JP2011523440A - 極めて高い強度の冷間圧延された二相鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板 - Google Patents
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Abstract
本発明は、焼きなまされ、冷間圧延された二相鋼板に関し、二相鋼板は、９８０から１１００ＭＰａの強度および９％より大きい破断伸びを有し、組成（重量％で表して）として、０．０５５％≦Ｃ≦０．０９５％、２％≦Ｍｎ≦２．６％、０．００５％≦Ｓｉ≦０．３５％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０５％、０．１≦Ａｌ≦０．３％、０．０５％≦Ｍｏ≦０．２５％、０．２％≦Ｃｒ≦０．５％を含み、Ｃｒ＋２Ｍｏ≦０．６％とし、さらに、Ｎｉ≦０．１％、０．０１≦Ｎｂ≦０．０４％、０．０１≦Ｔｉ≦０．０５０％、０．０００５≦Ｂ≦０．００２５％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％を含み、組成の残部は、鉄および製造に由来する不可避的不純物からなる。
Description
本発明は、特に自動車産業において、成形により部品を製造するための極めて高い強度および延性を有する「二相」として知られた鋼から、冷間圧延され、焼きなまされた鋼板を製造することに関する。
二相鋼は、その構造がフェライトマトリックス中にマルテンサイトあるいは多少のベイナイトを含み、高強度と高変形能力とを兼ね備えているので広く使用されてきた。伝えられるように、二相鋼の降伏強度は、二相鋼の破壊強度に比べて比較的低く、それは、形成操作の間に二相鋼に非常に有利な降伏強度／強度比を付与する。二相鋼の加工硬化能は非常に高く、それは衝突における良好な変形分布を可能とし、形成後の部品におけるはるかに高い降伏強度をもたらす。したがって、従来の鋼で製造されたものと同じくらい複雑な部品が作製されることができるが、より良好な機械的特性を有し、それは厚みが低減しても同じ機能的規格を満足することを可能とする。そのように、これらの鋼は、車両の軽量化および安全性の要件に対する有効な回答である。熱間圧延（例えば、１から１０ｍｍの厚みで）または冷間圧延（例えば、０．５から３ｍｍの厚みで）鋼の分野では、この種の鋼は、特に、クロスメンバー、サイドメンバー、補強部品またはプレス鋼ホイールなどの自動車用構造部品または安全部品のための用途を見出している。
軽量化およびエネルギー消費の低減ための最新の要件は、極めて高い強度の二相鋼に対する需要を増大させ、すなわち、二相鋼の機械的強度Ｒｍは９８０から１１００ＭＰａである。これらの鋼は、このレベルの強度に加えて、良好な溶接性および良好な連続溶融亜鉛めっき能力を有さなければならない。これらの鋼は、また、良好な曲げ能力を有さなければならない。
高強度二相鋼の製造は、例えば、特許文献の欧州特許出願公開第１２０１７８０号明細書に記載されており、この特許文献は、０．０１から０．３％のＣ、０．０１から２％のＳｉ、０．０５から３％のＭｎ、０．１％未満のＰ、０．０１％未満のＳおよび０．００５から１％のＡｌの組成を有する鋼に関しており、その機械的強度は５４０ＭＰａより大きく、良好な疲労強度および穴拡げ率を有する。しかしながら、この特許文献に示されたほとんどの例は、８７５ＭＰａ未満の強度を示す。この特許文献においてこの値を越えるまれな例は、溶接性および穴拡げ率が十分でない高い炭素含有量（０．２５または０．３１％）を備えた鋼に関する。
特許文献の欧州特許出願公開第０７９６９２８号明細書は、また、冷間圧延された二相鋼について記載しており、その強度は５５０ＭＰａより大きく、０．０５から０．３％のＣ、０．８から３％のＭｎ、０．４から２．５％のＡｌおよび０．０１から０．２％のＳｉの組成を有する。フェライトマトリックスは、マルテンサイト、ベイナイトおよび／または残留オーステナイトを含む。提示された例は、強度が、高い炭素含有量（０．２０から０．２１％）でさえ、６６０ＭＰａを超えないことを示した。
特許文献の特開平１１―３５００３８号公報は、二相鋼について記載しており、その強度は、９８０ＭＰａより大きく、０．１０から０．１５％のＣ、０．８から１．５％のＳｉ、１．５から２．０％のＭｎ、０．０１から０．０５％のＰ、０．００５％未満のＳ、０．０１から０．０７％の溶解状態のＡｌ、０．０１％未満のＮの組成を有し、さらに、０．００１から０，０２％のＮｂ、０．００１から０．０２％のＶ、０．００１から０．０２％のＴｉの元素１つまたは複数を含む。しかしながら、この高強度は、マルテンサイトが形成することをもちろん可能にするシリコンの大量添加を犠牲にして得られるが、それにもかかわらず、浸漬被覆性に悪影響を与える表面酸化物の形成をもたらす可能性がある。
本発明の目的は、冷間圧延され、素地のまままたは被覆され、上記不利点を有さない極めて高い強度の二相鋼板の製造方法を提供することである。
本発明は、９％より大きな破断伸びおよび良好な成形能力、特に、良好な曲げ能力とともに、９８０から１１００ＭＰａの機械的強度を有する二相鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、また、パラメーターの小さなばらつきが微細構造または機械的特性に大きな変化をもたらさない製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、また、冷間圧延によって容易に製造される鋼板を提供することを目的とし、すなわち、熱間圧延ステップ後の硬度は、圧延歪みが冷間圧延ステップの間に適度なままであるように限定される。
本発明は、また、金属コーティングが、特に、通常の方法による溶融亜鉛めっきによって堆積されることができる鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、また、抵抗スポット溶接などの通常の組み立て方法によって良好な溶接性を有する鋼を提供することを目的とする。
本発明は、また、高価な合金化元素の添加を回避することによって経済的な製造方法を提供することを目的とする。
この目的を達成するために、本発明の主題は、９８０から１１００ＭＰａの強度および９％より大きい破断伸びを有する、冷間圧延され、焼きなまされた二相鋼板であって、その組成は、含有量を重量で表して、０．０５５％≦Ｃ≦０．０９５％、２％≦Ｍｎ≦２．６％、０．００５％≦Ｓｉ≦０．３５％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０５０％、０．１≦Ａｌ≦０．３％、０．０５％≦Ｍｏ≦０．２５％、０．２％≦Ｃｒ≦０．５％を含み、Ｃｒ＋２Ｍｏ≦０．６％であることが要求され、さらに、Ｎｉ≦０．１％、０．０１０≦Ｎｂ≦０．０４０％、０．０１０≦Ｔｉ≦０．０５０％、０．０００５≦Ｂ≦０．００２５％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％を含み、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなる。
好ましくは、鋼の組成は、含有量を重量で表して、０．１２％≦Ａｌ≦０．２５％を含む。
好ましい実施形態によれば、鋼の組成は、含有量を重量で表して、０．１０％≦Ｓｉ≦０．３０％を含む。
鋼の組成は、０．１５％≦Ｓｉ≦０．２８％を含むことが好ましい。
好ましい実施形態によれば、組成は、Ｐ≦０．０１５％を含む。
鋼板の微細構造は、３５から５０％の表面積比のマルテンサイトを含むことが好ましい。
特定の実施形態によれば、微細構造の補部は、５０から６５％の表面積比のフェライトからなる。
他の特定の実施形態によれば、微細構造の補部は、１から１０％の表面積比のベイナイトおよび４０から６４％の表面積比のフェライトからなる。
フェライト相の全体に対する未再結晶化フェライトの表面積比は、１５％以下であることが好ましい。
鋼板は、その強度Ｒｍに対するその降伏強度Ｒｅの比０．６≦Ｒｅ／Ｒｍ≦０．８を有することが好ましい。
特定の実施形態によれば、鋼板は連続亜鉛めっきされている。
他の特定の実施形態によれば、鋼板は合金化溶融亜鉛めっきコーティングを含む。
本発明の他の主題は、冷間圧延され、焼きなまされた二相鋼板の製造方法であって、
上記仕様のうちのいずれか１つに記載の組成を有する鋼が供給され、次いで：
鋼は半製品として鋳造され、次いで、
半製品は温度１１５０℃≦ＴＲ≦１２５０℃にされ、次いで、
半製品は、最終圧延温度ＴＦＬ≧Ａｒ３で熱間圧延されて熱間圧延製品を得て、次いで、
熱間圧延製品は、温度５００℃≦Ｔｂｏｂ≦５７０℃で巻回され、次いで、熱間圧延製品はデスケーリングが施され、次いで、冷間圧延は、３０から８０％の圧下率で実行されて冷間圧延製品を得て、次いで、
冷間圧延製品は、１℃／ｓ≦Ｖｃ≦５℃／ｓの速度で、例えば、Ａｃ１＋４０℃≦ＴＭ≦Ａｃ３−３０℃の焼きなまし温度ＴＭに加熱され、その焼きなまし温度ＴＭで冷間圧延製品は３０ｓ≦ｔＭ≦３００ｓの時間保持されて、オーステナイトを含む構造を備えた加熱焼きなまし製品を得て、次いで、
焼きなまし製品は、オーステナイトのすべてがマルテンサイトに変態するのに十分に高い速度Ｖで、温度Ｍｓ未満の温度に冷却されることを特徴とする製造方法である。
上記仕様のうちのいずれか１つに記載の組成を有する鋼が供給され、次いで：
鋼は半製品として鋳造され、次いで、
半製品は温度１１５０℃≦ＴＲ≦１２５０℃にされ、次いで、
半製品は、最終圧延温度ＴＦＬ≧Ａｒ３で熱間圧延されて熱間圧延製品を得て、次いで、
熱間圧延製品は、温度５００℃≦Ｔｂｏｂ≦５７０℃で巻回され、次いで、熱間圧延製品はデスケーリングが施され、次いで、冷間圧延は、３０から８０％の圧下率で実行されて冷間圧延製品を得て、次いで、
冷間圧延製品は、１℃／ｓ≦Ｖｃ≦５℃／ｓの速度で、例えば、Ａｃ１＋４０℃≦ＴＭ≦Ａｃ３−３０℃の焼きなまし温度ＴＭに加熱され、その焼きなまし温度ＴＭで冷間圧延製品は３０ｓ≦ｔＭ≦３００ｓの時間保持されて、オーステナイトを含む構造を備えた加熱焼きなまし製品を得て、次いで、
焼きなまし製品は、オーステナイトのすべてがマルテンサイトに変態するのに十分に高い速度Ｖで、温度Ｍｓ未満の温度に冷却されることを特徴とする製造方法である。
本発明の他の主題は、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき二相鋼板の製造方法であって、上記仕様によるオーステナイトを含む構造を備えた加熱焼きなまし製品が供給され、次いで：
加熱焼きなまし製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
加熱焼きなまし製品は、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
亜鉛めっき製品は、４℃／ｓより大きな速度Ｖ’Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする製造方法である。
加熱焼きなまし製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
加熱焼きなまし製品は、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
亜鉛めっき製品は、４℃／ｓより大きな速度Ｖ’Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする製造方法である。
本発明の他の主題は、冷間圧延された合金化溶融亜鉛めっき二相鋼板の製造方法であって、上記仕様によるオーステナイトを含む構造を備えた加熱焼きなまし製品が供給され、次いで：
加熱焼きなまし製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、前記オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品は、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
亜鉛めっき製品は、１０から４０ｓの時間ｔＧ、４９０から５５０℃の温度ＴＧで加熱されて合金化溶融亜鉛めっき製品を得て、次いで、
合金化溶融亜鉛めっき製品は、４℃／ｓより大きな速度Ｖ”Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする製造方法である。
加熱焼きなまし製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、前記オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品は、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
亜鉛めっき製品は、１０から４０ｓの時間ｔＧ、４９０から５５０℃の温度ＴＧで加熱されて合金化溶融亜鉛めっき製品を得て、次いで、
合金化溶融亜鉛めっき製品は、４℃／ｓより大きな速度Ｖ”Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする製造方法である。
本発明の他の主題は、上記仕様のうちの１つによる製造方法であり、前記温度ＴＭは、７６０から８３０℃であることを特徴とする。
特定の実施形態によれば、冷却速度ＶＲは１５℃／ｓ以上である。
本発明の他の主題は、自動車用構造部品または安全部品を製造するための、上記仕様のうちのいずれか１つに記載の、または上記仕様のうちのいずれか１つに記載の方法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、以下の記載で明らかとなり、一例として与えられ、添付の図面を参照して書かれている。
本発明は、その様々な特徴的な元素を考慮することによって、以下により正確であるが限定されない方法で説明される。
鋼の化学的組成に関して、炭素が、微細構造の形成に重要な役割を果たし、機械的特性に影響し、０．０５５重量％未満では、強度は不十分である。０．０９５％より多いと、９％の伸びは保証されることができない。溶接性も低減される。
マンガンは、固溶体による硬化作用に加えて、焼き入れ性を増大させて、炭化物の析出を低減する元素である。所望の機械的特性を得るためには、２重量％の最小含有量が必要である。しかしながら、２．６％より多いと、そのガンマ鉄形成特性は、あまりに顕著なバンド構造の形成をもたらす。
シリコンは、溶鋼の脱酸および固溶体における焼き入れに寄与する元素である。この元素は、また、炭化物の析出を防ぐことによって、および二相鋼の構造の成分であるマルテンサイトの形成を促進することによって、微細構造の形成において重要な役割を果たす。シリコンは、０．００５％より多いと重要な効果を有する。０．１０％より多い、好ましくは０．１５％より多い量でシリコンを添加すると、本発明によって求められるより高いレベルの強度に達することが可能となる。しかしながら、シリコン含有量の増大は、製品の表面に付着する酸化物の形成を促進することによって、浸漬被覆能力を低減し、その含有量は、良好な被覆性を得るために、０．３５重量％、好ましくは０．３０％に限定されなければならない。シリコンは、また、溶接性を低減し、０．２８％未満の含有量は、良好な被覆性だけでなく非常に良好な溶接性を同時にもたらす。
硫黄含有量が０．００５％より多いと、延性は、特に穴拡げ試験の間に、延性を低減するＭｎＳなどの過剰の硫化物の存在により低減される。
リンは、固溶体中で硬化する元素であるが、特に、リンの、粒子境界での偏析またはマンガンとの共偏析の傾向により、スポット溶接性および熱間延性を低減する元素である。これらの理由で、その含有量は、良好なスポット溶接性を得るために、０．０５０％、好ましくは０．０１５％に限定されなければならない。
アルミニウムは、炭化物の析出を防ぐことによって、および冷却時のマルテンサイト成分の形成を促進することによって本発明において重要な役割を果たす。これらの効果は、アルミニウム含有量が０．１％より多い場合、好ましくはアルミニウム含有量が０．１２％より多い場合に得られる。
ＡｌＮとして、アルミニウムは、冷間圧延後の焼きなましの間の粒成長を限定する。この元素は、また、通常およそ０．０５０％未満の量の溶鋼の脱酸のために使用される。実際、より高い含有量は、耐火物の浸食およびノズルを閉塞する危険を増大させることが一般的に考えられる。アルミニウムは、過剰な量では、熱間延性を低減し、連続鋳造で現われる欠陥の危険を増大させる。十分な伸び特性を確実にする目的で、特にクラスタの形態で、アルミナ介在物を限定する試みもなされている。発明者らは、組成の他の元素と組み合わせて、０．３重量％以下のアルミニウム量が、必要とされる他の特性へのいかなる悪影響もなしに、特に延性に関して添加されることができ、求められる微細構造特性および機械的特性を得ることも可能にすることを実証した。０．３％より多いと、連続鋳造の間に液体金属とスラグの間の相互作用の危険があり、それは外観の欠陥をもたらす。０．２５重量％以下のアルミニウム含有量は、延性に悪影響を有する大きなマルテンサイトアイランドのない微細構造の形成を確実にする。
発明者らは、驚いたことには、アルミニウムおよびシリコンの添加を限定するにもかかわらず、９８０から１１００ＭＰａのハイレベルの強度を得ることが可能であることを示した。これは、本発明による合金化元素またはマイクロ合金化元素の特定の組み合わせによって、特に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢの添加によって得られる。
モリブデンは、０．０５重量％より多い量では、焼き入れ性に対してプラス効果を有し、フェライトの成長およびベイナイトの出現を遅らせる。しかしながら、０．２５％より多い含有量は、添加コストを過剰に増大させる。
クロムは、０．２％より多い量では、焼き入れ性に対するその効果により、初析フェライトの形成を遅らせることにも寄与する。０．５％より多いと、添加コストは、前と同じように過剰である。
焼き入れ性に対するクロムおよびモリブデンの組み合わされた効果は、それらの個々の特性によって本発明において考慮に入れられ、本発明によれば、クロムおよびモリブデンの含有量は、Ｃｒ＋（２×Ｍｏ）≦０．６％とされる。この関係における係数は、微細フェライト構造の生成を促進する目的で、焼き入れ性に対するこれらの２つの元素のそれぞれの影響を示す。
チタンおよびニオブは、本発明によってともに使用されるマイクロ合金化元素である：
チタンは、０．０１０から０．０５０％の量では、主として窒素および炭素と結合して、窒化物および／または炭窒化物として析出する。これらの析出物は、スラブが熱間圧延前に１１５０から１２５０℃に加熱される場合には安定しており、それは、オーステナイト結晶粒度を制御することを可能にする。チタン含有量が０．０５０％より多いと、液体状態から析出するとともに、延性を低減する傾向がある粗いチタンの窒化物を形成する危険がある、
ニオブは、０．０１０％より多い量では、熱間圧延の間またはインタークリティカル変態の範囲に近い温度範囲での再度の焼きなましの間に、オーステナイトまたはフェライト中にＮｂ（ＣＮ）の微細析出物を形成するのに非常に有効である。ニオブは、熱間圧延の間および焼きなましの間に再結晶を遅らせ、微細構造を改善する。しかしながら、過剰のニオブ含有量は溶接性を低減するので、ニオブ含有量は０．０４０％に限定されるべきである。
チタンは、０．０１０から０．０５０％の量では、主として窒素および炭素と結合して、窒化物および／または炭窒化物として析出する。これらの析出物は、スラブが熱間圧延前に１１５０から１２５０℃に加熱される場合には安定しており、それは、オーステナイト結晶粒度を制御することを可能にする。チタン含有量が０．０５０％より多いと、液体状態から析出するとともに、延性を低減する傾向がある粗いチタンの窒化物を形成する危険がある、
ニオブは、０．０１０％より多い量では、熱間圧延の間またはインタークリティカル変態の範囲に近い温度範囲での再度の焼きなましの間に、オーステナイトまたはフェライト中にＮｂ（ＣＮ）の微細析出物を形成するのに非常に有効である。ニオブは、熱間圧延の間および焼きなましの間に再結晶を遅らせ、微細構造を改善する。しかしながら、過剰のニオブ含有量は溶接性を低減するので、ニオブ含有量は０．０４０％に限定されるべきである。
前記チタン含有量およびニオブ含有量は、窒素が窒化物または炭窒化物として完全に捕捉されるように調製することを可能にし、したがって、ホウ素が遊離状態で生じ、焼き入れ性に対するプラス効果を有することができる。焼き入れ性に対するホウ素の影響は重大である。炭素の活性を限定することによって、ホウ素は、実際には、拡散性の相変態（冷却の間のフェライト変態またはパーライト変態）を制御し限定することが可能となるとともに、高い機械的強度特性を得るために必要な焼き入れ相（ベイナイトまたはマルテンサイト）を形成することを可能にする。したがって、ホウ素の添加は本発明の重要な成分であり、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｒなどの焼き入れ元素の添加を限定することを可能とするとともに、鋼種のコストを低減することも可能とする。
有用な焼き入れ性をもたらすための最小のホウ素含有量は０．０００５％である。０．００２５％より多いと、焼き入れ性に対する効果は最大になり、被覆性および熱間延性に対する悪影響が観察される。
十分な量の窒化物および炭窒化物を形成するためには、０．００２％の最小の窒素含有量が必要である。窒素含有量は、フェライトの焼き入れに必要な遊離ホウ素の量を低減するＢＮの形成を防ぐために、０．００７％に限定される。
ニッケルの任意の添加は、フェライトの余分な焼き入れを得るようになされることができる。しかしながら、この添加はコスト理由で０．１％に限定される。
本発明による圧延鋼板のための製造方法の実施は、次の連続ステップを含む：
本発明による組成を有する鋼が供給される、
半製品の鋳造はこの鋼から始めて実行される。この鋳造は、インゴットで、または２００ｍｍ程度の厚みを有するスラブとして連続的になされることができる。鋳造は、数十ミリの厚みの薄いスラブとして、または逆回転鋼シリンダー間の薄いストリップで実行されることもできる。
本発明による組成を有する鋼が供給される、
半製品の鋳造はこの鋼から始めて実行される。この鋳造は、インゴットで、または２００ｍｍ程度の厚みを有するスラブとして連続的になされることができる。鋳造は、数十ミリの厚みの薄いスラブとして、または逆回転鋼シリンダー間の薄いストリップで実行されることもできる。
鋳造半製品は、鋼が圧延の間に受ける大きな変形のための有利な温度にすべての点で達するように、まず１１５０℃より高い温度ＴＲにされる。
しかしながら、温度ＴＲが高すぎる場合には、オーステナイト粒は望ましくない様態で成長する。この温度範囲では、オーステナイト結晶粒度を効果的に制御する唯一の析出物はチタンの窒化物であり、加熱温度は、この段階で微細なオーステナイト結晶粒度を維持するために、１２５０℃に限定されるべきである。
もちろん、逆回転鋼シリンダー間の薄いスラブまたは薄いストリップの直接鋳造の場合には、１１５０℃より高い温度で始めるこれらの半製品のための熱間圧延ステップは、中間加熱ステップがこの場合必要でないように鋳造後に直接行われることができる。
半製品は、鋼の構造が完全にオーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、ＴＦＬが冷却Ａｒ３時のオーステナイト変態の開始温度未満である場合には、フェライト粒は圧延によって加工硬化され、延性が低減される。好ましくは、８５０℃より高い最終圧延温度が選択される。
熱間圧延製品は、次に、５００から５７０℃の温度Ｔｂｏｂで巻回され、この温度範囲は、巻回に関係されるほぼ等温保持時間の間に完全ベイナイト変態を得ることを可能にする。この範囲は、製造方法の後のステップの間の硬化力を利用するのに十分に微細なＴｉ析出物およびＮｂ析出物のモフォロジをもたらす。５７０℃より高い巻回温度が、より粗い析出物の形成をもたらし、連続焼きなましの間のその結合は有効性を著しく低減する。
巻回温度が低すぎる場合には、製品の硬度は高められ、それは、後の冷間圧延の間に要求される力を増大させる。
次いで、熱間圧延製品はそれ自体で知られている方法を使用してデスケーリングが施され、その後、好ましくは３０から８０％の圧下率で冷間圧延が実行される。
次に、冷間圧延製品は、１から５℃／ｓの加熱平均速度Ｖｃで連続焼きなまし設備で加熱されることが好ましい。以下の焼きなまし温度ＴＭと組み合わせて、この加熱範囲の速度は、１５％以下の未再結晶化フェライト比をもたらす。
加熱は、温度Ａｃ１（加熱時の同素変態の開始温度）＋４０℃とＡｃ３（加熱時の同素変態の終了温度）３０℃との間の焼きなまし温度ＴＭで、すなわち、インタークリティカルな領域内の特定の温度範囲で実行され、ＴＭが（Ａｃ１＋４０℃）未満である場合には、構造は、表面積比が１５％に達することができる未再結晶化フェライトの範囲を含むこともできる。この未再結晶化フェライト比は、微細構造中のフェライト相を特定する方法で計算され、フェライト相の全体に対する未再結晶化フェライトの表面積の割合は定量化される。発明者らは、未再結晶範囲が、延性に対する悪影響を有し、本発明によって求められる特性を得ることを可能にしないことを実証した。本発明による焼きなまし温度ＴＭは、所望の特性が達成される量で、冷却時に後にマルテンサイトを形成するために十分なオーステナイトを生成する。（Ａｃ３３０℃）未満の温度ＴＭは、温度ＴＭで形成されたオーステナイトのアイランドの炭素含有量が、実際に、後のマルテンサイト変態をもたらすことを確実にし、焼きなまし温度が高すぎる場合には、オーステナイトのアイランドの炭素含有量は低くなりすぎ、それは、後の好ましくないベイナイトまたはパーライトへの変態をもたらす。その上、あまりにも高い温度は、硬化能力の一部を失うニオブ析出物のサイズの増大をもたらす。次いで、最終の機械的強度が低減される。
この目的を達成するために、７６０℃から８３０℃の温度ＴＭが選択されることが好ましい。
温度ＴＭでの３０ｓの最小保持時間ｔＭは、炭化物が溶解することを可能にし、オーステナイトへの部分変態が生じる。３００ｓの時間の後、効果は最大になる。３００ｓより長い保持時間は、また、連続焼きなまし設備の生産性の要件、特に、通過速度とほとんど適合しない。保持時間ｔＭは３０から３００ｓである。
方法の次のステップは、コーティングを施していない鋼板、または連続溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造されるかどうかによって異なる：
第１の場合では、焼きなまし保持時間の終わりにおいて、温度Ｍｓ（マルテンサイト形成の開始温度）未満の温度への冷却は、マルテンサイトに変態するための焼きなましの間に形成されるすべてのオーステナイトのために十分に高い冷却速度Ｖで実行される。
第１の場合では、焼きなまし保持時間の終わりにおいて、温度Ｍｓ（マルテンサイト形成の開始温度）未満の温度への冷却は、マルテンサイトに変態するための焼きなましの間に形成されるすべてのオーステナイトのために十分に高い冷却速度Ｖで実行される。
この冷却は、１つまたは複数のステップで温度ＴＭから開始して実行されることができ、後者の場合には、冷水浴または沸騰水浴、ウォータージェットまたはガスジェットなどの様々な冷却方法を使用することができる。これらの考えられる加速冷却方法は、マルテンサイトへのオーステナイトの完全変態を得るように組み合わせられることができる。このマルテンサイト変態後、鋼板は周囲温度に冷却される。
冷却された素地鋼板の微細構造は、次いで、表面積比が３５から５０％であり、ベイナイトがないマルテンサイトのアイランドを備えたフェライトマトリックスからなる：
連続溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが望まれる場合には、焼きなまし保持時間の終わりにおいて、製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで冷却され、冷却速度ＶＲは、オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分速い。この目的を達成するために、冷却速度ＶＲは、１５℃／ｓより速いことが好ましい。溶融亜鉛めっきは、温度ＴＺｎが４５０から４８０℃の亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって実行される。オーステナイトのベイナイトへの部分変態がこの段階で生じ、それは、１から１０％のベイナイトの形成をもたらし、この値は表面積比として表される。この温度範囲での保持時間は、ベイナイトの表面積比を１０％に限定し、したがって、十分なマルテンサイト比を得るように８０ｓ未満でなければならない。亜鉛めっき製品は、次に、残留オーステナイト比をマルテンサイトに完全に変態する目的で、４℃／ｓより大きい速度Ｖ’Ｒで周囲温度に冷却される。このような方法で、４０から６４％のフェライト、３５から５０％のマルテンサイトおよび１から１０％のベイナイトの表面積比を含む、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき鋼板が得られる。
連続溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが望まれる場合には、焼きなまし保持時間の終わりにおいて、製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで冷却され、冷却速度ＶＲは、オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分速い。この目的を達成するために、冷却速度ＶＲは、１５℃／ｓより速いことが好ましい。溶融亜鉛めっきは、温度ＴＺｎが４５０から４８０℃の亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって実行される。オーステナイトのベイナイトへの部分変態がこの段階で生じ、それは、１から１０％のベイナイトの形成をもたらし、この値は表面積比として表される。この温度範囲での保持時間は、ベイナイトの表面積比を１０％に限定し、したがって、十分なマルテンサイト比を得るように８０ｓ未満でなければならない。亜鉛めっき製品は、次に、残留オーステナイト比をマルテンサイトに完全に変態する目的で、４℃／ｓより大きい速度Ｖ’Ｒで周囲温度に冷却される。このような方法で、４０から６４％のフェライト、３５から５０％のマルテンサイトおよび１から１０％のベイナイトの表面積比を含む、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき鋼板が得られる。
冷間圧延され、「合金化溶融亜鉛めっきされた」、すなわち、合金亜鉛めっきされた二相鋼板を製造することが望まれる場合には、製品は、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、焼きなまし保持時間の終わりに冷却され、冷却速度ＶＲは、オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分速い。この目的を達成するために、冷却速度ＶＲは、１５℃／ｓより速いことが好ましい。溶融亜鉛めっきは、温度ＴＺｎが４５０から４８０℃の亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって実行される。オーステナイトのベイナイトへの部分変態がこの段階で生じ、それは、１から１０％のベイナイトの形成をもたらし、この値は表面積比として表される。この温度範囲での保持時間は、ベイナイト比を１０％に限定するように８０ｓ未満でなければならない。亜鉛めっき製品が亜鉛浴から離れた後に、亜鉛めっき製品は、１０から４０ｓの時間ｔＧ、４９０から５５０℃の温度ＴＧに加熱される。これは、鉄の相互拡散および浸漬の間に堆積される亜鉛または亜鉛合金の微細層を引き起こし、それは合金化溶融亜鉛めっき製品を生成する。この製品は、４℃／ｓより速い速度Ｖ”Ｒで周囲温度に冷却され、このような方法で、４０から６４％のフェライト、３５から５０％のマルテンサイトおよび１から１０％のベイナイトの表面積比を含むフェライトマトリックスを備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。マルテンサイトは、一般的に、４ミクロン未満、２ミクロンとかの平均サイズのアイランドの形態をしており、これらのアイランドのほとんど、それらの５０％より多くは、長いモフォロジではなく大きな塊のモフォロジを有する。所定のアイランドのモフォロジは、その最小寸法Ｌｍｉｎに対するその最大寸法Ｌｍａｘの比によって特徴づけられる。所定のアイランドは、その比
が２以下である場合には、大きな塊のモフォロジを有すると考えられる。
発明者らは、製造パラメーターの小さなばらつきが、本発明によって定義された状態で、微細構造または機械的特性に大きな変化をもたらさないことも観察し、それは、製造された工業製品の特性の安定性のための利点である。
本発明は、以下に、限定しない方法で付与される次の実施例を使用して説明される。
実施例
重量パーセントで表して、以下の表に示される組成を備えた鋼が製造された。本発明による鋼鈑製造に使用される鋼ＩＸからＩＺに加えて、基準鋼の製造に使用される鋼Ｒの組成が、比較によって示されている。
重量パーセントで表して、以下の表に示される組成を備えた鋼が製造された。本発明による鋼鈑製造に使用される鋼ＩＸからＩＺに加えて、基準鋼の製造に使用される鋼Ｒの組成が、比較によって示されている。
上記の組成に対応する鋳造半製品が１２３０℃に加熱され、次いで、構造が完全にオーステナイトである温度範囲で、２．８から４ｍｍの厚みに熱間圧延された。これらの熱間圧延製品（最終圧延温度ＴＦＬ、巻回温度Ｔｂｏｂ）の製造条件は、表２に示されている。
熱間圧延製品は、次にデスケーリングが施され、次いで５０％の圧下率で、１．４から２ｍｍの厚みに冷間圧延された。いくつかの鋼は、同じ組成から開始して異なる製造条件が施された。基準ＩＸ１、ＩＸ２およびＩＸ３は、例えば、鋼組成ＩＸで開始する異なる条件で製造された３つの鋼板を表す。鋼板は、４６０℃の温度ＴＺｎで、亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきされ、他のものも合金化溶融亜鉛めっき処理が施された。表３は、冷間圧延後に焼きなまされた鋼板の製造条件を示す：
加熱速度Ｖｃ
焼きなまし温度ＴＭ
焼きなまし保持時間ｔＭ
焼きなまし後の冷却速度ＶＲ
亜鉛めっき後の冷却速度Ｖ’Ｒ
合金化溶融亜鉛めっき温度ＴＧ
合金化溶融亜鉛めっき時間ｔＧ
合金化溶融亜鉛めっき処理後の冷却速度Ｖ”Ｒ
変態温度Ａｃ１およびＡｃ３も表３に記入されている。
加熱速度Ｖｃ
焼きなまし温度ＴＭ
焼きなまし保持時間ｔＭ
焼きなまし後の冷却速度ＶＲ
亜鉛めっき後の冷却速度Ｖ’Ｒ
合金化溶融亜鉛めっき温度ＴＧ
合金化溶融亜鉛めっき時間ｔＧ
合金化溶融亜鉛めっき処理後の冷却速度Ｖ”Ｒ
変態温度Ａｃ１およびＡｃ３も表３に記入されている。
得られた引張機械的特性（降伏強度Ｒｅ、強度Ｒｍ、破断伸びＡ）は、以下の表４に記入されている。比Ｒｅ／Ｒｍも示されている。
鋼の微細構造が決まり、そのマトリックスはフェライトである。ベイナイトおよびマルテンサイトの表面積比は、それぞれＰｉｃｒａｌおよびＬｅＰｅｒａ試薬での作用後に定量化され、次いでＡｐｈｅｌｉｏｎ（ＴＭ）ソフトウェアを使用して画像解析を行った。未再結晶化フェライトの表面積比も光学顕微鏡観察および走査電子顕微鏡観察を使用して決まり、フェライト相が特定され、次いで、このフェライト相中の再結晶化比が定量化された。
未再結晶化フェライトは、一般的に圧延によって伸ばされたアイランドの形態で生じる。
曲げ能力は、鋼板がそれら自身上で後ろに数回曲げられる方法で定量化された。このように、曲げ半径は毎回小さくなる。曲げ能力は、次いで、折り重ねられたブロックの表面でのひび割れの存在に注目することによって評価され、１（低い曲げ能力）から５（非常に良好な性能）で点数が表される。１から２での点数の結果は不十分であると考えられる。
本発明による鋼板は、特に構造用途のための部品の有利な製造を可能にする微細構造特性および機械的特性のセット、９８０から１１００ＭＰａの強度、０．６から０．８の比Ｒｅ／Ｒｍ、９％より大きい破断伸び、良好な曲げ能力を有する。図１は、鋼板ＩＸ１のモフォロジを示し、フェライトはすべて再結晶化されている。
本発明による鋼板は、特に抵抗スポット溶接による良好な溶接性を有し、炭素当量は０．２５未満である。特に、スポット溶接の溶接電流範囲は、ＩＳＯ１８２７８−２標準によって定義され、３５００Ａ程度で非常に広い。電流範囲は同じ等級の基準鋼と比較して増大される。また、本発明による鋼板上のスポット溶接点で実行された十字引張試験またはせん断引張試験は、これらのスポット溶接点の強度が、機械的特性の点から非常に高いことを明らかにしている。
比較すると、基準鋼板は同じ特性をもたらさず、鋼板ＩＸ３（亜鉛めっき）およびＩＸ６（合金化溶融亜鉛めっき）は低すぎる温度ＴＭで焼きなまされ、従って、未再結晶化フェライト比は、マルテンサイト比と同様に過剰である。これらの微細構造特性は低減した伸びおよび曲げ能力と関係する。図２は、鋼板ＩＸ３の微細構造を示し、再結晶化フェライトおよびマルテンサイトと共存する長いアイランドの形態（Ａの印）での未再結晶化フェライトの存在に注意されたく、後者の成分は顕微鏡写真においてより暗く見える。走査電子顕微鏡写真（図３）は、未再結晶化フェライト（Ａ）の範囲と再結晶化範囲（Ｂ）を明らかに区別する。
鋼板ＩＸ５は高すぎる温度ＴＭで焼きなまされた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、高温でのオーステナイトの炭素含有量はそのとき低すぎ、ベイナイトの出現はマルテンサイトの形成の不利益に進められる。ニオブ析出物の結合もあり、それは硬化の損失を引き起こす。強度はそのとき不十分であり、比率Ｒｅ／Ｒｍは高すぎる。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板ＩＸ７は、焼きなましステップ後に遅すぎる速度ＶＲで冷却され、この冷却ステップの間にオーステナイトのフェライトへの変態はそのとき過剰であり、鋼板は、最終段階で高すぎるベイナイト比および低すぎるマルテンサイト比を含み、それは不十分な強度をもたらす。
鋼板Ｒの組成は本発明に相当せず、その炭素含有量は高すぎ、そのマンガン含有量、アルミニウム含有量、ニオブ含有量、チタン含有量およびホウ素含有量は低すぎる。従って、マルテンサイト比は非常に低いので、機械的強度は不十分である。
本発明による鋼板は、自動車産業において構造部品または安全部品の製造のために有利に使用される。
Claims (18)
- ９８０から１１００ＭＰａの強度および９％より大きい破断伸びを有する、冷間圧延され、焼きなまされた二相鋼板であって、
その組成が、含有量を重量で表して、
０．０５５％≦Ｃ≦０．０９５％
２％≦Ｍｎ≦２．６％
０．００５％≦Ｓｉ≦０．３５％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０５０％
０．１≦Ａｌ≦０．３％
０．０５％≦Ｍｏ≦０．２５％
０．２％≦Ｃｒ≦０．５％を含み、
Ｃｒ＋２Ｍｏ≦０．６％であることが要求され
さらに、
Ｎｉ≦０．１％
０．０１０≦Ｎｂ≦０．０４０％
０．０１０≦Ｔｉ≦０．０５０％
０．０００５≦Ｂ≦０．００２５％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％を含み、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなる、二相鋼板。 - 前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、０．１２％≦Ａｌ≦０．２５％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
- 前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、０．１０％≦Ｓｉ≦０．３０％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
- 前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、０．１５％≦Ｓｉ≦０．２８％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
- 前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、Ｐ≦０．０１５％を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
- その微細構造が３５から５０％の表面積比のマルテンサイト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。
- 前記微細構造の補部が、５０から６５％の表面積比のフェライトからなることを特徴とする、請求項６に記載の鋼板。
- 前記微細構造の補部が、１から１０％の表面積比のベイナイトおよび４０から６４％の表面積比のフェライトからなることを特徴とする、請求項６に記載の鋼板。
- その未再結晶化フェライトの表面積比が、フェライト相の全体に対して１５％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。
- その強度Ｒｍに対するその降伏強度Ｒｅの比が、０．６≦Ｒｅ／Ｒｍ≦０．８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。
- 連続亜鉛めっきされていることを特徴とする、請求項１から６または８から１０のいずれか一項に記載の鋼板。
- 合金化溶融亜鉛めっきコーティングを含むことを特徴とする、請求項１から６または８から１０のいずれか一項に記載の鋼板。
- 冷間圧延され、焼きなまされた二相鋼板の製造方法であって、
請求項１から５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼が供給され、次いで、
前記鋼が半製品として鋳造され、次いで、
前記半製品が温度１１５０℃≦ＴＲ≦１２５０℃にされ、次いで、
前記半製品が、最終圧延温度ＴＦＬ≧Ａｒ３で熱間圧延されて熱間圧延製品を得て、次いで、
前記熱間圧延製品が、温度Ｔｂｏｂ、例えば、５００℃≦Ｔｂｏｂ≦５７０℃で巻回され、次いで、
前記熱間圧延製品にデスケーリングが施され、次いで、
冷間圧延が、３０から８０％の圧下率で実行されて冷間圧延製品を得て、次いで、
前記冷間圧延製品が、１℃／ｓ≦Ｖｃ≦５℃／ｓの速度で、例えば、Ａｃ１＋４０℃≦ＴＭ≦Ａｃ３−３０℃の焼きなまし温度ＴＭに加熱され、その焼きなまし温度ＴＭで冷間圧延製品が３０ｓ≦ｔＭ≦３００ｓの時間保持されて、オーステナイトを含む構造を備えた加熱焼きなまし製品を得て、次いで、
前記焼きなまし製品が、前記オーステナイトのすべてがマルテンサイトに変態するのに十分に高い速度Ｖで、温度Ｍｓ未満の温度に冷却されることを特徴とする、製造方法。 - 冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき二相鋼板の製造方法であって、
請求項１３に記載のオーステナイトを含む構造を備えた前記加熱焼きなまし製品が供給され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品が、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、前記オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品が、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
前記亜鉛めっき製品が、４℃／ｓより大きな速度Ｖ’Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延され、焼きなまされた亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする、製造方法。 - 冷間圧延された合金化溶融亜鉛めっき二相鋼板の製造方法であって、
請求項１３に記載のオーステナイトを含む構造を備えた前記加熱焼きなまし製品が供給され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品が、溶融亜鉛めっき温度ＴＺｎに近い温度が到達されるまで、前記オーステナイトのフェライトへの変態を防ぐのに十分高い速度ＶＲで冷却され、次いで、
前記加熱焼きなまし製品が、温度４５０℃≦ＴＺｎ≦４８０℃で、亜鉛浴または亜鉛合金浴中での浸漬によって連続亜鉛めっきされて亜鉛めっき製品を得て、次いで、
前記亜鉛めっき製品が、１０から４０ｓの時間ｔＧ、４９０から５５０℃の温度ＴＧで加熱されて合金化溶融亜鉛めっき製品を得て、次いで、
前記合金化溶融亜鉛めっき製品が、４℃／ｓより大きな速度Ｖ”Ｒで周囲温度に冷却されて、冷間圧延された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする、製造方法。 - 前記温度ＴＭが、７６０から８３０℃であることを特徴とする、請求項１３から１５のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記冷却速度ＶＲが１５℃／ｓ以上であることを特徴とする、請求項１４または１５に記載の製造方法。
- 自動車用構造部品または安全部品を製造するための、請求項１から１２のいずれか一項に記載の、または請求項１３から１７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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