JP2013544968A - 熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板、それらの製造方法、および自動車産業におけるそれらの使用 - Google Patents

Abstract

重量パーセントで、０．６％≦Ｃ≦０．９％、１７％≦Ｍｎ≦２２％、０．２％≦Ａｌ≦０．９％、０．２％≦Ｓｉ≦１．１％、ただし、０．８５％≦Ａｌ＋Ｓｉ≦１．９％、１．２％≦Ｃｕ≦１．９％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の組成を有し、さらに任意選択で、重量パーセントでＮｂ≦０．２５％、および好ましくは０．０７０〜０．２５％の間に包含されるＮｂと、Ｖ≦０．５％、および好ましくは０．０５０〜０．５％の間に包含されるＶと、Ｔｉ≦０．５％、および好ましくは０．０４０〜０．５％の間に包含されるＴｉと、Ｎｉ≦２％、微量≦Ｃｒ≦２％、好ましくは≦１％、Ｂ≦０．０１０％、および好ましくは０．０００５％〜０．０１０％の間に包含されるＢとの組成を有し、残部が、鉄、および生産によって結果的に生じる不純物であることを特徴とする、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板、この鋼板を製造するための方法、および自動車産業におけるこの鋼板の使用が開示される。

Description

本発明は、冶金に関し、より詳細には自動車産業において使用することができる鉄−マンガン鋼の熱間圧延金属板または冷間圧延金属板に関する。

オーステナイトＦｅ−Ｍｎ−Ｃ鋼は、自動車産業において非常に高い強度を有する構造部分を作製するために、とりわけ熱間圧延板または冷間圧延板の形態で使用される。オーステナイトＦｅ−Ｍｎ−Ｃ鋼は、同じ用途で使用される炭素鋼に比べて、より軽量であるという利点を有し、このことにより車両の使用時にかなりのエネルギー節減が可能となる。また、この鋼群は、「ＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：双晶誘起塑性）鋼」とも呼ばれる。それらの機械強度は、高く（引張強度Ｒｍ＞１，０００ＭＰａ）、それらの延性は、相当なものである（破断点伸びＡ＞５０％）。この鋼群は、優れた成形性と、衝撃時の高いエネルギー吸収能力とを有する。それにより、この鋼群は、車両の安全部品および構造部品の製造に特に適する。

この鋼群のＭｎ含有量は、少なくとも１０％であり、しばしば約１５〜３５％であり、Ｃ含有量は、例えば最高で１．５％までの範囲であってもよく、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、等々の他の元素は、相当量で存在し得る。これらの含有量は、以下の本文内で述べられる全ての含有量と同様に、重量パーセントで示される。

これらの鋼の有利な機械的特性は、
−１００〜＋１２００℃の間のあらゆる温度における安定なオーステナイト構造、および
− 強レベルの機械的双晶形成による高い加工硬化率（ｎ＞０．４）
に起因するものである。

室温において、これらの鋼の積層欠陥エネルギーは、機械的双晶形成が転位のすべりに匹敵するほど十分に低いものである。双晶密度が変形により上昇すると、転位の自由行程は急激に低下する。この仕組みにより、上述の有利な機械的特徴を得ることができる。

かかる鋼板に関して説明している文献の中から、以下のものについて述べることができる。

特許文献１は、薄ストリップの直接鋳造により製造されるＦｅ−Ｍｎ板について記載している。記載されている組成物は、非常に広範にわたるものであり、特に、Ａｌ含有量は、最高で６％までの範囲であってもよく、Ｃｕ含有量は、最高で５％までの範囲であってもよく、Ｓｉ含有量は、最高で２．５％までの範囲であってもよいが、Ｓｉ、Ａｌ、およびＣｕの含有量は、低いことが好ましい。これらの鋼は、その作製方法（好ましくは鋳造、冷間圧延、および再結晶焼鈍と並び可能な熱間圧延によって薄ストリップに鋳造する）に注目した場合に、顕著な機械的特性を有する。しかし、薄ストリップでの鋳造は、適用が困難であり、自動車用の製品には望ましい大量生産にはあまり適さない方法である。

特許文献２は、１０〜４０％のＭｎ、最高で２％までのＣ、最高で５％までのＳｉ、最高で５％までのＡｌ、最高で５％までのＣｕを含む、溶接された管の場合に高い強度を有するＦｅ−Ｍｎ板について記載している。また、多数の他の合金要素が存在してもよい。しかし、低いＡｌ含有量（０．１％未満、および好ましくは最高で０．０１％）、低いＣｕ含有量（１％未満）、および低いＳｉ含有量（１％未満、好ましくは０．５％未満）が、好ましい。特にその理由としては、Ａｌが高含有量の場合には、窒化物を形成するおそれがあり、それにより高温変態時にクラックの形成が助長されるからである。また、低いＳｉ含有量も好ましい。なぜならば、Ｓｉは、冷間変形時のマルテンサイト形成を助長し得るため、材料の酸洗いおよびその溶接性にとっては好ましくないからである。

特許文献３は、９００ＭＰａ超のＲｍおよび高い破断点伸び（Ｒｍ×Ａ％＞４５，０００）を有する、熱間圧延Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼板について記載している。Ｃ含有量は、０．５〜０．７％まで絞られ、Ｍｎ含有量は、１７〜２４％まで絞られる。Ａｌ含有量は、やはりＡｌ窒化物の形成を回避するために、最高で０．０５０％と非常に低いレベルに維持される。相当量のＳｉおよびＣｕが存在することも可能であるが、特に望ましいわけではない。

特許文献４は、Ｃ含有量が若干より高く（０．８５〜１．０５％）、１６〜１９％とより絞られたＭｎ含有量を有する、先述の文献のものと同等の鋼板について記載している。これらの鋼板の強度Ｒｍは、１，２００ＭＰａ超であり、その製品のＡ％は、６５，０００ＭＰＡ％超となる。しかし、これらの高い特性は、析出炭化鉄の完全不在、および最大で１０μｍの平均粒径を犠牲にすることによってのみ、熱間圧延板において得られる。このためには、熱間圧延後の焼入れ、およびそれに続く低温（＜４００℃）での巻き取りが必要となる。組成および処理条件が、十分に維持されない場合には、隔離区域および結晶粒界にセメンタイトが形成されるおそれがあり、ひいては製品に不十分な均質特性が生じるおそれがある。

特許文献５は、遅延クラッキングすなわち成形後のクラックの発生に耐えるように意図された、熱間圧延され、次いで冷間圧延され、次いで焼鈍された、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼板について記載している。これを目的として、水素トラップとして使用されることとなる元素が、鋼中に導入されることにより、この元素がオーステナイト結晶粒界に集中するのが防止される。Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、およびＭｏは、これを目的として、共にまたは個別に使用されてもよい。鋼の組成および高温処理は、所望の高い機械的特性および遅延クラッキングに対する耐性を得るために、特に、平均サイズが５〜２５ｎｍであり、大半が粒間位置に位置を取る、炭化物を実現することを目的として、調節される。

特許文献６は、金属／コーティング界面におけるＦｅおよびＭｎを多く含んだ層の形成を可能にする条件下においてＺｎまたはＺｎ合金でさらに被覆され得る、先述の文献のものと同等の鋼板について記載している。

特許文献７は、Ｍｎ＝１５〜３５％、Ｃ＝０〜１．５％、好ましくは０〜０．７％、Ａｌ＝０．１〜６％、Ｓｉ≦０．６％であって、同時にＭｎおよびＡｌの含有量が所定の範囲内にある、オーステナイトＦｅ−Ｍｎ板について記載している。これらの鋼板は、高い強度、高い成形性、および高い溶接性を有する。特許文献８、特許文献９が、同等の板について記載している。例えば最高で５％までのＣｕなど、他の元素が、非常に多様な含有物の中に存在し得る。特許文献１０が、含塩媒質中での耐腐食性を向上させるために亜鉛めっきを施されることが意図された、同等の鋼（しかし５％のＭｎのみを含み得る）について記載している。

特許文献１１は、最高でも０．５％のみのＣ、および他の元素（中でも最高で１０％までのＣｕが想定し得る）を含む、Ｆｅ−Ｍｎ板について記載している。これらの鋼板は、残留オーステナイトおよび残留マルテンサイトを含む。これらの鋼板は、良好な靱性を有するが、引張強度（比較的高いが）および破断点伸びは、前述の材料からなる鋼板を下回る。

特許文献１２は、被覆されることが意図され、良好な表面品質を有する、熱間圧延または冷間圧延されたＦｅ−Ｍｎ板について記載している。これらの鋼板は、０．２〜１．５％のＣ、１０〜２５％のＭｎ、０．０１〜３％のＡｌ、および０．００５〜２％のＳｉを含む。

特許文献１３は、０．２〜１．５％のＣ、１０〜２５％のＭｎ、０．３〜３．０％のＡｌを含み、Ｓｉを含まない、高い機械的特性および良好な表面品質を有する、熱間圧延または冷間圧延されたＦｅ−Ｍｎ板について記載している。

特許文献１４は、０．２〜１．５％のＣ、１０〜２５％のＭｎ、０．３〜３．０％のＡｌ、ならびにＳｉ、Ｔｉ、およびＮｂの中の少なくとも１つの元素を含む、高い機械的特性および良好な表面品質を有する、熱間圧延または冷間圧延されたＦｅ−Ｍｎ板について記載している。

しかし、ＭｎまたはさらにはＣを多く含むこの鋼群は、高い応力レベルおよび変形レベルを獲得し得るため、水素による種々の形態の損傷に対して、とりわけ応力下における腐食に対しては、著しく影響を受けやすい。特に、上記の文献は、この問題に対する解決策を全く示唆していない。

欧州特許出願公開第１０６７２０３号明細書 国際出願第−０３／０２５２４０号パンフレット 国際出願第２００５／０１９４８３号パンフレット 国際出願第２００６／０５６６７０号パンフレット 国際出願第２００６／０７７３０１号パンフレット 国際出願第２００８／００７１９２号パンフレット 国際出願第９３／１３２３３号パンフレット 国際出願第９５／２６４２３号パンフレット 国際出願第９７／２４４６７号パンフレット 国際出願第２００７／０７４９９４号パンフレット 国際出願第２００８／０７８９６２号パンフレット 国際出願第２００７／０７５００６号パンフレット 国際出願第２００８／０７８９０４号パンフレット 国際出願第２００８／０７８９４０号パンフレット

本発明の目的は、ユーザ、とりわけ自動車製造業者に対して、熱間圧延された、または焼鈍された粗鋼板における８５０ＭＰａ以上の引張強度Ｒｍおよび５０％以上の破断点伸び、ならびに高い塑性変形能力などの、所望の高い機械的特性を有するだけでなく、水性媒質中および含塩媒質中の両方における応力下での高い耐腐食性をさらに有する、熱間圧延板または冷間圧延板の形態の、および任意に電気亜鉛めっきを施された、Ｆｅ−Ｍｎ鋼を提供することである。

このために、本発明の目的は、重量パーセントで
０．６％≦Ｃ≦０．９％、
１７％≦Ｍｎ≦２２％、
０．２％≦Ａｌ≦０．９％、
０．２％≦Ｓｉ≦１．１％、
ただし、０．８５％≦Ａｌ＋Ｓｉ≦１．９％、
１．２％≦Ｃｕ≦１．９％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の組成を有し、さらに任意に、重量パーセントで
Ｎｂ≦０．２５％、好ましくは０．０７０〜０．２５％のＮｂと、
Ｖ≦０．５％、好ましくは０．０５０〜０．５％のＶと、
Ｔｉ≦０．５％、好ましくは０．０４０〜０．５％のＴｉと、
Ｎｉ≦２％、
微量≦Ｃｒ≦２％、好ましくは≦１％のＣｒと、
Ｂ≦０．０１０％、および好ましくは０．０００５％〜０．０１０％のＢと、
の組成を有し、
残部が、鉄、および生産によって結果的に生じる不純物であることを特徴とする、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を提供することである。

好ましくは、０．４％≦Ａｌ≦０．８％である。

好ましくは、０．２％≦Ｓｉ≦０．６％である。

好ましくは、１７％≦Ｍｎ≦１８％である。

好ましくは、これらの元素の平均粒径が５μｍ以下である。

好ましくは、析出した炭化物の表面分率が１．５％以下である。

この鋼板は、電気亜鉛めっきにより得られるＺｎコーティングまたはＺｎ合金コーティングを備えてもよい。

また、本発明の目的は、鋼板を製造するための方法であって、
先述の組成を有する鋼の半完成製品が、スラブとして作製および鋳造され、
次いで、前記半完成製品が、１，１００〜１，３００℃の温度にされ、
次いで、前記半完成製品の熱間圧延が、熱間圧延板を得るために実施され、圧延の終了時の前記半完成製品の温度が、少なくとも８９０℃であり、
次いで、前記熱間圧延された半完成製品の焼入れが、少なくとも４０℃／ｓの速度で実施されると共に、圧延の終了時と焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が、図１によって示されているように、ＡＢＣＤ’Ｅ’Ｆ’Ａのグラフ、優先的にはＡＢＣＤＥＦＡのグラフによって規定される区域内に位置するようにし、この金属は、遅延の間に外気中において自然冷却にさらされ、
次いで、前記熱間圧延板が、５８０℃以下の温度で巻き取られることを特徴とする、方法を提供することである。

本発明の代替形態によれば、前記巻き取られた熱間圧延板が、巻き出され、少なくとも１つの冷間圧延／焼鈍サイクルが、冷間圧延板を得るためにこの熱間圧延板に対して適用される。

前記冷間圧延／焼鈍サイクルの後に、３０％以下の圧延率レベルでの冷間変形が、前記冷間圧延板に対して適用されてもよい。

前記冷間変形は、加工硬化圧延、交互屈曲によるテンションレベリング、および単純な絞り加工から選択される方法を利用して実現されてもよい。

また、本発明の目的は、先述の組成を有する熱間圧延板または冷間圧延板の、自動車産業における使用を提供することである。

前記鋼板は、応力下で腐食を引き起こし得る条件下において使用することができる。

理解されるように、本発明は、ＴＷＩＰ鋼の通例的な使用に非常に適合した機械的特性と、現在までに知られているこの鋼群よりも高い、応力下における耐腐食性と、の両方の確保を可能にする、主要な元素Ｆｅ、Ｍｎ、Ａｌ、およびＣｕの含有量間のバランスを見出すことから構成される。特に、Ａｌ−ＣｕのペアおよびＡｌ−Ｓｉのペアは、この問題の解消に対して特定の関連性を有することが判明している。

以下の図面を参照として以下の説明を読むことにより、本発明がより良好に理解されよう。

本発明による鋼の、巻き取り後の再結晶化された部分に関する、熱間圧延の終了時の温度の影響、および熱間圧延の終了時と後の焼入れの開始時との間の遅延の影響を示すグラフである。

応力下における腐食の影響の受けやすさは、いわゆる「カップ試験」および「クリープ試験」と呼ばれる２つの従来的な方法を用いて測定される。

カップ試験は、特許文献５に記載の方法によれば、例えば５５ｍｍの直径を有する円形平坦ブランクから開始することと、例えば３３ｍｍの直径を有する穿孔機によりこの円形平坦ブランクをプレス加工してカップを形成することとから構成される。この場合に、試験の影響の受けやすさを決定し、平坦ブランクの直径と穿孔機の直径との間の比により決定される係数βは、１．６７である。次いで、金属の変形後に内部応力を有するカップが、媒質および試験対象となる影響に応じて、純水もしくは含塩水の中にまたは含塩ミストの中に浸漬され、クラックが発生するまでの日数が測定される。

クリープ試験については、従来的な引張試験試料が、塩水を収容している鍋内に完全に浸漬され、次いで一定の引張力を受ける。腐食によるクラックが発生するのに必要となる時間が観測される。

本発明による鋼は、このタイプの標的とする使用にとって通例的な機械的特性、すなわち、熱間圧延または冷間圧延され焼鈍された粗鋼板において少なくとも８５０ＭＰａの引張強度Ｒｍおよび少なくとも５０％のＡ％を有するべきである。

応力下における鋼の耐腐食能力に関して、本発明者らは以下の独自のクライテリアを適用した。

本発明者らは、水道水中に浸漬された５つのカップからなるバッチにおいて最初のクラックが観測されるまでの日数期間（期間Ａ）、連続含塩ミスト試験を受ける５つのカップについて最初のクラックが観測されるまでの日数期間（期間Ｂ）、および５０％の圧延率で事前に冷間圧延された板から切り取られ、冷間圧延による５０％の圧下後に最大引張強度の８０％に相当する応力を受ける引張試料において最初のクラックが観測されるまでの日数期間（期間Ｃ）を観測した。応力は、５％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬された試料に対して印加される。

次いで、量Σ＝Ａ＋３×Ｂ＋４×Ｃを算出した。これは、本発明による鋼から製造された部品が使用時に遭遇し得る最も過酷な条件に相当する、含塩ミスト中におけるカップ試験と、塩水中における試料の引張試験とを優先的に平衡させることによって、応力下における鋼の耐腐食性を表す。本発明者らは、応力下における鋼の耐腐食性の観点からその鋼が十分なものと考えられるように、少なくとも１７０日の量Σが達成されなければならないと考えた。

カップが腐食に耐える期間は、最短でも９０日（水での試験）および１３日（含塩ミスト中での試験）であることが必要であると一般的には考えられている。塩水中における応力下での腐食試験については、最短でも４日の耐腐食期間が維持されるべきであると考えられている。

この実験により、粒子および析出物のサイズクライテリアが、組成を主な特徴とする本発明によるこれら鋼の応力下における耐腐食性に対して比較的小さな影響を有するに過ぎないことが判明している。析出物のサイズは、応力下における腐食に対して影響を有さないが、遅れて生じるクラッキングに対してのみには影響を有する。大きな粒子の存在は、応力下における腐食にとって有利となる可能性があるが、所望の機械的特性の実現を妨げることになる。

所望の機械的特性を鋼が備えるのを可能にする、本発明の鋼を生産するための方法に関しては、公知のＦｅ−Ｍｎ鋼に対する通例的な実施の方法と根本的に同一であってもよい。

特許文献３に記載されている方法は、本発明の鋼と極めて同等である組成を有する鋼に適用される場合に非常に適合する。この方法は、規定の組成を有する鋼の半完成製品をスラブとして生産および鋳造することと、次いでこのスラブを１，１００〜１，３００℃の温度にし、このように加熱された半完成製品に対して８９０℃以上の最終温度で圧延による熱間変形を生じさせることと、水の吹付けまたは４０℃／ｓの最小焼入れ速度を達成し得る任意の他の方法によりこの圧延された半完成製品の焼入れを行うと共に、圧延の終了時と焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が図１によって図示されるようにＡＢＣＤ’Ｅ’Ｆ’Ａのグラフおよび優先的にはＡＢＣＤＥＦＡのグラフによって規定される区域内に位置するようにすることとから構成される。前記遅延の間、この金属は外気中において自然冷却にさらされる。

この遅延を維持する目的は、製品の少なくとも７５％の（ＡＢＣＤ’Ｅ’Ｆ’Ａ領域内に位置する場合）またはさらには製品の１００％の（ＡＢＣＤＥＦＡ領域内に位置する場合）オーステナイトの再結晶化の達成を保証することである。この条件において、最終製品の構造体が得られると共に、所望の機械的特性およびとりわけ高い変形能力が保証される。

炭化鉄の析出を回避するために５８０℃にてまたはより低い温度にて得られた高温の鋼板が、焼入れ後に巻き取られる。

典型的には、このようにして得られた熱間圧延板は、とりわけ用いられる鋳造方法に応じて、０．５〜５ｍｍの厚さを有する。この最小厚さは、半完成製品が、液体金属から直接的に薄スラブまたは薄ストリップの連続鋳造を行う方法を利用して鋳造された場合の厚さとほぼ一致する。

任意に、冷間圧延板を得ることが望まれる場合には、冷間圧延と、その後のバッチ焼鈍または連続焼鈍とが、巻出し後の熱間圧延板に対して適用される。しかし、この焼鈍条件およびその後の焼入れ条件は、標的となる機械的特性の実現を脅かすような割合での粒子の成長および炭化鉄の析出を回避すべきである。例えば、１０〜５００秒間にわたり６００〜９００℃にて行われる連続焼鈍と、その後の０．５℃／ｓ以上の速度での焼入れと、がこの目的に非常に適合する。また、特に冷間圧延板について薄い最終厚さが望まれる場合には、複数回のこのような冷間圧延／焼鈍サイクルを実施することも可能である。

その後、例えば加工硬化圧延（スキンパス）、交互の曲げを伴うテンサイルレベリング、単純な絞り加工など、３０％を超過しない圧延率レベルで新たな冷間変形を進めることが可能となる。この最終成形は、ストリップの平坦性を向上させ得ることに加えて、延性の低下を犠牲とすることに対する耐性を高めることを可能にする。この延性の低下は、圧延率のレベルが３０％を超過すると、過度に進む。

得られる冷間圧延板は、典型的には、約０．２ｍｍ〜数ｍｍの厚さを有する。

好ましくは、製造方法は、特に十分な炭化物、窒化物、および／または炭窒化物を形成するために既定の限度内においてＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、またはＣｒを添加することによりマイクロアロイングを実施する場合に、遅延クラッキングのリスクを低下させるために、処理の終了時に存在する水素の量を最小限に抑えることを目指すべきである。これは、特許文献６により公知であるが、これを目的として、限定的な厚さを有するストリップに対して、または成形済み製品に対して少なくとも１５秒間にわたり２５０〜９００℃の間で実施される、焼鈍による処理で締めくくることが可能である。巻きとられたストリップに対して実施されるバッチ焼鈍は、この目的に特に適合する。

また、鋼板は、例えば水素除去を目的とした最終焼鈍の前など、通例的な作業と同等の生産中の所定の時点において、亜鉛めっきまたは電着により、ＺｎまたはＺｎ合金を用いた被覆作業を施されてもよい。

次に、本発明が必要とする種々の元素の含有量を説明する。

Ｃ含有量は、０．６〜０．９％とされ、Ｍｎ含有量は、１７〜２２％とされる。このペアの含有量により、求めていた安定的なオーステナイト微細構造が達成され、それにより鋼板の機械的特性を決定することが可能となる。特に、Ｃが０．９％を超えない場合には、炭化鉄の過剰形成が回避され、Ｍｎが１７％を超える場合には、鋼板の変形能力を低下させるマルテンサイト相の形成が回避されるかまたは非常に限定される。Ｍｎの２２％の上限は、室温における鋼板の延性に関する、および材料のコストに関する理由に起因するものである。

Ａｌ含有量は、０．２〜０．９％、好ましくは０．４〜０．８％とされる。Ａｌは、脱酸元素であり、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼へのＡｌの添加は、数％に達し得る非常に可変的な比率におけるものが一般的であるが、１万分の数％以下まで限定されてもよい。このことは、冒頭に記載した先行技術の文献においても示されている。

窒化物の過剰な形成を回避するために、０．０５０％にＡｌ含有量を限定することが規定される場合が多い。ＭｎがＦｅ中での窒素の可溶性を上昇させるため、窒化物の過剰形成のリスクは高い。しかし、本発明者らは、この欠点が、他の箇所で規定したＣｕおよびＳｉの含有量との組合せにおいて、応力下における鋼板の耐腐食性の改善により得られる利点によって大幅に相殺され得ることを発見した。

過剰な窒化物を形成しないために、また金属が固化する際のガスの放出による孔（ブローホール）の形成を回避するために、同時に、窒素含有量は、０．１％に限定されるべきである。

さらに、Ａｌは、積層欠陥エネルギーの上昇にとって好ましいものであり、積層欠陥エネルギーが上昇することにより、変形マルテンサイトが形成されるリスクが低下する。

０．９％を超えた場合には、また他の元素の含有量を考慮すると、Ａｌは、塩水中における応力下での腐食に対して負の影響を有する。純水中での腐食に対しては、Ａｌの最適量は、約０．４％となる。

Ｓｉ含有量は、０．２〜１．１％の間、好ましくは０．２０〜０．６％とされる。また、Ｓｉは、鋼の脱酸のため（しかし、この場合に、ＭｎおよびＡｌの含有量が常に高い場合には、その役割はこの観点からは小さなものとなる）、さらには金属の硬化のためにも使用される。この０．２％の最低含有量は、一方においては、機械的特徴に関するＳｉの効果が意識され始めるのに必要となる量であり、他方においては、Ｍｎの添加が従来と同様にシリコン−マンガンの形態で実現される場合に、Ｍｎの添加後の金属中において必然的に見受けられることとなる程度の量である（この材料は、やはりこの目的に使用することができるフェロマンガンに比べてより安価であり、より入手しやすい）。約１％の含有量は、水中における応力下での最適な耐腐食性をもたらすが、含塩媒質中においてはさほど有効ではない。０．２〜０．６％の含有量は、とりわけ自動車分野において、使用中の製品が満たすべきものとなり得る種々の要件間における最善の妥協点となる。１．１％を超える場合には、求める機械的特性にとっては好ましくないマルテンサイトが形成されるリスクが生じる。

さらに、Ａｌ＋Ｓｉの和は、応力下における腐食に対する求めた効果が達成されるように、０．８５〜１．９％、好ましくは１．１〜１．６％とされるべきであることが、経験的に判明している。この理由は依然として究明中である。

Ｃｕは、１．２〜１．９％とされる。通例的には、析出硬化を実現するために最高で数％までの含有量のＣｕを添加することが可能であるが、熱間圧延製品に対する表面欠陥の発生を助長させるリスクを伴う。１．２〜１．９％の含有量は、関連するＦｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼の応力下における腐食の低減に関してＣｕとの間で相乗効果をもたらすことが（特にＳｉの場合に）判明している、前述のＡｌおよびＳｉの含有量と組み合わせることにより、前述の技術的問題の解消に最適な範囲となることが判明している。

また、Ｃｕが存在することにより、弾性的な回復を伴わない変形保持能力の高さの顕れである低Ｒｅ／Ｒｍ比を鋼において実現するのに十分な低さの弾性限界を維持することが可能となる。通常は非常に高いＣｕ含有量により実現される析出硬化効果は、この場合には求められない。

鋼が有する、または鋼中に存在し得る他の元素については、要件は、この種類の鋼についての通常の要件と同等である。

Ｓ含有量は、結晶粒界の脆化およびそれによる延性の低下を回避するために最高で０．０３０％に限定される。

Ｐ含有量は、同じ理由により０．０８０％に限定される。

Ｎ含有量は、０．１％以下である。窒化物の著しくかつ無制御の形成は、求める機械的特性にとって実際に不利になる。

また、任意の元素として、鋼は以下の元素を含んでもよい。

鋼はＣｒを含んでもよく、その含有量は最高で２％、好ましくは最高で１％に限定される。この元素は、水性媒質中における耐腐食性を上昇させ得るが、積層欠陥エネルギーを低減させる傾向があり、したがって変形下にあるオーステナイトの安定性を、したがって鋼の変形能力を低下させる傾向をも有する。

鋼は、Ｎｉを含んでもよく、その含有量は、最高で２％に限定される。また、Ｎｉは、水性媒質中における耐腐食性を上昇させる。また、Ｎｉは、著しい破断点伸びの達成にも寄与し、靱性を高める。しかし、Ｎｉの添加により、２％超の不要な価格上昇がもたらされることが判明している。

鋼はＴｉを含んでもよく、その含有量は最高で０．５％に限定される。この元素は、Ｔｉにより引き起こされ、水素を捕獲する、炭窒化物の析出による硬化作用を有するが、過剰量においては、これら炭窒化物は、望ましくない靱性の低下をもたらす。好ましくは、Ｔｉは０．０４０〜０．５％の含有量にて存在する。

幾分かのＶが、Ｔｉと同様の理由により最高で０．５％まで、好ましくは０．０５〜０．５％の間で添加されてもよい。

幾分かのＮｂが、Ｔｉと同様の理由により最高で０．２５％まで、好ましくは０．０７０〜０．２５％の間で添加されてもよい。

一般的には、窒化物を形成する過剰量の元素（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）が存在することにより、有効な水素トラップとしては使用し得ない粗粒窒化物が形成され、さらに、これによってこのような添加物の利点が弱められる。

幾分かのＢが最高で０．０１０％まで、好ましくは０．０００５〜０．０１０％の間で添加されてもよい。この元素は、結晶粒界において析出し、結晶粒界の凝集性を高める。驚くべきことに本発明者らは、この範囲内におけるＢの添加により弾性限界および強度に関して約２．５ＭＰａ／ｐｐｍの低下がもたらされることを発見した。理論に縛られることを意図することなく、これにより、プレス加工による成形後の残留応力の低下、およびこれによって成形された部品の応力下におけるより良好な耐腐食性がもたらされると考えられる。

他の存在する元素は、鉄と、このタイプの鋼においては通常の含有量の、生産によって結果的に生じる不純物とである。

表１に記載するように、応力下における腐食試験が、本発明に準拠するまたは準拠しない様々な組成のカップに行われた。１．６７のβ係数を有するカップが、上述のものと同等の処理を施され、１．２〜１．５ｍｍの厚さを有する、冷間圧延および焼鈍された鋼板から先述の方法を用いて作製された。塩水中における絞り加工下での耐腐食性を判定することを意図されたクリープ試料は、焼鈍されていない冷間圧延鋼板から採取された。試料本体は、幅４ｍｍおよび有効長さ４０ｍｍを有した。機械試験および腐食試験の結果が、表２にまとめられている。

これら結果の分析は、Ｓｉ、Ａｌ、およびＣｕに対して課せられる全ての条件を観察するだけで、特に含塩ミストおよび塩水という最も過酷な条件下における応力下での腐食において求められる良好な結果と、本発明の鋼をとりわけ自動車産業における使用に適合したものにする機械的特性と、の両方を実現できることを示している。

基準試料の中で、試料１０は、４日という所要最小値未満の、塩水中における耐腐食性を有する。さらに、応力下における耐腐食性全体を特徴づけるクライテリアΣ＝Ａ＋３×Ｂ＋４×Ｃの値は、１７０日未満である。

実際には、概して、これら試験は、本発明の全ての目的が達成されるために、４つの条件、すなわち
０．２％≦Ａｌ≦０．９％、
０．２％≦Ｓｉ≦１．１％、
ただし、０．８５％≦Ａｌ＋Ｓｉ≦１．９％、好ましくは１．１％≦Ａｌ＋Ｓｉ≦１．６％、
１．２％≦Ｃｕ≦１．９％、
が同時に観察される必要があることを示す。これは、応力下における耐腐食性に対する、一方ではＡｌとＳｉとの間における相乗効果、および他方ではＡｌとＣｕとの間における相乗効果から、利点が得られるからである。

Claims (13)

1. 重量パーセントで
   ０．６％≦Ｃ≦０．９％、
   １７％≦Ｍｎ≦２２％、
   ０．２％≦Ａｌ≦０．９％、
   ０．２％≦Ｓｉ≦１．１％、
   ただし、０．８５％≦Ａｌ＋Ｓｉ≦１．９％、
   １．２％≦Ｃｕ≦１．９％、
   Ｓ≦０．０３０％、
   Ｐ≦０．０８０％、
   Ｎ≦０．１％
   の組成を有し、
   さらに任意に、重量パーセントで
   Ｎｂ≦０．２５％、好ましくは０．０７０〜０．２５％のＮｂと、
   Ｖ≦０．５％、好ましくは０．０５０〜０．５％のＶと、
   Ｔｉ≦０．５％、好ましくは０．０４０〜０．５％のＴｉと、
   Ｎｉ≦２％、
   微量≦Ｃｒ≦２％、好ましくは≦１％のＣｒと、
   Ｂ≦０．０１０％、好ましくは０．０００５％〜０．０１０％のＢと、
   を有し、
   残部が、鉄、および生産によって結果的に生じる不純物である、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板。
2. ０．４％≦Ａｌ≦０．８％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
3. ０．２％≦Ｓｉ≦０．６％であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
4. １７％≦Ｍｎ≦１８％であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. 前記元素の平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
6. 析出した炭化物の表面分率が１．５％以下であることを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. 電気亜鉛めっきにより得られるＺｎコーティングまたはＺｎ合金コーティングを備える請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 鋼板を製造するための方法であって、
   請求項１から４のいずれか一項に記載の組成を有する鋼の半完成製品が、スラブとして作製および鋳造され、
   次いで、前記半完成製品が、１，１００〜１，３００℃の温度にされ、
   次いで、前記半完成製品の熱間圧延が、熱間圧延板を得るために実施され、圧延の終了時の前記半完成製品の温度が、少なくとも８９０℃であり、
   次いで、前記熱間圧延された半完成製品の焼入れが、少なくとも４０℃／ｓの速度で実施されると共に、前記圧延の終了時と前記焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が、図１によって示されているように、ＡＢＣＤ’Ｅ’Ｆ’Ａのグラフ、優先的にはＡＢＣＤＥＦＡのグラフによって規定される区域内に位置するようにし、前記金属は、前記遅延の間に外気中において自然冷却にさらされ、
   前記熱間圧延板が、５８０℃以下の温度で巻きとられることを特徴とする方法。
9. 前記巻きとられた熱間圧延板を、巻き出すステップと、
   少なくとも１つの冷間圧延／焼鈍サイクルを前記熱間圧延板に対して適用して、冷間圧延板を得るステップと、
   を特徴とする請求項８に記載の鋼板を製造するための方法。
10. 前記冷間圧延／焼鈍サイクルの後に、３０％以下の圧延率レベルでの冷間変形が前記冷間圧延板に対して適用されることを特徴とする、請求項９に記載の方法。
11. 前記冷間変形は、加工硬化圧延、交互曲げによる引っ張り下におけるレベリング、および単純な絞り加工から選択される方法を利用して実現されることを特徴とする請求項１０に記載の方法。
12. 請求項１から７のいずれか一項に記載の熱間圧延板または冷間圧延板の自動車産業における使用。
13. 前記板は、応力下で腐食を引き起こし得る条件下において使用されることを特徴とする請求項１２に記載の使用。

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