JP2010535946A - Dual-phase steel, flat products made of this type of dual-phase steel and methods for producing flat products - Google Patents
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Abstract
【課題】少なくとも９５０ＭＰａの強度および優れた変形性を有するスチールおよび該スチールから製造されるフラット製品を開発することにある。
【解決手段】本発明は、少なくとも９５０ＭＰａの強度および優れた変形性を有する２相スチール、該２相スチールから製造されるフラット製品および該フラット製品の製造方法を提供する。本発明の２相スチールは、下記組成、すなわちＣ：０．１０−０．２０％、Ｓｉ：０．１０−０．６０％、Ｍｎ：１．５０−２．５０％、Ｃｒ：０．２０−０．８０％、Ｔｉ：０．０２−０．０８％、Ｂ：＜０．００２０％、Ｍｏ：＜０．２５％、Ａｌ：＜０．１０％、Ｐ：≦０．２％、Ｓ：≦０．０１％、Ｎ：≦０．０１２％、残り：鉄および不可避の不純物を有する（％は、重量％）。
【選択図】なしThe object of the present invention is to develop a steel having a strength of at least 950 MPa and excellent deformability and a flat product produced from the steel.
The present invention provides a duplex steel having a strength of at least 950 MPa and excellent deformability, a flat product produced from the duplex steel, and a method for producing the flat product. The duplex steel of the present invention has the following composition: C: 0.10-0.20%, Si: 0.10-0.60%, Mn: 1.50-2.50%, Cr: 0.20 -0.80%, Ti: 0.02-0.08%, B: <0.0020%, Mo: <0.25%, Al: <0.10%, P: ≤ 0.2%, S : ≦ 0.01%, N: ≦ 0.012%, rest: iron and inevitable impurities (% is% by weight)
[Selection figure] None
Description
本発明は、その構造が実質的にマルテンサイトおよびフェライトおよびそれぞれのベイナイトからなる２相スチールに関する。本発明は、残留オーステナイトの部分を存在させることができ、かつ２相スチールに少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度をもたせることができる。また本発明は、この形式の２相スチールから作られるフラット製品並びに該フラット製品の製造方法に関する。 The present invention relates to a duplex steel whose structure consists essentially of martensite and ferrite and the respective bainite. In the present invention, a portion of retained austenite can be present, and the duplex steel can have a tensile strength of at least 950 MPa. The invention also relates to a flat product made from this type of duplex steel and a method for producing the flat product.
本明細書で一般的に使用される包括的な用語「フラット製品」は、本発明による形式のスチールストリップおよびシートを含むものである。 The generic term “flat product” as generally used herein is intended to include steel strips and sheets of the type according to the present invention.
車両のボディ構造の分野では、スチールには、一方では、軽量で高強度を有することが要求され、かつ他方では、優れた変形性を有することが要求される。これらの相反する特性が組合わせられたスチールを製造する多くの試みが知られている。 In the field of vehicle body structures, steel is required on the one hand to be lightweight and have high strength, and on the other hand to have excellent deformability. Many attempts to produce steel that combines these conflicting properties are known.
例えば下記特許文献１には、有効な深絞り特性だけでなく高い引張り強度も備えたスチール、該スチールから製造されるフラット製品、および該フラット製品の製造方法が開示されている。既知のスチールは、鉄および不可避の不純物以外に、０．０８−０．２５％のＣ、０．００１−１．５％のＳｉ、０．０１−２．０％のＭｎ、０．００１−０．０６％のＰ、０．０５％までのＳ、０．００１−０．００７％のＮおよび０．００８−０．２％のＡｌを含有している（％は、重量％）。同時に、スチールは、少なくとも１．２の平均ｒ値、少なくとも１．３の圧延方向のｒ値、少なくとも０．９の圧延方向に基いた４５°の方向のｒ値、および少なくとも１．２の圧延方向に対して横方向のｒ値をもたなくてはならない。既知のスチールでは、強度−増大効果はシリコンに帰しており、スチールの有効コーティング可能性に関して１．５重量％の上限が選択されている。強度に対するＭｎの確実な影響も強調されている。この点については、この上限を幾分超えることを伴うｒ値の減少に関して１．５重量％のＭｎ含有量の上限が設定された。既知のスチールシートのｒ値を最適化するには、０．０４−０．８重量％、より詳しくは０．０４−０．１２重量％のＭｎ含有量が有利であると考えられてきた。 For example, Patent Document 1 below discloses steel having not only effective deep drawing characteristics but also high tensile strength, a flat product manufactured from the steel, and a method of manufacturing the flat product. Known steels include 0.08-0.25% C, 0.001-1.5% Si, 0.01-2.0% Mn, 0.001- in addition to iron and inevitable impurities. It contains 0.06% P, up to 0.05% S, 0.001-0.007% N and 0.008-0.2% Al (% is% by weight). At the same time, the steel has an average r value of at least 1.2, an r value of at least 1.3 rolling direction, an r value of 45 ° direction based on a rolling direction of at least 0.9, and a rolling of at least 1.2 It must have an r value transverse to the direction. In known steels, the strength-increasing effect is attributed to silicon and an upper limit of 1.5% by weight has been chosen for the effective coatability of the steel. The positive influence of Mn on strength is also emphasized. In this regard, an upper limit of 1.5 wt.% Mn content was set for a decrease in r value that was somewhat beyond this upper limit. To optimize the r value of known steel sheets, it has been considered advantageous to have a Mn content of 0.04-0.8 wt%, more particularly 0.04-0.12 wt%.
既知のスチールの強度を更に増大させるには、選択的に付加された他の合金元素に加えて、任意であるが、０．０００１−０．０１重量％のＢ、全量で０．００１−０．２重量％のＴｉ、Ｎｂおよび／またはＶ並びに全量で０．００１−２．５重量％のＳｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗおよび／またはＭｏを含有させることができる。これらの元素の全含有量は、コスト上の理由から、それぞれ上記限度に制限される。 To further increase the strength of the known steel, in addition to other selectively added alloying elements, optionally, 0.0001-0.01 wt.% B, total 0.001-0. .2 wt% Ti, Nb and / or V and a total amount of 0.001-2.5 wt% Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W and / or Mo may be included. The total content of these elements is limited to the above limit for cost reasons.
下記特許文献２に開示されたスチールが８５０ＭＰａより大きい強度を有するならば、これらのスチールは、もはや２相構造を有するものではなく、単にマルテンサイトのみまたはフェライトのみおよびそれぞれのベイナイトからなる構造を有する。また、特許文献２は、例えばＣｒ、Ｍｏ、ＴｉまたはＢの効果が少量のＳｉまたは比較的高い含有量のＭｎと同時に再生されるという例を開示していない。それどころか、特許文献２に開示の例は、従来技術によれば、強度が、ＭｎおよびＳｉの含有量とそれぞれのスチール合金とを適当に調和させることにより実質的に調節されたということを証明している。 If the steel disclosed in the following Patent Document 2 has a strength greater than 850 MPa, these steels no longer have a two-phase structure, but have a structure consisting of only martensite or only ferrite and the respective bainite. . Patent Document 2 does not disclose an example in which, for example, the effect of Cr, Mo, Ti or B is regenerated simultaneously with a small amount of Si or a relatively high content of Mn. On the contrary, the example disclosed in US Pat. No. 6,057,059 proves that according to the prior art, the strength was substantially adjusted by appropriately matching the contents of Mn and Si with the respective steel alloys. ing.
下記特許文献３には、フラット製品を製造する他の可能性が開示されており、このフラット製品は、比較的高い強度の２相スチールからなるが、過時効処理（overaging treatment、Ueberalterungsbehandlung（英、独訳））を含む焼きなまし処理を受けた後でも優れた機械的−技術的特性を有する。この特許文献３から知られた方法では、主としてフェライト−マルテンサイト構造を有するスチールストリップまたはシートが製造される。この構造では、マルテンサイト比率は４−２０％であり、スチールストリップまたはシートは、鉄および溶融誘発不純物以外に、０．０５−０．２％のＣ、１．０％までのＳｉ、２．０％までのＭｎ、０．１％までのＰ、０．０１５％までのＳ、０．０２−０．４％のＡｌ、０．００５％までのＮ、０．２５−１．０％のＣｒ、０．００２−０．０１％のＢを含有している（％は、重量％）。それぞれのスチールのマルテンサイト比率は、好ましくは、主としてマルテンサイト−フェライト構造の約５−２０％に達する。この方法で製造されたフラット製品は、少なくとも５００Ｎ／ｍｍ２の強度を有すると同時に、この目的では、特に高い含有量の特定合金元素を必要とすることなく優れた成形性を有する。 The following patent document 3 discloses another possibility of manufacturing a flat product, which is made of a relatively high-strength duplex steel, but overaging treatment, Ueberalterungsbehandlung (UK, It has excellent mechanical-technical properties even after being subjected to an annealing treatment including German translation)). In the method known from this document, a steel strip or sheet having mainly a ferrite-martensite structure is produced. In this structure, the martensite ratio is 4-20% and the steel strip or sheet is 0.05-0.2% C, up to 1.0% Si, 2. Up to 0% Mn, up to 0.1% P, up to 0.015% S, 0.02-0.4% Al, up to 0.005% N, 0.25-1.0% Cr, 0.002-0.01% B is contained (% is% by weight). The martensite ratio of each steel preferably reaches approximately 5-20% of the predominantly martensite-ferrite structure. A flat product produced in this way has a strength of at least 500 N / mm 2 and at the same time has excellent formability for this purpose without the need for a particularly high content of specific alloying elements.
特許文献３に開示されたスチールの場合には、強度を増大させるため、ホウ素の変態−影響効果（transformation-influencing effect、umwandlungsbeeinflussenden Effekt（英、独訳））が引出される。既知のスチールでは、少なくとも１つの他の窒化物フォーマ、好ましくはＡｌおよび付加的にＴｉがスチール材料に添加されるため、ホウ素の強度−増大効果が確保される。チタンおよびアルミニウムを添加する効果は、スチール中に含まれる窒素を結合させて、ホウ素を硬度―増大炭化物の形成に利用できるようにすることである。必然的に存在するＣｒ含有物により、同等のスチールと比較して、より高い強度レベルがこの方法で達成される。しかしながら、特許文献３の例により述べられたスチールの最大強度は、各場合において９００ＭＰａより小さい。 In the case of the steel disclosed in Patent Document 3, in order to increase the strength, a transformation-influencing effect (umwandlungsbeeinflussenden Effekt) is drawn out. In known steels, at least one other nitride former, preferably Al and additionally Ti, is added to the steel material, thus ensuring the strength-increasing effect of boron. The effect of adding titanium and aluminum is to bind the nitrogen contained in the steel so that boron can be used to form hardness-enhanced carbides. Due to the inevitably present Cr content, higher strength levels are achieved in this way compared to comparable steel. However, the maximum strength of the steel described by way of example in Patent Document 3 is less than 900 MPa in each case.
最後に、下記特許文献４には、６０％より多いフェライトおよび５−３０％のマルテンサイトからなる構造を有する比較的高強度の２相スチールが開示されており、該２相スチールは、鉄および不可避の不純物以外に、０．０５−０．１５％のＣ、０．５％までのＳｉ、１−２％のＭｎ、０．０１−０．１％のＡｌ、０．００９％までのＰ、０．０１％までのＳおよび０．００５％までのＮを含有している（％は、重量％）。この既知のスチールの強度を更に増大させるため、上記含有物に加えて、０．０１−０．３％のＭｏ、０．００１−０．０５％のＮｂ、０．００１−０．１％のＴｉ、０．０００３−０．００２％のＢおよび０．０５−０．４９％のＣｒを添加できる。このようにして得られかつ合金化されたこの既知のスチールは、７００ＭＰａまでの引張り強度を達成しかつ優れた変形性および表面仕上げを有している。特許文献４に開示の開発目的は、この種のスチールの機械的特性を改善すると同時に、表面仕上げ、溶接性および変形性に関して厳格であるＳｉ、ＰおよびＡｌ等の合金元素が比較的多量に合金化することを回避することである。 Finally, the following patent document 4 discloses a relatively high-strength duplex steel having a structure consisting of more than 60% ferrite and 5-30% martensite, which comprises iron and Besides inevitable impurities, 0.05-0.15% C, Si up to 0.5%, 1-2% Mn, 0.01-0.1% Al, P up to 0.009% , Up to 0.01% S and up to 0.005% N (% is% by weight). To further increase the strength of this known steel, in addition to the above contents, 0.01-0.3% Mo, 0.001-0.05% Nb, 0.001-0.1% Ti, 0.0003-0.002% B and 0.05-0.49% Cr can be added. This known steel obtained and alloyed in this way achieves a tensile strength of up to 700 MPa and has excellent deformability and surface finish. The development purpose disclosed in Patent Document 4 is to improve the mechanical properties of this type of steel, and at the same time alloy relatively large amounts of alloying elements such as Si, P and Al, which are strict in terms of surface finish, weldability and deformability. It is to avoid becoming.
上記従来技術の背景から、本発明の目的は、少なくとも９５０ＭＰａの強度および優れた変形性を有するスチールおよび該スチールから製造されるフラット製品を開発することにある。また、スチールは、簡単な製造方法を用いて、このスチールから製造されたフラット製品を、コーティングされない状態（非コーティング状態）または耐食コーティングが施された状態で、自動車のボディの一部のようなコンポーネントに変形させることができる表面仕上げを有するものでなくてはならない。また、上記態様で得られるフラット製品を容易に製造可能にする方法も提供される。 In view of the background of the above prior art, the object of the present invention is to develop a steel having a strength of at least 950 MPa and excellent deformability and a flat product made from the steel. Steel also uses a simple manufacturing method to convert flat products made from this steel into uncoated (uncoated) or anti-corrosion coatings, such as parts of an automobile body. It must have a surface finish that can be transformed into a component. In addition, a method for easily manufacturing a flat product obtained in the above aspect is also provided.
材料に関しては、上記目的は、本発明によれば、特許請求の範囲の請求項１に記載の２相スチールにより達成される。このスチールの有利な実施形態は、請求項１に従属する請求項に記載されている。 As regards the material, the above object is achieved according to the invention by the duplex steel according to claim 1 of the claims. Advantageous embodiments of this steel are described in the claims dependent on claim 1.
上記目的を達成するフラット製品は、本発明にしたがって構成されかつ得られるスチールからなり、特許請求の範囲の請求項２１に記載の本発明による特徴を有する。 A flat product which achieves the above object is made of steel constructed and obtained according to the invention and has the features according to the invention as claimed in claim 21.
最後に、製造方法に関し、上記目的は、特許請求の範囲の請求項２７および２８に記載の製造方法により、本発明にしたがって達成される。請求項２７に記載の方法は、本発明による熱間圧延ストリップの製造方法に関し、請求項２８に記載の方法は、本発明による冷間圧延ストリップの製造方法に関する。請求項２９および３０の各々には、本発明による方法の有利な変更形態が記載されている。また、本発明による方法およびこれらの請求項に記載の変更形態の方法の実際の用途についての特に有利な実施形態を以下に説明する。 Finally, with regard to the production method, the above object is achieved according to the invention by the production method according to claims 27 and 28 of the claims. A method according to claim 27 relates to a method for producing a hot-rolled strip according to the invention, and a method according to claim 28 relates to a method for producing a cold-rolled strip according to the invention. In each of claims 29 and 30, advantageous variants of the method according to the invention are described. Also particularly advantageous embodiments for the actual application of the method according to the invention and of the modified method described in these claims are described below.
本発明によるスチールは、少なくとも９５０ＭＰａ、より詳しくは９８０ＭＰａより大きい強度に特徴を有し、一方で、１０００ＭＰａ以上の強度も達成できる。同時に、このスチールは少なくとも５８０ＭＰａ、より詳しくは少なくとも６００ＭＰａの降伏強度を有し、かつ少なくとも１０％の伸びＡ８０を有する。 The steel according to the invention is characterized by a strength of at least 950 MPa, more particularly greater than 980 MPa, while strengths of 1000 MPa or more can also be achieved. At the same time, the steel has a yield strength of at least 580 MPa, more particularly at least 600 MPa, and an elongation A 80 of at least 10%.
高強度と優れた変形性との組合せにより、本発明によるスチールは、例えば自動車のボディ構造に要求されているように、実際の使用時に高応力を受ける複雑な成形コンポーネンツの製造に特に適している。 Due to the combination of high strength and excellent deformability, the steel according to the invention is particularly suitable for the production of complex molded components that are subject to high stresses in actual use, as required for example in the body structure of an automobile. .
本発明によるスチールは、その２相構造により、高強度を有すると同時に、優れた伸び特性を有する。かくして、本発明によるスチールの合金は、少なくとも２０％、好ましくは３０％より多く、最大７０％までの比率のマルテンサイトとなるように構成される。同時に、８％までの残留オーステナイト部分も有利であり、一方、多くても７％のより少量の残留オーステナイト部分も一般に好ましい。本発明による２相スチールの構造の残りは、それぞれ、フェライトおよび／またはベイナイト（ベイナイトフェライト＋炭化物）からなる。 Due to its two-phase structure, the steel according to the invention has high strength and at the same time has excellent elongation properties. Thus, the steel alloy according to the invention is configured to be martensite in a proportion of at least 20%, preferably more than 30% and up to 70%. At the same time, up to 8% of the retained austenite part is advantageous, while at most 7% of the retained austenite part is generally preferred. The remainder of the structure of the duplex steel according to the invention consists of ferrite and / or bainite (bainite ferrite + carbide), respectively.
高強度および優れた伸び特性は、本発明にしたがって２相構造を調節することにより達成される。これは、本発明によるスチール中に、鉄および不可避の不純物以外に存在する個々の合金元素の含有量を細かく選択することにより可能になる。 High strength and excellent elongation properties are achieved by adjusting the two-phase structure according to the present invention. This is made possible by finely selecting the content of the individual alloying elements present in the steel according to the invention in addition to iron and inevitable impurities.
かくして本発明は、０．１０−０．２０重量％のＣ含有量を提案する。０．１０重量％の最小Ｃ含有量は、充分な硬度をもつマルテンサイト構造を形成しかつ本発明によるスチールの特性の所望の組合せを調節すべく選択される。しかしながら、Ｃ含有量が０．２０重量％を超えると、炭素（Ｃ）が所望のフェライト／ベイナイト構造部分の形成を妨げる。炭素の含有量がより高くなると、溶接適合性に悪影響を与え、これは、例えば自動車工学の分野に本発明による材料を適用する上で特に重要である。本発明によるスチールにおける炭素の有利な効果は、本発明によるスチールの炭素含有量が０．１２−０．１８重量％、より詳しくは０．１５−０．１６重量％である場合に特に信頼性ある態様で使用できる。 The present invention thus proposes a C content of 0.10-0.20% by weight. A minimum C content of 0.10% by weight is selected to form a martensitic structure with sufficient hardness and to adjust the desired combination of properties of the steel according to the invention. However, if the C content exceeds 0.20% by weight, carbon (C) prevents the formation of the desired ferrite / bainite structure portion. The higher carbon content adversely affects weld compatibility, which is particularly important when applying the material according to the invention in the field of automotive engineering, for example. The advantageous effect of carbon in the steel according to the invention is particularly reliable when the carbon content of the steel according to the invention is 0.12-0.18% by weight, more particularly 0.15-0.16% by weight. It can be used in some manner.
本発明によるスチールにおいて、Ｓｉもフェライトまたはベイナイトを硬化させることにより強度を増大させるべく機能する。この効果を使用できるようにするには、０．１０重量％の最小Ｓｉ含有量が与えられる。Ｓｉの効果は、本発明によるスチールのＳｉ含有量が少なくとも０．２重量％、より詳しくは少なくとも０．２５重量％である場合に、特に信頼できる態様で得られる。本発明によるスチールから製造されるフラット製品は更に処理し、必要ならばコーティングを塗布するのに最適な表面仕上げをもつものにすべきであるという事実に関連し、Ｓｉ含有量の上限は０．６重量％に同時的に設定される。この上限が観察されると、結晶粒界酸化も最小になる。本発明によるスチールの特性に関するＳｉの好ましくない影響は、本発明によるスチールのＳｉ含有量を、０．４重量％、より詳しくは０．３５重量％に制限することにより非常に高い信頼性をもって回避できる。 In the steel according to the invention, Si also functions to increase strength by hardening ferrite or bainite. In order to be able to use this effect, a minimum Si content of 0.10% by weight is given. The effect of Si is obtained in a particularly reliable manner when the Si content of the steel according to the invention is at least 0.2% by weight, more particularly at least 0.25% by weight. In connection with the fact that flat products made from steel according to the invention should be further processed and, if necessary, have an optimal surface finish to apply the coating, the upper limit of Si content is 0. Simultaneously set to 6% by weight. When this upper limit is observed, grain boundary oxidation is also minimized. The unfavorable influence of Si on the properties of the steel according to the invention is avoided very reliably by limiting the Si content of the steel according to the invention to 0.4% by weight, more particularly 0.35% by weight. it can.
この元素の強度増強効果を用いるため、本発明によるスチールのＭｎ含有量は、１．５−２．５０重量％、より詳しくは１．５−２．３５重量％の範囲内にある。かくして、Ｍｎの存在により、マルテンサイトの形成が促進される。本発明によるスチールから冷間圧延ストリップが製造されかつ冷間圧延ストリップが加工の終時に焼きなまされる場合には、本発明によりＭｎを含有させることにより、焼きなまし後の冷却中のパーライトの形成が防止される。本発明によるスチール中のＭｎの存在によるこれらの有効な効果は、Ｍｎ含有量が少なくとも１．７重量％、より詳しくは少なくとも１．８０重量％である場合に特に信頼できる態様で使用できる。しかしながら、変形性、溶接適合性およびコーティング可能性に関するＭｎの悪影響を回避するため、Ｍｎの含有量の上限は、本発明によるスチールでは２．５重量％に定められる。本発明によるスチールへのＭｎの悪影響の可能性は、Ｍｎ含有量を２．２０重量％、より詳しくは２．００重量％に制限することにより、高い信頼性をもって排除できる。 In order to use the strength enhancing effect of this element, the Mn content of the steel according to the invention is in the range of 1.5-2.50% by weight, more particularly in the range of 1.5-2.35% by weight. Thus, the presence of Mn promotes the formation of martensite. When a cold-rolled strip is produced from steel according to the invention and the cold-rolled strip is annealed at the end of processing, the inclusion of Mn according to the invention allows the formation of pearlite during cooling after annealing. Is prevented. These effective effects due to the presence of Mn in the steel according to the invention can be used in a particularly reliable manner when the Mn content is at least 1.7% by weight, more particularly at least 1.80% by weight. However, to avoid the adverse effect of Mn on deformability, weldability and coatability, the upper limit of Mn content is set at 2.5% by weight for the steel according to the invention. The possible adverse effects of Mn on the steel according to the invention can be eliminated with high reliability by limiting the Mn content to 2.20% by weight, more specifically 2.00% by weight.
本発明による２相スチールでは、０．２−０．８重量％の含有量のＣｒも強度増強効果を有している。この効果は、Ｃｒ含有量が少なくとも０．３重量％、より詳しくは少なくとも０．５重量％である場合に特に顕著である。しかしながら、同時に、本発明によるスチールの結晶粒界酸化の危険性を低減させかつ優れた伸び特性を確保するため、本発明によるスチールのＣｒ含有量は０．８重量％に制限される。更に、この上限が観察される場合には、金属コーティングが有効に設けられた表面が達成される。特に、本発明によるスチールのＣｒ含有量の上限が最大で０．７重量％、より詳しくは０．６重量％に定められる場合には、Ｃｒを含むことの悪影響が回避される。 In the duplex steel according to the present invention, Cr with a content of 0.2-0.8% by weight also has a strength enhancing effect. This effect is particularly noticeable when the Cr content is at least 0.3% by weight, more particularly at least 0.5% by weight. At the same time, however, the Cr content of the steel according to the invention is limited to 0.8% by weight in order to reduce the risk of grain boundary oxidation of the steel according to the invention and to ensure excellent elongation properties. Furthermore, if this upper limit is observed, a surface with an effectively provided metal coating is achieved. In particular, when the upper limit of the Cr content of the steel according to the present invention is set to 0.7 wt% at maximum, more specifically 0.6 wt%, the adverse effect of containing Cr is avoided.
少なくとも０．０２重量％の含有量でチタン（Ｔｉ）が存在すると、ＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）の微細堆積物が形成されかつ結晶微細化に寄与するため、本発明によるスチールの強度の増大に寄与する。Ｔｉの他の有効な効果は、存在することがある窒素（Ｎ）と結合し、これにより本発明によるスチール中の窒化ホウ素の形成が防止されることである。これらは、本発明によるフラット製品の伸び特性および変形性にも大きい悪影響を与える。かくして、強度を増大させるためにホウ素を添加すると、Ｔｉの存在により、ホウ素が完全にその効果を発揮することが確保される。この目的のため、それぞれのＮ含有量の５．１倍より多い量（すなわち、Ｔｉ含有量＞１．５（３．４×Ｎ含有量））でＴｉを添加するのが好ましい。しかしながら、過度に多いＴｉ含有量は、好ましくない高い再結晶温度をもたらし、冷間圧延フラット製品が、最終加工段階で焼きなましされる本発明のスチールから製造される場合に、特に悪影響を与える。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．０８重量％、より詳しくは０．０６重量％に制限される。本発明のスチールのＴｉ含有量が０．０３−０．０５５重量％、より詳しくは０．０４０−０．０５０重量％であるときに、Ｔｉのこの有効な効果は本発明によるスチールの特性に特に信頼性ある態様で使用できる。 The presence of titanium (Ti) at a content of at least 0.02% by weight results in the formation of fine deposits of TiC or Ti (C, N) and contributes to crystal refinement, thus increasing the strength of the steel according to the invention. Contribute to. Another effective effect of Ti is that it combines with nitrogen (N) that may be present, thereby preventing the formation of boron nitride in the steel according to the present invention. These also have a great adverse effect on the elongation properties and the deformability of the flat product according to the invention. Thus, when boron is added to increase the strength, the presence of Ti ensures that the boron fully exhibits its effect. For this purpose, it is preferred to add Ti in an amount greater than 5.1 times the respective N content (ie Ti content> 1.5 (3.4 × N content)). However, an excessively high Ti content results in an undesirably high recrystallization temperature, which is particularly detrimental when cold rolled flat products are produced from the steel of the present invention that is annealed in the final processing stage. For this reason, the upper limit of the Ti content is limited to 0.08% by weight, more specifically 0.06% by weight. When the Ti content of the steel of the present invention is 0.03-0.055% by weight, more specifically 0.040-0.050% by weight, this effective effect of Ti is attributed to the properties of the steel according to the present invention. It can be used in a particularly reliable manner.
本発明によるスチールの強度はまた、０．００２重量％までのＢ含有量により増大される。このＢ含有量は、冷間圧延ストリップが本発明によるスチールから製造される場合には、任意であるが本発明によりＭｎ、ＣｒおよびＭｏをそれぞれ添加することにより行われ、限界冷却速度は焼きなまし後に減速される。このため、本発明の特に実用的な実施形態によれば、Ｂ含有量は少なくとも０．０００５重量％である。しかしながら、同時に、過度に高いＢ含有量は、本発明によるスチールの変形性を低下させかつ本発明により望まれる２相構造の形成に悪影響を与える。したがって、０．０００７−０．００１６重量％、より詳しくは０．０００８−０．００１３重量％の含有量をもつ本発明によるスチールでは、ホウ素（Ｂ）の最適効果が得られる。 The strength of the steel according to the invention is also increased by a B content of up to 0.002% by weight. This B content is optional when cold-rolled strips are produced from the steel according to the invention, but according to the invention is carried out by adding Mn, Cr and Mo, respectively, and the critical cooling rate is after annealing. Decelerated. Thus, according to a particularly practical embodiment of the invention, the B content is at least 0.0005% by weight. At the same time, however, an excessively high B content reduces the deformability of the steel according to the invention and adversely affects the formation of the two-phase structure desired by the invention. Therefore, the optimum effect of boron (B) is obtained with the steel according to the invention having a content of 0.0007-0.0016% by weight, more particularly 0.0008-0.0013% by weight.
上記含有量範囲内でのＢまたはＣｒのように、本発明により任意に存在するモリブデン（Ｍｏ）含有量も、本発明によるスチールの強度増大に寄与する。この点において、経験により、Ｍｏの存在は、金属コーティングを備えたフラット製品のコーティング可能性または伸展性に悪影響を与えない。実際の試験によれば、Ｍｏの有利な影響は、コスト上の観点からも、０．２５重量％、より詳しくは０．２２重量％までの含有量に特に有効に使用できることが証明されている。かくして、０．０５重量％のＭｏ含有量でも、本発明によるスチールの特性に有利な効果を与える。充分な量の他の強度増大元素が存在する場合には、特に、Ｍｏ含有量が０．０６５−０．１８重量％、より詳しくは０．０８−０．１３重量％であるときに、本発明によるスチール中のＭｏの所望効果が得られる。しかしながら、本発明によるスチールが、１．７重量％より少ないＭｏ含有量および／または０．４重量％より少ないＣｒ含有量を有する場合には、０．０５−０．２２重量％のＭｏを添加して、本発明によるスチールの必要強度を確保するのが有利である。 Molybdenum (Mo) content optionally present according to the present invention, such as B or Cr within the above content range, also contributes to increasing the strength of the steel according to the present invention. In this regard, experience has shown that the presence of Mo does not adversely affect the coatability or extensibility of flat products with metal coatings. According to actual tests, it has been proved that the advantageous effect of Mo can be used particularly effectively for a content of up to 0.25% by weight, more particularly up to 0.22% by weight, also from a cost standpoint. . Thus, a Mo content of 0.05% by weight also has an advantageous effect on the properties of the steel according to the invention. A sufficient amount of other strength-enhancing elements are present, especially when the Mo content is 0.065-0.18% by weight, more particularly 0.08-0.13% by weight. The desired effect of Mo in steel according to the invention is obtained. However, if the steel according to the invention has a Mo content of less than 1.7% by weight and / or a Cr content of less than 0.4% by weight, 0.05-0.22% by weight of Mo is added. Thus, it is advantageous to ensure the required strength of the steel according to the invention.
本発明によるスチールが溶融される場合には、還元のためおよびスチール中に含まれることがある窒素（Ｎ）と結合するためにアルミニウムが使用される。この目的のため、必要ならば、本発明によるスチールに、０．１重量％より少量の含有量でＡｌを添加できる。Ａｌの含有量が０．０１−０．０６重量％、より詳しくは０．０２０−０．０５０重量％の範囲内にある場合には、特に信頼できる態様でＡｌの所望効果が確保される。 When the steel according to the invention is melted, aluminum is used for reduction and to combine with nitrogen (N) that may be contained in the steel. For this purpose, if necessary, Al can be added to the steel according to the invention in a content of less than 0.1% by weight. When the Al content is in the range of 0.01 to 0.06 wt%, more specifically 0.020 to 0.050 wt%, the desired effect of Al is ensured in a particularly reliable manner.
ホウ素（Ｂ）が同時に存在する場合には、特に窒化ホウ素の形成を回避するため、窒素は、０．０１２重量％までの含有量でのみ本発明によるスチールに添加することが許容される。それぞれ存在するチタンがＮと完全に結合することを信頼性をもって防止するためかつＮがもはや微小合金元素として有効でないため、Ｎ含有量は０．００７重量％までに制限するのが好ましい。 When boron (B) is present simultaneously, nitrogen is only allowed to be added to the steel according to the invention only in a content of up to 0.012% by weight, in order to avoid the formation of boron nitride. The N content is preferably limited to 0.007% by weight in order to reliably prevent the respective titanium present from being completely bonded to N and because N is no longer effective as a microalloy element.
本発明により与えられる上限より低いＰ含有量は、本発明によるスチールの優れた溶接可能性に寄与する。したがって本発明によれば、Ｐ含有量は、０．１重量％、より詳しくは０．０２重量％より少量に制限するのが好ましく、０．０１０重量％より少量のＰ含有量の場合に、特に優れた結果が得られる。 A P content lower than the upper limit given by the present invention contributes to the excellent weldability of the steel according to the present invention. Therefore, according to the present invention, the P content is preferably limited to 0.1 wt%, more specifically less than 0.02 wt%, and in the case of a P content less than 0.010 wt%, Especially good results are obtained.
硫黄（Ｓ）の含有量が本発明により与えられる上限より少量の場合には、ＭｎＳまたは（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓの形成が抑制され、これにより、本発明によるスチールおよび該スチールから製造されるフラット製品の優れた伸展性を確保できる。これは、Ｓ含有量が０．００３重量％より少ない場合に特に言えることである。 When the content of sulfur (S) is less than the upper limit given by the present invention, the formation of MnS or (Mn, Fe) S is suppressed, thereby the steel according to the invention and the flat produced from the steel Excellent extensibility of the product can be secured. This is particularly true when the S content is less than 0.003% by weight.
本発明による方法では、本発明による２相スチールからなるフラット製品は、直接的に、すなわち熱間圧延後に得られる熱間圧延ストリップとして更に加工すべく、後で行われる冷間圧延加工を行うことなく製造できる。かくして、本発明により得られる熱間圧延ストリップから、非コーティング状態の高応力に耐えるコンポーネンツを形成できる。これらのコンポーネンツが、特に腐蝕に対して保護されるべきものである場合には、熱間圧延ストリップが、それぞれのコンポーネントに形成される前または後に、金属保護コーティングを施すことができる。 In the method according to the invention, a flat product made of the duplex steel according to the invention is subjected to a subsequent cold rolling process to be further processed directly, ie as a hot rolled strip obtained after hot rolling. Can be manufactured without. Thus, a component that can withstand high stress in an uncoated state can be formed from the hot-rolled strip obtained by the present invention. If these components are to be protected in particular against corrosion, a metal protective coating can be applied before or after the hot-rolled strip is formed on the respective component.
一方、比較的小さい厚さのフラット製品が要求される場合には、本発明によるスチールから製造される熱間圧延ストリップは、最初に、任意であるが金属防錆コーティングの塗布後に、冷間圧延しかつ次に焼きなましを行なうことができる。 On the other hand, when a flat product with a relatively small thickness is required, a hot-rolled strip produced from the steel according to the invention is initially cold-rolled, optionally after the application of a metal rust-proof coating. And then annealing can be performed.
本発明によるフラット製品に金属保護コーティングが塗布される場合には、これは、例えば高温液浸亜鉛めっき、ガルバニーリング処理または電解コーティングにより行うことができる。必要ならば、基板上への金属コーティングの信頼性ある接合を確保するため、コーティング前に予酸化加工を施すことができる。 If a metal protective coating is applied to the flat product according to the invention, this can be done, for example, by high temperature immersion galvanization, galvannealing or electrolytic coating. If necessary, a pre-oxidation process can be applied prior to coating to ensure reliable bonding of the metal coating onto the substrate.
熱間圧延ストリップを呈しかつ少なくとも９５０ＭＰａの引張り強度および２０−７０％のマルテンサイト、８％までの残留オーステナイトおよび残りのフェライトおよび／またはベイナイトからなる２相構造を有する本発明によるフラット製品を作るには、本発明にしたがって構成された２相スチールが最初に溶融され、融成物がスラブまたは薄いスラブ等の前製品に鋳造され、前製品が１１００−１３００℃の熱間圧延出発温度で再加熱されるか維持され、更に、８００−９５０℃の熱間圧延最終温度で高温ストリップに熱間圧延され、得られた熱間圧延ストリップは５７０℃までの巻取り温度で巻取られる。 To make flat products according to the invention which exhibit a hot rolled strip and have a two-phase structure consisting of a tensile strength of at least 950 MPa and a martensite of 20-70%, a retained austenite of up to 8% and a remaining ferrite and / or bainite. The two-phase steel constructed in accordance with the present invention is first melted, the melt is cast into a previous product such as a slab or thin slab, and the previous product is reheated at a hot rolling starting temperature of 1100-1300 ° C. And is further hot rolled into a hot strip at a hot rolling final temperature of 800-950 ° C, and the resulting hot rolled strip is wound at a winding temperature of up to 570 ° C.
室温から５７０℃までの範囲内で巻取り温度を適当に調節することにより、これ以上は圧延されない熱間圧延ストリップの２相構造を調節し、特性の所望の組合せを得る。 By appropriately adjusting the coiling temperature within the range from room temperature to 570 ° C., the two-phase structure of the hot-rolled strip that is not further rolled is adjusted to obtain the desired combination of properties.
本発明の方法により得られた熱間圧延ストリップが非コーティング状態に維持されるか、金属コーティングされた熱間圧延ストリップとして電解コーティングされるには、フラット製品は焼きなます必要がない。これに対し、熱間圧延ストリップが高温液浸亜鉛めっきにより金属コーティングされる場合には、熱間圧延ストリップは、最初に６００℃の最高焼きなまし温度で焼きなまされ、次に、例えば亜鉛浴のようなコーティング浴の温度まで冷却される。亜鉛浴に通した後、コーティングされた熱間圧延ストリップは、慣用方法で室温に冷却される。 The flat product does not need to be annealed in order for the hot rolled strip obtained by the method of the present invention to remain uncoated or to be electrolytically coated as a metal coated hot rolled strip. In contrast, if the hot-rolled strip is metal coated by hot immersion galvanizing, the hot-rolled strip is first annealed at a maximum annealing temperature of 600 ° C. and then for example in a zinc bath. It is cooled to the temperature of the coating bath. After passing through the zinc bath, the coated hot rolled strip is cooled to room temperature in a conventional manner.
本発明によるフラット製品を冷間圧延ストリップの形態に形成したい場合には、この目的のために、本発明による２相スチールが溶融され、このスチール融成物がスラブまたは薄いスラブのような前製品に鋳造され、前製品が１１００−１３００℃の熱間圧延出発温度で再加熱または維持され、かつ８００−９５０℃の熱間圧延最終温度で高温ストリップに熱間圧延される。熱間圧延ストリップは、５００−６５０℃の巻取り温度で巻取られ、次に、冷間圧延され、得られた冷間圧延ストリップは７００−９００℃の焼きなまし温度で焼きなまされ、次に、制御された態様で冷却される。 If it is desired to form a flat product according to the invention in the form of a cold-rolled strip, for this purpose the duplex steel according to the invention is melted and the steel melt is a previous product such as a slab or a thin slab. The previous product is reheated or maintained at a hot rolling starting temperature of 1100-1300 ° C and hot rolled into a hot strip at a hot rolling final temperature of 800-950 ° C. The hot rolled strip is wound at a winding temperature of 500-650 ° C., then cold rolled, and the resulting cold rolled strip is annealed at an annealing temperature of 700-900 ° C., and then Cooling in a controlled manner.
５８０℃までの範囲の巻取り温度は、冷間圧延ストリップの製造に関して特に有利であることが証明されている。なぜならば、５８０℃の巻取り温度を超えると、結晶粒界酸化の危険が高まるからである。巻取り温度が低いと、熱間圧延ストリップの強度および降伏強度が増大し、熱間圧延ストリップを冷間圧延するのが困難になる。したがって、冷間圧延ストリップに冷間圧延すべき熱間圧延ストリップは、少なくとも５３０℃、より詳しくは少なくとも５５０℃の温度で巻取るのが好ましい。 Winding temperatures in the range up to 580 ° C. have proven particularly advantageous for the production of cold-rolled strips. This is because if the coiling temperature exceeds 580 ° C., the risk of grain boundary oxidation increases. If the coiling temperature is low, the strength and yield strength of the hot-rolled strip increase, and it becomes difficult to cold-roll the hot-rolled strip. Accordingly, it is preferred that the hot rolled strip to be cold rolled into the cold rolled strip is wound at a temperature of at least 530 ° C, more particularly at least 550 ° C.
本発明により製造された冷間圧延ストリップを、非コーティング状態に維持するか、電解的にコーティングすべき場合には、焼きなまし処理が、別の作業段階として連続焼きなまし炉内で行われる。達成される最高焼きなまし温度は、１−５０Ｋ／ｓの加熱速度で、７００−９００℃の範囲内に達成される。次に、本発明により望まれる特性の組合せを意図的に調節するため、焼きなましされた冷間圧延ストリップは、パーライトの形成を抑制すべく、少なくとも１０Ｋ／ｓの冷却速度が５５０−６５０℃の温度範囲内で達成されるように冷却されるのが好ましい。この限界範囲内の温度に到達した後、ストリップは、１０−３００秒間維持されるか、０．５−３０Ｋ／ｓの冷却速度で室温まで直接冷却することができる。 If the cold-rolled strip produced according to the invention is to be kept uncoated or electrolytically coated, the annealing treatment is carried out in a continuous annealing furnace as a separate work step. The maximum annealing temperature achieved is achieved in the range of 700-900 ° C. with a heating rate of 1-50 K / s. Next, to intentionally adjust the combination of properties desired by the present invention, the annealed cold rolled strip has a cooling rate of at least 10 K / s and a temperature of 550-650 ° C. to suppress the formation of pearlite. It is preferably cooled to be achieved within the range. After reaching a temperature within this limit range, the strip can be maintained for 10-300 seconds or cooled directly to room temperature with a cooling rate of 0.5-30 K / s.
しかしながら、冷間圧延ストリップを高温液浸亜鉛めっきによりコーティングすべき場合には、焼きなまし段階とコーティング段階とを組合せることができる。この場合、冷間圧延ストリップは、高温液浸コーティングラインの種々の炉セクションを連続的シーケンスで通される（個々の炉セクション内は異なる温度が支配しており、最大７００−９００℃に達する）。この場合、２−１００Ｋ／ｓの範囲内の加熱速度を選択すべきである。それぞれの焼きなまし温度が得られた後に、ストリップは１０−２００秒間、この温度に維持される。次にストリップは、それぞれのコーティング浴（一般的に亜鉛浴）の温度（通常、５００℃より低い）に冷却される。この場合、冷却速度は、５５０−６５０℃の温度範囲内で１０Ｋ／ｓより速くすべきである。この温度段階に到達後、冷間圧延ストリップは、任意であるが、１０−３００秒間それぞれの温度に維持できる。焼きなまされた冷間圧延ストリップは、次に、それぞれのコーティング浴（好ましくは亜鉛浴）に通される。その後、冷間圧延ストリップは、慣用の高温液浸亜鉛めっきされた冷間圧延ストリップを得るべく室温まで冷却されるか、亜鉛めっきされた冷間圧延ストリップを製造すべく急速に加熱され、次に室温まで冷却される。 However, if the cold-rolled strip is to be coated by hot immersion galvanizing, the annealing and coating steps can be combined. In this case, the cold-rolled strips are passed in a continuous sequence through the various furnace sections of the hot immersion coating line (different temperatures dominate within each furnace section, reaching up to 700-900 ° C.) . In this case, a heating rate within the range of 2-100 K / s should be selected. After each annealing temperature is obtained, the strip is maintained at this temperature for 10-200 seconds. The strip is then cooled to the temperature of the respective coating bath (typically a zinc bath) (usually below 500 ° C.). In this case, the cooling rate should be faster than 10 K / s within the temperature range of 550-650 ° C. After reaching this temperature stage, the cold rolled strip can optionally be maintained at the respective temperature for 10-300 seconds. The annealed cold rolled strip is then passed through a respective coating bath (preferably a zinc bath). The cold rolled strip is then cooled to room temperature to obtain a conventional hot immersion galvanized cold rolled strip, or rapidly heated to produce a galvanized cold rolled strip, and then Cool to room temperature.
熱間圧延ストリップが冷間圧延ストリップに冷間圧延される場合、それぞれに利用可能な装置工学を最適利用して圧延ストリップの充分に高い強度を達成するには、冷間圧延度を４０−７０％、より詳しくは５０−６０％に調節するのが好ましいことが証明されている。このようにして冷間圧延された本発明による冷間圧延ストリップは、一般に０．８−２．５ｍｍの厚さを有している。 When hot-rolled strips are cold-rolled into cold-rolled strips, a cold rolling degree of 40-70 can be used to optimize the available equipment engineering to achieve a sufficiently high strength of the rolled strip. %, More particularly 50-60%, has proven to be preferred. The cold-rolled strip according to the invention thus cold-rolled generally has a thickness of 0.8-2.5 mm.
必要ならば、冷間圧延ストリップには、コーティングされた状態またはコーティングされない状態でスキンパスローリングを施すことができ、スキンパスローリング度は、２％までの範囲で調節される。 If necessary, the cold-rolled strip can be skin pass rolled, coated or uncoated, and the degree of skin pass rolling is adjusted in the range of up to 2%.
以下、実施例を参照して、本発明を詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to examples.
表１に組成が示されている１６個のスチール融成物（steel melts、Stahlschmelzen（英、独訳））は、慣用的な方法で溶融されかつスラブに鋳造された。次に、スラブは炉内で１２００℃に再加熱され、この温度から出発して慣用的方法で熱間圧延された。最終圧延温度は９００℃であった。 Sixteen steel melts (steel melts, Stahlschmelzen), whose compositions are shown in Table 1, were melted and cast into slabs in a conventional manner. The slab was then reheated to 1200 ° C. in a furnace and hot rolled in a conventional manner starting from this temperature. The final rolling temperature was 900 ° C.
第１試験シリーズでは、かくして得られた熱間圧延ストリップは５５０℃の巻取り温度（この巻取り温度は、±３０℃の精度で調節された）で巻取られ、次に、５０％、６５％および７０％の冷間圧延度で、０．８−２ｍｍの厚さをもつ冷間圧延ストリップに冷間圧延された。 In the first test series, the hot-rolled strips thus obtained were wound at a winding temperature of 550 ° C. (this winding temperature was adjusted with an accuracy of ± 30 ° C.) and then 50%, 65 Cold rolled into cold rolled strips with a thickness of 0.8-2 mm, with a cold rolling degree of% and 70%.
得られた冷間圧延ストリップは、次に、焼きなましを受け、かつコーティングされない状態で供給される冷間圧延ストリップの形態で、上記方法により制御された冷却を受けた。 The resulting cold-rolled strip was then annealed and subjected to controlled cooling in the form of a cold-rolled strip supplied uncoated.
表２には、融成物１−１６からの第１試験シリーズで作られた冷間圧延ストリップについての構造状態、機械的特性およびそれぞれの調節された冷間圧延度、およびストリップ厚さが示されている。 Table 2 shows the structural state, mechanical properties and their respective cold rolling degrees, and strip thickness for cold rolled strips made in the first test series from melt 1-16. Has been.
他の３つの試験シリーズでは、融成物１−１６から上記方法で作られた熱間圧延ストリップが、１００℃以下の温度、５００℃および６５０℃の温度で巻取られた。これらの熱間圧延ストリップについて測定された特性が、表３（巻取り温度：２０℃）、表４（巻取り温度：５００℃）および表５（巻取り温度：５７０℃）に示されている。このようにして得られた熱間圧延ストリップは冷間圧延することを意図するものではなく、任意であるが保護金属コーティングが施こされた後にコンポーネンツとして更に加工すべく送られる。
In the other three test series, hot-rolled strips made from melt 1-16 by the above method were wound at temperatures below 100 ° C, temperatures of 500 ° C and 650 ° C. The properties measured for these hot-rolled strips are shown in Table 3 (winding temperature: 20 ° C.), Table 4 (winding temperature: 500 ° C.) and Table 5 (winding temperature: 570 ° C.). . The hot-rolled strip obtained in this way is not intended to be cold-rolled and is optionally sent for further processing as a component after a protective metal coating has been applied.
Claims (30)
Ｃ： ０．１０−０．２０％
Ｓｉ： ０．１０−０．６０％
Ｍｎ： １．５０−２．５０％
Ｃｒ： ０．２０−０．８０％
Ｔｉ： ０．０２−０．０８％
Ｂ： ＜０．００２０％
Ｍｏ： ＜０．２５％
Ａｌ： ＜０．１０％
Ｐ： ≦０．２％
Ｓ： ≦０．０１％
Ｎ： ≦０．０１２％
残り：鉄および不可避の不純物
を有することを特徴とする２相スチール。 A dual phase steel consisting of 20-70% martensite, up to 8% residual austenite and the remaining ferrite and / or bainite and having a tensile strength of at least 950 MPa, wherein ), That is,
C: 0.10-0.20%
Si: 0.10-0.60%
Mn: 1.50-2.50%
Cr: 0.20-0.80%
Ti: 0.02-0.08%
B: <0.0020%
Mo: <0.25%
Al: <0.10%
P: ≦ 0.2%
S: ≦ 0.01%
N: ≦ 0.012%
Remainder: Duplex steel characterized by having iron and inevitable impurities.
請求項１−２０のいずれか１項記載の２相スチールを溶融する段階と、
融成物をスラブまたは薄いスラブのような前製品に鋳造する段階と、
前製品を１１００−１３００℃の出発熱間圧延温度に再加熱しまたは維持する段階と、
前製品を８００−９５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延ストリップに熱間圧延する段階と、
熱間圧延ストリップを５７０℃までの巻取り温度で巻取る段階とを有することを特徴とする熱間圧延ストリップの製造方法。 In a method for producing a hot-rolled strip having a two-phase structure having a tensile strength of at least 950 MPa and comprising 20-70% martensite, up to 8% retained austenite, and the remaining ferrite and / or bainite,
Melting the duplex steel according to any one of claims 1-20;
Casting the melt into a previous product such as a slab or thin slab;
Reheating or maintaining the previous product to a starting hot rolling temperature of 1100-1300 ° C .;
Hot rolling the previous product into a hot rolled strip at a final hot rolling temperature of 800-950 ° C .;
Winding the hot rolled strip at a winding temperature of up to 570 ° C.
請求項１−２０のいずれか１項記載の２相スチールを溶融する段階と、
融成物をスラブまたは薄いスラブのような前製品に鋳造する段階と、
前製品を１１００−１３００℃の出発熱間圧延温度に再加熱しまたは維持する段階と、
前製品を８００−９５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延ストリップに熱間圧延する段階と、
熱間圧延ストリップを５００−６５０℃の巻取り温度で巻取る段階と、
巻取り後に、熱間圧延ストリップを冷間圧延する段階と、
冷間圧延ストリップを７００−９００℃の焼きなまし温度で焼きなます段階と、
焼きなまされた冷間圧延ストリップを制御された態様で冷却する段階とを有することを特徴とする冷間圧延ストリップの製造方法。 In a method for producing a cold-rolled strip having a two-phase structure having a tensile strength of at least 950 MPa and comprising 20-70% martensite, up to 8% retained austenite, and the remaining ferrite and / or bainite,
Melting the duplex steel according to any one of claims 1-20;
Casting the melt into a previous product such as a slab or thin slab;
Reheating or maintaining the previous product to a starting hot rolling temperature of 1100-1300 ° C .;
Hot rolling the previous product into a hot rolled strip at a final hot rolling temperature of 800-950 ° C .;
Winding the hot rolled strip at a winding temperature of 500-650 ° C .;
Cold rolling the hot-rolled strip after winding;
Annealing the cold-rolled strip at an annealing temperature of 700-900 ° C;
Cooling the annealed cold rolled strip in a controlled manner.
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