JP2005528519A5 - - Google Patents

Description

幾つかの文献がかかるＵＨＳＳ製品を記載している。特に文献ＤＥ１９７１０１２５は（質量％で）０．１〜０．２％のＣ、０．３〜０．６％のＳｉ、１．５〜２．０％のＭｎ、０．０８％以下のＰ、０．３〜０．８％のＣｒ、０．４％以下のＭｏ、０．２％以下のＴｉ及び／またはＺｒ、０．０８％以下のＮｂを含む高引張り強さ（９００ＭＰａ以上）の延性鋼ストリップを製造する方法を記載する。この材料は熱間圧延により製造される。しかし、この方法の欠点は薄い厚さ（例えば２ｍｍ以下）に対しては圧延力が劇的に増えるので、製造される可能な厚さに限界があることである。この限界の理由は、最終製品のみならず熱間圧延機の仕上げ列の温度におけるこの材料の強度が非常に高いためである。また高Ｓｉ含量が表面品質に関して問題を引き起こすことも周知である。なぜなら、酸洗後のＳｉ酸化物の存在は酸洗後に不規則で非常に高い粗さを持つ表面を作るからである。更に腐食保護を考慮してかかる高Ｓｉ含有基材を溶融亜鉛めっきすると、自動車用には不十分な表面外観を導き、更に表面上に無めっき点が存在する危険性を高める。

文献ＪＰ ０９１７６７４１は均質性及び疲労特性に優れた高靭性熱間圧延鋼ストリップの製造を記載する。この鋼は（質量％で）＜０．０３％のＣ、＜０．１％のＡｌ、０．７〜２．０％のＣｕ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００３〜０．００５０％のＢ及び＜０．００５０％のＮを含む組成を持つ。この熱間圧延製品はベイナイト容量％が９５％以上でマルテンサイト容量％が＜２％の構造を持つ。この発明の欠点は、上述のように熱間圧延により作り出されることができる厚さに限界があること、及び合金元素としてかなりの量のＣｕを使用することである。この元素は、特別な製品のためのみに使用され、例えば深絞り鋼、構造鋼及び自動車用の典型的な高張力鋼で用いられる組成中には一般的に望まれない。従って、Ｃｕの存在はもし大多数の製品が低い不純物水準でしかＣｕを含むことを許されない等級を含むなら製鋼プラントのスクラップの処理及び管理をずっとより困難にする。更に銅は溶接後のＨＡＺ部の靭性を大きく低下させることが知られており、従って溶接性を害する。また銅は熱脆性の問題と関連することが多い。

文献ＥＰ ８６１９１５は高靭性高引張強さを持つ鋼及びそれを製造する方法を記載する。引張強さは９００ＭＰａ以上であり、その組成は（質量％で）０．０２〜０．１％のＣ、＜０．６％のＳｉ、０．２〜２．５％のＭｎ、１．２〜２．５％のＮｉ、０．０１〜０．１％のＮｂ、０．００５〜０．０３％のＴｉ、０．００１〜０．００６％のＮ、０〜０．６％のＣｕ、０〜０．８％のＣｒ、０〜０．６％のＭｏ、及び０〜０．１％のＶを含む。またホウ素の添加が検討されている。この鋼の微細構造は微細構造中少なくとも９０容量％を占めるマルテンサイト（Ｍ）と下部ベイナイト（ＬＢ）の混合組織であるかもしれず、ＬＢは混合構造中少なくとも２容量％を占め、旧オーステナイト粒子のアスペクト比は３以上である。前記鋼の製造は鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の温度に加熱し；この鋼スラブをオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上となるように鋼板に圧延し；圧延をＡｒ３点以上の温度で終了し；そしてこの鋼板をＡｒ３点以上の温度から５００℃以下の温度まで鋼板の厚さ方向の中心で測定して１０℃／秒〜４５℃／秒の冷却速度で冷却することからなる。この発明の欠点は典型的な炭素鋼製造プラントではそんなに数多くは使われていないかなりの量のＮｉの添加であり（先に引用した文献のＣｕと同じスクラップの管理の問題を提起する）、並びに熱間圧延に対する制約である。

本発明による鋼シートは縦方向及び横方向の両方で６０ＭＰａより高い焼付硬化性ＢＨ２を持つことができる。

Ｓｉ：０．１５００〜０．３０００％、好ましくは０．２５００〜０．３０００％。Ｓｉは鋼結晶構造がオーステナイトからフェライトへと変態される際の鋼結晶構造中の炭素の再分配速度を増やすことが知られており、それはオーステナイトの分解を減速する。それは炭化物形成を抑制し、全体強度に貢献する。請求された範囲の最大値は溶融亜鉛めっきを実施する能力に、特にぬれ性、被覆接着性及び表面外観の点で関連する。

Ｂ，Ｍｏ及びＣｒ（及びＭｎ）の組み合わせは、ＴＴＴ曲線図におけるベイナイト領域を分離可能とする。これは、熱間圧延シートに対して主要成分としてベイナイトを含む微細構造を容易に得ることを可能とする。包含量を下げるようにＳを０．００５０％以下に制限するために、かつＭｎＳ形成を防ぐために、鋼はＣａ処理される。そのとき残留ＣａとＳは球状ＣａＳで見出され、それらは変形性に対してＭｎＳよりかなり有害性が小さい。更に、Ｓｉ含有量は現存する鋼に比べて制限されており、それがこの組成を持つ熱間圧延並びに冷間圧延されたシートに対して亜鉛めっき性を確保する。

第二及び第三実施態様による両方法の後に２％以下の圧延率での調質圧延段階が続けられることができる。冷間圧延後の本発明の鋼基材の厚さは最初の熱間圧延シート厚及び十分な高水準で冷間圧延を実施するための冷間圧延機の能力により１ｍｍ以下であることができる。従って、０．３〜２．０ｍｍの厚さが可能である。好ましくは低Ｒｅ／Ｒｍ比及び材料の高歪硬化能力を持たせるためにストレッチャーレベラー／調質圧延は用いられない。

また冷間圧延シートも全ての実験及び試験において連続降伏挙動を示したが、一般的に熱間圧延シートより低い降伏強さの引張強さに対する比Ｒｅ／Ｒｍを持つ（典型的には冷間圧延シートは０．４０〜０．７０のＲｅ／Ｒｍを持ち、熱間圧延シートは０．６５〜０．８５のＲｅ／Ｒｍを持つ）。これはこの材料が高歪硬化により特徴付けられることを意味する：可塑性変形を開始するのに必要な初期力はかなり低く保たれることができ、それが材料の初期変形を容易とするが、材料は数％の変形後の高加工硬化のため既に高強度水準に到達している。

更に、本発明のシートは非常に大きな焼付硬化能力を示す：ＢＨ_０値は横及び縦方向の両方で３０ＭＰａを越え、ＢＨ_２は両方向で１００ＭＰａさえ越える（ＢＨ_０とＢＨ_２は標準規格ＳＥＷ０９４により測定された）。これは塗料焼付時に白く塗装された本体に対してさえ材料はより高い降伏強さを取得するであろうこと、従って構造の剛性が増えることを意味する。

冷間圧延が必要でないより大きな厚さに対しては、熱間圧延され酸洗されたシート自体がなお超高張力性を保ってしかもより耐食性の利益を持って溶融亜鉛めっきされることができる。例えばＣＴ＝５８５℃で巻取られているが調質圧延またはストレッチャーレベラーで更に加工されていない非めっきの酸洗され熱間圧延されたシートの性質は典型的にはＲｅが６８０−７７０ＭＰａ、Ｒｍが１０６０−１０９０ＭＰａそしてＡ８０が１１−１３％であるが、一方熱間圧延された基材を溶融亜鉛めっきラインを通過させた後（例えば６５０℃のソーキング帯域を持つ）、その性質はなおＲｅが８００−８３０ＭＰａ、Ｒｍが９７０−９８０ＭＰａそしてＡ８０が１０％である（標準規格ＥＮ１０００２−１による機械的性質測定）。

１．１熱間圧延シート−組成Ａ
加工段階は：
スラブ再加熱 １２４０−１３００℃
熱間圧延機仕上げ ８８０−９００℃
巻取り温度 ５７０−６００℃
酸洗
調質圧延またはストレッチャーレベラーなしであった。

Claims (26)

1. 質量％（以下同じ）で以下の組成、
   Ｃ ：０．１０００〜０．２５００％、
   Ｍｎ：１．２０００〜２．００００％
   Ｓｉ：０．１５００〜０．３０００％
   Ｐ ：０．０１００〜０．０６００％
   Ｓ ：０．００５０％以下
   Ｎ ：０．０１００％以下
   Ａｌ：０．１０００％以下
   Ｂ ：０．００１０〜０．００３５％
   Ｔｉ係数＝Ｔｉ−３．４２Ｎ＋０．００１０：０．０４００％以下（０を含む）
   Ｎｂ：０．０２００〜０．０８００％
   Ｃｒ：０．２５００〜０．７５００％
   Ｍｏ：０．１０００〜０．２５００％
   Ｃａ：０．００５０％以下（０を含む）を持ち、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる超高張力鋼シートであって、前記超高張力鋼シートがベイナイト相とマルテンサイト相の両方を含み、ベイナイト相及びマルテンサイト相の合計が３５容量％以上であり、前記超高張力鋼シートの引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴する超高張力鋼シート。
2. Ｃの含有量が０．１２００〜０．２５００％であることを特徴とする請求項１に記載のシート。
3. Ｃの含有量が０．１２００〜０．１７００％であることを特徴とする請求項２に記載のシート。
4. Ｃの含有量が０．１５００〜０．１７００％であることを特徴とする請求項３に記載のシート。
5. Ｐの含有量が０．０１００〜０．０５００％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シート。
6. Ｐの含有量が０．０５００〜０．０６００％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シート。
7. Ｐの含有量が０．０２００〜０．０４００％であることを特徴とする請求項５に記載のシート。
8. Ｐの含有量が０．０２５０〜０．０３５０％であることを特徴とする請求項７に記載のシート。
9. Ｎｂの含有量が０．０２５０〜０．０５５０％であることを特徴とする請求項１から８のいずれか一つに記載のシート。
10. Ｎｂの含有量が０．０４５０〜０．０５５０％であることを特徴とする請求項１から９のいずれか一つに記載のシート。
11. 超高張力鋼シートを製造する方法において、それが次の段階：
    − 請求項１から１０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段階、
    − 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して熱間圧延された基材を形成する段階、
    − 熱間圧延された基材を４５０℃〜７５０℃の巻取り温度ＣＴに冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記巻取り温度ＣＴで巻取る段階、
    − 巻取られた基材を酸洗して酸化物を除去する段階、
    を含むことを特徴とする方法。
12. 前記巻取り温度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１１に記載の方法。
13. 前記熱間圧延段階前に前記スラブを１０００℃以上に加熱する段階を更に含むことを特徴とする請求項１１または１２に記載の方法。
14. 次の段階：
    − 酸洗された基材を８０秒以下の時間、４８０℃〜７００℃の温度でソーキングする段階、
    − ソーキングされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
    − 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
15. 最終冷却された基材を２％以下の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
16. 酸洗された基材を電気亜鉛めっきする段階を更に含むことを特徴とする請求項１１，１２または１３のいずれか一つに記載の方法。
17. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
18. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で４６０℃以下の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を４６０℃以下の前記温度で２５０秒以下の時間保持する段階、
    − 保持された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
19. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
    − 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
20. 最終冷却された基材を２％以下の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１７または１８に記載の方法。
21. 最終冷却された基材を２％の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１９に記載の方法。
22. 最終冷却されたまたは調質圧延された基材を電気亜鉛めっき被覆する段階を更に含むことを特徴とする請求項１７，１８または２０のいずれか一つに記載の方法。
23. ３５０ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１６００ＭＰａの引張強さ、及び５％〜１７％の伸びＡ８０を持つことを特徴とする請求項１７から２２のいずれか一つに記載の方法により製造された超高張力鋼シート。
24. 前記超高張力シートが０．３ｍｍ〜２．０ｍｍの厚さの鋼シートであることを特徴とする請求項２３に記載の超高張力鋼シート。
25. ５５０ＭＰａ〜９５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの引張強さ、及び５％〜１７％の伸びＡ８０を持つことを特徴とする請求項１１から１６のいずれか一つに記載の方法により製造された超高張力鋼シート。
26. 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２３から２５のいずれか一つに記載の超高張力鋼シート。