特表 2024-530987 熱間圧延鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-08-27

(54)【発明の名称】熱間圧延鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240820BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20240820BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20240820BHJP

   C21D 8/02 20060101ALI20240820BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301W

C22C38/00 302A

C22C38/58

C21D9/46 S

C21D9/46 Z

C21D8/02 A

C21D8/02 D

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024513396

(86)(22)【出願日】2021-08-31

(85)【翻訳文提出日】2024-04-26

(86)【国際出願番号】 IB2021057945

(87)【国際公開番号】W WO2023031647

(87)【国際公開日】2023-03-09

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【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】弁理士法人川口國際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】デ・クニフ，ドリアン

(72)【発明者】

【氏名】ワーテルスコート，トム

(72)【発明者】

【氏名】ローレンツ，ウルリーケ

(72)【発明者】

【氏名】デュプレ，ローデ

(72)【発明者】

【氏名】ブラッケ，リーベン

【テーマコード（参考）】

4K032

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K032AA01

4K032AA02

4K032AA04

4K032AA05

4K032AA11

4K032AA14

4K032AA17

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4K037FE01

4K037FE02

4K037FE03

4K037FF01

4K037FF02

(57)【要約】

以下の元素、０．０２％≦炭素≦０．２％、３％≦マンガン≦９％、０．２％≦ケイ素≦１．２％、０．９％≦アルミニウム≦２．５％、０％≦リン≦０．０３％、０％≦硫黄≦０．０３％、０％≦窒素≦０．０２５％、０％≦モリブデン≦０．６％、０％≦チタン≦０．１％、０．０００１％≦ホウ素≦０．０１％、０％≦クロム≦０．５％、０％≦ニオブ≦０．１％、０％≦バナジウム≦０．１５％、０％≦ニッケル≦１％、０％≦銅≦１％、０％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦マグネシウム≦０．００１０％を含み、残部の組成が、鉄及び加工によって生じる不可避的不純物から構成される組成を有し、当該鋼板のミクロ組織が、面積分率で、少なくとも６０％の焼戻しマルテンサイト、１５％～４０％の残留オーステナイト、０％～１０％のポリゴナルフェライト、０％～５％のベイナイト、０～１５％のフレッシュマルテンサイト及び０％～５％の、ニオブ、チタン、バナジウム又は鉄の炭化物を含む、熱間圧延鋼板。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

熱間圧延鋼板であって、重量パーセントで表される以下の元素：
０．０２％≦炭素≦０．２％
３％≦マンガン≦９％
０．２％≦ケイ素≦１．２％
０．９％≦アルミニウム≦２．５％
０％≦リン≦０．０３％
０％≦硫黄≦０．０３％
０％≦窒素≦０．０２５％
を含み、並びに以下の任意選択の元素のうちの１つ以上
０％≦モリブデン≦０．６％
０％≦チタン≦０．１％
０．０００１％≦ホウ素≦０．０１％
０％≦クロム≦０．５％
０％≦ニオブ≦０．１％
０％≦バナジウム≦０．１５％
０％≦ニッケル≦１％
０％≦銅≦１％
０％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦マグネシウム≦０．００１０％
を含有することができ、
残部の組成が、鉄及び加工によって生じる不可避的不純物から構成される組成を有し、当該鋼板のミクロ組織が、面積分率で、少なくとも６０％の焼戻しマルテンサイト、１５％～４０％の残留オーステナイト、０％～１０％のポリゴナルフェライト、０％～５％のベイナイト、０～１５％のフレッシュマルテンサイト及び０％～５％の、ニオブ、チタン、バナジウム又は鉄の炭化物を含む、熱間圧延鋼板。

【請求項2】

組成が０．３％～１％のケイ素を含む、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項3】

組成が０．０３％～０．１８％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項4】

組成が３．５％～８．５％のマンガンを含む、請求項１から３のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項5】

組成が１％～２．３％のアルミニウムを含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項6】

マルテンサイトの量が７０％～８０％である、請求項１から５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項7】

残留オーステナイトの量が１８％～３５％である、請求項１から６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項8】

７５０ＭＰａ以上の引張強度及び１５％以上の全伸びを有する、請求項１から７のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項9】

焼戻しマルテンサイトの形状比が４～１２である、請求項１から８のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。

【請求項10】

熱間圧延鋼板の製造方法であって、以下の連続するステップ、
－請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼組成物を提供するステップ；
－前記半製品をＡｃ３＋５０℃～１３００℃の温度に再加熱するステップ；
－前記半製品を、熱間圧延仕上げ温度が少なくともＡｃ３であるオーステナイト範囲で圧延して、熱間圧延鋼を得るステップ；
－熱間圧延鋼が、任意選択的に、２０℃～８００℃の巻取り温度範囲で巻取られるステップ、
－次いで、前記熱間圧延鋼を、熱間圧延仕上げ温度からＭｓ～２０℃の温度範囲まで、１℃／秒～５０℃／秒の冷却速度で冷却するステップ；
－次いで、前記熱間圧延鋼を、Ｍｓ－～２０℃の温度範囲からＡｃ３～Ａｃ３＋１５０℃の温度ＴＡ１まで、少なくとも１℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱して、５～６０００秒間保持するステップ；
－次いで、前記熱間圧延鋼を、ＴＡ１から冷却を開始して、Ｍｓ－１０℃～１５℃の冷却停止温度Ｔ１まで、０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ１で冷却するステップ；
－次いで、前記熱間圧延鋼を、Ｔ１から５５０℃～Ａｃ３の温度ＴＡ２まで少なくとも１℃／秒の加熱速度ＨＲ２で加熱し、５～６０００秒間保持するステップ；
－次いで、前記熱間圧延鋼を、ＴＡ２から冷却を開始して、Ｍｓ－１０℃～１５℃の冷却停止温度Ｔ２まで、０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で冷却するステップ；
－その後、熱間圧延鋼を、０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ３で室温まで冷却して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
を含む方法。

【請求項11】

ＴＡ２温度が６００℃～Ａｃ３－４０℃である、請求項１０に記載の方法。

【請求項12】

Ｔ１温度がＭｓ－２０℃～２０℃である、請求項１３又は１４に記載の方法。

【請求項13】

産業機械又は環境に優しい製品又は耐久消費財の部品の製造のための、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１０から１２の方法に従って製造された鋼板の使用。

【請求項14】

請求項１３に従って得られた部品を備える産業機械。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、構造用鋼としての使用又は産業機械、耐久消費財、環境に優しい製品の製造及び極低温用途に適した熱間圧延鋼板に関する。

【背景技術】

【0002】

近年、燃費の向上及び環境への影響の低減を目的として、高強度鋼を適用して設備や構造物の軽量化を図ることが盛んに行われている。しかしながら、鋼の強度を高めると、一般に靱性が低下する。そのため、高強度鋼の開発においては、靱性を損なうことなく高強度化することが重要な課題である。

【0003】

材料の強度を高めることによって利用される材料の量を減らすために、懸命な研究開発の努力がなされている。逆に、鋼の強度を高めると靱性が低下するため、したがって高強度かつ良好な靱性を併せ持つ材料の開発が必要とされている。

【0004】

高強度かつ良好な靱性の鋼の分野における以前の研究及び開発は、高強度鋼を製造するためのいくつかの方法をもたらしており、そのうちのいくつかは、本発明の最終的な評価のために本明細書に列挙されている。

【0005】

欧州特許第２３９２６８１号明細書は、質量％で、０．０２～０．０８％のＣ、１．０％以下のＳｉ、０．５０～１．８５％のＭｎ、０．０３％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．１％以下のＡｌ、０．０３～０．１０％のＮｂ、０．００１～０．０５％のＴｉ、０．０００５％以下のＢ、任意選択的に、０．０１０％以下のＣａ、０．０２％以下のＲＥＭ、０．００３％以下のＭｇ、０．５％以下のＶ、１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＣｒ、４．０％以下のＮｉ、２．０％以下のＣｕ、からなる群から選択される１種又は２種以上、その他の不可避的不純物及び残部Ｆｅを含む組成を有する厚肉高強度熱間圧延鋼板を開示している。この鋼板は、フェライト粒子中の固溶Ｃ含有量が１０ｐｐｍ以上であり、表層硬度がビッカース硬度で２３０ＨＶ以下であるベイナイト系フェライト相又はベイナイト相で形成される組織を有しているが、欧州特許第２３９２６８１号明細書の鋼は７００ＭＰａ以上の引張強度に到達できない。

【0006】

欧州特許第２９７１２１１号明細書は、全組成物の約９～約２０重量％の範囲のマンガン、全組成物の約０．５～約２．０重量％の範囲の炭素及び残部の鉄、並びに任意選択的に、全組成物の０．５～３０重量％の範囲のクロム；全組成物の０．５～２０重量％の範囲のニッケル若しくはコバルト；全組成物の０．２～１５重量％の範囲のアルミニウム；全組成物の０．０１～１０重量％の範囲のモリブデン、ニオブ、銅、チタン若しくはバナジウム；全組成物の０．１～１０重量％の範囲のケイ素；全組成物の０．００１～３．０重量％の範囲の窒素；全組成物の０．００１～０．１重量％の範囲のホウ素；又は全組成物の０．２～６重量％の範囲のジルコニウム若しくはハフニウムからなる組成を有する高マンガン鋼部品を製造する方法であって；組成物を少なくとも約１０００℃に加熱する工程；組成物を約２℃／秒～約６０℃／秒の速度で冷却する工程、続いて組成物を約７００℃～約１０００℃の範囲の温度で熱間圧延する工程；組成物をゆっくりと冷却するか、又は等温保持する工程；並びに組成物を７００℃～約１０００℃の範囲の温度から０℃～約５００℃の範囲の温度まで、少なくとも約１０℃／秒の速度で焼入れするか、加速冷却するか、又は空冷する工程を含む方法を開示している。しかし、欧州特許第２９７１２１１号明細書は、－４０℃で測定した場合に６０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃靱性に達することができない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】欧州特許第２３９２６８１号明細書

【特許文献2】欧州特許第２９７１２１１号明細書

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明の目的は、以下を同時に有する熱間圧延鋼を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することである：
－降伏強度６５０ＭＰａ以上、
－引張強度７５０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ以上、
－全伸び１５％以上、より好ましくは１８％超の、
－衝撃靱性、－４０℃で測定した場合に７０Ｊ／ｃｍ２以上、より好ましくは－４０℃で測定した場合に９０Ｊ／ｃｍ２。

【課題を解決するための手段】

【0009】

好ましい実施形態では、本発明による鋼板はまた、０．５以上の降伏強度対引張強度比を示し得る。

【0010】

本発明の別の目的はまた、従来の工業過程に適合しながら、製造パラメータの変更に対して頑強である、これらの鋼の製造方法を利用可能にすることである。

【発明を実施するための形態】

【0011】

本発明の熱間圧延鋼板は、その耐食性を改善するために、任意選択的に亜鉛又は亜鉛合金で被覆されてもよい。

【0012】

炭素は、鋼中に０．０２％～０．２％存在する。炭素は、オーステナイトの室温での安定化を補助することによって鋼の強度を高めるために必要な元素である。しかし、０．０２％未満の炭素含有量では、本発明の鋼に引張強度を付与することができない。一方、０．２％を超える炭素含有量では、鋼は不十分な溶接性を示し、それは衝撃靱性に有害であり、耐久消費財又は環境に優しい製品の構造部品への適用を制限する。本発明の好ましい含有量は、０．０３％～０．１８％、より好ましくは０．０４％～０．１５％に維持されればよい。

【0013】

本発明の鋼のマンガン含有量は３％～９％である。

【0014】

この元素はガンマ生成であり、したがって、残留オーステナイト分率を制御すること、並びに残留オーステナイトをマンガンで富化して、鋼に焼入れ性及び衝撃靱性を付与することにおいて重要な役割を果たす。鋼に強度及び靱性を与えるために、マンガンの量が少なくとも３重量％であることが見出されている。しかし、マンガン含有量が９％を超えると、オーステナイトを過度に安定化し、本発明の鋼がＴＲＩＰ効果を欠くなどの悪影響が生じる。さらに、９％を超えるマンガン含有量は、過剰な中心偏析をもたらし、したがって成形性を低下させ、本鋼の溶接性も低下させる。本発明の好ましい含有量は、３．５％～８．５％、より好ましくは４％～８％に維持されればよい。

【0015】

本発明の鋼のケイ素含有量は０．２％～１．２％である。ケイ素は、本発明の鋼の固溶体強化剤である。さらに、ケイ素は、セメンタイトの析出を遅らせ、セメンタイトの形成も制限するが、多くの場合、セメンタイトの形成を完全に排除することはできない。ＳｉはＣをオーステナイトの固溶体中に保つので、Ｍｓ温度は室温未満に低下する。したがって、Ｓｉは室温において残留オーステナイトの形成を助ける。しかしながら、Ｓｉの含有量が１．２％を超えると、本発明の鋼に悪影響を及ぼす表面欠陥などの問題が生じる。したがって、１．２％を上限として濃度を制御する。本発明の好ましい含有量は、０．３％～１％、より好ましくは０．４％～０．８％に維持されればよい。

【0016】

アルミニウムは必須元素であり、鋼中に０．９％～２．５％存在する。アルミニウムはアルファ生成元素であり、変態区間（ｉｎｔｅｒ－ｃｒｉｔｉｃａｌ）温度範囲を増加させ、それによって本発明の鋼に強度及び靱性を提供するためには、最低０．９％のアルミニウムが必要である。アルミニウムはまた、本発明の鋼を清浄化するために鋼の溶融状態から酸素を除去するために使用され、また酸素が気相を形成するのを防止する。しかし、アルミニウムが２．５％を超える場合はいつでも、ブレークアウトなどのスラブ上の表面欠陥のために鋳造を行うことが困難である。したがって、アルミニウムの存在の好ましい範囲は、１％～２．３％であり、より好ましくは１％～２％である。

【0017】

本発明の鋼のリン含有量は０％～０．０３％である。リンは、特に結晶粒界に偏析する、又はマンガンと共偏析する傾向があるため、熱間延性及び靱性を低下させる。これらの理由から、その含有量は０．０２％に制限され、好ましくは０．０１５％未満である。

【0018】

硫黄は必須元素ではないが、不純物として鋼中に含まれていてもよく、本発明の観点から、硫黄の含有量は可能な限り少ないことが好ましいが、製造コストの観点から０．０３％以下である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合、特に本発明の鋼に有害なマンガンと結合して硫化物を形成するため、０．０１％未満が好ましい。

【0019】

材料の経年劣化を回避し、鋼の機械的特性に有害な凝固中の窒化物の析出を最小限に抑えるために、窒素は０．０２５％に制限される。したがって、窒素の好ましい上限は０．０２％であり、より好ましくは０．００５％である。

【0020】

モリブデンは、本発明の鋼の０％～０．６％を構成する任意選択の元素である。モリブデンは焼入れ性を高め、それにより、本発明の鋼がより厚いゲージに対して目標とする特性を達成することを可能にし、チタン及びホウ素と組み合わせて使用すると、本発明の鋼の靱性を改善する。焼入れ性を高めるのに有益であるためには、最低０．１％のモリブデンが必要である。しかしながら、モリブデンの添加は合金元素の添加コストを過度に増加させるので、経済的理由からその含有量は０．６％に制限される。モリブデンの好ましい限度は０％～０．４％であり、より好ましくは０％～０．３％である。

【0021】

チタンは任意選択の元素であり、本発明の鋼の０％～０．１％で存在する。チタンは、炭化物を形成し、第１の焼鈍し中に粒径を制御することにより、本発明の鋼に強度を付与する。しかし、チタンが０．１％を超えて存在するときはいつでも、チタンは本発明の鋼に過剰な強度及び硬度を付与し、目標限界を超えて靱性を低下させる。チタンの好ましい限界は０％～０．０９％であり、より好ましい限界は０％～０．０８％である。

【0022】

ホウ素は本発明の鋼に対して任意選択の元素であり、０．０００１％～０．０１％で存在し得る。ホウ素は、チタン及びモリブデンと共に添加されると、本発明の鋼に靱性を付与する。

【0023】

クロムは、本発明の任意選択の元素である。本発明の鋼中に存在し得るクロム含有量は０％～０．５％である。クロムは鋼に焼入れ性を与える元素であるが、０．５％を超えるクロムの含有量はマンガンとの中心共偏析をもたらす。

【0024】

ニオブは、本発明の任意選択の元素である。ニオブ含有量は、０％～０．１％で本発明の鋼中に存在してもよく、炭化物又は炭窒化物を形成して、析出強化によって本発明の鋼に強度を付与するために本発明の鋼中に添加される。ニオブはまた、第１の焼鈍し中に粒径を制御する。好ましい限界は０％～０．０５％である。

【0025】

バナジウムは、本発明の鋼の０％～０．１５％で存在し得る任意選択の元素である。バナジウムは、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって鋼の強度を高めるのに有効であり、経済的理由により上限は０．１５％であり、バナジウムが０．１５％を超えて存在しても、本発明の鋼には大きな利益をもたらさない。

【0026】

ニッケルは、本発明の鋼の強度を高め、靱性を向上させるために、任意選択の元素として０％～１％の量で添加されてもよい。このような効果を得るためには、最低０．０１％が好ましい。しかしながら、ニッケルの含有量は、経済的実行可能性のために１％に制限される。

【0027】

本発明の鋼の強度を高め、耐食性を向上させるために、任意選択の元素として銅を０％～１％添加してもよい。このような効果を得るためには、最低０．０１％が好ましい。しかし、その含有量が１％を超えると、熱間圧延工程中の銅赤熱脆性などの問題を引き起こす可能性がある。

【0028】

本発明の鋼中のカルシウム含有量は０．００５％未満である。本発明の鋼には、特に介在物（ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）処理の際に、任意選択元素としてカルシウムを０．０００１～０．００５％の好ましい量で添加し、それによって、硫黄の有害な影響を抑制する。

【0029】

マグネシウムなどの他の元素は、以下の重量比、マグネシウム≦０．００１０％で添加することができる。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は、凝固中に結晶粒を微細化することを可能にする。

【0030】

鋼の組成の残部は、鉄及び加工から生じる必然的不純物からなる。

【0031】

鋼のミクロ組織は、全ミクロ組織の面積分率でいくつかの構成要素を含む。

【0032】

焼戻しマルテンサイトは、本発明の鋼中に少なくとも６０％の割合で存在し、焼戻しマルテンサイトは、本発明の鋼のマトリックス相である。本発明の鋼の焼戻しマルテンサイトは、好ましくは４～１２、より好ましくは５～１１のアスペクト比を有する。アスペクト比は、単一粒子内の最長寸法と最短寸法との比である。焼戻しマルテンサイトは、第１の焼鈍し後の冷却中に形成されるマルテンサイトから形成される。次いで、このようなマルテンサイトは、焼鈍し工程中に焼戻しされる。本発明の鋼の焼戻しマルテンサイトは、延性及び強度を付与する。焼戻しマルテンサイトの含有量は、全ミクロ組織の面積分率で６５％～８４％、より好ましくは７０％～８０％であることが好ましい。

【0033】

フレッシュマルテンサイトもまた、本発明の鋼中に任意選択的に存在することができる。フレッシュマルテンサイトは、残った不安定な残留オーステナイトから焼鈍し後の冷却中に形成され得る。フレッシュマルテンサイトは０％～１５％、好ましくは０～１０％で存在することができるが、フレッシュマルテンサイトが存在しないことがさらに良好である。

【0034】

残留オーステナイトは、本発明の鋼の必須のミクロ組織成分であり、１５％～４０％存在する。本発明の残留オーステナイトは、本発明の鋼に靱性を付与する。本発明の残留オーステナイトは、マンガン及び炭素の富化によって室温で安定化することができる。残留オーステナイト内の炭素のパーセンテージは、好ましくは０．８重量％より高く、１．１重量％より低い。残留オーステナイト中のマンガンの割合は、好ましくは５重量％超、より好ましくは５．５重量％超であることが有利である。オーステナイトの存在の好ましい限界は、１８％～３５％、より好ましくは１８％～３０％であり、オーステナイト中の好ましい炭素含有限界は、０．９重量％～１．１重量％、より好ましくは０．９５重量％～１．０５重量％である。

【0035】

ポリゴナルフェライトは、本発明の鋼の面積分率でミクロ組織の０％～１０％を構成する。本発明において、ポリゴナルフェライトは、本発明の鋼に高い強度及び伸びを付与する。ポリゴナルフェライトは、本発明の鋼における焼鈍し後の均熱及び冷却中に形成され得る。しかし、本発明の鋼中にポリゴナルフェライト含有量が１０％を超えて存在するときはいつでも、強度は達成されない。

【0036】

ベイナイトは、本発明の鋼中に０％～５％で存在し得る。５％まで、ベイナイトは、本発明の鋼の目標特性に影響を及ぼさない。

【0037】

上述のミクロ組織に加えて、熱間圧延鋼のミクロ組織が、パーライト及びセメンタイトなどのミクロ組織成分を含むことはない。合金元素、例えば、ニオブ、チタン、バナジウム及び鉄の炭化物は、０％～５％の累計量で本発明の鋼中に存在し得る。これらの炭化物は、析出強化によって本発明の鋼の強度を高めることができるが、炭化物の存在が５％以上であるときはいつでも、それらの析出は部分的に炭素量を消費し、これは残留オーステナイトの安定化に有害であり、存在する鋼は十分な靱性を有さない可能性がある。

【0038】

本発明による熱間圧延鋼は、任意の適切な方法によって製造することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造物を提供することからなる。鋳造は、インゴットにするか、又は厚いスラブ、薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態で連続的に、すなわちスラブの場合の約２２０ｍｍ～３５０ｍｍから、薄いストリップの場合の数十ミリメートルまで下がった範囲の厚さで行うことができる。

【0039】

例えば、上記化学組成を有するスラブは、連続鋳造により製造される。連続鋳造工程によって提供されるスラブは、連続鋳造後に高温で直接使用することができ、又は最初に室温まで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱することができる。

【0040】

スラブは、Ａｃ３＋５０℃～１３００℃の温度に再加熱される。スラブの温度が少なくともＡｃ３＋５０℃未満である場合、過剰な負荷が圧延機に課される。したがって、スラブの温度は、オーステナイト域で熱間圧延を完全に完了することができるように十分に高い。１３００℃を超える温度での再加熱は、生産性の損失を引き起こし、また工業的に高価であり、一部の偏析部分が溶融し、スラブの破損又はスラブの割れにつながる可能性があるため、回避しなければならない。したがって、好ましい再加熱温度は、Ａｃ３＋１００℃～１２８０℃である。

【0041】

本発明の熱間圧延仕上げ温度は、少なくともＡｃ３であり、好ましくはＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃、より好ましくは８４０℃～１０００℃、さらにより好ましくは８５０℃～９９０℃である。

【0042】

次いで、熱間圧延鋼は、熱間圧延仕上げ温度からＭｓ～２０℃の温度範囲まで１℃／秒～５０℃／秒の冷却速度で冷却されて、熱間圧延鋼ストリップが得られる。好ましい実施形態では、この冷却ステップの冷却速度は、１℃／秒～４５℃／秒、より好ましくは２５℃／秒～４０℃／秒である。

【0043】

熱間圧延ストリップは、任意選択的に巻取られてもよく、巻取り温度は２０℃～８００℃の間である。熱間圧延鋼は、Ｍｓ～２０℃の温度範囲から、第１の焼鈍し温度ＴＡ１であるＡｃ３～Ａｃ３＋１５０℃、好ましくはＡｃ３～Ａｃ３＋１２０℃、より好ましくはＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃まで加熱され、このような加熱は少なくとも１℃／秒の加熱速度ＨＲ１で行われる。熱間圧延鋼ストリップをＴＡ１で５秒間～６０００秒間保持して、１００％オーステナイトへの変態を確実にする。

【0044】

次に、熱間圧延鋼は、ＴＡ１から冷却を開始して、０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ１でＭｓ－１０℃～１５℃の範囲の冷却停止温度Ｔ１まで冷却される。好ましい実施形態では、このような冷却のための冷却速度ＣＲ１は、０．１℃／秒～１２０℃／秒である。好ましいＴ１温度は、Ｍｓ－５０℃～２０℃である。均熱後の冷却のための冷却速度は、オーステナイトのマルテンサイトへの変態を得るために十分に高くなければならない。第１の焼鈍し後の冷却速度は、Ｔ１で熱間圧延ストリップ中に少なくとも８０％のマルテンサイトを確保するように選択される。

【0045】

熱間圧延鋼は、温度Ｔ１から、第２の焼鈍し温度ＴＡ２である５５０℃～Ａｃ３、好ましくは６００℃～Ａｃ３－４０℃まで加熱され、そのような加熱は、少なくとも１℃／秒の加熱速度ＨＲ２で行われる。

【0046】

熱間圧延鋼をＴＡ２で５秒間～６０００秒間保持して、ミクロ組織の変態を確実にして、１０％～２５％のオーステナイトを形成する。

【0047】

次に、熱間圧延鋼は、ＴＡ２から冷却を開始して、０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ２でＭｓ－１０℃～１５℃の範囲内の冷却停止温度Ｔ２まで冷却される。好ましい実施形態では、このような冷却のための冷却速度ＣＲ２は、０．１℃／秒～１２０℃／秒である。好ましいＴ２温度は、Ｍｓ－２０℃～２０℃である。均熱後の冷却速度は、焼鈍し後の冷却中に残留オーステナイトを安定化するのに十分な量の炭素が利用できるように、オーステナイトのベイナイトへの変態を回避するために十分に高くなければならない。この冷却中、フレッシュマルテンサイトは、いくつかの残留不安定オーステナイトから形成され得る。

【0048】

その後、熱間圧延鋼を０．１℃／秒～１５０℃／秒の冷却速度ＣＲ３で室温まで冷却し、熱間圧延鋼板を得る。このようにして得られた熱間圧延鋼板は、好ましくは２ｍｍ～１００ｍｍ、より好ましくは２ｍｍ～８０ｍｍ、さらにより好ましくは２ｍｍ～５０ｍｍの厚さを有する。

【実施例】

【0049】

本明細書に提示される以下の試験、実施例、図的例示及び表は、本質的に非限定的であり、例示のみを目的として考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示すものである。

【0050】

異なる組成の鋼で作られた鋼板を表１にまとめ、これらの鋼板は、それぞれ表２に規定された工程パラメータに従って製造される。その後、表３は試験中に得られた鋼板のミクロ組織をまとめ、表４は得られた特性の評価結果をまとめている。Ａｃ３及びＭｓ温度は、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｒ）などのソフトウェアを使用して行われる熱力学的計算によって決定される。

【0051】

【表1】

【0052】

【表2】

【0053】

表３
表３は、本発明の鋼及び参照試験の両方のミクロ組織組成を決定するために、ＳＥＭ、ＥＰＭＡ、ＥＢＳＤ、ＸＲＤ、又は任意の他の顕微鏡などの異なる顕微鏡で規格に従って行われた試験の結果をまとめたものである。炭化物の面積分率は、２％ Ｎｉｔａｌエッチング溶液中で１０秒間エッチングした後の研磨試料について測定し、ＳＥＭによって観察する。ポリゴナルフェライト及び焼戻しマルテンサイトはＥＢＳＤを使用して測定し、この電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）は、サブミクロン分解能で結晶方位を測定するためのＳＥＭベースの技術である。電子ビームを、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）において７０°傾斜させた試料に集束させる。一群の平面についてブラッグ条件を満たす電子は、チャネル化され、菊池バンドを誘導する。電子は蛍光体スクリーンに当たり、光を生成し、これはカメラによって検出されデジタル化される。結果として得られるＥＢＳパターンが解析され、インデックス化される。この工程は、解析された各点について実現される。所与の鋼試料について、１０００倍の倍率に対応する少なくとも４つの画像のＥＢＳＤ解析により、ポリゴナルフェライト及び焼戻しマルテンサイト微細成分、それらの位置及び面積百分率を特定することができる。残留オーステナイト面積分率は、表３に示すＸＲＤを使用して測定される。

【0054】

結果は、面積分率で本明細書に明記される。

【0055】

【表3】

【0056】

Ｉ４試料は１％の炭化ニオブを含み、Ｒ１試料は２％の炭化鉄を含む。試料は、いかなるフレッシュマルテンサイト又はベイナイト成分も含有していなかった。

【0057】

表４
表４は、本発明の鋼及び参照鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強度、降伏強度及び全伸びを決定するために、ＮＢＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１規格に従って、引張試料タイプＡ２５を用いて引張試験を行う。靱性は、ＩＳＯ １４８－１に従って行われるシャルピー試験によって試験される。本発明の鋼及び参照鋼に対して行われる全ての測定は、長手方向（ＬＤ）に取られた鋼板に対して行われる。規格に従って行われた様々な機械的試験の結果をまとめている。

【0058】

【表4】

Ｉ＝本発明による；Ｒ＝参照；下線付き値：本発明によらない。

【国際調査報告】