冷間圧延して約１ｍｍの厚さを有するコールドストリップを形成した。

結果として生じたコールドストリップを最後に連続パスで最終アニーリングに供した。その際、コールドストリップを８９０℃未満の温度Ｔ_アニールで約１４０秒間加熱した。本発明の鋼Ｅ１〜Ｅ８及び比較鋼Ｖ１〜Ｖ１２について機械的特性、それぞれ設定した最終アニーリング温度Ｔ_アニール及び構造の粒径を表２に示す。

ブランク／カップ直径比β＝２．０（絞り比）を有するカップを平鋼製品から絞り加工した。カップを腐食試験に供した。試験中、いずれの防食コーティングもなしでカップを５％のＮａＣｌ溶液にさらした。４つのカップ群のうち１つのカップに遅れ割れが最初に発生する時までに経過した日数を表２の列「カップ保持時間」に示す。

本発明の鋼Ｅ１〜Ｅ８及び比較鋼Ｖ１〜Ｖ１２から作製した鋼シートサンプルについて次に接合試験を行なった。この試験中、サンプルを重なり様式で通常の亜鉛めっき深絞り鋼にスポット溶接した（「異種溶接」）。いずれの場合も得られた操作範囲（キロアンペアｋＡで示してある）、及び溶接ゾーンの領域で観察された最大割れ長さ並びにはんだ脆性への傾向の評価をも表２に示す。

スポット溶接の用語「操作範囲」は、ここでは溶接スポットを作り出すのに必要な最小電流Ｉｍｉｎと、最大電流Ｉｍａｘ（この電流を超えると溶接すべき基板の材料が溶接プロセス中に飛び散る）との間の差を意味するものと解釈する（操作範囲Ａ＝Ｉｍａｘ−Ｉｍｉｎ）。このような飛び散りは不十分な溶接継ぎ目をもたらすので回避すべきである。操作範囲が小さいほど、より正確に溶接プロセスを行なわなければならない。操作範囲が大きいほど、操作実務で使われている条件下で溶接点を作り出すのがより容易かつ確実である。従って、実際の加工を確実にするため、例えば溶接すべき鋼材料の自動車部門では、少なくとも０．８ｋＡ、特に少なくとも１．０ｋＡの操作範囲Ａが必要である。

さらに、実験室条件下で本発明の合金Ｅ９の操作可能な製造をシミュレートした。この合金は、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）１９％のＭｎ、０．４％のＣ、１．４％のＡｌ、０．４５％のＳｉ、２％のＣｒ及び０．１２％のＶを含有した。この鋼から作製した冷間圧延鋼シートサンプル（亜鉛コーティングを備える）を連続アニーリングプロセスで８００℃未満の最終アニーリング温度Ｔ_アニールで最終アニーリングに供した。この最終アニーリング後、鋼シートサンプルは極端に微細な粒径の構造を有した。それらはカッピング試験で水素誘起割れに対して極端に高い耐性を示した。この鋼シートサンプルは、５６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ、９００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、４５％の破断点伸びＡ及び０．３５のｎ値を有した。この鋼シートサンプルから絞り加工した亜鉛めっきカップ（β＝２．０）は、３カ月間５％のＮａＣｌ溶液中で割れがないままだった。

次に本発明の合金Ｅ１０を実験室条件下で同様に作製した。この合金は、上記合金Ｅ９と同様に、鉄及び不可避不純物以外に、（重量％で）１９％のＭｎ、０．４％のＣ、１．４％のＡｌ、０．４５％のＳｉ、２％のＣｒ及び０．１２％のＶを含有した。さらに、合金Ｅ１０に０．００３重量％のホウ素を添加した。同じ製造経路を与えた場合、得られた鋼シートサンプルは、同等の降伏強度を示したが、破断点伸び値の増加を示した。

さらなる試験では、合金Ｅ８により構成された鋼融成物をＣａ処理に供した。Ｃａ処理は、高いＡｌ含量にもかかわらず良い鋳造性及びＣａを含まない鋼に対応する特性をもたらした。

本発明の合金製の亜鉛めっき平鋼製品における遅れ割れに対する高い耐性は熱的後処理によってさらに改善可能であるという事実を実証するため、本発明の合金Ｅ２から冷間圧延鋼シートサンプルを作製し、亜鉛コーティングを与えた。次にサンプルを熱的後処理に供した。この処理中、亜鉛層の基礎材料への合金化を惹起するように亜鉛被覆材料を加熱した。このように処理した材料から絞り加工したカップは、かなり長期の観察時間後に大幅に遅れて割れを示すか、或いは割れが全く現れなかった。分析の結果を表３に示す。

これらの試験は、本発明により構成され、かつ亜鉛めっきされたサンプルが１００〜４５０℃の温度で１〜２００時間、好ましくは２４〜４８時間バッチアニールされるか、或いは連続アニーリングプラントで４００〜６００℃の温度にて１〜５００秒、特に５〜３００秒間熱処理されると、遅れ割れやすさの大幅な最小限化が達成されることを示した。

溶接プロセス中のはんだ脆性に対する本発明の鋼の耐性は、Ｖ及び／又はＮｂを添加することにより達成される非常に微細なマイクロ構造の結果として、かつ本発明により規定された制限内で行なわれるＡｌ又はＳｉのＣｒによる部分的置換の結果として、従来技術よりかなり改善される。本発明により構成された鋼シートサンプルを用いた溶接試験の間、抵抗スポット溶接中に巨視的割れは見られなかった。

Claims (15)

1. 下記（重量％で）
   Ｃ：０．３〜０．５％、
   Ｍｎ：１０〜２５％、
   Ｓｉ：０．５％まで、
   Ａｌ：０．３〜２％、
   Ｃｒ：１．７〜２．５％、
   Ｓ：＜０．０３％、
   Ｐ：＜０．０８％、
   Ｎ：＜０．１％、
   Ｍｏ：＜２％、
   Ｂ：＜０．０１％、
   Ｎｉ：＜８％、
   Ｃｕ：＜５％、
   ０.００１５≦Ｃａ≦０．０１５％、
   群「Ｖ、Ｎｂ」からの少なくとも１種の元素（但し、下記条件で：
   Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
   Ｖ：０．０１〜０．５％）
   及び必要に応じて
   Ｔｉ：０．０１〜０．５％
   並びに残余として鉄及び不可避の製造関連不純物
   からなり、少なくともＡＳＴＭ １３に対応する構造の細かさを有する高強度の冷間成形可能な鋼。
2. そのＭｎ含量が１７〜２２重量％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼。
3. 少なくとも０．２重量％のＳｉを含むことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼。
4. そのＡｌ含量が０．５〜１．５重量％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
5. そのＡｌ含量が０．５〜１．３重量％であることを特徴とする請求項４に記載の鋼。
6. そのＣｒ含量が少なくとも１．８重量％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
7. そのＣｒ含量が最大２．２重量％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼。
8. そのＮ含量が０．００３０〜０．０２５０重量％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼。
9. そのＮｉ含量が５重量％未満であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼。
10. そのＣｕ含量が３重量％未満であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼。
11. そのＣａ含量が少なくとも０．００１５重量％であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼。
12. その引張強度が少なくとも８００ＭＰａであることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の鋼。
13. 請求項１〜１２のいずれか１項に従って構成された鋼から製造された平鋼製品。
14. 表面腐食から保護するため金属保護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１３に記載の平鋼製品。
15. 前記金属保護コーティングが電解亜鉛めっきによって、溶融亜鉛めっきによって、合金化溶融亜鉛めっきコーティング、ＺｎＮｉコーティングによって又は溶融アルミニウムめっきによって形成されることを特徴とする請求項１４に記載の平鋼製品。