JP6800996B2 - 冷間圧延され、溶接された鋼板の製造方法及びそのように製造された板 - Google Patents

冷間圧延され、溶接された鋼板の製造方法及びそのように製造された板 Download PDF

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Description

本発明は、特に自動車産業において成形により部品を製造するための高強度及び成形性を有する薄い冷間圧延鋼板又はストリップの製造に関する。
自動車構造に使用される高強度鋼の群の中には、特にいわゆる「二相」鋼、高成形性（ＨＦ）鋼、マルテンサイト鋼及びプレス焼入れ鋼がある。
しかし、これらの薄い板の製造には、以下の問題がある。即ち、これらの板又はこれらのストリップは、連続的な圧延機上で以下のように製造される：
− 半製品、すなわちスラブ又はインゴットが、熱間圧延され、次いで巻き取られる。
− 巻きを解いた後、後続の方法の工程の連続性を確保するために熱間圧延板が溶接され、即ち、１枚の板の端部が次の板の先頭に溶接される。これらの溶接は、一般に、フラッシュ溶接又はレーザー溶接によって行われる。
− 板又はストリップは、適切な浴を通過することにより酸洗され、次いで巻き取られる。その後、それらは冷間圧延機で圧延されて、再度巻き取られる。最後に、それらは連続的に焼鈍され、任意にコーティングされる。例えば、厚さｅｉ＝３ｍｍの熱間圧延板は、圧延スタンドを連続して通過させることにより、厚さｅｆ＝１ｍｍまで冷間圧延することができ、冷間圧延板を得る。
この冷間圧延の間にシートが受ける総変形又は圧下は、
Figure 0006800996
 により計算することができ、又はここに記載される場合では、Ｌｎ（３）は約１．１０である。
− 冷間圧延板は、その後、連続焼鈍炉で処理される。
この従来の方法では、特に板の初期厚さｅｉが厚く、最終厚さｅｆが薄い場合には、冷間圧延スタンドの群を通過させることによって溶接部は単一の工程で冷間圧延され、顕著になり得る変形を受ける。
したがって、溶接部は、本来、様々な特異点が集中している領域である。即ち、
− 幾何学的特異点。溶接が溶接継手の厚さの局部変化をもたらすためである。余分な厚さの大部分を除去するためにこすり落とし法を実施することができるが、溶接継手における局所的な幾何学的変化（余分な厚さ又は不十分な厚さ）の発生を防止することは困難である。
− 冶金学的特異点。加熱及び急冷後の微細構造が熱間圧延後の微細構造と異なるためである。さらに、内包物及び析出物の含有量が、溶接部及び隣接する母材では異なる。フラッシュ溶接の場合には、フラッシュ溶接工程の後の鍛造工程から生じる板の表面上に平行でない引き抜き線も存在する。
− 機械的特異点。張力及び曲げの下の溶接継手の機械的挙動及びその靱性が隣接する母材の機械的挙動とは異なるからである。
これらの特異点は、冷間圧延中に変形が溶接継手に集中する理由を説明する。場合によっては、これらの集中はストリップを破損させる可能性のある欠陥の開始と伝播をもたらすおそれがあり、そのことにより生産が中断され、産業ラインの生産性が低下するであろう。したがって、自動車構造用鋼、特に以下の群の鋼の製造グレードに関する工業施設の効率を高める方法が求められた。
− 二相鋼であって、組織が、マルテンサイト、任意にベイナイト及びフェライトを含み、高強度と変形の大きな潜在的可能性とを組み合わせたもの。変形を受けると、それらの強化能力は非常に大きく、衝突の際の変形の良好な分布と成形後の部品の著しく高い降伏点の達成を可能にする。これらの鋼は、クロスバー、サイドフレーム、ブレース、又はホイールプレート等の自動車の構造及び安全部品の用途に特に使用される。これらの冷間圧延板の厚さは、典型的には０．５ｍｍ〜３ｍｍである。より軽量で低エネルギー消費に対する要求により、二相高強度鋼、即ち、引張強度Ｒｍが６００ＭＰａ〜１１８０ＭＰａの間のものに対する需要が増加した。例えば、６００〜１１８０ＭＰａの範囲であり得る引張強度Ｒｍに応じて、これらの鋼の組成は、含有量を重量パーセントで表して、０．０５％≦Ｃ≦０．１７％、１．１％≦Ｍｎ≦２．７６％、０．０７％≦Ｓｉ≦０．７％、Ｓ≦０．００８％、Ｐ≦０．０３０％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．６１％、Ｍｏ≦０．１３％、Ｃｒ≦０．５５％、Ｃｕ＜０．２％、Ｎｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．０５０％、Ｔｉ≦０．０４５％、Ｖ≦０．０１０％、Ｂ≦０．００５％、Ｃａ＜０．０３０％、Ｎ≦０．００７％を含有し、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
− 高成形性鋼であって、室温でかなりの量のオーステナイトを安定化させるためにケイ素及び／又はアルミニウムのような元素を含むものは、冷間成形操作又は応力の間に徐々にマルテンサイトに変態し、それにより相当の強化を得る。特に、これらの高性能鋼には、「ＣＦＢ」（炭化物フリーベイナイト又は炭化物を含まないベイナイト）及び焼入れ工程（「焼き入れ」）及び炭素の濃化工程（「炭素濃化」）によって得られるいわゆる「ＱＰ」鋼として知られている鋼が見出される。例えば、６９０ＭＰａ〜１１８０ＭＰａの範囲であり得る所望の引張強度に応じて、これらの鋼の組成は、含有量を重量パーセントで表して、０．１３％〜０．３％の間のＣ、１．８％〜３．５％の間のＭｎ、０．１％〜２％の間のＳｉ、０．１％〜２％の間のＡｌを含み、Ｓｉ＋Ａｌの含有量は１％〜２．５％の間であり、≦０．０１０％のＮを含む。任意に、これらの鋼はＮｉ、Ｃｒ、ＭｏをＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％となるように含み、各々＜０．１％の量でマイクロ合金元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
− マルテンサイト鋼であって、連続焼鈍後の冷却後に微細構造を獲得するもの。自動車産業におけるこれらの鋼材の用途の関連で、自動車構造の分野において１２００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間の引張強度を有するマルテンサイト鋼に使用される厚さの範囲は、一般に０．６ｍｍ〜２ｍｍの間である。これらの鋼の組成は、含有量を重量パーセントで表して、特に０．１０〜０．３０％の間のＣ、０．４０〜２．２０％の間のＭｎ、０．１８〜０．３０％の間のＳｉ、０．０１０〜０．０５０％の間のＡｌ及び０．００２５％〜０．００５％の間のＢを含む。任意に、これらの鋼は、０．０２０〜０．０３５％の間のＴｉ、０．１０％以下のＣｕ又はＮｉ、及び０．２１％以下のＣｒを含有してもよく、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
− プレス焼入れ鋼であって、これらは、変態区間範囲又はオーステナイトの範囲で加熱され、続いてプレス装置で熱成形及び急冷される（これはマルテンサイト変態及び／又はベイナイト変態を引き起こす）ことによって部品上にその最終的な微細構造を獲得する鋼である。これらの冷間圧延板の典型的な厚さ範囲は０．６ｍｍ〜３ｍｍである。所望の最終引張強度（例えば、１０００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの範囲）に応じて、これらの鋼の組成は、含有量を重量パーセントで表して、０．１５％〜０．５％の間のＣ、０．４％〜３％の間のＭｎ、０．１％〜１％の間のＳｉ、＜１％のＣｒ、Ｔｉ＜０．２％、Ａｌ＜０．１％、Ｂ＜０．０１０％、Ｎ＜０．０１０％、任意に０．２５％〜２％の間、Ｎｂ≦０．０６０％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
したがって、冷間圧延前に作られた溶接継手における変形の集中を防止し、それにより圧延中の破損の危険性を最小限に抑える方法が求められている。
本発明は、二相冷間圧延鋼板、特に６００ＭＰａより大きい引張強度を有する二相冷間圧延鋼板、６９０ＭＰａより大きい引張強度を有する高成形性鋼、１２００ＭＰａより大きい引張強度を有するマルテンサイト鋼及び熱間鍛造用の鋼の製造に適用可能な方法を提供することを目的とする。
所定の圧延機を通過させることによって行われる冷間圧延によって入手可能な厚さよりも薄い範囲の薄板の必要性も存在するが、そのために、最大圧延力は、検討される圧延機スタンドの機械的設計によって制限される。さらに、圧延トルクは、エンジントルク及び圧下率によって制限される。
したがって、本発明は、経済的な製造方法を提供することにより、既存の圧延設備に対する費用のかかる改造を回避し、特に冷間圧延が困難な高強度薄板の製造を容易にすることを目的とする。
すなわち、本発明は、既存の設備の圧延能力に対して、より広い範囲の厚さの冷間圧延板を提供することを目的とする。
この目的のために、本発明はその対象を、０．５ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さｅｆを有する冷間圧延鋼板の製造方法とする。この方法によれば、この順に逐次工程を含み、厚さｅｉの少なくとも２枚の熱間圧延板が供給され、次いで、熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ１）を作製するために突き合わせ溶接され、次いで、これらの少なくとも２枚の熱間圧延板が連続浴を通ることによって酸洗され、その後それらは冷間圧延され、工程（Ｌ１）において、少なくとも２枚の熱間圧延板の組立体が中間厚さｅｉｎｔまで冷間圧延され、且つ溶接され、冷間圧延の方向（ＤＬ１）は熱間圧延の方向と一致し、冷間圧延が、
Figure 0006800996
 となるように、
Figure 0006800996
 で実施され、次いで、少なくとも２枚の中間冷間圧延板を得るために溶接継手（Ｓ１）を取り外し、次いで、熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ２）を作製するためにこれらの少なくとも２枚の中間冷間圧延板が突き合わせ溶接され、次いで、工程（Ｌ２）において少なくとも２枚の中間冷間圧延及び溶接された板の組立体が最終厚さｅｆまで冷間圧延され、冷間圧延工程（Ｌ２）の方向（ＤＬ２）が圧延の方向（ＤＬ１）と一致する。
圧下率ε１は、０．４≦ε１≦０．８であることが好ましい。
好ましい実施形態では、鋼の組成は６００Ｍｐａより大きい引張強度Ｒｍを有する二相型の鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．０５％≦Ｃ≦０．１７％、１．１％≦Ｍｎ≦２．７６％、０．０７％≦Ｓｉ≦０．７％、Ｓ≦０．００８％、Ｐ≦０．０３０％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．６１％、Ｍｏ≦０．１３％、Ｃｒ≦０．５５％、Ｃｕ＜０．２％、Ｎｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．０５０％、Ｔｉ≦０．０４５％、Ｖ≦０．０１０％、Ｂ≦０．００５％、Ｃａ＜０．０３０％、Ｎ≦０．００７％を含み、組成物の残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、鋼の組成は、６９０ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する高成形性鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１３％≦Ｃ≦０．３％、１．８％≦Ｍｎ≦３．５％、０．１％≦Ｓｉ≦２％、０．１％≦Ａｌ≦２％を含み、ここで、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％であると理解され、≦０．００１０％のＮ、及び任意にＮｉ、Ｃｒ及びＭｏを含み、ここで、Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％であると理解され、Ｔｉ≦０．１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．１％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、鋼の組成は、１０００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する部品を製造するためのプレス焼入れ鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１５≦Ｃ≦０．５％、０．４％≦Ｍｎ≦３％、０．１％≦Ｓｉ≦１％、Ｃｒ≦１％、Ｔｉ≦０．２％、Ａｌ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、及び任意に０．２５％≦Ｎｂ≦２％、Ｎｂ≦０．０６０％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、鋼の組成は、１２００〜１７００Ｍｐａの間の引張強度Ｒｍを有するマルテンサイト鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１０％≦Ｃ≦０．３０％、０．４０％≦Ｍｎ≦２．２０％、０．１８％≦Ｓｉ≦０．３０％、０．０１０％≦Ａｌ≦０．０５０％、０．００２５％≦Ｂ≦０．００５％、及び任意に０．０２０％≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｃｕ≦０．１０％、Ｎｉ≦０．１０％、Ｃｒ≦０．２１％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
好ましい実施形態によれば、溶接継手（Ｓ１）が取り外された後、且つ溶接継手（Ｓ２）が作製される前に、少なくとも２枚の中間冷間圧延板が巻き取られ、一時的に保管され、その後巻きを解かれる。
特定の実施形態によれば、溶接継手（Ｓ１）又は溶接継手（Ｓ２）はフラッシュ溶接によって作られる。
別の特定の実施形態によれば、溶接継手（Ｓ１）又は溶接継手（Ｓ２）は、レーザー溶接によって作られる。
本発明はまた、溶接され、次に０．５ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さまで冷間圧延された鋼板に関し、母材における冷間圧延により作製される変形率はεＭＢに等しく、これに対して溶接継手における冷間圧延により作製される変形率はεＳに等しく、
Figure 0006800996
 であることを特徴とする。
好ましい実施形態によれば、溶接され、次いで冷間圧延される鋼板の組成は、６００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する二相鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．０５％≦Ｃ≦０．１７％、１．１％≦Ｍｎ≦２．７６％、０．０７％≦Ｓｉ≦０．７％、Ｓ≦０．００８％、Ｐ≦０．０３０％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．６１％、Ｍｏ≦０．１３％、Ｃｒ≦０．５５％、Ｃｕ＜０．２％、Ｎｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．０５０％、Ｔｉ≦０．０４５％、Ｖ≦０．０１０％、Ｂ≦０．００５％、Ｃａ＜０．０３０％、Ｎ≦０．００７％を含み、組成物の残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、溶接され、次いで冷間圧延される鋼板の組成は、６９０ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する高成形性鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１３％≦Ｃ≦０．３％、１．８％≦Ｍｎ≦３．５％、０．１％≦Ｓｉ≦２％、０．１％≦Ａｌ≦２％を含み、ここで、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％であると理解され、≦０．００１０％のＮ、任意にＮｉ、Ｃｒ及びＭｏを含み、ここで、Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％であると理解され、Ｔｉ≦０．１％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．１％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、溶接され、次いで冷間圧延される鋼板の組成は、１０００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する部品を製造するためのプレス焼入れ用の鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１５≦Ｃ≦０．５％、０．４％≦Ｍｎ≦３％、０．１％≦Ｓｉ≦１％、Ｃｒ≦１％、Ｔｉ≦０．２％、Ａｌ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、及び任意に０．２５％≦Ｎｂ≦２％、Ｎｂ≦０．０６０％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
別の好ましい実施形態によれば、溶接され、次いで冷間圧延される鋼板の組成は、１２００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間の引張強度Ｒｍを有するマルテンサイト鋼の組成である。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量パーセントとして表して、０．１０％≦Ｃ≦０．３０％、０．４０％≦Ｍｎ≦２．２０％、０．１８％≦Ｓｉ≦０．３０％、０．０１０％≦Ａｌ≦０．０５０％、０．００２５％≦Ｂ≦０．００５％、及び任意に０．０２０％≦Ｔｉ≦０．０３５％、Ｃｕ≦０．１０％、Ｎｉ≦０．１０％、Ｃｒ≦０．２１％を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である。
特定の実施形態によれば、溶接継手はフラッシュ溶接されている。
別の特定の実施形態によれば、溶接継手はレーザー溶接されている。
別の実施形態によれば、溶接され、次いで冷間圧延される鋼板では、溶接継手の概略の方向は、圧延方向に対して垂直に延びている。
本発明の圧延板の製造方法の実施は以下の通りである。
− それ自体公知の方法によって得られた、典型的には２ｍｍ〜８ｍｍの間の初期厚さｅ１を有する少なくとも２枚の熱間圧延鋼板が供給される。これらの板は、ストリップとも呼ばれ、連続鋳造スラブ又はインゴットから得られ、次いでこれらは板が連続的に通過する異なる圧延スタンドから構成される圧延機上で圧延される。それらの長さは５００〜２０００ｍの間であることができる。これらの熱間圧延板は、冷間圧延及びその後の焼鈍に適した微細構造及び析出状態を付与するのに適した温度範囲で巻き取られる。任意に、その後の冷間圧延を容易にする目的で板の硬度を低下させるために、４００℃〜７００℃の間の温度ＴＲでの熱処理を、基本焼鈍炉にコイルを置くことにより行うことができ、温度ＴＲは５分〜２４時間の間維持される。次いで、板は巻きを解かれ、後続の処理を連続的にするために、それらは突き合わせ溶接され、即ち、互いに接合されてより長いストリップを形成する。好ましくは、この溶接はフラッシュ溶接又はレーザー溶接によって行われる。これらの方法に特有の溶接条件は満足のいく品質の溶接継手を得るために適合され、それにより、溶接前の板の相対的な位置ずれによってしばしば引き起こされる幾何学的な欠陥の最小化、細長い内包物及び溶接継手と母材の間の硬度の差異の最小化、及び接合面の両側の熱影響部（ＨＡＺ）において起こり得る軟化領域の最小化がもたらされる。このようにしてこの段階で作製された溶接継手（（Ｓ１）と総称する。）は、熱間圧延の方向に直交する概略の方向を有し、板又はストリップの全幅にわたって延びている。これらの板又はストリップは、前の工程の間に板の表面上に形成されたスケールを除去するために、酸性浴を通ることによって酸洗いされる。
− （Ｌ１）で示される第１の工程では、次に、板が、以下の方法でその長さに沿って冷間圧延される。即ち、複数のスタンドからなる冷間圧延機を通過する第１のパスにより、板に中間の厚さｅｉｎｔをもたらす変形率が与えられる。従来技術とは対照的に、圧延は、製品の最終的な厚さを達成するためではなく、中間の厚さを達成するために行われる。冷間圧延の方向は（ＤＬ１）と呼ばれる。冷間圧延機の全てのスタンドを通るこの第１のパス後、板を圧延することによって与えられる変形率ε１は以下の通りである。
Figure 0006800996
 本発明者らは、この第１段階の変形率が、最終厚さｅｆから、そして全ての冷間圧延工程の後に計算された総変形率の関数として実行されるべきであり、次の不等式が観察されるという証拠を提出した。
Figure 0006800996
換言すれば、この第１の圧延工程で適用される変形は、全冷間圧延処理に関連する総変形の０．３５倍〜０．６５倍の間でなければならない。
− この比が０．３５未満であると、中間工程に続く工程中の製品の圧延がより大きな変形率で行われ、そのことによりストリップ内の溶接継手の早期破損の危険性が高まる。
− この比が０．６５より大きい場合、第１の工程に関連する圧延率もまた、溶接継手の破損の危険性を高める。
この第１の圧延工程の後、溶接継手（Ｓ１）は、それ自体公知の手段、例えば、切断によって取り外される。このようにして、工程（Ｌ１）でひずみを受け、その後の冷間圧延中に引き続いてストリップの破損をひき起こす可能性のある溶接継手が取り外される。この切断により、このようにして、工程（Ｌ１）において焼鈍厚さｅｉｎｔの２枚の中間冷間圧延板が作製される。
次いで、これらの板は巻き取られ、一時的に保管される。次に、２枚の板に対して突き合わせ接合操作を実行するために、それらの巻きが解かれる。この第２の溶接工程により、冷間圧延方向（ＤＬ１）に直交する概略の方向を有する溶接継手（Ｓ２）が、板の全幅にわたって作製される。
この操作は溶接（Ｓ１）と同じように見える条件で行われるが、それらは厚さｅｉより薄い厚さｅｉｎｔに適合されるので、（Ｓ２）の溶接パラメータは（Ｓ１）の溶接パラメータとは実際には異なることに留意されたい。特に、（Ｓ２）の溶接エネルギーはより低く、そのことはより狭い溶接領域をもたらし、ＨＡＺ内に幅及び振幅が減少した軟化領域が形成される可能性がある。このようにして、その強度及び靱性によりその後の冷間圧延工程（Ｌ２）において向上した引張強度が提供される溶接継手（Ｓ２）が作製される。この圧延（Ｌ２）は、方向（ＤＬ１）と同一の方向（ＤＬ２）で最終厚さｅｆまで行われ、板全体に付与される変形率ε２は、
Figure 0006800996
 に等しい。
本発明者らはまた、１組の圧延スタンドを通過させることによる従来の方法により得られた板の表面粗さ、及びこの１組のスタンドを通る２回のパスによる本発明により得られた粗さが類似していることの証明も提出した。したがって、本発明の実施により、後の焼鈍に関する表面反応性がほとんど変化しない製品を得ることが可能になり、焼鈍炉の設定を維持することができる。
本発明を以下の非限定的な実施例によって説明する。
［実施例１］
鋼を、以下の表に示され、重量パーセントで表され、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物である二相型鋼板を製造するための組成で精巧に作った。この組成により、９８０ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する二相鋼板の製造が可能になる。
Figure 0006800996
幅１５００ｍｍの鋼板を厚さｅｉが３ｍｍになるまで熱間圧延した。この処理を連続的にするために、これらの板を以下の条件（Ｓ１）でフラッシュ溶接した。
スパーク距離：９．５ｍｍ
鍛造距離：２．５ｍｍ
溶接サイクル時間：９秒。
次いで、これらの溶接され、熱間圧延された板を次の２つの異なる方法で１ｍｍの厚さまで冷間圧延した。
［参照方法Ｒ１］： 板を５つの圧延スタンドからなる連続圧延機で直接冷間圧延した。板を圧延することによって与えられる変形は、
Figure 0006800996
［本発明による方法Ｉ１］： 板を、５つの圧延スタンドからなる連続圧延機により１．６ｍｍの中間厚さｅｉｎｔまで冷間圧延した。この段階で、変形ε１は、
Figure 0006800996
 に等しい。溶接部（Ｓ１）を切断して取り外し、このように得られた板を巻き取り、一時的に保管した。次に、これらの板の巻きを解いて次の条件下で一緒にフラッシュ溶接して、溶接継手（Ｓ２）を作製した。
スパーク距離：６．５ｍｍ
鍛造距離：１．５ｍｍ
溶接サイクル時間：７秒。
余分な厚さを機械加工によって継手（Ｓ２）から除去した後、厚さ１．６ｍｍのこの板を１ｍｍの最終厚さｅｆまで冷間圧延した。この第２の圧延工程（Ｌ２）によって与えられる変形率は、
Figure 0006800996
 に等しい。したがって、比
Figure 0006800996
 は約０．５７に等しい。
様々な段階（初期厚さ、中間厚さ、最終厚さ）での溶接継手の微細構造及びこれらの継手を横切る方向のビッカース微小硬度の変化（５００ｇ荷重下）を特徴付けた。これらの特性を利用して、溶接継手の初期幅及び冷間圧延後の継手の幅を決定し、冷間圧延により与えられる溶接継手の局部変形率を導き出することができる。表２は、製造方法（３回の試験の平均）に従って、厚さの変化から決定された板の総変形率と、溶接継手Ｓ１又はＳ２の局部変形率との差Δを示す。
Figure 0006800996
したがって、従来の方法では、溶接継手は隣接する板よりも７％少なく変形していることが実証されている。驚くべきことに、本発明の方法により、板及びストリップ内でほぼ同一である、圧延によって付与される変形率がもたらされ、ひいては変形がこの領域で特に集中することに起因する溶接継手の早期破損の危険性が低減されることが実証されている。
また、表３は、参照方法Ｒ１又は本発明の方法Ｉ１のいずれかによって得られた最終厚さ１ｍｍの板上で測定した、溶接継手の幅（熱影響部の高さで測定）及びその平均硬度ＨＶ０．５を比較する。比較のために、厚さ１ｍｍの板の硬度と、溶接継手の硬度と板の硬度との間の相対差も調べた。
継手（Ｓ１）及び（Ｓ２）の微細構造は、主にマルテンサイトであり、少ない割合のベイナイトを含む。
Figure 0006800996
したがって、本発明の方法は、参照方法の場合よりも、より狭い継手を有する溶接ストリップをもたらし、硬度の差が母材に比べてより小さいことを実証しており、この均質さは、冷間圧延中の溶接継手の早期破損の危険性を低減させることに寄与する。
参照方法及び本発明の方法で製造した厚さ１ｍｍの冷間圧延鋼板の引張強度Ｒｍ及び破壊ひずみＡを測定するために、溶接継手と平行に採取された長さ７０ｍｍ、幅５ｍｍの試験片を用いた。溶接継手及び母板の結果を表４に示す。
Figure 0006800996
ここでもまた、本発明による方法は、基材板及び溶接継手の両方において機械的特性の高度の均質性を得ることが可能であることを実証し、そのことはストリップの冷間圧延中の破損の危険性を低減する。事実、従来の方法Ｒ１では、溶接継手の破壊ひずみがより少なく、そのことは応力の局部集中がより容易に破損につながる可能性があることを意味する。本発明の方法では、溶接継手の塑性蓄積はより高く、母材のそれに匹敵し、そのため破損の危険性が大幅に低減される。
また、従来の方法及び本発明の方法によって製造された板の表面粗さを３Ｄ粗さ測定を用いて測定した。
３Ｄ画像をＭｏｕｎｔａｉｎｓ（Ｒ）ソフトウェアを使用して処理した。粗さプロファイルをＩＳＯ４２８７に従って分析し、画像をＥＮ１５１７８Ｎに従って分析した。結果を表５に示す。
Figure 0006800996
本発明により、表面粗さＲａが比較的変化しない板を製造することが可能になる、即ち、圧延ラインを通る２回のパスが単一のパスと比較して粗さを変化させなかったことが分かる。したがって、粗さの増加は、冷間圧延の後に行われる炉焼鈍中の放射率を増加させることがわかっている。例えば、鉄の酸化相をもたらす直接火炎加熱を伴う焼鈍炉の場合、粗さが増加した板はより迅速に加熱され、そのことは再結晶化及び沈殿速度、ひいては板の最終的な機械的特性に影響及ぼし得る。したがって、粗さの変化には焼鈍炉の設定を変更することが必要となり得る。
しかし、我々が見たように、所与の鋼組成及び厚さに対して粗さは比較的変化せず、従来の方法で圧延された板及び本発明の方法によって圧延された板は、設定を変更することなく焼鈍炉に連続的に通すことができ、そのことは焼鈍炉の管理を簡素化する利点を有する。
［実施例２］
重量％として表される組成が表５に示され、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であるプレス焼入れ鋼を供給した。
Figure 0006800996
鋼板を３．５ｍｍの厚さｅｉまで熱間圧延した。この処理を連続的にするために、これらの板を以下の条件（Ｓ１）でフラッシュ溶接した。
スパーク距離：９．５ｍｍ
鍛造距離：２．５ｍｍ
溶接サイクル時間：１２秒
溶接後の焼鈍時間：９秒
この板を５つの圧延スタンドからなる連続圧延機で中間厚さｅｉｎｔ＝１．７５ｍｍまで冷間圧延した。この段階では、変形ε１は
Figure 0006800996
 に等しい。
溶接部（Ｓ１）を切断により取り外し、それにより得られた板を巻き取り、一時的に保管した。次に、これらの板の巻きを解いて次の条件下で一緒にフラッシュ溶接して、溶接継手（Ｓ２）を作製した。
スパーク距離：６．５ｍｍ
鍛造距離：１．５ｍｍ
溶接サイクル時間：７秒
溶接後の焼鈍時間：７秒
余分な厚さを継手（Ｓ２）から機械加工により除去した後、厚さ１．７５ｍｍのこの板を０．６４ｍｍの最終厚さｅｆまで冷間圧延した。この第２の圧延段階（Ｌ２）によって与えられる変形率は、
Figure 0006800996
 に等しい。したがって、比
Figure 0006800996
 は約０．４１に等しい。
本発明の条件であるこれらの条件では、この方法はストリップ溶接の早期破損を引き起こさず、このプレス焼入れ可能な鋼の薄いゲージシートを製造することが可能であることが提示される。
本発明による方法は、自動車産業用の、冷間圧延された二相及びトリップ鋼、高成形性鋼、冷間圧延されたプレス焼入れ鋼の製造中のストリップの破損の危険性を低減するために有利に使用される。
本発明による方法は、既存の設備による単一の圧延工程で直接得られるものよりも薄い厚さ範囲の板の製造にも有利に使用される。

Claims (24)

  1. ０．５ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さｅｆを有する冷間圧延鋼板の製造方法であって、この順で逐次工程を含み、該逐次工程によれば、
    − 厚さｅｉを有する少なくとも２枚の熱間圧延板が供給され、次いで、
    − 熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ１）を作製するために、該少なくとも２枚の熱間圧延板が突き合わせ溶接され、次いで、
    − 該少なくとも２枚の熱間圧延板が、浴を連続的に通ることによって酸洗され、次いで、
    − 工程（Ｌ１）において、少なくとも２枚の熱間圧延及び溶接された板の組立体が中間厚さｅｉｎｔまで冷間圧延され、冷間圧延の方向（ＤＬ１）は熱間圧延の方向と一致し、該冷間圧延が、
    Figure 0006800996
     となるように、
    Figure 0006800996
     で実施され、次いで、
    − 少なくとも２枚の中間冷間圧延板を得るために、該溶接継手（Ｓ１）が取り外され、次いで、
    − 熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ２）を作製するために、該少なくとも２枚の中間冷間圧延板が突き合わせ溶接され、次いで、
    − 工程（Ｌ２）において、少なくとも２枚の中間冷間圧延及び溶接された板の組立体が最終厚さｅｆまで冷間圧延され、冷間圧延段階（Ｌ２）の方向（ＤＬ２）が該圧延の方向（ＤＬ１）と一致する、製造方法。
  2. Figure 0006800996
     であることを特徴とする、請求項１に記載の製造方法。
  3. 該鋼の組成が、６００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する二相型の鋼の組成であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の製造方法。
  4. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．０５％≦Ｃ≦０．１７％
    １．１％≦Ｍｎ≦２．７６％
    ０．０７％≦Ｓｉ≦０．７％
    Ｓ≦０．００８％
    Ｐ≦０．０３０％
    ０．０１５％≦Ａｌ≦０．６１％
    Ｍｏ≦０．１３％
    Ｃｒ≦０．５５％
    Ｃｕ＜０．２％
    Ｎｉ≦０．２％
    Ｎｂ≦０．０５０％
    Ｔｉ≦０．０４５％
    Ｖ≦０．０１０％
    Ｂ≦０．００５％
    Ｃａ＜０．０３０％
    Ｎ≦０．００７％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項３に記載の製造方法。
  5. 該鋼の組成が、６９０ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する高成形性鋼の組成であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の製造方法。
  6. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１３％≦Ｃ≦０．３％
    １．８％≦Ｍｎ≦３．５％
    ０．１％≦Ｓｉ≦２％
    ０．１％≦Ａｌ≦２％、
    ここで、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％であると理解され、
    ≦０．００１０％のＮ、並びに
    任意にＮｉ、Ｃｒ及びＭｏ、ここで、Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％であると理解され、
    Ｔｉ≦０．１％
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｖ≦０．１％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項５に記載の製造方法。
  7. 該鋼が、１０００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する部品を製造するためのプレス焼入れ用鋼であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の製造方法。
  8. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１５≦Ｃ≦０．５％
    ０．４％≦Ｍｎ≦３％
    ０．１％≦Ｓｉ≦１％
    Ｃｒ≦１％
    Ｔｉ≦０．２％
    Ａｌ≦０．１％
    Ｂ≦０．０１０％、
    及び任意に
    ０．２５％≦Ｎｂ≦２％
    Ｎｂ≦０．０６０％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  9. 該鋼の組成が、１２００〜１７００Ｍｐａの間の引張強度Ｒｍを有するマルテンサイト鋼の組成であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の製造方法。
  10. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１０％≦Ｃ≦０．３０％
    ０．４０％≦Ｍｎ≦２．２０％
    ０．１８％≦Ｓｉ≦０．３０％
    ０．０１０％≦Ａｌ≦０．０５０％
    ０．００２５％≦Ｂ≦０．００５％
    及び任意に
    ０．０２０％≦Ｔｉ≦０．０３５％
    Ｃｕ≦０．１０％
    Ｎｉ≦０．１０％
    Ｃｒ≦０．２１％
    を含み、残部が鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項９に記載の製造方法。
  11. 該溶接継手（Ｓ１）が取り外された後、且つ該溶接継手（Ｓ２）が作製される前に、該少なくとも２枚の中間冷間圧延板が巻き取られ、一時的に保管され、その後巻きを解かれることを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一項に記載の製造方法。
  12. 少なくとも該溶接継手（Ｓ１）又は少なくとも該溶接継手（Ｓ２）が、フラッシュ溶接によって作られることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の製造方法。
  13. 少なくとも該溶接継手（Ｓ１）又は少なくとも該溶接継手（Ｓ２）が、レーザー溶接によって作られることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の製造方法。
  14. ０．５ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さｅ ｆ を有する鋼板の製造方法であって、該方法が、以下の逐次工程を含み：
    − 厚さｅ ｉ を有する少なくとも２枚の熱間圧延板が供給され、次いで、
    − 熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ１）を作製するために、該少なくとも２枚の熱間圧延板が突き合わせ溶接され、次いで、
    − 該少なくとも２枚の熱間圧延板が、浴を連続的に通ることによって酸洗され、次いで、
    − 工程（Ｌ１）において、少なくとも２枚の熱間圧延及び溶接された板の組立体が中間厚さｅ ｉｎｔ まで冷間圧延され、冷間圧延の方向（ＤＬ １ ）は熱間圧延の方向と一致し、該冷間圧延が、
    Figure 0006800996
    となるように、
    Figure 0006800996
    で実施され、次いで、
    − 少なくとも２枚の中間冷間圧延板を得るために、該溶接継手（Ｓ１）が取り外され、次いで、
    − 熱間圧延方向と直交する方向を有する溶接継手（Ｓ２）を作製するために、該少なくとも２枚の中間冷間圧延板が突き合わせ溶接され、次いで、
    − 工程（Ｌ２）において、少なくとも２枚の中間冷間圧延及び溶接された板の組立体が最終厚さｅ ｆ まで冷間圧延され、冷間圧延段階（Ｌ２）の方向（ＤＬ ２ ）が該圧延の方向（ＤＬ １ ）と一致し、ここで、母材における該冷間圧延により作製される変形率はεＭＢに等しく、溶接継手における該冷間圧延により作製される変形率はεＳに等しく、
    Figure 0006800996
     であり、該溶接継手の概略の方向は、圧延の方向に対して垂直に延びていることを特徴とする鋼板の製造方法。
  15. 該鋼の組成が、６００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する二相鋼の組成であることを特徴とする、請求項１４に記載の鋼板の製造方法。
  16. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．０５％≦Ｃ≦０．１７％
    １．１％≦Ｍｎ≦２．７６％
    ０．０７％≦Ｓｉ≦０．７％
    Ｓ≦０．００８％
    Ｐ≦０．０３０％
    ０．０１５％≦Ａｌ≦０．６１％
    Ｍｏ≦０．１３％
    Ｃｒ≦０．５５％
    Ｃｕ＜０．２％
    Ｎｉ≦０．２％
    Ｎｂ≦０．０５０％
    Ｔｉ≦０．０４５％
    Ｖ≦０．０１０％
    Ｂ≦０．００５％
    Ｃａ＜０．０３０％
    Ｎ≦０．００７％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項１５に記載の鋼板の製造方法。
  17. 該鋼の組成が、６９０ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する高成形性鋼の組成であることを特徴とする、請求項１４に記載の鋼板の製造方法。
  18. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１３％≦Ｃ≦０．３％
    １．８％≦Ｍｎ≦３．５％
    ０．１％≦Ｓｉ≦２％
    ０．１％≦Ａｌ≦２％、
    ここで、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％であると理解され、
    ≦０．００１０％のＮ、並びに
    任意にＮｉ、Ｃｒ及びＭｏ、ここで、Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％であると理解され、
    Ｔｉ≦０．１％
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｖ≦０．１％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項１７に記載の鋼板の製造方法。
  19. 該鋼が、１０００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍを有する部品を製造するためのプレス焼入れ用鋼であることを特徴とする、請求項１４に記載の鋼板の製造方法。
  20. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１５≦Ｃ≦０．５％Ｃ
    ０．４％≦Ｍｎ≦３％
    ０．１％≦Ｓｉ≦１％
    Ｃｒ≦１％
    Ｔｉ≦０．２％
    Ａｌ≦０．１％
    Ｂ≦０．０１０％、
    及び任意に
    ０．２５％≦Ｎｂ≦２％
    Ｎｂ≦０．０６０％
    を含み、残部は鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項１９に記載の鋼板の製造方法。
  21. 該鋼の組成が、１２００〜１７００Ｍｐａの間の引張強度Ｒｍを有するマルテンサイト鋼の組成であることを特徴とする、請求項１４に記載の鋼板の製造方法。
  22. 該鋼の組成が、含有量を重量パーセントとして表して、
    ０．１０％≦Ｃ≦０．３０％
    ０．４０％≦Ｍｎ≦２．２０％
    ０．１８％≦Ｓｉ≦０．３０％
    ０．０１０％≦Ａｌ≦０．０５０％
    ０．００２５％≦Ｂ≦０．００５％
    及び任意に
    ０．０２０％≦Ｔｉ≦０．０３５％
    Ｃｕ≦０．１０％
    Ｎｉ≦０．１０％
    Ｃｒ＜０．２１％
    を含み、残部が鉄及び加工に起因する不可避的不純物であることを特徴とする、請求項２１に記載の鋼板の製造方法。
  23. 該溶接継手がフラッシュ溶接されていることを特徴とする、請求項１４から２２のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  24. 該溶接継手がレーザー溶接されていることを特徴とする、請求項１４から２２のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
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