JP6383368B2 - 深絞りを適用するための冷間圧延された平鋼製品及びそれを製造するための方法 - Google Patents

Description

本発明は、最適な機械的特性及び最適な成形性と相まって密度減少の結果として減量を有する、深絞りを適用するための冷間圧延された平鋼製品に関する。また、本発明は、このような平鋼製品を製造するための方法に関する。

平鋼製品をここで言及する場合、圧延工程によって得られる鋼帯、それから得られる鋼板、抜き板（ｂｌａｎｋｓ）、プレカット鋼片等を意味する。

合金元素の含有量に関する図が、合金化方法とともにここで与えられる場合、これらは、それ以外を明示的に言及しない限り、重量に関する。

特に自動二輪車の分野で使用される平鋼製品のケースでは、成形性と強度との比だけではなく、剛性及び密度といった物理的特性が、各自動二輪車の軽量化及び固有周波数の改善の目的に関して特に重要である。重量の最小化に伴う密度の最小化は、鋼のケースでは、合金により多くの量の軽量なＡｌを添加することによって達成し得る。加えて、十分にＡｌ含有量の高いケースでは、初期の規則相（Ｋ状態）又はＦｅ３Ａｌ（Ｄ０３）規則相が発生し、これらは、粒子硬化、強度促進及び延性減少効果を有する。

ここで問題となっている種類の高いＡｌ含有量を有するＦｅ−Ａｌ系のフェライト鋼についての本出願に関する効果は、製造及びプロセスの困難性によって疑問視されている。したがって、換言すれば困難性が熱延鋼板のトリミング及び冷間圧延で生じる可能性があるため、実際的経験が、この種の鋼から製造された熱延鋼板の結晶化していない鋼帯コア領域を減少させるべきであることを示す。さらに、不適切な冷延鋼板のテクスチャのために異方性のある冷延鋼板の特性を避けるため、複雑な工程が従来技術では必要である。この種の異方性は、低ｒ値及び低ｎ値を特徴としており、破断時における低い伸びを引き起こす。これにより、Ｆｅ−Ａｌ鋼から製造され高いＡｌ含有量を有する冷間圧延される平鋼製品が、問題のある成形特性及び処理特性を有することになる。

上記の問題は、Ａｌ含有量が高くなると大きくなるため、今日まで達成可能な密度の減少を制限する。したがって、業界では、Ａｌを含有する深絞り可能な鋼に、最大６．５％重量のＡｌを含めることが考えられている（Ｕ．Ｂｒｕｘ“Ｔｉｅｆｚｉｅｈｆａｈｉｇｅ Ｅｉｓｅｎ−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｌｅｉｃｈｔｂａｕｓｔａｈｌｅ”［Ｄｅｅｐ−ｄｒａｗａｂｌｅ ｌｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔ ｉｒｏｎ−ａｌｕｍｉｎｕｍ ｓｔｅｅｌｓ］，Ｋｏｎｓｔｒｕｋｔｉｏｎ Ａｐｒｉｌ ４，２００２を参照）。

上記の従来技術の背景に対して、顕著な軽量化とともに、成形に関して最適化された適合性さらには最適化された機械的特性を有する、平鋼製品を提供することが本発明の目的であった。

さらに、このような平鋼製品を製造するための方法が特定化された。

本発明によれば、この目的は、冷間圧延された平鋼製品に関して、請求項１で特定される態様を有する製品を提供することによって達成される。

上記の課題に対する本方法に関する本発明の解決法は、本発明の平鋼製品の製造時に、請求項１０で特定されるステップを実行することである。

本発明の有利な構成が従属請求項で特定されており、本発明の一般的概念として以下で具体的に説明されている。

深絞りを適用するための本発明の冷間圧延された平鋼製品は、鋼から成り、この鋼は、鉄及び不可避の不純物に加えて、（重量％で）、Ｃ：０．００８％乃至０．１％、Ａｌ：６．５％乃至１２％、Ｎｂ：０．１％乃至０．２％、Ｔｉ：０．１５％乃至０．５％、Ｐ：最大０．１％、Ｓ：最大０．０３％、Ｎ：最大０．１％及び任意に、「Ｍｎ、Ｓｉ、希土類金属、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ」から成る群のうちの１又はそれ以上の元素を以下の条件で含んでおり、これらの元素は、Ｍｎ：最大１％、希土類金属：最大０．２％、Ｓｉ：最大２％、Ｚｒ：最大１％、Ｖ：最大１％、Ｗ：最大１％、Ｍｏ：最大１％、Ｃｒ：最大３％、Ｃｏ：最大１％、Ｎｉ：最大２％、Ｂ：最大０．１％、Ｃｕ：最大３％、Ｃａ：最大０．０１５％という条件である。Ｔｉ含有量％ＴｉとＮｂ含有量％Ｎｂとの比％Ｔｉ／％Ｎｂは、２．５≧％Ｔｉ／％Ｎｂ≧１．５であり、特に、２．２≧％Ｔｉ／％Ｎｂ≧１．８である。

本発明の平鋼製品のために本発明にしたがって予想される合金化方法では、鉄は別として、Ａｌ、チタン及びニオブのみが、必須の構成要素である。

本発明の冷間圧延された鋼帯は、少なくとも１．３のｒ値を特徴としており、本発明の平鋼製品は、通常、１．３を超えるｒ値を達成する。深絞りの過程で薄くなる傾向は、度合いの高い深絞りが可能となるとともに、ｒ値の上昇とともに減少するため、高いｒ値は、本発明の冷間圧延された平鋼製品の良好な深絞り性を示す。そうでなければ、薄くなった部位での構成要素の破損のリスクがあろう。

本発明の冷間圧延された平鋼製品は、ただ高いｒ値を有するだけではなく、通常１８％を超える伸びＡ５０を達成する。最適なプロセス条件の下で製造される本発明の平鋼製品は、２５％以上の伸びＡ５０を有する。

同時に、完全にフェライト相で実質的にκ−炭化物（Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ炭化物）のないことが、本発明の平鋼製品の微細構造の特徴的態様である。したがって、本発明の平鋼製品のκ−炭化物含有量は、０容量％（実質的に、κ−炭化物がない状態）から最大でも０．１容量％である。最小限のκ−炭化物含有量は、本発明の平鋼製品の信頼性のあるプロセス可能性を保証する。

微細構造の結晶粒が元来球晶（ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｃ）であることが、本発明に係る組成を有する平鋼製品のさらなる態様である。同時に、鋼帯の横方向である粒子の幅に対する圧延方向の粒子の長さの比が、概して、１．５未満、特に、１．２未満である。換言すれば、結晶粒の長さは、その幅よりも５０％、特に最大で２０％大きい。

必須の構成要素とともに、本発明の鋼は、特定の特性を達成するために、多くのさらなる合金化元素を含み得る。この目的のために有用な元素は、「Ｍｎ、Ｓｉ、希土類金属、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ」からから成る群にまとめられる。任意に添加されるこれらの合金元素のそれぞれが、本発明の鋼中に、存在し又は全体として存在せず、また特定の元素は、効果の無い量で本発明の平鋼製品に存在する場合に「存在しない」とみなされ、このため、製造時の不可避な結果である不純物の１つとしてみなされる。

アルミニウムは、６．５重量％乃至１２重量％の含有量で本発明の鋼の中に存在するが、効果的なＡｌ含有量は、所望の密度減少に関して、６．８重量％を超える。本発明の平鋼製品の典型的なＡｌ含有量は、６．５重量％乃至１０重量％の範囲内であり、特に、６．８重量％乃至９重量％である。高いＡｌ含有量の存在は、鋼の密度を減らし、その耐腐食性及び耐酸化性を際立って改善する。同時に、このような含有量のＡｌは、引張強さを増加させる。しかしながら、過度に高いＡｌ含有量は、ｒ値の減少で表される成形性の低下につながる可能性がある。Ａｌの悪影響を最小限にするために、Ａｌ含有量が、最大で１２重量％に制限される。減少密度と加工性との最適化された比は、６．５重量％乃至１０重量％のＡｌ、特に少なくとも６．８重量％のＡｌが、本発明の鋼に存在する場合に達成される。

本発明の鋼のＣ含有量は、最大でも０．１重量％に制限され、特に好ましいＣ含有量は、０．０１５重量％乃至０．０５重量％、特に、０．００８重量％乃至０．０５重量％である。約０．１重量％のＣ含有量により、粒界に望ましくない脆いカッパ−炭化物（「κ−炭化物」）を形成する可能性があり、結果として熱間及び冷間成形性が減少する。

κ−炭化物（Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ化合物）の形成の防止は、本発明の鋼にとって、特に重要である。κ−炭化物は、高温での一般的な鋼の処理の過程における熱間処理の際の早期の段階で、粒界に形成し、材料の脆化につながる。本発明の要件の範囲内にある炭化物形成合金元素の添加は非常に低いＣ含有量を設定し、このため、κ−炭化物の形成を実質的に防止する。

本発明の鋼では、この目的のために、主として、０．１５重量％乃至０．５重量％のＴｉ及び０．１重量％乃至０．２重量％のＮｂが存在する。同時に、Ｔｉ含有量が０．１５重量％乃至０．３重量％の場合に、特に運用上信頼性のある方法で、チタンの効果を利用し得る。同じことが、Ｎｂが０．１重量％乃至０．１５重量％の含有量で本発明の鋼に存在する場合に、ニオブに適用される。同時に、Ｔｉ及びＮｂそれぞれの含有量を、それらが、これらの含有量の比に関して本発明にしたがって要求される条件に合うように調整する必要がある。これらの要件を満たすＴｉ及びＮｂの含有量は、平鋼製品の成形性を促進する微細構造の形成を促進する、本発明の鋼において微細に分散したＴｉ及びＮｂ炭化物の形成をもたらす。同時に、成形性の妨げになり脆化のリスクを引き起こすＦｅ−Ａｌ−Ｃ炭化物の形成につながるであろう自由な炭素が固着される。しかしながら、過度に高いＴｉ及びＮｂ含有量のケースでは、これらの元素の望ましくない堆積が鋼の中に形成され、これにより、靱性及び成形性の減少につながる。

Ｖ、Ｚｒ及びＷは、同じように、効果的な炭化物形成元素であり、最大で１重量％の含有量で、本発明にしたがって予想される必須の含有量のＮｂ及びＴｉの効果を補う。Ｖ、Ｚｒ及びＷの効果は、それぞれの含有量が、最大で０．５重量％、特に０．３重量％に制限される場合に、特別な目標志向の方法で活用し得る。

最大で１重量％、特に最大で０．５重量％の含有量のＭｎの添加が、本発明の鋼の熱間成形性及び溶接性を改善し得る。さらに、Ｍｎは溶解の工程における脱酸を促進し、鋼の強度の増加に寄与する。Ｍｎのこれらの好ましい効果は、Ｍｎ含有量が０．０５重量％乃至０．５重量％の場合に、特に効果的な方法で利用される。

Ｍｏは、各ケースにおいて、最大で１％の含有量で、本発明の鋼に存在し得る。Ｍｏは同様に炭化物を形成し、本発明の平鋼製品の引張強さ、クリープ抵抗及び疲労抵抗の増加に寄与する。ＭｏとＣとによって形成される炭化物は特に微細であるため、本発明の平鋼製品の微細構造の細かさを改善する。しかしながら、高いＭｏ含有量は、熱間及び冷間成形性を悪化させる。これを特に信頼性のある方法で防止するために、本発明の鋼に任意に存在するＭｏ含有量は、０．５重量％に制限され得る。

本発明にしたがって処理された鋼の特性に関して、硫黄及びリンによる悪影響を防止するために、Ｓ含有量が、最大で０．０３重量％、好適には最大で０．０１重量％に制限され、Ｐ含有量が、最大で０．１重量％、好適には最大で０．０５重量％に制限される。

本発明の平鋼製品のＮ含有量が、大量のＡｌ窒化物の形成を防止するために、０．１重量％以下、特に０．０２重量％以下、好適には０．００１重量％以下に制限される。これらは、機械的特性を悪化させる。

最大で０．２重量％の希土類金属の存在が、本発明の平鋼製品の耐酸化性の改善及び強度の増加に寄与する。同時に、希土類金属の含有は脱硫及び脱酸作用を有する。各希土類金属によって形成される酸化物は、追加的に、結晶成長抑制作用を有しており、技術的特性の改善に関して有益なテクスチャ選択を促進する。適切な希土類金属は、特にＣｅ及びＬａである。本発明の鋼における希土類金属の好ましい効果は、希土類金属の含有量が最大で０．０５重量％の範囲内の場合に、特別な目標志向の方法で利用され得る。

原則として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ、Ｍｏ元素のうちの１又はそれ以上の存在によって各ケースで形成される炭化物は、本発明の鋼の強度の増加に寄与する。

最大で２重量％、特に最大で０．５重量％の含有量のＳｉは、同様に、本発明の鋼の溶解工程における脱酸を促進し、強度及び耐腐食性を増加させる。しかしながら、過度に高い含有量のケースでは、Ｓｉの存在は、鋼の延性及び溶接に対するその適切性を減らす。本発明の鋼の典型的なＳｉ含有量は、０．１重量％乃至０．５重量％、特に０．１重量％乃至０．２重量％の範囲内である。

最大で３重量％の含有量のＣｒの添加もまた、本発明の鋼中に存在する炭素を炭化物を生成するよう結び付ける。同時に、Ｃｒの存在は耐腐食性を増加させる。本発明の鋼中のＣｒの特性の有利な点は、Ｃｒが最大で１重量％、特に０．５重量％の含有量で存在する場合に、特別に意図のある方法で達成される。

再結晶化温度の上昇を防止するために、本発明の鋼のＣｏ含有量が、最大で１重量％、特に最大で０．５重量％、好適には最大で０．３重量％に制限される。

最大で２重量％、特に１重量％の含有量のニッケルが、同様に、本発明の鋼の強度及び靱性の増加に寄与する。さらに、Ｎｉは耐腐食性を増加させ、本発明の鋼の微細構造における主要なフェライトの割合を減少させる。Ｎｉは、最大で０．５重量％の含有量で本発明の鋼中で特別に実用的な方法で利用され得る。

Ｂの添加は、同様に、本発明の鋼の成形性を促進する微細な微細構造の形成につながる。しかしながら、過度に高いＢの含有量は、冷間成形性及び耐酸化性を弱める可能性がある。このため、本発明の鋼のＢ含有量は、０．１重量％、特に最大０．０１重量％、好適には０．００５重量％に制限される。

最大で３重量％のＣｕ含有量が、本発明の鋼の耐腐食性を改善するが、より高い含有量のケースでは、熱間成形性及び溶接性を悪化させる。このため、本発明の実用的な形態におけるＣｕ含有量は、存在する場合、最大で１重量％、特に０．５重量％に制限される。

最大で０．０１５重量％、特に０．００５重量％又は０．００３重量％の含有量のＣａが、本発明の鋼において、耐腐食性を減らし得る硫黄を固着する。

本発明の冷間圧延される平鋼製品の製造において、
−上述の詳細のような本発明に係る組成を有する溶鋼を溶解するステップ、
−溶鋼を鋳造して、ブロック、スラブ、薄スラブ又は鋳片といった予製品を提供するステップから成る工程が、本発明にしたがって実施される。特に効果的な方法は、ここでは、最終寸法に近い鋳片を与えるよう鋳造することである。最終寸法に近い鋳造は、本来この目的のために知られた従来の鋳造設備を使用することによって、達成され得る。これらの一例は、「２段式ロールストリップキャストマシン」である。この方法は、同時に移動する恒久的な型で動作するため、恒久的な型と凝固ストリップシェルとの間に相対的移動は無い。このようにして、これらの方法はキャスティングパウダーなしに動作でき、これにより、本発明の平鋼製品の製造に関する主要な材料を製造するために原則として良く適合する。ストリップキャストの別の肯定的要因は、鋳片が、せいぜい冷却される前に低い機械的ストレスを受けることであり、高温域でのクラック形成のリスクが最小限となる。

本発明にしたがって鋳造される鋼の溶解の工程において、溶鋼の良好な混合を確実にするために、少なくとも１５分の待ち時間が合金の最終的添加と鋳込みとの間に経過するのを要する。典型的な鋳込み温度は、約１５９０℃の領域である。

実地試験により、本発明の鋼はまた、ブロックに鋳造され、その後で分塊圧延によってスラブを与えるよう延ばされ得ることが分かっている。

必要に応じて、予製品が、１０００℃乃至１３００℃の温度で予熱処理を受けるか、又は、この温度範囲に保持されるが、特に実用的な予熱温度は、ここでは１２００℃乃至１３００℃、特に１２００℃乃至１２８０℃であることが分かっている。予製品がスラブの場合、この予熱の継続時間は、例えば１２０分乃至２４０分である。

予製品は、予熱温度への任意の加熱の後に適切な場合、熱間圧延されて熱延鋼板を与えるが、圧延終了温度は８２０℃超、特に８５０℃超であり、実際には８３０℃乃至９６０℃の熱間圧延終了温度が定められる。実地試験では、８４０℃乃至８８０℃の範囲内の熱間圧延終了温度が、特に好ましいことが分かっている。

得られる熱延鋼板はコイルを形成するよう巻かれるが、巻線温度は最大で７５０℃、特に最大で６５０℃である。実際には、定められる典型的な巻線温度は４５０℃乃至７５０℃、特に５００℃＋／−２０℃である。このため、得られる熱延鋼板は、鋼板の中心部において、鋼板の方向に測定される１００μｍを超える平均的なフェライト結晶粒長さを有する。

巻いた後に熱延鋼板が焼鈍される。この焼鈍は、本発明にしたがって製造される平鋼製品の特性のために、特に重要である。熱延鋼板の焼鈍は、６５０℃を超えて最大で１２００℃に及ぶ、特に７００℃乃至９００℃の焼鈍温度で行われる。約８５０℃、特に８５０℃＋／−２０℃の焼鈍温度は、特に実用的であることが分かっている。ベル型焼鈍として行われるこの焼鈍を目的として想定される焼鈍時間は、一般に１時間乃至５０時間である。

本発明にしたがって規定される温度範囲内で行われる焼鈍の結果、熱延鋼板は、その高いＡｌ含有量に拘わらず、顕著なエッジクラックさらにはストリップクラックの発生なしに、冷間圧延され得る。熱延鋼板の焼鈍は、十分に回復したストリップの中心領域を生成し、冷間圧延の圧延抵抗を下げ、達成可能な最大の冷間圧延のレベルを上げる。熱延鋼板の焼鈍によって引き起こされるテクスチャの選択及び高い冷間成形レベルは、特性の所望のプロファイルを備えた適切な冷延鋼板のテクスチャの形成を促進する。熱延鋼板の焼鈍のための特に適切な方法は、上記のような変形例にしたがって設定される６５０℃を超えるピーク温度を備えたベル型焼鈍工程である。

必要な場合、焼鈍の後に、熱延鋼板に付着した残留物を除去するために、熱延鋼板の酸洗を行い得る。

焼鈍され任意に酸洗された熱延鋼板は、その後冷間圧延され、冷間圧延された平鋼製品を生成する。冷間圧延は、１又は２のステージで実施し得る。２段冷間圧延のケースでは、冷間圧延のステージ間において、既知の方法で中間焼鈍を行い得る。中間焼鈍を備えた２段冷間圧延は、有益なテクスチャ選択を促進する。

各ケースにおいて、冷間圧延では、冷間圧延の終盤の前に実施される圧延段階が、最大の冷間成形レベルで行われる。１段冷間圧延のケースでは、これは、熱延鋼板が少なくとも６５％の冷間成形レベルで冷間圧延されることを意味し、２段及び多段冷間圧延のケースでは、中間焼鈍の後に、少なくとも６５％といった冷間成形レベルが達成される。最適な圧延結果を得るために、２段冷間圧延を、第１段階における冷間成形レベルが少なくとも４０％で、最終段階における冷間成形レベルが少なくとも６５％、特に７０％超、例えば少なくとも８０％となるような方法で実施し得る。

各ケースにおける冷間圧延の最終段階における少なくとも６５％の高い冷間成形レベルは、適切な冷延鋼板のテクスチャの形成を促進する。この効果は、特に、本発明の方法で合金化されるＴｉ／Ｎｂ合金材料のケースで際立っている。

冷間圧延の後に得られた冷延鋼板に焼鈍を施すが、この焼鈍は、連続焼鈍工程で又はベル型焼鈍といったバッチ式で実施される。冷間圧延の工程で任意に実施される最終焼鈍及び中間焼鈍のいずれも、既知の温度及び焼鈍時間で従来の方法で実施される。冷延鋼板の最終焼鈍において、再結晶化した微細構造及び有益なテクスチャを有する材料が形成される。得られるテクスチャは、１．３を超えるｒ値をもたらす、４未満の低カバレージのα−繊維及び４を超える相当なカバレージのγ−繊維を特徴とする。

冷延鋼板の特別な焼鈍は、１分乃至２０分の一般的な焼鈍時間に亘った７５０℃乃至８５０℃の焼鈍温度を備えた連続コンベヤ焼鈍システムで達成でき、特に実用的な焼鈍温度は、２分乃至５分の焼鈍時間とともに、７８０℃超、特に８００℃乃至８５０℃であることが分かっている。代替的に、各焼鈍はベル型焼鈍システムで実施でき、このシステムでは、焼鈍温度が６５０℃超、特に６５０℃乃至８５０℃、及び焼鈍時間は１時間乃至５０時間である。実際には、７００℃乃至８００℃の焼鈍温度及び１時間乃至３０時間の焼鈍時間が、ベル型焼鈍で特に有用であることが分かっている。

任意に得られる冷延鋼板を、例えばその耐腐食性を改善するために、例えばＡｌ又はＺｎに基づく金属保護層でカバーし得る。この目的に適した方法は、既知のコーティング方法である。

本発明を試験するために、本発明に係る３つの溶解物Ｉ１、Ｉ２およびＩ３及び比較とする２つの溶解物Ｃ１及びＣ２が溶解され、それらの組成が表１で示されている。

溶鋼Ｉ１及びＩ２は鋳造され、ブロックの形式の予製品を形成する。そして、ブロックを、各ケースにおいて２時間の予熱時間に亘って予熱温度ＰＨＴに加熱し、その後、ブルームをしてスラブを形成する。

次に、加熱されたスラブを、熱間圧延終了温度ＨＥＴで熱間圧延して熱延鋼板を形成し、得られた熱延鋼板を巻線温度ＷＴで巻いてコイルを形成する。

２段式ストリップキャストシステムにより、鋳片が、溶鋼Ｉ３から予製品として製造され、その後、同様にして熱間圧延終了温度ＨＥＴを備えた熱延鋼板を形成する。熱延鋼板を形成するプロセスは、ストリップキャストに続く連続的且つ絶え間ないプロセスシーケンスで達成され、熱間圧延ユニットの中に入ることによって得られる予製品は、本発明にしたがって規定される予熱温度の範囲内の温度を既に有しており、予熱は不要であった。鋼Ｉ３から製造される熱延鋼板もまた、熱間圧延の後で巻線温度ＷＴでコイルを形成するよう巻かれる。

巻線の後、各ケースで製造された熱延鋼板は、表２で特に明記しない限り、各ケースにおいて８時間の焼鈍時間に亘って焼鈍温度ＡＴでベル型焼鈍システムで焼鈍を施される。

このようにして焼鈍された熱延鋼板は、それぞれ、１段階又は冷間圧延レベルＣＲＬ１（第１の冷間圧延段階の冷間圧延レベル）及びＣＲＬ２（各第２の冷間圧延段階の冷間圧延レベル）を備えた２段階で冷間圧延され、冷延鋼板を形成する。冷延鋼板が２段階で形成される場合、中間焼鈍温度ＩＡＴでの中間焼鈍が、冷間圧延の段階間で各ケースにおいて施される。冷間圧延の後、冷間圧延された平鋼製品が焼鈍温度ＦＡＴで最終焼鈍を施される。中間焼鈍及び最終焼鈍は、それぞれ、連続運転で実行される。

各予熱温度ＰＨＴ、熱間圧延終了温度ＨＥＴ、巻線温度ＷＴ、焼鈍温度ＡＴ、各冷間圧延レベルＣＲＬ１及びＣＲＬ２は、及び各中間焼鈍温度ＩＡＴ及び最終焼鈍温度ＦＡＴは、表２に開示されている。

このようにして製造された冷間圧延された鋼帯で判定される機械的特性である、「降伏点Ｒｐ０．２」、「引張強さＲｍ」、「伸びＡ５０」、「ｒ値ｒ」及び「ｎ値ｎ」が、表３に開示されている。全ての機械的／技術的パラメータは、横方向で判定された。さらに、表３は、α−繊維及びγ−繊維のカバレージの最大値を開示している。

本発明の組成の鋼Ｉ１及びＩ２から本発明の方法で製造された冷間圧延された鋼帯が、通常は３００ＭＰａを超え、特に３２０ＭＰａを超え、その一方で、３８０Ｍｐａ以上の値に達する降伏点を有し、通常４６０ＭＰａを超え、特に４８０ＭＰａを超え、その一方で、５３０Ｍｐａ以上の値に達する引張強さを有し、少なくとも１８％、通常２１％超、特に２５％超の伸びの値Ａ５０を有し、その一方で常に１．３以上のｒ値を有することが分かる。

本発明に従わない組成を有する冷間圧延された鋼帯は、これらの鋼帯が、本発明に係る冷間圧延された平鋼製品の製造で確立されたパラメータに厳密に適合した製造パラメータを採用して製造されている場合でさえも、このようなｒ値に達しない。また、本発明に係る組成を有するが本発明にしたがって処理されていない平鋼製品も、本発明にしたがって製造された平鋼製品の特性に達せず、冷間圧延することさえできない。

本発明にしたがって製造された鋼帯は、したがって、それらの高いＡｌ含有量に拘わらず、この目的に関する複雑な合金化又はプロセスの技術的手段の要請なしに、深絞りに関して優れた適合性を有する。

最適な成形特性（ｒ≒２、ｎ≒０．２、Ａ５０≒３０％）を有する平鋼製品は、本発明の合金、高い冷間成形レベル及び低い熱間圧延温度（約８５０℃）の組み合わせを通して達成される。

本発明の鋼から本発明に係る方法で冷間圧延された鋼帯は、Ｆｅ（Ａｌ）固溶マトリクスとともに、硬化した初期の規則相の発生を含む。標準的な熱間圧延パラメータのケースでは、圧延は完全にフェライト相領域で達成され、熱延鋼板が典型的な３層の微細構造とともに得られ、この微細構造はまた、再結晶された球晶のエッジ領域及び柱状晶を備えた単に回復したコア領域を特徴とする。本発明にしたがって施される熱延鋼板の焼鈍は回復領域の転位密度を減らし、冷間圧延による次の加工をし易くする。熱延鋼板の焼鈍なしではα−繊維テクスチャ成分が顕著となるが、熱延鋼板の焼鈍ではあまり著しくない。最大５０％の低い最大冷間圧延レベルは、少ないγ−繊維テクスチャ成分をもたらすが、少なくとも６５％、特に少なくとも８０％の高い冷間圧延レベルによる１段の冷間圧延、又は最終圧延段階で対応して高い形成を備えた２段階で行われる冷間圧延は、顕著なγ−繊維をもたらす。これらの依存関係は、８３０℃乃至９６０℃の範囲、特に８４０℃乃至８８０℃の比較的低い熱間圧延終了温度のケースでより顕著である。

冷間圧延された得られる平鋼製品の成形特性は、テクスチャにより左右される程度に影響を受ける。高いｒ値及びｎ値及び破断時の高い伸びＡ５０は、特に、γ−繊維テクスチャ成分がα−繊維テクスチャ成分に対して優勢の場合に生じる。本発明の範囲内のＮｂ及びＴｉを組み合わせた含有、本発明にしたがって規定された熱延鋼板の焼鈍、及び本発明にしたがって与えられる冷間圧延パラメータは、この目的を確実に達成させる。

Claims (13)

1. 深絞りを適用するための冷延鋼板であって、
   鉄及び不可避の不純物に加えて、重量％で、
   炭素（Ｃ）：０．００８％乃至０．１％、
   アルミニウム（Ａｌ）：６．５％乃至１２％、
   ニオブ（Ｎｂ）：０．１％乃至０．２％、
   チタン（Ｔｉ）：０．１５％乃至０．５％、
   リン（Ｐ）：最大０．１％、
   硫黄（Ｓ）：最大０．０３％、
   窒素（Ｎ）：最大０．１％
   及び任意に、「Ｍｎ、Ｓｉ、希土類金属、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ」から成る群のうちの１又はそれ以上の元素を以下の条件で含む鋼から成り、
   マンガン（Ｍｎ）：最大１％、
   希土類金属：最大０．２％、
   ケイ素（Ｓｉ）：最大２％、
   ジルコニウム（Ｚｒ）：最大１％、
   バナジウム（Ｖ）：最大１％、
   タングステン（Ｗ）：最大１％、
   モリブデン（Ｍｏ）：最大１％、
   クロム（Ｃｒ）：最大３％、
   コバルト（Ｃｏ）：最大１％、
   ニッケル（Ｎｉ）：最大２％、
   ホウ素（Ｂ）：最大０．１％、
   銅（Ｃｕ）：最大３％、
   カルシウム（Ｃａ）：最大０．０１５％
   Ｔｉ含有量％ＴｉとＮｂ含有量％Ｎｂとの比％Ｔｉ／％Ｎｂが、
   ２．５≧％Ｔｉ／％Ｎｂ≧１．５であり、
   前記冷延鋼板の微細構造が、０％乃至０．１容量％のκ炭化物を含んでおり、
   前記冷延鋼板は、ｒ値が１．３乃至２．０５で、ｎ値が０．１４乃至０．１９で、伸びＡ５０が１８乃至２９．５％であることを特徴とする冷延鋼板。
2. 請求項１に記載の冷延鋼板において、
   当該冷延鋼板のアルミニウム含有量が、６．５乃至１０重量％であることを特徴とする冷延鋼板。
3. 請求項１又は２に記載の冷延鋼板において、当該冷延鋼板のアルミニウム含有量が、６．８重量％超であることを特徴とする冷延鋼板。
4. 請求項１乃至３のいずれか１項に記載の冷延鋼板において、
   当該冷延鋼板の炭素含有量が、最大で０．０５重量％であることを特徴とする冷延鋼板。
5. 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の冷延鋼板において、
   当該冷延鋼板のニオブ含有量が、０．１乃至０．１５重量％であることを特徴とする冷延鋼板。
6. 請求項１乃至５のいずれか１項に記載の冷延鋼板において、
   当該冷延鋼板のチタン含有量が、０．１５乃至０．３重量％であることを特徴とする冷延鋼板。
7. 請求項１乃至６のいずれか１項に記載の冷延鋼板において、
   当該冷延鋼板の微細構造の結晶粒における、圧延方向の結晶の長さと前記冷延鋼板の横方向の結晶の幅との比が、１．５未満であることを特徴とする冷延鋼板。
8. 深絞りを適用するための冷間圧延による冷延鋼板を製造するための方法であって、
   前記冷延鋼板は、ｒ値が１．３乃至２．０５で、ｎ値が０．１４乃至０．１９で、伸びＡ５０が１８乃至２９．５％であり、
   鉄及び不可避の不純物に加えて、重量％で、
   炭素（Ｃ）：０．００８％乃至０．１％、
   アルミニウム（Ａｌ）：６．５％乃至１２％、
   ニオブ（Ｎｂ）：０．１％乃至０．２％、
   チタン（Ｔｉ）：０．１５％乃至０．５％、
   リン（Ｐ）：最大０．１％、
   硫黄（Ｓ）：最大０．０３％、
   窒素（Ｎ）：最大０．１％
   及び任意に、「Ｍｎ、Ｓｉ、希土類金属、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｎ」から成る群のうちの１又はそれ以上の元素を以下の条件で含む鋼を溶融するステップであって、
   マンガン（Ｍｎ）：最大１％、
   希土類金属：最大０．２％、
   ケイ素（Ｓｉ）：最大２％、
   ジルコニウム（Ｚｒ）：最大１％、
   バナジウム（Ｖ）：最大１％、
   タングステン（Ｗ）：最大１％、
   モリブデン（Ｍｏ）：最大１％、
   クロム（Ｃｒ）：最大３％、
   コバルト（Ｃｏ）：最大１％、
   ニッケル（Ｎｉ）：最大２％、
   ホウ素（Ｂ）：最大０．１％、
   銅（Ｃｕ）：最大３％、
   カルシウム（Ｃａ）：最大０．０１５％
   Ｔｉ含有量％ＴｉとＮｂ含有量％Ｎｂとの比％Ｔｉ／％Ｎｂが、２．５≧％Ｔｉ／％Ｎｂ≧１．５である、ステップと、
   前記溶融した鋼を鋳造して半製品を形成するステップと、
   任意に、１０００乃至１３００℃の予熱温度に前記半製品を加熱又は保持するステップと、
   前記半製品を熱間圧延して熱延鋼板を形成するステップであって、熱間圧延終了温度が、８２０乃至１０００℃である、ステップと、
   前記熱延鋼板を巻き取ってコイルを形成するステップであって、巻線温度が室温乃至７５０℃の範囲内である、ステップと、
   １乃至５０時間の焼鈍時間に亘って６５０℃を超え最大１２００℃の焼鈍温度で前記熱延鋼板を焼鈍するステップと、
   任意に、前記熱延鋼板を酸洗するステップと、
   焼鈍且つ任意に酸洗した前記熱延鋼板を冷間圧延して、少なくとも７０％の総冷間圧延度を有する１又はそれ以上の段階で冷間圧延された冷延鋼板を形成するステップと、
   最後に、６５０乃至８５０℃の最終焼鈍温度で前記冷間圧延された冷延鋼板を焼鈍するステップと、
   を具えることを特徴とする方法。
9. 請求項８に記載の方法において、前記半製品が鋳造片であることを特徴とする方法。
10. 請求項８又は９に記載の方法において、前記熱間圧延終了温度が８３０乃至９６０℃であることを特徴とする方法。
11. 請求項８乃至１０のいずれか１項に記載の方法において、前記巻線温度が４５０乃至７５０℃であることを特徴とする方法。
12. 請求項８乃至１１のいずれか１項に記載の方法において、前記熱延鋼板の焼鈍が、ベル型焼鈍として実施されることを特徴とする方法。
13. 請求項８乃至１１のいずれか１項に記載の方法において、前記冷間圧延が、２又はそれ以上の段階で実施され、中間焼鈍が、冷間圧延の段階の間で行われることを特徴とする方法。