JP7333786B2

JP7333786B2 - 低合金第３世代先進高張力鋼および製造プロセス

Info

Publication number: JP7333786B2
Application number: JP2020552866A
Authority: JP
Inventors: ガーザ－マルティネズ、ルイス、ゴンザロ; パブリナ、エリック、ジェームス
Original assignee: クリーブランド－クリフススティールプロパティーズ、インク．
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2019-04-01
Publication date: 2023-08-25
Anticipated expiration: 2039-04-01
Also published as: MX2020010292A; KR102472740B1; CA3093397C; KR20200129163A; JP2021518489A; CA3093397A1; US20190300995A1; CN111971410A; EP3775311A1; WO2019191765A1

Description

この出願は、２０１８年３月３０日に出願された「低合金第３世代先進高張力鋼および製造プロセス（LOW ALLOY^3RD GENERATION ADVANCED HIGH STRENGTH STEEL AND PROCESS FOR MAKING）」と題された米国仮出願シリアル番号６２／６５０，６２０の優先権を主張し、その開示は参照により本明細書に組み込まれる。

自動車産業は、成形可能でありながら、より燃料効率の高い車両に対してより軽く、耐衝撃性を高めるためにより強い、より費用効果の高い鋼を絶えず求めている。これらのニーズを満たすために開発されている鋼は、一般に第３世代先進高張力鋼として知られている。これらの材料の目標は、成形性と強度の両方を向上させながら、組成物中の高価な合金の量を減らすことにより、他の先進高張力鋼と比較してコストを下げることである。

第１世代先進高張力鋼とされる二相鋼は、フェライトとマルテンサイトの組み合わせで構成された微細構造を有し、フェライトが鋼に延性を与え、マルテンサイトが強度を与えるという良好な強度－延性比をもたらす。第３世代先進高張力鋼の微細構造の１つは、フェライト、マルテンサイト、およびオーステナイト（残留オーステナイトとも呼ばれる）を利用している。この三相微細構造では、オーステナイトにより、鋼は塑性変形をさらに拡大することができます（または引張伸び率を上げることができる）。オーステナイトが塑性変形すると、マルテンサイトに変化し、鋼の全体的な強度が向上する。

オーステナイトの安定性は、温度、応力、またはひずみにさらされたときにマルテンサイトに変態するオーステナイトの抵抗である。オーステナイトの安定性は、その組成によって制御される。炭素、マンガン、ニッケル、モリブデンなどの元素は、オーステナイトの安定性を高める。シリコンとアルミニウムはフェライト安定剤である。ただし、焼入れ性、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ）、および炭化物形成への影響により、ＳｉおよびＡｌの添加によりオーステナイトの安定性も向上する可能性がある。
この出願の発明に関連する先行技術文献情報としては、以下のものがある（国際出願日以降国際段階で引用された文献及び他国に国内移行した際に引用された文献を含む）。
（先行技術文献）
（特許文献）
（特許文献１）国際公開第１６／１８７５７６号
（特許文献２）中国特許出願公開第１０２９１２２１９号明細書
（特許文献３）国際公開第２０１６／００１８８９号2
（特許文献４）欧州特許出願公開第３０９３３５９号明細書
（特許文献５）中国特許第１０３０６０６７８号明細書

以前の第３世代先進高張力鋼は、亀裂が発生する傾向のあるインゴットやホットバンドを生成する可能性がある。第３世代先進高張力鋼にモリブデンを最大０．５０重量％まで、ニッケルを最大１．５重量％まで添加すると、インゴットやホットバンドの割れがなくなることが判明している。より具体的には、新しい例示的な合金は、インゴットおよびホットバンドの靭性を改善することを示した。

本合金の実施形態は、以下の元素：０．２０～０．３０重量％の炭素；３．０～５．０重量％のマンガン、好ましくは３．０～４．０重量％のマンガン；０．５～２．５重量％のシリコン、好ましくは１．０～２．０重量％のシリコン；０．５～２．０重量％のアルミニウム、好ましくは１．０～１．５重量％のアルミニウム；０～０．５重量％のモリブデン、好ましくは０．２５～０．３５重量％のモリブデン；０～１．５重量％のニッケル；０～０．０５０重量％のニオブ；０～１．０重量％のクロム、好ましくは０～０．６５重量％クロム；および鉄と製鋼に関連する不純物である残りを有する。

特定の実施形態では、Ｓｉ＋Ａｌの量が３重量％以下である場合、より良い特性が得られた。

図１は、合金６１、リンが添加された合金６１、およびリンとモリブデンが添加された合金６１のシャルピーＶノッチ衝撃試験を示している。図２は、様々な温度での合金６１＋Ｍｏ、合金８１および合金８４のシャルピーＶノッチ衝撃試験を示す。図３は、合金８３、合金８４、合金８５、および合金８６、ホットバンドバッチ焼鈍（ＢＡ）、ホットバンド連続焼鈍（ＰＡ）、冷間圧延、および仕上げ焼鈍の引張機械的特性の概要を示す。図４は、合金８４微細構造の走査型電子顕微鏡画像、ホットバンドバッチ焼鈍、冷間圧延および仕上げ焼鈍を示している。図５は、合金８４微細構造の走査型電子顕微鏡画像、ホットバンド連続焼鈍、冷間圧延および仕上げ焼鈍を示している。

本開発は、２０１６年５月２０日に出願された「低合金第３世代高張力鋼（Low Alloy Third Generation Advanced High Strength Steel）」と題された米国特許出願第１５／１６０，７１４号に記載されている合金などの以前の低合金第３世代高張力鋼の処理を簡素化するものであり、その開示は参照により本明細書に組み込まれる。

本合金は、装置に変更を加える必要なしに、既存の処理ラインを使用して第３世代先進高張力鋼の製造を可能にする。本合金は、スラブ内およびホットバンド状態での鋼の靭性の低下などの問題を防ぎながら、標準的な処理を可能にする。

以前の第３世代先進高張力鋼は、亀裂を発生させる傾向があるインゴットおよびホットバンドを生成する可能性がある。インゴットまたはスラブに亀裂が発生すると、重大な問題なしに処理することは非常に困難である。第３世代先進高張力鋼のホットバンドは非常に強く、引張強度は１０００ＭＰａをはるかに上回っている。ホットバンドの強度が高く、靭性が低いか低いため、処理が困難になり、場合によっては処理が不可能になる。第３世代先進高張力鋼に、モリブデンを最大０．５０重量％、ニッケルを最大１．５重量％添加すると、インゴットの亀裂がなくなり、ホットバンドの外観が改善されることが判明している。より具体的には、新しい例示的な合金は、インゴットおよびホットバンドの靭性を改善することを示した。

鋼の粒界へのリンの偏析は、靭性の低下をもたらす可能性がある。リンは残留元素として鋼に存在し、それを減らすことは非常に費用がかかり、おそらくそれを完全に排除することは不可能である。ホットバンドの靭性挙動に影響を与えるリンの他に、以前の第３世代先進高張力鋼は、焼入れ状態の鋼がマルテンサイトの体心四面体結晶構造を有し、また、微細構造がフェライトとカーバイドの体心立方結晶構造である焼鈍状態の鋼であるため、自然に靭性の低い挙動を示す可能性がある。これら２つの微細構造では、靭性の挙動は温度に依存する。靭性は、ある温度以上では上部棚と呼ばれる上限値を持ち、温度とともに急速に低下して下部棚と呼ばれる下限値まで低下する。靭性が下棚まで低下すると、鋼は脆くなる。

靭性がより下部棚に低下する温度は、延性から脆性への転移温度（ＤＢＴＴ）と呼ばれる。ＤＢＴＴのもう１つの実用的な定義は、シャルピーＶノッチ（ＣＶＮ）衝撃エネルギーが２７Ｊを超える温度である。これは、鋼が一般に脆く振る舞わない衝撃エネルギーである。２７Ｊの値は、通常、業界でＤＢＴＴを定義するために使用される。ＤＢＴＴが室温（ＲＴ）を超える場合がある。これは、鋼をＲＴでテストした場合、鋼が脆くなることを意味する。

２７Ｊの衝撃エネルギーの値は、１０ｍｍの厚さおよび８ｍｍのノッチの下の深さを有するフルサイズのＣＶＮ試験片を対象としている。厚さが１０ｍｍ未満のホットバンドのように薄い試験片をテストする場合は、代わりに衝撃強度を比較に使用する。衝撃強度は、衝撃エネルギーをサンプルの面積（サンプルの厚さにノッチの下の深さを掛けたもの）で割ることによって計算される。たとえば、厚さが１０ｍｍ（０．３９４"）、ノッチの下の深さが８ｍｍ（０．３１５"）で、衝撃エネルギーが２７Ｊの試験片の場合、衝撃強度は２７Ｊを１０ｍｍ×８ｍｍで割った値、または英単位では、２０ｆｔ／ｌｂｆを（０．３９４×０．３１５）ｉｎ＾２＝１９３５ｉｎ－ｌｂｆ／ｉｎ＾２で割った値となる。同じ衝撃強度の１９３５ｉｎ－ｌｂｆ／ｉｎ＾２（同等に強固）を有する厚さ３ｍｍ（０．１１８"）、ノッチ下の深さ８ｍｍ（０．３１５"）では、衝撃エネルギーは低くなり、約６．０ｆｔ－ｌｂｆまたは約８．１Ｊである。

とりわけ、炭素、マンガン、およびシリコンのような合金元素は、ＤＢＴＴを増加させ、時にはＲＴを超える。ニッケルは、ＤＢＴＴを低下させ、マルテンサイトなどの体心立方（ＢＣＴ）とフェライトなどの体心立方（ＢＣＣ）の両方の結晶構造の鋼の靭性を向上させる代替要素の１つである。

鋼へのモリブデンの添加は、ＤＢＴＴを減少させ、上部エネルギー棚を増加させることによって、スラブまたはインゴット形態の鋼の靭性を改善する。この例を図１に示す。図１では、さまざまな温度でのＣＶＮテストが、リンを含まない従来技術の合金６１で実行された（四角の記号）。鋼が２７Ｊに達する温度は、４００°Ｆ（２０４℃）を超えている。合金にリン（三角形）が含まれている場合、エネルギーはすべての場合で減少し、２７Ｊに達することはありません。リンを含む合金６１にモリブデンが添加されている場合、ＣＶＮ衝撃エネルギーはすべてのテスト温度で増加し、２５０°Ｆ未満でＤＢＴＴが低くなり（１２１℃）、およびより高い上部エネルギー棚を示す。モリブデンの利点は、室温付近でエッジクラックが発生する可能性が低い、より頑丈なスラブにつながる。スラブの欠陥を防ぐことにより、ホットバンドの欠陥も防止される。

ニッケルは、マンガンと同様のオーステナイト安定剤である。ニッケルを鋼に添加すると、鋼中のマンガンの量を減らすことができ、それでも同じオーステナイト安定性がある。ニッケルを添加してマンガンを下げることにより、変態温度も影響を受ける。ＳｉとＡｌの濃度は変更できるが、変態温度は標準の第３世代先進高張力鋼とほぼ同じ温度に保たれる。言い換えれば、ニッケルを添加することにより、必要なマンガンの量を減らすことができ、それは鋼中のより低いＳｉを可能にする。

Ｓｉの還元は、鋼の被覆性にプラスの影響を与える。シリコンは、連続焼鈍中に酸化物を形成することにより、鋼のコーティング性を大幅に複雑にする。これらの酸化物は、Ｚｎが鋼を濡らし、そのコーティング性に悪影響を与えるのを防ぐことができる。Ｓｉを２．０重量％から、たとえば１．０重量％に減らすと、鋼のＺｎによるコーティングが改善される可能性があり、複雑な雰囲気操作なしで既存のコーティングラインでコーティングを実行できる。

本合金は、典型的な線速度で典型的な鋼加工装置を使用する標準的な製鋼慣行に従って、溶融、鋳造、および熱間圧延することができる。第３世代先進高張力鋼のホットバンドは、その合金含有量のために、ほとんどがマルテンサイトからなる微細構造を持っているため、降伏強度が１０００ＭＰａ前後で強度が高く、延性が低い傾向にある。

熱間圧延鋼（しばしばホットバンドと呼ばれる）は、しばしばマルテンサイト構造を有し、したがって、硬く、延性が低い。ホットバンドを冷間還元するためには、焼鈍して軟化させる必要がある。焼鈍過程は、連続焼鈍ラインのように連続的であってもよいし、箱焼鈍のようにバッチで行われてもよい。いくつかの実施形態では、好ましい方法は、連続焼鈍過程である。

鋼が焼鈍／酸洗ラインで焼鈍される場合、両方の処理工程が単一の操作で達成される。鋼をバッチ焼鈍する場合は、ホットバンドを酸洗いしてから冷間圧延することができる。鋼は冷間圧延後に中間焼鈍し、さらに冷間圧延することができる。次に、冷間圧延鋼は、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または電気亜鉛めっきなどによってコーティングすることができる。

本合金の実施形態の改善された引張特性は、鋼の実施形態を焼鈍することによって得ることができる。臨界間焼鈍は、参照により本明細書に組み込まれる上記の「７１４」出願で教示されている。臨界間焼鈍は、フェライトとオーステナイトの結晶構造が同時に存在する温度での熱処理である。カーバイドの溶解温度を超える臨界間温度では、フェライトの炭素溶解度は最小になる。一方、オーステナイトへの炭素の溶解度は比較的高い。２つの相の溶解度の違いは、オーステナイトに炭素を集める効果がある。たとえば、鋼のバルク炭素組成が０．２５重量％の場合、５０％のフェライトと５０％のオーステナイトが存在する場合、臨界間温度では、フェライト相の炭素濃度は０重量％に近くなるが、オーステナイト相は約０．５０重量％になる。臨界間温度でのオーステナイトの炭素濃縮が最適であるためには、温度もセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）またはカーバイド溶解温度、すなわちセメンタイトまたはカーバイドが溶解する温度より高くなければならない。この温度は、最適な臨界間温度と呼ばれる。最適なフェライト／オーステナイト含有量が発生する最適な臨界間温度は、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）溶解より上の温度領域と、室温で得られる残留オーステナイトの炭素含有量が最大になる温度である。

臨界間焼鈍中、マンガンなどの他の元素もフェライトからオーステナイトに分配することができる。２つの相の間の分配の量は、臨界間焼鈍で鋼が焼鈍される時間に依存する。例えば、連続焼鈍過程中、マンガンまたは他の置換元素の分配の量は、バッチ焼鈍過程と比較して少ない。

実施例
実施例１
第３世代先進高張力鋼ホットバンド
本発明を具体化するいくつかの合金は、以下の表１に記載の組成で調製され、残りは鉄および製鋼に関連する不純物である。合金６１は、上記の‘７１４出願で説明されているように、先行技術の第３世代先進高張力鋼を表している。

合金は、真空炉および典型的な製鋼手順を使用して、実験室で溶融および鋳造された。インゴットは、重量が約１４ｋｇ、幅が約１２７ｍｍ、厚さが約７０ｍｍになるように製造された。次に、インゴットを空気中の炉内で１２５０℃の温度に再加熱することによって熱間圧延した。インゴットは、９回のパスで厚さ７０ｍｍから約３ｍｍまで熱間圧延され、途中で再加熱ステップが行われた。一部のインゴットは、衝撃靭性試験のために厚さ７０ｍｍから約１２ｍｍまで熱間圧延された。仕上げ圧延温度は約９００℃で、バーは５４０℃に設定された炉に入れられ、典型的なコイル冷却条件をシミュレートするために徐冷された。表２に示すように、ホットバンドの引張特性は、降伏強度は７４６～９４８ＭＰａ、引張強度は１０８２～１５２６ＭＰａ、総伸びは７．６～２０．８であり、目を見張るものがあった。

ホットバンド合金６１、合金６１＋Ｍｏ、合金８１、合金８２、合金８３、および合金８４の靭性挙動が特徴付けられ、結果が表３に示されている。この特性評価は、厚さ１０ｍｍのフルサイズＣＶＮ試験片を用いて実施した。シャルピーＶノッチ衝撃試験が実施され、合金８４の室温での靭性は２４Ｊであり、もはや脆くないと考えられる衝撃試験エネルギーである２７Ｊ（２０ｆｔ－ｌｂｓ）に近い値を示した。これに対し、合金６１＋Ｍｏでは、室温での衝撃試験エネルギーは１０Ｊ以下であった。合金８４と合金８１はどちらも同様の室温衝撃試験エネルギーを有しているが、高温での合金８４の上部棚は合金８１の上部棚よりも高くなっている。合金８２や合金８３など、他の合金のホットバンドも９００°Ｆ（４８０℃）でコイル状に巻かれたときに良好な靭性挙動を示した。図２は、合金６１、６１＋Ｍｏ、８１、および８４のシャルピーＶノッチ衝撃試験を示している。モリブデンとニッケルを添加した合金８４、およびＳｉ＋Ａｌ調整では、合金６１＋Ｍｏと比較して、上部エネルギー棚が高く、ＤＢＴＴが低くなっている。結果は、モリブデンの添加、ニッケルの添加、およびマンガン、ニッケル、およびＳｉ＋Ａｌのバランスにより、室温でさらに処理できる高い靭性挙動を示すホットバンドが得られることを示している。次の表は、９００°Ｆ（４８０℃）および１２００°Ｆ（６５０℃）でコイル状に巻かれたホットバンドの、合金６１、６１＋Ｍｏ、８１、８２、８３、および８４のシャルピーＶノッチ衝撃試験エネルギーを示している。

表３は、９００°Ｆ（４８０℃）および１２００°Ｆ（６５０℃）で巻かれたホットバンドについての、合金６１、６１＋Ｍｏ、８１、８２、８３、および８４のシャルピーＶノッチ衝撃試験エネルギーを提示する。

ホットバンドは、２つの方法、バッチ焼鈍、および連続焼鈍で焼鈍された。どちらの場合も、焼鈍温度は７００～８００℃で、新しい合金の臨界間領域であった。

実施例２
モリブデン添加インゴット靭性改善
図１は、合金６１、リンが添加された合金６１、およびリンおよびモリブデンが添加された合金６１のインゴットのＣＶＮ衝撃試験を示している。モリブデンを含まない合金６１と比較して、合金６１＋Ｍｏのインゴットの靭性挙動の改善を見ることができる。一実施形態では、図１は、鋼が０．３０重量％のモリブデンを含む場合の、下部および上部棚の増加、ならびに延性から脆性への転移温度（ＤＢＴＴ）の低下を示している。試験では、リンの粒界への偏析を促進する方法でインゴットを熱処理した。これは、靭性の低下の原因となる主なメカニズムである。シャルピーＶノッチ試験片はインゴットから調製され、図１に示すようにさまざまな温度でテストされた。

実施例３
バッチ焼鈍ホットバンド、冷間圧延、および仕上げ焼鈍
合金８３、８４、８５、および８６からのホットバンドは、鋼を約７４０℃で約２８℃／時間の速度で加熱し、それを７４０℃で４時間浸漬することによって熱処理されたバッチ焼鈍された。約２８℃／時間で室温まで冷却する。次に、焼鈍されたホットバンドは、約１．５ｍｍの厚さで約５０％冷間還元された（いくつかのバリエーションがある）。現在冷間還元されたストリップは、７００～７６０℃の温度範囲で、すべてＮ_２雰囲気で、約３分の浸漬時間で、ベルト炉（Ｌｉｎｄｂｅｒｇベルト炉）で連続的に焼鈍された。この操作は、鋼が溶融亜鉛めっきラインまたは連続焼鈍ラインで経験するのと同様の仕上げ焼鈍をシミュレートする。

全ての合金についての焼鈍鋼の引張特性を表４にまとめた。特に合金８４は、ＰＭＴが７３４～７６４℃のとき、引張強度－２５，０００ＭＰａ^＊％を超える総伸び積以上と、第３世代ＡＨＳＳとしては望ましい範囲の特性を示した。７５２℃ＰＭＴの場合、合金８４のＹＳは７３９ＭＰａ、１１５３ＭＰａのＹＳ、３０．５％のＴ．Ｅ．であった。これらの優れた特性は、第３世代先進高張力鋼に期待される特性をはるかに上回っている。

実施例４
連続焼鈍ホットバンド、冷間圧延、および仕上げ焼鈍。
合金６１、６１＋Ｍｏ、８１、８２、８３、８４、８５、８６のホットバンドをベルト炉（Ｌｉｎｄｂｅｒｇ）でＮ_２雰囲気において約７６０℃の温度で加熱し、約３分間の浸漬時間で連続焼鈍熱処理した。次に、焼鈍されたホットバンドは、約１．５ｍｍの厚さで約５０％冷間還元された（いくつかのバリエーションがある）。現在冷間還元されたストリップは、同じベルト炉（リンドバーグベルト炉）で７００～７７０℃の温度範囲で、すべてＮ_２雰囲気で、約３分の浸漬時間で連続的に焼鈍された。

焼鈍鋼の引張特性は、一般に、第３世代ＡＨＳＳに望ましい範囲の特性を示し、引張強度－広範囲のＰＭＴに対して２５，０００ＭＰａ^＊％を超える総伸び積を示した。すべての引張特性を表５にまとめている。特に合金８４は、７０９～７５２℃の幅広いＰＭＴで３０，０００ＭＰａ^＊％を超える顕著な引張強度を示した。

合金８４は、一般的に、第３世代ＡＨＳＳのための所望の範囲の特性を示し、引張強度－３５，０００ＭＰａ^＊％を超える総伸び積のバッチ焼鈍ホットバンド、および連続焼鈍ホットバンドのための広い範囲のＰＭＴの中での特性を有していた。図３には、バッチ焼鈍および連続焼鈍されたホットバンドである合金８３、８４、８５、および８６の引張特性がプロットされている。このプロットでは、比較のために、合金８４の特性が大きな記号で強調表示されている。

合金８４は、合金含有量がマンガン、ニッケル、およびＳｉ＋Ａｌに対して十分にバランスが取れている例である。鋼は、ホットバンドの靭性が向上するため、実用的な方法で、つまり、一般的な装置と処理を使用して処理できる。バッチ焼鈍または連続焼鈍のいずれかによって焼鈍されたバンドは、冷間還元することができる。完成した鋼は、溶融亜鉛めっきライン（ＺｎまたはＡｌコーティング）などの連続焼鈍過程、または連続焼鈍ラインで、実用的な温度範囲（７００～８００℃など）で焼鈍できる。結果として得られる機械的引張特性は、引張強度－総伸び積が３０，０００ＭＰａ^＊％を超え、高降伏強度が９００ＭＰａを超える、第３世代先進高張力鋼に代表される範囲内に十分に収まっている。

実施例５
合金８４の焼鈍されたホットバンド、冷間還元し、焼鈍した微細構造を仕上げた。
合金８４によって例示される顕著な機械的引張特性は、フェライト、オーステナイト、およびマルテンサイトからなる結果として生じる微細構造によって達成される。バッチ焼鈍されたホットバンド、冷間圧延および仕上げ鋼では、微細構造には、１５～３５％と推定されるかなりの量の残留オーステナイトを含む微細なフェライトマトリックスが含まれている。微細構造を図４に示す。ここで、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像は、オーステナイトを緑色の小さな相として示している。図４の上の画像は、オーステナイトが白色で識別され、フェライトが灰色であるＥＢＳＤ画像である。下の画像は、微細構造の二次電子画像である。

連続焼鈍されたホットバンド、冷間還元され、仕上げられた鋼において、微細構造は、バッチ焼鈍されたホットバンドに類似しているが、はるかに微細である。図５を参照。上の画像はＥＢＳＤ画像で、オーステナイトは白色で識別され、フェライトは濃い灰色で識別される。下の画像は、微細構造の二次電子画像である。ここでは、微細構造全体の１５～５０％と推定される微細なオーステナイトが、非常に高いＹＳとＴＳの原因であった。

実施例６
鋼は、０．２０～０．３０重量％の炭素、３．０～５．０重量％のマンガン、０．５～２．５重量％のシリコン、０．５～２．０重量％のアルミニウム、０～０．５重量％のモリブデン、０～１．５重量％のニッケル；０～０．０５０重量％のニオブ；０～１．０重量％のクロム、および鉄と製鋼に関連する不純物である残りを有する。

実施例７
実施例６または以下の実施例のいずれかの１つ以上の鋼は、０．２５～０．３５重量％のモリブデンをさらに有する。

実施例８
実施例６または７または以下の実施例のいずれかの１つ以上の鋼は、０．５０～１．５重量％のニッケルをさらに有する。

実施例９
実施例６、７、８または以下の実施例のいずれかの１つ以上の鋼は、０．２５～０．３５重量％のモリブデンをさらに有する。

実施例１０
実施例６、７、８、９または以下の実施例のいずれかの１つ以上の鋼は、０．７０～１．２重量％のニッケルをさらに有する。

実施例１１
実施例６、７、８、９、１０または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、Ｓｉ＋Ａｌは３重量％以下である。

実施例１２
実施例６、７、８、９、１０、１１または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼は、３．０～４．０重量％のマンガンをさらに有する。

実施例１３
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼は、１．０～２．０重量％のシリコンをさらに有する。

実施例１４
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼は、１．０～１．５重量％のアルミニウムをさらに有する。

実施例１５
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼は、０～０．６５重量％のクロムをさらに有する。

実施例１６
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼を有するホットバンドは、室温で測定されたシャルピーＶノッチ衝撃試験エネルギーは、フルサイズのＣＶＮ試験片では２０Ｊ（１４．７ｆｔ－ｌｂｆ）以上、薄いホットバンドでは１４２７ｉｎ－ｌｂｆ／ｉｎ＾２以上であることを示す。

実施例１７
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼は７００～８００℃の温度で臨界間焼鈍される。

実施例１８
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１７または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼はホットバンドとして臨界間焼鈍される。

実施例１９
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１７、１８または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼はコーティングラインで臨界間焼鈍される。

実施例２０
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１７、１８、１９または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼は溶融亜鉛めっきラインで臨界間焼鈍される。

実施例２１
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１７、１８、１９、２０または以下の実施例のいずれか１つ以上の鋼において、鋼は連続焼鈍ラインで臨界間焼鈍される。

実施例２２
実施例６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１７、１８、１９、２０、２１のいずれか１つ以上の鋼において、鋼はバッチ焼鈍過程で臨界間焼鈍される。

Claims

０．２０～０．３０重量％の炭素、３．０～５．０重量％のマンガン、０．５～２．５重量％のシリコン、０．５～２．０重量％のアルミニウム、０．２５～０．５重量％のモリブデン、０．５～１．５重量％のニッケル；０～０．０５０重量％のニオブ；０～１．０重量％のクロムを有する鋼であって、前記鋼の残りは、鉄と製鋼に関連する不純物であり、前記鋼は、総面積比で１５～５０％のオーステナイトを有する、鋼。
請求項１記載の鋼であって、０．２５～０．３５重量％のモリブデンを有する、鋼。
請求項１記載の鋼であって、０．７０～１．２重量％のニッケルを有する、鋼。
請求項２記載の鋼であって、０．７０～１．２重量％のニッケルを有する、鋼。
請求項１記載の鋼において、Ｓｉ＋Ａｌは３重量％以下である、鋼。
請求項１記載の鋼であって、３．０～４．０重量％のマンガンを有する、鋼。
請求項１記載の鋼であって、１．０～２．０重量％のシリコンを有する、鋼。
請求項１記載の鋼であって、１．０～１．５重量％のアルミニウムを有する、鋼。
請求項１記載の鋼であって、０～０．６５重量％のクロムを有する、鋼。
請求項１記載の鋼において、前記鋼から構成される鋳放しのスラブは、室温でエッジクラックを示さないものである、鋼。
請求項１記載の鋼において、前記鋼から構成されるホットバンドは、室温で測定されたシャルピーＶノッチ（ＣＶＮ）衝撃試験エネルギーを、１０ｍｍの厚さおよび８ｍｍのノッチの下の深さを有するフルサイズのＣＶＮ試験片において２０Ｊ（１４．７ｆｔ－ｌｂｆ）以上、または、薄いホットバンドにおいて０．２５Ｊ／ｍｍ^２（１４２７ｉｎ－ｌｂｆ／ｉｎ^２）以上有する、鋼。
請求項１記載の鋼を製造する方法において、前記鋼は、７００～８００℃の温度で臨界間焼鈍される、方法。
請求項１２記載の方法において、前記鋼がホットバンドとして臨界間焼鈍される、方法。
請求項１２記載の方法において、前記鋼が溶融亜鉛めっきコーティングラインで臨界間焼鈍される、方法。
請求項１２記載の方法において、前記鋼が連続焼鈍ラインで臨界間焼鈍される、方法。