JP6921228B2 - 軽量構造部品の製造のための高成形性鋼板及び製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高い引張弾性率Ｅ、低い密度ｄ及び高い加工性、特に高い鋳造性及び高い成形性及び延性を組み合わせた鋼板又は構造部品の製造に関する。

構造要素の剛性における機械的性能はＥ^ｘ／ｄとして変化することが知られており、係数ｘ、は外部負荷の方法（例えば、張力又は曲げ）、及び要素の幾何学的形状（板状、棒状）に依存する。このように、高い弾性率と低い密度の両方を示す鋼は、高い機械的性能を有する。

この要件は、車両の軽量化及び安全性が常に重視されている自動車産業において、最も特に当てはまる。増加した弾性率及び減少した密度を有する鋼部品を製造するために、炭化物、窒化物、酸化物又はホウ化物のような種々のタイプのセラミック粒子を鋼中に組み込むことが提案されてきた。そのような材料は、実際にそれら粒子が組み込まれる前のベース鋼が示す、約２１０ＧＰａの弾性率と比して、約２５０〜５５０ＧＰａの範囲の高い弾性率を有する。硬化は、応力の影響下での、鋼マトリックスとセラミック粒子との間の荷重伝達によって達成される。この硬化は、セラミック粒子により、マトリックスの粒径が微細化されることで、さらに高まる。鋼マトリックス中に均一に分布されたセラミック粒子を含むこれらの材料を製造するために、粉末冶金に基づく方法が既知である：第１に、制御された幾何学的形状のセラミック粉末が製造され、これらは鋼粉末とブレンドされ、それによって、鋼については、セラミック粒子の外的添加に対応する。粉末ブレンドを型中で圧縮し、次いでこのブレンドを、焼結を受けるような温度に加熱する。本方法の応用例において、金属粉末は、焼結段階の間にセラミック粒子を生成するようにブレンドされる。

しかしながら、この種のプロセスは、いくつかの制限を受ける。特に、金属粉末の高い比表面積を考慮すると、外気との反応を引き起こさないために、精錬条件および加工条件を、注意深く調節することが必要となる。さらに、圧縮及び焼結操作の後でさえ、空隙が残存し得、このような空隙は、周期的な応力印加の間、損傷開始部位として作用する。さらに、マトリックス／粒子界面の化学組成、及びそれらの凝集は、焼結前における粉末の表面汚染（酸化物及び炭素の存在）を考慮すると、制御が困難である。また、セラミック粒子を多量に添加した場合や、特定の大きな粒子が存在する場合には、伸び特性が低下する。最後に、この種のプロセスは少量生産に適しているが、自動車産業における大量生産の要件を満たすことができず、この種の製造プロセスに関連する製造コストは、高くなる。

また、セラミック粉末を液体金属中に外的に添加することに基づく製造プロセスも提案された。しかしながら、これらの方法は、上述の欠点の大部分による制約を受けている。より具体的には、粒子を均一に分散させることの困難性が言及されることがあり、このような粒子は凝集するか、又は液体金属中に沈降するか、又は液体金属上に浮遊する傾向を有する。

鋼の特性を増大させるために使用することができる既知のセラミックの中には、特に、以下の固有の特性を有する二ホウ化チタンＴｉＢ_２がある：
弾性率：５８３ＧＰａ；
相対密度：４．５２。

上述の問題を回避しながら、増大した弾性率及び低減した密度を有する鋼板又は鋼部品を製造するために、鋳造時にＴｉＢ_２、Ｆｅ_２Ｂ及び／又はＴｉＣが析出するような、Ｃ、Ｔｉ及びＢ含有量を有する鋼板を製造することが提案された。

例えば、ＥＰ２７０３５１０は０．２１％〜１．５％のＣ、４％〜１２％のＴｉ及び１．５％〜３％のＢを含み、２．２２^＊Ｂ≦Ｔｉであり、１０μｍ未満の平均粒径を有する、ＴｉＣ及びＴｉＢ_２の析出物を含む鋼板を製造する方法を開示している。鋼板は鋼を半製品、例えばインゴットの形態で鋳造し、次に再加熱し、熱間圧延し、任意選択的に冷間圧延して鋼板を得ることによって製造される。このような方法により、２３０と２５５ＧＰａとの間に含まれる張力弾性率を得ることができる。

しかしながら、この解決策はまた、組成及び製造方法の両方から生じ、部品を製造する鋼板上で実施される製造プロセス中及びその後の成形工程中における、鋳造性の問題、及び成形性の問題につながるいくつかの制限を被る：

−第１に、このような鋼は、低い液相線温度（約１３００℃）を有し、その結果、凝固は比較的低い温度で開始する。さらに、ＴｉＢ_２、ＴｉＣ及び／又はＦｅ_２Ｂは、鋳造工程の初期段階である、凝固の開始時に析出する。これらの析出物の存在及び低温での凝固は鋼の硬化をもたらし、鋳造プロセスの間だけでなく、さらなるクロップシャー及び圧延操作の間にも、レオロジーの問題をもたらす。特に、析出物は、鋳型と接触する凝固シェルの高温硬度を増加させ、表面欠陥を引き起こし、ブレイクアウトの危険性を増加させる。その結果、製造プロセス中に表面欠陥、ブリード及びクラックが発生する。さらに、高い硬度のために、熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板の達成可能なサイズの範囲が制限される。一例として、３．５ｍｍ未満の厚さを有する１メートル幅の鋼板は、圧延力の制限のために、いくつかのホットストリップミルでは製造することができない。

第２に、析出物の平均粒径が比較的小さいにもかかわらず、析出物の粒度分布は広い。したがって、鋼は、鋼板の製造プロセス中、及び部品を製造するためのその後の成形作業中の両方において、鋼の成形性、特に延性及び靭性に悪影響を及ぼす、相当な分率の粗大な析出物を含む。

また、ＥＰ１８９７９６３には、０．０１０％〜０．２０％のＣ、２．５％〜７．２％のＴｉ、及び０．４５×Ｔｉ−０．３５％≦Ｂ≦０．４５×Ｔｉ＋０．７０％を有し、ＴｉＢ_２析出物を含む、鋼板の製造法が開示されている。しかしながら、この文献は、上述の加工性の問題に対処していない。

欧州特許出願公開第２７０３５１０号明細書 欧州特許出願公開第１８９７９６３号明細書

したがって、本発明は上記の問題を解決することを目的とし、特に、高い成形性、特に高い延性及び高い靭性と共に、引張比弾性率が増大した鋼板を提供することを目的とする。本発明はまた、上記の問題に遭遇しない、そのような鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

ここで、引張弾性率とは、動的ヤング率測定、例えば共振周波数法によって測定される横方向のヤング率を意味する。

ここで、引張比弾性率とは、引張弾性率と鋼の密度との比をいう。密度は例えば、ヘリウム比重計を用いて決定される。

この目的のために、本発明は、重量パーセントで、以下の組成を有する鋼から作られた鋼板に関する：
０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
０．０６％≦Ｍｎ≦３％
Ｓｉ≦１．５％
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
Ｓ≦０．０３０％
Ｐ≦０．０４０％、
Ｔｉ及びＢが以下のとおり：
３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
任意に、以下から選択される１種以上の元素：
Ｎｉ≦１％
Ｍｏ≦１％
Ｃｒ≦３％
Ｎｂ≦０．１％
Ｖ≦０．１％
を含み、残部は鉄、及び精錬から生じる不可避的不純物であり、
前記鋼板はフェライトと、最大１０％のオーステナイトと、析出物とからなる組織を有し、前記析出物はＴｉＢ_２の共晶析出物を含み、組織全体に対するＴｉＢ_２析出物の体積分率は少なくとも９％であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも９６％である。

実際に、本発明者らは、当該組成において、鋼の遊離Ｔｉの含有量が少なくとも０．９５％であり、この遊離Ｔｉの含有量のために、鋼の組織は、液相線温度未満の任意の温度で主にフェライト質のままであることを見出した。その結果、鋼の高温硬度は技術水準の鋼と比較して著しく低下し、その結果、鋳造性及び熱間成形性は強く増大する。

また、本発明者らはＴｉＢ_２析出物の粒度分布を制御することにより、高温及び低温で高い成形性、とりわけ高い延性、靭性が得られ、鋼の熱間圧延性及び冷間圧延性が向上し、複雑な形状の部品を製造することができることを見出した。

好ましくは、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が、少なくとも８０％である。

好ましくは、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は１００％である。

好ましくは鋼板の中央領域において、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも９６％であり、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、好ましくは少なくとも８０％であり、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、好ましくは１００％である。

好ましくは、鋼板は、（組織全体に対して）０．５％未満の体積分率のＴｉＣ析出物を含み、又はＴｉＣ析出物を含まない。

一般に、鋼板はＦｅ_２Ｂ析出物を含まない。

一実施形態によれば、チタン、ホウ素及びマンガンの含有量は、（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４である。

一実施形態によれば、チタン及びホウ素の含有量は、
（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．５０
である。

一実施形態によれば、組成は、Ｃ≦０．０５０％である。

好ましくは、組成はＡｌ≦１．３％である。

好ましくは、鋼板が−４０℃で少なくとも２５Ｊ／ｃｍの^２のシャルピーエネルギーＫｃｖを有する。

一般に、鋼板は、少なくとも０．９５％の遊離Ｔｉの含有量を有する。

本発明はまた、鋼板を製造するための方法にも関し、この方法は、以下の連続工程を含む:
−重量パーセントで、以下の組成を有する鋼を提供する工程：
０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
０．０６％≦Ｍｎ≦３％
Ｓｉ≦１．５％
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
Ｓ≦０．０３０％ Ｐ≦０．０４０％
ＴｉおよびＢが以下のとおり：
３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
任意に、以下から選択される１種以上の元素：
Ｎｉ≦１％
Ｍｏ≦１％
Ｃｒ≦３％
Ｎｂ≦０．１％
Ｖ≦０．１％
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である、工程、
−半製品の形態にある鋼を鋳造する工程であって、鋳造温度はＬ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋４０℃以下であり、Ｌ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}は鋼の液相線温度を示し、半製品は最大１１０ｍｍの厚さを有する薄い半製品の形態で鋳造され、鋼は半製品のあらゆる位置において、０．０３ｃｍ／ｓと５ｃｍ／ｓとの間の凝固速度で、鋳造中に凝固される、工程。

実際に、本発明者らは、凝固速度が製品のあらゆる位置、とりわけ製品の中央部で少なくとも０．０３ｃｍ／ｓであるように凝固の冷却を制御することにより、ＴｉＢ_２析出物の粒度分布を制御することができることを見出した。さらに、本発明の組成を用いた、薄い半製品の形態での鋳造は、このような高い凝固速度を達成することを可能にする。

一実施形態によれば、半製品は、１１０ｍｍ以下、好ましくは７０ｍｍ以下の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造される。

一実施形態では、半製品が、１５ｍｍと１１０ｍｍとの間、好ましくは１５ｍｍと７０ｍｍとの間、例えば２０ｍｍと７０ｍｍとの間の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造される。

好ましくは、半製品が、コンパクトストリップキャスティングによって鋳造される。

別の実施形態によれば、半製品は、６ｍｍ以下の厚さを有する薄いストリップの形態で鋳造され、凝固速度は半製品のあらゆる位置で０．２ｃｍ／ｓと５ｃｍ／ｓとの間に含まれる。

好ましくは、半製品が逆回転ロール間のダイレクトストリップキャスティングによって鋳造される。

一般に、鋳造及び凝固後、半製品を熱間圧延して熱間圧延鋼板を得る。

好ましくは、鋳造と熱間圧延との間、半製品の温度は７００℃より高いままである。

好ましくは、熱間圧延の前に、半製品は少なくとも１０５０℃の温度で脱スケールされる。

一実施形態によれば、熱間圧延後、熱間圧延鋼板を冷間圧延し、２ｍｍ以下の厚さを有する冷間圧延鋼板を得る。

好ましくはチタン、ホウ素及びマンガンの含有量は：
（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４である。

好ましくは、組成はＡｌ≦１．３％である。

本発明はまた、構造部品を製造するための方法であって、
− 本発明による鋼板から少なくとも１つのブランクを切断すること、又は本発明による方法によって製造すること、及び
− ２０℃〜９００℃の温度範囲内で前記ブランクを変形させること、
を含む方法にも関する。

一実施形態によれば、本方法はブランクを変形させる前に、ブランクを別のブランクに溶接するステップを含む。

本発明はまた、重量パーセントで、以下の組成を有する鋼で作られた部分を少なくとも含む構造部品に関する：
０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
０．０６％≦Ｍｎ≦３％
Ｓｉ≦１．５％
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
Ｓ≦０．０３０％
Ｐ≦０．０４０％
Ｔｉ及びＢ：
３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
（０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
任意に、以下の中から選択される１種以上の元素
Ｎｉ≦１％
Ｍｏ≦１％
Ｃｒ≦３％
Ｎｂ≦０．１％
Ｖ≦０．１％
を含み、残部は鉄及び精錬から生じる不可避的不純物である組成、
前記部分はフェライト、１０％以下のオーステナイト、及び析出物からなる組織を有し、前記析出物はＴｉＢ_２の共晶析出物を含み、前記部分の全組織に対するＴｉＢ_２析出物の体積分率は少なくとも９％であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも９６％である。

好ましくは、組成はＡｌ≦１．３％である。

好ましくは、構造部品は、本発明による方法によって得られる。

本発明の他の特徴及び利点は、添付の図面を参照して、非限定的な例として与えられる以下の記載を通して、明らかになるであろう。

図１は、個々の粗大なＴｉＢ_２の析出物による、損傷機構を示す顕微鏡写真である。 図２は、個々の微細なＴｉＢの_２析出物による、損傷機構を示す顕微鏡写真である。 図３は、微細なＴｉＢ_２の析出物の衝突後における、これらの析出物を示す顕微鏡写真である。 図４は、粗大なＴｉＢ_２析出物の衝突後における、これらの析出物を示す顕微鏡写真である。 図５は、本発明の鋼及び比較例の鋼における、高温での引張試験によって得られる面積の減少を示すグラフである。 図６は、鋼板の厚さの１／４に位置する長手方向平面に沿った、本発明による鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図７は、鋼板の厚さの１／４に位置する長手方向平面に沿った、比較例による鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図８は、鋼板の厚さの１／４に位置する長手方向平面に沿った、比較例による鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図９は、鋼板の厚さの半分に位置する長手方向平面に沿った、図６の鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図１０及び図１１は、鋼板の厚さの半分に位置する長手方向平面に沿った、図７及び図８の比較鋼例の鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図１０および図１１は、鋼板の厚さの半分に位置する、図７及び図８の比較鋼例の鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 図１２は、鋼板の厚さの半分に位置する長手方向平面に沿った、図６〜１１の鋼板の成形限界曲線を示している。 図１３は、冷間圧延鋼板の表面に位置し、及び冷間圧延鋼板の厚さの半分に位置する長手方向平面に沿った、冷間圧延後における図７の鋼板の損傷を示す顕微鏡写真である。 図１４は、冷間圧延鋼板の表面に位置し、及び冷間圧延鋼板の厚さの半分に位置する長手方向平面に沿った、冷間圧延後における図１０の鋼板の損傷を示す顕微鏡写真である。 図１５は、図６及び図９の鋼板、並びに図８及び図１１の鋼板のシャルピーエネルギーＫｃｖを示すグラフである。

鋼の化学組成に関して、炭素含有量は、所望のレベルの強度を達成するように適合される。この理由から、炭素含有量は少なくとも０．０１０％である。

しかしながら、Ｃ含有量は、鋼中のＴｉ含有量が高いときに起こり得る、溶鋼中のＴｉＣ及び／又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）の一次析出、並びに共晶凝固中及び固体相画分中のＴｉＣ及び／又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出を回避するために制限されなければならない。実際、溶鋼中に析出するＴｉＣ及びＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、鋳造中に凝固したシェルの高温硬度を増大させることによって鋳造性を低下させ、鋳造製品中にクラッキングをもたらす。加えて、ＴｉＣ析出物の存在は、鋼中の遊離Ｔｉの含有量を減少させ、従ってＴｉのアルファジニアス元素としての役割を阻害する。これらの理由から、Ｃ含有量は０．０８０％以下でなければならない。好ましくは、Ｃ含有量は０．０５０％以下である。

少なくとも０．０６％の含有量において、マンガンは焼入れ性を増大させ、固溶体硬化に寄与し、したがって引張強度を増大させる。また、存在する硫黄と結合し、かくして、熱間クラッキングの危険性を減少させる。しかしながら、Ｍｎ含有量が３％より高くなると、鋼の組織は、全ての温度において主にフェライトではなくなり、その結果、以下でさらに詳細に説明されるように、鋼の高温硬度は過剰に高くなる。

ケイ素は、固溶体硬化により引張強さの増大に効果的に寄与する。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、酸洗によって除去することが困難な付着酸化物の形成、及び特に溶融亜鉛めっき操作における濡れ性の欠如による表面欠陥の形成を引き起こす可能性がある。良好な被覆性を確保するために、Ｓｉ含有量は１．５％を超えてはならない。

少なくとも０．００５％の含有量では、アルミニウムは鋼を脱酸するのに非常に有効な元素である。しかしながら、１．５％を超える含有量では、アルミナの過剰な一次析出が起こり、鋼の鋳造性を損なう。

鋳造性をさらに向上させるために、Ａｌ含有量は、１．３％以下であることが好ましい。

０．０３０％より高い含有量では、硫黄は硫化マンガンの形態で過度に多量に析出する傾向があり、これは鋼の熱間及び冷間成形性を大幅に低下させる。従って、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。

リンは、粒界に偏析する元素である。鋼の十分な熱間延性を維持し、それによってクラッキングを回避し、溶接作業中の熱間クラッキングを防止するために、その含有量は０．０４０％を超えてはならない。

任意選択的に、ニッケル及び／又はモリブデンが添加され得、これらの元素は、鋼の引張強度を増加させる。コスト上の理由から、Ｎｉ及びＭｏの添加は、それぞれ１％に制限される。

任意選択的に、クロムを添加して引張強さを増加させてもよく、Ｃｒ含有量はコスト上の理由から最大３％に制限される。Ｃｒはまた、ホウ化物の析出を促進する。しかし、０．０８０％以上のＣｒを加えると、（Ｆｅ、Ｃｒ）ホウ化物の析出が促進され、ＴｉＢ_２の析出物が損なわれる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０８０％以下が好ましい。

また、任意選択的に、ニオブ及びバナジウムを０．１％以下の量で添加して、微細な析出炭窒化物の形態での相補的硬化を得ることができる。

チタン及びホウ素は、本発明において重要な役割を果たす。実際、Ｔｉ及びＢは、ＴｉＢ_２析出物の形態で析出し、鋼鉄の引張弾性率Ｅを著しく増大させる。ＴｉＢ_２は、製造工程の初期段階において、とりわけ一次ＴｉＢ_２の形態で溶鋼中に析出する、及び／又は共晶析出物として析出することがある。

しかし、本発明者らは、ＴｉＢ_２析出物が鋳造中に凝固殻の高温硬度の増大をもたらし、それによって鋳造品にクラッキングを生じさせ、表面欠陥を生じさせ、鋼の熱間圧延性を低下させ、熱間圧延鋼板の到達可能な厚さを制限することを見出した。

驚くべきことに、本発明者らは、遊離Ｔｉ（以下、Ｔｉ^＊）の含有量が０．９５％以上となるようにＴｉ及びＢの含有量を調整すると、鋼の高温硬度が著しく低下することを見出した。実際に、この条件下では鋼は主にフェライトのままであり、すなわち、特に凝固及び熱間圧延中の温度（液相線未満）にかかわらず、多くとも１０％のオーステナイトを含み、これは、冷却時に１０％を超える同素変態を受ける鋼と比較して、鋼の高温硬度の低下をもたらすことを、本発明者らは見出した。従って、鋼の鋳造性及び熱間延性は、凝固中に鋼中にＴｉＢ_２が生成するにもかかわらず、大幅に改善される。

ここで、「遊離Ｔｉ」は、析出物の形態で結合していないＴｉの含有量を示す。

さらに、少なくとも０．９５％のＴｉ^＊含有量は、延性を損なうＦｅ_２Ｂの生成を大幅に減少させ、抑制さえする。

好ましくは、Ｔｉ^＊含有量が０．９２＋０．５８^＊Ｍｎ以上であり、ここで、Ｍｎは鋼中のＭｎ含有量を示す。実際に、Ｍｎは、組織中のオーステナイトの存在に有利であり得るガンマジニアス元素である。従って、Ｔｉ^＊は鋼が温度に関係なく主にフェライトのままで残存することを確実にするように、Ｍｎ含有量に応じて調整されることが好ましい。

しかしながら、Ｔｉ^＊含有量は、チタンを添加するコストが高いにもかかわらず、３％より高いＴｉ^＊含有量からは、有意に有益な技術的効果が得られないので、３％より低く維持されるべきである。

充分なＴｉＢ_２の析出を確実にし、同時にＴｉ^＊含有量が０．９５％に達することを可能にするために、Ｔｉ含有量は少なくとも３．２％でなければならない。Ｔｉ含有量が３．２％未満であると、ＴｉＢ_２の析出が不十分となり、引張弾性率が２２０ＧＰａ未満のまま、有意な増大が妨げられる。

しかし、Ｔｉ含有量が７．５％を超えると、液状鋼中に粗大な一次ＴｉＢ_２析出が起こり、半製品に鋳造性の問題を引き起こし、鋼の延性が減少し、熱間圧延性及び冷間圧延性が減少することがある。

したがって、Ｔｉ含有量は、３．２％と７．５％との間に含まれる。

さらに、少なくとも０．９５％のＴｉ^＊含有量を確保するために、ホウ素含有量は多くても（０．４５×Ｔｉ）−０．４３であるべきである。ここで、Ｔｉは、重量パーセントによるＴｉ含有量を示す。

Ｂ＞（０．４５×Ｔｉ）−０．４３の場合、Ｔｉ^＊含有量は０．９５％に達しない。実際、Ｔｉ^＊含有量は、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−２．２１５×Ｂとして評価することができ、Ｂは鋼中のＢ含有量を示す。結果として、Ｂ＞（０．４５×Ｔｉ）−０．４３である場合、鋼の組織は鋳造及び熱間圧延操作中に、主にフェライトではなくなり、その結果、熱間延性が低下し、鋳造及び熱間圧延操作中に、クラッキング及び／又は表面欠陥の形成をもたらし得る。

０．９２＋０．５８^＊Ｍｎ以上のＴｉ^＊含有量が目標とされる場合、ホウ素含有量は多くても（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４であるべきであり、ここで、Ｔｉ及びＭｎは、Ｔｉ及びＭｎ含有量を重量パーセントで示す。

Ｂ＞（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４の場合、Ｔｉ^＊含有量は０．９２＋０．５８^＊Ｍｎに達しない。

しかしながら、ＴｉＢ_２の充分な析出を確実にするために、ホウ素含有量は、（０．４５×Ｔｉ）−１．３５以上であるべきである。さらに、（０．４５×Ｔｉ）−１．３５より低いＢ含有量は、３％より高いＴｉ^＊含有量に相当する。

残りは、鋼から生じる鉄及び残留元素である。

本発明によると、鋼の組織は、どのような温度（Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}未満）であっても、主にフェライトである。「主にフェライト」とは、鋼鉄の組織がフェライト、析出物（とりわけＴｉＢ_２の析出物）、及び多くとも１０％のオーステナイトからなることが理解されなければならない。

従って、本発明による鋼板は、全ての温度、特に室温で主にフェライトである組織を有する。室温での鋼板の組織は一般にフェライトであり、すなわちオーステナイトを含まない。

フェライトの粒径は、一般に６μｍ未満である。

ＴｉＢ_２析出物の体積分率は、少なくとも２３０ＧＰａの引張弾性率Ｅを得るために、少なくとも９％である。

ＴｉＢ_２析出物の体積分率は、少なくとも２４０ＧＰａの引張弾性率Ｅを得るために、好ましくは少なくとも１２％である。

ＴｉＢ_２析出物は、主に凝固時に非常に微細な共晶析出物から生じ、ＴｉＢ_２析出物の平均表面積は、好ましくは８．５μｍ^２未満、さらに好ましくは４．５μｍ^２未満、さらに好ましくは３μｍ^２未満である。

本発明者らは鋼中のＴｉＢ_２析出物の粒径が、鋼の特性、特にその製造中の製品の耐損傷性、特にその熱間及び冷間圧延性、鋼板の耐損傷性、特に成形作業中の鋼板の耐損傷性、その疲労強度、その破壊応力及びその靭性に影響を及ぼすことを見出した。

しかし、本発明者らは、高い耐損傷性、従って高い成形性を確保するための主な要因は、ＴｉＢ_２析出物の粒度分布であることを見出した。

実際に、本発明者らはＴｉＢ_２析出物を含む鋼において、製造中に、とりわけ熱間及び／又は冷間圧延工程及びさらなる成形操作中に生じる損傷が、個々の析出物が受ける損傷及び析出物間の衝突に起因し得ることを見出した。

特に、個々のＴｉＢ_２析出物の損傷は、フェライトとＴｉＢ_２析出物との間の界面における転位の蓄積に始まり、ＴｉＢ_２析出物の粒径に依存する。特に、ＴｉＢ_２析出物の破壊応力は、ＴｉＢ_２析出物の粒径に対し、減少関数となる。ＴｉＢ_２析出物の一部の粒径が増大し、これらの析出物の破壊応力が界面剥離応力よりも低くなると、ＴｉＢ_２析出物の界面剥離から破壊への損傷機構が変化し、延性、成形性及び靭性が著しく低下する。

この損傷機構の変化を、図１及び図２に示す。

図１は、冷間圧延中の圧縮応力下での粗大なＴｉＢ_２析出物の破損を示しており、その際、ＴｉＢ_２析出物は、比較的低い応力下で、圧縮応力に平行な向きに沿って破壊される。

対照的に、図２は、フェライトマトリックスとＴｉＢ_２析出物との間の界面における空洞の出現による、より小さいＴｉＢ_２析出物の、冷間圧延中における界面剥離を示す。

その結果、鋼板が、減少した平均粒径を有するＴｉＢの_２析出物を有したとしても、大きなＴｉＢの_２析出物を含む場合には、これらの大きなＴｉＢの_２析出物は、鋼の損傷機構の変化及び鋼の機械的特性の低下を引き起こす。

また、本発明者らは、ＴｉＢ_２析出物同士の衝突に起因する損傷が、これらの析出物の粒径が大きいほど重大となることを見出した。特に、粗大なＴｉＢ_２析出物間の衝突は、これら析出物の破壊をもたらすが、小さなＴｉＢ_２析出物の衝突はこのような破壊をもたらさない。

図３及び図４は、衝突後の異なる粒径の析出物を示す。

特に、図３及び図４は、衝突後の微細な析出物及び粗大なＴｉＢ_２析出物を、それぞれ示している。これらの図は、大きな析出物の衝突が衝突した析出物の破壊をもたらしたが、微細な析出物の衝突はいかなる損傷ももたらさなかったことを示す。

高延性、成形性及び靭性を確保するために、本発明者らは、ＴｉＢ_２析出物の粒度分布につき、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が、少なくとも９６％でなければならないことを見出した。

さらに、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、好ましくは少なくとも８０％であり、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、好ましくは１００％である。

３μｍ^２、８μｍ^２、又は２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合とは、３μｍ^２、８μｍ^２、又は２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の数をＴｉＢ_２析出物の総数で割り、因数１００を掛けたものと定義される。

３μｍ^２、８μｍ^２又は２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、好ましくは表面調製のための標準的な金属組織学的技術を用いて調製され、ナイタール試薬でエッチングされた試料を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いたイメージ解析に供することによって、決定される。

特に、板の中央部では、ＴｉＢ_２析出物の粒度分布につき、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が、少なくとも９６％であるように、好ましくは、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が、少なくとも８０％であるように、なお好ましくは、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が、１００％であるようにしなければならない。

長手方向に長さｌ１、横方向に幅ｗ１、及び厚さ方向に厚さｔ１を有する概ね長方形の形状を有する板を想定して、板の中央部とは、板の全体の厚さｔ１の４５％に位置する第１の端部から、板の全体の厚さｔ１の５５％に位置する第２の端部まで、板の長さｌ１にわたって、かつ板の厚さ方向に幅ｗ１にわたって延在する板の部分として定義される。

実際に、本発明者らは、上記条件下では損傷が界面剥離によって生じ、その結果、損傷動力学上の遅延がみられることを見出した。さらに、この条件下では、ＴｉＢ_２析出物間の衝突に起因する損傷が大幅に低減される。

その結果、鋼板の製造中及び使用中の成形性及び延性が大幅に改善される。

特に、冷間圧延による圧下率が高くなり、成形性が向上するため、複雑な形状の部品を成形することができる。

８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物が、少なくとも９６％の割合を有することが重要である。実際、本発明者らは、上述したように、この数値未満では粗大なＴｉＢ_２析出物が、損傷機構の変化を引き起こし、これが鋼の耐損傷性を劇的に低下させることを見出した。

さらに、本発明による鋼板はＴｉＣ析出物を全く含まないか、又は少量含むが、組織中のＴｉＣ析出物の体積分率は０．５％未満のままであり、一般に０．３６％未満である。

実際、上述したように、ＴｉＣ析出物が存在する場合、ＴｉＣ析出物は液体鋼中に形成され、鋼の鋳造性を劣化させ、その結果、０．５％を超える分率のＴｉＣ析出物が組織中に存在すると、鋼板中にクラッキング及び／又は表面欠陥をもたらす。ＴｉＣ析出物の存在は、鋼の延性をさらに低下させる。

また、Ｔｉ^＊含有量が多いため、鋼板はＦｅ_２Ｂ析出物を含まず、組織中のＦｅ_２Ｂ析出物の体積分率は０％である。Ｆｅ_２Ｂ析出物が存在しないと、鋼板の延性が増大する。

鋼板は、熱間圧延されても冷間圧延されても、低温でさえも非常に高い靭性を有する。特に、延性モードから混合モードへの転移温度は−２０℃未満であり、鋼板のシャルピーエネルギーＫｃｖは一般に−４０℃で２５Ｊ／ｃｍ^２以上、−６０℃で２０Ｊ／ｃｍ^２以上である。

鋼板は、少なくとも２３０ＧＰａ、一般に少なくとも２４０ＧＰａの引張弾性率Ｅ、少なくとも６４０ＭＰａの引張強度ＴＳ、及び任意のスキンパス前において、少なくとも２５０ＭＰａの降伏強度を有する。従って、本発明による非スキンパスシートは、一般に少なくとも２５０ＭＰａの降伏強度を有する。

少なくとも６４０ＭＰａの高い引張強度は、ホール−ペッチ効果及び増大した加工硬化に基づき、本発明の鋼中におけるＴｉＢ_２析出物の小さなサイズ及びその粒度分布により、とりわけ達成される。

引張弾性率は、ＴｉＢ_２析出物分率の増加関数である。

特に、少なくとも２３０ＧＰａの引張弾性率Ｅは、ＴｉＢ_２析出物が９％又はそれ以上の分率で達成される。ＴｉＢ_２析出物の体積分率が少なくとも１２％である好ましい実施形態では、少なくとも２４０ＧＰａの引張弾性率Ｅが達成される。

また、ＴｉＢ_２の析出物が存在すると、鋼の密度が低下する。

その結果、本発明の鋼板は、非常に高い引張比弾性率を有する。

本発明による鋼板の製造方法は、以下のように実施される。

本発明による組成を有する鋼が提供され、次いで鋼は半製品に鋳造される。

鋳造はＴ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋４０℃以下の温度で行われ、Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}は鋼の液相線温度を示す。

実際、Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋４０℃より高い鋳造温度は、粗大なＴｉＢ_２析出物の生成をもたらし得る。

本発明による鋼の液相線温度Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}は、一般に１２９０℃と１３１０℃との間に含まれる。したがって、鋳造温度は一般に、最高でも１３５０℃でなければならない。

鋳造は、最大１１０ｍｍの厚さを有する薄い製品、特に薄いスラブ又は薄いストリップを形成するように行われる。

この目的のために、鋳造は好ましくはコンパクトストリップ製造によって行われ、１１０ｍｍ又はそれ以下、好ましくは７０ｍｍ又はそれ以下の厚さを有する薄いスラブを形成し、又は逆回転ロール間のダイレクトストリップキャスティングによって行われ、６ｍｍ又はそれ以下の厚さを有する薄いストリップを形成する。

いずれにせよ、半製品の厚さは、最大１１０ｍｍ、好ましくは最大７０ｍｍでなければならない。

例えば、半製品は、１５ｍｍと１１０ｍｍとの間、好ましくは１５ｍｍと７０ｍｍとの間、例えば２０ｍｍと７０ｍｍとの間の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造される。

薄い半製品、例えば薄いスラブ又はストリップの形態で半製品を鋳造することで、圧延及び成形作業中の鋼が損傷を制限され、鋼の加工性が改善される。

実際に、薄い半製品、例えば薄いスラブ又はストリップの形態で半製品を鋳造することにより、後続の圧延工程中に、所望の厚さを達成するために、より低い圧下率を適用することが可能になる。

圧下率の低下は、熱間及び冷間圧延操作中における、ＴｉＢ_２析出物の衝突に起因する鋼の損傷を制限する。

とりわけ、薄い半製品の形態での鋳造は、非常に微細なＴｉＢ_２析出物を達成することを可能にし、その結果、ＴｉＢ_２析出物の衝突に起因し得る損傷及び個々のＴｉＢ_２析出物の損傷が、上述のように低減される。

特に、薄い半製品の形態での鋳造は、板の厚さ方向を横切って冷却する際の凝固速度の精密な制御を可能にし、製品全体において十分に速い凝固速度を保証し、製品の表面と製品の中央部との間の凝固速度の相違を最小限にする。

実際に、充分かつ均質な凝固速度を達成することは、製品の表層だけでなく、半生成物の中央部においても、非常に微細なＴｉＢ_２析出物を得るために必須である。長手方向に長さｌ２、横方向に幅ｗ２、及び厚さ方向に厚さｔ２を有する長方形形状を有する半製品を想定することによって、半製品の中央部（又は中央領域）は、半製品の全体厚さｔ２の４５％に位置する第１の端部から半製品の全体厚さの５５％に位置する第２の端部まで、半製品の長さｌ２にわたって、かつ半製品の厚さ方向に幅ｗ２にわたって延在する半製品の部分として定義される。

さらに、本発明者らは、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が少なくとも９６％であるような、非常に微細なＴｉＢ_２析出物を得るためには、凝固中の冷却状態が、鋼を、半製品のあらゆる位置で、０．０３ｃｍ／ｓ以上、５ｃｍ／ｓまでの凝固速度で凝固させるものでなければならないことを見出した。

製品の表面から中央部への凝固速度の減少のために、全ての位置で少なくとも０．０３ｃｍ／ｓの凝固速度とするには、製品の中央部での凝固速度が少なくとも０．０３ｃｍ／ｓ以上、５ｃｍ／ｓまでであることを意味する。

さらに、半製品が薄いストリップの形態で、特に逆回転ロール間のダイレクトストリップキャスティングによって鋳造され、６ｍｍ以下の厚さを有する薄いストリップを形成する場合、凝固速度は、半製品のあらゆる位置で０．２ｃｍ／ｓと５ｃｍ／ｓとの間に含まれる。

実際に、本発明者らは全ての位置で、とりわけ製品の中央部で、少なくとも０．０３ｃｍ／ｓの凝固速度を達成することにより、製品の表面だけでなく、製品の厚さ全体にわたって、非常に微細なＴｉＢ_２析出物を得ることを可能にし、その結果、平均表面積が８．５μｍ^２未満であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が少なくとも９６％であることを見出した。また、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも８０％であり、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、１００％である。

特に、製品の中央領域における、少なくとも０．０３ｃｍ／ｓの凝固速度は、半製品の中央領域において非常に微細なＴｉＢ_２析出物を得ることを可能にし、その結果、平均面積表面積は８．５μｍ^２未満であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は少なくとも９６％である。また、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも８０％であり、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ２析出物の割合は、１００％である。

対照的に、製品の少なくともいくつかの部分の凝固速度が０．０３ｃｍ／ｓ未満である場合、凝固中にＴｉＣ析出物及び／又は粗大なＴｉＢ_２析出物が形成される。

冷却速度及び凝固速度の上記の値への制御は、１１０ｍｍ未満の厚さを有する薄い半製品の形態の鋼の鋳造、及び本発明における鋼の組成によって達成される。

特に、薄い半製品の形態の鋳造は、製品の厚さ方向にわたる高い冷却速度をもたらし、製品の表面から中央部までの、凝固速度の改善された均一性をもたらす。

さらに、鋼の高いＴｉ^＊含有量のために、鋼は主にフェライトとして凝固する。特に、鋼は、凝固の開始から全凝固プロセスの間、主にフェライト組織を有し、鋼中のオーステナイト分率は最大１０％のままである。したがって、冷却中に相変態は全く起こらないか、又は非常に限定された相変態が起こる。

その結果、鋼は膜沸騰によってではなく、再湿潤によって冷却することができ、これにより、非常に高い凝固速度に達することが可能になる。

膜沸騰は、低熱伝導率を有する冷却流体の蒸気の薄層が、鋼の表面と液体冷却流体との間に介在する冷却方法である。膜沸騰では、熱伝達係数は低い。対照的に、再湿潤による冷却は、蒸気層が破壊され、冷却流体が鋼と接触することで生じる。この冷却方法は、鋼の表面の温度がライデンフロスト温度よりも低いときに生じる。再湿潤によって達成される熱伝達係数は、膜沸騰によって達成可能な熱伝達係数よりも高く、その結果、凝固速度が増加する。しかし、再湿潤による冷却中に相変態が起こると、再湿潤と相変態との間の結合が鋼に高いひずみを誘発し、クラッキング及び表面欠陥をもたらす。

したがって、凝固中に顕著な同素変態に耐える鋼は、再湿潤によって冷却することができない。

対照的に、本発明の鋼では、任意の温度で最大１０％のオーステナイトを含み、凝固時に相変態がほとんど又は全く起こらず、したがって、鋼は再湿潤によって冷却することができる。

従って、非常に高い凝固速度を達成することができる。

凝固の終了時に、鋼鉄の組織は主にフェライトであり、非常に微細な共晶ＴｉＢ_２析出物を含む。

さらに、凝固が開始するとすぐに、鋼は主としてフェライト組織となるために、凝固中にδフェライトのオーステナイトへの変態が全く又はほとんど起こらず（すなわち、せいぜい１０％のδフェライトが凝固中にオーステナイトに変態する）、その結果、半製品にクラッキングをもたらす可能性があるこの変態から生じる局所的な収縮が回避される。

特に、δフェライトのオーステナイトへの有意な変態がない場合、凝固中に包晶誘起析出は起こらない。樹枝状結晶中に生じるこのような包晶誘起析出は、特にさらなる熱間圧延中に、熱間延性の低下及びクラッキングを誘起する可能性がある。

したがって、凝固した半製品は非常に良好な表面品質を有し、クラッキングを全く含まないか、又はほとんど含まない。

さらに、主にフェライトとしての鋼の凝固は、凝固時に１０％を超えるオーステナイトを含む組織と比較して、凝固した鋼の硬度、特に凝固したシェルの硬度を大幅に低下させる。

特に、鋼の硬度は、凝固中に１０％を超えるオーステナイトを含む組織を有する同等の鋼よりも約４０％低い。

凝固鋼の低い高温硬度は、凝固シェルに関連するレオロジー問題の低減をもたらし、特に、鋳造製品における表面欠陥、窪み及びブリーディングの発生を回避する。

さらに、凝固鋼の低い高温硬度はまた、同素体相当物と比較して、鋼の高い熱間延性を保証する。

製品の高い熱間延性のために、鋳造プロセスにおける、曲げ及び引き伸ばす操作の間、及び／又はその後の熱間圧延の間に、さもなければ現れるであろうクラッキングの形成が回避される。

凝固後、半製品は、終点において、好ましくは７００℃を下回らない温度まで冷却される。冷却の終了時に、半製品の組織は主にフェライトのままである。

次に、半製品を、終了時点の冷却温度から約１２００℃まで加熱し、脱スケールし、次いで熱間圧延する。

脱スケールの間、鋼の表面の温度は、好ましくは少なくとも１０５０℃である。実際、１０５０℃未満では、液体酸化物が半製品の表面上で凝固し、表面欠陥を引き起こすことがある。

好ましくは、半製品は直接熱間圧延され、すなわち、熱間圧延前に７００℃未満の温度に冷却されず、半製品の温度は、鋳造と熱間圧延との間でいつでも７００℃かそれ以上のままである。半製品の直接熱間圧延は、熱間圧延前に半製品の温度を均質化するのに必要な時間を短縮し、したがって半製品の表面での液体酸化物の形成を制限することを可能にする。

加えて、鋳造されたままの半製品は一般に低温で脆い。半製品を直接熱間圧延することにより、さもなければ、鋳造されたままの半製品の脆性のために、低温において起こり得る、クラッキングを回避することが可能になる。

熱間圧延は、例えば、１１００℃と９００℃との間、好ましくは１０５０℃と９００℃との間に含まれる温度範囲で行われる。

上述のように、半製品の熱間延性は鋼の主にフェライト組織のために、非常に高い。実際、熱間圧延中における鋼では、延性を低下させる相変態は、全く又はほとんど生じない。

その結果、半製品の熱間圧延性は、９００℃の熱間圧延仕上げ温度でさえも満足のいくものであり、熱間圧延中の鋼板のクラッキングの出現が回避される。

例えば、１．５ｍｍと４ｍｍとの間、例えば１．５ｍｍと２ｍｍとの間の厚さを有する熱間圧延鋼板が得られる。

熱間圧延後、鋼板は、好ましくは巻取りされる。次いで、熱間圧延鋼板は良好な表面品質を保証するために、好ましくは、例えばＨＣｌ浴中で酸洗される。

任意選択的に、より薄い厚さが所望される場合、熱間圧延鋼板は２ｍｍ未満、例えば０．９ｍｍと１．２ｍｍとの間の厚さを有する冷間圧延鋼板を得るために、冷間圧延に供される。

このような厚さは、大きな内部損傷を生じることなく達成される。この有意な損傷の欠如は特に、薄い半製品の形態での鋳造及び鋼の組成に起因する。

実際、冷間圧延された板は薄い製品から製造されるので、所与の厚さを達成するために必要な熱間及び冷間圧延比は減少する。このため、損傷を与える恐れのあるＴｉＢ_２析出物同士の衝突が低減される。

さらに、半製品の厚さが薄いこと及び組成のために達成されるＴｉＢ_２析出物の粒度分布のために、４０％までの、さらには５０％までの冷間圧下率が、いかなる有意な内部損傷も生じることなく達成され得る。

実際、鋼は粗大なＴｉＢ_２析出物を含まないので、損傷は界面剥離によって起こり、その結果、損傷動力学上の遅延がみられる。その上、ＴｉＢ_２析出物の衝突はそれらの小さな粒径のために、いかなる重大な損傷ももたらさない。

その結果、冷間圧延中の損傷の発生が大幅に低減される。

冷間圧延後、冷間圧延鋼板にアニーリングを施してもよい。アニーリングは例えば、冷間圧延鋼板を、好ましくは２と４℃／ｓとの間に含まれる平均加熱速度で、８００℃と９００℃との間に含まれるアニーリング温度に加熱し、冷間圧延鋼板をこのアニーリング温度で、一般に４５秒と９０秒との間に含まれるアニーリング時間保持することによって行われる。

このようにして得られた鋼板は、熱間圧延又は冷間圧延することができ、主にフェライト組織、すなわち、フェライト、多くとも１０％のオーステナイト、及び析出物からなる。一般に、このようにして得られた鋼板は、室温でフェライト組織、すなわち、オーステナイトを含まないフェライト及び析出物からなる組織を有する。

このようにして得られた鋼板は、共晶ＴｉＢ_２析出物であるＴｉＢ_２析出物を含み、ＴｉＢ_２析出物の体積分率は少なくとも９％である。

８μｍ^２未満の表面積を有する鋼板中のＴｉＢ_２析出物の割合は、少なくとも９６％である。また、表面積が３μｍ^２未満のＴｉＢ_２析出物の割合は、８０％以上であることが好ましく、表面積が２５μｍ^２未満のＴｉＢ_２析出物の割合は、１００％であることが好ましい。

これは、特に、鋼板の中央領域に当てはまる。

このようにして得られた鋼板は、鋼中の低いＣ含有量、製造プロセス、及び凝固中に包晶誘起析出がないことにより、非常に少量のＴｉＣ析出物を含む。組織中のＴｉＣ析出物の体積分率は、特に０．５％未満、一般に０．３６％未満である。

このようにして得られた鋼板は、Ｆｅ_２Ｂ析出物を含まない。

この製造プロセスにより、鋳造品及び鋼板における表面欠陥及びクラッキングの形成が回避される。

特に、高いＴｉ^＊含有量によって達成される硬度の低下は、鋳造製品における表面欠陥、窪み及びブリーディングの発生を回避することを可能にする。

さらに、このようにして得られた鋼板は、非常に高い成形性、靭性及び疲労強度を有するので、複雑な幾何学的形状を有する部品を、このような鋼板から製造することができる。

特に、熱間圧延及び／又は冷間圧延に起因する鋼板の損傷が最小限に抑えられ、その結果、鋼は、その後の成形作業中における延性が改善され、靭性が改善される。

さらに、本発明による鋼の高い引張弾性率は、成形作業後のスプリングバックを低減させ、それによって完成部品の寸法精度を増加させる。

部品を製造する際、鋼板は、ブランクを製造するために切断され、ブランクは２０と９００℃との間に含まれる温度範囲で、例えば、延伸又は曲げによって変形される。

有利には、構造要素が、本発明による鋼板又はブランクを、同一又は異なる組成を有し、同一又は異なる厚さを有する別の鋼板又はブランクに溶接することによって製造され、それによって、様々な機械的特性を有する溶接アセンブリを得、それをさらに変形させて部品を製造することができる。

例えば、本発明による鋼板は、重量パーセントで、以下の組成を有する鋼から作られた鋼板に溶接することができる：
０．０１％≦Ｃ≦０．２５％
０．０５％≦Ｍｎ≦２％
Ｓｉ≦０．４％
Ａｌ≦０．１％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎｂ≦０．１％
Ｖ≦０．１％
Ｃｒ≦３％
Ｍｏ≦１％
Ｎｉ≦１％
Ｂ≦０．００３％
を含み、残部は鉄及び製錬から生じる不可避的不純物である。

＜例：＞
実施例及び比較例として、表Ｉによる鋼組成から作られた鋼板が製造された。元素は重量パーセントで表す。

表１において、下線の値は本発明による範囲のものではない。

これらの鋼は、半製品の形態で鋳造された：
−鋼Ａを、６５ｍｍの厚さを有するスラブの形態で連続鋳造し（試料Ｉ１）、
−鋼Ｂを、１３０ｍｍ×１３０ｍｍの断面を有する、３００ｋｇのインゴットの形態で鋳造し（試料Ｒ１）、
−鋼Ｃを、４５ｍｍの厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造した（試料Ｒ２）。

鋳造製品における凝固中の凝固速度を、製品の表面及び中央部で評価し、以下の表２に報告する。

表２において、下線を付した値は、本発明による範囲のものではない。

試料Ｉ１は、１１０ｍｍ未満の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造した。

さらに、試料Ｉ１の組成（Ａ）は本発明によるものであり、したがって、少なくとも０．９５％の遊離Ｔｉ含有量を有し、その結果、凝固の間、相変態は全く又はほとんど起こらず、再湿潤による冷却が可能であった。

鋳造製品の厚さが薄いこと、及び再湿潤による冷却のために、試料Ｉ１の凝固速度は、半製品の中央部においてさえ、０．０３ｃｍ／ｓよりも高くなり得る。

対照的に、試料Ｒ１は本発明による組成（Ｂ）を有するが、薄い半製品として鋳造されず、その厚さは１１０ｍｍより大きい。

その結果、凝固速度は、中央部においても半製品の表面においても、目標値に到達することができなかった。

試料Ｒ２は、本発明による組成（Ｃ）を有さず、そのＢ含有量は（０．４５×Ｔｉ）−０．４３より高い。したがって、試料Ｒ２は、０．９５％未満（０．７５％）の遊離Ｔｉ含有量を有する。

よって、鋼が薄いストリップの形態で鋳造されたとしても、凝固時に、重大な相変態が発生し、再湿潤による冷却はできなかった。その結果、凝固速度は、製品の中央部で０．０３ｃｍ／ｓに達しなかった。

本発明者らは、試料Ｉ１及びＲ２の熱間成形性を調査した。

特に、鋳造したままの試料Ｉ１及びＲ２の熱間成形性を、９５０℃〜１２００℃の範囲の温度で、種々のひずみ速度における熱面ひずみ圧縮試験を実施することによって評価した。

この目的のために、Ｒａｓｔｅｇａｉｅｖ試験片を鋳造サンプルＩ１及びＲ２からサンプリングした。試験片を９５０℃、１０００℃、１１００℃又は１２００℃に加熱し、次に試験片の両側に位置する２つのパンチによって、０．１ｓ^-1、１ｓ^-1、１０ｓ^-1又は５０ｓ^-1の様々なひずみ速度で圧縮した。応力を測定し、各試験について、最大応力を評価した。

以下の表３は、各温度並びに試料Ｉ１及びＲ２の各々について、この温度での組織中のオーステナイトの分率、及び各ひずみ速度について各温度で決定された最大応力を報告する。

これらの結果は、９５０℃と１２００℃との間に含まれる温度がどのようなものであっても、またひずみ速度がどのようなものであっても、試料Ｉ１について到達される最大応力は試料Ｒ２についてよりもはるかに低く、鋼Ｉ１についての最大応力は鋼Ｒ２について到達される最大応力よりも最大６７％低いことを示す。

この最大応力の減少は特に、全ての温度において主にフェライトである試料Ｉ１の組織と、相変態に耐え、高温でオーステナイトになる試料Ｒ２の組織との間の差から生じる。この減少は、高温において、本発明の鋼の硬度が、０．９５％未満のＴｉ^＊含有量を有する鋼と比較して大幅に減少し、それによって熱間成形性が改善されることを意味する。

鋳造したままの試料Ｉ１及びＲ２の熱間成形性を、熱機械シミュレーターＧｌｅｅｂｌｅで高温引張試験を実施することによってさらに評価した。

特に、面積の減少は６００℃〜１１００℃の範囲の温度で測定した。

図５に示されるこれらの試験の結果は、試料Ｉ１の熱間延性が、減少する温度、特に８００℃と９００℃との間に含まれる温度でさえ高いままであるのに対して、試料Ｒ２の延性は温度と共に劇的に減少することを示す。

その結果、試料Ｉ１は、試料Ｒ２よりも低い温度で加工することができる。逆に、製造プロセスの間、試料Ｉ１におけるクラッキングまたはブリーディングの発生は、試料Ｒ２と比較して大幅に減少する。

本発明者らは、試料Ｉ１、Ｒ１及びＲ２から厚さの１／４の箇所から採取した試料、及び試料Ｉ１の厚さの半分の箇所から採取した試料について、鋳造したままの製品のＴｉＢ₂析出物を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた画像解析によって、さらに特徴付けた。顕微鏡検査のための試験片を、表面調製のために用いられる標準的な金属組織学的技術を使用して調製し、ナイタール試薬でエッチングした。

粒度分布を以下の表４に報告する

表４に示すように、試料Ｒ１は、８μｍ²より大きい表面積を有する粗大な析出物を、高い百分率で含む。

試料Ｒ２は、試料Ｒ１よりも高い分率の小さなＴｉＢ₂析出物を含む。しかし、試料Ｒ２では、８μｍ²未満の表面積を有するＴｉＢ₂析出物の百分率は、９６％に達しない。

対照的に、試料Ｉ１は８μｍ²以下のＴｉＢ₂析出物の割合が、とりわけ９６％以上と非常に高く、加えて、３μｍ²以下のＴｉＢ₂析出物の割合は８０％以上であり、全てのＴｉＢ₂析出物は、２５μｍ²またはそれ以下の面積を有する。

表４において、下線を付した値は、本発明による範囲のものではない。

また、凝固後、試料Ｉ１を１２００℃に加熱し、次いで最終圧延温度９２０℃で熱間圧延し、厚さ２．４ｍｍの熱間圧延板を作製した。

熱間圧延鋼板Ｉ１をさらに圧下率４０％で冷間圧延し、厚さ１．４ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。

冷間圧延後、鋼板Ｉ１を平均加熱速度３℃／ｓでアニール温度８００℃にまで加熱し、この温度で６０秒間保持した。

凝固後、試料Ｒ１及びＲ２を室温に冷却し、次いで１１５０℃の温度にまで再加熱し、９２０℃の最終圧延温度で熱間圧延して、それぞれ２．２ｍｍ及び２．８ｍｍの厚さを有する熱間圧延板を製造した。

試料Ｉ１、Ｒ１及びＲ２から製造された熱間圧延板の微細組織を、鋼板の厚さの１／４及び鋼板の厚さの半分に位置する箇所で試料を収集することによって調査し、中央部と鋼板の表面との間の半分の距離及び鋼板の中央部における、長手方向平面に沿った組織をそれぞれ観察した。

Ｋｌｅｍｍ試薬でエッチングした後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で微細組織を観察した。

厚さの１／４における箇所の、鋼Ｉ１、Ｒ１及びＲ２の微細組織を、それぞれ図６、７及び８に示す。

厚さの半分における箇所の、鋼板Ｉ１、Ｒ１及びＲ２の微細組織を、それぞれ図９、１０および１１に示す。

これらの図は、鋼Ｉ１の組織が、製品の厚さ１／４及び製品の中央部の両方で非常に微細であることを示す。

対照的に、より低い凝固速度で冷却された鋼Ｒ１の組織は、粗大な粒子を含む。

鋼Ｒ２の組織は、厚さの１／４の箇所では微細な粒子を含むが、特に半製品の中央部に粗い粒子も含む。

全体として、鋼Ｉ１の組織は非常に均一であるが、鋼Ｒ１及びＲ２の組織はそれぞれ非常に異なる粒径の粒子を含む。

本発明者らは、鋼Ｉ１、Ｒ１及びＲ２の冷間成形性をさらに調査した。

鋼の冷間成形性を、平面ひずみ試験を用いて鋳造鋼Ｉ１、Ｒ１及びＲ２から製造された鋼板について評価した。

特に、鋼Ｉ１、Ｒ１及びＲ２から作られた板から試料を集め、鋼Ｉ１、Ｒ１及びＲ２の成形限界曲線を決定した。これらの形成限界曲線を図１２に示し、測定値を以下の表５に報告する。

図１２及び表５に示すように、鋼Ｉ１は、鋼Ｒ１及びＲ２と比較して改善された成形性を有する。

理論に束縛されるものではないが、鋼Ｒ１及びＲ２中に粗大なＴｉＢ₂析出物が少量であっても存在すると、成形操作中、本例では曲げ加工中に、ひずみの局在化が促進され、鋼Ｉ１よりも成形性が劣ると考えられる。さらに、この局在化は、粗大なＴｉＢ₂析出物の衝突による早期の損傷に起因すると考えられる。

対照的に、鋼鉄Ｉ１は粗い析出物を含まず、これはＴｉＢ₂析出物の衝突を最小限に抑え、したがって、成形性を改善する。

ＴｉＢ_２析出物の大きさが成形性に及ぼす影響を確認するために、本発明者らは上記方法により得られた熱間圧延鋼板Ｒ１を冷間圧延し、冷間圧下率を５０％とした。冷間圧延後、鋼板Ｒ１を平均加熱速度３℃／ｓでアニール温度８００℃にまで加熱し、この温度で６０秒間保持した。

次に、本発明者らは、冷間圧延鋼板Ｒ１の表面及び中央部から（アニール後に）試験片を採取し、走査型電子顕微鏡によりこれらの試験片を観察した。

表面及び中央部で観察された組織は、それぞれ図１３及び１４に示されている。

これらの図に見られるように、鋼板の表面から収集された試験片は、中央部から収集された試験片とは異なり、ほとんど損傷を含まず、また中央部では、重要な損傷が観察される。

これらの観察により、より低い凝固速度のために、粗大なＴｉＢの_２析出物が主に鋼板の中央に位置し、変形中に損傷を引き起こし、したがって鋼の成形性を低下させることが確認される。

鋼Ｉ１、Ｒ１、及びＲ２の曲げ性は、鋼Ｉ１、Ｒ１、及びＲ２からなる熱間圧延鋼板、及び鋼Ｉ１からなる冷間圧延鋼板（アニール後）から採取した試料に対して、エッジ曲げ試験（９０°フランジ試験とも呼ばれる）を実施することによって評価した。

試料を圧力パッドとダイとの間に保持し、スライドダイをスライドさせて、パッド及びダイから突出する試料の部分を曲げた。曲げ試験は、標準ＥＮＩＳＯ７４３８：２００５に従って、圧延方向（ＲＤ）及び横方向（ＴＤ）で行った。

曲げ性は、曲げられた板の曲率半径Ｒ（ｍｍ）と試料の厚さｔ（ｍｍ）との比Ｒ／ｔによって特徴付けられた。

結果を以下の表６に要約する。

この表において、ｔは試料の厚さを示し、Ｒ／ｔは曲げられた板の曲率半径と厚さとの間で算出された比を示す。

これらの結果は、本発明による鋼が、鋼Ｒ１及びＲ２と比較して改善された曲げ性を有することを実証する。

鋼Ｉ１及びＲ２のシャルピーエネルギーを、−８０℃〜２０℃の範囲の温度で、熱間圧延板から収集した試料についてさらに測定した。

特に、鋼Ｉ１及びＲ２から作られた熱間圧延鋼板から、深さ２ｍｍ、角度４５°及び根元半径０．２５ｍｍのＶノッチを有する、サブサイズシャルピー衝撃試験片（１０ｍｍ×５５ｍｍ×鋼板厚さ）を収集した。

各温度において、衝撃エネルギーの表面密度Ｋｃｖを測定した。各温度で、試験を２つの試料について行い、２つの試験の平均値を計算した。

結果を図１５に示し、以下の表７に報告する。

ここで、Ｔは摂氏温度、ＫｃｖはＪ／ｃｍ^２の衝撃エネルギー面密度である。さらに、破壊モード（延性破壊、延性破壊と脆性破壊の混合モード又は脆性破壊）を報告する。

表７及び図１５に示すように、本発明の鋼Ｉ１のシャルピーエネルギーは、鋼Ｒ２のシャルピーエネルギーよりもはるかに高い。さらに、鋼Ｉ１の延性破壊モードから混合破壊モードへの転移温度は、鋼Ｒ２と比較して低下する。特に、本発明の鋼では、破壊モードは、−２０℃で１００％延性のままである。

したがって、これらの試験は、本発明の鋼が以下のものと比較して、改善された成形性、延性及び靭性を有することを実証する：
−鋼Ｒ１、０．９５％より高いＴｉ^＊含有量を有するが、薄い製品の形態で鋳造されず、したがってＴｉＣ及び粗大なＴｉＢの_２析出物を有する鋼
−鋼Ｒ２、薄い製品の形態で鋳造されたが、０．９５％より低いＴｉ^＊含有量を有し、したがってＴｉＣを有し、かつ８μｍ^２より大きい表面積を有するＴｉＢ_２析出物を有しうる。

最後に、鋼板Ｉ１、Ｒ１及びＲ２の機械的性質を測定した。下記の表８は、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、均一伸びＵＥ、全伸びＴＥ及び引張弾性率Ｅ、加工硬化係数ｎ及びランクフォード係数ｒを報告する。表８はまた、それぞれの鋼についてのＴＩＢ_２（ｆ_ＴｉＢ２）析出物の体積百分率を報告する。

これらの結果は、鋼Ｉ１の機械的性質が鋼Ｒ１及びＲ２の機械的性質と比較して改善されていることを実証する。この改善は特に、鋼Ｒ１及びＲ２と比較して、鋼Ｉ１中における、非常に小さい粒径の析出物の割合が高いことによる。

したがって、本発明は、高い引張弾性率、低い密度、ならびに改善された鋳造性及び成形性を同時に有する、鋼板及びその製造方法を提供する。したがって、本発明の鋼板は、損傷又は表面欠陥を誘発することなく、複雑な形状を有する部品を製造するために使用することができる。

Claims (29)

1. 重量パーセントで、以下の組成：
   ０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
   ０．０６％≦Ｍｎ≦３％
   Ｓｉ≦１．５％
   ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
   Ｓ≦０．０３０％
   Ｐ≦０．０４０％、
   Ｔｉ及びＢが以下のとおり：
   ３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
   （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
   任意に、以下の中から選択される１種以上の元素：
   Ｎｉ≦１％
   Ｍｏ≦１％
   Ｃｒ≦３％
   Ｎｂ≦０．１％
   Ｖ≦０．１％
   を含み、残部は鉄及び精錬から生じる不可避的不純物である組成、を有する鋼でできた鋼板であって、
   前記鋼板が、フェライト、最大１０％のオーステナイト、及び析出物からなる組織を有し、前記析出物が、ＴｉＢ_２の共晶析出物を含み、組織全体に対するＴｉＢ_２析出物の体積分率は少なくとも９％であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は少なくとも９６％である、鋼板。
2. ３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が８０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
3. ２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が１００％である、請求項１又は２のいずれか一項に記載の鋼板。
4. 前記鋼板の中央領域において、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が９６％以上である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. 前記鋼板の中央領域において、３μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が８０％以上である、請求項４に記載の鋼鈑。
6. 前記鋼板の中央領域において、２５μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合が１００％である、請求項４又は５に記載の鋼板。
7. 前記鋼板が、ＴｉＣ析出物を含まないか、又はＴｉＣ析出物を０．５％未満の体積分率で含む、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. Ｆｅ_２Ｂ析出物を含まない、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. チタン、ホウ素及びマンガンの含有量が、以下：
   （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４
   であるような、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. チタン及びホウ素の含有量が、以下：
    （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．５０
    であるような、請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼鈑。
11. 前記組成が、Ｃ≦０．０５０％であるような、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼板。
12. 前記組成が、Ａｌ≦１．３％であるような、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の鋼板。
13. −４０℃で少なくとも２５Ｊ／ｃｍ^２のシャルピーエネルギーＫｃｖを有する、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の鋼板。
14. 前記鋼板が、０．９５％以上の遊離Ｔｉ含有量を有する、請求項１〜１３のいずれか一項に記載の鋼板。
15. 鋼板の製造方法であって、以下の連続工程：
    −重量パーセントで、以下の組成：
    ０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
    ０．０６％≦Ｍｎ≦３％
    Ｓｉ≦１．５％
    ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
    Ｓ≦０．０３０％、
    Ｐ≦０．０４０％、
    Ｔｉ及びＢが以下のとおり：
    ３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
    （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
    任意に、以下の中から選択される１種以上の元素：
    Ｎｉ≦１％
    Ｍｏ≦１％
    Ｃｒ≦３％
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｖ≦０．１％
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物である組成、を有する鋼を提供する工程、
    −半製品の形態にある前記鋼を鋳造する工程であって、鋳造温度はＬ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋４０℃以下であり、Ｌ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}が、前記鋼の液相線温度を示し、前記半製品が最大１１０ｍｍの厚さを有する薄い半製品の形態で鋳造され、前記鋼が、前記半製品のあらゆる位置で０．０３ｃｍ／ｓと５ｃｍ／ｓとの間に含まれる凝固速度で前記鋳造工程中に凝固する、
    方法。
16. 前記半製品が、１１０ｍｍ以下の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造される、請求項１５に記載の方法。
17. 前記半製品が、７０ｍｍ以下の厚さを有する薄いスラブの形態で鋳造される、請求項１５に記載の方法。
18. 前記半製品が、コンパクトストリップ製造によって鋳造される、請求項１６又は１７に記載の方法。
19. 前記半製品が、６ｍｍ以下の厚さを有する薄いストリップの形態で鋳造され、前記凝固速度が、前記半製品のあらゆる位置で０．２ｃｍ／ｓと５ｃｍ／ｓとの間に含まれる、請求項１５に記載の方法。
20. 前記半製品が、逆回転ロール間でダイレクトストリップキャスティングによって鋳造される、請求項１９に記載の方法。
21. 鋳造工程及び凝固後、前記半製品を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得る、請求項１５〜２０のいずれか一項に記載の方法。
22. 鋳造工程と熱間圧延との間で、前記半製品の温度が７００℃より高いままである、請求項２１に記載の方法。
23. 熱間圧延の前に、前記半製品を少なくとも１０５０℃の温度で脱スケールする、請求項２１又は２２のいずれか一項に記載の方法。
24. 熱間圧延後、前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、２ｍｍ以下の厚さを有する冷間圧延鋼板を得る、請求項２１〜２３のいずれか一項に記載の方法。
25. チタン、ホウ素及びマンガンの含有量が以下：
    （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−（０．２６１^＊Ｍｎ）−０．４１４
    であるような、請求項１５〜２４のいずれか一項に記載の方法。
26. 前記組成が、Ａｌ≦１．３％であるような、請求項１５〜２５のいずれか一項に記載の方法。
27. 構造部品の製造方法であって、
    −請求項１〜１４のいずれか一項に記載の鋼鈑から少なくとも１つのブランクを切断すること、又は請求項１５〜２６のいずれか一項に記載の方法によって鋼板を製造し、及び前記鋼板から、少なくとも１つのブランクを切断すること、並びに
    −前記ブランクを２０℃〜９００℃の温度範囲内で変形させること
    を含む、方法。
28. 前記ブランクを変形させる前に、前記ブランクを別のブランクに溶接する工程を含む、請求項２７に記載の方法。
29. 重量パーセントで、以下の組成：
    ０．０１０％≦Ｃ≦０．０８０％
    ０．０６％≦Ｍｎ≦３％
    Ｓｉ≦１．５％
    ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
    Ｓ≦０．０３０％
    Ｐ≦０．０４０％、
    Ｔｉ及びＢが以下のとおり：
    ３．２％≦Ｔｉ≦７．５％
    （０．４５×Ｔｉ）−１．３５≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）−０．４３
    任意に、以下の中から選択される１つ以上の元素：
    Ｎｉ≦１％
    Ｍｏ≦１％
    Ｃｒ≦３％
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｖ≦０．１％
    を含み、残部は鉄及び精錬から生じる不可避的不純物である組成、を有する鋼でできた部分を少なくとも含む構造部品であって、
    前記部分が、フェライト、１０％以下のオーステナイト、及び析出物からなる組織を有し、前記析出物が、ＴｉＢ_２の共晶析出物を含み、前記部分の組織全体に対するＴｉＢ_２析出物の体積分率は少なくとも９％であり、８μｍ^２未満の表面積を有するＴｉＢ_２析出物の割合は少なくとも９６％である、構造部品。

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