JP6603669B2 - 高強度の平鋼製品を製造するための方法 - Google Patents

Description

本発明は、少なくとも７００ＭＰａの降伏強度を有し、少なくとも７０体積％程度にベイナイト系ミクロ組織を有する平鋼製品を製造する方法に関する。

ここで問題となっているタイプの平鋼製品は、通常、鋼ストリップまたは鋼シートのような圧延製品、ならびにそれらから製造されるブランクおよびプレートである。

より詳細には、本発明は、少なくとも３ｍｍの厚さを有する高強度「厚板」を製造する方法に関する。

本願で特定された鋼組成の含有量に関するすべての数字は、明確に記述されない限り、重量に基づく。故に鋼合金に関連するすべての不定の「％数字」は、「重量％」単位の数字と見なされるべきである。

高強度平鋼製品は、これらが車両の固有重量の低減および積載量の増大を可能にするので、車両構築の分野において特に重要性が増している。低重量であることは、各駆動ユニットの技術的性能力の最適な利用に貢献するだけでなく、資源効率、コストの最適化および気候保護を促進する。

鋼シート構築物の固有重量の重要な低減は、いずれの場合も加工処理されている平鋼製品の機械的特性、特に強度の向上によって達成できる。高強度に加えて、車両構築を目的とする現代の平鋼製品はまた、良好な靭性特性、良好な脆性耐性特徴ならびに冷間成形および溶接のための最適な適合性を有することが期待される。

こうした特性の組み合わせは、好適な合金概念および特定の製造方法の選択によって達成できることが知られている。７００ＭＰａの最小降伏強度を有する高強度厚板を製造する従来の方法の場合、手順は以下の通りである。まず、スラブを熱間圧延し、圧延後、空気下で冷却する。その後、シートを再加熱し、硬化し、焼き戻し処理に供する。故にプロセスは、機械的特性を得るために、いくつかの段階を含む。関連した製造工程の多くは、比較的高い製造コストを導く。正確なプロセス制御も、所望の靭性特性および表面品質を得るために必要とされる。

欧州特許出願公開第２１３０９３８号（特許文献１）には、熱間圧延平鋼製品を製造する方法が開示されており、ここで溶融物を、鉄および不可避不純物（重量％単位）だけでなく、０．０１重量％〜０．１重量％のＣ、０．０１重量％〜０．１重量％のＳｉ、０．１重量％〜３重量％のＭｎ、０．１重量％以下のＰ、０．０３重量％以下のＳ、０．００１重量％〜１重量％のＡｌ、０．０１重量％以下のＮ、０．００５重量％〜０．０８重量％のＮｂ、および０．００１重量％〜０．２重量％のＴｉを含有するスラブに鋳造し、ここで以下の条件がそれぞれのＮｂ含有量％ＮｂおよびそれぞれのＣ含有量％Ｃに適用される：％Ｎｂ×％Ｃ≦４．３４×１０^−３。

溶融物の鋳造および固化の後、既知の方法において、鋼スラブは、いずれの場合にも鋳造されている鋼のＣおよびＮｂ含有量の関数として決定される下限および１１７０℃の上限を有する温度範囲に再加熱される。続いて、再加熱されたスラブは、１０８０〜１１５０℃の終了温度にて粗圧延される。３０〜１５０秒待機した後、その過程において再加熱されたスラブは１０００〜１０８０℃に維持され、予備加熱されたスラブは次いで熱間仕上圧延されて熱間ストリップを与える。熱間圧延の最後の圧下率における成形レベルは、３％〜１５％であるべきである。

既知のプロセスにおいて、熱間圧延は、加工処理されている鋼のＡｒ３温度に少なくとも対応する熱間圧延終了温度で、９５０℃以下の温度にて終了させる。熱間圧延を終了した後、得られた熱間ストリップは、１５℃／ｓを超える冷却速度にて、４５０〜５５０℃の巻き取り温度まで冷却され、この温度でコイルに巻き取られる。

こうして製造された熱間ストリップにおいて、固溶体中に存在する炭素の結晶粒界密度は、１〜４．５原子／ｎｍ^２となり得、粒子境界にて分離されるセメンタイト結晶粒のサイズは、１μｍ以下となり得る。これらの特性を有し、既知の方法によって製造されている平鋼製品は、十分な高用量合金含有量を前提として、７８０ＭＰａを超える引張強度および７２６ＭＰａまでの降伏強度を有し得る。このようにして、既知の様式で製造された熱間ストリップは、自動車構築に使用するのに特に適した特性の組み合わせを有し得る。最適な表面特徴は、熱間圧延前にスラブが加熱される再加熱温度を、上述の温度範囲に制限することによって得られ、こうして熱間圧延の過程において熱間ストリップ表面に組み込まれ得るスケールの過剰な形成を回避し得る。

欧州特許出願公開第２１３０９３８号

上記で説明された先行技術の背景に対して、本発明の目的は、自動車構築における使用に関して最適化されている機械的特性を有し、同様に最適化された表面特徴を有する高強度鋼シートを実際に製造できる方法を特定することである。

本発明は、請求項１で特定される方法によってこの目的を達成する。

本発明の有利な構成は、従属請求項で特定され、本発明の一般的な概念と同様に、以降において個々に説明される。

従って、少なくとも７００ＭＰａの降伏強度を有し、少なくとも７０体積％程度にベイナイト系ミクロ組織を有する平鋼製品を製造するための本発明の方法は以下の工程を有する：
ａ）以下（重量％単位）からなる鋼溶融物を製錬する工程
Ｃ：０．０５％〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１５％〜０．５００％、
Ｍｎ：１．６０％〜２．００％、
Ｐ：０．０２５％まで、
Ｓ：０．０１０％まで、
Ａｌ：０．０２０％〜０．０５０％、
Ｎ：０．００６％まで、
Ｃｒ：０．４０％まで、
Ｎｂ：０．０６０％〜０．０７０％、
Ｂ：０．０００５％〜０．００２５％、
Ｔｉ：０．０９０％〜０．１３０％、
および０．１２％までのＣｕ、０．１００％までのＮｉ、０．０１０％までのＶ、０．００４％までのＭｏおよび０．００４％までのＳｂを含む技術的に不可避の不純物、
ならびに
残部としての鉄；
ｂ）この溶融物を鋳造してスラブを得る工程；
ｃ）このスラブを１２００〜１３００℃の再加熱温度に再加熱する工程；
ｄ）９５０〜１２５０℃の粗圧延温度および粗圧延によって達成される少なくとも５０％の総圧下率にてスラブを粗圧延する工程；
ｅ）粗圧延されたスラブを熱間仕上圧延する工程であって、この熱間仕上圧延が、８００〜８８０℃の熱間圧延終了温度にて終了する工程；
ｆ）熱間仕上圧延の後１０ｓ以内から開始して、熱間仕上圧延された平鋼製品を、少なくとも４０Ｋ／ｓの冷却速度にて５５０〜６２０℃の巻き取り温度に急冷する工程；
ｇ）熱間仕上圧延された平鋼製品を巻き取る工程。

本発明の方法は、厳しい限度内で互いに適合した合金構成要素および合金含有量を有する鋼合金に基づき、こうして作動上信頼できる様式にて行われることができる手順において、最大化された機械的特性および最適化された表面特徴がいずれの場合でも得られるようになる。

以降で説明されるように、工程ａ）において本発明に従って製錬される鋼合金の合金構成要素および合金含有量は、本発明に従って特定される工程に準拠する場合に、軽量鋼構築、特に特定用途車構築の分野において使用するのに特に適した特性の組み合わせを有する熱間圧延平鋼製品を確実に製造できるように選択される：
Ｃ：本発明に従う加工処理された鋼の炭素含有量は、０．０５重量％〜０．０８重量％である。所望の強度特性を達成するために、少なくとも０．０５重量％のＣ含有量が必要とされる。しかし、炭素含有量が高過ぎると、本発明に従って加工処理される鋼の靭性特性または溶接性および成形性が損なわれる。この理由から、炭素含有量は０．０８重量％以下に制限される。
Ｓｉ：ケイ素は、本発明に従って加工処理されている鋼の脱酸素剤として、靭性特性の改善のために使用される。しかし、ケイ素含有量が高過ぎると、靭性特性、特に溶接結合の熱影響部の靭性が大きく損なわれる。こうした理由から、本発明に従って加工処理されている鋼のケイ素含有量は、０．５０重量％を超えない。表面品質の欠陥を信頼性高く回避するために、ケイ素含有量は、最大０．２５重量％に制限され得る。
Ｍｎ：マンガンは、良好な靭性特性と組み合わせられた所望の強度特性を達成するために、１．６重量％〜２．０重量％の含有量において、本発明に従って使用される鋼に添加される。マンガン含有量が１．６０重量％未満である場合、必要とされる強度特性は所望の確実性をもっては得られない。Ｍｎ含有量を最大２．００重量％に制限することにより、溶接性、靭性特性、成形性および偏析特徴における劣化を回避する。
Ｐ：リンは、ノッチ衝撃エネルギーおよび成形性を悪化させる付随元素である。故にリン含有量は、０．０２５重量％の上限を超えてはならない。最適な様式において、Ｐ含有量は、０．０１５重量％未満に限定される。
Ｓ：硫黄は、ＭｎＳの形成の結果として、本発明に従って加工処理されている鋼のノッチ衝撃エネルギーおよび成形性を悪化させる。こうした理由から、本発明に従って加工処理されている鋼のＳ含有量は、０．０１０重量％以下であるべきである。こうした低い硫黄含有量は、例えばＣａＳｉ処理によるこれ自体既知の様式にて達成できる。本発明に従って加工処理されている鋼の特性に対する硫黄の悪影響を確実に排除するために、Ｓ含有量は、最大０．００３重量％に限定され得る。
Ａｌ：アルミニウムは、脱酸素剤として同様に使用され、ＡｌＮ形成の結果として、オーステナイト化の過程でオーステナイト結晶粒の粗大化を阻害する。アルミニウム含有量が０．０２０重量％未満である場合、脱酸プロセスが完了しない。しかし、アルミニウム含有量が０．０５０重量％の上限を超える場合、Ａｌ_２Ｏ_３介在物が形成し得る。これらは、純度レベルおよび靭性特性に悪影響を与える。
Ｎ：窒素は、アルミニウムと共にＡｌＮを形成し、またはチタンと共にＴｉＮを形成する付随元素である。しかし、窒素含有量が高過ぎると、靭性特性が悪化する。これを防止するために、本発明に従って加工処理されている鋼の場合、窒素含有量についての上限は０．００６重量％に固定される。
Ｃｒ：クロムは、本発明に従って加工処理されている鋼に、その強度特性を改善するために、添加されてもよい。しかし、クロム含有量が高過ぎると、熱影響部において溶接性および靭性が悪影響を受ける。故に、本発明に従って加工処理されている鋼の場合、クロム含有量の上限は０．４０重量％に固定される。
Ｎｂ：ニオブは、温度制御された圧延の過程においてオーステナイト構造の結晶粒微細化によって、または巻き取りの過程において析出硬化によって強度特性を助長するために、本発明に従って加工処理されている鋼に存在する。この目的のために、本発明に従って加工処理されている鋼は、０．０６０重量％〜０．０７０重量％のＮｂを含む。ニオブ含有量がこの範囲未満の場合、強度特性は得られない。Ｎｂ含有量がこの範囲の上限を超える場合、溶接操作の熱影響部において溶接性および靭性の劣化がある。
Ｂ：本発明に従う加工処理されている鋼のホウ素含有量は、０．０００５重量％〜０．００２５重量％である。Ｂは、強度特性を助長するためにおよび硬化性を改善するために使用される。しかし、過剰のホウ素含有量は靭性特性を悪化させる。
Ｔｉ：チタンは、同様に、オーステナイト化の過程において結晶粒成長を防止することによって、または巻き取りの過程において析出硬化によって、靭性特性を改善することに寄与する。これを確実にするために、本発明に従って加工処理されている鋼のＴｉ含有量は、０．０９重量％〜０．１３重量％である。チタン含有量が０．０９重量％未満である場合、本発明の目的とする強度値は得られない。特定されたＴｉ含有量範囲の上限を超える場合、溶接操作の熱影響部において溶接性および靭性の劣化がある。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、ＭｏおよびＳｂは、鋼製造の過程において技術的な不可避汚染として本発明に従って加工処理されている鋼に取り込まれる付随元素として存在する。これらの含有量は、本発明の目的である本発明に従って加工処理されている鋼の特性に関連して不活性である量に制限される。この目的のために、Ｃｕ含有量は最大０．１２重量％に制限され、Ｎｉ含有量は０．１重量％未満に、Ｖ含有量は０．０１重量％以下に、Ｍｏ含有量は０．００４重量％未満に、Ｓｂ含有量は同様に０．００４重量％未満に制限される。

良好な溶接性を達成するために、以下の条件が、以下の式によって計算される炭素当量ＣＥに適用されるように、本発明の鋼のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉの含有量を本発明に従って特定される限度内に調整できる。
ＣＥ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５
ここで、％Ｃ＝重量％単位のそれぞれのＣ含有量、
％Ｍｎ＝重量％単位のそれぞれのＭｎ含有量、
％Ｃｒ＝重量％単位のそれぞれのＣｒ含有量、
％Ｍｏ＝重量％単位のそれぞれのＭｏ含有量、
％Ｖ＝重量％単位のそれぞれのＶ含有量、
％Ｃｕ＝重量％単位のそれぞれのＣｕ含有量、
％Ｎｉ＝重量％単位のそれぞれのＮｉ含有量、
ＣＥ≦０．５重量％。

スラブが鋳造された後、１２００〜１３００℃のオーステナイト化温度に再加熱される。スラブがオーステナイト化のために加熱される温度範囲の上限は、オーステナイト結晶粒の粗大化および増大したスケール形成を回避するために、超えてはならない。１２００〜１３００℃の本発明に従って特定される再加熱温度範囲内においては、本発明に従って製造されている平鋼製品の表面品質を低下させ得る赤スケールの形成をさらに増大させることはない。再加熱後のスラブ表面に存在する一次スケールが多過ぎる場合には、赤スケールが、熱間圧延操作（本発明のプロセスの工程ｄ）、ｅ））においてのみ本発明の組成を有するスラブの加工処理の過程において形成する。

それに反して、再加熱温度の下限は、ミクロ組織の所望の均質化が均質温度分布に関して確実になるように固定される。この温度を上方に超える場合、オーステナイトにおけるそれぞれのスラブに存在する粗炭窒化Ｔｉおよび炭窒化Ｎｂ析出物の非常に実質的な完全溶解が生じる。熱間仕上圧延された平鋼製品の後続巻き取り（本発明の方法の工程ｇ））において、微細な炭窒化Ｔｉまたは炭窒化Ｎｂ析出物が再形成し、説明されるように、これらが強度特性の増大に本質的に寄与できる。このようにして、製造されたおよび本発明の組成を有する平鋼製品が通常７００ＭＰａの最小降伏強度を有することを確実にする。

本発明によれば、ＴｉＣおよびＮｂＣ析出物の最大溶解という所望の効果を達成するために、それぞれのスラブのオーステナイト化の再加熱温度は少なくとも１２００℃である。それに反して、１２００℃未満のオーステナイト化温度の場合、オーステナイトに溶解したＴｉおよびＮｂの炭化物析出物の量が非常に低く、本発明に従って利用される作用が生じない。故に、本発明に従って最適化された合金選択に対応する組成を有する平鋼製品の加工処理の場合に１２００℃未満の再加熱温度の結果は、必要とされる強度特性が得られないというものである。ＴｉＣおよびＮｂＣ析出物の非常に実質的な溶解は、再加熱温度が少なくとも１２５０℃である場合に特に信頼性の高い様式において確実にできる。

その表面特徴に対する最高品質の要求を満たす平鋼製品は、粗圧延の前にスラブに存在するスケールを完全に除去することによって製造できる。これは、粗圧延の前に可能である限り迅速に、オーブンから放出後のスラブ表面を完全にデスケーリングすることによって達成できる。この目的のために、スラブは、従来通りのスケールウォッシャを通過することができる。

最適化表面特徴を有する平鋼製品を製造するために、ステーション（「再加熱（工程ｃ）」）または再加熱に続く任意の「一次スケールの除去（工程ｃ’））」から熱間仕上圧延（工程ｅ））の開始までのスラブの移動に必要とされる時間ｔ＿１は、最大３００ｓに制限できる。最適な様式において、これは粗圧延を含む。こうした短時間の移動時間内においては、一次スケールが少量でのみ再形成されるので、熱間圧延の過程においてそこから形成する赤スケールは、熱間圧延後に得られた平鋼製品の表面の品質に悪影響を及ぼさない。デスケーリングが粗圧延の前に行われる場合、デスケーリング骨材から粗圧延構造体までの輸送時間は、３０ｓ以下であるべきである。こうした短時間の輸送時間の場合、あるとしても無害の酸化物薄層だけが、先にデスケーリングされたスラブ上に形成し得る。

工程ｄ）において、いずれの場合も加工処理されるスラブは、９５０〜１２５０℃の粗圧延温度にて粗圧延される。粗圧延にて達成される圧下率は、合計で少なくとも５０％である。総圧下率Δｈｖは、粗圧延前（厚さｄＶｖ）と粗圧延後（厚さｄＮｖ）とのスラブ厚さの差、および粗圧延前のスラブの厚さｄＶｖから形成された比を指す（Δｈｖ［％］＝（ｄＶｖ−ｄＮｖ）／ｄＶｖ×１００％）。

粗圧延温度に関して特定される範囲の下限および総圧下率Δｈｖの最小値は、再結晶化プロセスが各粗圧延されたスラブにおいて完了するまで進行するように固定される。このようにして、微細結晶粒オーステナイトミクロ組織の形成は仕上圧延の前に確実にされ、本発明に従って製造された平鋼製品の最適化靭性および破断伸び特性を得る。

粗圧延と仕上圧延との間の滞留時間および遅延時間ｔ＿２は、所望でないオーステナイト結晶粒成長を回避するために、５０ｓに限定される。

粗圧延の後に、工程ｅ）において、粗圧延されたスラブの熱間圧延が続き、通常３〜１５ｍｍの熱間ストリップ厚さを有する熱間圧延平鋼製品を与える。こうした厚さを有する平鋼製品は、当該技術分野において「厚板」と称される。

この熱間圧延の終了温度は、８００〜８８０℃である。この熱間圧延終了温度範囲を順守することによって、高度に延伸されたオーステナイト結晶粒が、得られた熱間ストリップのミクロ組織中に得られる。比較的低い熱間圧延終了温度により、熱間圧延の作用を向上させる。転位に富むオーステナイトが、得られた熱間ストリップのミクロ組織に存在する。急冷（工程ｆ））の後、これは、転位に富む微細構造化ベイナイトに変態され、こうして降伏強度が上昇する。熱間圧延終了温度範囲における上限は、オーステナイトの再結晶化が熱間圧延の仕上トレインの圧延過程において生じないように固定される。これはまた、微細結晶粒のミクロ組織の成長に寄与する。下限温度は、圧延過程においてフェライトが形成しないように、少なくとも８００℃である。

仕上圧延において得られる圧下率Δｈｆは、合計で少なくとも７０％であり、ここでこの圧下率Δｈｆは、式Δｈｆ＝（ｄＶｆ−ｄＮｆ）／ｄＶｆ×１００％によって計算される（ここで、ｄＶｆ＝熱間仕上圧延区間に入る際の圧延材料の厚さ、ｄＮｆ＝熱間仕上圧延区間から出る際の圧延材料の厚さ）。高い圧下率Δｈｆの結果として、高度に形成されたオーステナイトからの相変態が生じる。これは、小さい結晶粒サイズが本発明に従って製造された平鋼製品のミクロ組織に存在するような、微細な粒度に好影響を与える。

熱間仕上圧延された平鋼製品が、熱間圧延仕上トレインの最終スタンドから出現したら、熱間圧延平鋼製品を、少なくとも４０Ｋ／ｓの冷却速度ｄＴにて、５５０〜６２０℃の巻き取り温度まで冷却する、１０ｓ以内の範囲内の急冷を設定する。

熱間圧延後の冷却遅延は、熱間圧延と制御された加速冷却との間でのミクロ組織の所望でない変化を防止するために、１０ｓ以内である。

巻き取り温度のための本発明に従って特定される範囲を順守することによって、本発明に従って製造される平鋼製品のベイナイト系ミクロ組織の形成のための必須条件が確立される。

同時に、巻き取り温度の選択は、析出硬化に対して重要な影響を及ぼす。このために巻き取り温度範囲は、まずベイナイト開始温度未満であり、第２に炭窒化析出物の形成のための析出最大値にあるように、本発明に従って選択される。しかし、巻き取り温度の低過ぎる作用は、析出ポテンシャルがもはや利用可能ではなくなり、故に必要とされる最小降伏強度がもはや達成され得ないことである。冷却条件は、熱間圧延平鋼製品が、巻き取り直前に、少なくとも７０体積％の相含有量を有するベイナイト系ミクロ組織を有するように、本発明に従って選択される。さらなるベイナイト形成が、次いでコイルで進行する。特性の必要とされる組み合わせに関して、本発明に従って製造される熱間圧延平鋼製品のミクロ組織は、巻き取りの後、技術的目的のために全体がベイナイトからなる場合に、最適であることが分かる。これは、本発明に従って特定される巻き取り温度範囲を順守することによって達成される。

速い冷却速度は、所望でない相構成要素の形成を防止する。最適な平面性を有する平鋼製品を得るために、熱間圧延後の冷却の冷却速度は、１５０Ｋ／ｓに制限できる。

上記で説明された様式において本発明に従って製造される熱間圧延平鋼製品の降伏強度は、信頼性高く７００〜８５０ＭＰａである。破断伸びは、同時に少なくとも１２％である。同じように規則的に、本発明の平鋼製品は、７５０〜９５０ＭＰａの引張強度を得る。本発明の製品のために決定されたノッチ衝撃エネルギーは、−２０℃にて５０〜１１０Ｊの範囲、−４０℃にて３０〜１１０Ｊの範囲である。

本発明に従って製造される平鋼製品は、良好な破断伸びおよび靭性を達成するために、２０μｍ以下の平均結晶粒サイズを有する微細結晶粒ミクロ組織を有する。

同時に、本発明の手順において、上述の特性は、巻き取り後に圧延された状態の熱間圧延平鋼製品中に存在する。特定用途車構築において高強度シート金属として意図される使用にとって重要である特定の特性を確立または顕在化するためにいずれかのさらなる熱処理は必要ではない。

本発明は、実施例によって以降で詳細に説明される。

表１に特定される組成を有する鋼溶融物Ａ〜Ｅは、既知の様式において製錬され、鋳造されてスラブ１〜２６を与える。

続いて、鋼Ａ〜Ｅからなるスラブは、再加熱温度ＴＷまで加熱されている。

再加熱炉から、再加熱されたスラブは３０ｓ未満以内でスケールウォッシャに輸送され、ここで接着した一次スケールはスラブから除去されている。

次いでスケールウォッシャから出たスラブは、粗圧延スタンドに輸送され、ここでこれらは、粗圧延によって達成される粗圧延温度ＴＶＷおよび総圧下率Δｈｖにて粗圧延されている。

続いて、粗圧延されたスラブは、熱間仕上圧延区間において熱間仕上圧延されて、厚さＢＤおよび幅ＢＢを有する熱間ストリップを得る。熱間圧延操作は、いずれの場合も、熱間圧延終了温度ＴＥＷにおいて熱間仕上圧延区間の総圧下率Δｈｆにて終了する。スケールウォッシャの出口から熱間仕上圧延の開始までに経過した時間は、いずれの場合も３００ｓ未満であった。

空気下で徐々に冷却される最後のスタンドから出た熱間仕上圧延平鋼製品は、１〜７ｓの遅延ｔ＿ｐ後、５０〜１２０Ｋ／ｓの冷却速度ｄＴにて巻き取り温度ＨＴまで水で急冷することによって冷却されている。冷却後、平鋼製品は、既に少なくとも７０体積％程度にベイナイト系ミクロ組織を有する。

この巻き取り温度ＨＴにおいて、得られた熱間ストリップそれぞれは、コイルに巻き付けられている。コイルの平鋼製品の冷却の過程において、ミクロ組織のベイナイトへの完全な変態があり、こうして得られた平鋼製品は、技術的目的のために１００体積％程度にベイナイト系ミクロ組織を有していた。

表２ａ、２ｂには、スラブ１〜２６のそれぞれの加工処理において確立されたプロセスパラメータを報告する（再加熱温度ＴＷ、粗圧延温度ＴＶＷ、粗圧延によって達成される総圧下率Δｈｖ、予備加熱の後で粗圧延の前に行われるデスケーリングと熱間仕上圧延の開始との間の時間ｔ＿１、粗圧延と熱間圧延との間の時間ｔ＿２、仕上圧延によって達成される総圧下率Δｈｆ、終了圧延温度ＴＥＷ、熱間圧延の終了と強制冷却の開始との間の冷却遅延ｔ＿ｐ、冷却速度ｄＴ、巻き取り温度ＨＴ、ストリップ厚さＢＤおよびストリップ幅ＢＢ）。

得られた熱間ストリップの機械的特性およびミクロ組織が試験されている。

降伏強度ＲｅＨ、引張強度Ｒｍおよび破断伸びＡを決定するための引張試験は、熱間ストリップの長手方向サンプルにおいてＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１に従って行われている。

−２０℃または−４０℃および−６０℃にてノッチ衝撃エネルギーＡｖを決定するためにノッチ付き衝撃曲げ試験は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ１４８−１に従って長手方向サンプルに対して行われた。

ミクロ組織調査は、光学顕微鏡検査および走査電子顕微鏡検査によって行った。この目的のために、サンプルをストリップ幅の４分の１からとり、長手方向断面として調製し、ナイタール（すなわち、３体積％の硝酸含有量を含有するアルコール性硝酸）または二亜硫酸ナトリウムでエッチングされていた。ミクロ組織構成要素は、Ｈ．Ｓｃｈｕｍａｎｎ ａｎｄ Ｈ．Ｏｅｔｔｅｌ「Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｆｉｅ」［Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ］１４ｔｈ ｅｄｉｔｉｏｎ，２００５ ＷＩＬＥＹ−ＶＣＨ Ｖｅｒｌａｇ ＧｍｂＨ ＆ Ｃｏ．ＫＧａＡ，Ｗｅｉｎｈｅｉｍに記載されるように、１／３シート厚さのサンプル位置での表面分析によって決定された。

本発明に従って製造される熱間ストリップの機械的特性およびミクロ組織構成要素を表３に報告する。本発明の方法によって製造されたシート金属ストリップは、良好な靭性特性および良好な破断伸びと組み合わせられた高い強度特性を有する。

上記で説明される様式で製造される熱間ストリップの降伏強度は、７００ＭＰａ〜７９０ＭＰａである。破断伸びは少なくとも１２％であり、引張強度は７５０〜８８０ＭＰａである。−２０℃でのノッチ衝撃エネルギーは６０〜１００Ｊである。−４０℃にてノッチ衝撃エネルギーは４０〜７５Ｊであり、−６０℃にてノッチ衝撃エネルギーは３０〜７０Ｊである。

Claims (15)

1. 少なくとも７００ＭＰａの降伏強度を有し、少なくとも７０体積％のベイナイト系ミクロ組織を有する平鋼製品を製造する方法であって、
   以下の工程を含む方法：
   ａ）以下（重量％単位）からなる鋼溶融物を製錬する工程
   Ｃ：０．０５％〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．０１５％〜０．５００％、
   Ｍｎ：１．６０％〜２．００％、
   Ｐ：０．０２５％まで、
   Ｓ：０．０１０％まで、
   Ａｌ：０．０２０％〜０．０５０％、
   Ｎ：０．００６％まで、
   Ｃｒ：０．４０％まで、
   Ｎｂ：０．０６０％〜０．０７０％、
   Ｂ：０．０００５％〜０．００２５％、
   Ｔｉ：０．０９０％〜０．１３０％、
   および０．１２％までのＣｕ、０．１００％までのＮｉ、０．０１０％までのＶ、０．００４％までのＭｏおよび０．００４％までのＳｂを含む技術的に不可避の不純物、
   ならびに
   残部としての鉄；
   ｂ）前記溶融物を鋳造してスラブを得る工程；
   ｃ）前記スラブを１２００〜１３００℃の再加熱温度に再加熱する工程；
   ｄ）９５０〜１２５０℃の粗圧延温度および粗圧延によって達成される少なくとも５０％の総圧下率にて前記スラブを粗圧延する工程；
   ｅ）前記粗圧延されたスラブを熱間仕上圧延する工程であって、前記熱間仕上圧延が、８００〜８８０℃の熱間圧延終了温度にて終了する工程；
   ｆ）前記熱間仕上圧延の後１０ｓ以内から開始して、前記熱間仕上圧延された平鋼製品を、少なくとも４０Ｋ／ｓの冷却速度にて５５０〜６２０℃の巻き取り温度まで急冷する工程；
   ｇ）前記熱間仕上圧延された平鋼製品を巻き取る工程。
2. 以下の条件が、以下の式によって計算された炭素当量ＣＥに適用されることを特徴とする、請求項１に記載の方法
   ＣＥ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５
   ここで、工程ａ）で製錬された前記鋼溶融物について
   ％Ｃ＝重量％単位のそれぞれのＣ含有量、
   ％Ｍｎ＝重量％単位のそれぞれのＭｎ含有量、
   ％Ｃｒ＝重量％単位のそれぞれのＣｒ含有量、
   ％Ｍｏ＝重量％単位のそれぞれのＭｏ含有量、
   ％Ｖ＝重量％単位のそれぞれのＶ含有量、
   ％Ｃｕ＝重量％単位のそれぞれのＣｕ含有量、
   ％Ｎｉ＝重量％単位のそれぞれのＮｉ含有量：
   ：ＣＥ≦０．５重量％。
3. 前記再加熱温度が１２５０〜１３００℃であることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
4. いずれの場合も加工処理された前記スラブに接着する一次スケールが、前記再加熱（工程ｃ））と前記粗圧延（工程ｄ））との間で実行される工程ｃ’）において除去されることを特徴とする、請求項１から３のいずれかに記載の方法。
5. 先行ステーション（工程ｃ））から、前記熱間仕上圧延（工程ｅ））への前記スラブの輸送にかかる輸送時間が最大３００ｓに限定されることを特徴とする、請求項１から４のいずれかに記載の方法。
6. 先行ステーション（工程ｃ’））から、前記熱間仕上圧延（工程ｅ））への前記スラブの輸送にかかる輸送時間が最大３００ｓに限定されることを特徴とする、請求項４に記載の方法。
7. 前記粗圧延（工程ｄ））と前記熱間仕上圧延（工程ｅ））との間に経過する滞留時間が５０ｓ以下であることを特徴とする、請求項１から６のいずれかに記載の方法。
8. 前記工程ｆ）の冷却における前記冷却速度が１５０Ｋ／ｓ以下であることを特徴とする、請求項１から７のいずれかに記載の方法。
9. 前記熱間圧延の後に得られた前記熱間圧延平鋼製品の厚さが、３〜１５ｍｍであることを特徴とする、請求項１から８のいずれかに記載の方法。
10. 前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品の降伏強度が７００〜８５０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１から９のいずれかに記載の方法。
11. 前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品の破断伸びが少なくとも１２％であることを特徴とする、請求項１から１０のいずれかに記載の方法。
12. 前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品の引張強度が７５０〜９５０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１から１１のいずれかに記載の方法。
13. −２０℃での前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品のノッチ衝撃エネルギーが５０〜１１０Ｊの範囲であることを特徴とする、請求項１から１２のいずれかに記載の方法。
14. 前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品が、技術的に不可避である他のミクロ組織構成要素とは別に、ベイナイト系構造のみを有することを特徴とする、請求項１から１３のいずれかに記載の方法。
15. 前記巻き取り後に得られた前記熱間圧延平鋼製品のミクロ組織の平均結晶粒直径が、２０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から１４のいずれかに記載の方法。