JP2015516510A - 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 - Google Patents

高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車、建設資材等における用途に好適な高強度冷間圧延鋼板、具体的には成形性に優れた高強度鋼に関する。特に、本発明は、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有する冷間圧延鋼板に関する。

Description

技術分野
本発明は、自動車、建設資材等における用途に好適な高強度冷間圧延鋼板（high strength cold rolled steel sheet）、具体的には成形性に優れた高強度鋼板に関する。特に、本発明は、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有する冷間圧延鋼板に関する。
背景技術
多種多様な用途において、強度レベルの増加は、特に自動車産業における軽量構造物のための必要条件であるが、これは、車体質量の低減が燃料消費の節減をもたらすためである。
自動車車体部品は、多くの場合鋼板から打ち抜かれ、薄板の複雑な構造部材を形成する。しかしながら、そのような部品は、複雑な構造部品には低すぎる成形性のため、従来の高強度鋼から作製することができない。この理由から、多相変態誘起塑性補助鋼（ＴＲＩＰ鋼）が、ここ数年非常に注目を集めている。
ＴＲＩＰ鋼は、ＴＲＩＰ効果を生じ得る準安定残留オーステナイト相を含む多相ミクロ組織を有する。鋼が変形される際、オーステナイトはマルテンサイトに変態し、これにより著しい加工硬化が得られる。この硬化効果は、材料のネッキングに抵抗して板成形操作における破壊を遅らせるように作用する。ＴＲＩＰ鋼のミクロ組織は、その機械的特性を大きく改変し得る。ＴＲＩＰ鋼ミクロ組織の最も重要な側面は、残留オーステナイト相の体積パーセント、サイズおよびモルホロジーであるが、これは、これらの特性が、鋼が変形される際のオーステナイトからマルテンサイトへの変態に直接影響するためである。室温でオーステナイトを化学的に安定化するためのいくつかの手法がある。低合金ＴＲＩＰ鋼において、オーステナイトは、その炭素含量、およびオーステナイト結晶粒の微小なサイズにより安定化される。オーステナイトを安定化するために必要な炭素含量は、約１重量％である。しかしながら、鋼中の高炭素含量は、溶接性の低下のため、多くの用途において使用することができない。
したがって、室温でオーステナイトを安定化するべく、オーステナイト中に炭素を濃縮するために、特定の処理経路が必要である。一般的なＴＲＩＰ鋼化学はまた、オーステナイトの安定化を助けるために、および炭素をオーステナイト中に分配するミクロ組織の形成を補助するために、他の元素を少量添加することを含む。最も一般的な添加は、共に１．５重量％のＳｉおよびＭｎである。ベイナイト変態中にオーステナイトが分解するのを妨げるために、一般にケイ素含量が少なくとも１重量％となるべきであることが必要と考えられている。ケイ素はセメンタイト中に固溶しないため、鋼のケイ素含量は重要である。US 2009/0238713は、そのようなＴＲＩＰ鋼を開示している。しかしながら、高ケイ素含量は、熱間圧延鋼の低い表面品質および冷間圧延鋼の低い被覆性の原因となり得る。したがって、他の元素によるケイ素の部分的または完全な置換が調査されており、Ａｌ系合金設計に対して有望な結果が報告されている。しかしながら、アルミニウムの使用に関する欠点は、鋳造中の偏析挙動であり、これは、スラブの中心位置におけるＡｌの枯渇をもたらし、最終的なミクロ組織中のマルテンサイトバンド（martensite bands）形成のリスクの増加をもたらす。
マトリックス相に応じて、以下の主要な種類のＴＲＩＰ鋼が挙げられる。
ＴＰＦ ポリゴナルフェライト（polygonal ferrite）のマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＰＦ鋼は、すでに上述したように、ベイナイトおよび残留オーステナイトからの含有物（inclusions）を有する比較的軟質のポリゴナルフェライトからのマトリックスを含有する。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトに変態し、望ましいＴＲＩＰ効果をもたらし、これによって、鋼は、強度および絞り性（drawability）の優れた組合せを達成することができる。しかしながら、その伸びフランジ性（stretch flangability）は、ミクロ組織がより均質でマトリックスがより強固であるＴＢＦ、ＴＭＦおよびＴＡＭ鋼と比較してより低い。
ＴＢＦ ベイニティックフェライトのマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＢＦ鋼は、ベイニティックフェライトマトリックスが優れた伸びフランジ性を可能とするため、長い間知られ多くの注目を集めている。さらに、ＴＰＦ鋼と同様に、準安定残留オーステナイトアイランドからマルテンサイトへの歪み誘起変態により確実となるＴＲＩＰ効果が、その絞り性を大幅に改善する。
ＴＭＦ マルテンシティックフェライト（martensitic ferrite）のマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＭＦ鋼もまた、強固なマルテンサイトマトリックス中に埋め込まれた準安定残留オーステナイトの微小アイランドを含有し、これによって、これらの鋼は、ＴＢＦ鋼と比較してさらにより良好な伸びフランジ性を達成することができる。これらの鋼もまたＴＲＩＰ効果を示すが、その絞り性は、ＴＢＦ鋼と比較してより低い。
ＴＡＭ 焼なましされたマルテンサイトのマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＡＭ鋼は、新鮮なマルテンサイトの再焼なましにより得られる針状フェライトからのマトリックスを含有する。この場合も、歪み時の準安定残留オーステナイト含有物のマルテンサイトへの変態により、顕著なＴＲＩＰ効果が可能となる。その強度、絞り性および伸びフランジ性の有望な組合せにもかかわらず、これらの鋼は、その複雑で高額となる二重の熱サイクルに起因して、工業的には著しい注目を集めていない。
発明の開示
本発明は、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有し、優れた成形性を有する高強度冷間圧延鋼板、およびこの鋼板を工業規模で作製する方法に関する。特に、本発明は、従来の工業的焼なましラインにおける作製に適した特性を有する冷間圧延ＴＰＦ鋼板に関する。したがって、鋼は、良好な成形特性を有するだけでなく、同時にＡｃ３温度、Ｍｓ温度、オーステンパー時間および温度、ならびに、熱間圧延鋼板の表面品質および工業的焼なましラインにおける鋼板の処理性に影響する粘着性スケール等の他の因子に関して最適化されるであろう。
詳細な説明
本発明は、特許請求の範囲において記載されている。
以下明細書において、略語は以下の通りである。
ＰＦ＝ポリゴナルフェライト
Ｂ＝ベイナイト
ＢＦ＝ベイニティックフェライト
ＴＭ＝焼戻しマルテンサイト
ＲＡ＝残留オーステナイト
Ｒｍ＝引張強度（ＭＰａ）
Ａｇ＝均一伸び、ＵＥｌ（％）
Ａ８０＝全伸び（％）
Ｒｐ０．２＝降伏強度（ＭＰａ）
ＨＲ＝熱間圧下率（hot rolling reduction）（％）
Ｔａｎ＝焼なまし温度（℃）
ｔａｎ＝焼なまし時間（秒）
ＣＲ１＝冷却速度（℃／秒）
ＴＱ＝クエンチ（quenching）温度（℃）
ＣＲ２＝冷却速度（℃／秒）
ＴＲＪ＝急冷の停止温度（℃）
ＴＯＡ＝過時効／オーステンパー温度（℃）
ｔＯＡ＝過時効／オーステンパー時間（秒）
ＣＲ３＝冷却速度（℃／秒）。
冷間圧延高強度ＴＰＦ鋼板は、（重量％で）以下の元素：
Ｃ ０．１〜０．３
Ｍｎ １．４〜２．７
Ｓｉ ０．４〜１．０
Ｃｒ ０．１〜０．９
Ｓｉ＋Ｃｒ ≧０．９
Ａｌ ≦０．８
Ｎｂ ＜０．１
Ｍｏ ＜０．３
Ｔｉ ＜０．２
Ｖ ＜０．２
Ｃｕ ＜０．５
Ｎｉ ＜０．５
Ｂ ＜０．００５
Ｃａ ＜０．００５
Ｍｇ ＜０．００５
ＲＥＭ ＜０．００５
残部 不純物のほかにＦｅ
からなる組成を有する。
元素を限定する理由を、以下で説明する。
元素Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒは、以下に記載の理由から、本発明に必須である。
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、オーステナイトを安定化する元素であり、残留オーステナイト相内の十分な炭素を得るために重要である。Ｃはまた、所望の強度レベルを得るために重要である。一般に、０．１％Ｃ当たり約１００ＭＰａの引張強度の増加が期待され得る。Ｃが０．１％未満である場合、７８０ＭＰａの引張強度を達成するのは困難である。Ｃが０．３％を超える場合、溶接性が低下する。この理由から、好ましい範囲は、所望の強度レベルに依存して、０．１〜０．２５％、０．１３〜０．１７％、０．１５〜０．１９％、または０．１９〜０．２３％である。
Ｍｎ：１．４〜２．７％
マンガンは、Ｍｓ温度を低下させることによりオーステナイトを安定化し、冷却中にパーライトが形成されるのを防止する、固溶強化元素である。さらに、Ｍｎは、Ａｃ３温度を低下させる。１．４％未満の含量では、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を得ることは困難となるかもしれない。１．７％未満の含量ですでに少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を得ることが難しくなることもある。しかしながら、Ｍｎの量が２．７％を超える場合、偏析の問題が生じる可能性があり、加工性が低下する可能性がある。また、高Ｍｎ含量は、冷間圧延には好ましくないマルテンサイト部分の形成をもたらし得るため、上限は、ランアウトテーブル上およびコイル内での冷却中のミクロ組織に対するＭｎの影響により決定される。したがって、好ましい範囲は、１．５〜２．５、１．５〜１．７％、１．５〜２．３、１．７〜２．３％、１．８〜２．２％、１．９〜２．３％および２．３〜２．５％である。
Ｓｉ：０．４〜１．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、薄い鋼板の強度を確保するために重要である。Ｓｉは、セメンタイト中に固溶せず、したがって、析出するセメンタイトからＳｉが拡散するのに時間をかけなければならないため、ベイナイト変態中の炭化物の形成を大幅に遅延させるように作用することになる。Ｓｉは、鋼板の機械的特性を改善する。しかしながら、高Ｓｉは、表面上にＳｉ酸化物を形成し、これがロール上の酸洗液（pickles）をもたらし、それが表面欠陥をもたらし得る。さらに、高Ｓｉ含量では亜鉛めっきが非常に困難であり、すなわち表面欠陥のリスクが増加する。したがって、Ｓｉは、１．０％に制限される。したがって、好ましい範囲は、０．４〜０．９％、０．４〜０．８％、０．５〜０．９％、０．５〜０．７％および０．７５〜０．９０％である。
Ｃｒ：０．１〜０．９％
Ｃｒは、鋼板の強度の増加に効果的である。Ｃｒは、フェライトを形成し、パーライトおよびベイナイトの形成を阻害する元素である。Ａｃ３温度およびＭｓ温度は、Ｃｒ含量の増加により若干低下するのみである。この種の鋼において、残留オーステナイトの量は、クロム含量と共に増加する。しかしながら、ベイナイト変態の阻害（retardation）により、通常のライン速度を使用した場合に従来の工業的焼なましライン上の処理が困難または不可能となる程、より長い保持時間が必要である。この理由から、Ｃｒの量は、好ましくは０．８％に制限される。したがって、好ましい範囲は、０．１５〜０．６％、０．１５〜０．３５％、０．３〜０．７％、０．５〜０．７％、０．４〜０．８％、および０．２５〜０．３５％である。
Ｓｉ＋Ｃｒ：≧０．９
ＳｉおよびＣｒは、鋳造中のマンガン偏析の効果を打ち消すという点で、マルテンサイトバンド形成のリスクの低減においても効率的である。さらに、全く予想外にも、ＳｉおよびＣｒを組み合わせて供給することは、残留オーステナイトの量の増加をもたらし、ひいてはこれが展伸性（ductility）の改善をもたらすことが判明した。これらの理由から、Ｓｉ＋Ｃｒの量は、０．９以上でなければならない。しかしながら、過剰量のＳｉ＋Ｃｒは、ベイナイト形成の大きな遅延をもたらす可能性があり、したがって、Ｓｉ＋Ｃｒは、好ましくは１．４％に制限される。したがって、好ましい範囲は、１．０〜１．４％、１．０５〜１．３０％および１．１〜１．２％である。
Ｓｉ／Ｃｒ＝１〜５
ＳｉおよびＣｒは、セメンタイト形成を阻害し、Ｃｒは、ベイナイト形成速度に対し強力な遅延効果を有するため、Ｓｉは、セメンタイト析出の強力な阻害と、ベイナイト形成速度の僅かな遅延との間のバランスをとるために、鋼中に少なくともＣｒと同量で存在するであろう。好ましくは、Ｓｉは、Ｃｒよりも多量に存在する。したがって、Ｓｉ／Ｃｒの好ましい範囲は、１〜５、１．５〜３、１．７〜３、１．７〜２．８、２〜３および２．１〜２．８である。
Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒに加えて、鋼は、任意選択で、ミクロ組織を調節し、変態速度に影響を与え、ならびに／または機械的特性の１つもしくは複数を微調整するために、以下の元素の１種または複数種を含有してもよい。
Ａｌ：≦０．８
Ａｌは、フェライト形成を促進し、また脱酸素剤としても一般的に使用されている。Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイト中に固溶せず、したがって、ベイナイト形成中にセメンタイト形成を大幅に遅延させる。Ａｌの添加は、残留オーステナイト中の炭素含量の著しい増加をもたらす。しかしながら、Ｍｓ温度は、Ａｌ含量の増加と共に増加する。Ａｌのさらなる欠点は、Ａｃ３温度の劇的な増加をもたらすことである。しかしながら、本発明のＴＰＦ合金は、二相領域において焼なましされ得るので、相当量のＡｌが使用され得る。Ａｌは、ＴＲＩＰ鋼グレードにおいて、Ｓｉの置換に首尾良く使用される。しかしながら、Ａｌの主な欠点は、その鋳造中の偏析挙動である。鋳造中、Ｍｎは、スラブの中央部に濃縮され、Ａｌ含量は減少する。したがって、中央部では、大きなオーステナイト安定化領域またはバンドが形成される。これは、処理の最後に、マルテンサイトバンド形成をもたらし、低歪みにおいてマルテンサイトバンド内に内部亀裂が形成される。一方、鋳造中、ＳｉおよびＣｒもまた濃縮される。したがって、Ｍｎ濃縮に起因するオーステナイト安定化は、ＳｉおよびＣｒにより打ち消されるため、マルテンサイトバンド形成の傾向は、これらの元素との合金化により低減され得る。これらの理由から、Ａｌ含量は、好ましくは、０．６％、好ましくは０．１％、最も好ましくは０．０６％未満に制限される。
Ｎｂ：＜０．１
Ｎｂは、結晶粒度の成長に対するその著しい影響のため、低合金化鋼において強度および靭性を改善するために一般的に使用される。Ｎｂは、ＮｂＣの析出によりマトリックスミクロ組織および残留オーステナイト相を精製すること（refining）によって、強度−伸びバランスを増加させる。したがって、Ｎｂの添加を使用して、良好な深絞り性を有する高強度鋼板を得ることができる。０．１％を超える含量では、その効果は飽和する。
したがって、好ましい範囲は、０．０１〜０．０８％、０．０１〜０．０４％および０．０１〜０．０３％である。さらにより好ましい範囲は、０．０２〜０．０８％、０．０２〜０．０４％および０．０２〜０．０３％である。
Ｍｏ：＜０．３
Ｍｏは、強度を改善するために添加され得る。Ｎｂと共にＭｏを添加することは、微細ＮｂＭｏＣ炭化物の析出をもたらし、これは、強度および展伸性の組合せのさらなる改善をもたらす。
Ｔｉ：＜０．２； Ｖ：＜０．２
これらの元素は、析出硬化に効果的である。Ｔｉは、０．０１〜０．１％、０．０２〜０．０８％、または０．０２〜０．０５％の好ましい量で添加され得る。Ｖは、０．０１〜０．１％または０．０２〜０．０８％の好ましい量で添加され得る。
Ｃｕ：＜０．５； Ｎｉ：＜０．５
これらの元素は、固溶強化元素であり、耐腐食性にプラスの効果を有し得る。これらは、必要に応じて、０．０５〜０．５％または０．１〜０．３％の量で添加され得る。
Ｂ：＜０．００５
Ｂは、フェライトの形成を抑制し、鋼板の溶接性を改善する。認め得るほどの効果を有するためには、少なくとも０．０００２％が添加されるべきである。しかしながら、過剰量は、加工性を低下させる。
好ましい範囲は、＜０．００４％、０．０００５〜０．００３％および０．０００８〜０．００１７％である。
Ｃａ：＜０．００５； Ｍｇ：＜０．００５； ＲＥＭ：＜０．００５
これらの元素は、鋼中の含有物のモルホロジーを制御し、それにより、鋼板の穴広げ性（hole expandability）および伸びフランジ性を改善するために添加され得る。
好ましい範囲は、０．０００５〜０．００５％および０．００１〜０．００３％である。
Ｓｉ＞Ａｌ
本発明による高強度冷間圧延鋼板は、ケイ素ベースの設計を有し、すなわち、Ｓｉの量はＡｌの量より多く、好ましくはＳｉ＞１．３Ａｌ、より好ましくはＳｉ＞２Ａｌ、最も好ましくはＳｉ＞３Ａｌである。
Ｍｎ＋３Ｃｒ
本発明の鋼板中のベイナイト形成の過度の阻害を回避するために、Ｍｎ＋３Ｃｒの比率を≦３．８、好ましくは≦３．６、より好ましくは≦３．４に制御することが好ましい。
（Ｒｐ０．２）／（Ｒｍ）
本発明の鋼板において、所望の成形性を得るために、（Ｒｐ０．２）／（Ｒｍ）≦０．７、好ましくは（Ｒｐ０．２）／（Ｒｍ）≦０．７５の降伏比を制御することが好ましい。
高強度冷間圧延ＴＰＦ鋼板は、（体積％で）
残留オーステナイト ５〜２２
ベイナイト＋ベイニティックフェライト＋焼戻しマルテンサイト ≦８０
ポリゴナルフェライト ≧１０
を含む多相ミクロ組織を有する。
残留オーステナイト（ＲＡ）の量は、５〜２２％、好ましくは６〜２２％、より好ましくは６〜１６％である。ＴＲＩＰ効果のため、残留オーステナイトは、高い伸びが必要な場合の必須条件である。多量の残留オーステナイトは、伸びフランジ性を低下させる。これらの鋼板において、マトリックスは、主として、一般的に５０％を超える量の軟質のポリゴナルフェライト（ＰＦ）からなる。最終的なミクロ組織中、通常はベイニティックフェライト（ＢＦ）が少量だけ存在する。不十分な局所的なオーステナイト安定性の結果、その組織はまた、室温への冷却中に新たに形成するマルテンサイトをいくらか少量含有し得る。
高強度冷間圧延ＴＰＦ鋼板は、以下の機械的特性を有する。
引張強度（Ｒｍ） ≧７８０ＭＰａ
全伸び（Ａ８０） ≧１２％、好ましくは≧１３％、より好ましくは≧１４％。
ＲｍおよびＡ８０値は、欧州規格ＥＮ １０００２ Ｐａｒｔ １に従って得られ、試料は、ストリップの長手方向に沿って採取された。
鋼板の成形性は、強度−伸びバランス（Ｒｍ×Ａ８０）により評価された。
本発明の鋼板は、以下の条件を満たす。
Ｒｍ×Ａ８０ ≧１３０００ＭＰａ％。
本発明の鋼板の機械的特性は、合金組成およびミクロ組織により大きく調節され得る。
１つの好ましい実施形態において、高強度冷間圧延鋼板は、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有し、鋼は、
Ｃ ０．１７〜０．２３
Ｍｎ １．５〜１．８、好ましくは１．５〜１．７
Ｓｉ ０．４〜０．８、好ましくは０．４〜１．７
Ｃｒ ０．３〜０．７、好ましくは０．４〜０．７
任意選択で
Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３、
または
Ｃ ０．１３〜０．１７
Ｍｎ １．７〜２．３
Ｓｉ ０．５〜０．９
Ｃｒ ０．３〜０．７
任意選択で
Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３
を含み、鋼板は、以下の要件：
（Ｒｍ） ７８０〜１２００ＭＰａ
（Ａ８０） ≧１５％
および
Ｒｍ×Ａ８０ ≧１４０００ＭＰａ％、好ましくは≧１６０００ＭＰａ％
の少なくとも１つを満たす。
少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷間圧延鋼板のための典型的な組成は、
Ｃ 約０．２％、Ｍｎ 約１．６％、Ｓｉ 約０．６％、Ｃｒ 約０．６％、Ｎｂ 約０もしくは０．０２５％、または
Ｃ 約０．１５％、Ｍｎ 約１．８％、Ｓｉ 約０．７％、Ｃｒ 約０．４％、Ｎｂ 約０もしくは０．０２５％、残部 不純物のほかに鉄
でありうる。
別の好ましい実施形態において、高強度冷間圧延鋼板は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有し、鋼は、
Ｃ ０．１８〜０．２２
Ｍｎ １．７〜２．３
Ｓｉ ０．５〜０．９
Ｃｒ ０．３〜０．８
任意選択で
Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．０
Ｎｂ ０．０１〜０．０３
または
Ｃ ０．１４〜０．２０
Ｍｎ １．９〜２．５
Ｓｉ ０．５〜０．９
Ｃｒ ０．３〜０．８
任意選択で
Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．０
Ｎｂ ０．０１〜０．０３
を含み、鋼板は、以下の要件
（Ｒｍ） ９８０〜１２００ＭＰａ
（Ａ８０） ≧１３％
および
Ｒｍ×Ａ８０ ≧１３０００ＭＰａ％
の少なくとも１つを満たす。
少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷間圧延鋼板のための典型的な組成は、Ｃ 約０．１８％、Ｍｎ 約２．２％、Ｓｉ 約０．８％、Ｃｒ 約０．５％、Ｎｂ 約０または０．０２５％、残部 不純物のほかに鉄、でありうる。
さらに別の好ましい実施形態において、高強度冷間圧延鋼板は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度（Ｒｍ）を有する。この実施形態において、鋼は、
Ｃ ０．１８〜０．２２
Ｍｎ １．７〜２．５、好ましくは１．７〜２．３
Ｓｉ ０．５〜０．９
Ｃｒ ０．４〜０．８
任意選択で
Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．１
Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３
を含み、以下の要件
（Ｒｍ） １０００〜１４００ＭＰａ、好ましくは１１８０〜１４００ＭＰａ
（Ａ８０） ≧１０％、好ましくは≧１４％
および
Ｒｍ×Ａ８０ ≧１２０００ＭＰａ％、好ましくは≧１５０００ＭＰａ％
の少なくとも１つを満たす。
少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷間圧延鋼板のための典型的な組成は、
Ｃ 約０．２％、Ｍｎ 約２．２％、Ｓｉ 約０．８％、Ｃｒ 約０．６％、Ｎｂ 約０もしくは０．０２５％、残部 不純物のほかに鉄、または
Ｃ 約０．２％、Ｍｎ 約２％、Ｓｉ 約０．６％、Ｃｒ 約０．６％、Ｎｂ 約０もしくは０．０２５％、残部 不純物のほかに鉄
でありうる。
本発明の高強度冷間圧延鋼板は、従来の工業焼なましラインを使用して作製され得る。その処理は、
ａ）上に記載のような組成を有する冷間圧延ストリップを用意する工程と、
ｂ）冷間圧延ストリップを、７６０℃とＡｃ３＋２０℃の間にある焼なまし温度Ｔａｎで焼なましする工程と、続いて、
ｃ）パーライト形成を回避するのに十分な冷却速度で、冷間圧延ストリップを、焼なまし温度Ｔａｎから、３００℃と４７５℃の間、好ましくは３５０℃と４７５℃の間にある冷却停止温度ＴＲＪまで冷却する工程と、続いて、
ｄ）３２０℃と４８０℃の間にある過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、冷間圧延ストリップをオーステンパーする工程と、
ｅ）冷間圧延ストリップを、周囲温度まで冷却する工程と
を含む。
そのプロセスは、好ましくは以下の工程をさらに含むであろう。
工程ｂ）において、焼なましは、７６０℃と８２０℃の間にある焼なまし温度Ｔａｎで、最大１００秒、好ましくは６０秒、の焼なまし保持時間ｔａｎの間行われ、
工程ｃ）において、冷却は、２つの別個の冷却速度；焼なまし温度Ｔａｎから、６００℃と７５０℃の間にあるクエンチ温度ＴＱまでの、約３〜２０℃／秒の第１の冷却速度ＣＲ１、およびクエンチ温度ＴＱから、急冷の停止温度ＴＲＪまでの、約２０〜１００℃／秒の第２の冷却速度ＣＲ２を有する冷却パターンに従って行うことができ、
工程ｄ）において、鋼板のオーステンパーは、３５０℃と４７５℃の間にある過時効／オーステンパー温度ＴＯＡ、および５０秒と６００秒の間の過時効／オーステンパー時間ｔＯＡで行われる。
好ましくは、工程ｃ）とｄ）の間に、鋼板に外部加熱が行われない。
本発明の高強度冷間圧延鋼板を作製する１つの考えられる方法において、工程ｄ）におけるオーステンパーは、３７５℃と４７５℃の間にある過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、２００秒以内の過時効／オーステンパー時間ｔＯＡの間行われる。
本発明の高強度冷間圧延鋼板を作製する別の考えられる方法において、工程ｄ）におけるオーステンパーは、３５０℃と４５０℃の間にある過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、２００秒以上の過時効／オーステンパー時間ｔＯＡの間行われる。
熱処理条件を調整する理由を、以下に記載する。
焼なまし温度Ｔａｎ＝７６０℃からＡｃ３温度＋２０℃：
焼なまし温度は、再結晶、セメンタイトの分解ならびに焼なまし中のフェライトおよびオーステナイトの量を制御する。低い焼なまし温度Ｔａｎは、再結晶化していないミクロ組織およびセメンタイトの不十分な分解をもたらす。高い焼なまし温度は、完全なオーステナイト化および結晶粒成長をもたらす。これは、冷却中の不十分なフェライト形成をもたらし得る。
３２０℃と４８０℃の間のオーステンパー温度ＴＯＡ：
オーステンパー温度ＴＯＡを上述の範囲に制御することにより、ベイナイトの量、セメンタイトの望ましくない析出、ひいては残留オーステナイトＲＡの量および安定性が制御され得る。より低いオーステンパー温度ＴＯＡは、ベイナイト形成速度を低下させ、あまりにも少量のベイナイトは、不十分な安定化残留オーステナイトをもたらし得る。より高いオーステンパー温度ＴＯＡは、ベイナイト形成速度を増加させるが、一般的に、ベイナイトの量が低減され、これは、不十分に安定化された残留オーステナイトをもたらし得る。オーステンパー温度のさらなる増加は、セメンタイトの望ましくない析出をもたらし得る。
３００℃と４７５℃の間の急冷の冷却停止温度ＴＲＪ
急冷の冷却停止温度ＴＲＪを制御することにより、オーステンパー前の変態のさらなる制御が可能であり、これは、様々な構成物質の得られる量を微調整するために適用することができる。
第１および第２の冷却速度、ＣＲ１、ＣＲ２：
焼なまし温度Ｔａｎから急冷の停止温度ＴＲＪまでの、焼なましされたストリップを冷却するための冷却パターンは、２つの別個の冷却工程を有してもよい。焼なまし温度Ｔａｎから、６００℃と７５０℃の間にあるクエンチ温度ＴＱまでの第１の冷却速度ＣＲ１を約３〜２０℃／秒に、またクエンチ温度ＴＱから急冷の停止温度ＴＲＪまでの約２０〜１００℃／秒の第２の冷却速度ＣＲ２を制御することにより、ポリゴナルフェライトの量が、ひいてはオーステナイトの量が制御され得る。さらに、パーライトは鋼板の成形特性を低下させるが、この冷却パターンにより、パーライトの形成が回避される。しかしながら、クエンチされたストリップ中に少量のパーライトが存在し得る。１％までのパーライトが存在し得るが、クエンチされたストリップは、パーライトを含まないのが好ましい。
第３の冷却速度ＣＲ３：
焼なましラインに典型的に適用されるオーステンパー温度ＴＯＡから室温までの冷却スケジュールは、鋼板のミクロ組織および機械的特性に無視できる程度の影響を有する。
例
表Ｉに従う化学組成を有するいくつかの試験合金Ａ〜Ｑを製造した。鋼板を製造し、表ＩＩに特定されるパラメータに従い、従来の工業的焼なましラインを使用して熱処理に供した。いくつかの他の機械的特性と共に、鋼板のミクロ組織を検査したが、その結果を表ＩＩＩに示す。表Ｉおよび表ＩＩＩにおいて、本発明に従う例か本発明外の例かは、それぞれＹまたはＮで標示される。
Figure 2015516510
Figure 2015516510
Figure 2015516510
産業上の利用可能性
本発明は、自動車等の車両のための優れた成形性を有する高強度鋼板に広く適用することができる。

Claims (18)

  1. ａ）重量％で以下の元素：
    Ｃ ０．１〜０．３
    Ｍｎ １．４〜２．７
    Ｓｉ ０．４〜１．０
    Ｃｒ ０．１〜０．９
    Ｓｉ＋Ｃｒ ≧０．９
    Ａｌ ≦０．８
    Ｎｂ ＜０．１
    Ｍｏ ＜０．３
    Ｔｉ ＜０．２
    Ｖ ＜０．２
    Ｃｕ ＜０．５
    Ｎｉ ＜０．５
    Ｓ ≦０．０１
    Ｐ ≦０．０２
    Ｎ ≦０．０２
    Ｂ ＜０．００５
    Ｃａ ＜０．００５
    Ｍｇ ＜０．００５
    ＲＥＭ ＜０．００５
    残部 不純物のほかにＦｅ
    からなる組成と、
    ｂ）体積％で
    残留オーステナイト ５〜２２
    ベイナイト＋フェリティックベイナイト（ferritic bainite）＋焼戻しマルテンサイト ≦８０
    ポリゴナルフェライト ≧１０
    からなる多相ミクロ組織と、
    ｃ）以下の機械的特性
    引張強度（Ｒｍ） ≧７８０ＭＰａ
    伸び（Ａ８０） ≧１２％、好ましくは≧１３％と
    を含み、
    任意選択で以下の条件
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１３０００ＭＰａ％
    を満たす、高強度冷間圧延鋼板。
  2. Ｃ ０．１３〜０．２５
    Ｍｎ １．５〜２．５、好ましくは１．５〜２．３、さらにより好ましくは１．７〜２．３
    Ｓｉ ０．４〜０．９
    Ｃｒ ０．２〜０．６
    の少なくとも１つを満たす、請求項１に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  3. Ａｌ ≦０．１、好ましくは≦０．０６
    Ｎｂ ０．０２〜０．０８
    Ｍｏ ０．０５〜０．３
    Ｔｉ ０．０２〜０．０８
    Ｖ ０．０２〜０．１
    Ｃｕ ０．０５〜０．４
    Ｎｉ ０．０５〜０．４
    Ｂ ０．０００２〜０．００３
    Ｃａ ０．０００５〜０．００５
    Ｍｇ ０．０００５〜０．００５
    ＲＥＭ ０．０００５〜０．００５
    の少なくとも１つを満たす、請求項１または２に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  4. Ｓ ≦０．０１、好ましくは≦０．００３
    Ｐ ≦０．０２、好ましくは≦０．０１
    Ｎ ≦０．０２、好ましくは≦０．００５
    Ｔｉ ＞３．４Ｎ
    の少なくとも１つを満たす、請求項１から３のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  5. 残留オーステナイト（ＲＡ）の最大サイズが、６μｍ以下、好ましくは３μｍ以下である、請求項１から４のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  6. 多相ミクロ組織が、体積％で、
    残留オーステナイト ６〜１６
    ベイナイト＋フェリティックベイナイト＋焼戻しマルテンサイト ≦８０
    ポリゴナルフェライト ≧１０
    を含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  7. 鋼が、
    Ｃ ０．１７〜０．２３
    Ｍｎ １．５〜１．８、好ましくは１．５〜１．７
    Ｓｉ ０．４〜０．８、好ましくは０．４〜０．７
    Ｃｒ ０．３〜０．７、好ましくは０．４〜０．７
    任意選択で
    Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３
    を含み、
    鋼板が、以下の要件：
    （Ｒｍ） ７８０〜１２００ＭＰａ
    （Ａ８０） ≧１５％
    および
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１６０００ＭＰａ％
    の少なくとも１つを満たす、
    請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  8. 鋼が、
    Ｃ ０．１３〜０．１７
    Ｍｎ １．７〜２．３
    Ｓｉ ０．５〜０．９
    Ｃｒ ０．３〜０．７
    任意選択で
    Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３
    を含み、
    鋼板が、以下の要件：
    （Ｒｍ） ７８０〜１２００ＭＰａ
    （Ａ８０） ≧１５％
    および
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１４０００ＭＰａ％、好ましくは≧１６０００ＭＰａ％
    の少なくとも１つを満たす、
    請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  9. 鋼が、
    Ｃ ０．１８〜０．２２
    Ｍｎ １．７〜２．３
    Ｓｉ ０．５〜０．９
    Ｃｒ ０．３〜０．８
    任意選択で
    Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．０
    Ｎｂ ０．０１〜０．０３
    を含み、
    鋼板が、以下の要件
    （Ｒｍ） ９８０〜１２００ＭＰａ
    （Ａ８０） ≧１３％
    および
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１３０００ＭＰａ％
    の少なくとも１つを満たす、
    請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  10. 鋼が、
    Ｃ ０．１４〜０．２０
    Ｍｎ １．９〜２．５
    Ｓｉ ０．５〜０．９
    Ｃｒ ０．３〜０．８
    任意選択で
    Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．０
    Ｎｂ ０．０１〜０．０３
    を含み、
    鋼板が、以下の要件
    （Ｒｍ） ９８０〜１２００ＭＰａ
    （Ａ８０） ≧１３％
    および
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１３０００ＭＰａ％
    の少なくとも１つを満たす、
    請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  11. 鋼が、
    Ｃ ０．１８〜０．２２
    Ｍｎ １．７〜２．５、好ましくは１．７〜２．３
    Ｓｉ ０．５〜０．９
    Ｃｒ ０．４〜０．８
    任意選択で
    Ｓｉ＋Ｃｒ ≧１．１
    Ｎｂ ０．０１〜０．０３、好ましくは０．０２〜０．０３
    を含み、
    鋼板が、以下の要件：
    （Ｒｍ） １０００〜１４００ＭＰａ、好ましくは１１８０〜１４００ＭＰａ
    （Ａ８０） ≧１０％、好ましくは≧１４％
    および
    Ｒｍ×Ａ８０ ≧１２０００ＭＰａ％、好ましくは≧１５０００ＭＰａ％
    の少なくとも１つを満たす、
    請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  12. 比率Ｍｎ＋３×Ｃｒが≦３．８である、好ましくは≦３．６である、最も好ましくは≦３．４である、請求項１から１１のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  13. Ｓｉの量が、Ｓｉ＞Ａｌである、好ましくはＳｉ＞１．３Ａｌである、より好ましくはＳｉ＞５Ａｌである、最も好ましくはＳｉ＞１０Ａｌである、請求項１から１２のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  14. 比率Ｓｉ／Ｃｒが１〜５である、好ましくは１．５〜３である、より好ましくは１．７〜３である、最も好ましくは１．７〜２．８である、請求項１から１３のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  15. 溶融亜鉛めっき層を備えていない、請求項１から１４のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板。
  16. 請求項１から１５のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼板を作製する方法であって、
    ａ）請求項１から１５のいずれか一項に記載される組成を有する冷間圧延鋼帯を用意する工程と、
    ｂ）冷間圧延鋼帯を、７６０℃とＡｃ３＋２０℃の間にある焼なまし温度Ｔａｎで焼なましする工程と、続いて、
    ｃ）パーライト形成を回避するのに十分な冷却速度で、冷間圧延鋼帯を、焼なまし温度Ｔａｎから、３００℃と４７５℃の間、好ましくは３５０℃と４７５℃の間にある急冷の冷却停止温度ＴＲＪまで冷却する工程と、続いて、
    ｄ）３２０℃と４８０℃の間にある過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、冷間圧延鋼帯をオーステンパーする工程と、続いて
    ｅ）冷間圧延鋼帯板を、周囲温度まで冷却する工程と
    を含む、方法。
  17. 工程ｄ）におけるオーステンパーが、３７５℃と４７５℃の間の過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、２００秒以内の時間行われる、請求項１６に記載の高強度冷間圧延鋼板を作製する方法。
  18. 工程ｄ）におけるオーステンパーが、３５０℃と４５０℃の間の過時効／オーステンパー温度ＴＯＡで、２００秒以上の時間行われる、請求項１６に記載の高強度冷間圧延鋼板を作製する方法。
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