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(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】
(24)【登録日】2024-05-21
(45)【発行日】2024-05-29
(54)【発明の名称】平鋼製品およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240522BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240522BHJP
C23C 2/06 20060101ALI20240522BHJP
C21D 9/48 20060101ALN20240522BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/00 301T
C22C38/58
C23C2/06
C21D9/48 F
C21D9/48 J
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2020568682
(86)(22)【出願日】2019-06-12
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2021-10-11
(86)【国際出願番号】 EP2019065323
(87)【国際公開番号】W WO2019238741
(87)【国際公開日】2019-12-19
【審査請求日】2022-06-08
(31)【優先権主張番号】PCT/EP2018/065512
(32)【優先日】2018-06-12
(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP
【前置審査】
(73)【特許権者】
【識別番号】510041496
【氏名又は名称】ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト
【氏名又は名称原語表記】ＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ
【住所又は居所原語表記】Ｋａｉｓｅｒ－Ｗｉｌｈｅｌｍ－Ｓｔｒａｓｓｅ １００，４７１６６ Ｄｕｉｓｂｕｒｇ Ｇｅｒｍａｎｙ
(73)【特許権者】
【識別番号】501186597
【氏名又は名称】ティッセンクルップ アクチェンゲゼルシャフト
【住所又は居所原語表記】ＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ａｌｌｅｅ １ ４５１４３ Ｅｓｓｅｎ Ｇｅｒｍａｎｙ
(74)【代理人】
【識別番号】100114188
【弁理士】
【氏名又は名称】小野 誠
(74)【代理人】
【識別番号】100119253
【弁理士】
【氏名又は名称】金山 賢教
(74)【代理人】
【識別番号】100124855
【弁理士】
【氏名又は名称】坪倉 道明
(74)【代理人】
【識別番号】100129713
【弁理士】
【氏名又は名称】重森 一輝
(74)【代理人】
【識別番号】100137213
【弁理士】
【氏名又は名称】安藤 健司
(74)【代理人】
【識別番号】100183519
【弁理士】
【氏名又は名称】櫻田 芳恵
(74)【代理人】
【識別番号】100196483
【弁理士】
【氏名又は名称】川嵜 洋祐
(74)【代理人】
【識別番号】100160749
【弁理士】
【氏名又は名称】飯野 陽一
(74)【代理人】
【識別番号】100160255
【弁理士】
【氏名又は名称】市川 祐輔
(74)【代理人】
【識別番号】100146318
【弁理士】
【氏名又は名称】岩瀬 吉和
(74)【代理人】
【識別番号】100127812
【弁理士】
【氏名又は名称】城山 康文
(72)【発明者】
【氏名】アーニッヒ，マヌエラ
(72)【発明者】
【氏名】フェヒテ－ハイネン，ライナー
(72)【発明者】
【氏名】ラング，ミーリアム
(72)【発明者】
【氏名】リンケ，ベルント
(72)【発明者】
【氏名】ルドルフ，ヤン－ヘンドリク
(72)【発明者】
【氏名】ティーセン，リカルト・へー
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１５／１５１４２７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／１７９３７２（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特表２０１５－５１６５１１（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１７／１０５０６４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１７－１４５４６８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－１９３８９７（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／１４７４００（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００ － ８／０４
Ｃ２１Ｄ ９／４６ － ９／４８
Ｃ２３Ｃ ２／００ － ２／４０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼を含む平鋼製品であって、当該鋼が（重量％単位で）０．１～０．５％のＣ
１．０～３．０％のＭｎ、
０．９～１．５％のＳｉ、
最大１．５％のＡｌ、
最大０．００８％のＮ、
最大０．０２０％のＰ、
最大０．００５％のＳ、
０．０１～１％のＣｒ
および、以下の元素、すなわち、
最大０．２％のＭｏ、
最大０．０１％のＢ、
最大０．５％のＣｕ、
最大０．５％のＮｉ
のうちの１つ以上、
および、任意に合計０．００５～０．２％のチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）から選択される非調質元素、
および残部としての鉄と、不可避的不純物とからなり、ここで、以下が適用され、
７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００
（式中、Ｍｎは、前記鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒは、前記鋼の重量％単位のＣｒ含有量である）
さらに、
・少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち
マルテンサイトの面積の少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであり、マルテンサイトの面積の最大２５面積％が非焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイト、
・少なくとも５体積％の残留オーステナイト、
・０．５～１０面積％のフェライトおよび
・最大５面積％のベイナイト
からなる構造を有し、
焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの間の相境界の領域では、これらが、少なくとも４ｎｍおよび最大１２ｎｍの幅を有し、かつＭｎ含有量が前記平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量の最大５０％である低Ｍｎフェライトシームであり、前記平鋼製品が、長さが２５０ｎｍ以下である炭化物を有することを特徴とする平鋼製品。
【請求項2】
平鋼製品が、９００～１５００ＭＰａの引張強度と、７００ＭＰａ超の降伏強度Ｒｐ０２と、７～２５％の伸びＡ８０と、８０°超の曲げ角度と、２５％超の穴広げと、以下が適用される最大深絞り比βｍａｘとを有し、【数1】
【請求項3】
前記低Ｍｎフェライトシームの前記幅が、少なくとも８ｎｍであることを特徴とする、請求項１または２に記載の平鋼製品。
【請求項4】
前記低Ｍｎフェライトシームの前記幅が、最大１０ｎｍであることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の平鋼製品。
【請求項5】
前記低Ｍｎフェライトシームの前記Ｍｎ含有量が、前記平鋼製品の前記平均総Ｍｎ含有量の最大３０％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の平鋼製品。
【請求項6】
前記炭化物の前記長さが、１７５ｎｍよりも短いことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の平鋼製品。
【請求項7】
前記平鋼製品が、少なくとも１．４７５の最大深絞り比βを有することを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の平鋼製品。
【請求項8】
前記平鋼製品が、金属コーティングを備えることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の平鋼製品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本出願は、冷延平鋼製品、特に、良好な深絞り能力、低い耳割れ感受性および良好な曲げ挙動を有する、自動車工業用の冷延平鋼製品、ならびにそのような平鋼製品を製造するための方法に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車工業では、車両重量を低減するために、高強度に加えて良好な成形性を有すべきである高強度鋼および超高強度鋼が好ましくは使用される。剪断プロセスに曝される板では、縁部領域の形状変化能力が大幅に低下するため、さらに加工すると耳割れが発生するリスクが高くなる。耳割れ感受性を特性評価する方法には、ＩＳＯ １６６３０に準拠した穴広げ試験がある。対照的に、曲げ試験の場合、曲げ強度と最大たわみとは最初の割れまで決定される。曲げられた試料のスプリングバック後に得られる角度は、曲げ角度と呼ばれ、試験された材料の成形性傾向の尺度である。特に、複雑な構造形状に対しては、鋼の深絞り能力に高い要求が課せられる。ＤＩＮ ８５８４－３に準拠したカッピング試験は、深絞り能力を評価する方法を提供し、最大深絞り比（限界絞り比βｍａｘ）を決定することによって材料の深絞り能力に関する結論をもたらす。通常、破断点伸びおよび最大深絞り比はともに、強度の増加とともに減少する。
【0003】
本事例では、平鋼製品に言及する際には、それから製造された鋼帯、鋼板またはブランク、例えば、パネルが理解される。
【0004】
平鋼製品を製造するための方法は、国際公開第２０１２／１５６４２８号から知られており、そこでは、オーステナイト化後に冷却停止温度まで冷却し、保持した後、加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｐ１で温度ＴＰまで一相で再加熱する熱処理に平鋼製品を供している。平鋼製品は、６００～１４００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１２００ＭＰａ以上の引張強度、１０～３０％の伸びＡ５０、５０～１２０％の穴広げ、および１００～１８０°の曲げ角度を有する。平鋼製品は、０．１０～０．５０重量％のＣ、０．１～２．５重量％のＳｉ、１．０～３．５重量％のＭｎ、最大２．５重量％のＡｌ、最大０．０２０重量％のＰ、最大０．００３重量％のＳ、最大０．０２重量％のＮ、および場合により０．１～０．５重量％のＣｒ、０．１～０．３重量％のＭｏ、０．０００５～０．００５重量％のＢ、最大０．０１重量％のＣａ、０．０１～０．１重量％のＶ、０．００１～０．１５重量％のＴｉ、０．０２～０．０５重量％のＮｂからなり、Ｖ、ＴｉおよびＮｂの含有量の合計は０．２重量％以下である。平鋼製品の構造は、５％未満のフェライト、１０％未満のベイナイト、５～７０％の非焼戻しマルテンサイト、５～３０％の残留オーステナイトおよび２５～８０％の焼戻しマルテンサイトを有する。対照的に、国際公開第２０１２／１５６４２８号からは、高強度と良好な深絞り能力とを同時に達成することができる方法は不明である。
【0005】
本事例では、合金の含有量および組成に関する情報が与えられている場合、これは、特に明記されていない限り、重量または質量に関する。この点に関して特に明記されていない限り、本事例では、マルテンサイト、フェライトおよびベイナイトの構造成分の構造比率に関する情報は面積％に関し、残留オーステナイトについては体積％に関する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】国際公開第２０１２／１５６４２８号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
従来技術の背景に対して、本発明の目的は、最適化された機械的特性、特に非常に良好な成形特性、特に同時に高い強度を伴う良好な深絞り能力を有する超高強度平鋼製品を示すことであった。
【0008】
本発明のさらなる目的は、そのような平鋼製品を製造するための方法を提供することであった。この方法は、特に、溶融めっきのためのプロセスに組み込むのに適しているべきである。
【課題を解決するための手段】
【0009】
平鋼製品に関しては、目的は、少なくとも請求項１に示される特徴を有する製品によって達成されている。この方法に関して、本発明による平鋼製品の製造中に、請求項９に記載の方法工程に従うという点で目的が達成されている。
【0010】
本発明による平鋼製品は、（重量％単位で）
０．１～０．５％のＣ、
１．０～３．０％のＭｎ、
０．９～１．５％のＳｉ、
最大１．５％のＡｌ、
最大０．００８％のＮ、
最大０．０２０％のＰ、
最大０．００５％のＳ、
０．０１～１％のＣｒ
からなり、
ならびに、以下の元素、すなわち、
最大０．２％のＭｏ、
最大０．０１％のＢ、
最大０．５％のＣｕ、
最大０．５％のＮｉ
のうちの１つ以上からなっていてもよく、
さらに、合計０．００５～０．２％の非調質元素（ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇ ｅｌｅｍｅｎｔ）と、鉄の残部と、不可避的不純物とからなっていてもよい鋼を含有し、ここで、以下が適用され、
７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００
式中、Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒは鋼の重量％単位のＣｒ含有量である。
０．１～０．５％のＣ、
１．０～３．０％のＭｎ、
０．９～１．５％のＳｉ、
最大１．５％のＡｌ、
最大０．００８％のＮ、
最大０．０２０％のＰ、
最大０．００５％のＳ、
０．０１～１％のＣｒ
からなり、
ならびに、以下の元素、すなわち、
最大０．２％のＭｏ、
最大０．０１％のＢ、
最大０．５％のＣｕ、
最大０．５％のＮｉ
のうちの１つ以上からなっていてもよく、
さらに、合計０．００５～０．２％の非調質元素（ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇ ｅｌｅｍｅｎｔ）と、鉄の残部と、不可避的不純物とからなっていてもよい鋼を含有し、ここで、以下が適用され、
７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００
式中、Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒは鋼の重量％単位のＣｒ含有量である。
【0011】
本発明による平鋼製品は、
・少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであり、最大２５面積％が非焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイト、
・少なくとも５体積％の残留オーステナイト、
・０．５～１０面積％のフェライトおよび
・最大５面積％のベイナイト
からなる構造を有する。
・少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであり、最大２５面積％が非焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイト、
・少なくとも５体積％の残留オーステナイト、
・０．５～１０面積％のフェライトおよび
・最大５面積％のベイナイト
からなる構造を有する。
【0012】
この場合、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの間の相境界の領域に低Ｍｎフェライトシーム（ｆｅｒｒｉｔｅ ｓｅａｍ）が存在することが、良好な機械的特性にとって不可欠である。このフェライトシームでは、Ｍｎ含有量は、平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量の最大５０％である。低Ｍｎフェライトシームの幅は、少なくとも４ｎｍ、好ましくは８ｎｍ超、最大１２ｎｍ、好ましくは１０ｎｍ未満である。さらに、本発明による平鋼製品中には炭化物が存在し、その長さは、２５０ｎｍ以下、好ましくは１７５ｎｍ未満である。
【0013】
本発明の平鋼製品は、９００～１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａ以上であり、平鋼製品の引張強度未満である降伏強度Ｒｐ０２、７～２５％の伸びＡ８０、８０°を超える曲げ角度、２５％を超える穴広げを特徴とし、最大深絞り比βｍａｘは
【数1】
【0014】
が適用されて決定され、式中、Ｒｍは平鋼製品のＭＰａ単位の引張強度であり、引張強度、降伏強度および伸びは、２０１７年２月からのＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１（試料形状２）に準拠した引張試験で決定され、曲げ角度は１０１０年１２月のＶＤＡ２３８－１００に準拠して、穴広げは２０１７年１０月のＩＳＯ １６６３０に準拠して、最大深絞り比βｍａｘは２００３年９月からのＤＩＮ ８５８４－３に準拠して決定される。
【0015】
本発明による平鋼製品の鋼の炭素含有量は、０．１～０．５重量％である。炭素は、本発明による平鋼製品の鋼中のオーステナイトの形成および安定化に寄与する。特に、オーステナイト化後に行われる第１の冷却中、およびその後の分割焼鈍（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）中に、少なくとも０．１重量％、好ましくは少なくとも０．１２重量％のＣ含有量がオーステナイト相の安定化に寄与し、それにより、本発明による平鋼製品中の残留オーステナイト比率を少なくとも５体積％に確保することが可能になる。さらに、Ｃ含有量はマルテンサイトの強度に強い影響を及ぼす。これは、第１の焼入れ中に発生するマルテンサイトの強度、および分割焼鈍後に発生する第２の焼入れ中に形成されるマルテンサイトの強度の両方に当てはまる。マルテンサイトの強度に対する炭素の影響を利用するために、Ｃ含有量は少なくとも０．１重量％である。Ｃ含有量が増加すると、マルテンサイト開始温度Ｍｓはさらに低い温度に押し下げられる。したがって、０．５重量％を超えるＣ含有量では、焼入れ中に十分なマルテンサイトが形成されない可能性がある。さらに、Ｃ含有量が高いと、大きな脆い炭化物が形成される可能性がある。加工性、特に溶接性は、Ｃ含有量が高くなると悪影響を受けるため、Ｃ含有量は、最大０．５重量％、好ましくは最大０．４重量％であるべきである。
【0016】
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の靭性、および冷却中の構造成分パーライトの形成を回避するための合金元素として重要である。本発明による平鋼製品の鋼のＭｎ含有量は、第１の焼入れ後のその後のプロセス工程にマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなるパーライト不含構造を提供するために、少なくとも１．０重量％、特に少なくとも１．９重量％である。Ｍｎ含有量が極めて低いと、低Ｍｎフェライトシームを形成することができなくなる可能性がある。Ｍｎの正の影響は、好ましくは少なくとも１．９重量％の含有量で特に確実に利用することができる。対照的に、Ｍｎ含有量が増加すると、本発明による平鋼製品の溶接性は低下し、強い偏析が発生するリスクが増加する。偏析は、硬化プロセス中に巨視的または微視的な分離の形で形成される組成物の化学的不均一性である。偏析を低減し、良好な溶接性を確保するために、本発明による平鋼製品の鋼のＭｎ含有量は、最大３．０重量％、好ましくは最大２．７重量％に制限される。
【0017】
合金元素としてのシリコーン（Ｓｉ）は、セメンタイト形成の抑制を支援する。セメンタイトは炭化鉄である。セメンタイトが形成されると、炭化鉄の形の炭素は結合し、残留オーステナイトの安定化のための格子間溶解炭素として利用できなくなる。残留オーステナイトは伸びの改善に寄与するため、その結果、平鋼製品の伸びが低下する。残留オーステナイトの安定化に関する同様の効果は、アルミニウムを合金化することによっても達成することができる。Ｓｉの正の効果を利用するためには、本発明による平鋼製品の鋼中に少なくとも０．９重量％のＳｉが存在するべきである。ただし、高いＳｉ含有量は平鋼製品の表面品質に悪影響を与える可能性があるため、鋼は１．５重量％超のＳｉを含有するべきではなく、好ましくは１．５重量％未満のＳｉを含有するべきである。
【0018】
脱酸のために、また窒素が鋼中に存在する場合、窒素に結合するために、本発明による平鋼製品の鋼に最大１．５重量％の含有量でアルミニウム（Ａｌ）を加えることができる。セメンタイト形成を抑制するためにアルミニウムを加えることもできる。ただし、Ａｌは鋼のオーステナイト化温度を上昇させる。オーステナイト化のためにさらに高い焼鈍温度が設定されると想定される場合、最大１．５重量％のＡｌを合金化することができる。アルミニウムは完全なオーステナイト化に必要な焼鈍温度を上昇させ、Ａｌ含有量が１．５重量％を超える場合、完全なオーステナイト化は困難を伴って初めて可能であるため、本発明による平鋼製品の鋼のＡｌ含有量は、最大１．５重量％、好ましくは最大１．０重量％に制限される。低いオーステナイト化温度が設定されると想定される場合、少なくとも０．０１重量％、特に０．０１～０．１重量％のＡｌ含有量が好都合であることが証明されている。
【0019】
リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）および窒素（Ｎ）は、本発明による平鋼製品の機械的技術的特性に悪影響を与える。したがって、Ｐは溶接性に悪影響を及ぼすため、Ｐ含有量は最大０．０２重量％、好ましくは０．０２重量％未満であるべきである。濃度が高くなると、Ｓは、ＭｎＳの形成、または伸びに悪影響を与える（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓの形成をもたらす。したがって、Ｓ含有量は、最大０．００５重量％、好ましくは０．００５重量％未満の値に制限される。窒化物に結合した窒素は成形性に悪影響を与える可能性があるため、Ｎ含有量は、最大０．００８重量％、好ましくは０．００８重量％未満に制限されるべきである。
【0020】
クロム（Ｃｒ）は、鋼中に０．０１～１．０重量％の含有量で存在する。クロムはパーライトの効果的な抑制物質であり、強度に寄与する。したがって、本発明による鋼中には、少なくとも０．０１重量％のＣｒ、好ましくは少なくとも０．１重量％のＣｒが含有されるべきである。Ｃｒ含有量が１．０重量％を超えると、本発明による平鋼製品の溶接性が低下し、表面品質の低下につながる顕著な粒界酸化が発生するリスクが高まる。したがって、Ｃｒ含有量は、最大１．０重量％、好ましくは最大０．５０重量％、特に好ましくは０．２重量％未満に制限される。
【0021】
さらに、本発明の根底にある知識は、決定されたＭｎとＣｒとの比の維持が、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとの相境界に沿った低Ｍｎフェライトシームの形成に好影響を与えるというものである。したがって、以下の条件が満たされた場合、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとの相境界に沿った低Ｍｎフェライトシームを設定することができ、
７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００
式中、Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒは鋼の重量％単位のＣｒ含有量である。クロム含有量がＭｎ含有量と比較して高すぎると、粒界が炭化クロムによって覆われる可能性がある。低Ｍｎフェライトシームの形成は相境界の可動性の低下によって防がれるため、これは望ましくない。しかし、クロム含有量と比較してＭｎ含有量が多すぎるように選択された場合、これはＭｎ中のオーステナイトの早期飽和をもたらし、マンガンの拡散が停止する。局所的なＭｎ濃度は依然として高いため、低Ｍｎフェライトシームを形成することはできない。フェライトシームを欠くことにより、成形特性、特に最大深絞り比βｍａｘが低下する。
７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００
式中、Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒは鋼の重量％単位のＣｒ含有量である。クロム含有量がＭｎ含有量と比較して高すぎると、粒界が炭化クロムによって覆われる可能性がある。低Ｍｎフェライトシームの形成は相境界の可動性の低下によって防がれるため、これは望ましくない。しかし、クロム含有量と比較してＭｎ含有量が多すぎるように選択された場合、これはＭｎ中のオーステナイトの早期飽和をもたらし、マンガンの拡散が停止する。局所的なＭｎ濃度は依然として高いため、低Ｍｎフェライトシームを形成することはできない。フェライトシームを欠くことにより、成形特性、特に最大深絞り比βｍａｘが低下する。
【0022】
モリブデン（Ｍｏ）、ホウ素（Ｂ）および銅（Ｃｕ）の群からの元素のうちの１つまたは複数が、機械的技術的特性を改善するために、本発明による平鋼製品の鋼中に存在していてもよい。
【0023】
モリブデン（Ｍｏ）はまた、パーライトの形成を防止するために、本発明による平鋼製品の鋼中に、最大０．２重量％、好ましくは０．２重量％未満の含有量で含有されていてもよい。
【0024】
ホウ素（Ｂ）は、本発明による平鋼製品の鋼中に、最大０．０１重量％の含有量で任意の合金元素として含有され得る。ホウ素は相境界で偏析するため、それらの移動を阻止する。これは、平鋼製品の機械的特性を改善する微細粒組織の形成を支援する。ホウ素を合金化する場合、有害な窒化ホウ素の形成を防止する、Ｎに結合する十分なＴｉ、すなわち、Ｔｉ＞３．４２＊Ｎが存在するべきである。技術的な観点から、ホウ素の下限は０．０００３％である。
【0025】
銅（Ｃｕ）は、本発明による平鋼製品中に、最大０．５重量％の含有量で任意の合金元素として含有され得る。降伏強度および強度はＣｕによって増加させることができる。Ｃｕの強度増加効果を効果的に利用するために、好ましくは少なくとも０．０３重量％の含有量でＣｕを加えることができる。さらに、これらの含有量により、大気腐食に対する耐性が向上する。ただし、同時に、Ｃｕ含有量の増加に伴い、破断点伸びが著しく減少する。さらに、Ｃｕ含有量が０．５重量％を超えると溶接性が著しく低下し、赤熱脆性の傾向が高まるため、Ｃｕ含有量は最大０．５重量％、好ましくは０．２重量％である。
【0026】
ニッケル（Ｎｉ）は、本発明による平鋼製品の鋼中に、最大０．５重量％の含有量で任意の合金元素として含有され得る。ニッケル（Ｎｉ）は、クロムと同様に、パーライトの抑制物質であり、少量でも効果的である。好ましくは少なくとも０．０２重量％、特に少なくとも０．０５重量％のニッケルを用いた任意の合金化の場合、この支援効果を達成することができる。機械的特性の所望の設定に関して、Ｎｉ含有量を０．５重量％に制限することもまた好都合であり、最大０．２重量％、特に０．１重量％のＮｉ含有量が特に実用的であることが見出されている。
【0027】
本発明による平鋼製品の鋼は、１つまたは複数の非調質元素を含有していてもよい。本事例では、非調質元素とは、チタン（Ｔｉ）元素、ニオブ（Ｎｂ）元素およびバナジウム（Ｖ）元素として理解される。本明細書では、チタンおよび／またはニオブが好ましくは使用される。非調質元素は、炭素と炭化物を形成することができ、これは非常に微細に分布した析出物の形で強度をさらに高める。非調質元素の含有量が合計で少なくとも０．００５重量％である場合、オーステナイト化中に粒界および相境界の凝固をもたらす析出物が発生する可能性がある。しかし、同時に、原子形態で残留オーステナイトを安定化するのに有利な炭素は、炭化物として結合される。残留オーステナイトの十分な安定化を確保するために、非調質元素の合計濃度は０．２重量％を超えるべきではない。好ましい実施形態では、Ｔｉおよび／またはＮｂの合計は、０．００５～０．２重量％である。
【0028】
好ましい実施形態では、本発明による平鋼製品は、冷延平鋼製品である。
【0029】
さらに好ましい実施形態では、平鋼製品は、腐食保護のために金属コーティングを備えていてもよい。Ｚｎ系コーティングは、この目的に特に適している。コーティングは、特に溶融めっきによって塗布することができる。
【0030】
超高強度平鋼製品を製造するための本発明による方法は、少なくとも以下の作業工程、すなわち、
ａ）鉄および不可避的不純物に加えて、（重量％単位で）
０．１～０．５％のＣ、好ましくは０．１２～０．４重量％、１．０～３．０％のＭｎ、好ましくは１．９～２．７重量％のＭｎ、０．９～１．５％のＳｉ、最大１．５％のＡｌ、最大０．００８％のＮ、最大０．０２０％のＰ、最大０．００５％のＳ、０．０１～１％のＣｒ、ならびに、以下の元素、すなわち、最大０．２％のＭｏ、最大０．０１％のＢ、最大０．５％のＣｕ、最大０．５％のＮｉのうちの１つ以上からなっていてもよく、ならびに、合計０．００５～０．２％の非調質元素、好ましくは合計０．００５～０．２％のＴｉおよび／またはＮｂからなっていてもよい鋼からなるスラブを提供する工程であって、７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００が適用され、式中、Ｍｎが鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒが鋼の重量％単位のＣｒ含有量である工程、
ｂ）スラブを１０００～１３００℃の温度まで加熱し、スラブを熱間圧延してホットストリップにする工程であって、最終圧延温度Ｔ＿ＥＴが８５０℃超である工程、
ｃ）ホットストリップを最大２５秒以内に４００～６２０℃のコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴまで冷却し、ホットストリップをコイルに巻き取る工程、
ｄ）熱延平鋼製品を酸洗する工程、
ｅ）熱延平鋼製品を冷間圧延する工程、
ｆ）冷延平鋼製品を鋼のＡ３温度よりも少なくとも１５℃高く最大９５０℃である保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺまで加熱する工程であって、加熱が、
ｆ１）一相で、２～１０Ｋ／ｓの平均加熱速度で、
または
ｆ２）二相で、５～５０Ｋ／ｓの第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ１で２００～４００℃の変換温度Ｔ＿Ｗまで、および前記変換温度Ｔ＿Ｗを超えて２～１０Ｋ／ｓの第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ２で、のいずれかで行われる工程、
ｇ）保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺで５～１５秒の持続時間ｔ＿ＨＺにわたり平鋼製品を保持する工程、
ｈ）ｈ１）少なくとも３０Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ１
または
ｈ２）６５０℃以上の中間温度Ｔ＿ＬＫへの第１の冷却のための３０Ｋ／ｓ未満の第１の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿ＬＫ、およびＴ＿ＬからＴ＿Ｑへの第２の冷却のための第２の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２（Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２は少なくとも３０Ｋ／ｓである）
のいずれかで、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺから、マルテンサイト開始温度Ｔ＿ＭＳとＴ＿ＭＳよりも１７５℃低い温度との間の冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで平鋼製品を冷却する工程、
ｉ）冷却停止温度Ｔ＿Ｑで１～６０秒にわたり平鋼製品を保持する工程、
ｊ）５～１００Ｋ／ｓの第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で、少なくともＴ＿Ｑ＋１０℃および最大４５０℃の第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１まで平鋼製品を加熱し、第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１で８．５秒～２４５秒の持続時間ｔ＿Ｂ１にわたり平鋼製品を保持し、２～５０Ｋ／ｓの第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２で、少なくともＴ＿Ｂ１＋１０℃および最大５００℃の第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで平鋼製品を加熱し、処理温度Ｔ＿Ｂ２で最大３４秒の持続時間ｔ＿Ｂ２にわたり平鋼製品を保持していてもよい工程であって、加熱および等温保持のための処理時間ｔ＿Ｂ２全体が合計で１０～２５０秒である工程、
ｋ）Ｚｎ系コーティング浴内で平鋼製品をコーティングしていてもよい工程、
ｌ）少なくとも５Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ３で室温まで平鋼製品を冷却する工程を含む。
ａ）鉄および不可避的不純物に加えて、（重量％単位で）
０．１～０．５％のＣ、好ましくは０．１２～０．４重量％、１．０～３．０％のＭｎ、好ましくは１．９～２．７重量％のＭｎ、０．９～１．５％のＳｉ、最大１．５％のＡｌ、最大０．００８％のＮ、最大０．０２０％のＰ、最大０．００５％のＳ、０．０１～１％のＣｒ、ならびに、以下の元素、すなわち、最大０．２％のＭｏ、最大０．０１％のＢ、最大０．５％のＣｕ、最大０．５％のＮｉのうちの１つ以上からなっていてもよく、ならびに、合計０．００５～０．２％の非調質元素、好ましくは合計０．００５～０．２％のＴｉおよび／またはＮｂからなっていてもよい鋼からなるスラブを提供する工程であって、７５≦（Ｍｎ２＋５５＊Ｃｒ）／Ｃｒ≦３０００が適用され、式中、Ｍｎが鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、Ｃｒが鋼の重量％単位のＣｒ含有量である工程、
ｂ）スラブを１０００～１３００℃の温度まで加熱し、スラブを熱間圧延してホットストリップにする工程であって、最終圧延温度Ｔ＿ＥＴが８５０℃超である工程、
ｃ）ホットストリップを最大２５秒以内に４００～６２０℃のコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴまで冷却し、ホットストリップをコイルに巻き取る工程、
ｄ）熱延平鋼製品を酸洗する工程、
ｅ）熱延平鋼製品を冷間圧延する工程、
ｆ）冷延平鋼製品を鋼のＡ３温度よりも少なくとも１５℃高く最大９５０℃である保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺまで加熱する工程であって、加熱が、
ｆ１）一相で、２～１０Ｋ／ｓの平均加熱速度で、
または
ｆ２）二相で、５～５０Ｋ／ｓの第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ１で２００～４００℃の変換温度Ｔ＿Ｗまで、および前記変換温度Ｔ＿Ｗを超えて２～１０Ｋ／ｓの第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ２で、のいずれかで行われる工程、
ｇ）保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺで５～１５秒の持続時間ｔ＿ＨＺにわたり平鋼製品を保持する工程、
ｈ）ｈ１）少なくとも３０Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ１
または
ｈ２）６５０℃以上の中間温度Ｔ＿ＬＫへの第１の冷却のための３０Ｋ／ｓ未満の第１の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿ＬＫ、およびＴ＿ＬからＴ＿Ｑへの第２の冷却のための第２の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２（Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２は少なくとも３０Ｋ／ｓである）
のいずれかで、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺから、マルテンサイト開始温度Ｔ＿ＭＳとＴ＿ＭＳよりも１７５℃低い温度との間の冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで平鋼製品を冷却する工程、
ｉ）冷却停止温度Ｔ＿Ｑで１～６０秒にわたり平鋼製品を保持する工程、
ｊ）５～１００Ｋ／ｓの第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で、少なくともＴ＿Ｑ＋１０℃および最大４５０℃の第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１まで平鋼製品を加熱し、第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１で８．５秒～２４５秒の持続時間ｔ＿Ｂ１にわたり平鋼製品を保持し、２～５０Ｋ／ｓの第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２で、少なくともＴ＿Ｂ１＋１０℃および最大５００℃の第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで平鋼製品を加熱し、処理温度Ｔ＿Ｂ２で最大３４秒の持続時間ｔ＿Ｂ２にわたり平鋼製品を保持していてもよい工程であって、加熱および等温保持のための処理時間ｔ＿Ｂ２全体が合計で１０～２５０秒である工程、
ｋ）Ｚｎ系コーティング浴内で平鋼製品をコーティングしていてもよい工程、
ｌ）少なくとも５Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ３で室温まで平鋼製品を冷却する工程を含む。
【0031】
作業工程ａ）では、従来の方法で製造され、作業工程ａ）で言及された組成の鋼からなるスラブが提供される。
【0032】
作業工程ｂ）では、スラブは１０００～１３００℃の温度まで加熱され、ホットストリップに圧延される。熱間圧延は、最終圧延温度Ｔ＿ＥＴが８５０℃を超える状態で、その他の点では通常の方法で行われる。圧延操作中に粗いポリゴナルフェライト粒を形成するのを回避するために、最終圧延温度Ｔ＿ＥＴは８５０℃を超えるべきである。
【0033】
作業工程ｃ）では、熱間圧延後およびコイル巻取前にホットストリップを冷却し、次いでコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴでコイルに巻き取る。ポリゴナルフェライトの形成を減少させるために、または好ましくはそれを完全に抑制するために、冷却は、２５秒以下の期間ｔ＿ＲＧ以内、すなわち最大２５秒以内に行われる。この場合、ｔ＿ＲＧとは、圧延操作の終了後、すなわち最後の圧延パスの後に始まり、冷却操作の終了後、すなわちコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴに達した後に終了する期間である。ポリゴナルフェライトの発生は、ｔ＿ＲＧが最大１８秒、好ましくは最大１５秒の場合に特に効果的に最小限に抑えることができる。典型的には、ｔ＿ＲＧは、プロセス関連の理由から、少なくとも２秒、一般に少なくとも５秒である。
【0034】
望ましくない構造成分パーライトの形成を防止するために、コイル巻取は、最大６２０℃のコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴで行われる。好ましい実施形態では、コイル巻取温度Ｔ＿ＨＴは、最大６００℃に設定され、これはまた、ポリゴナルフェライトの回避に正の効果を及ぼす。この場合、ホットストリップの構造中のベイナイトの比率を増加させるために、最大５８０℃のコイル巻取温度が特に好ましい。コイル巻取温度が６２０℃～５８０℃になるように選択された場合、ベイナイトとベイニティックフェライトとの比率はコイル巻取温度の低下とともに増加する。したがって、大きな硬度差のない同一の構造を達成することができ、これにより、その後の冷間圧延工程中に厚さおよび幅の狭い公差を維持することが可能になる。低いコイル巻取温度のもう１つの正の効果は、粒界酸化に対する感受性の低下である。一般に、コイル巻取温度が高いほど、酸素アフィン元素、例えばＳｉ、ＣｒまたはＭｎなどが粒界に関連して拡散する可能性が高くなり、そこに安定な酸化物を形成し、これにより表面品質を低下させ、任意のその後のコーティングを困難にすることが当てはまる。ただし、コイル巻取温度が低くなると、円周方向のマルテンサイト形成に起因して冷間圧延性が悪影響を受けるため、コイル巻取温度Ｔ＿ＨＴは４００℃未満になるように選択すべきではない。マルテンサイトは、冷間圧延性に悪影響を与える特に硬く脆い相を表す。さらに、コイル巻取温度が低くなると、Ｍｎを再分布するのに十分な熱エネルギーが提供されない。
【0035】
本発明による冷却時間ｔ＿ＲＧおよびコイル巻取温度Ｔ＿ＨＴが維持されると、コイル巻取の最初の１分間に、大部分がベイナイト系の構造が生成される。これは、非常に微細に分布したベイニティックフェライトおよび非常に微細に分布したオーステナイトから主になり、フェライトおよびオーステナイトの粒径はそれぞれナノメートル範囲にある。この場合、２つの相間の最短距離は典型的には２０μｍ以下である。Ｍｎは強力なオーステナイト形成物質であるため、フェライト系構造成分からオーステナイト粒子へのＭｎ原子の再配置に対する駆動力が存在する。非常にゆっくりと行われるコイルの冷却中に、Ｍｎはフェライトからオーステナイトに拡散する。その結果、フェライト系構造成分は、フェライトとオーステナイトとの相境界面のすぐ後ろにある１つの領域内でＭｎを欠く。Ｍｎが枯渇したこの領域は、幅数ナノメートルである。同時に、Ｍｎは相境界のすぐ後ろのオーステナイト粒に富む。６２０℃～４００℃の温度範囲へのＭｎの体積拡散は非常にゆっくりと行われるため、拡散操作はオーステナイトとフェライトとの間の相境界の周りの幅数ナノメートルの領域に局所的に制限される。４００℃未満の温度まで徐々に冷却すると、オーステナイトは炭化鉄に部分的に分解する。ただし、４００℃未満のＭｎの拡散速度は低すぎるため、これはＭｎの再分布に影響を与えず、均質化のための熱力学的駆動力も提供しない。
【0036】
Ｍｎの拡散操作は、非常に低い冷却速度とそれに対応する長い保持時間とによって支援される。低い冷却速度の設定は、好ましい実施形態では、空気中、特に停滞した空気中のコイル内のホットストリップを冷却することによって行うことができる。
【0037】
さらに好ましい実施形態では、コイルの重量を利用して、コイルの冷却に影響を与えることができる。コイルが重いほど、コイル質量とコイル表面との比が大きくなるため、冷却が遅くなる。したがって、コイル質量ｍ＿ＣＧが少なくとも１０ｔ、特に好ましくは少なくとも１５ｔ、非常に特に好ましくは少なくとも２０ｔである場合、ゆっくりとした冷却、したがってホットストリップ中のＭｎの再分布が支援され得る。
【0038】
コイル内で冷却した後、熱延平鋼製品を従来の方法で酸洗し（作業工程ｄ））、次いで、従来の方法で冷間圧延に供する（作業工程ｅ））。
【0039】
冷延平鋼製品は、作業工程ｆ）で、保持ゾーン温度とも呼ばれ得る焼鈍温度Ｔ＿ＨＺまで加熱される。加熱は、２～１０Ｋ／ｓ、好ましくは５～１０Ｋ／ｓの平均加熱速度で一相のいずれかで行われる。あるいは、加熱は二相で行うこともできる。この場合、平鋼製品は、２００～４００℃の変換温度Ｔ＿Ｗに達するまで、５～５０Ｋ／ｓの加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ１で最初に加熱される。保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺに達するまでの加熱は、変換温度Ｔ＿Ｗを超えて、２～１０Ｋ／ｓの加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ２で行われる。二相加熱中、第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ１は、第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ２と等しくない。Ｔｈｅｔａ＿Ｈ２はＴｈｅｔａ＿Ｈ１未満であることが好ましい。
【0040】
好ましい実施形態では、平鋼製品は連続炉内で加熱される。特に好ましい実施形態では、平鋼製品は、セラミックラジアントチューブを備えた炉内で加熱され、これは、特に、９００℃を超えるストリップ温度に達するのに有利である。
【0041】
オーステナイトの完全な構造変換を可能にするために、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺは、鋼のＡ３温度よりも少なくとも１５℃、好ましくは１５℃超高い。Ａ３温度は分析に依存し、以下の経験式を用いて推定することができ、
Ａ３［℃］＝９１０－１５．２％Ｎｉ＋４４．７％Ｓｉ＋３１．５％Ｍｏ－２１．１％Ｍｎ－２０３＊√％Ｃ
式中、％Ｃは鋼の重量％単位のＣ含有量であり、％Ｎｉは鋼の重量％単位のＮｉ含有量であり、％Ｓｉは鋼の重量％単位のＳｉ含有量であり、％Ｍｏは鋼の重量％単位のＭｏ含有量であり、％Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量である。
Ａ３［℃］＝９１０－１５．２％Ｎｉ＋４４．７％Ｓｉ＋３１．５％Ｍｏ－２１．１％Ｍｎ－２０３＊√％Ｃ
式中、％Ｃは鋼の重量％単位のＣ含有量であり、％Ｎｉは鋼の重量％単位のＮｉ含有量であり、％Ｓｉは鋼の重量％単位のＳｉ含有量であり、％Ｍｏは鋼の重量％単位のＭｏ含有量であり、％Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量である。
【0042】
温度がさらに高く、保持時間がさらに長い場合、ホットストリップ中にすでに生成されたオーステナイト中のＭｎ富化とフェライト中のＭｎ枯渇とが再均質化される可能性があるため、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺは最大９５０℃に制限される。さらに、９５０℃に制限された焼鈍温度により、運用コストを節約することができる。
【0043】
作業工程ｇ）では、平鋼製品は、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺで５～１５秒の保持時間ｔ＿ＨＺにわたり保持される。粗いオーステナイト粒の形成、および無秩序なオーステナイト粒の成長、ひいては平鋼製品の成形性に対する悪影響を回避するために、保持持続時間ｔ＿ＨＺは１５秒を超えるべきではない。オーステナイトへの完全な変換とオーステナイト中の均質なＣ分布を達成するために、保持持続時間は少なくとも５秒続くべきである。低Ｍｎゾーンの形成は、長いｔ＿ＨＺおよび関連するＭｎ均質化によっても悪影響を受ける。過度に長い保持時間ｔ＿ＨＺは、マンガンの均等な分布をもたらすため、低Ｍｎフェライトシームが形成されない。
【0044】
作業工程ｈ）では、平鋼製品は、保持ゾーン温度Ｔ＿ＨＺから冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで冷却される。作業工程ｈ）での冷却により、マルテンサイトが発生し、これは一次マルテンサイトとも呼ばれる。冷却は、一相または二相のいずれかで行うことができる。いずれの場合も、少なくとも３０Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑでの急速冷却が、Ｔ＿ＨＺとＴ＿Ｑとの間の温度範囲の少なくとも一部にわたって行われる。一相冷却と二相冷却とをさらに明確に区別するために、急速冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑは、一相冷却の場合はＴｈｅｔａ＿Ｑ１と呼ばれ、二相冷却の場合はＴｈｅｔａ＿Ｑ２と呼ばれる。一相冷却の場合、平鋼製品は、Ｔ＿ＨＺからＴ＿Ｑまで、少なくとも３０Ｋ／ｓの冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ１でのみ冷却される。均一な温度分布を確保するために、Ｔｈｅｔａ＿Ｑ１の最大値は１０００Ｋ／ｓ、好ましくは最大５００Ｋ／ｓ、特に好ましくは最大２００Ｋ／ｓである。冷却は、ベイナイトへの変換と１０％を超えるフェライト比率とを回避するために、少なくとも３０Ｋ／ｓで行われる。
【0045】
二相冷却の場合、平鋼製品は、３０Ｋ／ｓ未満の第１の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿ＬＫで、中間温度Ｔ＿ＬＫまで最初に冷却される。好ましい実施形態では、１０％を超えるフェライト比率の形成を可能な限り回避するために、Ｔｈｅｔａ＿ＬＫは０．１Ｋ／ｓを超える。この場合、１０％を超えるフェライト比率の形成を回避するために、Ｔ＿ＬＫはＴ＿ＨＺ未満であり、６５０℃以上である。中間温度Ｔ＿ＬＫに達した後、少なくとも３０Ｋ／ｓの第２の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２で、冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで中断することなくさらに冷却が行われる。均一な温度分布を確保するために、Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２の最大値は１０００Ｋ／ｓ、好ましくは最大５００Ｋ／ｓ、特に好ましくは最大２００Ｋ／ｓである。また、二相冷却は、１０％を超えるフェライト比率の形成とベイナイト変換とを回避するために、６５０℃未満の温度範囲で少なくとも３０Ｋ／ｓで行われる。Ｔ＿ＨＺからＴ＿ＬＫへの冷却のための時間ｔ＿ＬＫも３０秒以下の場合、フェライト変態およびベイナイト変換は特に確実に制限される。
【0046】
マルテンサイト形成を制御するために、冷却停止温度Ｔ＿Ｑは、Ｔ＿Ｑが、マルテンサイト開始温度Ｔ＿ＭＳとＴ＿ＭＳよりも最大１７５℃低い温度との間にあるように選択される。以下が適用される：
（Ｔ＿ＭＳ－１７５℃）＜Ｔ＿Ｑ＜Ｔ＿ＭＳ。
（Ｔ＿ＭＳ－１７５℃）＜Ｔ＿Ｑ＜Ｔ＿ＭＳ。
【0047】
好ましい実施形態では、Ｔ＿Ｑは、Ｔ＿Ｑが、Ｔ＿ＭＳよりも７５℃低い温度とＴ＿ＭＳよりも１５０℃低い温度との間になるように選択することができる：（Ｔ＿ＭＳ－１５０℃）＜Ｔ＿Ｑ＜（Ｔ＿ＭＳ－７５℃）。
【0048】
マルテンサイト開始温度Ｔ＿ＭＳは、本明細書では、オーステナイトからマルテンサイトへの変換が始まる温度として理解される。マルテンサイト開始温度は、以下の式を用いて推定することができ、
Ｔ＿ＭＳ［℃］＝５３９℃＋（－４２３％Ｃ－３０．４％Ｍｎ－７．５％Ｓｉ＋３０％Ａｌ）℃／ｗｔ％
式中、％Ｃは鋼の重量％単位のＣ含有量であり、％Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、％Ｓｉは鋼の重量％単位のＳｉ含有量であり、％Ａｌは鋼の重量％単位のＡｌ含有量である。
Ｔ＿ＭＳ［℃］＝５３９℃＋（－４２３％Ｃ－３０．４％Ｍｎ－７．５％Ｓｉ＋３０％Ａｌ）℃／ｗｔ％
式中、％Ｃは鋼の重量％単位のＣ含有量であり、％Ｍｎは鋼の重量％単位のＭｎ含有量であり、％Ｓｉは鋼の重量％単位のＳｉ含有量であり、％Ａｌは鋼の重量％単位のＡｌ含有量である。
【0049】
オーステナイト形成物質としてのＭｎがマルテンサイト形成のための熱力学的駆動力を抑制するため、マンガンはマルテンサイト開始温度を低下させる。したがって、マルテンサイト形成は、Ｍｎ含有量の減少によって促進される。このため、最初のマルテンサイトランセット（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｌａｎｃｅｔ）は、好ましくはＭｎが低い領域に形成されるのに対して、Ｍｎ含有量が高い領域は主にオーステナイト系のままである。したがって、オーステナイトとマルテンサイトとの相境界は、局所的なＭｎ富化および局所的なＭｎ枯渇の点にあることが好ましい。局所的なＭｎ富化および局所的なＭｎ枯渇のこれらの点は、ホットストリップの製造プロセス中にすでに生成されており、材料中に微細に分布している。典型的には、局所的なＭｎ富化および局所的なＭｎ枯渇の点は、材料中で互いに５μｍ未満、好ましくは１μｍ未満の距離で分布している。
【0050】
作業工程ｉ）では、Ｔ＿Ｑまで冷却された平鋼製品は、厚さおよび幅全体にわたって平鋼製品中の温度分布の均質化を達成するために、冷却停止温度Ｔ＿Ｑで１～６０秒の持続時間ｔ＿Ｑにわたって保持される。平鋼製品の厚さおよび幅全体にわたる温度の均質な分布は、特に微細構造の形成に有利に働く。典型的には、平均粒径は２０μｍ未満である。場合によっては、平均粒径が１５μｍ未満または１０μｍ未満の構造も発生し得る。典型的には、一次マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる均一な構造が、平鋼製品の厚さおよび幅全体にわたって存在し、これは、冷間圧延および焼鈍された最終製品の成形性、本明細書ではコイルおよび切板の成形性に有利に影響を与える。平鋼製品をＴ＿Ｑで少なくとも５秒間、特に好ましくは少なくとも１０秒間保持すると、温度分布を特に確実に達成することができる。
【0051】
作業工程ｊ）では、Ｔ＿Ｑで保持した後、平鋼製品が再加熱される。加熱中、平鋼製品は、５～１００Ｋ／ｓの第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で、冷却停止温度Ｔ＿Ｑよりも少なくとも１０℃高い第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１まで最初に加熱される。処理温度Ｔ＿Ｂ１は、少なくともＴ＿Ｑ＋１０℃、好ましくはＴ＿Ｑ＋１５℃、特に好ましくはＴ＿Ｑ＋２０℃、最大４５０℃である。その後、平鋼製品は、２～５０Ｋ／ｓの第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２で、第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１よりも少なくとも１０℃高い第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで加熱される。第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２は、少なくともＴ＿Ｂ１＋１０℃、好ましくは少なくともＴ＿Ｂ１＋１５℃、特に好ましくは少なくともＴ＿Ｂ１＋２０℃である。第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２は最大５００℃である。後続の任意の処理工程では、第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２で最大３４秒の持続時間ｔ＿Ｂ２にわたって平鋼製品を等温保持することができる。Ｔ＿Ｂ１への加熱、Ｔ＿Ｂ１での等温保持、Ｔ＿Ｂ２への加熱、およびＴ＿Ｂ２での任意の保持を含む処理持続時間ｔ＿ＢＴ全体は、この場合１０～２５０秒である。
【0052】
第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１への加熱中に、残留オーステナイトに過飽和一次マルテンサイトからの炭素を富化させる。好ましい実施形態では、一次マルテンサイトと残留オーステナイトとの比は、この場合、２：１よりも大きく、これは、そのような比は、良好な形成挙動を達成するために特に有利であることが証明されているためである。一次マルテンサイトと残留オーステナイトとの比が２：１よりも大きい場合、残留オーステナイト中の炭素の変位を支援するために、高い熱力学的駆動力の効果を利用することができる。特にマルテンサイトの体心立方格子では、原子量が比較的低く、炭素の拡散性が高いため、拡散プロセスは、早ければ冷却停止温度Ｔ＿Ｑから、したがってマルテンサイト変換の開始時に開始される。オーステナイトの面心立方格子では、炭素の拡散性はマルテンサイト中よりも実質的に小さいため、Ｃ原子は一次マルテンサイトとオーステナイトとの間の相境界で富化される。この富化により、この点でＣ濃度が局所的に上昇し、これは、複数の重量パーセント点であり得る。一次マルテンサイトとオーステナイトとの間の相境界でＣ原子の十分な富化を確保するために、第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１は、冷却停止温度Ｔ＿Ｑよりも少なくとも１０℃、好ましくは少なくとも１５℃、特に好ましくは少なくとも２０℃高くあるべきである。この点でのＣ濃度の過度に高い局所的な上昇を防止するために、Ｔ＿Ｂ１は４５０℃を超えるべきではなく、好ましくは４３０℃を超えるべきではなく、Ｔ＿Ｂ１での等温保持の持続時間は、２４５秒以下、好ましくは最大２００秒、特に好ましくは最大１５０秒であるべきである。
【0053】
第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで加熱することにより、残留オーステナイトの熱力学的安定性は、オーステナイト相の伸びが局所的に起こるまで加熱される。この場合、蓄積されたＣ原子は、残留オーステナイトによって最初に受け取られる。加熱の過程では、残留オーステナイト中の炭素の拡散もまた、さらに温度が上昇するのとともに増加する。その結果、一次マルテンサイトからオーステナイトへの相境界でのＣ含有量の濃度勾配が減少して、残留オーステナイト中の炭素がほぼ均一かつ均質に分布する。十分な均質化を確保するために、第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２は、第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１よりも少なくとも１０℃、好ましくは少なくとも１５℃、特に好ましくは少なくとも２０℃高く、最大５００℃である。炭素の均質化に伴い、残留オーステナイトの粒界が後退し、その結果、処理温度Ｔ＿Ｂ１での等温保持中に形成される残留オーステナイトの比率が減少する。炭素は、第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２への加熱中に形成される後退する残留オーステナイト中の移動する相境界を通って輸送される。同時に、加熱により、相境界の領域内のマンガンの拡散性が増加し、これにより、後退する残留オーステナイト中のマンガンが富化される。処理温度Ｔ＿Ｂ２での最大３４秒の持続時間にわたる任意の保持も、炭素およびマンガンの拡散に有利であることが証明されている。後退するオーステナイト相境界に沿って、数ナノメートル、特に１２ｎｍ以下の幅を有する、低マンガンフェライトからなるシームが発生する。低Ｍｎフェライトシームは、早ければ作業工程ｂ）およびｃ）のホットストリップの製造中に形成される低Ｍｎ領域内で主に形成され、これは、これらの領域ではフェライト形成が特に有利であるためである。低Ｍｎフェライトシームは、残りの構造成分よりも著しく延性がある。最終製品では、この延性フェライトは、例えば焼戻しマルテンサイトおよび非焼戻しマルテンサイトなど、様々な強度で可塑化する構造成分間の補償ゾーンとして機能する。低Ｍｎフェライトシームは、残留オーステナイトとともに微細割れの拡大を打ち消し、それによって特に穴広げが改善される。
【0054】
Ｔ＿Ｂ１への加熱の持続時間は、本事例では、ｔ＿ＢＲ１と呼ばれる。ｔ＿ＢＲ１は、処理温度Ｔ＿Ｂ１と冷却停止温度Ｔ＿Ｑとの差を加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で割った商から決定することができ、
ｔ＿ＢＲ１＝（Ｔ＿Ｂ１－Ｔ＿Ｑ）／Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１
式中、ｔ＿ＢＲ１は秒単位の加熱持続時間であり、Ｔ＿Ｂ１は℃単位の処理温度であり、Ｔ＿Ｑは℃単位の冷却停止温度であり、Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１はＫ／ｓ単位の加熱速度である。
ｔ＿ＢＲ１＝（Ｔ＿Ｂ１－Ｔ＿Ｑ）／Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１
式中、ｔ＿ＢＲ１は秒単位の加熱持続時間であり、Ｔ＿Ｂ１は℃単位の処理温度であり、Ｔ＿Ｑは℃単位の冷却停止温度であり、Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１はＫ／ｓ単位の加熱速度である。
【0055】
１００Ｋ／ｓを超える加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１でさらに高速に加熱する場合、ストリップ幅全体にわたり処理温度Ｔ＿Ｂ１を均一に設定することは、加工および調整技術の点で困難を伴って初めて達成することができる。５Ｋ／ｓ未満の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で非常にゆっくりと加熱する場合、プロセスは非常にゆっくりと実行され、炭化物がますます形成される。ただし、炭素は炭化物によって結合されるため、残留オーステナイトを安定化するために使用できなくなる。さらに、これらの炭化物は脆いため、材料中の流れが妨げられ、ひいては、例えば、深絞り条件、破断点伸びおよび穴広げなどのその後の巨視的特性の低下が引き起こされる。
【0056】
プロセス技術の観点からは、炭化物形成を完全に回避することは一般に不可能である。ただし、平鋼製品の機械的技術的特性に影響を与える炭化物の長さは、加熱速度によって影響を受ける。炭化物の長さを最大２５０ｎｍ、好ましくは最大１７５ｎｍに設定するために、加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１は５～１００Ｋ／ｓである。本明細書では、炭化物の長さとは、炭化物のそれぞれ最長の軸として理解される。
【0057】
二相加熱中に平鋼製品が第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１から第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２になる平均加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２は、２～５０Ｋ／ｓである。本明細書では、平鋼製品がＴ＿Ｂ１からＴ＿Ｂ２になる持続時間は、ｔ＿ＢＲ２と呼ばれる。ｔ＿ＢＲ２は０～３５秒である。平均熱処理速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２は、以下を使用して決定することができ、
Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２＝（Ｔ＿Ｂ２－Ｔ＿Ｂ１）／ｔ＿ＢＲ２
式中、Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２はＫ／ｓ単位の熱処理速度であり、ｔ＿ＢＲ２は平鋼製品がＴ＿Ｂ１からＴ＿Ｂ２になる、秒単位の持続時間であり、Ｔ＿Ｂ１またはＴ＿Ｂ２は℃単位の処理温度である。
Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２＝（Ｔ＿Ｂ２－Ｔ＿Ｂ１）／ｔ＿ＢＲ２
式中、Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２はＫ／ｓ単位の熱処理速度であり、ｔ＿ＢＲ２は平鋼製品がＴ＿Ｂ１からＴ＿Ｂ２になる、秒単位の持続時間であり、Ｔ＿Ｂ１またはＴ＿Ｂ２は℃単位の処理温度である。
【0058】
加熱は、従来の加熱装置によって基本的に行うことができる。ただし、ラジアントチューブまたは昇圧機の使用は特に効果的であることが証明されている。
【0059】
作業工程ｊ）では、平鋼製品は、処理温度Ｔ＿Ｂ１で等温保持され、また処理温度Ｔ＿Ｂ２で等温保持されていてもよい。Ｔ＿Ｂ１および場合によりＴ＿Ｂ２での等温保持を利用して、炭素の再分布を支援することができる。平鋼製品は、処理温度Ｔ＿Ｂ１で８．５～２４５秒の持続時間ｔ＿Ｂ１にわたり保持され、また処理温度Ｔ＿Ｂ２で最大３４秒の持続時間ｔ＿Ｂ２にわたり保持されていてもよい。本明細書において、好ましい実施形態では、Ｔ＿Ｂ２への加熱の持続時間と温度Ｔ＿Ｂ２での保持持続時間とは、合計で最大３５秒、すなわち（ｔ＿Ｂ２＋ｔ＿ＢＲ２）≦３５秒、好ましくは２５秒未満、特に好ましくは２０秒未満である。
【0060】
平鋼製品がＴ＿Ｂ１まで加熱され、Ｔ＿Ｂ１で保持され、Ｔ＿Ｂ２まで加熱され、Ｔ＿Ｂ２で保持されていてもよい処理持続時間ｔ＿ＢＴ全体は、１０～２５０秒であるべきである。１０秒よりも短い処理持続時間は、炭素の再分布に悪影響を及ぼす。２５０秒を超える処理持続時間は、望ましくない炭化物形成を促進する。
【0061】
作業工程ｊ）では、保持中、または加熱中直接的に、Ｚｎ系コーティング浴内での溶融めっきの任意の作業工程ｋ）で平鋼製品をコーティングすることができる。平鋼製品がコーティング浴を通って導かれる持続時間は、保持時間ｔ＿Ｂ２または加熱持続時間ｔ＿ＢＲ２に含まれる。
【0062】
強度の低下を回避するために、第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで加熱するための持続時間ｔ＿ＢＲ２と、保持時間ｔ＿Ｂ２とを短く保つことが好ましいことが証明されている。特に、保持時間ｔ＿Ｂ２がゼロ秒である場合に有利であることが証明されており、その結果、平鋼製品は、第２の加熱段階ｔ＿ＢＲ２から直接コーティング浴に移行する。したがって、Ｔ＿Ｂ２への加熱のための持続時間ｔ＿ＢＲ２と場合により保持時間ｔ＿Ｂ２とが合わせて最大３５秒、好ましくは２５秒未満、特に好ましくは２０秒未満である場合、高い強度値を特に確実に達成することができる。
【0063】
溶融めっきに適したコーティング浴は、以下の組成を有する：
≧９６重量％のＺｎ、０．５～２重量％のＡｌ、０～２重量％のＭｇ。
≧９６重量％のＺｎ、０．５～２重量％のＡｌ、０～２重量％のＭｇ。
【0064】
コーティング浴は、典型的には４５０～５００℃の温度を有する。
【0065】
作業工程ｋ）での任意のコーティング後、または作業工程ｋ）が省略された場合、作業工程ｊ）での処理温度Ｔ＿Ｂ２での加熱および任意の保持の後、平鋼製品は、その後の作業工程ｌ）で５Ｋ／ｓを超える冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ３で冷却される。二次マルテンサイトの形成を可能にするために、冷却速度は５Ｋ／ｓ超であるべきである。本明細書では、二次マルテンサイトとは、作業工程ｌ）での冷却中に形成されたマルテンサイトとして理解される。二次マルテンサイトは熱処理されないため、本明細書では、非焼戻しマルテンサイトとも呼ばれる。
【0066】
本発明に従って製造された平鋼製品は、平均粒径が２０μｍ未満の特に微細な粒組織を有し、少なくとも８０面積％の総マルテンサイト比率であって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであり、最大２５面積％が非焼戻しマルテンサイトである総マルテンサイト比率を含み、少なくとも５体積％の残留オーステナイト、０．５～１０面積％のフェライトおよび最大５面積％のベイナイトを含有する。
【0067】
炭化物は、２５０ｎｍ以下、特に２５０ｎｍ未満、好ましくは１７５ｎｍ未満の長さで構造中に存在する。残留オーステナイトは低Ｍｎフェライトシームによって囲まれる。このシームは、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの間の相境界の領域に、Ｍｎ含有量が平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量の最大５０％、特に５０％未満であり、平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量の好ましくは最大３０％、特に３０％未満である低Ｍｎゾーンを形成する。低Ｍｎフェライトシームの幅は、少なくとも４ｎｍ、好ましくは４ｎｍ超、好ましくは少なくとも８ｎｍ、特に８ｎｍ超である。低Ｍｎフェライトシームの幅は、最大１２ｎｍ、特に１２ｎｍ未満、好ましくは最大１０ｎｍ、特に１０ｎｍ未満である。
【0068】
本事例では、平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量は、平鋼製品が製造された鋼溶融塊の平均Ｍｎ含有量と等しい。
【0069】
マルテンサイト：本発明による平鋼製品の構造中の総マルテンサイト比率は、少なくとも８０面積％である。本発明による平鋼製品の構造中に存在するマルテンサイトは、第一に、作業工程ｈ）での第１の冷却中に形成され、第二に、作業工程ｌ）での第２の冷却中に形成される。第１の冷却中に形成されたマルテンサイトは一次マルテンサイトとも呼ばれ、第２の冷却中に形成されたマルテンサイトは二次マルテンサイトとも呼ばれる。一次マルテンサイトは作業工程ｊ）で加熱される。加熱された一次マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトまたは一次焼戻しマルテンサイトとも呼ばれる。焼戻しマルテンサイトと二次マルテンサイトとのマルテンサイト比率の合計は、総マルテンサイト比率とも呼ばれる。マルテンサイトは、硬い構造成分として、平鋼製品の強度に特に寄与する。引張強度Ｒｍが少なくとも９００ＭＰａの平鋼製品を得るために、総マルテンサイト比率は少なくとも８０面積％である。
【0070】
焼戻しマルテンサイト：作業工程ｊ）で行われる加熱の前に形成される一次マルテンサイトは、熱処理中に残留オーステナイトに拡散し、かつそれを安定化する炭素の供給源である。熱処理後、このマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトと呼ばれる。曲げ角度が８０°を超え、穴広げが２５％を超えるようにするには、その比率は総マルテンサイト比率の少なくとも７５面積％であるべきである。
【0071】
二次マルテンサイト：二次マルテンサイトは、処理工程ｊ）で不十分に安定化された残留オーステナイトから発生し、強度に寄与する。総マルテンサイト比率の２５面積％を超える比率では、二次マルテンサイトは形成中に早期の割れ形成を引き起こすため、２５面積％未満に維持しなければならない。
【0072】
残留オーステナイト：残留オーステナイトは、本発明による平鋼製品の構造中に室温で存在する。残留オーステナイトは伸び特性の改善に寄与する。十分な伸びを確保するために、残留オーステナイトの比率は少なくとも５体積％であるべきである。
【0073】
フェライト：フェライトは、マルテンサイトよりも低い強度を有するが、少量で成形性を支援することができる。これが、本発明による平鋼製品の構造中のフェライトの比率が０．５～１０面積％に制限される理由である。再加熱、作業工程ｊ）中に形成された低Ｍｎフェライトシームによって、０．５面積％の最小フェライト含有量が構造中に存在する。
【0074】
ベイナイト：また、ベイナイトは、オーステナイトの相変換中に主に存在する。オーステナイトからベイナイトへの変換中に、溶解した炭素の一部がベイナイトに組み込まれるため、オーステナイトでは炭素の富化に利用できなくなる。オーステナイトの富化のために可能な限り多くの炭素を提供するために、ベイナイトの比率は最大５面積％に制限されるべきである。ベイナイトの含有量が少ないほど、平鋼製品の機械的特性をさらに確実に達成することができる。ベイナイトの形成を完全に抑制することができ、ベイナイト含有量を最大０面積％に減少させれば、機械的特性を特に確実に得ることができる。
【0075】
低Ｍｎフェライトシーム：本発明による平鋼製品中の残留オーステナイト粒は、狭い低Ｍｎフェライトシームに囲まれる。処理温度Ｔ＿Ｂ１またはＴ＿Ｂ２への加熱中、およびＴ＿Ｂ１またはＴ＿Ｂ２での保持中に、残留オーステナイト粒の周囲に、低Ｍｎフェライトシームからなる低Ｍｎゾーンが発生する。低Ｍｎフェライトシームは、それを囲む構造成分よりも著しく延性がある。これは、様々な強度で可塑化する構造成分間の補償ゾーンを表し、したがって、微細割れの拡大を打ち消す。これにより、形成挙動、特に最終製品の穴広げと最大深絞り特性とが改善される。２５％超の穴広げと８０°超の曲げ角度とを達成するために、Ｍｎ含有量は、低Ｍｎゾーンでは、平鋼製品の平均総Ｍｎ含有量の最大５０％、特に５０％未満である。この効果は、低Ｍｎゾーン内のＭｎ含有量が平鋼製品の平均Ｍｎ含有量の最大３０％、特に３０％未満である場合に特に確実に達成することができる。４ｎｍの幅からのみ延性補償が発生し得るため、低Ｍｎフェライトシームの幅は少なくとも４ｎｍ、特に４ｎｍ超である。低Ｍｎフェライトシームがさらに狭いと、ゾーンは延性補償に効果的に寄与しなくなるが、形成はすでに粒界効果の影響を受けている。延性補償は、低Ｍｎフェライトシームが好ましくは少なくとも８ｎｍ、特に８ｎｍを超える幅である場合に特に確実に達成することができる。低Ｍｎフェライトシームの幅は、処理工程ｊ）中の処理時間の増加とともに増大する。シームの正の寄与は１２ｎｍから満たされ、作業工程ｊ）中の処理持続時間が長くなると炭化物形成の危険性が高まるため、シームの幅は最大１２ｎｍ、特に１２ｎｍ未満であるべきである。この効果は、低Ｍｎフェライトシームが好ましくは最大１０ｎｍ、特に１０ｎｍ未満の幅である場合に特に確実に達成することができる。
【0076】
炭化物：炭素は炭化物によって結合される。炭化物の形で結合された炭素は、オーステナイトへの再分布には利用することができない。炭化物はまた、脆性破壊挙動を示す。炭化物の脆性挙動により、材料中の塑性流動が防がれ、これにより、例えば、最大深絞り条件および／または穴広げなどの巨視的特性が低下する。炭化物の最大長は、破断点伸びおよび／または穴広げの低下を回避するために、２５０ｎｍ以下であるべきである。炭化物の長さが好ましくは１７５ｎｍ未満である場合、機械的技術的特性を特に確実に達成することができる。本明細書では、炭化物の長さとは、そのそれぞれ最長の軸として理解される。本事例では、用語「炭化物」は、一般に炭素析出物として理解される。これは、炭素が、平鋼製品中に存在する元素と一緒に、例えば、炭化鉄、炭化クロム、炭化チタン、炭化ニオブまたは炭化バナジウムなどの化合物を形成する析出に関係する。
【0077】
本発明による方法により、９００～１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７００ＭＰａ以上であり平鋼製品の引張強度未満である降伏強度Ｒｐ０２、７～２５％の伸びＡ８０、８０°を超える曲げ角度、２５％を超える穴広げ、および以下の関係が適用される最大深絞り比βｍａｘを有する平鋼製品の製造が可能となり、
【数2】
【0078】
式中、Ｒｍは平鋼製品のＭＰａ単位の引張強度である。
【0079】
好ましい実施形態では、平鋼製品は、高強度と良好な深絞り挙動とのバランスの取れた比率を有する。この場合、最大深絞り比は少なくとも１．４７５のβｍａｘである。したがって、本発明による平鋼製品は、良好な強度および成形特性の両方を有する。
【0080】
本発明による方法は、特に、請求項１から８のいずれか一項に記載の平鋼製品の製造を可能にする。
【0081】
本発明は、例示的な実施形態および図を使用して、以下でさらに詳細に説明される。
【図面の簡単な説明】
【0082】
【図1】本発明による方法の可能な変形例を概略的に示す。この場合、冷間圧延されコーティングされていない平鋼製品は、保持温度Ｔ＿ＨＺまで加熱され、保持温度Ｔ＿ＨＺで保持された後、一相で冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ１で冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで冷却される。Ｔ＿Ｑでの等温保持の後、平鋼製品は、第１の加熱工程で処理温度Ｔ＿Ｂ１まで加熱され、そこで等温保持される。次いで、平鋼製品は、第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで加熱され、そこで再び保持されてから、室温まで冷却される。
【0083】
記載された変形例のそれぞれはまた、溶融めっき処理と組み合わせることができる。この場合、溶融めっきは、処理温度Ｔ＿Ｂ２での等温保持、または平鋼製品が室温まで冷却される前の処理温度Ｔ＿Ｂ２への加熱中の期間ｔ＿ＢＲ２に含まれる。
【発明を実施するための形態】
【0084】
複数の例示的な実施形態に基づいて、本発明を試験してきた。この目的のために、１４の試験を行った。この場合、表１に示される鋼Ａ～Ｇから製造された、１４の冷間圧延されコーティングされた鋼帯の試料を検査した。この目的のために、表１に示される組成の溶融塊のスラブを従来の方法で最初に製造した。スラブをそれぞれ、熱間圧延の前に１０００～１３００℃の温度まで加熱し、表２に示される条件下で、その他の点では従来の方法でホットストリップに圧延し、ホットストリップコイルに巻き取った。ホットストリップを従来の方法で酸洗に供し、次いで、同様に従来の方法で冷間圧延した。
【0085】
試料をそれぞれ熱処理した条件を表３に示す。冷延平鋼製品をそれぞれ、表３に示される加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｈ１で保持ゾーン温度Ｈ＿ＨＺまで一相で加熱し、温度Ｔ＿ＨＺで５～１５秒間保持した。次いで、平鋼製品をそれぞれ、最初に二相で０．１Ｋ／ｓ超３０Ｋ／ｓ以下の第１の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿ＬＫで中間温度Ｔ＿ＬＫまで冷却してから、第２の冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｑ２で冷却停止温度Ｔ＿Ｑまで冷却した。平鋼製品をＴ＿Ｑで＞１秒～≦６０秒にわたり保持し、次いで、第１の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１で持続時間ｔ＿ＢＲ１にわたり第１の処理温度Ｔ＿Ｂ１まで加熱した。加熱後、平鋼製品をＴ＿Ｂ１で持続時間ｔ＿Ｂ１にわたり保持し、次いで、第２の加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ２で持続時間ｔ＿ＢＲ２にわたり第２の処理温度Ｔ＿Ｂ２まで加熱し、そこでＺｎ系コーティング浴に直接導入した。≧９６％のＺｎ、０．５～２％のＡｌ、０～２％のＭｇの組成を有するコーティング浴に、平鋼製品を連続的に導入した。平鋼製品をコーティング浴に通すことも含む時間ｔ＿Ｂ２、および総処理持続時間も表３に示されている。コーティング後、５Ｋ／ｓを超える冷却速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ３で平鋼製品を冷却した。
【0086】
冷却後、構造検査、および機械的特性の決定のために試料を採取した。いずれの場合も、平鋼製品の幅全体にわたって等距離に採取された３つの断面で構造を検査した。いずれの場合も、少なくとも３つの等間隔の点で、平鋼製品の厚さ全体にわたって構造検査を行った。従来の撮影光学的検査法による構造評価は、非常に微細な粒組織のために不可能であった。したがって、少なくとも５０００倍の倍率で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、一次焼戻しマルテンサイト（Ｍ（ＰＲＩ）Ｍ＿１）、二次マルテンサイト（Ｍ（ＳＥＫ）Ｍ＿２）、フェライト（Ｆ）およびベイナイト（Ｂ）の比率を検査した。ＡＳＴＭ Ｅ９７５に準拠したＸ線回折（ＸＲＤ）によって、残留オーステナイト比率の定量的決定を行った。トモグラフィーアトミックプローブ（ｔｏｍｏｇｒａｐｈｉｃ ａｔｏｍｉｃ ｐｒｏｂｅ）（アトムプローブトモグラフィ、ＡＰＴ）によって、低Ｍｎフェライトシームの描写と低ＭｎフェライトシームのＭｎ含有量の測定とを行った。このようにして、表４ではＭｎ境界によって示されている、低Ｍｎフェライトシームの幅も決定した。低ＭｎフェライトのＭｎ含有量を決定するために、定義された体積要素、例えば、円柱または直方体に対して原子数を決定した。低Ｍｎフェライトシームの幅を決定するために、試料の少なくとも３つの異なる点でシームの幅測定を行った。個々の値は、算術的に平均化し、低Ｍｎフェライトシームの幅として示されている変数を表している。低ＭｎフェライトのＭｎ含有量は、表４ではＭｎ含有量境界として示されている。ＴＥＭによって炭化物の長さを決定した。構造検査の結果を表４に示す。
【0087】
機械的特性の試験結果を表５に示す。平鋼製品の幅の中央にある平鋼製品の長さにわたって等距離に分布した３点でそれぞれ採取された試料に対して、機械的特性をそれぞれ検査した。この場合、２０１７年２月からのＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１（試料形状２）に準拠した引張試験で、降伏強度Ｒｐ０２、引張強度Ｒｍおよび伸びＡ８０を決定した。１０１０年１２月からのＶＤＡ２３８－１００に準拠して曲げ角度を決定し、２０１７年１０月からのＩＳＯ １６６３０に準拠して穴広げ（ＨＥＲ）を決定し、２００３年９月からのＤＩＮ ８５８４－３に準拠して最大深絞り比βｍａｘを決定した。
【0088】
結果は、本発明に従って行われた方法を使用する試験が、高強度および良好な成形特性をもたらすことを示している。したがって、試料Ｂ２、Ｂ３、Ｄ７、Ｄ９、Ｆ１２、Ｆ１３およびＧ１４は、８０°を超える曲げ角度と２５％を超える穴広げ値とを示す。試験Ａ１は、本発明に従わないシリコーン含有量の場合、本発明による構造を設定することができなかったことを示している。二次マルテンサイトの比率が高く、フェライトの比率が高いため、比較的低い降伏強度と引張強度とがもたらされた。さらに、非常に狭い低Ｍｎフェライトシームが存在するのみであったため、低い曲げ角度と低い穴広げとが達成されるに留まった。
【0089】
試験Ｂ４は、本発明による鋼組成にもかかわらず、圧延端部温度Ｔ＿ＥＴおよび冷却停止温度Ｔ＿Ｑが本発明に従わず、低Ｍｎフェライトシームが狭すぎる場合、成形性が損なわれることを示している。降伏強度および引張強度は実際に十分に高いが、低Ｍｎフェライトシームでの過度に低いＭｎ枯渇、または低Ｍｎフェライトシームに隣接するゾーン内の過度に低いＭｎ富化のために、曲げ角度および穴広げは低すぎる。
【0090】
試験Ｃ５およびＣ６は、炭素およびシリコーン含有量が過度に低い場合、ベイナイトの比率（試験Ｃ５）または二次マルテンサイトおよびフェライトの比率（試験Ｃ６）が高すぎ、低Ｍｎフェライトシームの幅が狭すぎて、十分に高い穴広げ（試験Ｃ５）、または十分な降伏強度、曲げ角度および穴広げ（試験Ｃ６）を達成することができないことを示している。
【0091】
試験Ｄ８は、本発明による鋼組成にもかかわらず、コイル巻取温度Ｔ＿ＨＴが高すぎ、加熱速度Ｔｈｅｔａ＿Ｂ１が低すぎ、熱処理持続時間ｔ＿ＢＴが全体的に長すぎる場合、過度に長い炭化物によって成形性が損なわれることを示している。過度に長くなるように選択されたｔ＿ＢＴは、最大炭化物長の超過をもたらし、これにより、穴広げに悪影響が及ぼされる。
【0092】
試験Ｅ１０は、コイル巻取温度ｔ＿ＲＧで熱間圧延した後、シリコーン含有量が過度に低く、冷却期間が過度に長いと、二次マルテンサイトの比率およびフェライトの比率が増加し、これにより、構造が不均質になるため、曲げ角度が不十分になり、穴広げが不十分になることを示している。
【0093】
試験Ｅ１１は、本発明に従わない過度に低いシリコーン含有量およびコイル巻取温度の場合、二次マルテンサイトの比率が増加し、炭化物が長くなりすぎ、これにより、伸びＡ８０および穴広げが損なわれることを示している。試験Ｅ１１は、過度に低いコイル巻取温度、およびＴ＿Ｂ２での処理持続時間の超過の両方、したがって、ｔ＿ＢＲ２＋ｔ＿Ｂ２＞３５秒が、平鋼製品の特性に悪影響を与えることも示している。炭化物形成を十分に抑制することに成功しなければ、過度に長い炭化物が形成され、早期の割れ形成、したがって、穴広げの不十分な値が生じる。
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
【表5】
【図1】
【図2】