JP2020509161A - 熱延平鋼生産物およびその生産方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、より一層大きなシート厚および最適化された特性の組合せをもつ熱延平鋼生産物を提供する。この目的のため、その平鋼生産物は、（重量％にて）Ｃ：０．１−０．３％、Ｍｎ：１．５−３．０％、Ｓｉ：０．５−１．８％、Ａｌ：≦１．５％、Ｐ：≦０．１％、Ｓ：≦０．０３％、Ｎ：≦０．００８％、随意に、「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の群の一以上の元素で、以下のレベル：Ｃｒ：０．１−０．３％、Ｍｏ：０．０５−０．２５％、Ｎｉ：０．０５−２．０％、Ｎｂ：０．０１−０．０６％、Ｔｉ：０．０２−０．０７％、Ｖ：０．１−０．３％、Ｂ：０．０００８−０．００２０％をもつもの、残余で、鉄および生産関連の不可避不純物であるもの、をもつ鋼からなる。この平鋼生産物は、８００−１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａを超える降伏強度Ｒｐ、７−２５％の破断点伸びＡ、および２０％を超える穴拡がりλを所有する。さらに、その平鋼生産物の構造は、少なくとも８５面積％の範囲のマルテンサイトからなり、その少なくとも半分は焼戻しマルテンサイトであり、その構造の個別の残りは≦１５容量％の残留オーステナイトから、≦１５面積％のベイナイトから、≦１５面積％のポリゴナルフェライトから、≦５面積％のセメンタイトから、および／または≦５面積％のノンポリゴナルフェライトからなり、そこで、その平鋼生産物の構造は少なくとも１．５０°のカーネルアベレージミスオリエンテーションＫＡＭをもつ。本発明はまた、本発明の平鋼生産物を生産するための方法に関し、そこでは、本発明に従う平鋼生産物の微細構造特性は適切な熱処理を使って設定される。

Description

本発明は、機械的特性で、理想的には互いに調和した特性、例えば、高い引張強度Ｒｍ、高い降伏強度Ｒｐおよび高い破断点伸びＡなどのようなものを、良好な成形性で、高い穴拡がり値、それに対して、「λ」（「ラムダ」）が省略形として導入される値によって特徴付けられるようなものと組み合わせて有する熱延平鋼生産物に関する。さらに、本発明の熱延平鋼生産物は良好な長期強度および耐摩耗性に注目されるべきである。

本発明はまた、この種の平鋼生産物の生産のためのプロセスに関する。

本明細書において平鋼生産物に言及するとき、これらが意味するものは、圧延の生産物、例えば、ストリップまたはシート、あるいはそれらから分けられたプレートおよびブランク（未完成品、半加工品などとも言われる）などのようなものであり、それぞれはそれらの厚さより実質大きい幅および長さを有する。

本明細書において合金含量に関して数値が与えられるとき、それらは、別なふうに明確に示されていない限り、重量または質量に基づく。構造成分のレベルについての数値−残留オーステナイトのレベルについての数値で、それは容量％で報告されるものである場合を除き−それは、別なふうに指示がなければ、大抵は研磨片（ｐｏｌｉｓｈｅｄ ｓｅｃｔｉｏｎ）で見るときの面積に基づく。逆に、雰囲気の組成についての数値は、別なふうに明記しない限り、検討中の特定の容量に基づく。

「Ｑｕｅｎｃｈ ＆ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（クエンチ・アンド・パーティショニング）」生産物と称される平鋼生産物は、高い伸びおよび最適化された変形能と共に、高い強度が注目すべき点である。実際、この種の平鋼生産物は薄いシート厚を有する冷間圧延生産物としてこれまで使用された。

しかしながら、特許文献１から知られるのは、高強度建築用鋼の生産方法およびそれからなる生産物であり、そこでは、まず最初に、適切に選定された合金鋼のスラブは９５０−１３００℃に加熱され、およびスラブ内の温度分布が均一になるまで保たれる。スラブが作成される鋼は、典型的には（重量％にて）、０．１７−０．２３％のＣ、１．４−２．０％のＳｉ、またはＡｌが存在する場合、要するに合計で１．２−２．０％のＡｌおよびＳｉ、１．４−２．３％のＭｎおよび０．４−２．０％のＣｒ、随意に最大で０．７％までのＭｏからなるように意図され、残余は鉄および不可避的不純物である。アニーリング処理の後、スラブは熱間圧延を通り、そこでそれらは再結晶温度より低いがＡ３温度より高くにある温度範囲内で圧延される。熱間圧延の終了後、得られたホットストリップはマルテンサイト形成が始まる温度Ｍｓおよびマルテンサイト形成が終了した温度Ｍｆ間の温度範囲にあるクエンチング停止温度（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ｓｔｏｐ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）まで少なくとも２０℃／ｓのクエンチング速度によりクエンチされる。ここでクエンチング停止温度は典型的には２００℃を超えおよび４００℃未満の領域にある。このようにしてクエンチされたホットストリップは、マルテンサイトからオーステナイト構造の構成成分までに炭素を移動させるために「パーティショニング処理」を受ける。最後に、こうして処理されたホットストリップは室温にまで冷却される。この刊行物では、クエンチングおよびパーティショニング処理の重要なパラメータは未解決のままである。

国際公開第２０１３／００４９１０号（欧州特許第２７２６６３７号明細書）

上記で明らかにされた先行技術の背景に対して、本発明の目的は、より一層大きなシート厚および最適化された特性の組合せを有する平鋼生産物を提供することであった。

その意図はまた、そのような生産物の安価で、および操作上信頼できる生産のためのプロセスを特定することでもあった。

生産物に関して、本発明は出願時請求項１に特定する熱延平鋼生産物によってこの目的を達成した。

本プロセスに関して、上記で識別された目的に対する本発明の解決策には、本発明の平鋼生産物を生産するとき出願時請求項７に特定された操作を完了することが包含される。

本発明によるホットストリップの工業的生産を図１に概略的に示す。

本発明の有益な実施形態は、それらの従属請求項に明記され、および本発明の一般的概念と同様、以下に詳細に説明される。

本発明は熱延平鋼生産物およびその生産に適したプロセスを提供する。

したがって、本発明に従って構成される熱延平鋼生産物および本発明に従って生産される熱延平鋼生産物は、以下の組成（重量％にて）を有する鋼からなる：
Ｃ：０．１−０．３％
Ｍｎ：１．５−３．０％
Ｓｉ：０．５−１．８％
Ａｌ：１．５％まで
Ｐ：０．１％まで
Ｓ：０．０３％まで
Ｎ：０．００８％まで
随意に、「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の群の一種以上の元素で、以下：
Ｃｒ：０．１−０．３％
Ｍｏ：０．０５−０．２５％
Ｎｉ：０．０５−２．０％
Ｎｂ：０．０１−０．０６％
Ｔｉ：０．０２−０．０７％
Ｖ：０．１−０．３％
Ｂ：０．０００８−０．００２０％
のようなレベルを有するもの、
残余で、鉄および生産関連の不可避不純物であるもの。

ここで、本発明の熱延平鋼生産物は、次の点で注目すべきであり、
‐平鋼生産物は、８００−１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａを超える降伏強度Ｒｐ、７−２５％の破断点伸びＡ、および２０％を超える穴拡がりλを有し、
‐平鋼生産物の構造は、少なくとも８５面積％の範囲のマルテンサイトからなり（ｃｏｎｓｉｓｔｓ ｔｏ ａｎ ｅｘｔｅｎｔ ｏｆ）、その少なくとも半分は焼戻しマルテンサイトであり、前記構造の個別の残り（ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅ ｒｅｍａｉｎｄｅｒ）は、１５容量％までの残留オーステナイトから、１５面積％までのベイナイトから、１５面積％までのポリゴナル（多角形とも言う）フェライトから、５面積％までのセメンタイト（一炭化三鉄と言うこともある）、および／または５面積％までのノンポリゴナルフェライトからなり、および
‐平鋼生産物の構造は少なくとも１．５０°のカーネルアベレージミスオリエンテーションＫＡＭを有する。

炭素「Ｃ」は、本発明に従って溶融加工された鋼において０．１−０．３重量％のレベルで存在する。主に、Ｃはオーステナイトの形成において主要な役割を果たす。十分な濃度のＣは、９３０℃までの温度で十分なオーステナイト化（ａｕｓｔｅｎｉｔｉｚａｔｉｏｎ）を可能にし、その温度はここで問題の種類の鋼の熱間圧延において典型的に選定される圧延終了温度より低い。早ければクエンチングの間にも、残留オーステナイトの一部分は本発明に従って提供される炭素によって安定化される。さらに、後のパーティショニングステップ間に追加の安定化が存在する。最初の冷却ステップの間（θＱ）または最後の冷却ステップの間（θＰ２）に形成されるマルテンサイトの強度は、同様に、本発明に従って加工された鋼組成物のＣ含量に大きく依存する。しかしながら、同時に、Ｃ含量が上昇するにつれて、マルテンサイト開始温度はさらに低い温度にシフトする。したがって、Ｃ含量が高過ぎると、達成可能なクエンチ温度が非常に低い温度にシフトするため、製造時に障害が生じる。さらに、本発明に従って加工された鋼のＣ含量は、他の合金元素と比較して、より一層高いＣＥに最大の貢献をし、結果として溶接性に負の効果（ｎｅｇａｔｉｖｅ ｅｆｆｅｃｔ）を及ぼす。ＣＥは、どの合金元素が鋼の溶接性に悪影響を及ぼす（ａｄｖｅｒｓｅｌｙ ａｆｆｅｃｔ）かを示す。ＣＥは次のように算出することができる：
[数１]
CE=%C+[(%Si+%Mn)/6]+[(%Cr+%Mo+%V)/5]+[(%Cu+%Ni)/15]
上記式中（それぞれの場合において、重量％にて）、％Ｃ＝鋼のＣ含量、％Ｓｉ＝鋼のＳｉ含量、％Ｍｎ＝鋼のＭｎ含量、％Ｃｒ＝鋼のＣｒ含量、％Ｍｏ＝鋼のＭｏ含量、％Ｖ＝鋼のＶ含量、％Ｃｕ＝鋼のＣｕ含量、％Ｎｉ＝鋼のＮｉ含量。

本発明に従って要求されるC含量を用いると、最終生産物の強度レベルに対して目標とする影響を与えることが可能である。

マンガン「Ｍｎ」は鋼の焼入性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ、硬化性とも言う）にとって重要な元素である。同時に、マンガンは冷却の間のパーライトの不要な形成の傾向を減少させる。これらの特性は、本発明のプロセスに従って＜１００Ｋ／ｓの冷却速度による最初のクエンチング後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトの適切な出発構造の確立を可能にする。高過ぎるＭｎの濃度は、伸びおよびＣＥ、言い換えれば溶接性に有害である。したがって、Ｍｎ含量は１．５−３．０重量％に制限される。強度特性の最適化された調和は、１．９−２．７重量％のＭｎ含量によって達成することができる。

ケイ素「Ｓｉ」は、パーライトの形成を抑えること、および炭化物の形成をコントロールすることにおいて重要な部分を有する。セメンタイトの形成は炭素を結合し、従ってそれはもはや残留オーステナイトのさらなる安定化にとって利用可能ではないであろう。他方、高過ぎるＳｉ含量は、レッドスケールの形成促進のため、破断点伸びおよび表面品質も損なわれる。同等効果をＡｌの合金化によって引き起こすことができる。本発明に従って想定される生産物特性を設定することは、最小値の０．７重量％のＳｉを必要とする。望ましい構造は、本発明の平鋼生産物において少なくとも１．０重量％のＳｉのレベルが存在する場合、特別な信頼性と共に設定することができる。１．８重量％のＳｉは、目標破断点伸びを考慮して、Ｓｉ含量の上限として規定され、および最大値の１．６重量％のＳｉへの制限は、平鋼生産物に最適化された表面品質を与える。本発明の平鋼生産物の個別のＡｌ含量に応じて、Ｓｉ含量はまた、次の段落での説明に従って、０．５−１．１重量％、より一層特に０．７−１．０重量％に設定することができる。

アルミニウム「Ａｌ」は、脱酸（素）のため、および存在する任意の窒素の結合のために使用される。さらに、すでに述べたように、Ａｌもセメンタイトを抑制するために使用することができるが、Ｓｉほど効果的ではない。しかしながら、Ａｌの添加量を増やすと、オーステナイト化温度が著しく上昇し、それゆえにセメンタイトの抑制は、Ｓｉによってだけで実現されるのが好ましい。この場合、０−０．０３重量％のＡｌ含量が想定され、それは、同時にＳｉが少なくとも１．０重量％のレベルで存在する場合、オーステナイト化温度に関して有利である。他方、例えば、最適化された表面品質を設定する、すなわち０．５−１．１重量％、好ましくは０．７−１．０重量％の間のレベルに設定するために、Ｓｉ含量が制限される場合、そのときセメンタイトを抑制するために、０．５重量％の最小レベルにおいてＡｌを合金化しなければならない。一つの好ましい履行では、Ａｌ含量は、特に信頼できる脱酸溶融物（ｄｅｏｘｉｄｉｚｅｄ ｍｅｌｔｓ）の生成のために少なくとも０．０１重量％のレベルに設定することができる。鋼のキャスティング（鋳造とも言う）中の問題を回避するために、Ａｌ含量を最大１．５重量％、好ましくは最大１．３重量％に制限することが試みられる。

リン「Ｐ」は溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、本発明のホットストリップにおいて、または本発明に従って加工される溶融物において、その量は、最大（ａｔ ｍｏｓｔ、多くてとも言う）０．１重量％であり、および０．０２重量％まで、より一層特に０．０２重量％未満のＰ含量が有益であり得る。

硫黄「Ｓ」は、比較的高濃度で、ＭｎＳまたは（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓの形成をもたらし、それは伸びに有害な成り行きを及ぼす。この影響を避けるため、Ｓ含量は最大０．０３重量％に制限され、およびＳ含量を最大０．００３重量％、より一層具体的には０．００３重量％未満に制限することに利益があり得る。

窒素「Ｎ」は窒化物の形成をもたらし、それは成形性にマイナスの影響力を及ぼす。したがって、Ｎ含量は０．００８重量％未満であるべきである。高レベルの技術的努力を用いて、例えば、０．００１０重量％未満の非常に低いＮ含量を実現することが可能である。技術的な複雑さを軽減するために、Ｎ含量は、好ましくは少なくとも０．００１０重量％、およびより一層好ましくは少なくとも０．００１５重量％に設定されてもよい。

「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の群において収集される合金元素は、本発明の平鋼生産物の特定の特性を設定するために、以下に説明される指針に従って、個々に、一緒に、または様々な組合せで随意に添加され得る。

クロム（「Ｃｒ」）はパーライトの有効なインヒビター（抑制物質とも言う）であり、およびそれ故に必要とされる最低冷却速度を低下させ得る。このことを達成するために、本発明に従って加工された鋼または本発明の熱延平鋼生産物の鋼にＣｒが添加される。この効果の有効な確立のために、０．１０重量％のＣｒ、好ましくは０．１５重量％のＣｒの最小割合が必要である。同時に、強度は、Ｃｒの添加によって大幅に増大し、およびさらに、著しい粒界酸化の危険性がある。また、鋼の表面近傍領域における酸化クロムの形成は、見込まれる被覆性をより一層困難にし、および望まれない表面欠陥を起こし得る。物質の繰り返し負荷の事象において、これらの表面欠陥は長期強度における低下をもたらし、およびそれ故材料の早過ぎる不具合を招き得る。さらに、高過ぎる割合のＣｒは鋼の変形能（ｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）を損ない；特に、２０％より高い良好な穴拡がり（ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）λを確実にすることは不可能である。したがって、Ｃｒ含量は０．３０重量％を超えず、なるべくなら最大０．２５重量％に制限される。

モリブデン「Ｍｏ」も同様に、パーライトの形成を抑えるのに非常に有効な元素である。この効果を達成するために、鋼は随意に少なくとも０，０５重量％、より一層具体的には少なくとも０．１重量％と混ぜ合わされてもよい。０．２５重量％を超える添加は有効性の観点から意味を成さない。

Ｃｒと同様にニッケル「Ｎｉ」はパーライトのインヒビターであり、および小量でも有効である。少なくとも０．０５重量％、より一層特に少なくとも０．１重量％、少なくとも０．２重量％または少なくとも０．３重量％のＮｉとの随意の合金化により、この支保効果（ｓｕｐｐｏｒｔｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ）を達成することができる。機械的特性の望ましい設定に照らして、同時に、２．０重量％を超えないＮｉ含量に制限することが有用であり；最大１．０重量％、より一層特に０．５重量％のＮｉ含量は、特に実用的であるとして明らかになった。

本発明の平鋼生産物の鋼は、随意に、マイクロ合金元素、例えば、バナジウム「Ｖ」、チタン「Ｔｉ」またはニオブ「Ｎｂ」などのようなものも含むことができ、それは、非常に微細な分裂炭化物（ｖｅｒｙ ｆｉｎｅｌｙ ｄｉｖｉｄｅｄ ｃａｒｂｉｄｅｓ）（または窒素「Ｎ」の同時存在下での炭窒化物）を形成することによってより一層高い強度に寄与する。さらに、Ｔｉ、ＶまたはＮｂの存在は、パーティショニングステップの間の熱延操作後に粒界および界面（ｐｈａｓｅ ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ）のフリージングをもたらし、それは結晶粒をより一層微細にし、およびそれ故に強度および成形性の特性の望ましい組合せを促す。著しい効果が見られる最小レベルは、Ｔｉについては０．０２重量％、Ｎｂについては０．０１重量％およびＶについては０．１重量％である。しかしながら、あまりに高濃度のマイクロ合金元素は、過剰な、および粗雑な炭化物の形成、および従って炭素の結合をもたらし、それは次いで本発明に従う残留オーステナイトの安定化にはもはや利用できない。さらに、過度に粗い炭化物の形成は望ましい高い長期強度に悪影響を及ぼす。したがって、個々の元素の作用様式に応じて、上限はＴｉにつて０．０７重量％、Ｎｂについて０．０６重量％およびＶについて０．３重量％と特定される。

同様に、ホウ素「Ｂ」の随意の添加物は、界面に対し分離し、およびそれらの可動性を妨げる。これは微粒子の構造を導き、それは機械的特性のために有益であり得る。したがって、この合金元素が使用されるとき、０．０００８重量％の最小Ｂ含量が観察されるべきである。しかし、Ｂが合金化される場合、Ｎの結合にとって十分なＴｉが存在しなければならない。Ｂの効果は０．００２０重量％の前後のレベルで飽和されることになり、それはまた上限としても与えられる。

本発明に従って熱延される平鋼生産物は、８００−１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａを超える降伏強度Ｒｐ、および７−２５％の破断点伸びＡを有し；ここで、引張強度Ｒｍ、降伏強度Ｒｐおよび破断点伸びＡは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１−２００９−１２に従って定められる。

同時に、本発明のホットストリップは、ＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０に従って定められ、穴拡がりλにおいて反映されるように、２０％を超え、非常に良好な成形性について注目に値する。

本発明に従って構成され、およびより一層詳細には本発明の方法によって生産されるホットストリップは、焼戻し、および非焼戻し（ｎｏｎ−ｔｅｍｐｅｒｅｄ）のマルテンサイトの構造をもち、残留オーステナイトのフラクション（分率とも言う）を有し；同様に、ベイナイト、ポリゴナルフェライト、ノンポリゴナルフェライトおよびセメンタイトが構造中にほんのわずかに存在していてもよい。構造のマルテンサイトフラクションは少なくとも８５面積％、なるべくなら少なくとも９０面積％であり、その少なくとも半分は焼戻しマルテンサイトである。よって、本発明の熱延平鋼生産物における残留オーステナイトのフラクションは、せいぜい最大で１５容量％である。同様に、それぞれの場合において、残留オーステナイトという犠牲を払って、その構造において、最大で１５面積％までのベイナイト、最大で１５面積％までのポリゴナルフェライト、最大で５面積％までのセメンタイトおよび／または最大で５面積％までのノンポリゴナルフェライトが、それぞれ存在し得る。一つの好ましい履行において、ポリゴナルフェライトのフラクションおよびまたノンポリゴナルフェライトのフラクションも、０面積％に達し、なぜなら、このケースにおいて、遅延クラッキング（ｒｅｔａｒｄｅｄ ｃｒａｃｋｉｎｇ）のために、均一な硬度を有する大部分のマルテンサイト構造において、穴拡がりについての値が特に高いからである。

本発明のホットストリップの構造は非常に微細であり、また同様にそれを、光を利用する慣習的な光学顕微鏡法によって評価することはほとんど不可能である。したがって、少なくとも５０００倍の倍率を有する走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使った評価が推奨される。しかしながら、高倍率の後でも、最大許容残留オーステナイトフラクションを決定することは困難である。したがって、ＡＳＴＭ Ｅ９７５に従うＸ線回折（ＸＲＤ）による残留オーステナイトの定量的測定が推奨される。

本発明の熱延平鋼生産物の構造は、結晶格子における明確な、局所的なミスオリエンテーション（方位差とも言うこともある）によって特徴付けられる。これは、構造において一次マルテンサイトの標的フラクション、すなわち最初の冷却中に形成されるマルテンサイトフラクションについて特にそうである。前記局所的なミスオリエンテーションは、いわゆる「カーネルアベレージミスオリエンテーション」、略してＫＡＭによって定量化され、それは１．５０°よりも大きいか、またはそれに等しく、なるべくなら１．５５°よりも大きい。ＫＡＭはきっと少なくとも１．５０°のはずであり、なぜならそのケースでは、粒状物において変形に対して同質の抵抗性が均一な格子歪みを通して存在するからである。このようにして、変形の始まりに際して多相構造に対する局所的に制限された予備的損傷を防ぐことが可能である。ＫＡＭが１．５０°未満である場合、存在する構造が大きく焼き戻され過ぎ、強度特性が本発明についての標的スペクトルの外側にもたらされる。

結果として、純粋なフェーズ・フラクション（相分率とも言う）の他に、本発明に従って生産され、および構成される鋼生産物の機械的性質にとって絶対的な因子は、特に結晶格子の歪みである。この格子歪みは、塑性変形に対する初期抵抗の尺度を表し、および標的強度範囲を考慮して特性決定される。格子歪みを測定し、そして従って定量するための適切な方法は、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）のものである。ＥＢＳＤにより、構造においてわずかな違い、およびプロファイル、およびさらには局所的なミスオリエンテーションを確かめるために、非常に多くの局所回折計測値が生成され、および組み合わされる。普通の一つのＥＢＳＤ評価方法は、実際に前述のカーネルアベレージミスオリエンテーション（ＫＡＭ）であり、そこで一つの測定点のオリエンテーションが隣接する点のものと比較される。閾値より下、典型的に５°では、隣接する点は同じ（歪んだ）粒状物に割り当てられる。この閾値を超えると、隣接する点は異なる（サブ）粒状物に割り当てられる。非常に微細な構造のため、１００ ｎｍの最大ステップ幅はＥＢＳＤの評価方法のために勧められる。この発明の通知（ｔｈｉｓ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ ｎｏｔｉｆｉｃａｔｉｏｎ）に描かれる鋼を評価するために、ＫＡＭはそれぞれのケースにおいて目下の測定点およびその三番目に近い（ｔｈｉｒｄ−ｎｅａｒｅｓｔ）隣接点間の関係において評価される。次いで、本発明に従う生産物は、≧１．５０°、好ましくは＞１．５５°の少なくとも７５μｍ×７５μｍの測定領域からの平均ＫＡＭ値をもたなければならない。ＫＡＭの決定に関するより一層詳細な描写は、Ｗｒｉｇｈｔ（ライト）， Ｓ．Ｉ．、Ｎｏｗｅｌｌ（ナウエル）， Ｍ．Ｍ．、Ｆｉｅｌｄａ（フィールダ）， Ｄ．Ａ．、Ｒｅｖｉｅｗ ｏｆ Ｓｔｒａｉｎ Ａｎａｌｙｓｉｓ Ｕｓｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（電子後方散乱回折を用いる歪分析の概説）、Ｍｉｃｒｏｓｃ． Ｍｉｃｒｏａｎａｌ．（マイクロスコピー・アンド・マイクロアナリシス）１７、２０１１：３１６−３２９に見出される。

本発明に従って構成される熱延平鋼生産物を生産するための本発明のプロセスは、少なくとも以下の操作を含む：
ａ）合金鋼で、本発明の熱延平鋼生産物に関連してその組成および変形が既に上記で明らかにされており、そしてそれは従って次の組成（重量％にて）：０．１−０．３％のＣ、１．５−３．０％のＭｎ、０．５−１．８％のＳｉ、１．５％までのＡｌ、０．１％までのＰ、０．０３％までのＳ、０．００８％までのＮ、随意に、「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」群の一以上の元素で、次のレベル：０．１−０．３％のＣｒ、０．０５−０．２５％のＭｏ、０．０５−２．０％のＮｉ、０．０１−０．０６％のＮｂ、０．０２−０．０７％のＴｉ、０．１−０．３％のＶ、０．０００８−０．００２０％のＢでのもの、残余で、鉄および生産関連の不可避不純物であるものをもつ、合金鋼の溶融；
ｂ）半仕上げの生産物（ｓｅｍｉ−ｆｉｎｉｓｈｅｄ ｐｒｏｄｕｃｔ）、例えば、スラブまたは薄いスラブなどのようなものを与えるための溶融物のキャスティング；
ｃ）半仕上げの生産物の１０００−１３００℃の加熱温度ＴＷＥに通した加熱；
ｄ）１．０−２０ｍｍの厚さをもつホットストリップを与えるための、熱を通した半仕上げの生産物（ｈｅａｔｅｄ−ｔｈｒｏｕｇｈ ｓｅｍｉ−ｆｉｎｉｓｈｅｄ ｐｒｏｄｕｃｔ）の熱延であり。熱延は熱延終了温度ＴＥＴにて終了し、それに対しＴＥＴ≧（Ａ３−１００℃）であり、そこで、「Ａ３」は鋼の個別の（ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅ）Ａ３温度を示し；
ｅ）ホットストリップの最初のクエンチであり、熱延終了温度ＴＥＴから開始し、３０Ｋ／ｓを超える冷却速度θＱにて、クエンチ温度ＴＱまでで、それに対しＲＴ≦ＴＱ≦（ＴＭＳ＋１００℃）であり、そこで、「ＲＴ」は室温を示し、および「ＴＭＳ」は鋼のマルテンサイト開始温度を示し、およびそこでマルテンサイト開始温度ＴＭＳは以下：
[数２]
TMS[°C]=462-273%C-26%Mn-13%Cr-16%Ni-30%Mo
のように定められ、
上記式中（各ケースにおいて重量％にて）、％Ｃ＝鋼のＣ含量、％Ｍｎ＝鋼のＭｎ含量、％Ｃｒ＝鋼のＣｒ含量、％Ｎｉ＝鋼のＮｉ含量、％Ｍｏ＝鋼のＭｏ含量であり；
ｆ）コイルを与えるための、平鋼生産物の随意の巻取りであり、クエンチ温度ＴＱまでクエンチされ；
ｇ）平鋼生産物の保持であり、クエンチ温度ＴＱに、０．１−４８時間の時間にわたりＴＱ−８０℃からＴＱ＋８０℃までの温度範囲内で冷却され；
ｈ）平鋼生産物のパーティショニング温度ＴＰへの加熱、またはパーティショニング温度ＴＰでの平鋼生産物の保持であり、それは操作（ｇ）の後に存在する平鋼生産物の温度ＴＱ＋／−８０℃に少なくとも等しく、および０．５−３０時間のパーティショニング時間ｔＰＴにわたって、最高５００℃であり；加熱が行われる場合、加熱速度θＰ１は最大１Ｋ／ｓであり；
ｉ）平鋼生産物の室温への冷却；
ｊ）平鋼生産物の随意のスケール除去；
ｋ）平鋼生産物の随意のコーティング。

本発明によるホットストリップの工業的生産を図１に概略的に示し、および以下に詳細に説明する。

操作ａ）：
本発明に従って溶融した鋼溶融物の合金化、およびその変動の可能性は、もちろん、本発明による生成物の組成に関連して既に上記に与えたのと同じ点に従う。

操作ｂ）：
半仕上げの生産物は本発明に従って合金化された溶融物からキャスティングされ、この生産物は典型的にスラブまたは薄いスラブである。

操作ｃ）：
半仕上げの生産物は、本発明の鋼においてオーステナイトが形成される温度範囲内の加熱温度ＴＷＥに加熱される。よって、本発明のプロセスのケースにおいて、本発明の鋼の加熱温度ＴＷＥはきっと少なくとも１０００℃のはずであろう、それは加熱温度がより一層低い場合、その後の熱延手順中に生じる強度が高過ぎるからである。同時に、スラブ表面の部分的な溶融を避けるために、加熱温度はきっと最高１３００℃であるだろう。

加熱温度ＴＷＥは好ましくは少なくとも１１５０℃であり、なぜならば、このようにして、例えば、マンガン偏析（ｍａｎｇａｎｅｓｅ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｓ）の結果として生じ得る、構造的異質性（ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｉｎｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｉｅｓ）を確実に回避することが可能だからである。

加熱温度ＴＷＥを最大値の１２５０℃に制限することによって、加熱それ自体およびこの温度範囲から始まるさらなる加工ステップの経済的な操作を提供することが可能である。

さらに、加熱温度ＴＷＥを１１５０−１２５０℃にて設定することによって、明確な構造状態が設定され、および沈殿物の標的とする溶解が達成される。

温度ＴＷＥへの加熱は、慣習的なプッシャー炉またはウォーキングビーム炉において行ってよい。本発明のプロセスが慣習的な薄いスラブキャスティングラインにて使用され、そこで本発明に従う組成を有する鋼が典型的には４０−１２０ｍｍの厚さを有する薄いスラブにキャスティングされる場合（ＤＥ４１０４００１Ａ１参照）、加熱はまた、キャスティング操作後にトラバースし、およびキャスティングラインに直接接続される炉において起こしてもよい。

操作ｄ）：
それを加熱した後、最終厚さが１．０および２０ｍｍ間、好ましくは１．５および１０ｍｍ間のホットストリップを与えるために、半仕上げの生産物を熱延する。利用可能な工場技術に応じて、熱延には、粗圧延で、粗圧延スタンドにおいて、随意に反転させて行うもの、およびそれに続く仕上げ圧延で、そこでは、いわゆる仕上げ圧延ラインと呼ばれ、複数の、−典型的に五つかまたは七つの−連続した順序でトラバースする圧延スタンドからなるものが含まれ得る。熱延において終了圧延温度（ｅｎｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ）ＴＥＴは条件ＴＥＴ≧（Ａ３−１００°Ｃ）に従って設定される。終了圧延温度ＴＥＴが加工される特定の鋼組成のＡ３温度に少なくとも等しいか、またはＡ３温度を超えるように設定される場合、実用的な目的のために有利であることがここで証明される。ゆえに、終了圧延温度ＴＥＴを８５０−９５０℃の領域に設定することが有益であり得る。しかしながら、本発明のプロセスが構造において一定のフラクションのポリゴナルフェライトの形成を確実にするような方法で行われる場合、これは鋼の個別のＡ３温度より低い１００℃までの終了圧延温度ＴＥＴを選定することによって達成することができる。加工される特定の鋼組成のＡ３温度は、Ａｎｄｒｅｗｓ（アンドルーズ）， Ｊ．によってＩｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ（２０３）、ｐｐ． ７２１−７２７、１９６５において発表された式（１）に従って推定することができる：
[数３]
A3[°C]=910-203√(%C)-15.2%Ni+44.7%Si+31.5%Mo-30%Mn+11%Cr
上記式（１）中（各ケースにおいて重量％にて）、％Ｃ＝鋼のＣ含量、％Ｎｉ＝鋼のＮｉ含量、％Ｓｉ＝鋼のＳｉ含量、％Ｍｏ＝鋼のＭｏ含量、％Ｍｎ＝鋼のＭｎ含量、％Ｃｒ＝鋼のＣｒ含量。

操作ｅ）：
熱延の後、鋼は、熱延終了温度ＴＥＴから出発して、および高い冷却速度にて、クエンチ温度ＴＱまで、第一のクエンチングステップにおいてクエンチされる。

ここでの冷却速度θＱは３０Ｋ／ｓよりも高い。

冷却中に目標とされるクエンチ（焼入れと言うこともある）温度ＴＱは、一方では室温を下回らない。他方では、それは、マルテンサイト開始温度ＴＭＳよりも最大で１００℃高く、そこでマルテンサイト変態（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）が始まる。

マルテンサイト開始温度ＴＭＳは、ｖａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎ（バン・ボヘメン）によって開発された以下の式（２）を使用して推定することができる：
[数４]
TMS[℃]=462-273％C-26％Mn-13％Cr-16％Ni-30％Mo
上記式（２）中、各ケースにおいて重量％にて、％Ｃ＝鋼のＣ含量、％Ｍｎ＝鋼のＭｎ含量、％Ｃｒ＝鋼のＣｒ含量、％Ｎｉ＝鋼のＮｉ含量、％Ｍｏ＝鋼のＭｏ含量。

マルテンサイト開始温度ＴＭＳを超えるクエンチ温度ＴＱの場合、一次マルテンサイトの望ましいフラクションは形成されないであろう。その代わりに、それぞれの場合に本発明の平鋼生産物のために本発明に従って指定される（ｍａｎｄａｔｅｄ）フラクションを超え、過剰のフェライト、パーライトまたはベイナイトのフラクションが生産されるであろう。これらの構造的成分のフラクションが高過ぎる場合、そのとき冷却に続くパーティショニング（分配とも言う）処理中の残留オーステナイトの安定化が妨げられる。さらに、先に進める冷却中、形成される一次マルテンサイトは、自己焼戻しによって、本発明に従って目的とされるＫＡＭ値が達成されないそのような程度に緩和するであろう。さらに、本発明によって指定されるようなＴＭＳ＋１００℃の制限を超えるクエンチ温度ＴＱでは、異質性およびそれ故に個々の元素の偏析についての可能性がますます高まり、それは次に要求されないバンディングを有する構造の形成に導く可能性がある。

したがって、最終生産物の望ましい成形性に関して理想的な構造は、特に、クエンチング中に形成される一次マルテンサイトに関して、マルテンサイト開始温度ＴＭＳよりも最大で１００℃高く、およびマルテンサイト開始温度ＴＭＳ−２５０℃に少なくとも等しいクエンチ温度ＴＱによって達成することができ、言い換えると以下のようであり、すなわち：
（ＴＭＳ−２５０℃）≦ＴＱ≦（ＴＭＳ＋１００℃）。

ここで特に好ましいことが証明されているのは、マルテンサイト開始温度ＴＭＳおよびマルテンサイト開始温度ＴＭＳ−１５０℃の間のクエンチ温度ＴＱである（（ＴＭＳ−１５０℃）≦ＴＱ≦ＴＭＳ）。

しかしながら、本発明の平鋼生産物の構造において最大マルテンサイト含量を達成することが意図である場合、低いクエンチ温度ＴＱ、例えば、室温の領域内にある温度を選定することも有用であり得る。

操作ｆ）：
クエンチ温度ＴＱまでクエンチされる平鋼生産物は、全体材料内の温度の一貫性（ｃｏｎｓｉｓｔｅｎｃｙ）および同質性（ｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｙ）を確実にするために、操作ｅ）の後にコイルを与えるように随意にコイル状にし得る。

しかしながら、このケースでは、平鋼生産物の温度がクエンチ温度ＴＱより８０℃を超えて低下してはならないことに留意すべきである。

操作ｇ）：
冷却後、クエンチ温度ＴＱに冷却される熱延平鋼生産物は、ＴＱ−８０℃からＴＱ＋８０℃までの温度範囲において、標的変態（ｔａｒｇｅｔ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ）を確実にし、そしてまた、マイクロ合金元素を使用するとき、微細に分布した炭化物の形成を確実にするために０．１−４８時間の時間保持される。

この操作の目的は、１５容量％までの残留オーステナイトを含み得るマルテンサイト構造の形成である。ここでの実際的な試験は、この結果が概して本発明により鋼から構成されるホットストリップの場合において大抵は２．５時間までだけの保持時間で得られることを示した。したがって、エネルギーの利用の観点から、保持時間を最大２．５時間に制限することは有用かもしれず−より一層長い保持時間は害を及ぼさず、そしてそれ故に利用可能な工場技術またはその占有（ｏｃｃｕｐａｔｉｏｎ）の観点からそう理解される場合、選定される。さらに、材料において温度の十分な同質性を達成するために、およびこれと一緒になって、１５容量％までの残留オーステナイトフラクションの形成をマルテンサイト構造内で達成するために、少なくとも一時間の保持時間も有用であることが証明される。

ＴＱ−８０℃からＴＱ＋８０℃までの温度範囲内での保持は、等温的に、言い換えれば一定の温度で、あるいは非等温的に、言い換えれば下降または上昇または振動温度（ｏｓｃｉｌｌａｔｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を伴ってのいずれかでも起こり得る。

保持の経過中に工場関連の冷却がある場合、最大許容冷却速度は０．０５Ｋ／ｓである。

しかしながら、保持中に起こる再分布および変態事象は、発熱的にも進行し得、そうして、変態の熱を解放し、それにより、平鋼生産物の温度が上昇する。その場合の変態の熱は、起こり得る任意の冷却を妨げる。構造のこの非等温発達（ｎｏｎｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ）のための自己発熱速度は最大で０．０１Ｋ／ｓである。

したがって、個別のクエンチ温度ＴＱから開始して、保持中に温度変化が生じる速度は、典型的には−０．０５Ｋ／ｓから＋０．０１Ｋ／ｓまでの範囲にある。

保持条件は、発生する温度変化にもかかわらず、ＴＱ＋／−８０℃の指定温度範囲（ｍａｎｄａｔｅｄ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｗｉｎｄｏｗ）が維持されるように選定しなければならない。

操作ｈ）：
この操作、パーティショニングとも呼ばれるものの目的は、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および随意に残留オーステナイトの構造を確立することである。

操作ｈ）において、平鋼生産物は、操作ｇ）の後に確立されたその温度から出発して、パーティショニング温度ＴＰにされるか、またはパーティショニング温度ＴＰがクエンチ温度ＴＱの前後で＋／８０℃だけ変動する範囲内にある場合、過飽和マルテンサイトからの炭素で残留オーステナイトを豊富化するために、その温度に維持される。

パーティショニング温度ＴＰは、有利には少なくともクエンチ温度ＴＱと同じくらい高いべきであるが、好ましくは少なくとも５０℃高く、より一層特に少なくとも１００℃高い。

パーティショニング温度ＴＰが操作ｇ）の後に存在する温度よりも低い場合（クエンチ温度ＴＱ＋／−８０℃）、そのとき炭素移動度が残留オーステナイトの安定化をもたらすには低すぎる。さらに、一次マルテンサイトの焼戻し効果は望ましい程度には起こらない。

本発明の鋼についてパーティショニング温度ＴＰは、最適焼戻し状態を達成するために、最高５００℃、より一層特に最高４７０℃である。

構造において存在する残留オーステナイトを崩壊させることなく（ｗｉｔｈｏｕｔ ｄｉｓｉｎｔｅｇｒａｔｉｏｎ）炭素の十分な再分布を可能にするために、パーティショニング時間ｔＰＴは３０分および３０時間の間である。

ここでパーティショニング時間ｔＰＴは、加熱手順に必要な時間ｔＰＲ（加熱ランプ）、および等温保持を目的とした時間ｔＰＩとから作成され；ここでのｔＰＩもゼロであってよい。

本発明に従って指定された全体のパーティショニング時間ｔＰＴが観察されさえすれば、パーティショニング時間ｔＰＴ内の時間ｔＰＲおよびｔＰＩの割合は可変である。

操作ｈ）において加熱される平鋼生産物がコイル状に巻かれた生産物である場合、ホットストリップは理想的には１Ｋ／ｓまでの加熱速度θＰ１で加熱される。０．００５Ｋ／ｓ未満の加熱速度θＰ１は実用的ではないと考えられる。加熱速度θＰ１＞１Ｋ／ｓでは、コイル状ホットストリップの外側、中間、および内側の巻き（ｔｕｒｎｓ）の間に許容できない温度差が生じる可能性がある。本発明に従って生産される熱延平鋼生産物の全長にわたって均一な物理的性質を確実にするために、これらの差は最高でも８５℃になるべきである。

パーライトの形成および残留オーステナイトの崩壊は、規定された温度での修飾された保持時間を使って標的とされる方法において抑えられる。

時間ｔＰＩがゼロである場合、プロセスの点で（ｉｎ ｐｒｏｃｅｓｓ ｔｅｒｍｓ）有利であると明らかにされた。この場合、望ましい構造は、加熱手順の間、すなわち時間ｔＰＲ内にだけ確立される。

既に述べたように、パーティショニング温度は、操作ｇ）の後に平鋼生産物がもつ温度（クエンチ温度ＴＱ＋／−８０℃）と同じであってもよく、それは、平鋼生産物の加熱のための時間ｔＰＲがないことを意味する。

パーティショニング（操作ｈ））は、バッチアニーリング炉においてバッチ式で成し遂げられるのが好ましく、ホットストリップの緩徐な加熱を可能にし、それはこの場合必然的にコイルに巻かれる。

バッチアニーリング炉でのアニーリングは以下の利益をもたらす：

加熱のうちに、比較的小さな温度勾配が生じ、それゆえに材料を通した加熱（ｈｅａｔｉｎｇ−ｔｈｒｏｕｇｈ）はより一層均一である。最大加熱速度は、一方では標的温度によって、および他方ではバッチアニーリング炉において個別の投入重量によって導かれる。加熱が速すぎる場合、ストリップは十分に均一に加熱されない。それは不均一な構造、より一層特に異なるマルテンサイト形態をもたらし、それはさらなるパーティショニング挙動、そしてそれ故に最終的な構造に影響を及ぼす。これは、ホットストリップラインに直接一体化される加熱アセンブリ（例えば、米国特許出願公開第２，０１４／０２９９２３７号の場合のように、連続アニーリングまたはインライン誘導アニーリング）に特に当てはまる。不均一な構造は、劣った変形能、およびとりわけ乏しい穴拡がりをもたらす。

反対に、緩徐な加熱はマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の均一な再分布をもたらし、従って一方では粗大な炭化物の望まれていない形成を防止し、および他方では最終的な構造において炭素富化オーステナイトフラクションに対する調節を可能にする。速すぎる加熱は、結晶学的な欠陥、例えば、界面および転位などのようなものでの炭素の蓄積を起こし、それゆえに遷移炭化物および／またはセメンタイトの析出が促進される。これは、パーティショニングステップ中にオーステナイトを安定化させるために利用可能な炭素の割合の減少、そしてこれ故に不均一な構造をもたらす。したがって、パーティショニングステップ中の炭素再分布の動力学に適合した加熱条件を調整することにより、改善された成形特性を有し、特に改善された穴拡がりを有する均一な構造を確立することが可能になる。

平鋼生産物の長さおよび幅の双方にわたって均一な特性を確立するために、パーティショニングステップ中の最大加熱速度θＰ１は、１Ｋ／ｓ、好ましくは０．０７５Ｋ／ｓであり、それは、そうでなければ低下した成形特性、より一層特に損なわれた穴拡がりに関連する局所的な不均一性が存在するためである。最終的な構造の最適な同質性、そしてこれ故に理想的な穴拡がりおよび長期強度特性を確実にするために、加熱は最大０．０３Ｋ／ｓの加熱速度θＰ１で行われる場合が特に好ましい。

経済性の理由から、最小加熱速度θＰ１は、０．００５Ｋ／ｓ、なるべくなら０．０１Ｋ／ｓである。

バッチアニーリング炉の使用のさらなる利益は、特定の標的アニーリング温度を連続アニーリング炉におけるよりも正確に設定することができることである。さらに、アニーリングは不活性ガス混合物において行われ、ホットストリップ表面への有害な影響−例えば、酸化を回避することができる。使用される不活性ガスには、水素、窒素、およびさらには水素および窒素の混合物が含まれる。さらに、別個のバッチアニーリング炉においてパーティショニングすることにより、熱延ラインに対してサイクル時間においてデカップリングする（切り離すとも言う）ことが可能になる。これにより、熱延能力のより一層良好な利用が可能になる。

操作ｈ）においてバッチアニーリング炉が使用される場合、操作ｇ）内での平鋼生産物のバッチアニーリング炉への輸送は、温度ＴＱに従いそれに関連して上述した条件を考慮に入れた方法で行われるべきである。

操作ｈ）の後、熱延平鋼生産物は室温まで冷却される。操作ｉ）での冷却は、平鋼生産物において応力を制御できるようにするために、最大１Ｋ／ｓの冷却速度θＰ２で行われるべきである。経済的な理由から、０．０１Ｋ／ｓの最小冷却速度を適用することができる。

平鋼生産物がストリップ形態にあり、および随意の操作ｆ）においてコイルに巻かれた場合、次にそれをデコイルし、および物流上の理由から（ｆｏｒ ｌｏｇｉｓｔｉｃａｌ ｒｅａｓｏｎｓ）ストリップシートと呼ばれるものに分けることができることは自明である。

意図する特定の最終用途に応じて、本発明の平鋼生産物にとって、表面処理、例えば、スケール除去、酸洗いまたはその種の他のものなどのようなものに供するように得られるか、または構成されたものは有用であり得る。

平鋼生産物に、腐食からの保護を、金属コーティングを用い、慣習的な方法において提供することも有用であり得る。これは、例えば、電気亜鉛めっきを使って行ってよい。

本発明のまたは本発明に従って生産される平鋼生産物は、熱延状態において加工される。これにより、平鋼生産物の厚さを１ｍｍまたはそれよりも厚くすることができ、典型的には１．５−１０ｍｍの範囲内にある厚さである。

本発明の熱延平鋼生産物は、構造的に軽量な構築物に特に適し、その理由はより一層高い強度が材料の厚さの減少を可能にするからである。慣習的な高強度および超高強度等級は、より一層多くの実質的に成形された部品には適しておらず、それはそれらが必要な成形性を欠くからである。

さらに、本発明に従って構成される平鋼生産物は、成分の統合を可能にし、それは高強度にもかかわらず良好な成形性によってアセンブリの複数の成分が本発明の熱延平鋼生産物から作成される一つの成分によって置き換えられることを可能にするからである。

さらに、特に自動車両のシャシ部品については、穴拡がりの増大は有益であり、および貫通点（ｔｈｒｏｕｇｈ−ｐｏｉｎｔｓ）の成形によって実質促進される。今まで利用可能な等級での不適切な穴拡がりは、８００ＭＰａを超える強度範囲において、シャシ部品用の排除のための基準と考えられた。シャシ部品が典型的に受ける周期的な荷重は、材料、さらに理想的には良好な長期強度を有することを必要とする。

さらに、軽量構築物のために材料の厚さを薄くすることに関連して改善された成形性は、新しい構成要素の幾何学的形状を可能にする。

自動車両内での本発明の平鋼生産物の利益は、駆動チェーンの領域においても、およびまた内装部品および変速装置部品に関しても利用することができる。

金属加工産業では、本発明の平鋼生産物の機械的特性を打ち込み部品（ｓｔａｍｐｅｄ ｐａｒｔｓ）の軽量構築物のために利用することができる。構成要素の統合もまた、接合作業を削減し、そしてこれ故に同時に製造の信頼性を高め、およびコスト上の利益を生み出す可能性が含まれる。

本発明の平鋼生産物を建設業で使用することは、それらが高強度と共に改善された成形性を見せるので同様に有益である。さらに、それらは同等の強度レベルで他の平鋼生産物と比較して増加した降伏強度比を有する。これらの特性により、予見できなかった荷重摘要、例えば、地震、衝撃荷重または構造的に想定された最大荷重の超過などのようなものが発生した場合に、構築物の優れた安定性が確実にされる。

本発明を、実施例により以下にさらに一層詳細に説明する。

下記の表において、本発明によらない例には「^＊」が付され、および本発明の指定外にある各例における値には下線を引く。

本発明を試験するために、表１に特定された組成を有する実験用溶融物Ａ−Ｏを溶融した。

表２は、鋼Ａ−Ｏについて、式（１）に従って決定されたＡ３温度および式（２）に従って決定されたマルテンサイト開始温度ＴＭＳを報告する。

４７の実験について、溶融物Ａ−Ｏをスラブにキャスティングし、続いてそれらをそれぞれ再加熱温度ＴＷＥに加熱した。次いで、このようにして加熱したスラブを、２−３ｍｍの厚さを有するホットストリップに通常の方法で圧延し、熱延はそれぞれの場合において、同様に通常の方法で、粗圧延および最終圧延を含み、それぞれの場合において熱延終了温度ＴＥＴで終了する。

熱延の終了後最大で５秒以内に、すなわち技術的には熱延の直後に、得られた熱延鋼ストリップをそれぞれの場合において冷却速度θＱないし個別のクエンチ温度ＴＱにてクエンチし、そこではそれらが持続時間ｔＱの間続いて保持された。後にバッチアニーリングを受けたホットストリップは、クエンチングおよび保持の間にコイルに巻いた。

保持後、ホットストリップを加熱速度θＰ１により持続時間ｔＰＲについて個別のパーティショニング温度ＴＰまで加熱し、そこでそれらを持続時間ｔＰＩの間保持した。

最後に、実験１−４７において得られるホットストリップを室温に冷却した。

再加熱温度「ＴＷＥ」、熱延終了温度「ＴＥＴ」、冷却速度「θＱ」、クエンチ温度「ＴＱ」、保持時間「ｔＱ」、加熱速度「θＰ１」、保持時間「ｔＰＩ」、パーティショニング温度「ＴＰ」、および加熱時間「ｔＰＲ」のパラメータを表３において、実験１−４７のそれぞれについて報告する。

さらに、表３において、各々の実験について、パーティショニング処理（操作ｈ））のために使用されるアセンブリおよびクエンチング温度ＴＱとパーティショニング温度ＴＰとの間の個別の差が識別される。バッチアニーリング炉を用いるとき、それぞれの場合において、それが温度を上昇させるため（「加熱」）または温度を一定に保つため（「保持」）に使用されたかどうかの表示もある。

実験１−４７で得られる熱延鋼ストリップにおいて示す「降伏強度ＲＰ０．２」、「引張強度Ｒｍ」、「ＲＰ０．２／Ｒｍ比」、「伸びＡ」、および「穴拡がり値λ」の機械技術的特性を、製造後に見られるように、表４に特定する。

表５には、その構造において、ポリゴナルフェライト「ｐＦ」、ノンポリゴナルフェライト「ｎｐＦ」、焼戻しマルテンサイト「ＡＭ」、セメンタイト「Ｚ」、残留オーステナイト「ＲＡ」、非焼戻しマルテンサイト「Ｍ」、およびベイナイト「Ｂ」の割合を、およびまた実験１−４７で得られるホットストリップのＫＡＭを与える。

本発明によらない実験７の場合、クエンチングは過度温度で終結したので、孔拡がりについて本発明に従って要求される値は達成されなかった。

逆に、実験３−６では、本発明ではない比較実験７と比べて、７％ないし３８％だけ孔拡がりの増加を生じさせ、同時に高すぎる割合のベイナイトを回避した。したがって、実験３−５では、微量のベイナイトしか存在せず、および実験６では１０面積％のベイナイトが存在し、それに対し、実験７のケースでは、その構造において２０面積％のベイナイトが存在した。

実験１１−１３は、Ａ３温度を超えて圧延を行い、および十分に長い保持時間ｔ_Ｑを観察する必要性を示す。

溶融物ＤおよびＥを用いて、１０２８−１５００ＭＰａの強度および２２−８７％の穴拡がりをもつ物質を生産することに成功した。

しかしながら、本発明ではない実験２４の場合、製造パラメータは高過ぎる割合のベイナイトの形成をもたらす。

本発明ではない溶融物Ｆでは、十分に長い保持時間にもかかわらずセメンタイトの形成を防ぐことは不可能であった（実験２９参照）。

溶融物Ｍは、最適化された表面品質を有する変形の一例として、減少したＳｉ含量と増加したＡｌ含量とを組み合わせる。同時に低いＴＥＴの場合（実験４５を参照）、５面積％の割合のポリゴナルフェライトがその構造において形成され、それによって良好な穴拡がりと共に低い降伏強度が可能にされる。

溶融物Ａ−ＭおよびＯは慣習的な操作条件下で生産したのに対し、溶融物Ｎは真空炉において実験室の溶融物として生産した。高純度の溶融物Ｎにより、非常に良好な孔拡がりを有する物質を生成することに成功した（実験４６参照）。

溶融分析Ｏを用いた実験４７は、すべての製造パラメータが観察されたとき、破断点伸びおよび穴広がりに関してまだまさに十分である値を有する物質が製造可能であることを示す。

Claims (15)

1. 以下の組成（重量％にて）：
   Ｃ：０．１−０．３％
   Ｍｎ：１．５−３．０％
   Ｓｉ：０．５−１．８％
   Ａｌ：１．５％まで
   Ｐ：０．１％まで
   Ｓ：０．０３％まで
   Ｎ：０．００８％まで、を有し、
   随意に、「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の群の一種以上の元素を、以下：
   Ｃｒ：０．１−０．３％
   Ｍｏ：０．０５−０．２５％
   Ｎｉ：０．０５−２．０％
   Ｎｂ：０．０１−０．０６％
   Ｔｉ：０．０２−０．０７％
   Ｖ：０．１−０．３％
   Ｂ：０．０００８−０．００２０％
   のレベル有し、
   残余は、鉄および生産関連の不可避不純物である鋼からなる熱延平鋼生産物であって、
   −その平鋼生産物は、８００−１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａを超える降伏強度Ｒｐ、７−２５％の破断点伸びＡ、および２０％を超える穴拡がりλを備え、
   −その平鋼生産物の構造は、少なくとも８５面積％の範囲のマルテンサイトからなり、当該マルテンサイトの少なくとも半分が焼戻しマルテンサイトであり、前記構造の個別の残部は、最大１５容量％の残留オーステナイト、最大１５面積％のベイナイト、最大１５面積％のポリゴナルフェライト、最大５面積％のセメンタイト、および／または最大５面積％のノンポリゴナルフェライトからなり、ならびに
   −その平鋼生産物の構造は少なくとも１．５０°のカーネルアベレージミスオリエンテーションＫＡＭを有する、熱延平鋼生産物。
2. 前記Ａｌの含量は、最大０．０３重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の熱延平鋼生産物。
3. 前記Ｓｉの含量は、少なくとも１．０重量％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の熱延平鋼生産物。
4. 前記Ａｌの含量は、少なくとも０．５重量％であることを特徴とする、請求項１に請求する熱延平鋼生産物。
5. 前記Ｓｉの含量は、最大１．１重量％であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延平鋼生産物。
6. 少なくとも１．０ｍｍの厚さであることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延平鋼生産物。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の平鋼生産物を生産するにあたり、以下の操作：
   ａ）以下の組成（重量％にて）：
   Ｃ：０．１−０．３％
   Ｍｎ：１．５−３．０％
   Ｓｉ：０．５−１．８％
   Ａｌ：１．５％まで
   Ｐ：０．１％まで
   Ｓ：０．０３％まで
   Ｎ：０．００８％まで、を有し、
   随意に、「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の群の一種以上の元素を、以下：
   Ｃｒ：０．１−０．３％
   Ｍｏ：０．０５−０．２５％
   Ｎｉ：０．０５−２．０％
   Ｎｂ：０．０１−０．０６％
   Ｔｉ：０．０２−０．０７％
   Ｖ：０．１−０．３％
   Ｂ：０．０００８−０．００２０％
   のレベル有し、
   残余は、鉄および生産関連の不可避不純物であり、
   合金鋼の溶融；
   ｂ）半仕上げの生産物、例えば、スラブまたは薄スラブなどのようなものを与えるための溶融物のキャスティング；
   ｃ）半仕上げの生産物の１０００−１３００℃の加熱温度ＴＷＥに通した加熱；
   ｄ）１．０−２０ｍｍの厚さをもつホットストリップを与えるための、熱を通した半仕上げの生産物の熱延であり、熱延は熱延終了温度ＴＥＴにて終了し、それに対しＴＥＴ≧（Ａ３−１００℃）であり、そこで、「Ａ３」は鋼の個別のＡ３温度を示し；
   ｅ）ホットストリップの最初のクエンチングであり、熱延終了温度ＴＥＴから開始し、３０Ｋ／ｓを超える冷却速度θＱにて、クエンチ温度ＴＱまでで、それに対しＲＴ≦ＴＱ≦（ＴＭＳ＋１００℃）であり、そこで、「ＲＴ」は室温を示し、および「ＴＭＳ」は鋼のマルテンサイト開始温度を示し、およびそこでマルテンサイト開始温度ＴＭＳは以下：
   [数５]
   TMS[℃]=462-273%C-26%Mn-13%Cr-16%Ni-30%Mo
   のように定められ、
   上記式中、％Ｃ＝鋼のＣ含量、％Ｍｎ＝鋼のＭｎ含量、％Ｃｒ＝鋼のＣｒ含量、％Ｎｉ＝鋼のＮｉ含量、％Ｍｏ＝鋼のＭｏ含量で、各場合に重量％であり；
   ｆ）コイルを与えるための、平鋼生産物の随意の巻取りであり、クエンチ温度ＴＱまでクエンチされ；
   ｇ）平鋼生産物の保持であり、クエンチ温度ＴＱに、０．１−４８時間の時間にわたりＴＱ−８０℃からＴＱ＋８０℃までの温度範囲内で冷却され；
   ｈ）平鋼生産物のパーティショニング温度ＴＰへの加熱、またはパーティショニング温度ＴＰでの平鋼生産物の保持であり、それは操作ｇ）の後に存在する平鋼生産物の温度ＴＱ＋／−８０℃に少なくとも等しく、および０．５−３０時間のパーティショニング時間ｔＰＴにわたって、最高５００℃であり；加熱が行われる場合、加熱速度θＰ１は最大１Ｋ／ｓであり；
   ｉ）平鋼生産物の室温への冷却；
   ｊ）平鋼生産物の随意のスケール除去；
   ｋ）平鋼生産物の随意のコーティング
   を含む、プロセス。
8. 操作ｈ）はバッチアニーリング炉において行われることを特徴とする、請求項７に記載のプロセス。
9. 操作ｈ）の間の加熱速度θＰ１は、最大０．０７５Ｋ／ｓであることを特徴とする、請求項７又は８に記載のプロセス。
10. 加熱速度θＰ１は、０．０３Ｋ／ｓを超えないことを特徴とする、請求項９に記載のプロセス。
11. 操作ｃ）における加熱温度ＴＷＥは、１１５０−１２５０℃であることを特徴とする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載のプロセス。
12. 操作ｅ）におけるクエンチ温度ＴＱは、最高値でマルテンサイト開始温度ＴＭＳと等しく、およびマルテンサイト開始温度ＴＭＳよりも最高で２５０℃だけ低い温度と少なくとも等しいことを特徴とする、請求項７〜１１のいずれか１項に記載のプロセス。
13. クエンチ温度ＴＱは、マルテンサイト開始温度ＴＭＳおよびマルテンサイト開始温度ＴＭＳよりも、最高１５０℃だけ低い温度の間にあることを特徴とする、請求項１２に記載のプロセス。
14. 操作ｇ）における保持時間は、２．５時間を超えないことを特徴とする、請求項７〜１３のいずれか１項に記載のプロセス。
15. 操作ｈ）におけるパーティショニング温度ＴＰは、クエンチ温度ＴＱよりも少なくとも５０℃高いことを特徴とする、請求項７〜１４のいずれか１項に記載のプロセス。