JP2010502838A - 軽構造物を製造するための鋼板および鋼板を製造する方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、０．０１重量％≦Ｃ≦０．２重量％、０．０６重量％≦Ｍｎ≦３重量％、Ｓｉ≦１．５重量％、０．００５重量％≦Ａｌ≦１．５重量％、Ｓ≦０．０３重量％、Ｐ≦０．０４重量％、２．５重量％≦Ｔｉ≦７．２重量％、（０．４５×Ｔｉ）−０．３５重量％≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）＋０．７重量％、必要に応じて、Ｎｉ≦１重量％、Ｍｏ≦１重量％、Ｃｒ≦３重量％、Ｎｂ≦０．１重量％、Ｖ≦０．１重量％の１つまたは複数の元素を含む組成を有し、組成の残部は、鉄および製造に起因する不可避の不純物を含む鋼板に関する。

Description

本発明は、高弾性率Ｅ、低密度ｄおよび高引張強度を兼ね備えた鋼からなる板または構造部品の製造に関する。

構造要素の機械的性能がＥ^ｘ／ｄにしたがって変化し、係数ｘは、外部応力（例えば、張力または曲げにおいて）のモード、または要素の形状（板、棒）に依存することが知られている。これは、高弾性率と低密度の両方を示す材料を有する利点を説明する。

これは、車両の軽量化および安全性が常に最大の関心事である自動車産業において特に求められている。そのため、目的は、炭化物、窒化物、酸化物または硼化物などの様々なタイプのセラミック粒子を組み込むことにより、鋼部品の弾性率を増大させ、重量を低減することである。これは、そのような材料の弾性率が、それら材料が組み入れられるベース鋼の約２１０ＧＰａよりも著しく高い約２５０から５５０ＧＰａに及ぶためである。このように、応力の影響を受けて、マトリックスとセラミック粒子との間の荷重伝達によって硬化が達成される。この硬化は、セラミック粒子によるマトリックス粒径の改良によってさらに増大される。鋼マトリックス中に一様に分散されたセラミック粒子を含むこれらの材料を製造するために、粉末冶金に基づく方法が知られている。まず、制御された形状のセラミック粉末が製造され、セラミック粉末は鋼粉末と混合され、それによって鋼に対するセラミック粒子の外因的添加に対応する。粉末混合物は型内で圧縮され、次いで、この混合物が焼結されるような温度に加熱される。この方法の変形例では、金属粉末は、焼結過程中にセラミック粒子を形成するように混合される。セラミック粒子の分散を含まない鋼に対して機械的特性が向上されているにもかかわらず、この種の方法は、いくつかの限界がある：
− この方法は、金属粉末の高い比表面積を考慮して、空気との反応を引き起こさないように注意深い溶融条件および加工条件を必要とする。
− 圧縮操作および焼結操作後であっても、循環的応力の間の開始点として作用する可能性が高い残留気孔が残る可能性がある。
− マトリックス／粒子界面の化学組成、したがって、それらの凝着は、焼結前に粉末の表面汚染（酸化物および炭素の存在）を考えると、制御することは困難である。
− 粒子が大量に添加される場合、または何らかの大きな粒子が存在する場合、伸び特性は低減する。
− この種の方法は、少量生産には適しているが、自動車産業における大量生産の要件を満足することができない。
− この種の製造方法に関する製造コストは高くなってしまう。

軽量合金の場合には、液体金属へのセラミック粉末の外因的添加に基づく製造方法も知られている。この場合も、これらの方法は上記欠点のほとんどを有する。より詳しくは、凝集または、液体金属中に沈殿または液体金属に浮く傾向を有する粒子を均質的に分散させることが困難であることが挙げられる。

鋼の特性を増大させるために使用可能な既知のセラミックスの中で、特に、二臭化チタンＴｉＢ_２は、次の固有特性を有する：
弾性率：５６５ＧＰａ
相対密度：４．５２。

しかし、これらの製造方法は、ＴｉＢ_２粒子の外因的添加に依存するので、上記欠点を有する。

本発明の目的は、上記問題、特に、ＴｉＢ_２粒子の存在によって弾性率が増大された経済的に大量製造できる鋼の供給を解決することである。本発明の目的は、特に、鋼を鋳造する場合に特段の困難性がない連続鋳造製造方法を提供することである。

本発明の他の目的は、マトリックス中に均一に分散された、可能な限り大量のＴｉＢ_２粒子を有する鋼を提供することである。

本発明の他の目的は、均一伸びが８％以上であり、様々な溶接法、特に、抵抗溶接を容易に受けることができる高引張強度鋼を提供することである。

この目的のために、本発明の１つの主題は、鋼板であり、その化学組成は、含量を重量で表して、０．０１０％≦Ｃ≦０．２０％、０．０６％≦Ｍｎ≦３％、Ｓｉ≦１．５％、０．００５％≦Ａｌ≦１．５％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０４０％、２．５％≦Ｔｉ≦７．２％、（０．４５×Ｔｉ）−０．３５％≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）＋０．７０％のチタンおよびホウ素、必要に応じて、Ｎｉ≦１％、Ｍｏ≦１％、Ｃｒ≦３％、Ｎｂ≦０．１％、Ｖ≦０．１％から選択される１つ以上の元素を含み、組成の残部は鉄および製錬に起因する不可避の不純物からなる。

チタンおよびホウ素の含量は、重量％で表して、−０．２２≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．３５であることが好ましい。

チタンおよびホウ素の含量は、重量％で表して、−０．３５≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．２２であることが好ましい。

チタン含量は、４．６％≦Ｔｉ≦６．９％であることが好ましい。

１つの特定の実施形態によれば、チタン含量は、４．６％≦Ｔｉ≦６％であることが好ましい。

炭素含量は、Ｃ≦０．０８０％であることが好ましい。

好ましい実施形態によれば、炭素含量は、Ｃ≦０．０５０％を満足する。

クロム含量は、Ｃｒ≦０．０８％であることが好ましい。

また、本発明の主題は、ＴｉＢ_２共晶析出物、および必要に応じてＦｅ_２Ｂ共晶析出物を含む上記組成の鋼板であり、平均サイズは、１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。

ＴｉＢ_２析出物の８０％を超える数は、単結晶の特徴を有することが好ましい。

本発明の他の主題は、上記特徴による鋼板であり、上記鋼の平均粒径は、１５μｍ以下であり、５μｍ以下であることが好ましく、３．５μｍ未満であることが非常に好ましい。

本発明の他の主題は、上記特徴のうちの１つに記載の鋼板であり、圧延方向に測定された弾性率は、２３０ＧＰａ以上であり、２４０ＧＰａ以上であることが好ましく、２５０ＧＰａ以上であることが好ましい。

１つの特定の実施形態によれば、鋼板の引張強度は、５００ＭＰａ以上であり、その均一伸びは８％以上である。

本発明の他の主題は、同一または異なる組成および同一または異なる厚みの複数の鋼部品から製造された物体であって、上記鋼部品の少なくとも１つは、上記特徴のうちのいずれか１つに記載の鋼板であり、この物体の他の部品の少なくとも１つに溶接されており、他の鋼部品の１つの組成または複数の組成は、重量で、０．００１から０．２５％のＣ、０．０５から２％のＭｎ、Ｓｉ≦０．４％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ＜０．１％、Ｎｂ＜０．１％、Ｖ＜０．１％、Ｃｒ＜３％、Ｍｏ＜１％、Ｎｉ＜１％、Ｂ＜０．００３％を含み、組成の残部は鉄および製錬に起因する不可避の不純物からなる物体である。

本発明の他の主題は、上記組成のうちのいずれか１つを有する鋼が供給され、上記鋼は、半製品の形態で鋳造され、鋳造温度は、上記鋼の液相温度より４０℃を超えない方法である。

１つの特定の実施形態によれば、上記半製品は、反転ロール間で薄スラブまたは薄帯の形態で鋳造される。

鋳造の固化中の冷却速度は、０．１℃／ｓ以上であることが好ましい。

１つの特定の実施形態によれば、上記半製品は、熱間圧延される前に再加熱され、最大サイズＬ_ｍａｘが１５μｍより大きく、アスペクト比ｆが５より大きいＴｉＢ_２共晶析出物、および必要に応じてＦｅ_２Ｂ共晶析出物の密度が４００／ｍｍ^２未満であるように、再加熱の温度および時間の両方が選択される。

１つの特定の実施形態によれば、上記半製品に熱間圧延操作、必要に応じて冷間圧延操作および焼きなまし操作が実行され、圧延条件および焼きなまし条件は、平均粒径が１５μｍ以下、好ましくは５ミクロン以下、非常に好ましくは３．５ミクロン未満の鋼板が得られるように調整される。

熱間圧延は、８２０℃より低い圧延終了温度で実行されることが好ましい。

１つの特定の実施形態によれば、上記実施形態のうちの１つによる鋼板または上記実施形態のうちの１つによって製造された鋼板から１つのブランクが切断され、ブランクは、２０℃から９００℃の温度範囲内で変形される。

本発明の他の主題は、上記実施形態の１つによる少なくとも１つの鋼板または上記実施形態の１つによって製造された鋼板が溶接される製造方法である。

本発明の他の主題は、自動車分野における構造部品または補強要素の製造用の、上記実施形態のうちのいずれか１つによる鋼板または物体、または上記実施形態の１つによって製造された鋼板の使用である。

本発明の他の特徴および利点は、これらに限定されない実施例として示される下記の説明の過程で、および添付の図面を参照して明らかになる。

鋳放し状態の、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物を含む本発明による鋼のミクロ組織を示す。 鋳放し状態の、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物を含む本発明による鋼のミクロ組織を示す。 冷間圧延および焼きなまされた状態の本発明による鋼のミクロ組織を示す。 鋳放し状態で、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物およびＦｅ−Ｆｅ_２Ｂ共晶析出物を含む、本発明による鋼のミクロ組織を示す。 熱間圧延状態で、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物およびＦｅ−Ｆｅ_２Ｂ共晶析出物を含む、本発明による鋼のミクロ組織を示す。 鋳放し状態で、固化中にある冷却速度で冷却された、本発明による鋼のミクロ組織を示す。 鋳放し状態で、固化中に別の冷却速度で冷却された、本発明による鋼のミクロ組織を示す。

鋼の化学組成については、炭素含量は、降伏強度または引張強度の所定のレベルを経済的に達成する目的に適合するように定められる。また、炭素含量により、本発明による鋼のマトリックスのミクロ組織の性質を制御することができ、そのミクロ組織は、部分的にまたは完全に、フェライト、ベイナイト、オーステナイトまたはマルテンサイトであってもよく、または必要な機械的特性を満足するのに適する比率で、これらの成分の混合物を含んでもよい。炭素含量を０．０１０％以上とすることにより、これらの様々な成分が得られる。

炭素含量は、溶接性のために制限される。炭素含量が０．２０％以上である場合、ＨＡＺ（熱影響域）において冷間割れ抵抗および靱性が低減する。炭素含量が０．０５０重量％以下である場合、抵抗溶接性は特に向上する。

鋼のチタン含量のために、炭素含量は、液体金属中でＴｉＣおよび／またはＴｉ（Ｃ，Ｎ）の一次析出物を回避するように制限されることが好ましい。これらの析出物は、液体中で生じ、溶鋼を連続的に鋳造する過程において可鋳性に悪影響を及ぼす。しかし、この析出物が固化範囲または固相で発生する場合、析出物は、構造硬化に有利な影響を与える。したがって、最大炭素含量は、好ましくは、主に共晶固化中または固相中にＴｉＣおよび／またはＴｉ（Ｃ，Ｎ）析出物を生成するように、０．０８０％に制限されなければならない。

マンガンは、０．０６％以上の量では、硬化性を増大させ、固溶体硬化に寄与し、したがって、引張強度を増大させる。マンガンは、存在する任意の硫黄と結合し、それによって、高温割れの危険を低減する。しかし、マンガン含量が３重量％を超えると、固化中にマンガンの任意の偏析から生じる悪影響のある縞状構造を形成するより大きな危険がある。

シリコンは、固溶体硬化の結果、引張強度を増大させることに有効に寄与する。しかし、シリコンを過剰に添加すると、酸洗操作中に取り除くことが困難な接着性酸化物の形成、および特に溶融亜鉛めっき操作での濡れ性の不足による表面欠陥の可能性のある状況を引き起こす。良好な被覆特性を維持するために、シリコン含量は、１．５重量％を超えてはいけない。

アルミニウムは、０．００５％以上の量では、鋼から酸素を除去するために非常に有効な元素である。しかし、１．５重量％の含量を超えると、アルミナの過剰な一次析出が起こり、可鋳性の問題を引き起こす。

硫黄は、０．０３０％を越える量では、加熱成形または冷間成形を受ける性能を非常に大きく低減するマンガン硫化物の形態で過剰に多量に析出する傾向がある。

リンは、粒界で偏析することが知られた元素である。リンの含量は、十分な熱間延性を維持して亀裂を回避するとともに溶接中に高温割れを防ぐように、０．０４０％を超えてはいけない。

必要に応じて、ニッケルまたはモリブデンが添加されてもよく、これらの元素は、鋼の引張強度を増大する。経済的理由のために、これらの添加は、１重量％に制限される。

必要に応じて、クロムが、引張強度を増大するために添加されてもよい。また、クロムにより、析出される硼化物の量が増大する。しかし、クロムの含量は、より安価な鋼を製造するために３重量％に制限される。

クロム含量は、０．０８０％以下に選択されることが好ましいであろう。これは、クロムを過剰に添加すると、析出される硼化物が増大する結果となるためであり、このとき硼化物は、（Ｆｅ，Ｃｒ）硼化物である。

また、必要に応じて、ニオブおよびバナジウムが、微細に析出された炭窒化物の形態で、相補的な硬化を得るように、０．１％以下の量で添加されてもよい。

チタンおよびホウ素は、本発明において重要な役目を果たす。

第１の実施形態では、鋼のチタンおよびホウ素の百分率で表された含有重量は、
２．５％≦Ｔｉ≦７．２％
（０．４５×Ｔｉ）−０．３５％≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）＋０．７０％
である。

２番目の関係式は、以下のように同等に表されることができる：
−０．３５≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．７０。

これらの限定の理由は下記のとおりである：
− チタンの含有重量が２．５％未満である場合、ＴｉＢ_２析出物は十分な量を生じない。これは、析出されたＴｉＢ_２の体積分率が５％未満となり、それにより、弾性率の著しい変化を妨げ、弾性率は２２０ＧＰａ未満のままとなってしまうためである。
− チタンの含有重量が７．２％より大きい場合、粗い一次ＴｉＢ_２析出物が、液体金属中に生じ、半製品における可鋳性の問題を引き起こす。
− チタンおよびホウ素の含有重量が、Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）＞０．７０である場合、Ｆｅ_２Ｂ析出物が過剰となり、それは延性を低下させる。
− チタンおよびホウ素の含有重量が、Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）＜−０．３５である場合、マトリックス中の室温で溶解されたチタンの量は、０．８％より大きくなる。このとき、チタンを添加するよるコスト高にもかかわらず、大きく有利な技術的効果は得られない。

本発明の第２の実施形態によれば、チタンおよびホウ素の含量は、−０．２２≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．３５である：
− Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．３５である場合、Ｆｅ_２Ｂ析出物は大きく低減され、それにより、延性を増大させる。
− Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≧−０．２２である場合、マトリックス中の溶解されたチタンの量は非常に低く、これは、チタンの添加が経済的観点から特に有効であることを意味する。

本発明の１つの特定の実施形態によれば、チタンおよびホウ素の含量は、−０．３５≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）＜−０．２２である：
− 量Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）が−０．３５以上、−０．２２未満である場合、マトリックス中の周囲温度で溶解されたチタンの量は、それぞれ０．５％から０．８％である。この量は、ＴｉＢ_２のみからなる析出物を得るのに特に適していることが分かる。

本発明の１つの特定の実施形態によれば、チタン含量は、４．６％≦Ｔｉ≦６．９％である。これらの限定の理由は以下のとおりである：
− チタンの含有重量が４．６％以上である場合、ＴｉＢ_２析出は、析出体積分率が１０％以上となるように起こる。このとき、弾性率は約２４０ＧＰａ以上である。
− チタンの含有重量が６．９％以下である場合、ＴｉＢ_２一次析出物の量は、３体積％未満である。このとき、全体のＴｉＢ_２析出物は、可能な一次析出物および共晶析出物からなり、１５体積％未満である。

本発明の他の好ましい実施形態によれば、チタン含量は、４．６％≦Ｔｉ≦６％である。チタンの含有重量が６％以下である場合、液体金属中で一次ＴｉＢ_２がわずかに析出するため、可鋳性は特に満足できる。

本発明によれば、Ｆｅ−ＴｉＢ_２の共晶析出は固化時に生じる。析出の共晶性により、機械的特性に有利な特定の微細さおよび均質性を形成したミクロ組織が得られる。ＴｉＢ_２共晶析出物の量が５体積％より大きい場合、圧延方向に測定された鋼の弾性率は、約２２０ＧＰａを超えることができる。ＴｉＢ_２析出物が１０体積％より大きい場合、弾性率は約２４０ＧＰａを超える可能性があり、それによって、かなり軽量化された構造物が設計されることを可能にする。この量は、特にクロムやモリブデンなどの合金化元素を含む鋼の場合、約２５０ＧＰａを超えるために１５体積％に増大されてもよい。これは、これらの元素が存在する場合、共晶析出の場合に得られるＴｉＢ_２の最大量が増大されるためである。

本発明によるホウ素とチタンの含量は、液体金属中でのＴｉＢ_２の粗い一次析出物を防止する。大きなサイズ（数十μｍ）になることもあるこれらの一次析出物の形成は、後の機械的応力がかかる間の破損機構または破断機構に対して悪影響のがあるため回避されなければならない。さらに、これらの析出物は、沈殿しない場合、液体金属中に存在し、局所的に分散され、機械的特性の均一性を低減する。この過早析出は、析出凝集の結果、鋼を連続的に鋳造する場合、ノズル閉塞をもたらす可能性があるので回避されなければならない。

上述したように、チタンは、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出の形態で、内因的にＴｉＢ_２形成を引き起こすのに十分な量で存在しなければならない。また、本発明によれば、チタンは、ＴｉＢ_２に基づいて計算されたホウ素に対して超化学量論的割合でマトリックス中に周囲温度で溶解されることによって存在してもよい。

固溶体中のチタンの含量が０．５％未満である場合、析出は、２つの連続した共晶、まず、Ｆｅ−ＴｉＢ_２、ついでＦｅ−Ｆｅ_２Ｂの形態で起こる。この第２のＦｅ_２Ｂの内因的析出は、合金のホウ素含量に依存して析出量が上下して起こる。Ｆｅ_２Ｂの形態での析出量は、８体積％までに及んでもよい。また、この第２の析出は、共晶方式に従って起こり、微細で均一な分布を得ることを可能にし、それによって、機械的特性の良好な均一性を確実にする。

Ｆｅ_２Ｂの析出は、ＴｉＢ_２の析出を完成し、その最大量は、共晶と関連している。Ｆｅ_２Ｂは、ＴｉＢ_２に類似する役目をする。Ｆｅ_２Ｂは、弾性率を増大させて、密度を低減する。したがって、ＴｉＢ_２の析出に対してＦｅ_２Ｂの析出の補充量を変えることにより、機械的特性が微細に調節されることが可能である。これは、特に、鋼の弾性率を２５０ＧＰａより大きくかつ製品の引張強度を増大させるために使用されることができる１つの手段である。鋼がＦｅ_２Ｂを４体積％以上の量を含有する場合、弾性率は５ＧＰａを越えて増大する。このとき、破断伸びは１４％から１６％であり、引張強度は５９０ＭＰａに達する。Ｆｅ_２Ｂの量が７．５体積％より大きい場合、弾性率は１０ＧＰａを越えて増大されるが、破断伸びは９％未満である。

本発明によれば、ＴｉＢ_２共晶析出物またはＦｅ_２Ｂ共晶析出物の平均サイズは、より大きな値の破断伸びおよび良好な疲労特性を得るように、１５μｍ以下である。

これらの共晶析出物の平均サイズは、１０μｍ以下である場合、破断伸びは、２０％より大きくなり得る。

本発明者らは、８０％を超える数のＴｉＢ_２共晶析出物が単結晶の特徴を有する場合、この析出物は可塑性が大きくなるとともにマトリックスとの凝着性が高いため、機械的応力を加えた場合のマトリックス／析出物の破損は低減され、欠陥を形成する危険はより少ないことを実証した。特に、より大きなＴｉＢ_２析出物が六方晶を形成することが示された。１つの特定の理論によって限定されるものではないが、この結晶学的特徴は、これらの析出物が機械的応力の影響下で双晶によって変形する可能性を増大させると考えられている。

共晶形態でのＴｉＢ_２の析出によるこの単結晶の特徴は、粒子の外因的添加に基づく先行技術の方法では、そのような程度にはならない。

本発明者らは、引張特性に対する内因的粒子の分散の有利な影響とは別に、粒径の限定が引張特性を増大させるために非常に有効な手段であることを実証した。すなわち、平均粒径が１５μｍ以下である場合、引張強度は約５６０ＭＰａを超え得る。さらに、粒径が３．５μｍ以下である場合、劈開抵抗は特に高く、−６０℃で３ｍｍの厚みでのシャルピー靱性試験は、破壊された試験片の延性領域が９０％より大きいことを示す。

本発明による鋼板を製造する方法は、以下のように実行される：
− 本発明による組成を有する鋼が供給される。
− その後、鋼は半製品に鋳造される。

この鋳造は、インゴットを形成するために実行されてもよく、または厚みが約２００ｍｍのスラブを形成するために連続的に実行されてもよい。また、数十ミリメートルの厚みの薄スラブまたは反転ロール間で数ミリメートルの厚みの薄帯の形態で鋼を鋳造することが可能である。後者の実施の方法は、特に、微細な共晶析出を得るのに有利であり、一次析出物の形成を防ぐ。固化中に冷却速度を増大させることによって、得られるミクロ組織の微細さが増大される。

もちろん、鋳造は、様々な形状を有する製品の製造を可能にする形式で、特に、長い製品を製造するためのビレットの形態で実行されてもよい。

ＴｉＢ_２およびＦｅ_２Ｂの析出を微細にすると、ＨＡＺにおける引張強度、延性、靱性、成形性および機械的挙動が増大する。析出の微細さは、低い鋳造温度およびより高い冷却速度の結果増大される。特に、鋳造温度を液相温度より４０℃高い温度に制限すると、そのような微細なミクロ組織が得られることが発見された。

鋳造条件も、ＴｉＢ_２およびＦｅ_２Ｂ析出物のサイズが特に微細になるように、固化中の冷却速度が０．１℃／ｓ以上であるように選択される。

また、本発明者らは、ＴｉＢ_２共晶析出物およびＦｅ_２Ｂ共晶析出物の形態構造が、その後の機械的固化中の破損に影響を及ぼすことも実証した。統計学上の代表的分布を有する表面上で、約５００から１５００の倍率で光学顕微鏡で析出物を観察した後、例えば、画像解析ソフトウェアＳｃｉｏｎ（Ｒ）などのそれ自体既知の画像解析ソフトウェアを使用して各析出物の最大サイズＬ_ｍａｘおよび最小サイズＬ_ｍｉｎが判定される。最大サイズと最小サイズとの比率Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_ｍｉｎは、所定の析出物のアスペクト比ｆを特徴づける。本発明者らは、大きなサイズ（Ｌ_ｍａｘ＞１５μｍ）、細長い形状（ｆ＞５）の析出物が、均一伸びおよび加工硬化係数ｎを低減することを実証した。

本発明によれば、半製品が鋳造された後、その後の熱間圧延前に半製品のための再加熱温度および再加熱時間が、最も悪影響を及ぼす析出物が球状化されるように選択される。具体的には、サイズＬ_ｍａｘ＞１５μｍの細長い（ｆ＞５）共晶析出物の密度が４００／ｍｍ^２未満になるように、再加熱温度および再加熱時間が選択される。

半製品は、次いで熱間圧延され、次いで、必要に応じてコイリングされる。任意に、鋼板をより薄くするために、冷間圧延および焼きなましが実行される。熱間圧延条件、コイリング条件、冷間圧延条件および焼きなまし条件は、平均粒径が１５μｍ以下、好ましくは５ミクロン未満、および非常に好ましくは３．５ミクロン未満の鋼板が得られるように選択される。より微細な粒径は、次の条件によって得られる：
− 熱間圧延の終了前、かつ冷却時に生じる（γ−α）同素変態の前に実質的な加工硬化
− 低い圧延終了温度、好ましくは８２０℃未満
− フェライト粒子の成長を制限するために、（γ−α）変態後に加速冷却
− 比較的低温でコイリング操作
− 場合によって実行される冷間圧延後、焼きなまし温度および焼きなまし時間は、完全な再結晶を得る目的で、この再結晶に必要な値を超えないように制限される。

熱間圧延終了温度を８２０℃より低温にすることは、特に、微細な粒径を得るための有効な手段であることが分かる。本発明による鋼において、ミクロ組織の核生成および再結晶におけるＴｉＢ_２およびＦｅ_２Ｂ析出物の特有の１つの効果が実証された。具体的には、本発明による鋼が変形されと、析出物とマトリックスとの間の機械的挙動が大きく異なるため、析出物の周囲の変形がより大きくなる。この強い局部変形により、非再結晶温度が低減される。圧延終了温度を低温にすると、析出物の周囲のフェライト核生成を促進し、粒成長を制限する。

同様に、析出物の周囲の高変形場は、冷間圧延後の回復／再結晶の間に粒子核生成を促進し、微粒化をもたらす。

したがって、このように得られた鋼板は、非常に良好な成形性を示す。１つの特定の理論によって限定されるものではないが、非常に変形し易いマトリックス内に存在する共晶析出物は、「二相」鋼中のフェライト内のマルテンサイト相またはベイナイト相による役目に類似する役目を果たすと考えられる。本発明による鋼は、様々な成形操作に好ましい（降伏強度Ｒｅ／引張強度Ｒｍ）比率を有する。

炭素含量および硬化元素の炭素含量に依存して、かつ温度Ａｒ１（この温度は、オーステナイトからの冷却時の変態の開始を示す）より低い冷却速度に依存して、様々なミクロ組織を有するマトリックスを含む熱間圧延された鋼板、または冷間圧延および焼きなまされた鋼板を得ることができ、これらは、完全にまたは部分的にフェライト、ベイナイト、マルテンサイトまたはオーステナイトであってもよい。

例えば、０．０４％のＣ、５．９％のＴｉ、２．３％のＢを含有する鋼は、５から１５０℃／ｓまでに及ぶ冷却速度で１２００℃から冷却された後、１８７から３２７に及ぶヴィッカーズ硬度を有する。最も高い硬度レベルは、この場合、炭化物を含まないわずかに乱れたラスからなる完全なベイナイトマトリックスに相当する。

成形操作によって部品を製造することが望まれる場合、鋼板からブランクが切断され、これは、２０から９００℃の温度範囲で引抜または曲げなどの手段によって変形される。硬化相ＴｉＢ_２およびＦｅ_２Ｂは、１１００℃までの非常に良好な熱安定性を示す。

マトリックス中に分散された粒子の熱安定性および様々な冷間成形、温間成形または加熱成形加工への適合性のために、弾性率が増大した複雑な形状の部品が、本発明によって製造されることができる。さらに、本発明によって鋼の弾性率を増大させることにより、成形操作後のスプリングバックが低減され、それによって、完成部品の寸法精度が増大される。

また、最終段階において機械的特性が異なり、後の応力に局所的に適応された部品が得られるように、組成が同一または異なるもしくは厚みが同一または異なる本発明による鋼を溶接することによって構造要素を製造することができるという利点がある。

鉄および不可避の不純物を別にすれば、本発明による鋼に溶接されることができる鋼の組成は、例えば、重量で、０．００１から０．２５％のＣ、０．０５から２％のＭｎ、Ｓｉ≦０．４％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ＜０．１％、Ｎｂ＜０．１％、Ｖ＜０．１％、Ｃｒ＜３％、Ｍｏ＜１％、Ｎｉ＜１％、Ｂ＜０．００３％を含み、組成の残部は鉄および製錬に起因する不可避の不純物からなる。

溶解域では、高温に達するため、析出物が部分的に溶解し、次いで冷却時に再析出する。溶解域における析出物の量は、母材とまさに同程度である。溶接接合部のＨＡＺ内では、共晶析出物は溶解されず、後の冷却過程中にオーステナイト粒成長および可能な核生成部位の速度を遅くする役目をもすることができる。

したがって、本発明による鋼に行なわれる溶接操作中において、母材からＨＡＺを通り溶解金属に至るまでＴｉＢ_２析出物およびＦｅ_２Ｂ析出物の濃度は一定であり、これにより、溶接接合部の場合には、意図した機械的特性（弾性率、密度）が、上記接合部にわたって連続的になることを保証する。

限定的でない実施例を挙げると、次の結果は、本発明によって得られる有利な特徴を示す。

実施例１
重量パーセントで表された以下の表１に記載された組成を有する鋼が製造された。

この表は、本発明による鋼Ｉ−１およびＩ−２のほかに、比較のために、内部に生じるＴｉＢ_２共晶析出物またはＦｅ_２Ｂ共晶析出物を含まない基準鋼Ｒ−１の組成を示す。

これらの鋼は、液体状態から半製品を鋳造することによって製造され、チタンおよびホウ素が、合金鉄の形態の鋼Ｉ−１およびＩ−２の場合に添加される。鋳造温度は、１３３０℃、すなわち液相温度より４０℃高温であった。

それぞれ鋼Ｉ−１およびＩ−２に関する図１、図２に示す鋳放し状態のミクロ組織は、フェライトマトリックス内の内部に生じるＴｉＢ_２析出物の微細で均一な分散を示す。ホウ素は、２成分Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物の形態で析出した。

析出物の体積量は、画像解析装置によって測定され、鋼Ｉ−１、Ｉ−２について、それぞれ９％、１２．４％である。一次析出物の形態のＴｉＢ_２の量は、２体積％未満であり、良好な可鋳性を促進する。ＴｉＢ_２共晶析出物の平均サイズは、鋼Ｉ−１、Ｉ−２について、それぞれ５μｍ、８μｍである。これらの析出物の分布のうち、８０％を超える数が単結晶の特徴を有する。

半製品は、１１５０℃に再加熱された後に、次いで、鋼板の形態に３．５ｍｍの厚みに熱間圧延され、圧延終了温度は９４０℃であった。熱間圧延後に７００℃でコイリングされた。

また、３０から１２０分の異なる時間、熱間圧延前に１２３０℃に鋼Ｉ−２を再加熱することにより処理が行われた。次いで、析出物の形態構造が観察された。１２０分以上の時間、１２３０℃での処理により、大きく（Ｌ_ｍａｘ＞１５μｍ）細長い（ｆ＞５）共晶析出物の密度が４００／ｍｍ^２未満になるように、析出物が球状化されることが可能であることが示された。

均一伸びＡｕおよび加工硬化係数ｎは、析出物球状化処理の結果、１１％および０．１２５（再加熱時間：３０分）から始まって１６％および０．１６５（再加熱時間：１２０分）になるので、このとき著しく増大される。さらに、鋼Ｉ−２の場合には、鋼板は、８１０℃の圧延終了温度で熱間圧延された。

次いで、これらの熱間圧延鋼板は、それ自体が既知である方法を使用して酸洗され、その後、１ｍｍの厚みに冷間圧延された。次いで、鋼板は、１分間浸漬させながら８００℃で再結晶焼きなましされた後、空冷された。

ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）による観察によって、マトリックス／共晶析出物界面での凝着の損失および熱間圧延または冷間圧延後の析出物自体の破損がないことが示された。

熱間圧延後に、鋼Ｉ−１の平均粒径は、１２μｍであったが、基準鋼の場合、２８μｍであった。

鋼Ｉ−２の場合、圧延終了温度（８１０℃）を低温にした結果、熱間圧延後の平均粒径がより微細（３．５μｍ）になった。

冷間圧延および焼きなまし後に、鋼Ｉ−１およびＩ−２の構造は、鋼Ｉ−１に関する図３に示すように再結晶された。顕微鏡写真は、結晶対比モードで走査電子顕微鏡を使用して撮影され、これにより、構造の完全に再結晶した特徴が証明される。析出物は、大部分が共晶析出物である。従来の鋼Ｒ−１と比較して、ＴｉＢ_２析出物によりミクロ組織が実質的に改良され、平均粒径は、本発明による鋼Ｉ−１では３．５μｍであるが、基準鋼Ｒ−１の場合には１５μｍである。

ピクノメトリー法による測定の結果、相対密度ｄが７．８０（従来の鋼Ｒ−１）から７．３３（鋼Ｉ−２）になったため、ＴｉＢ_２析出物およびＦｅ_２Ｂ析出物の存在が、相対密度ｄの著しい低減に関係していることが示される。

圧延方向に測定された鋼Ｉ−１およびＩ−２の弾性率は、それぞれ、２３０ＧＰａおよび２４０ＧＰａであった。基準鋼Ｒ−１の弾性率は、２１０ＧＰａであった。性能指数がＥ^１／３／ｄにしたがって変化する曲げ応力を受けた鋼板について、本発明による鋼を使用すると、従来の鋼に対して１０％より多い重量の低減が得られた。

測定された引張特性（０．２％歪みで測定された従来の降伏強度Ｒｅ、引張強度Ｒｍ、均一伸びＡｕ、破断伸びＡｔ）が、以下の表２（熱間圧延された鋼板）または表３（冷間圧延および焼きなまされた鋼板）に示されている。

本発明による熱間圧延または冷間圧延された鋼板のＲｅ／Ｒｍ比率は、０．５に近く、その結果、機械的挙動が二相鋼のものに近づき、後の成形能力が良好になる。

鋼Ｉ−１の冷間圧延鋼板にスポット抵抗溶接試験が行なわれた。引張せん断試験では、剥離によって系統的に破損が生じる。これは、高エネルギーに関係しているので、好ましい破壊モードであることが知られている。

また、溶接における溶解域内には、本発明による共晶析出物が存在し、これによって、溶接されたアセンブリにおける機械的特性を均一にすることに役立つことも示された。

また、レーザー溶接およびアーク溶接においても満足できる特性が得られた。

実施例２
以下の表４は、本発明による３つの鋼の組成を示す。

鋼は、半製品を鋳造することにより製造され、チタンおよびホウ素の添加が合金鉄の形態で行われた。鋳造温度は、液相温度より４０℃高かった。鋼Ｉ−１およびＩ−２と比較して、鋼Ｉ−３からＩ−５は、ＴｉＢ_２共晶共沈、次いでＦｅ_２Ｂ共晶共沈が起こるように、ＴｉＢ_２化学量論と比較して過剰な量のホウ素を有する。表５に共晶析出物の体積量が示されている。

共晶析出物は、平均サイズが１０μｍ未満であった。図４は、鋼Ｉ−３の場合において、ＴｉＢ_２析出物およびＦｅ_２Ｂ析出物が共存していること示す。薄い灰色のＦｅ_２Ｂ析出物およびより濃い色のＴｉＢ_２析出物が、フェライトマトリックス内に分散されている。

半製品は、実施例１において示されたものと同一の条件で熱間圧延された。ここでも、析出物−マトリックス界面の破損は観察されなかった。図５は、鋼Ｉ−５のミクロ組織を示す。これらの熱延鋼板の特性が、表６に示されている。

鋼Ｉ−１およびＩ−２と比較して、３から７．９体積％に及ぶ量のＦｅ_２Ｂを補充的に共晶析出することにより、弾性率が５から１５ＧＰａ増大される。

このＦｅ_２Ｂの補充的な析出により、引張強度が増大される。しかし、この析出が過剰な割合で起こると、均一伸びは著しく８％未満に低下する虞がある。

実施例３
組成Ｉ−２の鋼からなる半製品は、１３３０℃の温度で鋳造された。半製品を冷却するための流量の強度および鋳造半製品の厚みを変えることによって、２つの冷却速度、すなわち、０．８℃／ｓ、１２℃／ｓが達成された。図６および図７に示されたミクロ組織は、冷却速度が増大されると、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物が非常に著しく改善されることを示す。

実施例４
組成Ｉ−２を有し、２．５ｍｍの厚みの鋼の鋼板が、電力５．５ｋＷ、溶接速度３ｍ／分の条件でＣＯ_２レーザー溶接によって溶接された。溶解域の顕微鏡写真は、液体状態から冷却時に非常に微細な形態でＦｅ−ＴｉＢ_２共晶析出が起こることを示す。溶解域での析出物の量は、母材のものに近い。固化は、固化中の局部的冷却条件（局部温度勾配Ｇ、等温線の変位速度Ｒ）に依存して、樹枝状形態または多孔形態で起こる。樹枝状形態構造は、局部的固化条件（高い勾配Ｇおよび低い速度Ｒ）を所与として、ＨＡＺを有する接合部においてよりよく見られる。

したがって、ＴｉＢ_２析出物は、接合部（母材、ＨＡＺおよび溶解域）の様々な域内に存在している。このように、溶接された接合部の全体にわたって弾性率が増大され、密度が低減される。

また、鋼Ｉ−２の鋼板は、引抜可能な軟鋼板といかなる操作の困難なしにレーザー溶接され、その軟鋼板の組成は、（重量％で）０．００３％のＣ、０．０９８％のＭｎ、０．００５％のＳｉ、０．０５９％のＡｌ、０．０５１％のＴｉ、０．０００３％のＢ、および製錬に起因する不可避の不純物を含有していた。また、溶解域は、もちろん自生溶接の場合よりも低い割合で、Ｆｅ−ＴｉＢ_２共晶析出物を含有していた。したがって、剛性特性が局所的に異なり、機械的特性が局部的処理または使用挙動の必要条件に、より具体的に相当する金属構造を製造することが可能である。

実施例５
本発明による冷間圧延および焼きなましされ、１．５ｍｍの厚みを有する鋼板Ｉ−２は、下記条件で抵抗スポット溶接によって接合された：
− アセンブリ力：６５０ｄａＮ
− 溶接サイクル：３（電流Ｉが流れる７期間＋電流が流れない２期間）。

電流Ｉによって表された溶接範囲は、７から８．５ｋＡであった。この範囲における上限および下限は、一方は、５．２ｍｍより大きいコア直径を得ること（電流下限）、他方は、溶接中の火花の出現（上限）に相当する。したがって、本発明による鋼は、十分に広い１．５ｋＡの溶接可能範囲で、抵抗スポット溶接による良好な溶接性を示す。

このように、本発明により、本質的な軽量化の観点および弾性率の増大の両方から、性能レベルが向上された構造部品又は補強要素を製造することができる。本発明による鋼板の溶接による容易な処理は、特に、異なる組成または異なる厚みの鋼からなる部品を有する接合部によって鋼板をより複雑な構造に組み込むことを可能とする。

自動車産業は、特に、これらの様々な特徴の効果を享受することとなるであろう。

Claims (30)

1. 化学組成が、含量を重量で表して、
   ０．０１０％≦Ｃ≦０．２０％
   ０．０６％≦Ｍｎ≦３％
   Ｓｉ≦１．５％
   ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
   Ｓ≦０．０３０％
   Ｐ≦０．０４０％、
   ２．５％≦Ｔｉ≦７．２％、（０．４５×Ｔｉ）−０．３５％≦Ｂ≦（０．４５×Ｔｉ）＋０．７０％であるチタンおよびホウ素、
   必要に応じて、
   Ｎｉ≦１％
   Ｍｏ≦１％
   Ｃｒ≦３％
   Ｎｂ≦０．１％
   Ｖ≦０．１％
   から選択される１つ以上の元素を含み、
   組成の残部は鉄および製錬に起因する不可避の不純物からなる、鋼板。
2. チタンおよびホウ素の含量が、−０．２２≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦０．３５であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
3. チタンおよびホウ素の含量が、−０．３５≦Ｂ−（０．４５×Ｔｉ）≦−０．２２であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
4. チタン含量が、４．６％≦Ｔｉ≦６．９％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鋼板。
5. チタン含量が、４．６％≦Ｔｉ≦６％であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
6. 組成が、含量を重量で表して、Ｃ≦０．０８０％を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. 組成が、含量を重量で表して、Ｃ≦０．０５０％を含むことを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 組成が、含量を重量で表して、Ｃｒ≦０．０８％を含むことを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. ＴｉＢ_２共晶析出物、および必要に応じてＦｅ_２Ｂ共晶析出物を含み、平均サイズは、１５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. ＴｉＢ_２共晶析出物、および必要に応じてＦｅ_２Ｂ共晶析出物を含み、平均サイズは、１０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
11. 前記ＴｉＢ_２析出物の８０％を超える数が、単結晶の特徴を有することを特徴とする、請求項１０に記載の鋼板。
12. 前記鋼の平均粒径が、１５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼板。
13. 前記鋼の平均粒径が、５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼板。
14. 前記鋼の平均粒径が、３．５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼板。
15. 圧延方向に測定された弾性率が、２３０ＧＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から１４のいずれか一項に記載の鋼板。
16. 圧延方向に測定された弾性率が、２４０ＧＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から１５のいずれか一項に記載の鋼板。
17. 圧延方向に測定された弾性率が、２５０ＧＰａ以上であることを特徴とする、請求項１から１６のいずれか一項に記載の鋼板。
18. 引張強度が５００ＭＰａ以上であり、均一伸びは８％以上であることを特徴とする、請求項１から１６のいずれか一項に記載の鋼板。
19. 同一または異なる組成および同一または異なる厚みの複数の鋼部品から製造された物体であって、
    前記鋼部品の少なくとも１つは、請求項１から１８のいずれか一項に記載の鋼板であり、前記鋼部品の他の少なくとも１つに溶接されており、
    前記他の鋼部品の１つの組成または複数の組成は、重量で、０．００１から０．２５％のＣ、０．０５から２％のＭｎ、Ｓｉ≦０．４％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ＜０．１％、Ｎｂ＜０．１％、Ｖ＜０．１％、Ｃｒ＜３％、Ｍｏ＜１％、Ｎｉ＜１％、Ｂ＜０．００３％を含み、
    組成の残部は鉄および製錬に起因する不可避の不純物からなることを特徴とする、物体。
20. 請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼が供給され、前記鋼は、半製品の形態で鋳造され、鋳造温度は、前記鋼の液相温度より４０℃を超えない、製造方法。
21. 前記半製品が、反転ロール間で薄スラブまたは薄帯の形態で鋳造されることを特徴とする、請求項２０に記載の製造方法。
22. 前記鋳造の固化中の冷却速度が、０．１℃／ｓ以上であることを特徴とする、請求項２０または２１に記載の製造方法。
23. 前記半製品が、熱間圧延される前に再加熱され、最大サイズＬ_ｍａｘが１５μｍより大きく、アスペクト比ｆ＞５というＴｉＢ_２共晶析出物および必要に応じてＦｅ_２Ｂ共晶析出物の密度が４００／ｍｍ^２未満になるように前記再加熱の温度および時間の両方が選択され、そして前記半製品は熱間圧延されることを特徴とする、請求項２０から２２のいずれか一項に記載の製造方法。
24. 前記半製品に熱間圧延操作、必要に応じて冷間圧延操作および焼きなまし操作が実行され、圧延条件および焼きなまし条件は、平均粒径が１５μｍ以下の鋼板が得られるように調整されることを特徴とする、請求項２０から２３のいずれか一項に記載の方法。
25. 前記半製品に熱間圧延操作、必要に応じて冷間圧延操作および焼きなまし操作が実行され、圧延条件および焼きなまし条件は、平均粒径が５μｍ以下の鋼板が得られるように調節されることを特徴とする、請求項２０から２４のいずれか一項に記載の方法。
26. 前記半製品に熱間圧延操作、必要に応じて、冷間圧延操作および焼きなまし操作が実行され、圧延条件および焼きなまし条件は、平均粒径が３．５μｍ以下の鋼板が得られるように調整されることを特徴とする、請求項２０から２５のいずれか一項に記載の方法。
27. 前記熱間圧延操作が、圧延終了温度が８２０℃より低温で実行されることを特徴とする、請求項２３から２６のいずれか一項に記載の方法。
28. 請求項１から１８のいずれか一項に記載の鋼板または請求項２０から２７のいずれか一項に記載のように製造された鋼板から少なくとも１つのブランクが切断され、前記少なくとも１つのブランクは、２０℃から９００℃の温度範囲内で変形されることを特徴とする、構造部品を製造する方法。
29. 請求項１から１８のいずれか一項に記載の鋼板または請求項２０から２７のいずれか一項に記載されるように製造された少なくとも１つの鋼板が溶接されることを特徴とする、構造部品を製造する方法。
30. 自動車分野における構造部品または補強要素の製造用の、請求項１から１８のいずれか一項に記載の鋼板、または請求項１９に記載の物体、または請求項２０から２９のいずれか一項に記載の方法によって製造された鋼板の使用。

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