JP6182522B2 - 熱間圧延鋼シートおよび関連製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として、熱間圧延鋼シートに関する。

本発明は、さらに、前記したタイプの鋼シートを製造するのに用いることができる方法に関する。

自動車の重量を減らし、安全性を高める必要性により、高強度鋼の製造に至った。

歴史的には、これらのタイプの鋼の開発は、主として析出硬化を達成するための合金元素の添加と共に始まった。

この後、フェライトマトリックス中にマルテンサイトを含有して、組織硬化を得る「二相」鋼が提案された。

良好な変形特性と組み合わせた優れた強度レベルを得るために、変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ））鋼が開発されており、このミクロ組織は、ベイナイトと、例えばスタンピング操作中等の変形効果でマルテンサイトに変態する残存オーステナイト、とを含有するフェライトマトリックスから成る。

最後に、８００ＭＰａよりも大きな機械的強度を達成するには、大部分がベイナイト組織を持つ多相鋼が提案されている。これらの鋼は産業、特に、自動車産業において、構造部品を製造するのに用いられている。

このタイプの鋼はＥＰ ２ ０２０ ４５１に記載されている。１０％よりも大きな破損点伸びならびに８００ＭＰａよりも大きな機械的な強度を得るには、この公報に記載された鋼は、既知の炭素の存在に加えて、マンガンおよびケイ素、モリブデンおよびバナジウムを含有する。これらの鋼のミクロ組織は、本質的には、上ベイナイト（少なくとも８０％）ならびに下ベイナイト、マルテンサイトおよび残りのオーステナイトを含有する。

しかしながら、これらの鋼の製造は、モリブデンおよびバナジウムの存在のため高価である。

欧州特許第２０２０４５１号明細書

従って、本発明の目的は、製造コストがＥＰ ２ ０２０ ４５１に記載されたシートの製造コスト未満であるシートを入手可能とすることにある。

さらに、バンパービームおよびサスペンションアームのようなある種の自動車の部品は、異なる変形の態様を組み合わせる成形操作によって製造される。鋼のある種のミクロ組織の特徴は、１つの変形の態様によく適合するが、もう１つの変形の態様にはあまり適合しないことが判明し得る。部品のある部分は高い降伏強度を呈しなければならず、他方、他の部分は切断エッジの成形のために良好な適合性を呈しなければならない。

この後者の特性は以下に記載されるように評価される：穴がシートに切断された後、テーパーツールを用いて、この穴のエッジを拡大する。この操作の間に、拡大の間に穴のエッジの近くで早過ぎる損傷が観察され、これにより、この損傷が第二の相の粒子において、または鋼中の異なるミクロ組織の構成要素の間の界面で開始する。

標準ＩＳＯ １６６３０：２００９に記載されているように、穴拡大方法は、スタンピングの前に穴の最初の直径Ｄｉを測定することから成り、次いで、クラックを通した場合に決定されたスタンピング後の穴の最終直径Ｄｆが、穴のエッジでのシートの厚み方向で観察される。穴拡大能Ａｃ％は以下の式：

に従って決定される。従って、Ａｃは、切断オリフィスのレベルでスタンピングに耐えるシートの能力を定量するのに用いられる。この方法によると、最初の直径は１０ｍｍである。

これらの条件下で、本発明の目的は、熱間圧延によって得られるような厚み範囲、即ち、１．５から４ｍｍについて、この穴拡大比率Ａｃ％が５０％以上である鋼シートを入手可能とすることにある。

本発明のさらなる目的は、被覆されていないか、または電気亜鉛メッキされた、または亜鉛メッキされた鋼シートである。鋼の組成および機械的な特徴は、連続溶融亜鉛メッキ工程の応力および熱サイクルに適合しなければならない。

本発明のさらなる目的は、広い範囲の厚みで鋼を製造することを可能とする、大きな圧延力を必要としない鋼シートの製造方法である。

本発明のさらなる目的は、冷間スタンピング操作の間に遭遇するスプリングバックの問題に対して比較的感受性でない鋼シートを入手可能とすることである。この目的のために、降伏応力Ｒｅは８４０ＭＰａよりも大であってはならない。降伏応力は、減量の要求を満たすために６９０ＭＰａ以下であってはならない。

本発明のさらなる目的は、慣用的な組立て方法を用いて容易に溶接することができる鋼シートである。

最後に、本発明のさらなる目的は、６９０ＭＰａよりも大きく、８４０ＭＰａ以下の降伏応力、７８０ＭＰａから９５０ＭＰａの間の機械的強度、１０％よりも大きな破損点伸びおよび５０％以上の穴拡大比率Ａｃ％を同時に呈する経済的な製造コストの熱間圧延鋼シートである。６９０ＭＰａよりも大きな降伏応力は、厳密には、６９０ＭＰａよりも大きな降伏応力と定義される。

圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌおよび圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率と、穴拡大比率Ａｃとの間の関係を示す。

この目的のために、本発明は、化学組成が以下の通りであり、ここにおいて、含有量は重量パーセントで表され：
０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｒ≦０．７％
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｃａ≦０．００５％
Ｍｇ≦０．００５％、
残余は鉄および不可避の加工不純物から成り、
このミクロ組織は１．５％未満の面積パーセンテージの粒状ベイナイト、フェライト、セメンタイトから成り、
および圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌおよび圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率は１．４以下である熱間圧延鋼シートを教示する。

本発明によって特許請求されるシートは、個々に、または組み合わせて考えられる、以下に挙げられた任意の特徴も有することができる：
−圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌおよび圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率は１．３以下であり、
−本発明の第一の変形態様において、化学組成は以下の通りであり、ここにおいて、含有量は重量パーセントで表され：
０．０４５％≦Ｃ≦０．０６５％
１．６％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１２５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｃａ≦０．００５％
Ｍｇ≦０．００５％
ここにおいて、該組成物はクロムを含まない。

−本発明の第一の変形態様において、鋼の組成は重量パーセントで表して：
０．１％≦Ｓｉ≦０．３％
を含有し、
−本発明の第二の変形態様において、化学組成は以下の通りであり、含有量は重量パーセントで表され：
０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．４％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
０．２％≦Ｃｒ≦０．７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｃａ≦０．００５％
Ｍｇ≦０．００５％
−鋼の組成がクロムを含む場合、クロムの含有量は以下の通りであり：
０．４％≦Ｃｒ≦０．６％。

−粒状ベイナイトの面積パーセンテージは８０％から９５％の間であって、フェライトの面積パーセンテージは２０％未満である。

−６μｍよりも大きな平均サイズを有する窒化チタンの密度は３／ｍｍ^２以下である。

−鋼の組成は、重量パーセントで表して：
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
を含有し、
−鋼の組成は、重量パーセントで表して：
０．０００５％≦Ｍｇ≦０．００５％
を含有する。

本発明は、さらに、前記したシートの製造方法に関する。

この方法は、鋼を、以下の組成を有する液状金属の形態で得、含有量は重量パーセントで表され：
０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｒ≦０．７％
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｃａ≦０．００５％
Ｍｇ≦０．００５％
残余は鉄および不可避の不純物から成り、
真空加工もしくはＳｉＣａでの加工を行い；後者の場合、組成は、重量パーセントで表して以下の
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
をも含み、
液状金属に溶解したチタン［Ｔｉ］および窒素［Ｎ］の量は、
％［Ｔｉ］％［Ｎ］＜６・１０^−４％^２の関係を満たすものであり、
鋼を鋳造して、鋳造半製品を得、
該半製品は、場合により、１１６０℃から１３００℃の間の温度まで再度加熱してもよく、次いで、
該鋳造半製品を８８０℃から９３０℃の間の圧延最終温度で熱間圧延し、熱間圧延製品を得、ここで、最後からの２番目のパスの圧延率は０．２５未満であり、最終のパスの圧延率は０．１５未満であり、２つの圧延率の合計は０．３７未満であり、最後から２番目のパスの始まりにおける開始温度は９６０℃未満であり、次いで、
該熱間圧延製品を５０から１５０℃／秒の間の速度で冷却して、熱間圧延鋼シートを得、
該シートを４７０から６２５℃の間の温度で巻き取ることを特徴とする。

この方法は、本発明の第一の変形態様において、個々に、または組み合わせ考えられる以下の任意の特徴を含むこともでき：
−鋼の組成は以下の通りであり、濃度は重量パーセントで表され：
０．０４５％≦Ｃ≦０．０６５％
１．６％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１２５％
０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｍｇ≦０．００５％
ここにおいて、該組成はクロムを含まず、
−組成がクロムを含まない場合は、シートは５１５から厳密には６２０℃の間の温度で巻き取られ、
−シートは５１５から５６０℃の間の温度で巻き取られ、
シートは酸洗いされ、次いで、
酸洗いされたシートは６００から７５０℃の間の温度まで加熱され、次いで、酸洗いされたシートは５から２０℃／秒の間の速度で冷却され、
次いで、得られたシートは適切な亜鉛浴中にて亜鉛で被覆される。

本発明によって特許請求される方法は、本発明の第二の変形態様において、個々に、または組み合わせて考えられる以下の任意の特徴を有することもできる：
−鋼の組成は以下の通りであり、含有量は重量パーセントで表され：
０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．４％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
０．２％≦Ｃｒ≦０．７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０
場合により、
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｃａ≦０．００５％
Ｍｇ≦０．００５％、
およびシートは４７０から５８０℃の間の温度で巻き取られ、
−鋼の組成は重量パーセントで表して：
０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
を含有し、
−Ｍｎ、ＳｉからＣｒの含有量の合計が２．３５％未満である場合、シートは５２０℃および５８０℃の間の温度で巻き取られる。

本発明の他の特徴および利点は、例として、および研磨しエッチングされた表面で観察される、粒子の等軸特徴の関数としての穴拡大比率Ａｃ％の曲線を示す１つの添付の図面を参照して、以下に記載される。

本発明は、炭素の重量含有量が０．０４０％から０．０６５％の間であることを教示する。この範囲の炭素含有量は、同時に、高い破損点伸びおよび７８０ＭＰａよりも大きな機械的強度を得ることを可能とする。より高い炭素含有量、特に、０．０９５％を超える炭素含有量では、溶接に対する適合性は減少する傾向がある（表１）。

加えて、最大炭素重量含有量は０．０６５％に設定され、オーステナイトの粒状ベイナイトへの完全な変態を確保し、これにより、マルテンサイトおよびオーステナイトの形成、および穴拡大能を制限する硬い第二の相の付随する形成を回避することを可能とする。従って、この最大含有量は、５０％以上の穴拡大比率Ａｃ％を達成することを可能とする。

本発明によると、マンガン重量含有量は１．４％から１．９％の間である。これらの量で存在すると、マンガンはシートの強度に寄与し、中央分離バンドの形成を制限する。このことは、５０％以上の等しい穴拡大比率Ａｃ％を得るのに寄与する。

０．００５％から０．１％の間のアルミニウム重量含有量は、この製造の間における鋼の脱酸素を確保することを可能とする。

本発明によると、熱間圧延鋼シートの化学組成はチタンおよびニオブも含む。これらの２つの元素は、特に、鋼に、所望の強度、必要な硬化および特定の穴拡大比率Ａｃ％を与える。これらの２つの元素は、各々、シートに、強度、硬度および穴拡大比率の特定の特性を与える。本発明との関係では、これらの２つの元素は鋼の組成において特定の含有量レベルで存在させなければならないことが発見された。

チタンは、さらに詳しくは、０．０９５重量％から０．１４５重量％の間の量で鋼に存在させる。０．０９５％を超えると、７８０ＭＰａの機械的強度は達成されず、０．１４５％未満では、穴の拡大の間に早過ぎる損傷を引き起こしかねない粗大な窒化チタンの析出の危険性がある。事実、６μｍよりも大きな窒化物が存在する場合、これらは切断およびスタンピング工程の間にマトリックスからの開裂の主な原因の１つであることが判明した。

加えて、本発明は、窒素重量含有量は０．００２％から０．００７％の間であることを教示する。液状金属中での窒化物の早過ぎる析出を回避するには、窒素含有量は０．００７％未満でなければならない。窒素含有量は極端に低くすることができるが、満足のいく経済的な条件下で製造を行うことができるように、この限界値は０．００２％に設定される。

鋼の組成におけるニオブ重量含有量は０．０２５％から０．０４５％の間、好ましくは、０．０２５％から０．０３５％の間である。０．０２５％よりも大きな重量パーセントで存在させると、ニオブは、非常に微細な炭窒化物の形成を介して効果的に硬化する。しかしながら、０．０４５重量％の含有量を超えると、オーステナイトの再結晶化が遅れる。従って、組織は細長い粒子をかなりの率で含有し、この結果、特定の穴拡大比率Ａｃ％を達成するのはもはや可能でない。

先に示した特定の割合のチタンおよびニオブを組み合わせて添加することにより、硬化および穴の拡大能力の最適な特性を達成することを可能とする。

従って、本発明によって特許請求される鋼はモリブデンの高価な添加を含まない。

場合により、組成は、表面の質を改良するために、０．７％以下の量、さらに特には、０．４から０．６％の間の含有量のクロムを含むことができる。しかしながら、本発明の１つの変形態様において、クロムの存在は絶対的に必要なものではなく、高価な添加の必要性を排除する利点を有する。本発明のさらなる変形態様において、０．２％から０．７％の間、好ましくは、０．４から０．６％の間の量のクロムの添加は、以下でかなり詳しく記載するように、より低い温度で鋼を巻き取ることを可能とする。

組成は、０．１％までの量の銅および／または０．２５％までの量のニッケルの任意の存在を含むこともできる。

表面の質を改良するには、組成は、０．００３％以下の量、好ましくは、０．００１５から０．００２５％の間の量のホウ素を場合により含むこともできる。

本発明は、ケイ素をシートの化学組成に０．１重量％から０．５５重量％の間の含有量で存在させることを教示する。

ケイ素はセメンタイトの析出を遅らせる。本発明に従って規定された量においては、セメンタイトは非常に少量で、即ち、１．５％未満の面積パーセンテージにて、非常に微細な形態で析出する。セメンタイトのこのより微細な形態は、例えば、５０％以上の高い穴拡大能力を得ることを可能とする。

本発明によって特許請求される鋼の硫黄含有量は、硫化物、特に、硫化マンガンの形成を制限するために０．００４％未満である。

シートの組成における硫黄および窒素の低いレベルは、穴拡大能力の点で有利である。

本発明によって特許請求される鋼のリン含有量は、穴拡大能力および溶接性を促進するために、０．０２０％未満である。

また、鋼の組成は、０．００５％以下、好ましくは、０．０００５％から０．００５％の間の重量パーセンテージのカルシウムの存在、および／または０．００５％以下、好ましくは０．０００５から０．００５％の間の重量パーセンテージのマンガンの存在を含むと特定することもできる。

これらの２つの元素は、カルシウムおよびマグネシウムの微細な酸化物またはオキシ硫化物を形成することを可能とする。これらの酸化物またはオキシ硫化物は、窒化／炭窒化チタンの引き続いての非常に微細な析出用の核形成剤として作用する。従って、炭窒化物のサイズの低下は、改良された穴拡大能力を達成することを可能とする。本発明によるシートのミクロ組織は粒状ベイナイトを含有する。

粒状ベイナイトは上および下ベイナイトと区別されなければならない。粒状ベイナイトの定義は、Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｑｕａｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｉｎ Ｈｉｇｈ ａｎｄ Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ（高および超高強度鋼における複合ベイナイトミクロ組織の特徴付けおよび定量）の表題の論文−Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ、５００−５０１巻、３８７−３９４頁；２００５年１１月に見出すことができる。

この論文に示されたように、本発明によるシートのミクロ組織を構成する粒状ベイナイトは、かなりの割合の高度に無配向の隣接粒子および粒子の不規則な形態を有するものと定義される。

本発明によると、セメンタイトは、１．５％を超えない面積パーセンテージに制限される低い量で存在させる。従って、ベイナイトマトリックス、および有意により硬いセメンタイトの間で起こる損傷は、制限される。この低い含有量のセメンタイトは、特に、用いるケイ素の添加に由来し、５０％以上の穴拡大比率Ａｃ％を持つ鋼シートを得ることを可能とする。

シートは、面積パーセンテージで表して２０％までのフェライトを含有することができる。

最後に、本発明によると、シートはチタンおよびニオブの炭窒化物も含有する。

本発明によって特許請求されるシートは、マルテンサイトおよびオーステナイトを含まない。これにより、硬い第二の相の存在を妨げることが可能となり、穴拡大比率Ａｃ％を制限する効果がある。本発明によって特許請求されるシートのミクロ組織は、主として粒状ベイナイトおよび場合により上述した割合のフェライトおよびセメンタイトから成る。シートは析出硬化され、および前記した硬い第二の相の存在がないことによって特徴付けられる。

圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌおよび圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率と、穴拡大比率Ａｃとの間の関係を示す図１を参照されたい。

比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎは以下のように決定される：ミクロ組織は、統計学的に代表的な粒子の集団を含む表面にわたっての、ほぼ５００から１５００倍の範囲の倍率の光学顕微鏡観察によって、自体公知の試薬を用いて、研磨およびエッチングされた切断面で観察される。ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（後方散乱電子回折））のような、自体公知の画像解析ソフトウェアは、例えば、圧延方向に平行に（Ｄ_Ｌ）および垂直に（Ｄ_Ｎ）測定した平均粒径を決定するのに用いられる。従って、比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎは、等軸特徴とも呼ばれる圧延方向の粒子の平均拡大を特徴付ける。

図１に示すように、本発明者らは、穴拡大比率Ａｃ％および比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎの間には関係があることを示した。図１においてプロットされた直線は、実験結果の下方包絡線を示し、所与の穴の拡大のレベルにおいて、この所与のレベルを達成するには超えてはならない比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎの値を決定することを可能とする。従って、５０％以上の係数Ａｃを得るには、比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎは１．４以下でなければならないことが示されており、これは、粒子は比較的等軸でなければならないことを意味する。６５よりも大きいか、または１００％と等しい穴拡大比率Ａｃ％を得るには、比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎは、各々、１．３または１．１以下でなければならない。

加えて、粒状ベイナイトの面積パーセンテージは８０％から９５％の間であって、フェライトの面積パーセンテージは２０％未満である。

１．５％未満のセメンタイトの面積パーセンテージを得るには、ケイ素含有量は０．１から０．５５重量％の間である。

以下の表１、２Ａ、２Ｂおよび２Ｃは、熱間圧延鋼シートの化学組成および製造条件が、ミクロ組織および機械的強度、破損点伸び、穴拡大比率Ａｃ％および比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎに与える影響を示す。

これら全ての鋼組成は、０．０２０重量％未満のリン含有量を有する。

これらの表は、シートの製造コスト、１．５から４ミリメートル厚み範囲での熱間圧延鋼シートの製造の容易性およびシートの溶接性についての情報も提供する。

熱間圧延され冷却された鋼シートの巻き取り温度は、これらの表に記載される全ての例及び特定の反例において示される。

これらの表は、「Ｍ−Ａ」化合物、即ち、「マルテンサイト−残存オーステナイト」の多かれ少なかれ有意な存在も示す。これらの固有の硬度（マルテンサイト）または変形の影響下でマルテンサイトを形成するこれらの能力（残存オーステナイト）のため、可変割合でマルテンサイトおよび残存オーステナイトを組み合わせるこれらの化合物の存在は、穴拡大比率の高い値を得る要件の点で望ましくない。

本発明によって特許請求されるシートの全ての組成および加工条件は、６μｍ以上の平均サイズを持つＴｉＮの密度が３／ｍｍ^２以上となるようにする。

表１は、具体的には、シートの組成がクロムを含まない例に関する。

反例１は公開ＥＰ ２ ０２０ ４５１に記載されたシートに対応する。このシートにおいては、前記にて説明したように、バナジウムおよびモリブデンが存在するために、過剰なコストが生じる。

反例２は、モリブデンの不存在下であって、バナジウムの存在下においては、得られるシートの最大引張強度は低すぎる。

この最大引張強度Ｒｍは炭素およびニオブを加えることによって増加させることができる（反例３）が、この場合においては、穴拡大比率は不十分である。

反例４においては、０．０３％のニオブ含有量および低いチタン含有量は、再度、最大引張強度が低すぎる結果となる。

反例２、３および４もまた、前記で定義されたＭ−Ａ化合物の過剰な存在を有する。

反例５および６においては、ニオブおよびチタン含有量は高い。モリブデンの有り（反例５）または無し（反例６）においては、穴拡大比率は不十分であって、比率Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｎはあまりにも高い。加えて、反例５では、ニオブおよびモリブデンの高い含有量は寸法実現可能性の問題を引き起こす。

最後に、反例７は、組成がバナジウムを含まず、高い炭素含有量を含む点で反例３とは異なる。この場合、結果として、不十分な溶接性、「Ｍ−Ａ」化合物の望ましくない割合ならびに不十分な降伏応力および穴拡大比率がもたらされる。

実施例１から３は、０．１％から０．５５％の間のケイ素含有量について本発明の構成に含まれる。

硬化元素（特に、Ｍｏ）の不存在、および限定されたニオブ含有量のため、本発明によって特許請求される鋼は、広い範囲の厚みでの熱間圧延による容易な製造で用いることができる。

表２Ａ、２Ｂおよび２Ｃは、具体的には、０．２から０．７％の間の含有量レベルでクロムを含む組成に関する。

熱間圧延され冷却された鋼シートの巻き取り温度は５００℃および５５０℃である。

反例ＡおよびＢにおいて、マンガン含有量は１．２９６％である。これらの２つの反例においては、冷却温度が５００℃または５５０℃であるかに拘わらず、シートが、特に、最大引張強度の点で必要とされる特性を有しないことが判明した。

反例ＣおよびＤにおいては、ケイ素含有量は０．６％である。これらの２つの反例では、巻き取り温度が５００℃または５５０℃であるかに拘わらず、シートは、特に、多数の「Ｍ−Ａ」化合物のため、必要な特性を有しない。

表２Ａ、２Ｂおよび２Ｃに示した他の結果は、マンガン、ケイ素およびクロムの添加された含有量の増大する合計に従って分類される。

２．３５未満のＭｎ、ＳｉおよびＣｒの含有量の合計および５００℃の巻き取り温度についての、本発明の構成内にある組成で行ったテストは、特に、最大引張強度の点で不満足な結果を生じた。

Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒの含有量の合計が２．３５よりも大きい場合、得られたシートの特性は、巻き取り温度が５００℃または５５０℃であるかに拘わらず満足できるものである。

前記定義の、０．１％から０．５５％の間のケイ素の重量含有量を持つ鋼シートの製造方法は以下の工程を含む：
以下に示した組成を有する液状鋼を得、含有量は重量で表され：
０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ＜０．０２０％および、場合により、
Ｃｒ≦０．７％
Ｃｕ≦０．１％
Ｎｉ≦０．２５％
Ｂ≦０．００３％
Ｍｇ≦０．００５％
残余は鉄および不可避の不純物から成る。

液状金属に溶解されたチタン［Ｔｉ］および［Ｎ］の量が式％［Ｔｉ］％［Ｎ］＜６・１０^−４％^２を満たすように、チタン［Ｔｉ］を、溶解された窒素［Ｎ］を含有する液状金属に加える。

液状金属を真空処理またはケイ素−カルシウム（ＳｉＣａ）処理のいずれかに付し、この場合、特定の組成は、０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％となるような重量表示でカルシウムも含有する。

これらの条件下では、窒化チタンは液状金属中で大きな粒子形態で時期尚早な析出をしない。そのため、これは穴拡大力を低下させる効果がある。チタンの析出は、均一に分布した炭窒化物の形態でより低い温度で起こる。この微細析出はミクロ組織の硬化および精錬に寄与する。

次いで、鋼を鋳造して、鋳造半製品を得る。鋳造は、好ましくは、連続鋳造によってなされる。鋳造は、非常に有利には、反対に回転するロールの間で行って、薄いスラブまたは薄いストリップの形態の鋳造半製品を得る。事実、これらの鋳造方法は、仕上げられた状態で得られた製品において穴拡大に好都合である析出物のサイズの低下を引き起こす。

次いで、得られた半製品を１１６０から１３００℃の間の温度まで加熱する。１１６０℃未満では、７８０ＭＰａの特定の機械的引張強度が達成されない。当然、薄いスラブの直接鋳造の場合には、１１６０℃よりも高い温度で開始される半製品を熱間圧延する段階は、鋳造の直後に、即ち、半製品を雰囲気温度まで冷却することなく、従って、再加熱工程を行う必要性なく行うことができる。次いで、鋳造半製品を圧延最終温度８８０から９３０℃の間で熱間圧延し、最後から２番目のパスの圧延率は０．２５未満であり、最終のパスの圧延率は０．１５未満であり、２つの圧延率の合計は０．３７未満であり、および最後から２番目のパスの圧延開始温度は９６０℃未満であって、熱間圧延された製品が得られる。

従って、最後の２つのパスの間に、圧延は、オーステナイトの再結晶を防止する非再結晶化温度未満の温度で行われる。従って、目的物は、これらの最後の２つのパスの間にオーステナイトの過剰な変形を引き起こすものではない。

これらの条件により、最も等軸の粒子を作り出すことが可能となり、穴拡大比率Ａｃ％に対する要件を満たすことが可能である。

圧延の後、熱間圧延された製品を５０から１５０℃／秒の間の速度で冷却して、熱間圧延鋼シートを得る。この冷却の態様は「直接的」と呼ばれ、即ち、この冷却の態様は、直後の冷却段階なくして単一工程で行われる。

最後に、４７０から６２５℃の間の温度で得られたシートを巻き取る。６２５℃よりも高い巻き取り温度の結果、５０％未満の穴拡大比率Ａｃ％がもたらされるため、この温度は重要である。

被覆されていないシートの製造の場合には、巻き取り温度は、析出がより緻密であって、硬化ができる限り大きいように、４７０から６２５℃の間となるであろう。

亜鉛メッキ操作に付されることが意図されたシートの製造の場合には、巻き取り温度は、亜鉛メッキ操作に関連する再加熱処理の間におけるさらなる析出を補償するために５１５から５６０℃の間であろう。

この後者の場合、次いで、巻き取られたシートを酸洗いし、および６００から７５０℃の間の温度まで再加熱する。次いで、このシートを５から２０℃／秒の間の速度で冷却し、次いで、適切な亜鉛浴中にて亜鉛で被覆する。

以下の表３においては、スラブ再加熱温度、および／または第一のものが０．２１５％Ｓｉ（組成Ａ）、第二のものが０．４９０％Ｓｉ（組成Ｂ）および第三のものが０．２１％Ｓｉ（組成Ｃ）を含有する、異なる化学組成を持つ３つのシートについての巻き取り温度を変化させる。

本発明によって特許請求される全ての鋼シートは、最後から２番の圧延パスにおいては０．１５の圧延率、および最後の圧延パスにおいては０．０７の圧延率で圧延し、これらの２つのパスの累積変形は０．２２である。従って、熱間圧延の最後において、得られたオーステナイトはほとんど変形されていない。

組成ＡおよびＢを持つ鋼の場合には、巻き取り温度があまりに高いと（６５０℃、テストＡ１およびＢ３）、穴拡大比率Ａｃは有意に５０％未満である。

組成Ｂを持つ鋼の場合には、スラブ再加熱温度が１１５０℃に過ぎないと（テストＢ２）、７８０ＭＰａの特定の機械的強度は達成されない。

加えて、組成がクロムを含有しない場合（表３）、巻き取り温度が４７０℃から厳密には６２０℃の間である。６２０℃の温度は表３中のテストＢ４に準じて排除される。５２５℃から厳密には６２０℃の間の巻き取り温度が優先される。

組成がクロムを含む場合、巻き取り温度は、好ましくは、表２Ａ、２Ｂおよび２Ｃに示されたように４７０℃から５８０℃の間である。

この組成が以下の表４に示された、０．２４５％のＳｉから０．０２９９％の少量のＣｒを含有する鋼について、他のテストも行った。表は降伏応力Ｒｅ、強度Ｒｍおよび破損点伸びＡを示す。これらのテストは、１２４０℃まで再加熱され、９００℃の圧延温度の最後まで熱間圧延され、７０℃／秒の速度で直接的に冷却され、次いで、４４０から５４０℃の間の温度で巻き取られ、次いで、雰囲気温度まで冷却されたスラブで行った。次いで、シートを５８０から７２０℃の間の温度まで再加熱し、その後、Ｚｎ浴中で溶融亜鉛メッキした。

テストＣ１では、あまりにも低い巻き取り温度は十分な析出および硬化を起こさず、強度は７８０ＭＰａを達成しなかった。テストＣ２では、同一の結果が達成され、ここでは、亜鉛メッキ前の再加熱温度を上昇させたが、所望の強度は達成されなかった。

テストＣ３では、硬化は過剰であり、および降伏応力は８４０ＭＰａの特定のレベルを超えた。

Claims (15)

1. 弾性限界が６９０ＭＰａ超および８４０ＭＰａ以下、強度が７８０ＭＰａから９５０ＭＰａの間、破損点伸びが１０％超ならびに穴拡大比率（Ａｃ）が５０％以上である熱間圧延鋼シートであって、
   化学組成が、含有量を重量パーセントで表して：
   ０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
   １．４％≦Ｍｎ≦１．９％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
   ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
   ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
   ０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
   ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
   Ｓ≦０．００４％
   Ｐ＜０．０２０％
   場合により、
   Ｃｒ≦０．７％
   を含有し、
   残余は鉄および加工で発生する不可避の不純物から成り、
   このミクロ組織は、粒状ベイナイト、フェライト、面積パーセント１．５％未満のセメンタイト、ならびにチタンおよびニオブの炭窒化物から成り、および粒状ベイナイトの面積パーセンテージが８０％から９５％の間であり、フェライトの面積パーセンテージが２０％未満であり、
   平均サイズが６μｍを超える窒化チタンの密度は３／ｍｍ^２以下であり、
   圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌと圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率は１．４以下である、熱間圧延鋼シート。
2. 圧延方向に平行に測定した粒径Ｄ_Ｌと圧延方向に垂直に測定した粒径Ｄ_Ｎの間の比率が１．３以下であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼シート。
3. 化学組成が、含有量を重量パーセントで表して：
   ０．０４５％≦Ｃ≦０．０６５％
   １．６％≦Ｍｎ≦１．９％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
   ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１２５％
   ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
   ０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
   ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
   Ｓ≦０．００４％
   Ｐ＜０．０２０％
   を含有し、
   上記組成がクロムを含まないことを特徴とする、請求項１および２の一項に記載の鋼シート。
4. 鋼の組成が、重量パーセントで表して：
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．３％
   を含有することを特徴とする、請求項１から３の一項に記載の鋼シート。
5. 化学組成が、含有量を重量パーセントで表して：
   ０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
   １．４％≦Ｍｎ≦１．９％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．４％
   ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
   ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
   ０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
   ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
   ０．２％≦Ｃｒ≦０．７％
   Ｓ≦０．００４％
   Ｐ＜０．０２０％
   を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼シート。
6. 鋼の組成が、重量パーセントで表して：
   ０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
   を含有することを特徴とする、請求項１、２または５の一項に記載の鋼シート。
7. 鋼の組成が、重量パーセントで表して：
   ０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
   を含有することを特徴とする、請求項１から６のいずれかに記載の鋼シート。
8. 鋼の組成が、重量パーセントで表して：
   ０．０００５％≦Ｍｇ≦０．００５％
   を含有することを特徴とする、請求項１から７のいずれかに記載の鋼シート。
9. 弾性限界が６９０ＭＰａ超および８４０ＭＰａ以下、強度が７８０ＭＰａから９５０ＭＰａの間、破損点伸びが１０％超ならびに穴拡大比率（Ａｃ）が５０％以上である熱間圧延鋼シートを製造する方法であって、
   液状鋼を液状金属形態で得、この組成は、重量パーセントで表して：
   ０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
   １．４％≦Ｍｎ≦１．９％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．５５％
   ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
   ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
   ０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
   ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
   Ｓ≦０．００４％
   Ｐ＜０．０２０％
   場合により、
   Ｃｒ≦０．７％
   を含有し、
   残余は、鉄および不可避の不純物から成り、
   真空脱ガス処理もしくはＳｉＣａ添加処理を行い、後者の場合、組成は、重量パーセントで表して：
   ０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
   をも含有し、
   液状金属に溶解させたチタン［Ｔｉ］および窒素［Ｎ］の量は、％［Ｔｉ］％［Ｎ］＜６・１０^−４％^２の関係を満たすものであり、
   鋼を鋳造して、鋳造半製品を得、
   前記半製品を、場合により、１１６０℃から１３００℃の間の温度まで再加熱し、次いで、
   前記鋳造半製品を、圧延最終温度８８０℃から９３０℃の間で熱間圧延して、熱間圧延製品を得、ここで、最後から２番目のパスの圧延率は０．２５未満であり、最後のパスの圧延率は０．１５未満であり、２つの圧延率の合計は０．３７未満であり、最後から２番目のパスの始まりにおける開始温度は９６０℃未満である：次いで、
   前記熱間圧延製品を５０から１５０℃／秒の間の速度で冷却して、熱間圧延鋼シートを得、および、
   シートを４７０から６２５℃の間の温度で巻き取る
   ことを特徴とする、方法。
10. 鋼の組成が、含有量を重量パーセントで表す以下の元素：
    ０．０４５％≦Ｃ≦０．０６５％
    １．６％≦Ｍｎ≦１．９％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．３％
    ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１２５％
    ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
    ０．０１％≦Ａｌ≦０．１％
    ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
    Ｓ≦０．００４％
    Ｐ＜０．０２０％
    を含有し、
    上記組成はクロムを含有しないことを特徴とする、請求項９に記載の方法。
11. シートが５１５から６２０℃の間の温度で巻き取られることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
12. シートが５１５から５６０℃の間の温度で巻き取られ、
    シートが酸洗いされ、次いで、
    酸洗いされたシートが６００から７５０℃の間の温度まで加熱され、次いで、
    酸洗いされたシートが５から２０℃／秒の間の速度で冷却され、
    および得られたシートが適切な亜鉛浴中にて亜鉛で被覆される
    ことを特徴とする、請求項９から１１のいずれか一項に記載の熱間圧延シートの製造方法。
13. 鋼が、重量パーセントで表して：
    ０．０４０％≦Ｃ≦０．０６５％
    １．４％≦Ｍｎ≦１．９％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．４％
    ０．０９５％≦Ｔｉ≦０．１４５％
    ０．０２５％≦Ｎｂ≦０．０４５％
    ０．００５％≦Ａｌ≦０．１％
    ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
    ０．２％≦Ｃｒ≦０．７％
    Ｓ≦０．００４％
    Ｐ＜０．０２０％
    を含有し、
    およびシートが４７０から５８０℃の間の温度で巻き取られることを特徴とする、請求項９に記載の方法。
14. 鋼の組成が、重量パーセントで表して：
    ０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
    を含有することを特徴とする、請求項９に記載の方法。
15. Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒ含有量の合計が２．３５％未満であり、シートが５２０℃から５８０℃の間の温度で巻き取られることを特徴とする、請求項１３および１４の一項に記載の方法。

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