特表 2025-504534 熱間圧延高強度鋼ストリップ

(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】2025-02-12

(54)【発明の名称】熱間圧延高強度鋼ストリップ

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20250204BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20250204BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20250204BHJP

   C22C 18/04 20060101ALN20250204BHJP

   C22C 18/00 20060101ALN20250204BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301W

C21D9/46 U

C21D9/46 T

C22C38/58

C22C18/04

C22C18/00

【審査請求】未請求

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024543993

(86)(22)【出願日】2023-01-20

(85)【翻訳文提出日】2024-09-24

(86)【国際出願番号】 EP2023051306

(87)【国際公開番号】W WO2023144019

(87)【国際公開日】2023-08-03

(31)【優先権主張番号】22153227.8

(32)【優先日】2022-01-25

(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】500252006

【氏名又は名称】タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ

【氏名又は名称原語表記】ＴＡＴＡ ＳＴＥＥＬ ＩＪＭＵＩＤＥＮ ＢＶ

(74)【代理人】

【識別番号】100120031

【弁理士】

【氏名又は名称】宮嶋 学

(74)【代理人】

【識別番号】100120617

【弁理士】

【氏名又は名称】浅野 真理

(74)【代理人】

【識別番号】100172557

【弁理士】

【氏名又は名称】鈴木 啓靖

(72)【発明者】

【氏名】ロルフ、アルヤン、リーケンベルク

(72)【発明者】

【氏名】マキシム、ペーテル、アールンツ

(72)【発明者】

【氏名】アントン、ロムルス、シェザン

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA06

4K037EA11

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4K037EB05

4K037EB07

4K037EB09

4K037EB11

4K037EC04

4K037FA02

4K037FA03

4K037FA05

4K037FC04

4K037FC07

4K037FD04

4K037FD06

4K037FE02

4K037FE06

4K037GA05

(57)【要約】

本発明は、重量％で、０．０２～０．１３重量％のＣと、１．２０～３．５０重量％のＭｎと、０．１０～１．００重量％のＳｉと、０．０５～１．０重量％のＭｏと、０．０２～０．７０重量％のＡｌと、０．０４～０．２５重量％のＴｉと、０．０１０重量％以下のＮと、０．０２重量％以下のＰと、０．０１重量％以下のＳと、０．００５重量％以下のＢと、必要に応じて（１．５重量％以下のＣｕ、０．７０重量％以下のＣｒ、０．５０重量％以下のＮｉ、０．３０重量％以下のＶ、０．１０重量％以下のＮｂ）からなる群から選択される１以上の元素と、Ｆｅと、不可避的不純物とからなる組成を有する熱間圧延高強度鋼ストリップであって、該鋼ストリップは、少なくとも９５体積％のフェライトおよび最大で５体積％のマルテンサイトのミクロ組織を有し、該鋼ストリップは、１／４厚さにおいて少なくとも０．６５の方位差分布（ＭＯＤ）指数と、０～１のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する最大で５５％の面積分率と、１～５のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する少なくとも４５％の面積分率と、少なくとも１４００ ｍｍ^－１の全粒界長さ（ΣＧＢ［５°～６５°］）とを有し、該鋼ストリップは、少なくとも以下の機械的特性：少なくとも９５０ＭＰａの最大引張強さ（Ｒｍ）、少なくとも１０％の全伸び（Ａ５０）および少なくとも４０％の穴広げ率（λ）値を有する熱間圧延高強度鋼ストリップに関する。また、本発明は、上記熱間圧延鋼ストリップおよび上記熱間圧延鋼ストリップを含む自動車パーツに関する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、
０．０２～０．１３重量％のＣと、
１．２０～３．５０重量％のＭｎと、
０．１０～１．０重量％のＳｉと、
０．０５～１．０重量％のＭｏと、
０．０２～０．７０重量％のＡｌと、
０．０４～０．２５重量％のＴｉと、
０．０１０重量％以下のＮと、
０．０２重量％以下のＰと、
０．０１重量％以下のＳと、
０．００５重量％以下のＢと、
必要に応じて、
１．５重量％以下のＣｕ、
０．７０重量％以下のＣｒ、
０．５０重量％以下のＮｉ、
０．３０重量％以下のＶ、および、
０．１０重量％以下のＮｂ
からなる群から選択される１以上の元素と、
残部であるＦｅおよび不可避的不純物と
からなる組成を有する熱間圧延高強度鋼ストリップであって、
前記鋼ストリップは、少なくとも９５体積％のフェライトおよび最大で５体積％のマルテンサイトのミクロ組織を有し、
前記鋼ストリップは、
１／４厚さにおいて少なくとも０．６５の方位差分布（ＭＯＤ）指数と、
０～１のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する最大で５５％の面積分率と、
１～５のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する少なくとも４５％の面積分率と、
少なくとも１４００ １／ｍｍの全粒界長さ（ΣＧＢ［５°～６５°］）と
を有し、
前記鋼ストリップは、少なくとも以下の機械的特性：
少なくとも９５０ＭＰａの最大引張強さ（Ｒｍ）、
少なくとも１０％の全伸び（Ａ５０）、および、
少なくとも４０％の穴広げ率（λ）値
を有する、前記熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項2】

前記鋼ストリップが、少なくとも９８体積％のフェライト、好ましくは少なくとも９９体積％のフェライトを有する、請求項１に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項3】

前記鋼ストリップのミクロ組織全体が、０．２～４体積％、好ましくは０．２～３体積％、より好ましくは０．２～２体積％のマルテンサイトを有する、請求項１または２に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項4】

前記ミクロ組織が、少なくとも０．８０の方位差分布（ＭＯＤ）指数、より好ましくは少なくとも０．８３のＭＯＤ指数を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項5】

前記ミクロ組織が、少なくとも１５００ １／ｍｍの全粒界長さ（ΣＧＢ［５°～６５°］）を有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項6】

前記組成が、０．４５～２．２、好ましくは０．５５～２．１の範囲の、

【数1】

［式中、Ｔｉ＿ｓｏｌは、

【数2】

と定義される。］
を有する、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項7】

前記鋼ストリップが、０．１０～０．８０重量％の範囲、好ましくは０．２５～０．８０重量％の範囲、より好ましくは０．３０～０．８０重量％の範囲のＭｏ含有率を有する、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項8】

前記鋼ストリップが、０．１０重量％以下、好ましくは０．０５０重量％以下、より好ましくは０．０３重量％以下のＣｒ含有率を有する、請求項１～７のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項9】

前記鋼ストリップが、０．０５～０．３０重量％、好ましくは０．０５～０．３０重量％、より好ましくは０．０８～０．２０重量％の範囲のＶ含有率を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項10】

前記鋼ストリップが、１．４０～２．４０重量％、好ましくは１．４０～２．２０重量％の範囲のＭｎ含有率を有する、請求項１～９のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項11】

前記鋼ストリップが、４５ｍｍ未満、好ましくは４０ｍｍ未満の平均総亀裂長さ（ＡＴＣＬ）を有する、請求項１～１０のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項12】

前記鋼ストリップが、金属コーティング層、好ましくはＺｎ層、Ｚｎ基合金層およびＡｌ基合金層を含んでなる群から選択される金属コーティング層を備える、請求項１～１１のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップ。

【請求項13】

請求項１～１２のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・スラブを鋳造した後、固化されたスラブを１０５０℃～１２６０℃の温度に再加熱してスラブを熱間圧延するか、あるいは、スラブまたはストリップを鋳造した後、直ぐに、スラブまたはストリップを熱間圧延する工程；
・鋼スラブまたはストリップを熱間圧延し、８２０℃～９４０℃、好ましくは８５０℃～９４０℃、かつ、鋼のＡｒ３温度より高い仕上げ圧延温度で、熱間圧延を仕上げる工程；
・熱間圧延された鋼ストリップを、２０～２５０℃／秒、好ましくは４０～２００℃／秒のランアウト冷却速度で、５６０℃～６２０℃のランアウトテーブル温度に加速冷却する工程；
・５５０℃～６００℃、好ましくは５５０℃～５９５℃、より好ましくは５５０℃～５９０℃の温度で、熱間圧延および冷却されたストリップを巻き取る工程；
・巻き取られた熱間圧延鋼ストリップを、周囲温度に更に冷却する工程；
・熱間圧延鋼ストリップを酸洗する工程
を含む、前記方法。

【請求項14】

酸洗された熱間圧延鋼ストリップが、金属コーティング層、好ましくはＺｎ層、Ｚｎ基合金層およびＡｌ基合金層を含んでなる群から選択され、好ましくはヒートトゥコートまたは溶融めっきによって形成される金属コーティング層を備える、請求項１３に記載の方法。

【請求項15】

請求項１～１２のいずれか一項に記載の熱間圧延高強度鋼ストリップを含む、あるいは、請求項１３または１４に記載の方法により得られる、自動車部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、熱間圧延高強度鋼ストリップ、特に、自動車部品における使用に適する熱間圧延高強度鋼ストリップに関する。また、本発明は、上記熱間圧延高強度鋼ストリップの製造方法に関する。更に、本発明は、熱間圧延高強度鋼ストリップを含む自動車部品に関する。

【背景技術】

【0002】

熱間圧延（ＨＲ）鋼ストリップの強度が増加するとともに、加工性は低下することは、周知である。輸送および自動車用途におけるＨＲ鋼の応用の主要な領域は、シャーシおよびサスペンション（Ｃ＆Ｓ）である。他の領域としては、トラックのフレームレール、バンパービームまたは電気自動車のバッテリーボックスが挙げられる。これらの応用のために用いられるＨＲ鋼の典型的厚さは、４．５ｍｍ未満である。１２ｍｍ以下などのより厚いゲージのＨＲ鋼ストリップは、クレーンブームなどのエンジニアリング用途または大型トラックのフレームのための輸送用途において用いられる。重量削減の視点から、鋼ストリップのゲージを減少させるために、より高強度の鋼が上記応用に用いられるべきであることが絶対必要である。したがって、通常９５０ＭＰａを超える最大引張強さ（Ｒｍ）を有する超高強度鋼は、この目的のために有用であろう。ＨＲ鋼のこれらの応用は、一致させることが難しい機械的特性を必要とする。高強度に加えて、これは熱間加工と比較してエネルギー効率の良い製造経路であるので、鋼ストリップは、例えば、冷間加工により部品を作製するための優れた加工性も有するべきである。更に、優れた衝撃および破壊靱性またはエネルギー吸収能も、バンパービーム、バッテリーハウジング、クレーンブームまたはフレームレールの様な用途に必要である。部品のアセンブリのため、優れた溶接性も必要である。しかしながら、鋼の引張強さが増加すると、加工性パラメータは減少する。加工性は、伸ばし、曲げ、絞りおよびフランジ加工などのいくつかの機械的操作中の材料挙動の組合せとして見られる鋼板に関する一般的な用語である。部品形状に応じて、材料の２以上の属性のいずれかまたは組合せは、板金加工中重要である。

【0003】

部品軽量化のため、一般的アプローチは、高強度鋼を適用することおよび軽量化のため用いられる鋼ストリップの厚さを減らすことである。しかしながら、これは、剛性の低下をもたらす可能性があり、自動車部品のいくつかの用途では望ましくない。自動車部品の製造に用いられる鋼ストリップの厚さの減少による本質的な剛性低下を、部品形状の最適化、例えば、より深いフランジまたは伸びもしくは曲げの程度を増やしたフランジの作製により取り戻すことができる。形状の最適化による部品剛性向上を可能にするため、高強度鋼ストリップは、引張伸びおよび穴広げ能力に関して優れた加工性を要する。

【0004】

グローバル加工性（例えば、引張伸び）と局所的加工性（例えば、穴広げ能力またはＨＥＣ）との間の従来の制約から、高レベルの両加工性モードを用いて抜け出す単相析出強化フェライト高強度鋼は、特定の条件下、例えば圧縮下において、低い破壊靱性値および増加したエッジ亀裂感度を有する可能性があり、せん断縁疲労を損なうせん断中の不安定な脆性破壊挙動および層間剥離に対する感度を増加させる傾向がある。

【0005】

特許文献ＥＰ１６１６９７０Ａ１は、１１５０～１３００℃の範囲の温度において、重量％で、０．０４～０．１５％のＣ、１．５％以下のＳｉ、０．５～１．６％のＭｎ、０．０４％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．０４％以下のＡｌ、０．０３～０．１５％のＴｉ、０．０３～０．５％のＭｏ（いずれも質量基準）、ならびに、残部であるＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを再加熱する工程；再加熱された鋼スラブをＡｒ３変態温度以上の仕上げ温度で熱間圧延鋼板に熱間圧延する工程；熱間圧延鋼板を２０℃／秒以上の平均冷却速度で７００～８５０℃の範囲の温度に第一冷却する工程；第一冷却された鋼板を１秒超の間６８０℃以上の温度に保持する工程；鋼板を３０℃／秒以上の平均冷却速度で５５０℃以下の温度に第二冷却した後、鋼板を巻き取る工程を含む高強度熱間圧延鋼板の製造方法を開示する。好ましくは、熱間圧延鋼板は、７００～８５０℃の範囲の温度、かつ、（ＳＲＴ／３＋３００）～（ＳＲＴ／８＋７００）℃の範囲の温度に第一冷却され、ここで、ＳＲＴは鋼スラブの再加熱温度を表す。ＥＰ１６１６９７０Ａ１の実施例において、これは、実際に、６６７～８６０℃の範囲の温度の第一保持につながる。処理条件は、析出物を含むフェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの第二相と、他の相とからなるミクロ組織が得られるような条件であり、析出物を含むフェライトのパーセンテージは４０～９５％であり、他の相のパーセンテージは５％以下である。

【0006】

特許文献ＥＰ１３３８６６５Ａ１は、重量％で、０．０６％以下のＣ、０．５％以下のＳｉ、０．５～２．０％のＭｎ、０．０６％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．１％以下のＡｌ、０．００６％以下のＮ、０．０５～０．６％のＭｏ、０．０２～０．１０％のＴｉ、および、残部Ｆｅから本質的になり、０．８≦（Ｃ／１２）／［（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）］≦１．３の式を満足する鋼スラブを製造する工程；Ａｒ３変態点以上の温度で鋼スラブを熱間圧延することにより熱間圧延鋼板を製造する工程；５５０～７００℃の温度で熱間圧延鋼板を巻き取る工程を含む高強度熱間圧延鋼板の製造方法を開示する。処理条件は、フェライト組織単相と、ＴｉおよびＭｏを含む複合炭化物である微細析出物とのマトリックスから本質的になるミクロ組織が得られるような条件であり、上記微細析出物は、１０ｎｍ未満の結晶粒度を有し、５×１０^４／ｍ^３以上の単位体積当たりの数で、上記マトリックス中に分散する。

【0007】

高い加工性を有し、低い亀裂感度を有する熱間圧延高強度鋼ストリップに対する需要がある。

【発明の概要】

【0008】

本明細書において認識されるように、合金組成または好ましい合金組成のいずれの記載に関しても、別段規定される場合を除き、全ての％は重量％である。

【0009】

本明細書において、合金添加の組成範囲または量を説明するために用いられる用語「約（about）」は、合金添加の実際の量が、当業者が理解するように標準的処理変動などの因子のために名目の意図される量から変動する可能性があることを意味する。

【0010】

本明細書において用いられる用語「以下（up to）」および「約・・・以下（up to about）」は、これに限定されないが、それが表す特定の合金成分の０重量％の可能性を明示的に含む。例えば、０．０３％以下のＣｒは、Ｃｒを全く有しない鋼ストリップの組成を含み得る。

【0011】

本発明の目的は、高い穴広げ能力（hole-expansion capacity）とともに、高い全伸び（total elongation）（Ａ５０またはＡ８０）を有する熱間圧延高強度鋼ストリップを提供することである。

【0012】

本発明の目的は、高い穴広げ能力および低い亀裂感度（crack sensitivity）、特に低いエッジ亀裂感度（edge-crack sensitivity）とともに、高い全伸び（Ａ５０またはＡ８０）を有する熱間圧延高強度鋼ストリップを提供することである。

【0013】

本発明の別の目的は、全伸びと、穴広げ能力と、低い亀裂感度、特に低いエッジ亀裂感度との改良されたバランスを有する熱間圧延高強度鋼ストリップの製造方法を提供することである。

【0014】

これらのおよび他の目的ならびに更なる利点は、重量％で、
０．０２～０．１３重量％のＣと、
１．２０～３．５０重量％のＭｎと、
０．１０～１．０重量％のＳｉと、
０．０５～１．０重量％のＭｏと、
０．０２～０．７０重量％のＡｌと、
０．０４～０．２５重量％のＴｉと、
０．０１０重量％以下のＮ（１００ｐｐｍ）、好ましくは０．００６５重量％以下のＮ（６５ｐｐｍ）と、
０．０２重量％以下のＰ、好ましくは０．０１５重量％以下のＰと、
０．０１重量％以下のＳ、好ましくは０．００２５重量％以下のＳ（２５ｐｐｍ）と、
０．００５０重量％以下のＢ（５０ｐｐｍ）、好ましくは０．００３０重量％以下のＢ（３０ｐｐｍ）と、
必要に応じて、
１．５重量％以下のＣｕ、好ましくは０．６重量％以下のＣｕ、より好ましくは０．１０重量％以下のＣｕ、
０．７０重量％以下のＣｒ、好ましくは０．４０重量％以下のＣｒ、より好ましくは０．２５重量％以下のＣｒ、
０．５０重量％以下のＮｉ、好ましくは０．３重量％以下のＮｉ、より好ましくは０．１０重量％以下のＮｉ、
０．３０重量％以下のＶ、好ましくは０．２０重量％以下のＶ、および、
０．１０重量％以下のＮｂ、好ましくは０．０３重量％以下のＮｂ
からなる群から選択される１以上の元素と、
残部であるＦｅならびに製鉄および製鋼プロセスから生じる不可避的不純物と
からなる組成を有する熱間圧延高強度鋼ストリップであって、
鋼ストリップは、少なくとも９５体積％のフェライトおよび最大で５体積％のマルテンサイト、好ましくは少なくとも０．２体積％のマルテンサイトのミクロ組織を有し、
鋼ストリップは、
１／４厚さにおいて少なくとも０．６５の方位差分布（Misorientation Distribution：ＭＯＤ）指数と、
０～１のカーネル平均方位差（Kernel Average Misorientation：ＫＡＭ）を有する最大で５５％の面積分率と、
１～５のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する少なくとも４５％の面積分率と、
少なくとも１４００ １／ｍｍの全粒界長さ（total grain boundary length）（ΣＧＢ［５°～６５°］）と
を有し、
鋼ストリップは、少なくとも以下の機械的特性：
少なくとも９５０ＭＰａ、好ましくは少なくとも９６０ＭＰａ、より好ましくは少なくとも９８０ＭＰａの最大引張強さ（ultimate tensile strength）（Ｒｍ）；
少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１４％の全伸び（total elongation）（Ａ５０）、および、
少なくとも４０％の穴広げ率（hole expansion ratio）（λ）値
を有する、熱間圧延高強度鋼ストリップを提供する本発明により達成される。

【0015】

本発明によれば、ミクロ組織とともに、これらの狭い合金組成範囲を有する熱間圧延鋼ストリップが、高強度（Ｒｍ）と、全伸び（Ａ５０）と、穴広げ率との改良されたバランスを提供することが判明した。鋼ストリップのミクロ組織が、加工操作においてエッジ亀裂感度の低下させることも、本発明の重要な発見である。低下された亀裂感度、特に低下されたエッジ亀裂感度を、本明細書に記載の測定方法に従って平均総亀裂長さ（average total crack length：ＡＴＣＬ）で客観的に表すことができる。本発明による鋼ストリップは、好ましい実施形態では、４５ｍｍ未満のＡＴＣＬ、最良の例では、４０ｍｍ未満のＡＴＣＬを有する。

【図面の簡単な説明】

【0016】

【図1】図１Ａ～図１Ｅは、絞りカップのための一般的円筒深絞り試験を用いた鋼ストリップ製品の平均総亀裂長さ（ＡＴＣＬ）の決定方法のいくつかの特徴を示す。

【図2】図２Ａは、厚い鋳造鋼スラブを処理するための熱間圧延機の概略図を示し、図２Ｂは、直接圧延機を有する薄スラブ鋳造設備を示す。

【発明を実施するための形態】

【0017】

鋼ストリップの一実施形態では、降伏強さ（yield strength）（Ｒｐ）は、少なくとも８００ＭＰａ、好ましくは少なくとも８５０ＭＰａである。鋼ストリップの一実施形態では、鋼ストリップは、最大で９６０ＭＰａ、好ましくは最大で９５０ＭＰａの降伏強さ（Ｒｐ）を有する。

【0018】

鋼ストリップは、少なくとも９５０ＭＰａの最大引張強さ（Ｒｍ）を有する。鋼ストリップの一実施形態では、鋼ストリップは、少なくとも９６０ＭＰａ、好ましくは少なくとも９８０ＭＰａの最大引張強さを有する。

【0019】

鋼ストリップは、少なくとも１０％、好ましくは少なくとも１４％の全伸び（Ａ５０）を有する。

【0020】

本発明の鋼ストリップで要求されるミクロ組織は、狭い組成範囲により、ならびに、製造過程、ランアウトテーブル（run-out table：ＲＯＴ）での鋼ストリップの加速冷却、および、特に巻取り温度（ＣＴ）のための狭い操作ウインドウ（operating window）の注意深い制御により、達成される。

【0021】

本発明による鋼ストリップのミクロ組織は、チタンおよびモリブデンの炭化物析出物により、ならびに、必要に応じてバナジウムおよび／またはニオブにより析出強化された少なくとも９５体積％のフェライトと、最大で５体積％のマルテンサイトとからなり、残部は不可避量の介在物（inclusion）であり、合計は１００体積％である。一実施形態では、ミクロ組織は、少なくとも９８体積％のフェライト、より好ましくは少なくとも９９体積％を有する。本発明によれば、ある程度（some）のマルテンサイトの存在は、いずれもの亀裂先端（crack tip）を鈍らせ、亀裂伝播を減らすために好ましいと考えられる。実際、マルテンサイトは、ある微量（some traces）の残留オーステナイトを含み得るが、残留オーステナイトは好ましくは存在しない。鋼ストリップのミクロ組織は、好ましくは少なくとも０．２体積％、より好ましくは少なくとも０．３体積％のマルテンサイトを有する。好ましい実施形態では、鋼ストリップは、最大で３体積％、より好ましくは最大で２体積％のマルテンサイトを有する。

【0022】

鋼ストリップのミクロ組織全体のテクスチャー（texture）は、少なくとも０．６５、好ましくは少なくとも０．８０、より好ましくは少なくとも０．８３、最良の例では少なくとも０．９０の充分に高い方位差分布（ＭＯＤ）指数によって更に特徴付けられる。ＭＯＤ指数は、鋼ストリップの１／４厚さにおいて測定される。

【0023】

鋼ストリップのミクロ組織全体のテクスチャーは、０～１のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する最大で５５％、より好ましくは最大で５２％の面積分率、および、１～５のカーネル平均方位差（ＫＡＭ）を有する少なくとも４５％、より好ましくは少なくとも４８％の面積分率によって更に特徴付けられる。

【0024】

鋼ストリップのミクロ組織全体は、ｍｍ／ｍｍ^２あたり少なくとも１４００、すなわち、少なくとも１４００ １／ｍｍ、好ましくは少なくとも１５００ １／ｍｍの（５°～６５°）粒界長さ（ΣＧＢ）によって更に特徴付けられる。より高いΣＧＢは、所望の低い亀裂感度をもたらすより高い程度の結晶粒微細化（grain refinement）を示すとともに、例えば圧縮下において、好ましいより短いＡＴＣＬをもたらす亀裂伝播（crack propagation）の抑制（suppression）または阻止（arrest）を示す。

【0025】

炭素は、０．０２～０．１３重量％の量で存在する。充分な強度を達成するために、適切な最小のＣ含有率は、０．０４重量％、好ましい実施形態では、少なくとも０．０７０重量％である。好ましい実施形態では、Ｃ含有率は、最大で０．１２重量％であり、最終ミクロ組織の均質性に対する冷却速度の依存性の影響を抑制するために、および、高い穴広げ能力を促進するために有益である。更に、Ｃは、チタン、ニオブ（添加される場合）またはバナジウム（添加される場合）のような炭化物生成微量合金元素と組み合わせて析出強化を達成するために、および、Ｃを捕捉（scavenge）して最終ミクロ組織におけるセメンタイト形成を抑制するために必須の元素である。Ｔｉ、Ｎｂおよび／またはＶを含む他の合金元素の最適化により、実質的にセメンタイトを含まないほとんど均質なフェライトまたはベイナイト－フェライトミクロ組織を得ることが可能である。

【0026】

充分な焼入性および結晶粒微細化を達成するために、鋼ストリップは、１．２０重量％～３．５０重量％の範囲のＭｎを有する。一実施形態では、強度と、腐蝕耐性と、破壊靱性と、エッジ亀裂感度との改良されたバランスのために、Ｍｎ含有率は、１．４０重量％～２．４０重量％の範囲である。破壊靱性の改良および亀裂感度の低下に充分な結晶粒微細化を得るために、Ｍｎ含有率は、好ましくは少なくとも１．５０重量％である。一実施形態では、Ｍｎ含有率は、最大で２．２０重量％、より好ましくは最大で２．０重量％である。高すぎるＭｎ含有率は、要求される特性バランスに悪影響を与える鋳造中の偏析（segregation）をもたらす可能性がある。

【0027】

鉄格子の置換型固溶強化により鋼の強度を改良するために、ケイ素は、０．１０～１．０重量％の量で存在する。更に、Ｓｉは、炭化物析出（セメンタイトおよび他の炭化物）を抑制するために有益である。しかしながら、より高い量のＳｉが用いられる場合、鋼の溶接性およびコーティング性が劣化するため、Ｓｉの量は、好ましくは最大で０．９５重量％、好ましい実施形態では、最大で０．７０重量％、より好ましくは最大で０．６０重量％である。

【0028】

アルミニウムは、本発明による鋼においてＳｉと同等な挙動をする。アルミニウムは、炭化物析出動態を遅くし、セメンタイトの形成を抑制する。Ａｌが０．０２重量％未満である場合、炭化物生成の抑制の効果は、無視できる程度である。０．０２重量％未満のアルミニウムの値は、製鋼中の脱酸素工程からの残留物であると考えられ、したがって、約０．０２重量％の最小値が好ましい。他方では、Ａｌが０．７０重量％を超える場合、鋼の熱機械処理（スラブ再加熱、熱間圧延、巻取りなど）の間に過剰な酸化物が形成され得る。更に、Ａｌは、フェライトからオーステナイトへの変態温度を増加させ、より低温度において二相域フェライト（intercritical ferrite）が出現するため、オーステナイト相における熱間圧延を仕上げるために、より高温度における鋼の熱間圧延に対する必要性を要求する。より高い酸化の量は、より高い温度において起こり得る。これらの酸化物スケールは、熱間圧延、酸洗、コーティングおよび表面全体の外観に弊害をもたらす。更に、熱間圧延中の圧延荷重（rolling force）は、Ｓｉの存在と組み合わされてＡｌが０．７０重量％を超える場合、鋼を非常に脆性にし、熱間圧延をより困難にするようなレベルまで増加する。したがって、本発明におけるＡｌは、０．０２～０．７０重量％、好ましくは０．０２～０．６０重量％、より好ましくは０．０３０～０．５０重量％の範囲の量で存在する。

【0029】

チタンは、もう１つの必須合金元素であり、焼入性を提供し、小さいＴｉ系炭化物の形成により析出強化を提供しながらセメンタイトの形成を抑制する炭化物生成元素として機能するため、０．０４～０．２５重量％の量で存在する。しかしながら、Ｔｉは、鋼の特定の化学組成に応じて、Ｎ、ＳおよびＣと結合して窒化物および炭素硫化物も形成する。したがって、鋼中の実質的に全てのＮおよびＳと結合するために、および、鋼中のＣと結合するのに充分過剰なＴｉを有するために、少なくとも０．０４重量％のＴｉが存在する。０．２５重量％を超えるＴｉが存在する場合、熱間圧延前にスラブの再加熱中に溶解するのが難しい粗大なＴｉ窒化物、窒化炭素および炭化物が形成する可能性がある。更に、これらの粗大なＴｉ窒化物、窒化炭素および炭化物は、鋼の穴広げ能力の低下をもたらす。好ましくは０．０７～０．２２重量％のＴｉが存在する。一実施形態では、Ｔｉ含有率は、０，２０重量％を超えず、好ましくは０．１５重量％を超えず、より好ましくは０．１３重量％を超えない。

【0030】

鋼ストリップは、焼入性を得るために約０．０５重量％～１．０重量％の範囲で存在する目的のある合金元素として、Ｍｏを有する。一実施形態では、Ｍｏ含有率は、少なくとも約０．１０重量％、好ましくは少なくとも約０．２０重量％、より好ましくは少なくとも０．２５重量％、最も好ましくは少なくとも０．３０重量％である。一実施形態では、Ｍｏ含有率は、約０．８０重量％を超えず、好ましくは約０．５５重量％を超えず、より好ましくは０．４０重量％を超えない。Ｍｏの存在は、鋼ストリップの溶接性も改良し得る。

【0031】

炭化物析出物の熱安定性を向上させ、これにより、熱エイジング（例えば、鋼のコイル冷却中または後続の任意の熱加熱処理中（例えば、コーティング中または溶接中）の熱エイジング）に起因する析出物の粗大化による析出強化の損失を低減するために、下記式により重量％で表される、微量合金元素Ｎｂ、ＴｉおよびＶの総量に対するＭｏの原子比は、０．７５～１．２５の範囲に維持されることが好ましい。

【0032】

【数1】

【0033】

窒素、硫黄およびリンは、製鋼および精錬過程の結果として鋼中に存在する残留元素である。これらの量は、０．０１重量％以下のＳ、０．０２重量％以下のＰ、および、０．０１０重量％以下のＮに限定される。これらを超える量は、機械的特性、加工性、靱性および溶接性に弊害をもたらす。一実施形態では、Ｐは、０．０１５重量％以下しか存在しない。一実施形態では、Ｓは、０．００５重量％以下、より好ましくは０．００２５重量％以下しか存在しない。Ｎは、Ｔｉとともにチタン窒化物を形成し、再加熱中のオーステナイト結晶粒度制御のための分散質として機能する。しかしながら、高すぎるＮは、穴広げ能力を損ない得る過度に粗大なＴｉＮ粒子をもたらす。好ましくは、Ｎ含有率は、０．００６５重量％（６５ｐｐｍ）以下である。適切な最小Ｎ含有率は、０．００１０重量％（１０ｐｐｍ）である。

【0034】

ホウ素は、鋼ストリップの特性の所望のバランスを得るために要求されないが、０．００５重量％以下、したがって５０ｐｐｍ以下、好ましくは０．００３０重量％（３０ｐｐｍ）以下で存在し得る。Ｂは、鋼の焼入性を強化するために非常に効果的であり、これは、前共晶フェライト（pro-eutectic ferrite）が全く形成されないか、または、ほんのわずかしか形成されずに、低炭素含有率および／またはより低い冷却速度をランアウトテーブルで用いることができることを意味する。Ｂは、降伏強さを増加させるのに非常に適した合金元素でもある。

【0035】

Ｃｒは、約０．７０重量％、好ましくは０．２５重量％以下の量で鋼ストリップに添加することができ、これにより、鋼の焼入性を向上させることができる。好ましい実施形態では、鋼ストリップは、許容できる不純物元素としてＣｒを有する。実際には、これは、コーティングされていない鋼ストリップ基材の耐蝕性を損ない得るため、Ｃｒが、０．１０％以下、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３％以下で存在し得ることを意味する。

【0036】

銅は、１．５重量％以下で存在する場合、固溶強化ならびに銅析出物による析出硬化の両方により鋼の強度を向上させる。一実施形態では、Ｃｕ含有率は、０．６重量％を超えない。一実施形態では、Ｃｕは、目的のある合金元素として添加されず、０．１０重量％以下、より好ましくは０．０５重量％以下で存在し得る。約０．５０重量％以下、好ましくは０．３０重量％以下のニッケルは、衝撃靱性を向上させ、銅の存在に起因する鋼ストリップの熱間加工中に起こり得る任意の熱間脆性に対抗する。一実施形態では、Ｎｉは、目的のある合金元素として添加されず、０．３重量％以下、好ましくは０．１０重量％以下、より好ましくは０．０５０重量％以下で存在し得る。

【0037】

バナジウムは、約０．３０重量％以下、好ましくは約０．２０重量％以下、より好ましくは０．１７重量％以下の量で鋼中に存在し得る。しかしながら、Ｖは、その析出強化効果のためにＴｉを置換するために、および、バナジウム炭化物の生成によりセメンタイトの形成を回避するために、主として用いられる比較的高価な合金元素である。好ましい実施形態では、Ｖは、少なくとも０．０５重量％、より好ましくは少なくとも０．０８重量％の量で、目的をもって添加される。ＴｉがＶ析出に対して触媒効果を提供し、Ｖ析出をより効果的にするために、ＴｉおよびＶの組合せの添加が好ましい。

【0038】

ニオブは、０．１０重量％以下で鋼中に存在し得る。Ｎｂは、部分的には析出硬化により、主として結晶粒微細化により、鋼の強度を改良する。しかしながら、高い量のＮｂでは、これらの効果が飽和する。したがって、好ましくは最大で０．０８重量％、より好ましくは最大で０．０６０重量％のＮｂが存在する。Ｎｂは、むしろ高価な合金元素であるため、一実施形態では、Ｎｂは、目的をもって添加されず、不純物元素として存在し、０．０３重量％を超えず、好ましくは０．０２重量％を超えず、より好ましくは０．００５０重量％を超えない。最も好ましい実施形態では、Ｎｂは、製鉄および製鋼過程から生じる不可避的不純物である。Ｔｉを充分に高いレベルに維持することにより、加工性と、機械的特性と、改良された破壊またはエッジ亀裂特性との、目的のバランスを依然として実現しながら、Ｎｂの使用を回避できることが判明した。更に、Ｎｂは、中心線偏析（centre-line segregation）に起因する偏析および粗大なＮｂＣ粒子の形成をもたらす傾向が高く、したがって、Ｎｂの使用の回避は、穴広げ能力向上およびせん断エッジ品質向上をもたらす。

【0039】

更に、重量％で表される炭化物生成元素Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏの量が下記式を満足する場合、セメンタイトの形成が抑制され得るとともに、ミクロ組織における少ない割合（small fraction）のマルテンサイト＋残留オーステナイトの好ましい形成がより良好に制御され得ることが判明した。

【0040】

【数2】

【0041】

上記式において、Ｔｉ＿ｓｏｌは、溶体（solution）中の遊離Ｔｉの量と定義され、

【数3】

として表され、ＴｉおよびＮの量は重量％で表される。

【0042】

好ましくは、上記式の下限は、０．７５、好ましくは０．８０である。一実施形態では、セメンタイトの存在を更に抑制するために、および／または、マルテンサイトの量を制御するために、上限は、好ましくは１．８、より好ましくは１．５である。好ましい実施形態では、上記式は、０．９～１．１の範囲である。

【0043】

一実施形態では、鋼ストリップは、０．０２～０．１３重量％のＣと、１．２０～２．０重量％のＭｎと、０．１０～０．６０重量％のＳｉと、０．０１～０．７０重量％のＡｌと、０．０４～０．２５重量％のＴｉと、０．０５～０．８０重量％のＭｏと、０．１０％以下のＣｒ、好ましくは０．０５０％以下のＣｒと、０．０１０重量％以下のＮと、０．０２重量％以下のＰ、好ましくは０．０１５重量％以下のＰと、０．０１重量％以下のＳ、好ましくは０．００２５重量％以下のＳと、０．００５０重量％以下のＢと、必要に応じて（０．１０％以下のＣｕ、０．１０％以下のＮｉ、０．３０％以下のＶ、０．１０重量％以下のＮｂ、好ましくは０．０３％以下のＮｂ）からなる群から選択される１以上の元素と、残部であるＦｅならびに製鉄および製鋼過程から生じる不可避的不純物とからなる組成を有し、より好ましい範囲は、本明細書および特許請求の範囲に記載されている。

【0044】

０．２％のオフセット耐力（offset proof strength）または降伏強さ（Ｒｐ）、最大引張強さ（Ｒｍ）、一様伸び（Ａｇ）および引張伸び（Ａ５０）は、Ａ５０試験片形状（A50 specimen geometry）を用いた室温での準静的（ひずみ速度３×１０^－４秒^－１）引張試験により、ＥＮ１０００２－１／１５０ ６８９２－１に従って圧延方向に対して平行な引張試験を行うことにより決定された。引張試験片の形状は、圧延方向に５０ｍｍゲージ長さ、幅１２．５ｍｍおよび最終ゲージに応じた厚さであった。０．２％オフセット歪（offset strain）における鋼の強度は、降伏強さ（ＲｐまたはＹＳ）として測定される。最大引張強さに対する降伏強さの比（Ｒｐ／Ｒｍ）は、降伏比として表される。

【0045】

鋼ストリップの伸びフランジ性（stretch-flangeability）または穴広げ能力（ＨＥＣ）は、穴広げ試験により決定された。寸法９０ｍｍ×９０ｍｍ×ストリップの最終厚さの試験片は、巻き取られたままの鋼から切り出された。直径１０ｍｍの穴が、試験片の中央部にパンチングされ、ＩＳＯ／ＴＳ１６６３０：２００３（Ｅ）標準に従って穴広げ試験が行われた。サンプルの穴広げ試験は、上向きバーリングで行われた。６０°の円錐パンチが下から押し上げられ、厚さ方向の亀裂が形成された場合に穴の直径ｄ_ｆが測定された。穴広げ率λは、ｄ_０＝１０ｍｍとし、下記式を用いて算出された。

【0046】

【数4】

【0047】

上記機械的試験の全てについて、少なくとも３試験片が、各条件で試験され、それらの平均値が本明細書で報告されている。

【0048】

工業的適用と同様な状況において亀裂形成の感度（susceptibility）を評価するために、平均総亀裂長さ（ＡＴＣＬ）が用いられる。ＡＴＣＬパラメータは、パンチ、絞り型およびブランクホルダを用いた一般的実験室円筒深絞り試験（common laboratory cylindrical deep drawing test）で決定される。この試験において、パンチは、５０ｍｍの直径および７ｍｍのパンチ半径を有する。ダイは、６２ｍｍの直径および８ｍｍの半径を有する。このセットアップの概略を図１Ｂに示す。内径は、形成されたカップのエッジが自由に動くことが可能となるように充分に大きい。クリアランス、すなわち、パンチ壁とダイ壁との距離は、６ｍｍである。ブランクホルダ力は、５０ｋＮに設定される。ブランクは四角形であり、９０×９０ｍｍである。四角形の４つの角は、図１Ａに示されるように、２対角線の方向に１０ｍｍ切断される。円筒深絞り試験の初期段階の間に、ブランクのエッジにおける４領域は、絞り中の高い局所的圧縮応力による塑性変形を受ける。この結果、エッジの局所的しわ（wrinkling）が生じる。試験の最後およびブランクホルダ力の解放時に、形成された円筒カップのこれらの領域がブランクホルダとの接触を失い始めるため、４圧縮領域は、スプリングバック（spring back）による逆荷重（reverse loading）を受ける。このスプリングバックによる逆荷重は、圧縮およびしわ形成された絞りカップの４領域における亀裂の核生成および成長をもたらし得る（例えば、図１Ｅ参照）。亀裂は、鋼ストリップの全厚さを貫通して、絞りカップの両側、すなわち、内側および外側で視認可能であるか、または、絞りカップの両側のうちの一方でのみ視認可能である可能性がある。深絞りカップの４圧縮エッジの内側および外側における全ての視認可能な亀裂の長さ（図１Ｄに示す）は、スケールグリッドを備える１０倍の拡大鏡を用いて測定される。カップ壁の内側および外側における全ての観察可能な亀裂の長さの合計が、４絞りカップのうち３つについて平均され、平均総亀裂長さ（ＡＴＣＬ）として報告され、ｍｍの単位で表される。

【0049】

鋼ストリップのミクロ組織は、電子線後方散乱回折法（Electron Back Scatter Diffraction：ＥＢＳＤ）によって分析された。ＥＢＳＤは、当技術分野において周知の技術であり、様々な成分の面積または体積分率の定量も順次可能とする。ＥＢＳＤ測定は、導電性樹脂中に封入され、１μｍまで機械的に研磨された、圧延方向に平行な横断面（ＲＤ－ＮＤ平面）上で行われた。完全に歪みのない面を得るために、仕上げ研磨工程が、コロイド状シリカ（ＯＰＳ）を用いて行われた。

【0050】

ＥＢＳＤ測定に用いられた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）は、電界放射型電子銃（ＦＥＧ－ＳＥＭ）およびＥＤＡＸ ＰＥＧＡＳＵＳ ＸＭ４ ＨＩＫＡＲＩ ＥＢＳＤシステムを備えるＺｅｉｓｓ Ｕｌｔｒａ５５装置である。ＥＢＳＤスキャンは、１／４厚さにおいてシートのＲＤ－ＮＤ平面上に集められた。サンプルは、ＳＥＭにおいて７０°の角度で配置された。加速電圧は１５ｋＶとし、高電流オプションのスイッチはｏｎにした。１２０μｍのアパーチャー（aperture）が用いられ、走査中の通常作業距離は１７ｍｍとした。サンプルの高傾斜角（tilt angle）を補償するため、走査中にダイナミックフォーカス補正（dynamic focus correction）が用いられた。

【0051】

ＥＢＳＤスキャンは、ＴｅｘＳＥＭラボラトリーズ（ＴＳＬ）ソフトウェア「Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＯＩＭ） Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎバージョン７．２」を用いてキャプチャーされた。典型的には、次のデータ収集設定が用いられた：背景差分（標準モード）と組み合わせた５×５ビニングにおけるＨｉｋａｒｉカメラ。全ての場合において、スキャン領域は、１／４サンプル厚さの位置とし、スキャン領域に非金属介在物が含まれることを可能な限り避けるように注意が払われた。全ての場合において、ＥＢＳＤスキャンサイズは１００×１００μｍとし、ステップサイズは０．１μｍとし、スキャン速度は約１００フレーム／秒とした。菊池パターンを指数付け（index）するために、Ｆｅ（α）およびＦｅ（γ）が用いられた。データ収集中に用いられたハフ（hough）設定は、ビニングパターンサイズ（binned pattern size）：約９６、シータセットサイズ（theta set size）：１、ロー分率（rho fraction）：約９０、最大ピーク数（maximum peak count）：１０、最小ピーク数（minimum peak count）：５、ハフタイプ（hough type）設定：クラシック（classic）、ハフ解像度（hough resolution）設定：低（low）、バタフライ畳み込みマスク（butterfly convolution mask）：９×９、ピーク対称性（peak symmetry）：０．５、最小ピーク振幅（minimum peak magnitude）：１０、最大ピーク距離（maximum peak distance）：２０とした。

【0052】

ＥＢＳＤスキャンは、ＴＳＬ ＯＩＭ解析ソフトウェア バージョン「８．０ｘ６４［１２－１４－１６］」を用いて評価された。典型的には、データセットは、測定方向に対して適切な方向のスキャンを得るために、ＲＤ軸に対して９０°回転された。標準的粒子拡張クリーンアップ（standard grain dilation clean-up）が行われた（粒子許容角度（Grain Tolerance Angle：ＧＴＡ）：５°、最小粒子サイズ（minimum grain size）：５ピクセル、単一の拡張反復クリーンアップ（single dilation iteration clean-up）のために粒子は複数の行（multiple rows）を含まなければならないという基準）。この次に、シュードシンメトリークリーンアップ（pseudo-symmetry clean-up）（ＧＴＡ５、軸角度３０°＠１１１）が適用された。

【0053】

マルテンサイトの量を決定するために、ＥＢＳＤイメージクォリティ（Image Quality：ＩＱ）マップが用いられた。低ＩＱの領域がＭＳ領域と同定された。所与の実験条件の場合、典型的には、低ＩＱ閾値は、ＩＱヒストグラムにおけるピーク最大位置の約０．４であった。しかしながら、粒状ベイナイト領域または上部ベイナイト領域に由来する粒界がマルテンサイト面積分率に含まれること（including grain boundaries from granular bainite or upper bainitic areas in the martensite area fraction）を防ぐために、低ＩＱ閾値は、スキャン毎に手動でチェックされた。

【0054】

ＥＢＳＤカーネル平均方位差（ＫＡＭ）マップの算出のために、５°の最大方位差とともに、第五最近接物（the fifth nearest neighbor）が用いられた（カーネルにおける全点がＫＡＭ算出のために用いられた）。カーネル平均方位差は内部転位密度の尺度であるため、カーネル平均方位差は、フェライトのタイプのシグネチャー（signature）とみなされる。比較的低い内部転位密度を有する領域は、主として、０～１°のＫＡＭ値を有する領域と一致する。比較的高い内部転位密度を有する領域は、主として、１～５°のＫＡＭ値を有する領域と一致する。

【0055】

１／４厚さにおけるＲＤ－ＮＤ平面上の１００×１００μｍ領域（０．０１ｍｍ^２）におけるＥＢＳＤスキャンから、更に、５°～１５°（ΣＧＢ_５～１５）および１５°～６５°（ΣＧＢ_{１５～６５}）の方位差角（misorientation angle）とともに粒界の全粒界長さの合計（ΣＧＢ）が測定された。ΣＧＢの値は、ｍｍ^－１の単位で表され、高角粒界（high-angle grain boundary）の密度の尺度である。高角粒界は、亀裂伝播を阻止するために効果的である。したがって、ΣＧＢの値の増加は、破壊靱性の向上および亀裂感度の低下に有益である。

【0056】

本発明の一態様は、本明細書および特許請求の範囲に記載されているように、鋼ストリップの製造方法に関し、該方法は、以下の工程：
・スラブを鋳造した後、固化されたスラブを１０５０℃～１２６０℃の温度に、好ましくは３０分以上、より好ましくは６０分以上の時間、再加熱してスラブを熱間圧延するか、あるいは、スラブまたはストリップを鋳造した後に、スラブまたはストリップを熱間圧延する工程；
・鋼スラブまたはストリップを熱間圧延し、８２０℃～９４０℃、好ましくは８５０℃～９４０℃、最も好ましくは８５０℃～９２０℃、かつ、鋼のＡｒ３温度より高い仕上げ圧延温度で熱間圧延を仕上げる工程（仕上げ熱間圧延温度（finish rolling temperature：ＦＲＴ）は、鋼のＡｒ３温度より高く、Ａｒ３は、冷却中にオーステナイトがフェライトへ変態開始する温度である。当技術分野において公知であるように、Ａｒ３温度は、下記式：
Ａｒ３＝９１０℃－２０３×［Ｃ］^１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋３１．５×［Ｍｏ］
に従って算出することができる。）；
・熱間圧延鋼ストリップを、２０～２５０℃／秒、好ましくは４０～２００℃／秒のランアウトテーブル冷却速度（run-out table cooling rate）で、５６０℃～６２０℃のランアウトテーブル温度に加速冷却する工程；
・５５０℃～６００℃、好ましくは５５０℃～５９５℃、より好ましくは５５０℃～５９０℃の温度で、熱間圧延および冷却されたストリップを巻き取る工程；
・巻き取られた熱間圧延鋼ストリップを、周囲温度に更に冷却する工程；
・熱間圧延鋼ストリップを酸洗する工程；
・必要に応じて、熱間圧延鋼ストリップに、金属コーティング層、好ましくは、Ｚｎ層、Ｚｎ基合金層およびＡｌ基合金層を含んでなる群から選択される金属コーティング層を設けて、使用中の腐蝕耐性を改良する工程；
を、記載の順序で含む。金属コーティング層は、好ましくは、ヒートトゥコート（heat-to-coat）または溶融めっきコーティングにより形成される。

【0057】

本明細書および特許請求の範囲に記載の製造方法は、加工性と、機械的特性と、破壊特性との、目標とする改良されたバランスを提供する所望のミクロ組織をもたらす。本発明は、上記ミクロ組織と、加工性、機械的特性および破壊特性の改良されたバランスとを有する、本明細書および特許請求の範囲に記載の方法により製造された鋼ストリップにおいても具体化される。

【0058】

本発明は、鋳造方法により限定されない。鋼は、１５０ｍｍ～３５０ｍｍ、典型的には２２５ｍｍ～２５０ｍｍの鋳造物厚さを有する従来の厚いスラブとして、ならびに、ダイレクトストリッププラント（direct strip plant）において５０ｍｍ～１５０ｍｍの鋳造物厚さを有する薄スラブ（thin slab）として、鋳造可能である。従来の熱間圧延機および薄スラブ鋳造／直接圧延機を含む方法の概要例をそれぞれ図２Ａおよび図２Ｂに示す。従来の厚いスラブ鋳造の場合、周囲温度からスラブを再加熱するために（通常、厚い鋳造スラブはスラブヤードにおいて鋳造温度から周囲温度へ冷却されている）、および、組成に関してスラブを均質化するために、スラブの再加熱が必要であり、したがって、ミクロ合金元素が存在する場合に任意の析出物を溶解するために、および、スラブを、仕上げ圧延機における最終熱間圧延がＦＲＴ＞Ａｒ３でも依然として実施可能であるような温度にするために、再加熱温度は、約１０５０℃を超えるべきである。しばしば、これは、１０５０℃から約１２６０℃までの（スラブ）再加熱温度を必要とする。薄スラブ鋳造の場合、鋳造スラブは、薄スラブの鋳造直後に均質化炉において均質化処理を受け、均質化温度は、約１０５０℃を超えるべきであり、典型的には、約１１００～１１６０℃である。これはまた、ミクロ合金元素が存在する場合（もし存在するならば）に、任意の析出物の形成を抑制するとともに、薄スラブを、仕上げ圧延機における最終熱間圧延がＦＲＴ＞Ａｒ３でも依然として実施可能であるような温度にする。本発明によれば、薄スラブ鋳造経路のための再加熱または均質化時間は、好ましくは３０分以上である。

【0059】

鋼の熱間圧延は、最終ミクロ組織を制御するために、オーステナイト相において実施されなければならない。ＦＲＴの圧延の工業的スケールでは、ＦＲＴは、Ａｒ３温度より高く維持されるべきである。好ましい実施形態では、ＦＲＴは、ストップのより冷たいエッジまたは尾部において、局所的にＡｒ３より低い温度で熱間圧延が実施されることを避けるために、（Ａｒ３＋３０℃）超、例えば、典型的には８５０℃超である。より低いＦＲＴは、より多くのオーステナイト歪みを促進し、したがって、結晶粒微細化の増加およびΣＧＢの増加に寄与するため、オーステナイト領域において高すぎるべきでない。９５０℃を超えるＦＲＴは、エッジ亀裂感度の増加をもたらす。更に、高すぎないＦＲＴは、靱性（例えば、｛３３２｝＜１１３＞）に有益である最終ミクロ組織のテクスチャーを促進するとともに、弊害（例えば、｛００１｝＜１１０＞回転キューブ）であるものを抑制する。そのような理由で、ＦＲＴは、約９４０℃を超えるべきでなく、好ましくは約９２０℃を超えず、より好ましくは約９１０℃を超えない。

【0060】

熱間圧延後、鋼ストリップは、５６０℃～６２０℃の温度にランアウトテーブル（ＲＯＴ）上で加速冷却される。加速冷却速度は、最終ミクロ組織の結晶粒微細化およびΣＧＢの増加を促進するために、オーステナイトにおける内部貯蔵エネルギーの回復および損失を抑制することが望ましい。冷却速度は、高温においてオーステナイトからフェライトへの相変態を避けるために、および、ランアウトテーブルにおける約５６０～６３０℃の比較的低温でのオーステナイトからフェライトへの相変態を好ましく促進するために、充分高くするべきである。冷却速度の増加は、結晶粒微細化、ΣＧＢの増加、ひいては、破壊靱性の増加および亀裂感度の低下を促進する。冷却速度の増加は、更に、テクスチャーランダム化（texture randomization）を抑制し、ひいては、靱性（例えば、｛３３２｝＜１１３＞）を促進する変形オーステナイトから発達したこれらのテクスチャーの強度の損失を抑制する。本明細書で言及されている冷却速度は、ミクロ組織の観点から、鋼ストリップの厚さ方向を超える（exceeded through-thickness）限り、クリティカルなランアウトテーブル冷却速度（ＲＯＴ－ＣＲ）はない。しかしながら、不必要に高いＲＯＴ－ＣＲは、冷却後のストリップの平面性に影響を与え、適正な冷却停止温度（correct cooling stop temperature）で停止するための制御問題を引き起こす可能性があり、したがって、適切な最大ＲＯＴ－ＣＲは、約２５０℃／秒、好ましくは約２００℃／秒、より好ましくは約１５０℃／秒である。実際のＲＯＴ－ＣＲ範囲は、約２０～１００℃／秒、より好ましくは約４０～１００℃／秒であり、これは、鋼ストリップの厚さに応じて、空気冷却、層流冷却またはウォータージェット冷却により達成可能である。実用的な理由から、ランアウトテーブル冷却速度（ＲＯＴ－ＣＲ）は、鋼ストリップの表面の平均冷却速度と定義される。

【0061】

次に、熱間圧延鋼ストリップは、５５０℃～６００℃、好ましくは５５０℃～６００℃、より好ましくは５６０℃～６００℃の温度で巻き取られる。一実施形態では、熱間圧延ストリップは、５９５℃を超えない温度、より好ましくは５９０℃を超えない温度で巻き取られる。鋼ストリップの巻取り温度は、本明細書に記載の機械的特性の改良されたバランスを提供する鋼ストリップに要求されるミクロ組織に到達するための重要なプロセスパラメータである。

【0062】

巻取り温度が低すぎる場合、析出物に関する動態が不充分となり、その結果、低い強度レベルが得られる。巻取り温度が高すぎる場合、結晶粒微細化が不充分となり、破壊靱性の低下およびエッジ亀裂感度の増加をもたらす。また、高すぎる巻取り温度は、最終ミクロ組織における第二相構成成分としてマルテンサイトを促進しない。また、高すぎる巻取り温度は、ＭＯＤ指数を減少させ、フラクションＫＡＭ０～１が増加し、フラクションＫＡＭ１～５が小さくなりすぎる。コイル冷却中、いくつかの更なる析出、ならびに、いくつかの更なる相変態が生じる可能性がある。望ましくないことに、一旦形成された析出物は、コイル冷却中に粗大化し得る。特許請求範囲に記載の巻取り温度と組み合わせられた合金組成は、この現象を抑制する。この巻取り温度は、巻取りまたはコイル冷却中に形成されたフェライトの結晶粒の微小化を促進するとともに、フェライトマトリックスを強化する析出物の粗大化を抑制し、更に、少量のマルテンサイトの形成を促進するのに役立つ。

【0063】

特許文献ＥＰ１６１６９７０Ａ１では、６８０℃未満の保持温度は、フェライト変態のための不充分な推進力（driving force）をもたらすとともに、その後に、低すぎる割合の、析出物を含むフェライトをもたらす。本発明の場合、オーステナイトからフェライトへの相変態は、析出のための充分な動態を依然として有しながら、破壊靱性の増加および亀裂感度の低下のための結晶粒微細化の増加およびΣＧＢの増加を達成するために、６８０℃未満の範囲の温度において強化される。更に、特許文献ＥＰ１６１６９７０Ａ１は、６８０℃以上の温度において１秒より長く鋼ストリップを保持した後、３０℃／秒以上、好ましくは５０℃／秒以上の平均冷却速度で、５５０℃以下、好ましくは４５０℃以下、より好ましくは３５０℃以下の巻取り温度に第二冷却を適用するとともに、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの第二相を形成するための、および、他の相の形成を５体積％以下に抑制するための巻取りを適用することが必要であることを開示する。本発明の場合、巻取り温度は、オーステナイトからフェライトへの相変態が比較的低温において継続し、ＴｉおよびＭｏならびに必要に応じてＮｂおよび／またはＶを含む炭化析出物とともに強化された析出物である微粒フェライト（fine-grained ferrite）を促進することを可能とするために、５５０℃～６００℃、好ましくは５５０℃～５９５℃、より好ましくは５５０℃～５９０℃の値であり、かなり高い。結晶粒微細化およびΣＧＢの増加は、破壊靱性の増加および（エッジ）亀裂感度の低下を提供する。５５０℃未満の巻取りは、不充分なフェライトの形成および析出の損失をもたらす。更に、これは、高すぎるマルテンサイト分率をもたらし得る。

【0064】

特許文献ＥＰ１３３８６６５Ａ１は、５５０～７００℃の範囲の巻取り温度を開示するとともに、少なくとも９５０ＭＰａの引張強さおよび少なくとも４０％の穴広げ能力を有する鋼が全て、６００℃を超える巻取り温度を用いて製造されたことを開示する。これらの全ての鋼のための仕上げ圧延温度は、８８０～９３０℃の範囲であった。本発明によれば、高すぎる巻取り温度は、とりわけ、亀裂感度の増加、特に、エッジ亀裂感度の増加、更に、破壊靱性の低下をもたらすことが判明した。

【0065】

鋼ストリップが室温まで冷却された後、熱間圧延鋼ストリップ上の酸化物（スケール）は、暖かい温度（８０～１２０℃）における酸溶液（例えば、ＨＣｌ）中での酸洗、または、ストリップ表面の酸洗および機械的ブラッシングの組合せのいずれかにより、除去される。この工程は、鋼ストリップ表面を、コーティングされていない熱間圧延鋼として直接用いるために適するようにするために、または、必要に応じて腐蝕耐性に必要な場合に、コーティング処理に適するようにするために必要である。

【0066】

一実施形態では、熱間圧延鋼ストリップの厚さは、約１．５～８ｍｍ、より好ましくは約１．８～６ｍｍ、最も好ましくは約１．８～４ｍｍの範囲である。

【0067】

熱間圧延鋼ストリップ製品は、裸の製品（bare product）もしくはコーティングされていない製品であるか、あるいは、熱間圧延鋼ストリップ製品の片側の主面または両側の主面上に、典型的には、鋼ストリップの片側当たり約１００ｇ／ｍ^２以下、好ましくは片側当たり約５０ｇ／ｍ^２以下の薄い金属コーティング層を設けることができる。金属コーティングは、好ましくは、アルミニウム合金コーティング（例えば、Ａｌ－Ｓｉ合金またはＡｌ－Ｚｎ合金）、亜鉛コーティングおよび亜鉛合金コーティング（例えば、Ｚｎ－Ａｌ合金、Ｚｎ－Ｍｇ合金、Ｚｎ－Ｆｅ合金、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金またはＺｎ－Ｍｇ－Ａｌ合金）を含んでなる群から選択される。

【0068】

亜鉛または亜鉛合金コーティング層の組成は限定されない。コーティング層を様々な方法で形成することができるが、溶融亜鉛めっきが好ましく、標準的Ｇｌコーティング浴が用いられる。Ｚｎをベースとするコーティング層は、合金元素としてＡｌを含むＺｎ合金を含み得る。好ましい亜鉛浴の組成は、約０．１０～０．３５重量％のＡｌを含み、残部は亜鉛および不可避的不純物である。

【0069】

他の亜鉛コーティング層を適用してもよい。一例としては、特許文献ＷＯ２００８／１０２００９Ａ１（参照により本明細書に組み込まれる）による亜鉛合金コーティング、特に、０．３～４．０重量％のＭｇおよび０．０５～６．０重量％のＡｌ、好ましくは０．１～５．０％のＡｌ、必要に応じて最大で０．２重量％の１以上の追加元素、不可避的不純物および残部である亜鉛からなる亜鉛合金コーティング層が挙げられる。主要合金元素としてＭｇおよびＡｌを含む好ましいＺｎ浴は、組成：０．５～３．８重量％のＡｌ、０．５～３．０重量％のＭｇ、必要に応じて最大で０．２重量％の１以上の追加元素；残部である亜鉛および不可避的不純物を有する。典型的には、０．２重量％未満の少量で添加される追加の元素は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＢｉを含んでなる群から選択することができる。Ｐｂ、Ｓｎ、ＢｉおよびＳｂは、スパングルを形成するために通常添加される。亜鉛合金における追加元素の総量は、好ましくは最大で０．２重量％、より好ましくは最大で０．１重量％である。これらの少量の追加元素は、コーティングまたは浴の特性を、通常の適用に対して、有意な程度まで変化させない。コーティング中に１以上の追加元素が存在する場合、各追加元素は、好ましくは０．０２重量％以下の量で存在し、各追加元素は、より好ましくは０．０１重量％以下の量で存在する。追加元素は、通常、溶融亜鉛めっきのための溶融亜鉛合金を含む浴中のドロス形成を防止するために、または、コーティング層中のスパングルを形成するために添加されるだけである。

【0070】

別の実施形態では、金属コーティングは、（市販の純粋な）アルミニウム層またはアルミニウム合金層を含む。このようなアルミニウム層を溶融めっきするための典型的な金属浴は、ケイ素と合金化されたアルミニウム、例えば、約８～１１重量％のケイ素と合金化されたアルミニウム、および、最大で４重量％の鉄、必要に応じて最大で０．２重量％の１以上の追加元素（例えばカルシウムなど）、不可避的不純物、残部であるアルミニウムを含む。ケイ素は、接着性および加工性を低下させる厚い鉄－金属を含む金属間層の形成を防止するために存在する。鉄は、好ましくは１～４重量％、より好ましくは少なくとも２重量％の量で存在する。

【0071】

本発明の一態様は、本発明による熱間圧延高強度鋼ストリップを溶融亜鉛めっきすることにより得られる亜鉛めっきされた鋼ストリップに関する。

【0072】

本発明の一態様は、自動車部品、特に、本発明による熱間圧延高強度鋼ストリップを含むか、または、本発明による熱間圧延高強度鋼ストリップから作製され、とりわけ、強度と、加工性と、破壊靱性の向上および（エッジ）亀裂感度の低下との改良されたバランスから利益を得る自動車シャーシパーツに関する。鋼ストリップは、当技術分野において公知であるように、冷間加工操作、温間加工および熱間加工操作で自動車部品に成形することができる。自動車部品としては、サスペンションアーム、補強材、サイドメンバーとしてのホワイトボディフレーム材、シートフレーム、シートレール、バンパービーム、電気自動車のバッテリーボックス、複雑な形状を有する全ての部品が挙げられる。熱間圧延高強度鋼ストリップを用いることにより、これらの部品を、高品質、高い対費用効果および高収率で製造することができる。本発明による高強度熱間圧延鋼製品は、エンジニアリング用途でも用いることができる。

【0073】

以下、本発明について、以下の非限定的な図面を用いて説明する。

【0074】

図１Ａ～図１Ｅは、絞りカップのための一般的円筒深絞り試験を用いた鋼ストリップ製品の平均総亀裂長さ（ＡＴＣＬ）の決定方法のいくつかの特徴を示す。
図２Ａは、厚い鋳造鋼スラブを処理するための熱間圧延機の概略図を示し、図２Ｂは、直接圧延機を有する薄スラブ鋳造設備を示す。

【実施例】

【0075】

以下、本発明について、非限定的な比較例および本発明の実施例を参照して説明する。

【0076】

寸法３２０×１００×１００ｍｍの５つの本発明例（Ｉｎｖ．）の鋼Ａ～Ｅおよび比較例（Ｃｏｍｐ．）の鋼Ｆの鋼インゴットを、真空誘導炉でチャージ（charges）を溶融することにより鋳造した。これらの鋼の化学組成を表１に示す。表１には、更に、以下の２つの比ＡおよびＢも示す。

【0077】

【数5】

【0078】

【数6】

【0079】

全てのインゴットを１２４０℃で１時間再加熱し、３５ｍｍ厚まで粗圧延した。次いで、ストリップを１２２０℃まで４０分間、再度、再加熱し、これらの全ての鋼に対して、オーステナイトフェーズフィールドになる８７０℃を超え９１０℃より低いＦＲＴを用いた５圧延パスにより、約３．２～３．６ｍｍの最終厚さまで熱間圧延した。仕上げ圧延パス後、熱間圧延鋼を、開始温度ランアウトテーブル（Ｔ_{ＳＴＡＲＴ}）が８４０～８８０℃の範囲であるランアウトテーブルに移動させ、水および空気の混合物を用いて、オーステナイトフェーズフィールドから、フェライトフェーズフィールドの最終温度まで、５６５～６１５℃の範囲のランアウトテーブル（Ｔ_ＥＮＤ）にて、３０～７０℃／秒の範囲の冷却速度で積極的に冷却した。次に、鋼を、ゆっくりとしたコイル冷却（slow coil cooling）を反復するために炉に移動させた。これを５４０℃、５８０℃および６１０℃の炉温度（ＣＴ－巻取り温度）で行った（表２参照）。

【0080】

本明細書に記載の方法による機械的特性、穴広げ能力および平均総亀裂長さの試験前に、熱間圧延シートをサンドブラストして酸化物層を除去した。熱間圧延ストリップのミクロ組織を、本明細書に記載の方法によるＥＢＳＧを用いて決定した。これらの試験の結果を、適用される処理パラメータの関数として、表２に示す。

【0081】

【表1】

【0082】

表２の結果から、特許請求の範囲に記載の範囲外の組成を有し、本発明に従って処理（ＣＴ ５８０℃）された鋼１７は、低すぎるＲｍを有することが分かる。巻取り温度の増加（ＣＴ ６１０℃）はＲｍを増加させるが、鋼１６のエッジ亀裂感度は有意に低下する。この低下は、低すぎるＭＯＤ指数を有するミクロ組織、および、ΣＧＢにより反映される不充分な程度の結晶粒微細化の結果である可能性が高い。鋼１８の場合、低すぎる巻取り温度（ＣＴ ５４０℃）が鋼１７と比較して更により低いＲｍをもたらす。

【0083】

鋼１～３（合金Ａ）は全て、本発明に従う組成を有し、鋼２は、本発明に従って処理（ＣＴ ５８０℃）された。鋼２は、高強度（Ｒｍ １０１１ＭＰａ）と、高い伸び（Ａ５０ １５．８％）と、優れた穴広げ率（ＨＥＣ ４２％）と、非常に優れたエッジ亀裂耐性（ＡＴＣＬ ２８．９ｍｍ）との非常に優れたバランスを提供する。これは、組成、処理およびミクロ組織に起因する。ミクロ組織は、非常に高度の結晶粒微細化（ΣＧＢ １８５４ １／ｍｍ）および高ＭＯＤ指数（１．２０）により特徴付けられる。鋼１の場合、６１０℃へのＣＴの上昇は、依然として高いＲｍを与えるが、エッジ亀裂感度は、許容されないレベル（ＡＴＣＬ ４９．３ｍｍ）まで低下する。これは、ミクロ組織の変化、とりわけ、低すぎるＭＯＤ指数（０．５２）、高すぎるＫＡＭ０～１および低すぎるＫＡＭ１～５、ならびに、低すぎるΣＧＢにより反映される小さすぎる結晶粒微細化により反映されるミクロ組織の変化の結果である。鋼３の場合、５４０℃へのＣＴの低下は、ＲｐおよびＲｍの有意な減少をもたらす。

【0084】

鋼１～３（合金Ａ）と同様な傾向は、鋼４～６（合金Ｂ）において見られる。

【0085】

鋼７～９（合金Ｃ）は全て、本発明に従う組成を有し、Ｖが目的をもって添加されている。本発明に従ってＣＴ５８０℃で処理された鋼８は、高強度（Ｒｍ １００５ＭＰａ）と、高伸び（Ａ５０ １４．７％）と、優れた穴広げ率と、非常に優れたエッジ亀裂耐性（ＡＴＣＬ ３４．８ｍｍ）との非常に優れたバランスを提供する。これは、組成、処理およびミクロ組織に起因する。ミクロ組織は、非常に高い程度の結晶粒微細化により特徴付けられる。ミクロ組織は、約２．６体積％のマルテンサイトを有し、これは、３４．８ｍｍのＡＴＣＬにより表される優れたエッジ亀裂耐性に寄与すると考えられる。鋼７の場合、６１０℃へのＣＴの上昇は、ＲｍおよびＲｐをわずかに増加させるが、鋼７のエッジ亀裂感度は有意に低下する。この低下は、ＭＯＤ指数およびＫＡＭ値により反映されるミクロ組織の変化、ならびに、ΣＧＢ（ΣＧＢ １１３４ １／ｍｍ）により反映される不充分な程度の結晶粒微細化の結果である可能性が高い。鋼９の場合、低すぎる巻取り温度（ＣＴ ５４０℃）は、鋼８と比較して、低いＲｍおよび有意に低いＲｐならびに低すぎる穴広げ率をもたらす。

【0086】

合金Ｄ（鋼１０～１２）は、合金Ｂ（鋼４～６）と比較して、増加したＡｌ含有率を有する。鋼５および１１の比較（両方とも本発明に従って処理された）は、Ａｌの添加により強度（Ｒｍ）の増加が得られることを示す。鋼１１は、ＭＯＤ指数、ＫＡＭ値により示される好ましいミクロ組織、および、ΣＧＢにより示される充分な程度の結晶粒微細化も示し、その結果、特性の所望のバランスを提供する。

【0087】

合金Ｅ（鋼１３～１５）は、合金Ｄ（鋼１０～１２）と比較して、Ｖが目的をもって添加されている。鋼１４は、鋼１１と比較して、更に低下したエッジ亀裂感度を提供する。鋼１４と鋼１５との比較は、より低い巻取り温度（ＣＴ ５４０℃）が、とりわけ、有意に低下されたＲｐをもたらすことを示す。また、鋼１３と鋼１４との比較は、鋼１３の場合、６１０℃へのＣＴの上昇は、依然として高いＲｍを与えるが、エッジ亀裂感度は、許容されないレベル（ＡＴＣＬ ５６．３ｍｍ）まで低下することを示す。これは、とりわけ、低すぎるＭＯＤ指数、高すぎるＫＡＭ０～１および低いＫＡＭ１～５、ならびに、低いΣＧＢにより反映される。

【0088】

本発明をできる限り説明したが、本明細書に記載の本発明の趣旨または範囲から逸脱することなく多くの変更および修正を行うことができることは、当業者に明白であろう。

【0089】

【表2】

【図1】

【図2】

【国際調査報告】