特許 6817076 高強度鋼板を製造する方法および得られた鋼板

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6817076

(24)【登録日】2020年12月28日

(45)【発行日】2021年1月20日

(54)【発明の名称】高強度鋼板を製造する方法および得られた鋼板

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20210107BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20210107BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20210107BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301U

   C22C38/38

   !C21D9/46 F

【請求項の数】4

【全頁数】11

(21)【出願番号】特願2016-575873(P2016-575873)

(86)(22)【出願日】2015年7月3日

(65)【公表番号】特表2017-524821(P2017-524821A)

(43)【公表日】2017年8月31日

(86)【国際出願番号】IB2015055043

(87)【国際公開番号】WO2016001899

(87)【国際公開日】20160107

【審査請求日】2018年4月20日

(31)【優先権主張番号】PCT/IB2014/002290

(32)【優先日】2014年7月3日

(33)【優先権主張国】IB

(73)【特許権者】

【識別番号】515214729

【氏名又は名称】アルセロールミタル

(74)【代理人】

【識別番号】110001173

【氏名又は名称】特許業務法人川口國際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】フェーイエール，グンヒルド・セシリア

(72)【発明者】

【氏名】マイユ，ヤン

【審査官】 相澤 啓祐

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００９−２０９４５０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−０３１４６２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−１２６７７０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００５−３３６５２６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２０１４−５１４４５９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１２／１２００２０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 国際公開第２０１５／１１５０５９（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／４６− ９／４８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量基準で０．１９％から０．２２％のＣ、２％から２．６％のＭｎ、１．４５％から１．５５％のＳｉ、０．１５％から０．４％のＣｒ、０．０２０％未満のＰ、０．０１１％未満のＳ、０．００８％未満のＮ、０．０１５％から０．０７％のＡｌを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼でできている、降伏強度ＹＳが１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが１１５０ＭＰａを超え、且つ全伸びＥが８％を超える高強度鋼板であって、鋼板が８０％を超える焼き戻しマルテンサイト、５％を超える残留オーステナイト、５％未満のフェライト、５％未満のベイナイトおよび６％未満のフレッシュマルテンサイトを含有する組織を有する、高強度鋼板。

【請求項2】

残留オーステナイトが、少なくとも０．９％のＣ量を有する、請求項１に記載の高強度鋼板。

【請求項3】

残留オーステナイトが、０．９％から１．５％の間に含まれるＣ量を有する、請求項２に記載の高強度鋼板。

【請求項4】

残留オーステナイトが、０．９％から１．２％の間に含まれるＣ量を有する、請求項３に記載の高強度鋼板。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、加工性および降伏強度に優れた高強度鋼板に関し、同鋼板を製造する方法に関する。

【背景技術】

【0002】

トレーラー、トロリー、バス、トラック、農業機械、ごみ収集車、自動車部品などの様々な装置を製造するために、ＤＰ（二相）鋼またはＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼でできた、高強度鋼板が通常の場合に使用される。そのような鋼の一部、例えば一定量の残留オーステナイトと共にマルテンサイト組織を有し約０．２％のＣ、約２％のＭｎ、約１．７％のＳｉを含有するＴＲＩＰ鋼は、引張強度ＴＳが約９８０ＭＰａ、降伏強度ＹＳが約７５０ＭＰａであり、且つ伸びＥが８％を超える。これらの鋼板は、鋼板が数百秒間とどまる過時効区域を含む連続焼鈍ラインで製造される。

【0003】

これらの鋼でできた装置の重量を削減するために、良好な加工性を有するために必要である伸びを低下させずに、また溶接性を低下させずに、引張強度および降伏強度を向上させることが非常に望ましい。しかし、ＤＰまたはＴＲＩＰ鋼によって、たとえ１５００ＭＰａを超える引張強度を得ることが可能であっても、伸びが８％を超える場合には降伏強度は９５０ＭＰａを下回るままであり、降伏強度が１０００ＭＰａを超える場合には、伸びは８％に到達しない。

【0004】

そのような鋼のＭｎ含量を２．６％を超えるまで増加させＴｉなどのいくつかのマイクロ合金化元素を加えることによって、降伏強度が１０００ＭＰａを超え、引張強度が１１５０ＭＰａを超え、且つ伸びが８％を超える鋼板を得ることが可能である。しかしＭｎ含量を増加させる必要性は、分離現象を著しく増加させる欠点があり、Ｔｉなどの元素を加える必要性は、小さい析出物に起因して全伸びを低下させる欠点がある。

【0005】

約０．２５％のＭｏを加えることにより、そのような特性を得ることも可能と思われる。しかしそのような添加によって、鋼板は良好な条件において冷間圧延可能でなくなる。したがって、熱間圧延の限定によって、必要とされる厚さを有する鋼板を製造することが不可能となる。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

そのため、鋼板が数百秒間とどまる過時効区域を含む連続焼鈍ラインを使用し、Ｍｎおよび／またはマイクロ合金化元素を過度に添加せずに、降伏強度が１０００ＭＰａを超え、引張強度が１１５０ＭＰａを超え、且つ伸びが８％を超える冷間圧延鋼板を製造することが可能となることが依然として望ましい。

【課題を解決するための手段】

【0007】

この目的のため、本発明は、降伏強度ＹＳが１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが１１５０ＭＰａを超え、且つ全伸びＥが８％を超える鋼板を製造する方法であって、以下の工程：
− 重量パーセントで０．１９％から０．２２％のＣ、２％から２．６％のＭｎ、１．４５％から１．５５％のＳｉ、０．１５％から０．４％のＣｒ、０．０２０％未満のＰ、０．０１１％未満のＳ、０．００８％未満のＮ、０．０１５％から０．０７０％のＡｌを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼から、圧延により鋼板を調製する工程、
− 圧延鋼板を焼鈍する工程であって、８６０℃から８９０℃の間の焼鈍温度ＴＡにおいて１００秒から２１０秒の間の時間で鋼板を均熱化する工程を含む、工程、
− 焼鈍した鋼板を２２０℃から３３０℃の間の焼入れ温度ＴＱまで冷却する工程であって、鋼板を５００℃以上の初期冷却温度ＴＣから焼入れ温度ＴＱまで１５℃／秒以上の冷却スピードで冷却する工程を含む、工程、
− １１５秒から２４０秒の間の時間をかけて３８０℃を超える第１の過時効温度ＴＯＡ１まで鋼板を加熱し、次いで３００秒から６１０秒の間の時間をかけて４２０℃から４５０℃の間の第２の過時効温度ＴＯＡ２まで鋼板を加熱する工程、および
− 鋼板を１００℃未満の温度まで５℃／秒未満の冷却スピードで冷却する工程、
を含み、鋼板が８０％を超える焼き戻しマルテンサイト、５％を超える残留オーステナイト、５％未満のフェライト、５％未満のベイナイトおよび６％未満のフレッシュマルテンサイトを含有する組織を有する、方法に関する。

【0008】

焼鈍する工程は、焼鈍温度ＴＡから７９５℃の間の温度において９０秒から１９０秒の間の時間で鋼板を均熱化する第２の工程を含んでいてもよい。

【0009】

この方法は、均熱化する第２の工程と冷却する工程との間に、均熱化する第２の工程の終了時の温度から初期冷却温度ＴＣまで７℃／秒から１６℃／秒の間の冷却スピードで初期冷却する工程をさらに含んでいてもよい。

【0010】

圧延による鋼板の調製は、
− 本発明に対応する鋼でできたスラブを、１０３０℃を超える温度で加熱する工程、
− 厚さが２ｍｍから３ｍｍの間である熱間圧延鋼板を得るようにスラブを熱間圧延する工程であって、終了時の圧延温度が８８０℃を超え、好ましくは８９０℃から９１０℃の間である、工程、
− 熱間圧延鋼板を５２０℃から６００℃の間、好ましくは５５０℃から５７０℃の間の温度で巻取りする工程、
− 厚さが０．７ｍｍから１．５ｍｍの間である冷間圧延鋼板を得るために、熱間圧延鋼板を５０％から６０％の間の圧延率で冷間圧延する工程
を含んでいてもよい。

【0011】

この方法は、巻取りする工程と冷間圧延する工程との間に、６００℃から７００℃の間の温度において３０時間を超える時間でＨＮＸ雰囲気下においてバッチ焼鈍する工程をさらに含んでいてもよい。

【0012】

本発明は、重量基準で０．１９％から０．２２％のＣ、２％から２．６％のＭｎ、１．４５％から１．５５％のＳｉ、０．１５％から０．４％のＣｒ、０．０２０％未満のＰ、０．００１１％未満のＳ、０．００８％未満のＮ、０．０１５％から０．０７％のＡｌを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼でできている、降伏強度ＹＳが１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが１１５０ＭＰａを超え、且つ全伸びＥが８％を超える高強度鋼板であって、鋼が８０％を超える焼き戻しマルテンサイト、５％を超える残留オーステナイト、５％未満のフェライト、５％未満のベイナイトおよび６％未満のフレッシュマルテンサイトを含有する微細組織を有する、高強度鋼板も関する。

【0013】

好ましくは、残留オーステナイト中の炭素の量は少なくとも０．９％、好ましくは最大で１．５％である。

【0014】

さらに好ましくは、残留オーステナイト中の炭素の量は０．９％から１．２％の間に含まれる。

【発明を実施するための形態】

【0015】

次に本発明を、限定することなく詳細に説明し、例によって示す。

【0016】

本発明による鋼の組成は重量％で以下を含む：
− 十分な強度を確保し、十分な伸びを得るのに必要である残留オーステナイトの安定性を改善するための、０．１９％≦Ｃ≦０．２２％であるＣ。炭素含量が高すぎる場合、熱間圧延鋼板は硬すぎて冷間圧延できず、溶接性が不十分である。
− ２％≦Ｍｎ≦２．６％。鋼板が製造される連続焼鈍ラインの冷却能力を考慮し、また２％未満では引張強度が１１５０ＭＰａ未満となるため、少なくとも８０％の焼き戻しマルテンサイトを含む組織を得ることを可能とするために十分な硬化性を有するように、マンガン含量は２％を超える必要があり、好ましくは２．１％を超える必要がある。２．６％を超えると、成形性に悪影響を与える分離の問題が現れることになる。好ましい実施形態において、分離の問題を低減するためにＭｎ含量は２．３％以下である。
− １．３％≦Ｓｉ≦１．６％；好ましくはＳｉ≧１．４５％；好ましくはＳｉ≦１．５５％。Ｓｉ含量はオーステナイトを安定化させるため、および固溶強化を得るために十分でなければならない。さらに、Ｓｉは、過時効によって生じるマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分配の間に炭化物が形成されるのを遅らせ、そのため炭素を固溶体中に保持してオーステナイトを安定化させる。しかしＳｉ含量が高すぎると、酸化ケイ素が表面に形成されることになりこれは被覆性に対して悪影響を与える。
− 硬化性を高めるため、および過時効処理の間のベイナイトの形成を遅らせるために残留オーステナイトを安定化させるための、０．１５％≦Ｃｒ≦０．４％であるＣｒ。好ましくはクロム含量は０．３０％以上である。
− Ｐ≦０．０２％。リンは炭化物の形成を減少させることができ、それにより炭素のオーステナイトへの再分配を促進する。しかしＰの添加が多すぎると熱間圧延温度において鋼板を脆化させ、マルテンサイトの靱性を低下させる。
− Ｓ≦０．０１１％、好ましくは≦０．００５％。硫黄は、中間製品または最終製品を脆化させる可能性がある不純物である。
− Ｎ≦０．００８％。この元素は精錬から生じる。Ｎは焼鈍の間にオーステナイト結晶粒が粗大化するのを制限する窒化アルミニウムを形成することができる。
− ０．０１５％≦Ａｌ≦０．０７０％。アルミニウムは脱酸素の目的で通常の場合に溶鋼に加えられる。さらに、酸素と結びつかないアルミニウムの残部は、高温でオーステナイト結晶粒径の粗大化を制限する窒化物を形成することができる。

【0017】

組成の残部は鉄および不可避不純物である。本発明において、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂなどは不純物と考えられる。したがって、これらの含量は、Ｎｉについては０．０５０％未満、Ｍｏについては０．０４％未満、Ｃｕについては０．０１％未満、Ｔｉについては０．００７％未満、Ｎｂについては０．００５％未満、Ｖについては０．００７％未満、Ｂについては０．０００７％未満である。

【0018】

本発明による鋼板を製造するためには、第一に、熱間圧延鋼板を得るためにスラブなどの半製品が熱間圧延される。所望の厚さを有する冷間圧延鋼板を得るために、次いで熱間圧延板は冷間圧延される。次いで、所望の微細組織ならびにＹＳ≧１０００ＭＰａ、ＴＳ≧１１５０ＭＰａおよびＥ（全伸び）≧８％である所望の機械的特性を得るために、冷間圧延鋼板は連続焼鈍ラインを用いて熱処理される。

【0019】

熱間圧延において、炭化物を完全に溶解させるために、スラブを加熱する温度は１０３０℃を超える。スケールロスの増加を防ぐために、この温度は１３４０℃未満に維持される必要がある。しかし、好ましくは仕上げ温度が高すぎないようにするために、この温度は１１５０℃未満に維持する必要がある。

【0020】

帯状の微細組織を含まない均質な組織を得るために、仕上げ温度または圧延の終了時の温度は鋼のＡｃ_３変態点を超えたまま維持するように８８０℃を超える必要がある。この温度は非再結晶温度を超えないようにするために１０００℃未満で維持する必要がある。好ましくは仕上げ温度は８９０℃−９１０℃の範囲で維持する必要があり、最適な仕上げ温度は９００℃である。

【0021】

熱間圧延後に、厚さが一般に２ｍｍから３ｍｍの間に含まれる熱間圧延鋼板は、５２０℃から６００℃の間、好ましくは５５０℃から５７０℃の間の温度で巻取りされる。巻取り温度は、高すぎる冷間圧延力を使用せずに冷間圧延できる熱間圧延鋼板を得るために５２０℃を超える必要があり、疲労特性に対して悪影響を与える粒界酸化を避けるために５７０℃未満である必要がある。

【0022】

任意に、硬度を均一にするためおよび鋼板の縁部および先端部の脆性を低減するために、鋼板はバッチ焼鈍される。バッチ焼鈍は６００℃から７００℃の間の温度においてＨＮＸ雰囲気下で行われる。好ましくは焼鈍時間は３０時間を超える時間である。次いで鋼板は７０℃までゆっくりと冷却される。好ましくは、冷却は少なくとも３０時間を必要としなければならない。

【0023】

次いで、０．７ｍｍから１．５ｍｍの間、好ましくは０．８ｍｍを超えおよび／または１．４ｍｍ未満である所望の厚さに到達するために、鋼板は好ましくは５０％から６０％の間の圧延比で冷間圧延される。

【0024】

次いで冷間圧延鋼板は最小ラインスピードが５０ｍ／分である連続焼鈍ラインで焼鈍される。これはラインにおいて鋼板が移動するスピードである。このスピードは鋼板の厚さによって決まる。そのような連続ラインにおいて、鋼板が厚いほどスピードがより遅いことが当技術分野において周知である。

【0025】

連続ラインは少なくとも、鋼板を焼鈍温度まで加熱することが可能な加熱ゾーン、２つの部分に分けることができる均熱化ゾーン（ラジアントチューブ炉である第１の部分、および鋼板を焼鈍温度において数百秒間維持することが可能である第２の部分）、鋼板をあまり早くない冷却スピードで急速冷却の最初の温度まで冷却するための初期冷却ゾーン、急速冷却が停止される焼入れ温度ＴＱまで鋼板を焼入れすることが可能な急速冷却ゾーン、鋼板を過時効工程に対応する温度で加熱および維持することが可能な過時効ゾーンの第１および第２の部分、ならびに鋼板を周囲温度まで冷却することが可能な最終冷却ゾーンを含む。

【0026】

加熱ゾーンにおいて、完全オーステナイト組織を得るために８６０℃を超えて鋼のＡｃ_３変態点を超えるようにする焼鈍温度であるが、好ましくはオーステナイト結晶粒を過度に粗大化させないために８９０℃未満である焼鈍温度まで、鋼板が加熱される。

【0027】

ラジアントチューブを含む均熱化ゾーンの第１の部分において、鋼板のスピードに応じて１００から２００秒の時間、焼鈍温度ＴＡまたはこの温度の付近であるが８６０℃を超える温度で鋼板が維持され、このスピードは鋼板の厚さによって決まる。

【0028】

均熱化ゾーンの第２の部分において、鋼板の厚さに応じて約８０秒から約１８０秒の時間、鋼板が焼鈍温度で維持される。鋼板の温度は、ゾーンの端で温度が焼鈍温度より低いが７９５℃を超えたままであるように、ゆっくりと低下する。

【0029】

均熱化の後、鋼板は第１の冷却ゾーンを通過し、第１の冷却ゾーンでは鋼板の厚さに応じて７℃／秒から１６℃／秒の間の冷却スピードで、鋼板が５００℃以上の温度ＴＣまで冷却される。鋼板が厚いほど、冷却スピードはより遅い。

【0030】

この第１の冷却後、鋼板の組織は完全オーステナイトのままである。

【0031】

次いで、鋼板は急速冷却のゾーンを通過し、急速冷却のゾーンでは１５℃／秒以上のスピードで、第１の冷却の終了時の温度ＴＣから、２２０℃から３３０℃の間の焼入れ温度ＱＴまで鋼板が冷却される。冷却スピードは鋼板の厚さによって決まるが、残留オーステナイトを含むマルテンサイト組織を得るために、必ず臨界焼入れ速度よりも速い。この組織はさらに一定量のフェライトを含有していてもよいが、５％未満、好ましくは２％未満であり、理想的にはフェライトを全く含有しない。

【0032】

少なくとも５％を超える残留オーステナイト、好ましくは約１５％の残留オーステナイトを含有する組織を得るために、焼入れ温度が選択される。約１５％の残留オーステナイトを得るために、本発明による組成を有する鋼の理論上の最適焼入れ温度は約２３５℃である。したがって、好ましくは、焼入れ温度は２２０℃から２４５℃の間である。

【0033】

焼入れ後、鋼板は、鋼板を３５０℃から４５０℃の間の温度まで加熱することが可能な過時効区域を通過する。この過時効ゾーンでは、この過時効ゾーンを２つのゾーンに分ける２つの異なる点で温度が測定され、第１の測定は過時効区域に入った後数メートルで行われ、第２の測定は過時効区域の出口で行われる。

【0034】

第１のゾーンでは、３５０℃を超え好ましくは３８０℃を超える第１の過時効温度ＴＯＡ１まで徐々に加熱するために、鋼板は厚さに応じて１１５秒から２４０秒の間の時間で加熱される。

【0035】

第２のゾーンでは、第１の過時効温度からＴＯＡ１を超える第２の過時効温度ＴＯＡ２まで加熱するために、鋼板の厚さに応じて３００秒から６１０秒の間の時間で鋼板が加熱され、ＴＯＡ２は４２０℃から４５０℃の間である。

【0036】

この処理の目的は、鋼板が温度７０℃未満の温度まで冷却されたときにオーステナイトが安定なままであるようにオーステナイトを炭素が豊富なものにするために、炭素をマルテンサイトからオーステナイトへ移動させることである。残留オーステナイト中の炭素の量は少なくとも０．９％であり、この量は残留オーステナイトの十分な安定化を確実にし、および最大で１．５％である。残留オーステナイト中の炭素が１．５％を超えると、前記残留オーステナイトは硬くなりすぎることになる。好ましくは、残留オーステナイト中の炭素の量は０．９％から１．２％の間に含まれる。

【0037】

さらにマルテンサイトは、炭化物の形成を伴わずに炭素が大幅に減少し、それによって脆性が低下する。

【0038】

過時効の時間および温度は、ベイナイトがほとんど形成されない、好ましくは全く形成されないような時間および温度である。

【0039】

過時効処理後、フレッシュマルテンサイトが全くまたはほとんど形成されないようにするために、鋼板は７０℃未満の温度まで好ましくは５℃／秒未満の冷却スピードで冷却される。しかしこの冷却スピードは、ベイナイトが全くまたはほとんど形成されないようにするため、ならびにラインの特性および鋼板のスピードと適合させるために、十分に速い必要がある。

【0040】

そのような処理によって、８０％を超える、好ましくは８５％を超えるマルテンサイト、少なくとも５％、好ましくは８％を超える残留オーステナイト、５％未満、好ましくは２％未満のフェライトを含有する組織を有する、上記で規定される化学組成を有する鋼板を得ることが可能である。

【0041】

室温まで冷却した後の残留オーステナイト中の炭素の量は少なくとも０．９％、最大で１．５％、好ましくは０．９％から１．２％のままである。

【0042】

マルテンサイト、すなわち過時効により生じる炭素含量が減少したマルテンサイトは、好ましくは炭化物を含まずに焼き戻しされる。しかしこれは最大で６％のフレッシュマルテンサイトおよび一定量のベイナイトも含有することが可能であり、後者の組織含量は５％未満、好ましくは２％未満である。いずれの場合も、少なくとも８０％の焼き戻しマルテンサイトの組織含量よりも好ましい。

【0043】

残留オーステナイトの割合は、好ましくは、低く見積もられにくい結果が得られる方法であるＸＲＤ方法によって測定される。

【0044】

そのような組織によって、鋼板の降伏強度ＹＳは１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳは１１５０ＭＰａを超え、且つ全伸びＥは８％を超える。

【0045】

所望の結果を得ることができる鋼の化学組成を決定するために、表１に重量％で記載される組成を有する試料Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３およびＳ４を用いていくつかの試験を行った。

【0046】

【表1】

【0047】

相当量の残留オーステナイトを含むマルテンサイト組織を得るように、化学組成が選択された。

【0048】

鋼は工業規模で製造、熱間圧延、次いで冷間圧延され、試料は塩浴処理を使用して熱処理された。

【0049】

熱処理は、Ａｃ_３を超える焼鈍の温度ＴＡにおける焼鈍、焼入れ温度ＱＴまでの焼入れ、その後の過時効温度ＴＯＡにおける、過時効時間であるＯＡ時間での過時効で構成される。相当量の残留オーステナイトを含むマルテンサイト組織を得るように、焼入れ温度が選択された。

【0050】

熱処理の条件および得られる結果：降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥ、残留オーステナイトの割合％γが表２に記載される。

【0051】

【表2】

【0052】

試料Ｓ１およびＳ４については、過時効は一定温度での保持ではなく、保持の最初の３００℃から保持の終了時の４５０℃まで規則的に上昇する温度での保持であった。

【0053】

すべての焼鈍温度は鋼のＡＣ_３温度よりも高かった。したがって、焼入れ前は組織が完全オーステナイトであった。

【0054】

焼入れ後、試料Ｓ２、Ｓ３およびＳ４については、組織は一定量の残留オーステナイトを含むマルテンサイトであった。

【0055】

試料Ｓ１については、組織はわずかな割合のフェライトおよびベイナイトも含有していた。

【0056】

これらの結果は、所望の特性がＳ２の鋼（すなわちＣＭｎＳｉＭｏ鋼）およびＳ４の鋼（すなわちＣＭｎＳｉＣｒ鋼）によってのみ実現できることを示している。しかしこれらの鋼に対応する鋼板の製造は、ＣＭｎＳｉＭｏ鋼は冷間圧延するのが非常に困難であったことを示し、なぜなら、熱間圧延および５３０℃から５５０℃の間の温度での巻取りの後に、鋼が硬すぎて冷間圧延できなかったからである。

【0057】

したがってこれらの結果は、所望の特性（ＹＳ＞１０００ＭＰａ、ＴＳ＞１１５０ＭＰａ、Ｅ＞８％）を有する冷間圧延鋼板を製造するのに有用な唯一の許容可能な鋼のタイプが、約０．２％のＣ、約２．３％のＭｎ、約１．５％のＳｉおよび０．３５％のＣｒを含有するタイプＣＭｎＳｉＣｒであることを示している。

【0058】

この鋼を用いて、熱間圧延および冷間圧延によって鋼板が製造され、次いで連続焼鈍ラインで熱処理された。

【0059】

２つの鋳造物が使用され、その組成が表３に記載される。

【0060】

【表3】

【0061】

鋼が連続鋳造されてスラブが得られた。スラブが熱間圧延されて厚さが２．８ｍｍから２．０５ｍｍであるホットコイル（または熱間圧延鋼板）が得られた。

【0062】

スラブは１０５０℃で加熱され、鋳造物１については９３０℃から９５０℃の間の温度で、鋳造物３については８６０℃から９１０℃の間の温度で圧延が完了した。

【0063】

第１の冷間圧延試験の間、熱間圧延鋼板の縁部の硬度が高すぎるためにエッジクラックが現れた。

【0064】

他の鋼板は６５０℃で６時間、ＨＮＸ雰囲気下でバッチ焼鈍された。このバッチ焼鈍後、もう冷間圧延は困難ではなくなった。

【0065】

熱間圧延鋼板は冷間圧延されて、厚さが０．８ｍｍ、１ｍｍおよび１．４ｍｍである冷間圧延鋼板が得られた。

【0066】

冷間圧延鋼板は連続焼鈍ラインで熱処理され、ラインスピードは鋼板の厚さおよび所望の焼入れ温度に応じて５０ｍ／ｍｎから１００ｍ／ｍｎの間であった。

【0067】

連続ラインでは、熱処理は以下の工程を含んでいた：
− 鋼板を周囲温度から焼鈍温度ＴＡまで加熱する工程；
− 鋼板を焼鈍温度ＴＡ１で均熱化する工程（第１の均熱化）；
− 鋼板を焼鈍温度から７９５℃の間の温度ＴＡ２で均熱化する工程であって、鋼板の温度が焼鈍温度ＴＡ１から温度ＴＡ２まで規則的にゆっくりと低下する、工程（第２の均熱化）；
− 鋼板を５００℃以上の初期冷却温度ＴＣまで冷却する工程（初期冷却）；
− 鋼板を焼入れするために、鋼板を温度ＴＣから焼入れ温度ＴＱまで１５℃／秒を超える冷却スピードで冷却する工程；
− 鋼板を１１５から２４０秒の間の時間ｔ_１の間、第１の過時効温度ＴＯＡ１まで加熱する工程；
− 鋼板を３００秒から６１０秒の間の時間ｔ_２の間、第１の過時効温度から第２の過時効温度ＴＯＡ２まで加熱する工程；
− 鋼板を室温（または周囲温度）まで冷却する工程。

【0068】

例および反例についての熱処理のパラメーターおよび得られる機械的特性は表４に記載される。

【0069】

表４において、例Ｃ−１、Ｃ−２およびＣ−３は反例であり、およびＥ−１、Ｅ−２、Ｅ−３、Ｅ−４、Ｅ−５、Ｅ−６およびＥ−７は本発明による例である。

【0070】

【表4】

【0071】

この表では、第１のおよび第２の過時効温度が厚さおよび加熱の持続時間（すなわちラインにおける鋼板のスピード）のみによって決まるのではないことが分かる。これは各ゾーンの火力を部分的に調整できるという事実から生じる。

【0072】

反例Ｃ−１は多すぎるフェライトが存在するために低い降伏強度を示す。これは焼鈍温度ＴＡ１が低すぎるという事実から生じる。この温度８５１℃はＡＣ３温度よりも低い。したがって、鋼は焼入れ前は完全オーステナイトではなく、５％を超えるフェライトが残っている。

【0073】

反例Ｃ−２およびＣ−３は、過時効温度が低すぎ、マルテンサイトが十分に焼き戻しされなかったために、低い伸びを示す。さらに、残留オーステナイトは炭素が十分に豊富にならなかったので、オーステナイトは十分に安定化されず、６％を超えるフレッシュマルテンサイトが形成された。

【0074】

例Ｅ−５、Ｅ−６および５−７は、焼入れ温度が計算された最適温度である２３５℃まで低くする必要がないことを示している。

【0075】

しかし例Ｅ−１からＥ−７は、所望の機械的特性を得ることが可能であることを示している。