JP2016524038A - 良好な耐久性を示す高強度鋼、および焼入れと亜鉛浴による分配処理とによる製造方法 - Google Patents

Abstract

鋼中にオーステナイトおよびマルテンサイトの微細組織を形成するための組成および方法を用いて、高強度および良好な成形性を有する鋼が製造される。炭素、マンガン、モリブデン、ニッケル、銅およびクロムは、非マルテンサイト成分の変態温度の低下、および／または鋼の焼入性の増加などの機構によって、室温安定性（または準安定性）のオーステナイトの形成を促進することができる。マルテンサイト開始温度より低温への急冷後の再加熱を利用する熱サイクルによって、マルテンサイトからオーステナイト中への炭素の拡散が可能となることで、室温安定性のオーステナイトの形成が促進され得る。

Description

本出願は、２０１３年５月１７日に出願され“Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ Ｅｘｈｉｂｉｔｉｎｇ Ｇｏｏｄ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｖｉａ Ｉｎ−Ｌｉｎｅ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｂｙ Ｚｉｎｃ Ｂａｔｈ”と題される米国仮特許出願第６１／８２４，６４３号明細書；および２０１３年５月１７日に出願され“Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ Ｅｘｈｉｂｉｔｉｎｇ Ｇｏｏｄ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｖｉａ Ｉｎ−Ｌｉｎｅ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ Ｄｏｗｎｓｔｒｅａｍ ｏｆ Ｍｏｌｔｅｎ ｚｉｎｃ Ｂａｔｈ”と題される米国仮特許出願第６１／８２４，６９９号明細書の優先権を主張する。米国特許出願第６１／８２４，６４３号明細書、および米国特許出願第６４／８２４，６９９号明細書の開示は参照により本明細書に援用される。

高強度および良好な成形特性を有する鋼が製造されることが望まれている。しかし、このような特性を示す鋼の商業生産は、比較的少ない合金添加が望ましいこと、および工業生産ラインの熱処理能力が制限されることなどの要因のために困難となっている。本発明は、得られる鋼が高強度および冷間成形性を示すように、溶融亜鉛めっき／ガルバニーリング（ＨＤＧ）プロセスを用いて鋼を製造するための鋼組成および処理方法に関する。

本発明の鋼は、組成と修正されたＨＤＧプロセスとを使用して製造され、一般にマルテンサイトおよびオーステナイト（特に構成要素として）からなる微細組織が結果として得られる。このような微細組織を実現するために、その組成には、ある種の合金添加が含まれ、そのＨＤＧプロセスには、ある種のプロセスの修正が含まれ、これらすべてが、オーステナイトからマルテンサイトへの変態、およびそれに続く室温におけるオーステナイトの部分安定化の推進に少なくとも部分的に関連する。

本明細書に組み込まれ本明細書の一部を構成する添付の図面は、実施形態を示すものであり、上記の概要および以下に示す実施形態の詳細な説明とともに、本開示の原理を説明する役割を果たす。

亜鉛めっき／ガルバニーリングの後に分配工程が行われる場合のＨＤＧ温度プロファイルの概略図を示している。 亜鉛めっき／ガルバニーリング中に分配工程が行われる場合のＨＤＧ温度プロファイルの概略図を示している。 冷却速度に対してプロットしたロックウェル硬さを有する一実施形態のプロットを示している。 冷却速度に対してプロットしたロックウェル硬さを有する別の一実施形態のプロットを示している。 冷却速度に対してプロットしたロックウェル硬さを有する別の一実施形態のプロットを示している。 種々の冷却速度で冷却される試料から得た図３の実施形態の６つの顕微鏡写真を示している。 種々の冷却速度で冷却される試料から得た図４の実施形態の６つの顕微鏡写真を示している。 種々の冷却速度で冷却される試料から得た図５の実施形態の６つの顕微鏡写真を示している。 いくつかの実施形態のオーステナイト化温度の関数としての引張データのプロットを示している。 いくつかの実施形態のオーステナイト化温度の関数としての引張データのプロットを示している。 いくつかの実施形態の焼入れ温度の関数としての引張データのプロットを示している。 いくつかの実施形態の焼入れ温度の関数としての引張データのプロットを示している。

図１は、ある化学組成（以下により詳細に記載する）を有する鋼板において高強度および冷間成形性を実現するために使用される熱サイクルの概略図を示している。特に、図１は、破線で示されるプロセスの修正が行われた典型的な溶融亜鉛めっきまたはガルバニーリングの熱プロファイル（１０）を示している。一実施形態において、プロセスは一般に、オーステナイト化を含み、その後、指定焼入れ温度への急冷によって、オーステナイトからマルテンサイトに部分的に変態し、高温の分配温度で保持することで、炭素はマルテンサイトから残留オーステナイトの中に拡散することができ、それによって室温でオーステナイトが安定化される。ある実施形態において、図１に示される熱プロファイルは、従来の連続溶融亜鉛めっきまたはガルバニーリング生産ラインとともに使用できるが、このような生産ラインは必要なものではない。

図１から分かるように、鋼板は最初にピーク金属温度（１２）まで加熱される。図示される例におけるピーク金属温度（１２）は、オーステナイト変態温度（Ａ_１）より少なくとも高温（たとえば、オーステナイト＋フェライト領域の二相）として示されている。したがって、ピーク金属温度（１２）において、鋼の少なくとも一部はオーステナイトに変態する。図１ではピーク金属温度（１２）が単にＡ_１よりも高温であるとして示されているが、ある実施形態においてはピーク金属温度は、フェライトがオーステナイトに完全に変態する温度（Ａ_３）よりも高い温度（たとえば、オーステナイト領域の単相）をも含むことができることを理解すべきである。

次に、鋼板は急冷される。鋼板が冷却されるとき、ある実施形態は、亜鉛めっきまたはガルバニーリングを行うために短時間の冷却の中断を含むことができる。亜鉛めっきが使用される実施形態においては、鋼板は、溶融亜鉛の亜鉛めっき浴の熱のために、一定温度（１４）で短時間保持されてもよい。さらに別の実施形態において、ガルバニーリングプロセスを使用することができ、鋼板の温度は、ガルバニーリングプロセスを行うことができるガルバニーリング温度（１６）までわずかに上昇させることができる。しかし、別の実施形態においては、亜鉛めっきまたはガルバニーリングプロセスを完全に省略することができ、鋼板を連続的に冷却することができる。

鋼板の急冷は、鋼板のマルテンサイト開始温度（Ｍ_Ｓ）から下がって、あらかじめ決定された焼入れ温度（１８）まで続くことが示されている。Ｍ_Ｓまでの冷却速度は、ピーク金属温度（１２）において形成された少なくとも一部のオーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分速い速度であってよいことを理解すべきである。言い換えると、冷却速度は、オーステナイトが、比較的より遅い冷却速度で変態するフェライト、パーライトまたはベイナイトなどの他の非マルテンサイト成分ではなく、マルテンサイトに変態するのに十分な速さであってよい。

図１に示されるように、焼入れ温度（１８）はＭ_Ｓよりも低い。焼入れ温度（１８）とＭ_Ｓとの間の差は、使用される鋼板の個別の組成に依存して変動してもよい。しかし、多くの実施形態において、オーステナイトを安定化させる炭素源として機能する十分な量のマルテンサイトを形成し、最終的な冷却で過剰の「新しい」マルテンサイトが形成されるのを回避するために、焼入れ温度（１８）とＭ_Ｓとの間の差は十分に大きくてよい。さらに、初期焼入れ中のオーステナイトの消費が多くなりすぎるのを回避するため（たとえば、特定の実施形態の場合、オーステナイトの安定化に必要な量を超える、オーステナイトの過度の炭素濃縮を回避するため）に、焼入れ温度（１８）は十分に高くてよい。

多くの実施形態において、焼入れ温度（１８）は約１９１℃〜約２８１℃で変動することができるが、そのような制限は不要である。さらに、特定の鋼組成に関する焼入れ温度（１８）を計算することができる。このような計算の場合、焼入れ温度（１８）は、分配後に室温のＭ_Ｓ温度を有する残留オーステナイトに対応する。焼入れ温度（１８）の計算方法は、当技術分野において周知であり、Ｊ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，Ａ．Ｍ．Ｓｔｒｅｉｃｈｅｒ，Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ，Ｆ．Ｒｉｚｚｏ，ａｎｄ Ｇ．Ｋｒａｕｓｓ，“Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ Ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ：Ａ Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｌｙ Ｎｅｗ Ｐｒｏｃｅｓｓ ｔｏ Ｃｒｅａｔｅ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｔｒｉｐ Ｓｈｅｅｔ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，”Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ｐｐ．５０５−５２２，２００３；およびＡ．Ｍ．Ｓｔｒｅｉｃｈｅｒ，Ｊ．Ｇ．Ｊ．Ｓｐｅｅｒ，Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ，ａｎｄ Ｂ．Ｃ．Ｄｅ Ｃｏｏｍａｎ，“Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｒｅｓｐｏｎｓｅ ｏｆ ａ Ｓｉ−Ａｄｄｅｄ ＴＲＩＰ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌ，” Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ ｆｏｒ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，２００４に記載されており、その主題は参照により本明細書に援用される。

オーステナイトを安定化させる炭素源として機能する十分な量のマルテンサイトを形成し、最終の焼入れで過剰の「新しい」マルテンサイトが形成されるのを回避するために、焼入れ温度（１８）は（Ｍ_Ｓに対して）十分低くてよい。または、初期焼入れ中に消費されるオーステナイトが多くなり過ぎるのを回避し、残留オーステナイトで起こり得る炭素濃縮が、室温におけるオーステナイト安定化に必要な程度よりも多くなる状況が発生するのを回避するために、焼入れ温度（１８）は十分高くてよい。ある実施形態において、好適な焼入れ温度（１８）は、分配後に室温のＭ_Ｓ温度を有する残留オーステナイトに対応させることができる。ＳｐｅｅｒおよびＳｔｒｅｉｃｈｅｒら（前出）は、所望の微細組織を得ることができる処理の選択肢を調査するための基準が得られる計算を提供している。このような計算は、理想的な完全分配を仮定しており、Ｋｏｉｓｔｉｎｅｎ−Ｍａｒｂｕｒｇｅｒ（ＫＭ）の関係式

を、初期焼入れから焼入れ温度（１８）と、次の室温における最終焼入れ（以下にさらに説明する）との２回使用することで行うことができる。ＫＭの式におけるＭ_Ｓ温度は、オーステナイトの化学的性質に基づく実験式（Ａｎｄｒｅｗの一次式など）：
Ｍ_Ｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−７．５Ｓｉ＋３０Ａｌ
を用いて評価することができる。

Ｓｐｅｅｒらによって示された計算結果は、最大量の残留オーステナイトを得ることができる焼入れ温度（１８）を示している。最大量の残留オーステナイトを有する温度より高い焼入れ温度（１８）の場合、かなりの割合のオーステナイトが初期焼入れ後に存在するが、このオーステナイトを安定化させる炭素源として機能するのに十分なマルテンサイトは存在しない。したがって、より高い焼入れ温度の場合、最終焼入れ中に形成される新しいマルテンサイトの量が増加する。最大量の残留オーステナイトを有する温度よりも低い焼入れ温度の場合、望ましくない量のオーステナイトが初期焼入れ中に消費されることがあり、マルテンサイトから分配され得る過剰量の炭素が存在してもよい。

焼入れ温度（１８）に到達した後、鋼板の温度は、焼入れ温度よりも上昇させるか、所定の時間、焼入れ温度で保持されるかのいずれかである。特に、この段階を分配段階と呼ぶことができる。このような段階において、急冷中に形成されたマルテンサイトから残留オーステナイト中への炭素拡散が可能となるように、鋼板の温度は焼入れ温度で少なくとも保持される。この拡散によって、残留オーステナイトが室温において安定（または準安定）となることができ、したがって鋼板の機械的性質が改善される。

ある実施形態において、鋼板は、Ｍ_Ｓを超えて比較的高い分配温度（２０）まで加熱することができ、その後その高い分配温度（２０）で保持することができる。この段階中に鋼板を加熱するために種々の方法を使用することができる。単なる例として、鋼板は、誘導加熱、トーチ加熱、および／または同様のものを使用して加熱することができる。または、別の実施形態において、鋼板は、加熱することができるが、Ｍ_Ｓよりもわずかに低くて、異なるより低い分配温度（２２）に加熱することができる。次に同様に、鋼板は、そのより低い分配温度（２２）で、ある時間保持することができる。さらに第３の別の実施形態においては、別の分配温度（２４）を使用することができ、この場合、鋼板は単に焼入れ温度で保持される。当然ながら、本明細書の教示を考慮すれば当業者には明らかなように、あらゆる別の好適な分配温度を使用することができる。

鋼板が所望の分配温度（２０、２２、２４）に到達した後、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が可能となるのに十分な時間、鋼板は所望の分配温度（２０、２２、２４）で保持される。次に鋼板は室温まで冷却することができる。

図２は、図１に関して前述した熱サイクルの別の一実施形態を示している（実線（４０）で示される典型的な亜鉛めっき／ガルバニーリング熱サイクル、および破線で示される典型例からの逸脱が示されている）。特に、図１のプロセスと同様に、鋼板は最初にピーク金属温度（４２）まで加熱される。図示される実施形態におけるピーク金属温度（４２）は、少なくともＡ_１よりも高いものとして示されている。したがって、ピーク金属温度（４２）において、鋼板の少なくとも一部はオーステナイトに変態する。当然ながら、図１のプロセスと同様に、この実施形態も、Ａ_３よりも高いピーク金属温度を含むことができる。

次に、鋼板は急速に焼入れ（４４）を行うことができる。焼入れ（４４）は、ピーク金属温度（４２）において形成されたオーステナイトの一部のマルテンサイトへの変態を開始するのに十分速くてよく、それによってフェライト、パーライト、ベイナイト、および／または同様のものなどの非マルテンサイト成分への過度の変態を回避できることを理解すべきである。

焼入れ（４４）は焼入れ温度（４６）において終了することができる。図１のプロセスと同様に、焼入れ温度（４６）はＭ_Ｓよりも低い。当然ながら、Ｍ_Ｓを下回る程度は、使用される材料により変動してもよい。しかし、前述のように、多くの実施形態においては、焼入れ温度（４６）とＭ_Ｓとの間の差は、十分な量のマルテンサイトを形成するのに十分大きく、オーステナイトの消費が多くなり過ぎるのを回避するのに十分小さくてよい。

続いて鋼板は、分配温度（５０、５２）までの再加熱（４８）が行われる。図１のプロセスとは異なり、この実施形態における分配温度（５０、５２）は、亜鉛めっきまたはガルバニーリングの亜鉛浴温度によって特徴付けることができる（亜鉛めっきまたはガルバニーリングがそのように使用される場合）。たとえば、亜鉛めっきが使用される実施形態においては、鋼板を亜鉛めっき浴温度（５０）まで再加熱し、次に亜鉛めっきプロセスの間、その温度で保持することができる。亜鉛めっきプロセス中、分配は前述の分配と同様に行うことができる。したがって、亜鉛めっき浴温度（５０）は、分配温度（５０）としても機能してよい。同様に、ガルバニーリングが使用される実施形態においてはプロセスは、より高い浴／分配温度（５２）を除けば実質的に同じであってよい。

最後に、鋼板は、室温までの冷却（５４）を行うことができ、その場合、少なくとも一部のオーステナイトは前述の分配工程から安定（または準安定）となり得る。

ある実施形態において、鋼板の性質を改善して主としてオーステナイトおよびマルテンサイトの微細組織を形成するため、および／または鋼板の機械的性質を改善するために、鋼板は、ある種の合金添加を含むことができる。鋼板の好適な組成は、０．１５〜０．４重量％の炭素、１．５〜４重量％のマンガン、０〜２重量％の、ケイ素またはアルミニウムまたはそれらの組合せ、０〜０．５重量％のモリブデン、０〜０．０５重量％のニオブ、別の付随的元素を含むことができ、残部は鉄である。

さらに、別の実施形態において、鋼板の好適な組成は、０．１５〜０．５重量％の炭素、１〜３重量％のマンガン、０〜２重量％の、ケイ素またはアルミニウムまたはそれらの組合せ、０〜０．５重量％のモリブデン、０〜０．０５重量％のニオブ、別の付随的元素を含むことができ、残部は鉄である。さらに、別の実施形態は、ニオブに加えてまたはニオブの代わりにバナジウムおよび／またはチタンの添加を含むことができるが、このような添加は完全に任意選択的である。

ある実施形態においては、オーステナイトを安定化させるために炭素を使用することができる。たとえば、炭素を増加させると、Ｍ_Ｓ温度を下げることができ、他の非マルテンサイト成分（たとえば、ベイナイト、フェライト、パーライト）の変態温度を下げることができ、非マルテンサイト生成物の形成に必要な時間を増加させることができる。さらに、炭素添加は、材料焼入性を改善することができ、したがって、冷却速度が局所的に低下し得る材料の中心付近での非マルテンサイト成分の形成を維持することができる。しかし、著しい炭素添加は溶接性に悪影響が生じるかもしれないので、炭素添加が制限され得ることを理解すべきである。

ある実施形態において、マンガンは、前述のように別の非マルテンサイト成分の変態温度を下げることによって、オーステナイトをさらに安定化させることができる。マンガンは、焼入性を増加させることによって、主としてオーステナイトおよびマルテンサイトの微細組織を形成する鋼板の性質をさらに改善することができる。

別の実施形態においては、焼入性を増加させるためにモリブデンを使用することができる。

別の実施形態においては、ケイ素および／またはアルミニウムによって、炭化物の形成を減少させることができる。炭化物が存在することで、オーステナイト中に拡散できる炭素量が減少するかもしれないので、ある実施形態においては炭化物形成の減少が望ましい場合があることを理解すべきである。したがって、室温においてオーステナイトをさらに安定化させるために、ケイ素および／またはアルミニウムの添加を利用することができる。

ある実施形態においては、オーステナイトを安定化させるためにニッケル、銅、およびクロムを使用することができる。たとえば、このような元素によってＭ_Ｓ温度が低下し得る。さらに、ニッケル、銅およびクロムによって、鋼板の焼入性をさらに増加させることができる。

ある実施形態においては、鋼板の機械的性質を向上させるためにニオブ（またはチタン、バナジウム、および／または同様のものなどの別の微量合金元素）を使用することができる。たとえば、ニオブは、炭化物形成によって得られる粒界ピン止めによって鋼板の強度を増加させることができる。

別の実施形態においては、元素濃度および選択される特定の元素のばらつきが生じてもよい。当然ながら、このようなばらつきが生じる場合、このようなばらつきによって、それぞれの特定の合金添加に関する前述の性質による鋼板の微細組織および／または機械的性質に対して望ましいまたは望ましくない影響が生じるかもしれないことを理解すべきである。

例１
以下の表１に記載の組成を用いて鋼板の実施形態を作製した。

材料は、以下のパラメータにより実験装置上で処理した。各試料に対して、銅製冷却くさび形グリップ（copper cooled wedge grip）およびポケットジョー固定具（pocket jaw fixture）を用いてＧｌｅｅｂｌｅ １５００処理を行った。試料は１１００℃でオーステナイト化させ、次に１〜１００℃／ｓの間の種々の冷却速度で室温まで冷却した。

例２
前述の例１および表１に記載の各鋼組成のロックウェル硬さを各試料の表面上で求めた。試験結果を図３〜５にプロットしており、冷却速度の関数としてロックウェル硬さをプロットしている。各データ点で、少なくとも７回の測定の平均が示されている。組成Ｖ４０３７、Ｖ４０３８およびＶ４０３９は、図３、４および５にそれぞれ対応している。

例３
例１の組成のそれぞれの各試料の中央付近の厚さ方向を通過する長手方向で光学顕微鏡写真を撮影した。これらの試験の結果を図６〜８に示している。組成Ｖ４０３７、Ｖ４０３８およびＶ４０３９は、図６、７および８にそれぞれ対応している。さらに、図６〜８のそれぞれは、各組成の６つの顕微鏡写真を含んでおり、各顕微鏡写真は、異なる冷却速度にさらされた試料を表している。

例４
本明細書に記載の手順により例２および３のデータを用いて、例１の組成のそれぞれの臨界冷却速度の評価を行った。この場合の臨界冷却速度は、マルテンサイトを形成し、非マルテンサイト変態生成物の形成を回避するのに必要な冷却速度を意味する。これらの試験の結果は以下の通りである：
Ｖ４０３７：７０℃／ｓ
Ｖ４０３８：７５℃／ｓ
Ｖ４０３９：７℃／ｓ

例５
以下の表２に記載の組成を用いて鋼板の実施形態を作製した。

材料は、溶融、熱間圧延、および冷間圧延によって加工した。次にこれらの材料に対して、以下に例６〜７でより詳細に説明する試験を行った。図１に関して前述したプロセスの使用を意図したＶ４０３９を除けば、表２に記載のすべての組成は、図２に関して前述したプロセスの使用を意図したものであった。溶解金属Ｖ４０３９は、図１に関して前述した熱プロファイルに要求されるような、より高い焼入性が得られることを意図した組成を有した。このため、Ｖ４０３９には、熱間圧延の後であるが冷間圧延の前に１００％Ｈ２雰囲気中に６００℃で２時間の焼きなましを行った。すべての材料は、冷間圧延中に約７５％から１ｍｍまで減少した。熱間圧延および冷間圧延の後の表２に記載の材料組成の一部の結果をそれぞれ表３および４に示している。

例７
例５の組成のＧｌｅｅｂｌｅ膨張率測定を行った。Ｇｌｅｅｂｌｅ膨張率測定は、真空下で１０１．６×２５．４×１ｍｍの試料を用いて行い、２５．４ｍｍ方向においてｃ−ひずみゲージで膨張を測定した。得られた膨張対温度のプロットを作成した。線分を膨張率データにフィットさせ、膨張率データが線形挙動からずれる点を、対象となる変態温度（たとえば、Ａ_１、Ａ_３、Ｍ_Ｓ）とした。得られた変態温度を表５に示す。

例５の組成のそれぞれの臨界冷却速度の測定にもＧｌｅｅｂｌｅ方法を使用した。第１の方法では前述のようなＧｌｅｅｂｌｅ膨張率測定を使用した。第２の方法ではロックウェル硬さ測定を使用した。特に、ある範囲の冷却速度で試料のＧｌｅｅｂｌｅ試験を行った後、ロックウェル硬さ測定を行った。したがって、ロックウェル硬さ測定は各材料組成で行い、ある範囲の冷却速度で硬さを測定した。次に、各冷却速度における特定の組成のロックウェル硬さ測定値の間で比較を行った。２ポイントのＨＲＡのロックウェル硬さのずれは、有意であると見なした。非マルテンサイト変態生成物を回避するための臨界冷却速度は、硬さが最大硬さよりも２ポイント小さいＨＲＡである場合に最高冷却速度であるとした。結果として得られた臨界冷却速度も、例５に記載の組成の一部について表５に示している。

例８
例５の組成を用いて、焼入れ温度と残留オーステナイトの理論的最大値とを計算した。計算は前述のＳｐｅｅｒらの方法を用いて行った。例５に記載の組成の一部の計算結果を以下の表６に示している。

例９
特定の組成の試料の間でピーク金属温度および焼入れ温度を変動させて、例５の組成の試料を図１および２に示す熱プロファイルにさらした。前述のように、組成Ｖ４０３９のみを図１に示す熱プロファイルにさらし、他のすべての組成は図２に示す熱サイクルにさらした。各試料で、引張強度測定を行った。結果の引張測定値を図９〜１２にプロットしている。特に、図９〜１０は、オーステナイト化温度に対してプロットした引張強度データを示しており、図１１〜１２は、焼入れ温度に対してプロットした引張強度データを示している。さらに、Ｇｌｅｅｂｌｅ方法を用いて熱サイクルを行った場合、そのようなデータ点は「Ｇｌｅｅｂｌｅ」を添えて記載される。同様に、塩浴を用いて熱サイクルを行った場合、そのようなデータ点は「塩」を添えて記載される。

さらに、例５に記載の各組成（利用可能な場合）のそれぞれの同様の引張測定を以下に示す表７に記載している。分配時間および温度は、単に例として示しており、別の実施形態において、最終材料特性にも寄与し得る先に述べた分配温度へのまたは分配温度からの非等温加熱および冷却の間に機構（炭素分配および／または相変態など）が発生する。

本発明の主旨および範囲から逸脱することなく本発明の種々の修正が可能であることは理解されよう。したがって、本発明の範囲は添付の特許請求の範囲により決定されるべきである。

本出願は、２０１３年５月１７日に出願され“Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ Ｅｘｈｉｂｉｔｉｎｇ Ｇｏｏｄ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｖｉａ Ｉｎ−Ｌｉｎｅ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｂｙ Ｚｉｎｃ Ｂａｔｈ”と題される米国仮特許出願第６１／８２４，６４３号明細書；および２０１３年５月１７日に出願され“Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ Ｅｘｈｉｂｉｔｉｎｇ Ｇｏｏｄ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｖｉａ Ｉｎ−Ｌｉｎｅ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ Ｄｏｗｎｓｔｒｅａｍ ｏｆ Ｍｏｌｔｅｎ ｚｉｎｃ Ｂａｔｈ”と題される米国仮特許出願第６１／８２４，６９９号明細書の優先権を主張する。米国特許出願第６１／８２４，６４３号明細書、および米国特許出願第６１／８２４，６９９号明細書の開示は参照により本明細書に援用される。

Claims (6)

1. ０．１５〜０．５重量％の炭素と、
   １〜３重量％のマンガンと、
   ２重量％以下の、ケイ素、アルミニウムまたはそれらの組合せ、
   ０．５重量％以下のモリブデンと、
   ０．０５重量％以下のニオブとの元素を含み、
   残部が鉄および他の付随的不純物である、鋼板。
2. 鋼板の処理方法であって、
   （ａ）前記鋼板を第１の温度（Ｔ１）まで加熱する工程であって、Ｔ１が、前記鋼板がオーステナイトおよびフェライトに変態する温度よりも少なくとも高い温度である工程と、
   （ｂ）ある冷却速度で冷却することによって前記鋼板を第２の温度（Ｔ２）まで冷却する工程であって、Ｔ２がマルテンサイト開始温度（Ｍ_Ｓ）よりも低く、前記冷却速度が、オーステナイトからマルテンサイトに変態するのに十分な速さである工程と、
   （ｃ）前記鋼板を分配温度まで再加熱する工程であって、前記分配温度が、前記鋼板の組織中の炭素の拡散を可能にするのに十分である工程と、
   （ｄ）ある保持時間、前記分配温度で前記鋼板を保持することによってオーステナイトを安定化させる工程であって、前記保持時間が、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の拡散を可能にするのに十分な時間である工程と、
   （ｅ）前記鋼板を室温まで冷却する工程と、
   を含む方法。
3. 溶融亜鉛めっきまたはガルバニーリングを行いながらオーステナイトを安定化させる工程をさらに含む、請求項２に記載の方法。
4. 前記溶融亜鉛めっきまたはガルバニーリングがＭ_Ｓよりも高温で行われる、請求項３に記載の方法。
5. 前記分配温度がＭ_Ｓよりも高い、請求項２に記載の方法。
6. 前記鋼板が、
   ０．１５〜０．４重量％の炭素と、
   １．５〜４重量％のマンガンと、
   ２重量％以下の、ケイ素、アルミニウム、またはそれらの組合せと、
   ０．５重量％以下のモリブデンと、
   ０．０５重量％以下のニオブとの元素を含み、
   残部が鉄および他の付随的不純物である、請求項２に記載の方法。

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