JP2017520681A - 高強度多相鋼、製造方法および使用 - Google Patents

Abstract

本発明は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有し、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有し、８％以上の全伸びを有し、その組成は、重量パーセントで：０．０５＜Ｃ＜０．１５％、２＜Ｍｎ≦３％、Ａｌ＜０．１％、０．３＜Ｓｉ＜１．５％、０．０１％＜Ｎｂ＜０．０５％、Ｎ＜０．０２％、０．１＜Ｃｒ＋Ｍｏ＜１％、０．０００１＜Ｂ＜０．００２５％、Ｔｉ＜０．５％、Ｖ＜０．０１％、Ｓ＜０．０１％、Ｐ＜０．０５％からなり、組成の残部が鉄および精錬から生じる不可避的不純物であり、その微細構造は、表面割合で、５０から９５％の間のマルテンサイト、５から５０％の間のフェライトとベイナイトとの合計からなり、フェライト粒径は１０μｍ未満であり、フェライト粒径のアスペクト比は１から３の間である冷間圧延され、溶融めっきされた鋼板を扱う。本発明の鋼は焼鈍の加熱、浸漬および冷却工程の間に酸化され、続いて還元される。

Description

本発明は、成形性が高く、高抵抗レベルを示し、主として自動車用の構造部材や補強材として使用されることが意図される、自動車用高強度多相鋼に関する。また、本発明は高成形性の多相鋼を製造する方法も扱う。

自動車用途において高強度鋼の使用が増加するにつれて、成形性を犠牲にすることなく強度を向上させた鋼に対する需要が高まっている。軽量化と安全性の要件に対する要求が高まり、既存の高級高強度鋼（ＡＨＳＳ）と比較してより高い強度と同時により高い延性を達成できる自動車用鋼の新しい概念の突っ込んだ詳述が促される。

従って、以下に述べるもののような種々の強度レベルを提供する鋼のような、鋼の幾つかの系統が提案されている。

これらの概念の中で、析出および粒径の微細化によって同時に硬化が得られるマイクロ合金元素を有する鋼が開発されている。このような高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ）の開発に続いて、優れた冷間成形性と共に良好な強度レベルを維持する高級高強度高鋼と呼ばれる高強度鋼が開発された。しかし、これらの等級によって到達される引っ張りレベルは一般的に低い。

高抵抗および同時に高い成形性を有する鋼の需要に応えるために、多くの開発が行われた。しかし、高強度鋼に関しては、最大引張強度を増加させようとすると一般に延性レベルが低下することは周知である。それにもかかわらず、自動車メーカーは抵抗要件を犠牲にすることなく、より延性を必要とする複雑な部品をますます開発し続けている。さらに、例えば、溶融めっきされた鋼板のように、現在生産中の鋼材に対する降伏強度および穴広げ性能の改善が必要である。

本発明は、高強度溶融めっき鋼の製造方法、その製造方法、および車両の部品を製造するための前記高強度鋼の使用に関する。

米国特許出願ＵＳ２０１３００８５７０号は公知であり、そのような出願は、優れた強度−伸びバランスおよび優れた曲げ加工性の両方を有する少なくとも１１００ＭＰａの引張強度を有する超高強度鋼板およびその製造方法を扱う。鋼板の金属組織はマルテンサイト、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトの軟質相を有する。上記マルテンサイトの面積は５０％以上であり、上記ベイニティックフェライトの面積は１５％以上であり、上記ポリゴナルフェライトの面積は５％以下（０％を含む）である。上記軟質相の円相当径を測定すると、変動係数（標準偏差／平均値）は１．０以下である。超高強度鋼板は、少なくとも１１００ＭＰａの引張強度を有する。このような出願は、使用特性に重要な影響を及ぼす穴広げおよび降伏強度のような異なる成形性の問題に関しては言及していない。

引張強度が１０００ＭＰａを超え、均一な伸びが１２％を超え、Ｖ曲げ性が９０°を超える冷間圧延鋼を扱う出願ＷＯ２０１２１５３０１６号も知られている。この出願の化学組成は、重量％で：０．１５％≦Ｃ≦０．２５％、１．８％≦Ｍｎ≦３．０％、１．２％≦Ｓｉ≦２％、０％≦Ａｌ≦０．１０％、０％≦Ｃｒ≦０．５０％、０％≦Ｃｕ≦１％、０％≦Ｎｉ≦１％、０％≦Ｓ≦０．００５％、０％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｎｂ≦０．０１５％、Ｔｉ≦０．０２０％、Ｖ≦０．０１５％、Ｃｏ≦１％、Ｎ≦０．００８％、Ｂ≦０．００１％、Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦３％であり、残りがＦｅおよび鋳造からの不可避的不純物である。鋼微細組織は、表面の割合で、５から２０％のポリゴナルフェライト、１０から１５％の間の残留オーステナイト、５から１５％のマルテンサイト、残部はラスタイプベイナイトである。この出願では、連続焼鈍法によってオーステナイトが安定化される必要がある。

米国特許出願公開第２０１３／０００８５７０号明細書 国際公開第２０１２／１５３０１６号

本発明の目的は、上述した問題を解決することであり、即ち、同時に以下：
９８０ＭＰａ以上、さらには１１８０ＭＰａ以上の引張強度
８％以上の全伸び
２０％以上、さらには４０％以上の穴広げ値
５００ＭＰａ以上、さらには７８０ＭＰａを超える降伏強度
を有する溶融めっきされた高強度鋼をもたらすことである。

本発明の別の目的は、通常の連続焼鈍亜鉛メッキラインに適合できる、このような溶融めっきされた多相鋼を製造する方法を提供することである。

そのために、本発明の主要な目的は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有し、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有し、８％以上の全伸びを有し、その組成は、重量パーセントで：
０．０５≦Ｃ≦０．１５％
２≦Ｍｎ≦３％
Ａｌ≦０．１％
０．３≦Ｓｉ≦１．５％
０．０１％≦Ｎｂ≦０．０５％
Ｎ≦０．０２％
０．１≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１％
０．０００１≦Ｂ＜０．００２５％
Ｔｉ≦０．５％
Ｖ＜０．０１％
Ｓ≦０．０１％
Ｐ≦０．０５％
からなり、組成の残部が鉄および精錬から生じる不可避的不純物であり、その微細構造は、表面割合で、５０から９５％の間のマルテンサイト、５から５０％の間のフェライトとベイナイトとの合計からなり、フェライト粒径は１０μｍ未満であり、フェライト粒径のアスペクト比は１から３の間である、溶融めっきされた鋼板である。

好ましい実施形態では、鋼の化学組成は、０．０９≦Ｃ≦０．１４％の炭素含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼は２．２≦Ｍｎ≦２．７％のマンガン含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼は、Ａｌ≦０．０５％のアルミニウム含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼は０．６≦Ｓｉ≦１．３％のケイ素含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼の化学組成は、Ｎｂ≦０．０３％のニオブ含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼の化学組成は、０．１≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦０．７％のクロムおよびモリブデンの合計を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼の化学組成は、０．００１≦Ｂ≦０．００２２％のホウ素含有率を有する。

別の好ましい実施形態において、鋼の化学組成は、０．０２％≦Ｔｉ≦０．０５％のチタン含有率を有する。

別の好ましい実施形態では、鋼板は、溶融めっきの下に存在するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ含有酸化物の１つ以上を含む、少なくとも２００ｎｍおよび１００μｍ未満の内部酸化深さを有する。

好ましい実施形態では、フェライトおよびベイナイトの合計の表面割合は２０から４０％の間であり、平均フェライト粒径は３μｍ未満である。

好ましくは、本発明の溶融めっきされた鋼では、引張強度が少なくとも９８０ＭＰａであり、降伏強度が少なくとも５００ＭＰａであり、全伸びが少なくとも８％であり、穴広げが少なくとも２０％である。

好ましくは、本発明の溶融めっきされた鋼は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも７８０ＭＰａの降伏強度、少なくとも８％の全伸びおよび少なくとも２０％の穴広げを有する。

好ましくは、本発明による鋼は、亜鉛メッキまたは合金化溶融亜鉛メッキされている。

本発明はまた、第２の目的として、以下の連続する工程を含む高強度鋼溶融めっき板の製造方法を有する。
− 組成が前記の本発明による鋼を鋳造して、スラブを得る工程、
− １１８０℃を超える温度のＴ_{ｒｅｈｅａｔ}でスラブを再加熱する工程、
− 再加熱されたスラブを８００℃を超える温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得る工程、
− ５００から８００℃の間の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで、従来の冷却速度で熱間圧延鋼を冷却する工程、次いで
− Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で冷却された熱間圧延鋼を巻き取る工程、
− 熱間圧延鋼を脱スケーリングする工程、
− 場合により、熱間圧延鋼を３００℃を超える温度Ｔ_ＩＡで２０分を超えて焼鈍する工程、
− 場合により、カバーに入る前の熱間圧延鋼の温度は４００℃を超えるべきである。熱間圧延鋼の冷却速度は、１℃／分以下および０．０１℃／分以上であるべきである。
− 鋼を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
− 以下の工程を含む冷間圧延鋼板を焼鈍する工程、
− 前記冷延圧延鋼板を０．２％から４％の間の過剰酸素体積百分率を有する雰囲気を有する直火炉内で加熱する工程であって、酸化工程が５００℃から７５０℃の間で起こる該加熱工程、
− 前記直火炉温度から放射管炉内の焼鈍温度まで加熱する工程であって、加熱速度は０．５から２．５℃／秒の間に含まれ、放射管炉内の雰囲気の露点は２５℃以下である該加熱工程、
− 前記焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は７５０から９５０℃の間に含まれる工程、
− 前記鋼を前記焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で少なくとも３０秒間および３００秒間以下の間維持する工程、
− 冷間圧延鋼を４４０℃から４７０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却する工程、
− 冷間圧延鋼をＴ_ＯＡで３０秒を超え、１８０秒未満保持する工程、
− Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で維持される前記加熱および冷却工程の間に、冷間圧延鋼の表面を酸化し、その後還元して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ含有酸化物の１つ以上を含む、少なくとも２００ｎｍおよび１００μｍ未満の内部酸化深さを得る工程、
− 冷間圧延鋼を溶融めっきして、コーティングされた冷間圧延鋼を得る工程、
− 場合により、冷間圧延鋼コーティングにおいて７％から１５％の間の鉄含有率に達するように溶融めっきされた冷間圧延鋼を合金化溶融亜鉛メッキする工程、
− 溶融めっきされた冷間圧延鋼を、少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却する工程。

好ましくは、巻き取り温度は、５００℃≦Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}≦７５０℃である。

好ましい実施形態では、任意の焼鈍温度Ｔ_ＩＡは、５００℃≦Ｔ_ＩＡ≦６５０℃で３０時間から１００時間の間の時間である。

好ましくは、冷間圧延の還元率は４０から６０％の間に含まれる。

好ましい実施形態では、冷間圧延鋼の表面は、露点が０℃未満の混合ガス雰囲気を有する前記放射管炉内で還元される。

好ましくは、溶融めっきが液体亜鉛合金浴中で行われて、亜鉛メッキされたまたは合金化溶融亜鉛メッキされた、冷間圧延されたホットディップ高強度鋼を得る。

本発明による鋼は、自動車の部品を製造するために使用することができる。

本発明の主な態様を以下に説明する。

白色のマルテンサイト、黒色のフェライトおよびベイナイトを有する本発明による鋼の微細構造を示す。

本発明の鋼を得るためには、全ての目的に達するように化学組成は製造パラメータと同様に非常に重要である。以下の化学組成元素は重量％で示す。

炭素は、マルテンサイトを強化するために使用される元素である。炭素含有率が０．０５％未満である場合、本発明では最小９８０ＭＰａの引張強度に達しない。炭素が０．１５％を超えると、マルテンサイトが硬くなり、本発明の鋼において８％の全伸び率に達しない。さらに、炭素は強いオーステナイト形成元素である。炭素含有量を０．１５％から下方に低下させることにより、所定の焼鈍温度について、より少ないオーステナイトおよび十分なフェライトを有し、成形性を改善し、全伸び目標に達することが可能になる。さらに、本発明による鋼に対する低い焼鈍温度は、かなりフェライト粒成長を制限する。その結果、最終的なフェライト粒径は１０ミクロン未満である。この組み合わせは、本発明による鋼で得られる機械的特性の大きな妥協に寄与する。

好ましくは、炭素含有率は０．０９≦Ｃ≦０．１４％である。

マンガンは硬化元素である。Ｍｎ含有率が２％未満であると、引張強度は９８０ＭＰａより低くなるであろう。Ｍｎ含有量が３％を超えると、中間厚でＭｎの中心偏析が予想され、これは使用特性にとって有害である。マンガンの含有率は、２．２≦Ｍｎ≦２．７％であることが好ましい。

ケイ素は強化効果を有し、全伸び率および穴広げ率ならびに耐遅れ破壊特性を改善する。Ｓｉ含有率が０．３％未満では、全伸びが８％を下回り、上記特性が損なわれるであろう。Ｓｉ含有率が１．５％を超えると、圧延荷重が大きくなりすぎ、冷間圧延処理が困難になる。さらに、浸漬温度が高すぎて、製造上の問題が生じる。また、溶融めっきによる被覆性は、板の表面上の酸化ケイ素の形成のために損なわれる可能性がある。上記の理由により、Ｓｉ含有率は、０．６≦Ｓｉ≦１．３であることが好ましい。

アルミニウムは、ちょうどチタンのように、ホウ素を保護するためにＡｌＮを形成することができる。しかし、その含有率は０．１％に制限される。何故ならば、Ａｌ含有率が高い程、他の全てのパラメータは等しい同じ微細構造バランスを有するためにはより高い焼鈍温度がもたらされるからである。その結果、コストと省エネルギーのために、その含有率は０．１％に制限される。好ましくは、Ａｌ含有量は、Ａｌ≦０．０５％である。

ニオブは、引張強度を増加させることが知られている粒子微細化効果を有する析出物を形成することができる。加えて、それは穴広げ率および耐遅れ破壊特性を改善する。Ｎｂ含有率が０．０５％を超えると、延性が低下し、全伸びが８％を下回るであろう。十分な結晶粒微細化および引張強度を得るためには、Ｎｂの含有率は０．０１％を超えなければならない。Ｎｂ含有率は、Ｎｂ≦０．０３％であることが好ましい。

ＭｏおよびＣｒは焼入れ性および引張強度を向上させるであろう。これらの元素の合計が０．１％未満であると、焼鈍中に形成される初析フェライト粒子の成長に加えて、フェライトの大部分が形成され、これにより強度が低下する。これらの元素の合計が本発明の鋼中で１％を超えると、ホットバンドが硬くなり、冷間圧延が困難になる。好ましくは、これらの元素の合計は、０．１≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦０．７％である。

チタンは、ＴｉＮを形成し、結果として、固溶体中でＢを保護するために、窒素と結合するように添加され、ＴｉもＡｌもが存在しない場合、窒化ホウ素が生じる恐れがある。その場合、ホウ素は固溶体中にはなく、以下で定義されたその役割を果たさないだろう。さらに、ＴｉＮの形成により、本発明の鋼における成形性および溶接性ならびに遅れ破壊に対する耐性が向上する。０．５％を超えると、Ｔｉは全ての他のパラメータは等しい同じ微細構造を有するためにはより高い焼鈍温度をもたらすであろう。その結果、コストおよびエ省エネルギーのために、その含有率は０．０５％に制限されることが好ましい。好ましくは、Ｔｉ含有率は０．０２≦Ｔｉ≦０．０５％である。好ましい実施形態では、窒素とのその結合を確保し、効率的な粒子微細化を得るために、Ｔｉ含有率は窒素含有率の少なくとも３．４倍である。

ホウ素は、冷間圧延バンド焼鈍の冷却工程中のフェライト形成を抑制することができる。その結果、それは９８０ＭＰａ未満の強度の低下を回避する。ホウ素の含有率が０．００２５％（２５ｐｐｍ）以上であると、過剰なホウ素がオーステナイト粒界で窒化ホウ素として析出し、これらは機械的性質と同じ引張り低下効果を有するフェライト形成のための核生成部位として働くであろう。０．０００１％（１ｐｐｍ）未満では、引っ張り強度に関しより高い等級に達することがより難しい。理想的には、ホウ素は、１１８０ＭＰａを超える機械的特性を得、最低８％の全伸びを有するためには、０．００１≦Ｂ≦０．００２２％でなければならない。

バナジウムについては、その含有率が０．０１％を超えると、バナジウムは炭化物および／またはニトロカーバイドを形成することによって炭素を消費し、これによりマルテンサイトが軟化する。加えて、本発明による鋼の延性は損なわれ、８％未満に低下する。

窒素については、窒素含有率が０．０２％を上回ると、窒化ホウ素が生じ、鋼焼入れ性が低下する。何故ならば、遊離ホウ素の含有率が少ないからである。それはまた、ＡｌＮの大部分を形成し、これは全伸びおよび穴広げ率にとって有害である。結果として、窒素含有率は、８％未満の伸びおよび／または２０％の穴広げ率を下回らないように、０．０２％に制限される。

リンについては、０．０５０重量％を超える含有率では、リンが鋼の粒界に沿って偏析し、鋼板の耐遅れ破壊特性および溶接性を劣化させる。従って、リン含有率は０．０５０重量％に制限されるべきである。

硫黄については、含有率が０．０１重量％を超えると、非金属介在物（ＭｎＳ）が多くなり、これにより鋼板の耐遅れ破壊特性および延性が低下する。結果として、硫黄含有率は０．０１重量％に制限されるべきである。

本発明による鋼の残部は、鉄および不可避的不純物からなる。

本発明による鋼を製造する方法は、本発明の化学組成を有する鋼を鋳造することを意味する。

鋳鋼は１１８０℃を超えて再加熱される。スラブの再加熱温度が１１８０℃未満の場合、鋼は均質でなくなり、析出物が完全に溶解することはないであろう。

その後、スラブは熱間圧延され、最後の熱間圧延パスは少なくとも８００℃の温度Ｔ_ｌｐで行われる。Ｔ_ｌｐが８００℃未満であると、熱間加工性が低下し、割れが発生し、圧延荷重が増加するであろう。

− それ自身当業者に知られた典型的な冷却速度で巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで鋼を冷却。
− Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}は最後のパス温度Ｔ_ｌｐ℃より低くなければならない。この温度は、好ましくは８００℃未満である。好ましくは、巻き取り温度は、５００℃≦Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}≦７５０℃である。
− 巻き取り後、熱間圧延された鋼は脱スケーリングされる。
− 次いで、場合により、熱間圧延された鋼は、３００℃を超える温度で２０分を超えて焼鈍される。熱処理が３００℃未満で行われると、冷間圧延のための力が高すぎ、２０分未満で同じ結果が得られると、材料はあまりに硬くなり、容易に冷間圧延されなくなる。さらに、本発明者らは、この熱的中間処理により驚くべき方法で板厚の均一性が大幅に改善することを見出した。好ましくは、熱処理は５００℃から６５０℃の間で３０時間から１００時間行われる。
− 場合により、必要に応じて断熱されたカバーの下に熱間圧延された鋼を配置し、熱間圧延された製品の均一な冷却を促進するために１つ以上のコイルを覆う。さらに、本発明者らは、このカバー処理により板の厚さの均一性が向上することができることも発見した。
− 好ましい実施形態では、カバーに入る前の熱間圧延された鋼の温度は４００℃を上回るべきである。鋼の冷却速度は、１℃／分以下且つ０．０１℃／分以上であるべきである。冷却速度が１℃／分より高い場合、ホットバンドは冷間圧延後には硬くなりすぎる。０．０１℃／分より低い冷却速度は、生産性に有害であろう。
− 最終的な目標厚さに依存する冷間圧延比を有する鋼の冷間圧延。冷間圧延比は、（冷間圧延前の厚さ）−（冷間圧延後の厚さ）／（冷間圧延前の厚さ）で定義される。冷間減少比は４０から６０％の間に含まれるのが好ましい。従って、蓄積された歪エネルギーは、焼鈍の間のさらなる再結晶を保証するのに十分である。
− ７５０℃から９５０℃の間でなければならない焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}までの鋼の加熱。

冷間圧延鋼板は、再結晶を得て、変態により所望の微細構造を得るために、さらに連続焼鈍される。焼鈍は以下の工程を含む。

冷間圧延板は、０．２％から４％の過剰の酸素体積百分率を有する雰囲気内で直火炉（または「ＤＦＦ」）内で加熱される。過剰の酸素体積は、炉を加熱するために使用される燃料と結合するのに必要な酸素量を超えて存在する酸素を指す。即ち、過剰の酸素体積百分率＝（全酸素体積−燃焼に必要な酸素体積）／（全酸素体積）である。従って、過剰の酸素が本発明の割合で燃焼雰囲気中に存在する場合、それは鋼ストリップと反応するのに利用可能である。５００から７５０℃の間の範囲では、酸化が起こり、即ち、鉄酸化物の層が鋼板の表面上に形成される一方で、この鉄酸化物の下で内部酸化が起こり、即ち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの１つ以上を含有することができる、１００μｍの深さ内の内部酸化物が生成される。酸化深さが１００μｍを超えると、鋼表面が著しく酸化されて還元され難くなり、塗膜の品質が低下する。

− 鋼板は、この酸化温度範囲から焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで、放射管炉内でさらに加熱され、加熱速度は０．５から２．５℃／秒の間に含まれる。加熱速度が０．５℃／秒未満であると、過剰な粒成長により最終降伏強度が低下する。加熱速度が２．５℃／秒を超えると、あまりにも多くのエネルギーが消費される。

放射管炉内の雰囲気は、露点が２５℃未満の混合ガス雰囲気である。２５℃を超えると鋼表面の酸化が過剰になり、塗膜の品質に影響を与える可能性がある。

好ましい実施形態では、非常に良好な表面品質を得るためには、露点は０℃未満である。

− 鋼は、７５０℃から９５０℃の間の温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で同じ雰囲気条件下で放射管炉内でさらに連続的に焼鈍され、この温度で３０から３００秒間維持される。焼鈍温度の制御は、それが初期オーステナイトおよびフェライト比ならびにそれらの化学組成を制御することができるので、この方法の重要な特徴である。７５０℃未満では、フェライトは完全に再結晶化されず、伸びは８％未満になる一方、９５０℃を超えるのは、エネルギーおよびコストの節約のために無益である。好ましくは、焼鈍は７７５から８６０℃の温度で行われる。

次いで、鋼板は温度Ｔ_ＯＡまでさらに冷却される。

この加熱、焼鈍および冷却工程の間に、鋼は酸化され、次いで還元され、即ち、上記鋼板の表面の鉄酸化物層は完全に還元され、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ含有酸化物の１つ以上を含む、２００ｎｍから１００μｍの間の深さを有する内部酸化ゾーンが存在する。後に還元工程が続くこの酸化は、鋼表面が溶融めっきに適するようにするため必要である。

− 冷却後、鋼は４４０℃から４７０℃の間の温度で３０秒を超え１８０秒未満保持される。４４０℃未満では、大量のベイナイトまたはマルテンサイトが形成され、全伸びおよび引張強度が、それぞれ９８０ＭＰａおよび８％である本発明の期待を下回る。４７０を超えると、融液の蒸発に伴いホットディッピングの問題が発生し、融液とストリップの反応が制御されない。

− 次いで、被覆された冷間圧延鋼を得るために鋼が溶融めっきされ、好ましくは亜鉛メッキされた冷間圧延高強度鋼を得るために、ＺｎまたはＺｎ合金の浴中で溶融めっきが行われる。

− 場合により、溶融亜鉛メッキされた冷間圧延高強度鋼を得るために、溶融めっきされた冷間圧延鋼が基材に対して合金化され、ＺｎまたはＺｎ合金コーティングは７から１５％の間の鉄を含有する。

内部酸化ゾーンは、ＺｎまたはＺｎ合金コーティングの下に存在する。

− その後、溶融めっきされた冷間圧延鋼は、少なくとも１℃ｓの冷却速度で室温まで冷却される。

本発明の枠内のフェライトは、１０ミクロン（μｍ）未満の粒径を有する立方体中心構造によって規定される。本発明の枠内のフェライトとベイナイトの含有率の合計は、少なくとも８％の全伸びを有するように５から５０％の間でなければならない。フェライトとベイナイトの合計が５％未満では、そのような伸びレベルには達しない。フェライトとベイナイトの合計が５０％を超えると、９８０ＭＰａの引張強度目標に達しない。好ましくは、フェライトとベイナイトの含有率の合計は５から３０％の間である。別の実施形態では、フェライトとベイナイトの含有率の合計は２０から４０％の間である。

好ましい実施形態では、フェライト粒径は１０μｍ未満であり、好ましくはそれは５μｍ未満であり、さらにより好ましくはそれは３μｍ未満である。小さい粒径、即ち、１０μｍ未満のフェライトは降伏強度を改善する。限られたサイズを有するこのフェライト含有率範囲は、低焼鈍温度、フェライト粒径を固定し、その成長を制限するＮｂおよびＴｉのような化学組成元素、ならびに焼鈍後の冷却時のフェライト形成を制限するＣｒおよびＭｏの存在の組み合わせにより得られる。１０μｍを超えると、降伏強度が低くなり過ぎ、目標の５００ＭＰａを下回る。

さらに好ましい実施形態では、フェライト粒径のアスペクト比、即ち、各フェライト粒の高さによる長さの比の平均値は１から３の間である。このような測定は、フェライト粒の少なくとも３つの母集団に対して行われ、分析された試料は、均一性の目的のために材料の第３の厚さで光学顕微鏡または走査電子顕微鏡で観察される。このフェライト粒径のアスペクト比は特性の均一性を改善させ、フェライト粒径が針状である場合、即ち、３を超えるか１未満である場合、長手方向と横断方向との間の特性の差が大きすぎ、材料特性が不均一であり、歪の方向に依存しすぎる。

マルテンサイトは、焼鈍中に形成された不安定なオーステナイトから、浸漬後の冷却中に形成される構造である。その含有率は５０から９５％の範囲内でなければならない。５０％未満であると、９８０ＭＰａの引張強度目標が達成されず、９５％を超えると、全伸びが８％未満になる。

本発明における良好な穴広げの結果は、相比バランスおよび相（フェライトおよびマルテンサイト）の硬さの小さい差のためである。

略語
ＵＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対する横方向の引張試験によって測定された最大引張強度を指す。

ＹＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対する横方向の引張試験によって測定された降伏強度を指し、ＴＥ１（％）は全伸びを指す。

ＵＴＳ、ＹＳ、およびＴｅｌは、いくつかの試験に従って測定できる。実施例に用いた試験は、ＪＩＳ−Ｔ規格に準じて行った。

ＨＥ（％）は穴広げを指す。このような試験は、円錐形の部分を頂部に有する直径４５ｍｍの円柱状の部品から製造された円錐形パンチを用いて行うことができる。このようなパンチは、試験する鋼板の下に配置されており、予め１０ｍｍの初期直径Ｄ_０の孔が設けられている。次いで、円錐パンチはそのような穴へ上向きに移動され、最初の横断亀裂が現れるまでそれを拡大する。次に、穴の最終直径Ｄが測定され、穴広げが以下の関係を使用して計算される。

微細構造は、２％ナイタルエッチングを使用して１／４の厚さの位置でＳＥＭを使用して観察され、画像解析によって定量化された。

本発明による鋼は、本発明の範囲を限定するものではなく、説明として与えられている以下の実施例を読むときにより良く理解されるであろう。

半製品は鋼鋳物から製造されている。重量パーセントで表した半製品の化学組成を下記の表１に示す。

表１の鋼組成の残りは、鉄および溶融から生じる不可避的不純物からなり、不純物濃度は０．０００５未満であるが、０．０００１ミル％より高い。

組成物１から１４のインゴットを最初に再加熱し、熱間圧延した。熱間圧延した鋼板を次に冷間圧延し、焼鈍した。受けた工程のパラメータを以下に示す。
再加熱温度（ＨＲ再加熱）、℃
仕上げ圧延温度（ＨＲＦＴ）：℃
巻き取り温度（ＣＴ）：℃
中間焼鈍温度（ＩＡ Ｔ）：℃および時間（ＩＡ ｔ）：時間
ホットバンド減速冷却、カバーへの入口温度（℃）、および冷却速度（℃／分）
適用された冷間圧延（ＣＲ）：
直火炉の酸化温度（ＤＦＦ温度）：℃
ＤＦＦにおける過剰の酸素体積百分率、
焼鈍温度到達前の加熱速度（℃／秒）
焼鈍炉の露点（℃）
焼鈍中の浸漬温度（ＡＴ）：℃
焼鈍中の浸漬時間（Ａｔ）：秒
過時効温度範囲 ＯＡＴ
過時効時間 ＯＡｔ
コーティング種類：４６５℃での亜鉛メッキに対してはＧＩ、様々な温度での金属化溶融亜鉛メッキに対してはＧＡ

鋼１から１４は、表２に記載された工程のパラメータを受けている。

中間焼鈍Ｔ_ＩＡおよびカバー処理の効果は、最終製品、即ち、冷間圧延、焼鈍および最終コーティングの後に評価した。中間焼鈍を受けていない例ＤＤと比較して、実施例ＥＥは中間焼鈍された。その微細構造はこの処理中に均質化された。冷間圧延および最終コーティング処理の後、コイル長さに沿った厚さ変動は５％未満であったが、例ＤＤではコイル長さに沿った厚さ変動が著しく高かった。

実施例ＧＧは、熱間圧延された鋼を遥かにゆっくり冷却させるカバー装置の内部で処理され、鋼の内部の微細構造の均質性も改善された。結果として、その最終製品厚さ変動も５％未満であった。

以下の表３では、全ての鋼は、直火炉を用いて加熱する間に酸化され、続いて本発明に従って放射管炉内で還元された。結果として、鋼板は、その表面が鉄酸化物層を含まず、２００ｎｍから１００μｍの間の深さを有する、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉを含む酸化物の１つ以上を含み、基材に対するコーティングの合金化に相当する内部酸化ゾーンを有するので、ＧＩまたはＧＡコーティングを受けるのに適している。合金化溶融亜鉛メッキ後のＧＡ温度から室温までの冷却は、５℃／秒で行った。

微細構造に関して、表３の選択された例の平均値は、以下の微細構造の特徴を有する。

機械的特性に関しては、上記の表４は、降伏強度、引張強度、全伸びおよび穴広げの結果を示す。ＢＯＧはゲージの破損を意味し、値は得られなかった。

本発明による鋼は良好な被覆性を示す。さらに、多くの例は、９８０ＭＰａを上回り、１１８０ＭＰａすら上回る引張強度を示す（実施例Ｗ参照）。さらに、延性レベルも本発明に対応する全ての場合において８％を上回り、いくつかの実施例（実施例Ｗ参照）では降伏強度が５００ＭＰａを超え、７８０ＭＰａすら上回っており、穴広げ値は明らかに２０％を上回り、最良の例では４０％を上回る（実施例Ｗ参照）。

例ＸＡは、２５℃より高い２８℃の露点で処理された。炉内の露点が高すぎるために過度の脱炭が起こるため、鋼の引張強度は９８０ＭＰａを下回った。

例ＸＢの鋼は１．８％のＭｎを有し、これは２％未満である。工程の終わりに得られた被覆板は６５％のフェライト＋ベイナイトを含有し、その結果、９８０ＭＰａよりもはるかに低い引張強度をもたらす。

例ＸＣの鋼は、０．１５％を超えるＣ、１．５％を超えるＳｉ、０．１％を超えるＡｌを有し、これによりマルテンサイトが鋼中で非常に硬くなった。その結果、全伸びは８％よりもはるかに小さく、穴広げ比は２０％よりはるかに低かった。

本発明による鋼は、自動車用の白色部品の自動車本体に使用することができる。

Claims (23)

1. 少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有し、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有し、８％以上の全伸びを有し、その組成は、重量パーセントで：
   ０．０５≦Ｃ≦０．１５％
   ２≦Ｍｎ≦３％
   Ａｌ≦０．１％
   ０．３≦Ｓｉ≦１．５％
   ０．０１％≦Ｎｂ≦０．０５％
   Ｎ≦０．０２％
   ０．１≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１％
   ０．０００１≦Ｂ＜０．００２５％
   Ｔｉ≦０．５％
   Ｖ＜０．０１％
   Ｓ≦０．０１％
   Ｐ≦０．０５％
   からなり、組成の残部が鉄および精錬から生じる不可避的不純物であり、その微細構造は、表面割合で、５０から９５％の間のマルテンサイト、および５から５０％の間のフェライトとベイナイトとの合計からなり、フェライト粒径は１０μｍ未満であり、およびフェライト粒径のアスペクト比は１から３の間である冷間圧延され、溶融めっきされた鋼板。
2. ０．０９≦Ｃ≦０．１４％である請求項１に記載の鋼板。
3. ２．２≦Ｍｎ≦２．７％である請求項１または２に記載の鋼板。
4. Ａｌ≦０．０５％である請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. ０．６＜Ｓｉ≦１．３％である請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
6. Ｎｂ≦０．０３％である請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. ０．１≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦０．７％である請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. ０．００１≦Ｂ≦０．００２２％である請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. ０．０２％≦Ｔｉ≦０．０５％である請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ含有酸化物の１つ以上を含む、少なくとも２００ｎｍおよび１００μｍ未満の内部酸化深さが溶融めっきの下に存在する請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
11. フェライトおよびベイナイトの合計の表面割合は２０から４０％の間であり、平均フェライト粒径は３μｍ未満である請求項１から１０のいずれか一項に記載の鋼板。
12. 引張強度は少なくとも９８０ＭＰａであり、降伏強度は少なくとも５００ＭＰａであり、全伸びは少なくとも８％であり、および穴広げは少なくとも２０％である請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼板。
13. 引張強度は少なくとも１１８０ＭＰａであり、降伏強度は少なくとも７８０ＭＰａであり、全伸びは少なくとも８％であり、および穴広げは少なくとも２０％である請求項１２に記載の鋼板。
14. 鋼は、亜鉛メッキまたは合金化溶融亜鉛メッキされる請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼板。
15. 以下の連続する工程：
    − 組成が請求項１から９のいずれか一項に従った鋼を鋳造して、スラブを得る工程、
    − １１８０℃を超える温度のＴ_{ｒｅｈｅａｔ}でスラブを再加熱する工程、
    − 再加熱されたスラブを８００℃を超える温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得る工程、
    − ５００℃から８００℃の間の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで、従来の冷却速度で熱間圧延鋼を冷却する工程、次いで
    − Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で冷却された熱間圧延鋼を巻き取る工程、
    − 熱間圧延鋼を脱スケーリングする工程、
    − 場合により、熱間圧延鋼を３００℃を超える温度Ｔ_ＩＡで２０分を超えて焼鈍する工程、
    − 場合により、カバーに入る前の熱間圧延鋼の温度は４００℃を超えるべきである。熱間圧延鋼の冷却速度は、１℃／分以下および０．０１℃／分以上であるべきである。
    − 鋼を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
    − 以下の工程を含む冷間圧延鋼板を焼鈍する工程、
    − 前記冷間圧延鋼板を０．２％から４％の間の過剰酸素体積百分率を有する雰囲気を有する直火炉内で加熱する工程であって、酸化工程が５００℃から７５０℃の間で起こる該加熱工程、
    − 前記直火炉温度から放射管炉内の焼鈍温度まで加熱する工程であって、加熱速度は０．５から２．５℃／秒の間であり、放射管炉内の雰囲気の露点は２５℃以下である該加熱工程、
    − 前記焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は７５０から９５０℃の間に含まれる工程、
    − 前記鋼を前記焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で少なくとも３０秒間および３００秒間以下の間維持する工程、
    − 冷間圧延鋼を４４０℃から４７０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却する工程、
    − 冷間圧延鋼をＴ_ＯＡで３０秒を超え、１８０秒未満保持する工程、および
    − Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で維持される前記加熱および冷却工程の間に、冷間圧延鋼の表面を酸化し、その後還元して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ含有酸化物の１つ以上を含む、少なくとも２００ｎｍおよび１００μｍ未満の内部酸化深さを得る工程、
    − 冷間圧延鋼を溶融めっきしてコーティングされた冷間圧延鋼を得る工程、
    − 場合により、冷間圧延鋼コーティングにおいて７％から１５％の間の鉄含有率に達するように溶融めっきされた冷間圧延鋼を合金化溶融亜鉛メッキする工程、
    − 溶融めっきされた冷間圧延鋼を、少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却する工程
    を含む請求項１から１４のいずれか一項に記載の冷間圧延され、溶融めっきされた鋼板の製造方法。
16. ５００℃≦Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}≦７５０℃である請求項１５に記載の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
17. ３０時間から１００時間の間の時間中５００℃≦Ｔ_ＩＡ≦６５０℃である請求項１５および１６のいずれか一項に記載の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
18. 冷間圧延の減少率は４０から６０％である請求項１５から１７のいずれか一項に記載の高強度の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
19. 冷間圧延鋼の表面は、露点が０℃未満の混合ガス雰囲気を有する放射管炉内で還元される請求項１５から１８のいずれか一項に記載の高強度の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
20. ７７５℃≦Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}≦８６０℃である請求項１５から２０のいずれか一項に記載の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
21. 溶融めっきが液体亜鉛浴中で行われて、亜鉛メッキされたまたは合金化溶融亜鉛メッキされた、冷間圧延された高強度鋼を得る請求項１５から２１のいずれか一項に記載の溶融めっきされた鋼板の製造方法。
22. 自動車の部品を製造するための、請求項１から１４のいずれか一項に記載の鋼板の使用。
23. 自動車の部品を製造するための、請求項１５から２３のいずれか一項に従って製造された鋼板の使用。

Images