JP2005528519A - 超高力鋼組成、超高力鋼製品の製造方法及び得られた製品 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は超高力鋼組成、超高力鋼製品の製造方法、及び前記方法の最終製品に関する。
自動車産業において安全性と機能的要求を放棄することなく部品の厚さを減らすことを可能とするためにより高力な材料の使用を意味する重量減少に対する要求がある。良好な成形性を持つ超高力鋼(UHSS)シート製品がこの問題に対する解決を提供することができる。
本発明の目的は熱間圧延により作るのが不可能または非常に困難な薄い厚さでUHSS製品を利用可能とするために、冷間圧延及び焼鈍により、及び恐らく電気亜鉛めっきまたは熱浸漬亜鉛めっきが続けられて製造された超高力鋼(UHSS)製品を提供することにある。
本発明は少なくとも熱間圧延段階を含む方法で使用されることを意図した超高力鋼組成に関し、前記組成は次の含有量により特徴付けられる:
− C:1000ppmと2500ppmの間
− Mn:12000ppmと20000ppmの間
− Si:1500ppmと3000ppmの間
− P:100ppmと500ppmの間
− S:最大50ppm
− N:最大100ppm
− Al:最大1000ppm
− B:10ppmと35ppmの間
− Ti係数=Ti−3.42N+10:0ppmと400ppmの間
− Nb:200ppmと800ppmの間
− Cr:2500ppmと7500ppmの間
− Mo:1000ppmと2500ppmの間
− Ca:0と50ppmの間
残りは実質的に鉄と付随する不純物である。
− C:1000ppmと2500ppmの間
− Mn:12000ppmと20000ppmの間
− Si:1500ppmと3000ppmの間
− P:500ppmと600ppmの間
− S:最大50ppm
− N:最大100ppm
− Al:最大1000ppm
− B:10ppmと35ppmの間
− Ti係数=Ti−3.42N+10:0ppmと400ppmの間
− Nb:200ppmと800ppmの間
− Cr:2500ppmと7500ppmの間
− Mo:1000ppmと2500ppmの間
− Ca:0と50ppmの間
残りは実質的に鉄と付随する不純物である。
− この発明による組成を持つ鋼スラブを調製する、
− 熱間圧延された基材を形成するためにAr3温度より高い仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延する、
− コイル形成温度に冷却する、
− 前記基材を450℃と750℃の間で構成されるコイル形成温度CTでコイルを形成する、
− 酸化物を除去するために前記基材を酸洗する、
を含む。
− 前記基材を80秒以下の間、480℃と700℃の間の温度でソーキング(均熱)する、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する、
− 前記基材を前記亜鉛浴中で熱浸漬亜鉛めっきする、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含む。
− 前記基材を厚さを減少させるために冷間圧延する、
− 前記基材を720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で最大200℃の温度に冷却する、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含む。
− 前記基材を最大460℃の温度に2℃/秒以上の冷却速度で冷却する、
− 前記基材を最大460℃の前記温度で250秒以下の時間保持する、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
に続けることができる。
− 前記基材を厚さを減少させるために冷間圧延する、
− 前記基材を720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 前記基材を亜鉛浴の温度に2℃/秒以上の冷却速度で冷却する、
− 前記基材を前記亜鉛浴で熱浸漬亜鉛めっきする、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含む。
図1は本発明による熱間圧延された製品の全体微細構造を示す。
本発明によれば次の組成を持つ超高力鋼製品が提案される。示された最も広い範囲の適用は適切な加工パラメーターと組み合わせて、希望の多相微細構造、良好な溶接性並びに優れた機械的性質、例えば800と1600MPaの間の引張強さ、を持つ製品をもたらすことができるであろう。好適範囲は機械的性質のより狭い範囲、例えば1000MPaの保証された最低引張強さ、または溶接性へのより厳しい要求(最大のC−範囲、次項参照)に関連する。
この方法は次の段階:
− 上に規定されたようなこの発明による組成を持つ鋼スラブを調製する、
− もし必要なら、Nbがその役目を完全に勤めることができるように炭化ニオブを溶解するために前記スラブを1000℃以上、好ましくは1200℃以上の温度に再加熱する。スラブの再加熱はもし鋳造がライン内で熱間圧延設備に続くなら不必要である、
− スラブを熱間圧延する、そこでは熱間圧延の最終スタンドの仕上げ圧延温度FTはAr3温度より高い。好ましくはもし熱間圧延コイル製品のA80伸び(EN10002−1標準規格による引張り試験測定)が引張強さを変えることなく増大される必要があるなら、より低いFTが使用される(しかしなおAr3以上、例えば750℃)。850℃のFTに比べて750℃のFTによりA80の10%の相対増加が得られるが、より高い仕上げ圧延力を要する、
− コイル形成温度CTに、好ましくはCTに連続冷却により、典型的には40−50℃/秒で、冷却する。なお段階的冷却も使用されることができる、
− 450℃と750℃の間で構成されるコイル形成温度CTで前記基材を熱間圧延機でコイル形成する、ここでコイル形成温度は熱間圧延製品並びに冷間圧延及び焼鈍後の製品の両方の機械的性質に重要な影響を持つ(実施例参照)。全ての場合において、好ましい最低コイル形成温度は550℃以上であり、かつベイナイト開始温度より高い。従ってベイナイト変態がコイル内で完全に起こる。ベイナイト開始温度Bsは実施例の組成に対して、6℃/分より高い仕上げ圧延機後の冷却速度に対しては<550℃である。ベイナイト開始温度のちょうど上のコイル形成温度は熱間圧延機で何らの加工問題も提出しない。Bs以上のCTでのコイル形成は材料がコイル中でかつランアウト・テーブル上でなく変態することを確実とする。ベイナイト領域の分離は従って加工耐久性を増やし、かくして冷却条件の変化に関して機械的性質のより高い安定性を保証する、
− 酸化物を除去するために基材を酸洗する、
を含む。
− 基材を480℃と700℃の間の温度で、好ましくは650℃以下またはそれに等しい温度で、80秒以下の間ソーキングする、
− 亜鉛浴の温度に2℃/秒以上の冷却速度で冷却する、
− 熱間圧延された基材を熱浸漬亜鉛めっきする、
− 室温まで2℃/秒以上の冷却速度で冷却する、
− 恐らく最大2%の調質圧延、
により続けられる。
− 例えば50%の厚さの減少を得るために冷間圧延する、
− 720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 2℃/秒以上の冷却速度で最大200℃の温度まで冷却する、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温まで最終冷却する、
により続けられる。
これに代えて、焼鈍段階後の冷却は2℃/秒以上の冷却速度でいわゆる460℃以下の過時効温度まで実施されることができる。この場合、シートは室温までの最終冷却に進める前にある時間、典型的には100−200秒の間この温度に保たれる。
− 基材を例えば50%の厚さの減少を得るために冷間圧延する、
− 720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 亜鉛浴の温度まで2℃/秒以上の冷却速度で冷却する、
− 熱浸漬亜鉛めっきする、
− 室温まで最終冷却する、
により続けられる。
1.組成例A
表1は本発明による超高力鋼製品の工業的鋳造の組成の第一例を示す。以下に述べられる全ての引張試験の機械的性質は標準規格EN10002−1により、焼付硬化値は標準規格SEW094により測定されたことは注目すべきである。
加工段階は:
スラブ再加熱 1240−1300℃の間
熱間圧延機仕上げ 880−900℃の間
コイル形成温度 570−600℃の間
酸洗
調質圧延または引張り平面矯正器なし
であった。
コイル形成温度CTを変えることを伴う熱間圧延製品の更なる加工は、表5から12に示される冷間圧延製品特性を導く(全ての厚さ1mm、50%冷間圧延減少):
表13はこの発明のUHSS鋼の組成に関して二つの追加的鋳造物を記載する。その組成はB及びCと指示される。組成AとBから作られたスラブは次の段階を受け、この発明による鋼シートをもたらす:
− 熱間圧延、仕上げ温度Ar3以上、
− コイル形成630℃、
− 酸洗、
− 50%減少により1.6mmへの冷間圧延、
− 820℃の最大ソーキング温度までの焼鈍、
− 10℃/秒での亜鉛浴温度への冷却、
− 熱浸漬亜鉛めっき、
− 室温への冷却。
組成Cから作られたスラブは同様の加工を得たが、1.0mmへの60%冷間圧延減少及び室温への冷却後に0と1%の間の特別の調質圧延を受けた。
最後に、表16はこの発明による二つの更なる鋳造物のDとEと表示された組成を示す。これらの組成を持つスラブは次の段階:
− 2mmの厚さへの仕上げ温度Ar3以上の熱間圧延、
− 550℃でのコイル形成、
− 酸洗、
を受けさせた。
Claims (26)
- 少なくとも熱間圧延段階を含む方法で使用されることを意図した超高力鋼組成において、前記組成が次の含有量:
− C:1000ppmと2500ppmの間
− Mn:12000ppmと20000ppmの間
− Si:1500ppmと3000ppmの間
− P:100ppmと500ppmの間
− S:最大50ppm
− N:最大100ppm
− Al:最大1000ppm
− B:10ppmと35ppmの間
− Ti係数=Ti−3.42N+10:0ppmと400ppmの間
− Nb:200ppmと800ppmの間
− Cr:2500ppmと7500ppmの間
− Mo:1000ppmと2500ppmの間
− Ca:0と50ppmの間
残りは実質的に鉄と付随する不純物である、
を特徴とする組成。 - 炭素の量が1200ppmと2500ppmの間であることを特徴とする請求項1に記載の組成。
- 炭素の量が1200ppmと1700ppmの間であることを特徴とする請求項2に記載の組成。
- 炭素の量が1500ppmと1700ppmの間であることを特徴とする請求項3に記載の組成。
- リンの量が200ppmと400ppmの間であることを特徴とする請求項1から4のいずれか一つに記載の組成。
- リンの量が250ppmと350ppmの間であることを特徴とする請求項1から5のいずれか一つに記載の組成。
- ニオブの量が250ppmと550ppmの間であることを特徴とする請求項1から6のいずれか一つに記載の組成。
- ニオブの量が450ppmと550ppmの間であることを特徴とする請求項1から7のいずれか一つに記載の組成。
- 少なくとも熱間圧延段階を含む方法で使用されることを意図した超高力鋼組成において、前記組成が次の含有量:
− C:1000ppmと2500ppmの間
− Mn:12000ppmと20000ppmの間
− Si:1500ppmと3000ppmの間
− P:500ppmと600ppmの間
− S:最大50ppm
− N:最大100ppm
− Al:最大1000ppm
− B:10ppmと35ppmの間
− Ti係数=Ti−3.42N+10:0ppmと400ppmの間
− Nb:200ppmと800ppmの間
− Cr:2500ppmと7500ppmの間
− Mo:1000ppmと2500ppmの間
− Ca:0と50ppmの間
残りは実質的に鉄と付随する不純物である、
を特徴とする組成。 - 超高力鋼製品を製造する方法において、それが次の段階:
− 請求項1から9のいずれか一つに記載の組成を持つ鋼スラブを調製する、
− 熱間圧延された基材を形成するためにAr3温度より高い仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延する、
− コイル形成温度CTに冷却する段階、
− 前記基材を450℃と750℃の間で構成されるコイル形成温度CTでコイル形成する、
− 前記基材を酸化物を除去するために酸洗する、
を含むことを特徴とする方法。 - 前記コイル形成温度CTがベイナイト開始温度Bsより高いことを特徴とする請求項10に記載の方法。
- 前記熱間圧延段階前に前記スラブを少なくとも1000℃に再加熱する段階を更に含むことを特徴とする請求項10または11に記載の方法。
- 次の段階:
− 前記基材を80秒以下の間480℃と700℃の間の温度でソーキングする、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する、
− 前記基材を前記亜鉛浴中で熱浸漬亜鉛めっきする、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含むことを特徴とする請求項10から12のいずれか一つに記載の方法。 - 前記基材を最大2%の減少で調質圧延減少する段階が続くことを特徴とする請求項10から13のいずれか一つに記載の方法。
- 電気亜鉛めっき段階が続くことを特徴とする請求項10,11,12または14のいずれか一つに記載の方法。
- 次の段階:
− 前記基材を厚さを減少させるために冷間圧延する、
− 前記基材を720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で最大200℃の温度に冷却する、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含むことを特徴とする請求項10から12のいずれか一つに記載の方法。 - 次の段階:
− 前記基材を厚さの減少を得るために冷間圧延する、
− 前記基材を720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で最大460℃の温度に冷却する、
− 前記基材を最大460℃の前記温度で250秒以下の時間保つ、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含むことを特徴とする請求項10から12のいずれか一つに記載の方法。 - 次の段階:
− 前記基材を厚さの減少を得るために冷間圧延する、
− 前記基材を720℃と860℃の間で構成される最大ソーキング温度まで焼鈍する、
− 前記基材を2℃/秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する、
− 前記基材を前記亜鉛浴で熱浸漬亜鉛めっきする、
− 2℃/秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する、
を更に含むことを特徴とする請求項10から12のいずれか一つに記載の方法。 - 前記基材の最大2%の減少による調質圧延減少の段階が続くことを特徴とする請求項16から18のいずれか一つに記載の方法。
- 電気亜鉛めっき被覆の段階が続くことを特徴とする請求項16,17または19のいずれか一つに記載の方法。
- 少なくともベイナイト系相及び/またはマルテンサイト系相を含み、更に相分布がベイナイト系相及びマルテンサイト系相の合計が35%以上であることを特徴とする請求項10から20のいずれか一つに記載の方法により製造された鋼製品。
- 引張強さが1000MPa以上であることを特徴する請求項21に記載の鋼製品。
- 350MPaと1150MPaの間の降伏強さ、800MPaと1600MPaの間の引張強さ、5%と17%の間の伸びA80を持つことを特徴とする請求項16から20のいずれか一つに記載の方法により製造された鋼製品。
- 前記製品が0.3mmと2.0mmの間の厚さの鋼シートであることを特徴とする請求項23に記載の鋼製品。
- 550MPaと950MPaの間の降伏強さ、800MPaと1200MPaの間の引張強さ、5%と17%の間の伸びA80を持つことを特徴とする請求項10から15のいずれか一つに記載の鋼製品。
- 縦方向と横方向の両方で60MPa以上の焼付硬化性BH2を持つことを特徴とする請求項21から25のいずれか一つに記載の鋼製品。
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