JP2019521248A

JP2019521248A - オーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板の製造のための方法

Info

Publication number: JP2019521248A
Application number: JP2018561534A
Authority: JP
Inventors: エル，ジャン−クリストフ; シャルボニエ，ニコラ; イン，ティエリー; レミー，ブランディーヌ
Original assignee: アルセロールミタル
Priority date: 2016-05-24
Filing date: 2017-05-23
Publication date: 2019-07-25
Also published as: WO2017203313A1; ZA201806784B; WO2017203350A1; RU2707004C1; JP7395524B2; US20190276910A1; PL3464666T3; BR112018072135B1; CA3025453C; HUE051053T2; CA3025453A1; MA45132B1; BR112018072135A2; JP2021088774A; MX2018014322A; ES2814002T3; KR20180128512A; CN109154047A; EP3464666B1; CN109154047B

Abstract

本発明は、所期の機械的特性を有するオーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板を製造するための方法に関する。

Description

本発明は、オーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板を製造するための方法に関する。本発明は、自動車の製造に特に良く適している。

車両の重量節減の観点から、自動車の製造のための高強度鋼を使用することが公知である。例えば、構造部品の製造のためには、このような鋼の機械的特性を改善しなければならない。しかしながら、鋼の強度が改善されたとしても、高い鋼の伸び及びこの結果としての成形加工性が低下する。これらの課題を克服するために、良好な成形加工性を有する回復された鋼板、特に、双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）が現れてきた。製品が非常に良好な成形加工性を示す場合であっても、極限引張応力及び降伏応力等の機械的特性が、自動車用途を満足するのに十分なほど高くないこともある。

良好な加工性を保持しながらこれらの鋼の強度を改善するために、冷間圧延を行い、続いて、双晶を保持しながらも転位を除去する回復処理を行うことによって高密度の双晶を誘起することが、公知である。

しかしながら、このような方法の適用によって、所期の機械的特性が得られない危険性がある。実際、当業者は、公知の方法に従った後、得られた鋼板の機械的特性を、所望の機械的特性が達成されたかどうかを確かめるために機械的特性を測定することのみが可能である。所期の機械的特性を得るために公知の方法の条件を適合させることは、可能ではない。

したがって、本発明の目的は、改善された少なくとも１種の所期の機械的特性を提示する回復された鋼板を製造するための方法の提供によって、上記欠点を解決することである。別の目的は、このような改善された機械的特性を有する回復された鋼板を提供することである。

この目的は、請求項１に記載のＴＷＩＰ鋼板の製造のための方法の提供によって達成される。本方法は、請求項２から２０の特徴をさらに含むことができる。

別の目的は、請求項２１に記載のＴＷＩＰ鋼板の提供によって達成される。

本発明に関する他の特徴及び利点は、本発明に関する下記の詳細な記述から明らかになる。

次の用語が、規定される。
・Ｍ：機械的特性、
・Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}：機械的特性の目標値、
・Ｍ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｓａｔｉｏｎ}：再結晶アニーリング後の機械的特性、
・Ｍ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}：冷間圧延後の機械的特性、
・ＵＴＳ：極限引張強度、
・ＴＥ：全伸び、
・Ｐ：ｐａｒｅｑ値、
・Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}：ｐａｒｅｑの目標値、
・ＦＷＨＭ：Ｘ線回折スペクトルの半値全幅及び
・ＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}：Ｘ線回折スペクトルの半値全幅の目標値。

本発明は、目標値Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}以上の少なくとも１種の機械的特性（Ｍ）を提示するオーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板を製造するための方法であって、
鋼板の組成が、重量基準で、
０．１％超で１．２％未満のＣ、
１３．０％以上で２５．０％未満のＭｎ、
０．０３０％以下のＳ、
０．０８０％以下のＰ、
０．１％以下のＮ、
３．０％以下のＳｉ、
及び純粋に任意選択的に、
０．５％以下のＮｂ、
０．００５％以下のＢ、
１．０％以下のＣｒ、
０．４０％以下のＭｏ、
１．０％以下のＮｉ、
５．０％以下のＣｕ、
０．５％以下のＴｉ、
２．５％以下のＶ、
４．０％以下のＡｌ
等の１種以上の元素
を含み、組成の残り部分が、鉄及び当該オーステナイト型マトリックスの発生に起因した不可避な不純物を構成し、
そのような方法が、
Ａ．
Ｉ．Ｐａｒｅｑ値Ｐに対応する４０秒〜６０分にわたって４００〜９００℃の間で熱処理を受けた前記鋼からできた少なくとも２つの試料が、調製され、
ＩＩ．前記試料が、半値幅ＦＷＨＭが測定されているメインピークを含むスペクトルを得るようにＸ線回折に供され、
ＩＩＩ．このような試料のＭが、測定されており、
ＩＶ．各試料の回復又は再結晶状態が、測定されており、
Ｖ．ＦＷＭＨの関数としてのＭの曲線が、前記試料が０〜１００％回復するが再結晶することがないドメインに描かれている、
較正ステップ、
Ｂ．
Ｉ．Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}に対応するＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}の値が、決定されており、
ＩＩ．このようなＭ_{ｔａｒｇｅｔ}に到達するための実行すべき熱処理のｐａｒｅｑ値Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が、決定されており、
ＩＩＩ．Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}値に対応する時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}及び温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}が、選択されている、
計算ステップ、
Ｃ．Ｍ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}を有する再結晶済み鋼板の供給ステップ、
Ｄ．Ｍ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}を有する鋼板を得るために冷間圧延ステップ、並びに
Ｅ．時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}にわたって温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}で実施されるアニーリングステップ
からなるステップを含む、方法に関する。

いかなる理論にも拘束されることは望まないが、本発明による方法が適用された場合、所期の改善された機械的特性を有する回復された鋼板、特にＴＷＩＰ鋼板を得るという目的で、アニーリングステップＥ）の工程パラメータを得ることができるように思われる。

鋼の化学組成に関しては、Ｃは、微細構造の形成及び機械的特性において重要な役割を担う。Ｃは、積層欠陥エネルギーを増大させ、オーステナイト相の安定性を助長する。このオーステナイト相の安定性は、炭素含量が０．５％以上の場合に、１３．０〜２５．０重量％の間のＭｎ含量と相まって達成される。炭化バナジウムが存在する場合、高いＭｎ含量は、オーステナイトへの炭化バナジウム（ＶＣ）の可溶性を増大させることができる。しかしながら、Ｃ含量が１．２％超の場合、例えば炭化バナジウム又は炭窒化バナジウムの過剰な析出のため、延性が低下する危険性がある。好ましくは、炭素含量は、十分な強度を得るように０．４〜１．２重量％の間、より好ましくは０．５〜１．０重量％の間である。

Ｍｎもまた、強度を増大させるため、積層欠陥エネルギーを増大させるため、及びオーステナイト相を安定化させるために不可欠な元素である。Ｍｎの含量が１３．０％未満である場合、マルテンサイト相が形成する危険性があるが、このマルテンサイト相の形成は、変形可能度を非常に大きく低下させる。さらに、マンガン含量が２５．０％超の場合、双晶の形成が抑制され、したがって、強度は増大するが、室温における延性が悪化する。好ましくは、マンガン含量は、積層欠陥エネルギーを最適化し、変形の影響下におけるマルテンサイトの形成を防止するように、１５．０〜２４．０％の間、より好ましくは１７．０〜２４．０％の間である。さらに、Ｍｎ含量が２４．０％超である場合、双晶形成による変形モードは、完全転位すべりによる変形モードより優先度が劣る。

Ａｌは、鋼の脱酸素のために特に効果的な元素である。Ｃと同様に、Ａｌは、変形マルテンサイトの形成の危険性を低減する積層欠陥エネルギーを増大させ、これにより、延性及び耐遅れ破壊性を改善する。しかしながら、Ａｌは、高いＭｎ含量を有する鋼中に過剰に存在する場合、Ｍｎが液体状の鉄への窒素の可溶性を増大させるため、欠点である。過剰に多い量のＡｌが鋼中に存在する場合、Ａｌと化合するＮは、高温における変換中に結晶粒界の移動を妨害し、連続キャスティング中に割れが発生する危険性を非常に大きく増大させることになる窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の形態で析出する。さらに、後で説明するように、本質的に炭窒化物からできた微細な析出物を形成するためには、十分な量のＮが利用可能でなければならない。好ましくは、Ａｌ含量は、２％以下である。Ａｌ含量が４．０％超である場合、双晶の形成が抑制され、延性が低下する危険性がある。好ましくは、Ａｌの量は、０．０６％超、より好ましくは０．７％超である。

このＡｌの量に対応して、窒素含量は、ＡｌＮの析出及び固化中における体積欠陥（膨れ）の形成を防止するように、０．１％以下でなければならない。さらに、バナジウム、ニオブ、チタン、クロム、モリブデン及びホウ素等の窒化物の形態で析出できる元素である場合には、その窒素含量は、０．１％を超えないようにしなければならない。

本発明によれば、Ｖの量は２．５％以下、好ましくは０．１〜１．０％の間である。好ましくは、Ｖは析出物を形成する。好ましくは、鋼中におけるこのような元素の体積分率は、０．０００１〜０．０２５％の間である。好ましくは、バナジウム元素の大部分は、粒内の位置に局在する。有利には、バナジウム元素は、７ｎｍ未満、好ましくは１〜５ｎｍの間、より好ましくは０．２〜４．０ｎｍの間の平均サイズを有する。

ケイ素は、鋼の脱酸素及び固相硬化のために効果的な元素でもある。しかしながら、ケイ素は、含量が３％超の場合、伸びを低下させ、特定の組立工程中に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、ケイ素は、この限界より低く保持されなければならない。好ましくは、ケイ素の含量は０．６％以下である。

硫黄及びリンは、結晶粒界を脆化する不純物である。硫黄及びリンの各含量は、十分な熱間延性を維持するように０．０３０〜０．０８０％を超えないようにしなければならない。

ある程度のホウ素が、最大０．００５％、好ましくは最大０．００１％まで添加されてもよい。この元素は結晶粒界に偏析し、結晶粒界の凝集を増大させる。理論に拘束されることを望むわけではないが、このようにホウ素が結晶粒界に偏析し、結晶粒界の凝集を増大させると、プレス加工による整形後の残留応力が低減され、このようにして整形された部分の応力により、耐腐食性が向上すると考えられている。この元素はオーステナイト結晶粒界に偏析し、オーステナイト結晶粒界の凝集を増大させる。ホウ素は、例えば、炭化ホウ素及び窒化ホウ素の形態で析出する。

任意選択的に、ニッケルが、固溶硬化によって鋼の強度を増大させるために使用されてもよい。しかしながら、コストを理由として、ニッケル含量を１．０％以下、好ましくは０．３％未満の最大含量に限定することが特に望ましい。

同様に、任意選択的に、５％を超えない含量の銅の添加は、銅金属の析出によって鋼を硬化させる手段の一つである。しかしながら、この含量を超える場合、銅は熱間圧延板の表面欠陥の外観の原因である。好ましくは、銅の量は２．０％未満である。好ましくは、Ｃｕの量は０．１％超である。

チタン及びニオブもまた、任意選択的に析出物の形成によって硬化及び強化を達成するために使用されてもよい元素である。しかしながら、Ｎｂ又はＴｉ含量が０．５０％超である場合、過剰な析出が靱性の低下を起こす危険性があるが、この危険性は回避しなければならない。好ましくは、Ｔｉの量は０．０４０〜０．５０重量％の間又は０．０３０重量％〜０．１３０重量％の間である。好ましくは、チタン含量は０．０６０重量％〜０．４０重量％、例えば０．０６０重量％〜０．１１０重量％の間である。好ましくは、Ｎｂの量は０．０１％超、より好ましくは０．０７０〜０．５０重量％の間又は０．０４０〜０．２２０％の間である。好ましくは、ニオブ含量は０．０９０重量％〜０．４０重量％、有利には０．０９０重量％〜０．２００重量％である。

クロム及びモリブデンは、固溶硬化によって鋼の強度を増大させるための任意選択による元素として使用されてもよい。しかしながら、クロムは積層欠陥エネルギーを低減するため、クロムの含量は１．０％を超えないようにしなければならず、好ましくは０．０７０％〜０．６％の間でなければならない。好ましくは、クロム含量は０．２０〜０．５％の間である。モリブデンは０．４０％以下の量、好ましくは０．１４〜０．４０％の間の量で添加されてもよい。

さらに、いかなる理論にも拘束されることは望まないが、バナジウム、チタン、ニオブ、クロム及びモリブデンの析出物は、遅れ割れの発生しやすさを低減することが可能であり、この遅れ割れの発生しやすさの低減を、延性及び靱性特性の悪化を伴うことなく行うことができるように思われる。したがって、好ましくは、炭化物、窒化物及び炭窒化物の形態であるチタン、ニオブ、クロム及びモリブデンから選択される少なくとも１種の元素が、鋼中に存在する。

本発明によれば、本方法は、Ｐａｒｅｑ値Ｐに対応する４０秒〜６０分にわたって４００〜９００℃の間で熱処理を受けた鋼板からできた少なくとも２つの試料が調製される、較正ステップＡ．Ｉ）を含む。このステップにおいて、Ｐａｒｅｑと呼ぶパラメータが、異なる時間にわたって異なる温度で実施される異なる熱処理を比較可能にするために決定されるが、このＰａｒｅｑは、
Ｐａｒｅｑ＝−０．６７×ｌｏｇ（∫−ΔＨ／ＲＴ）×ｄｔ）
によって決定される

ここで、ΔＨ：鉄中における鉄の拡散エネルギー（３００ｋＪ／ｍｏｌに等しい。）であり、Ｔ＝サイクルの温度であり、積分は、熱処理時間に対するものである。熱処理がより熱い又はより長いほど、Ｐａｒｅｑ値が低くなる。同一のＰａｒｅｑ値を有する異なる２種の熱処理は、同じグレードの鋼に関しては同じ結果を与える。好ましくは、Ｐａｒｅｑ値は、１４．２超、より好ましくは１４．２〜２５の間、より好ましくは１４．２〜１８の間である。

次いで、ステップＡ．ＩＩ）中に、試料は、半値全幅ＦＷＨＭが測定されているメインピークを含むスペクトルを得るようにＸ線回折に供される。Ｘ線回折は、単位胞寸法、結合長、結合角及びサイト秩序化の詳細を含む、結晶性物質の内部格子に関する詳細な情報を提供する、非破壊分析法である。直接関係するのは、単結晶の精密化であるが、この単結晶の精密化では、Ｘ線分析から生成したデータを解釈し、精密化して、結晶構造を得る。通常、Ｘ線結晶学が、結晶構造を確定するために使用される手段である。本発明によれば、鋼板は、面心立方系を有する、オーステナイト型マトリックスを有する。したがって、好ましくは、半値全幅ＦＷＨＭが測定されたメインピークは、ミラー指数［３１１］に対応する。実際、このピークは、オーステナイト系に特有のものであり、転位密度の影響を最も良く表すと考えられている。

次いで、ステップＡ．ＩＩＩ）中に、このような試料のＭが、測定されている。好ましくは、Ｍは、極限引張強度（ＵＴＳ）、全伸び（ＴＥ）又はこれらの両方（ＵＴＳ×ＴＥ）である。

回復又は再結晶の後、各試料の状態は、ステップＡ．ＩＶ）の最中に測定されている。好ましくは、このような状態は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及びＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）又は透過型電気顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定される。

次いで、ステップＡ．Ｖ）中に、ＦＷＭＨの関数としてのＭの曲線は、試料が０〜１００％回復されるが再結晶することがないドメインに描かれている。

本発明によれば、計算ステップＢ）が実行される。計算は、Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}に対応するＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}の値が決定されているステップＢ．Ｉ）を含む。好ましくは、ＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}は、１．０°超、有利には１．０〜１．５°の間である。

ＭがＵＴＳである好ましい一実施形態において、ＦＷＨＭの決定は、次の式：
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}＝ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−（ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−ＵＴＳ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}）×（ｅｘｐ（（−ＦＷＨＭ＋２．３）／２．３）−１）^４）
によって達成される。

この場合、好ましくは、ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}は、１４３０ＭＰａ以上、より好ましくは１４３０〜２０００ＭＰａの間である。

ＭがＴＥである別の好ましい実施形態において、計算ステップＢ．Ｉ）中におけるＦＷＨＭの決定は、
ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}＝ＴＥ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−（ＴＥ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}−ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}）×（ｅｘｐ（（−ＦＷＨＭ＋２．３）／２．３）−１）^２．５）
によって達成される。

この場合、好ましくは、ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}は、１５％以上、より好ましくは１５〜３０％の間である。

別の好ましい実施形態において、ＭがＵＴＳ×ＴＥである場合、計算ステップＢ．Ｉ）中におけるＦＷＨＭの決定は、
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}×ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}＝１０００００×（１−０．５ＦＷＨＭ）
によって達成される。

この場合、好ましくは、ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}×ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}は、２１０００超、より好ましくは２１０００〜６００００の間であり、ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、最大３０％である。

次いで、このようなＭ_{ｔａｒｇｅｔ}に到達するための実施すべき熱処理のｐａｒｅｑ値Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が決定されるステップＢ．ＩＩ）が実施される。好ましくは、Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}は、１４．２超、より好ましくは１４．２〜２５の間、より好ましくは１４．２〜１８の間である。

その後、Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}値に対応する時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}及び温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}を選択することからなるステップＢ．ＩＩＩ）が実行される。好ましくは、Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}は、４００〜９００℃の間であり、ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}は、４０秒〜６０分の間である。

次いで、本発明による方法は、Ｍ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}を有する再結晶済み鋼板の供給ステップを含む。実際、好ましくは、鋼板は、７００〜９００℃の間の温度で実施された再結晶アニーリング後に再結晶する。例えば、再結晶は、１０〜５００秒、好ましくは６０〜１８０秒の間実行される。

好ましい一実施形態において、ＭがＵＴＳである場合、ＵＴＳ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}は、８００ＭＰａ超、好ましくは８００〜１４００ＭＰａの間、より好ましくは１０００〜１４００ＭＰａの間である。

別の好ましい実施形態において、ＭがＴＥである場合、ＴＥ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}は、２０％超、好ましくは３０％超、より好ましくは３０〜７０％の間である。

別の好ましい実施形態において、ＭがＴＥ×ＵＴＳである場合、ＴＥ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}×ＵＴＳ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}は、１６０００超、より好ましくは２４０００超、有利には２４０００〜９８０００の間である。

次いで、冷間圧延ステップＤ）が、Ｍ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}を有する鋼板を得るために実行される。好ましくは、縮小率は、１〜５０％、好ましくは１〜２５％の間又は２６〜５０％の間である。冷間圧延ステップＤ）は、鋼の厚さを縮小することができる。さらに、前述の方法によって製造された鋼板は、この圧延ステップを受けたことによるひずみ硬化によって、強度を増大させた可能性がある。さらに、このステップは、高い密度の双晶を誘起し、この結果、鋼板の機械的特性を改善する。

好ましい一実施形態において、ＭがＵＴＳである場合、ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}は、１０００超、好ましくは１２００ＭＰａ超、有利には１４００ＭＰａ超である。

別の好ましい実施形態において、ＭがＴＥである場合、ＴＥ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}は、２％超、より好ましくは２〜５０％の間である。

別の好ましい実施形態において、ＭがＴＥ×ＵＴＳである場合、ＴＥ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}×ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}は、２０００超、好ましくは２４００、より好ましくは２４００〜７００００の間である。

次いで、アニーリングステップＥ）が、時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}にわたって温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}で実施される。

第２の冷間圧延後、溶融めっきステップＧ）を実施することができる。好ましくは、ステップＧ）は、アルミニウムを主体とした浴又は亜鉛を主体とした浴によって実行される。

好ましい一実施形態において、溶融亜鉛めっきステップは、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意選択的に０．１〜８．０％のＭｇ及び任意選択的に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残り部分がＡｌである、アルミニウムを主体とした浴によって実施される。

別の好ましい実施形態において、溶融亜鉛めっきステップは、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意選択的に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残り部分がＺｎである、亜鉛を主体とした浴によって実施される。

溶融浴は、供給インゴットに由来の又は溶融浴中を鋼板が通過したことに由来の不可避な不純物及び残留元素をさらに含み得る。例えば、任意選択的に不純物は、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢｉから選択され、重量基準で各々のさらなる元素の含量が０．３重量％未満である。供給インゴットに由来の又は溶融浴中を鋼板が通過したことに由来の残留元素は、最大５．０重量％、好ましくは３．０重量％までの含量の鉄であってよい。

例えば、アニーリングステップは、亜鉛めっき鋼板を得るためのコーティング堆積後に実施することができる。

したがって、少なくとも１種の改善された所期の機械的特性のオーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板が、本発明による方法を施すことによって得られる。

この例において、次の重量組成を有する鋼板を使用した。

この例において、回復された鋼板には、１５１２ＭＰａのＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}である機械的特性Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}の目標値があった。較正ステップＡにより、ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}に対応するＦＭＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}の値が決定され、ＦＭＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}は、１．０９６だった。ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}に到達するための実施すべき熱処理のＰ_{ｔａｒｇｅｔ}が決定され、１４．３９だった。このとき、選択された時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}は４０秒であり、選択された温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}は６５０℃であった。

したがって、最初に試行１及び２を加熱し、１２００℃の温度で熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ温度を８９０℃に設定し、熱間圧延後にコイル化を４００℃で実施した。次いで、第１の冷間圧延を、５０％の冷間圧延縮小率を伴うように実行した。この後、再結晶アニーリングを８２５℃で１８０秒間実施した。得られたＵＴＳ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}の値は、９８０ＭＰａだった。この後、第２の冷間圧延を、３０％の冷間圧延縮小率を伴うように実行した。得られたＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}の値は、１５４０ＭＰａであった。

次いで、本発明によって試行１を６５０℃で４０秒間アニーリングした。このアニーリング後、試行１を回復した。試行１のＵＴＳは、１５１２．５ＭＰａであった。

試行２を６５０℃で９０秒間アニーリングし、つまりは、本発明の方法によって決定されたｔ_{ｔａｒｇｅｔ}及びＴ°_{ｔａｒｇｅｔ}は顧慮しなかった。このアニーリング後、試行２を再結晶させた。試行２のＵＴＳは、１４１５．１５ＭＰａだった。試行２のＦＭＨＭは０．９８９であり、Ｐは１４．１２であり、すなわち、本発明の範囲外であった。

結果は、本発明による方法が適用された場合、所期の機械的特性を有する回復された鋼板を得ることができることを示している。

Claims

目標値Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}以上の少なくとも１種の機械的特性（Ｍ）を提示するオーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板を製造するための方法であって、
鋼板の組成が、重量基準で、
０．１％超で１．２％未満のＣ、
１３．０％以上で２５．０％未満のＭｎ、
０．０３０％以下のＳ、
０．０８０％以下のＰ、
０．１％以下のＮ、
３．０％以下のＳｉ、
及び純粋に任意選択的に、
０．５％以下のＮｂ、
０．００５％以下のＢ、
１．０％以下のＣｒ、
０．４０％以下のＭｏ、
１．０％以下のＮｉ、
５．０％以下のＣｕ、
０．５％以下のＴｉ、
２．５％以下のＶ、
４．０％以下のＡｌ
等の１種以上の元素
を含み、前記組成の残り部分が、鉄及び当該オーステナイト型マトリックスの発生に起因した不可避な不純物を構成し、
そのような方法が、
Ａ．
Ｉ．Ｐａｒｅｑ値Ｐに対応する４０秒〜６０分にわたって４００〜９００℃の間で熱処理を受けた前記鋼からできた少なくとも２つの試料が調製され、
ＩＩ．前記試料が、半値幅ＦＷＨＭが測定されているメインピークを含むスペクトルを得るようにＸ線回折に供され、
ＩＩＩ．このような試料のＭが、測定されており、
ＩＶ．各試料の回復又は再結晶状態が、測定されており、
Ｖ．ＦＷＭＨの関数としてのＭの曲線が、前記試料が０〜１００％回復されるが再結晶することがないドメインに描かれている、
較正ステップ、
Ｂ．
Ｉ．前記Ｍ_{ｔａｒｇｅｔ}に対応するＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}の値が、決定されており、
ＩＩ．このようなＭ_{ｔａｒｇｅｔ}に到達するための実施すべき前記熱処理のｐａｒｅｑ値Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が、決定されており、
ＩＩＩ．前記Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}値に対応する時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}及び温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}が、選択されている、
計算ステップ、
Ｃ．Ｍ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}を有する再結晶済み鋼板の供給ステップ、
Ｄ．Ｍ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}を有する鋼板を得るための冷間圧延ステップ、並びに
Ｅ．時間ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}にわたって温度Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}で実施されるアニーリングステップ
からなるステップを含む、方法。
鋼板が、７００〜９００℃の間で実行される再結晶アニーリング後に再結晶される、請求項１に記載の方法。
冷間圧延が、１〜５０％の間の縮小率を伴うように実行される、請求項１又は２に記載の方法。
較正ステップＡ．ＩＩ）の最中に、半値幅ＦＷＨＭが測定されたメインピークが、ミラー指数［３１１］に対応する、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
Ｍが、極限引張強さ（ＵＴＳ）、全伸び（ＴＥ）又はこれらの両方（ＵＴＳ×ＴＥ）である、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
ＭがＵＴＳである場合、計算ステップＢ．Ｉ）中におけるＦＷＨＭの決定が、次の式：
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}＝ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−（ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−ＵＴＳ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}）×（ｅｘｐ（（−ＦＷＨＭ＋２．３）／２．３）−１）^４）
によって達成される、請求項５に記載の方法。
ＭがＵＴＳである場合、ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１４３０ＭＰａ以上である、請求項５又は６に記載の方法。
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１４３０〜２０００ＭＰａの間である、請求項７に記載の方法。
ＭがＴＥである場合、計算ステップＢ．Ｉ）中におけるＦＷＨＭの決定が、次の式：
ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}＝ＴＥ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}−（ＴＥ_{ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ}−ＵＴＳ_{ｃｏｌｄ−ｒｏｌｌ}）×（ｅｘｐ（（−ＦＷＨＭ＋２．３）／２．３）−１）^２．５）
によって達成される、請求項５に記載の方法。
ＭがＴＥである場合、ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１５％以上である、請求項５又は９のいずれか一項に記載の方法。
ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１５〜３０％の間である、請求項１０に記載の方法。
ＭがＴＥ×ＵＴＳである場合、計算ステップＢ．Ｉ）中におけるＦＷＨＭの決定が、次の式：
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}×ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}＝１０００００×（１−０．５ＦＷＨＭ）
によって達成される、請求項５に記載の方法。
ＭがＴＥ×ＵＴＳである場合、ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}×ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が２１０００超であり、ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、最大３０％である、請求項１から１２のいずれか一項に記載の方法。
ＵＴＳ_{ｔａｒｇｅｔ}×ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、２１０００〜６００００の間であり、ＴＥ_{ｔａｒｇｅｔ}が、最大３０％である、請求項１３に記載の方法。
ＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１．０°以上である、請求項１から１４のいずれか一項に記載の方法。
ＦＷＨＭ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１．０〜１．５°の間である、請求項１５に記載の方法。
Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１４．２超である、請求項１から１６のいずれか一項に記載の方法。
Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１４．２〜２５の間である、請求項１７に記載の方法。
Ｐ_{ｔａｒｇｅｔ}が、１４．２〜１８の間である、請求項１８に記載の方法。
Ｔ°_{ｔａｒｇｅｔ}が、４００〜９００℃の間であり、ｔ_{ｔａｒｇｅｔ}が、４０秒〜６０分の間である、請求項１９に記載の方法。
請求項１から２０のいずれか一項に記載の方法から得ることができる、オーステナイト型マトリックスを有する回復されたＴＷＩＰ鋼板。