JP2018510263A - 改善された降伏強度と穴拡張を有する後焼鈍した高い引張強度の被覆鋼板 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract
冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。冷間圧延鋼板は、重量％で、Ｃ−０．１から０．３％；Ｍｎ−１から３％；Ｓｉ−０．５から３．５％；Ａｌ−０．０５から１．５％；Ｍｏ＋Ｃｒを０から１．０％；およびＭｏ＋Ｃｒを０．２から０．５％含んでよい。鋼板は、亜鉛または亜鉛合金で被覆をしてよい。被覆鋼板は、冷間圧延、冷間圧延鋼板の亜鉛被覆および前記亜鉛被覆の適用後の前記鋼板の焼鈍により形成してよい。焼鈍は、被覆処理だけの鋼板に比べて、焼鈍した被覆冷間圧延鋼板の降伏強度および穴拡張を大きく向上させるために十分な温度および時間で実施される。
Description
関連出願の相互参照
本出願は、米国特許法１１９（ｅ）条に基づいて、２０１５年２月２５日に出願された米国仮特許出願第６２／１２０，４２６号の利益を請求する。
本出願は、米国特許法１１９（ｅ）条に基づいて、２０１５年２月２５日に出願された米国仮特許出願第６２／１２０，４２６号の利益を請求する。
本発明は、鋼板材料に関する。より具体的には、本発明は、亜鉛を被覆した鋼板材料に関する。さらにより具体的には、本発明は、被覆処理だけの鋼板と比較して、被覆鋼板の降伏強度および穴拡張を向上させるために、被覆工程後に後焼鈍を施した亜鉛被覆鋼板材料に関する。
自動車用途における強力鋼の使用が増加するに伴い、成形性を損なうことなく強度が高められた鋼材に対する需要がますます大きくなってきている。軽量化および安全性の要求の高まりが、高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）と比較して、より大きい延性と同時により高い強度を実現できる自動車用鋼材の新しい概念の集中的な仕上げに向けた動機づけとなっている。
自動車メーカーは、ＧＩ／ＧＡ １１８０ ＨＦグレード鋼材を自動車に使用できるのを望むであろう。この製品は、コールドスタンピング用途向けのものである。現在入手可能な鋼組成は、ＧＡ ＨＦ Ｔ１１８０グレード鋼を製造するために研究されてきたものである。ＣＬ ＨＤＧＬ熱プロファイルをシミュレートした研究室の調査では、焼鈍のままの特性は、引張特性（大抵の場合ＹＳ）および穴拡張要件を満たすことができない。
従って、当技術分野において、被覆１１８０＋ＭＰａの引張強度を有する、高成形性鋼板に対する必要性が存在する。これには、現在生産されている鋼材を超える、降伏強度および穴拡張能の向上を必要とする。
本発明は、冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板に関する。冷間圧延鋼板は、（重量％で）Ｃ−０．１から０．３％；Ｍｎ−１から３％；Ｓｉ−０．５から３．５％；Ａｌ−０．０５から１．５％；Ｍｏ＋Ｃｒは０から１．０％およびＭｏ＋Ｃｒは０．２から０．５％を含んでよい。鋼板は、亜鉛または亜鉛合金で被覆してよい。被覆鋼板は、冷間圧延、冷間圧延鋼板の亜鉛被覆および前記亜鉛被覆の適用後の鋼板の焼鈍により形成してよい。焼鈍は、１５０から６５０℃、好ましくは１５０から４５０℃、最も好ましくは２００から４００℃の温度で実施してよい。焼鈍は、被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の降伏強度の、少なくとも３０％、好ましくは少なくとも４０％増加するのに十分な一定時間にわたり実施してよい。
焼鈍は、被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の穴拡張の、少なくとも８０％、および好ましくは９５％増加するのに十分な一定時間にわたり実施してよい。
焼鈍は、被覆処理だけの鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の全伸びの、少なくとも２５％、および好ましくは４０％の増加に十分な一定時間にわたり実施してよい。
冷間圧延鋼板は、好ましくは、Ｃ−０．１５から０．２５％；Ｍｎ−２から２．５％；Ｓｉ−１．５から２．５％およびＡｌ−０．０５から１．０％を含み得る。
本発明の鋼材の炭素の範囲は、０．１から０．３重量％である。好ましい範囲は、約０．１５から０．２５％である。オーステナイトおよび強度の保持によりＴＲＩＰ効果を達成するには、最小量で０．１５％が必要である。０．２５％の最大量により、より良好な溶接性が得られる。本発明の鋼材のマンガンの範囲は、１から３％で、好ましくは２から２．５％である。ＴＳ＞９８０ＭＰａを達成するためには、２％の最小量が必要であり、２．５％の最大量は、溶接性およびしま状組織のために限定されている。本発明の鋼材のケイ素の範囲は、０．５から３．５％で、好ましくは１．５から２．５％である。ＴＲＩＰ効果を達成するためには、１．５％の最小量が必要であり、２．５％の最大量は、溶接性および亜鉛被覆性のために限定されている。本発明の鋼材のアルミニウムの範囲は、０．０５から１．５％で、好ましくは０．０５から１．０％である。ＴＲＩＰ効果を達成するためには、０．５％の最小量が必要であり、一方、１％の最大量は、溶融亜鉛めっき時に必要な浸漬温度により限定されている。さらに、Ｍｏ＋Ｃｒの合計量は、１％未満（即ち、Ｍｏ＋Ｃｒ＝０から１．０％）とする必要があり、ＴＳ＞９８０ＭＰａを達成するために好ましいＭｏ＋Ｃｒの量は、０．２から０．５％である。鋼材の残部は、実際の経験に基づく量の残留物を伴う鉄である。
被覆鋼材を形成する工程条件は標準的なものであり、製鋼段階から溶融亜鉛めっきへの特殊な必要事項はない。従って、溶融亜鉛被覆鋼板の特性は、後バッチ焼鈍により改善される。後バッチ焼鈍のピーク温度は、１５０から６５０℃、より好ましくは１５０から４５０℃、最も好ましくは２００から４００℃とすべきである。２００℃の好ましい最低温度は、より良好な成形性を得るために必要であり、４００℃の好ましい最大温度は、亜鉛被覆の劣化の可能性を避けるために必要である。
合金組成
インゴットを真空誘導溶解により作製した。調査した鋼の組成を表１にまとめている。インゴットは、種々の範囲のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂに対し、約０．１８から０．２１％のＣを有する。機械的特性および微細構造に与える各元素の効果に関しては、本明細書において、以降で考察される。
インゴットを真空誘導溶解により作製した。調査した鋼の組成を表１にまとめている。インゴットは、種々の範囲のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂに対し、約０．１８から０．２１％のＣを有する。機械的特性および微細構造に与える各元素の効果に関しては、本明細書において、以降で考察される。
熱間圧延および冷間圧延
全てのインゴットを最初に２０ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延した。次に、鋼板を再加熱し、８４０から８９０℃の範囲の仕上げ温度（ＦＴ）および５００から６５０℃の範囲の巻取り温度（ＣＴ）を用いて、３．８ｍｍの平均最終熱間帯鋼厚に再度熱間圧延した。表２に、熱間帯鋼の引張特性対ＦＴおよび目的のＣＴをまとめている。この結果は、ＣＴが、熱間帯鋼の微細構造および引張特性を決定する最も重要な因子であることを示している。６５０℃のより高いＣＴは、マルテンサイト比率を高めるが、これは通常、低強度品をもたらすと考えられている。Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを増やすことにより、鋼の焼入性が高められ、マルテンサイトの形成を促進する。フェライト安定化剤であるＡｌの添加は、フェライトの形成を促進し、低強度熱間帯鋼をもたらす。Ａｌと同様の別のフェライト安定化剤であるＳｉの添加は、フェライト形成を促進するが、同じ熱間圧延条件では、Ｓｉは固溶体硬化により鋼強度を高める。冶金学的設計が確定すると、熱間圧延条件が熱間帯鋼の微細構造および強度に与える効果、ならびに冷間の信頼性について考察される。熱間帯鋼の両側を機械的に研削し、脱炭表面層を除去して、５０％の冷間圧延により約１．５ｍｍゲージ鋼板にした。
全てのインゴットを最初に２０ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延した。次に、鋼板を再加熱し、８４０から８９０℃の範囲の仕上げ温度（ＦＴ）および５００から６５０℃の範囲の巻取り温度（ＣＴ）を用いて、３．８ｍｍの平均最終熱間帯鋼厚に再度熱間圧延した。表２に、熱間帯鋼の引張特性対ＦＴおよび目的のＣＴをまとめている。この結果は、ＣＴが、熱間帯鋼の微細構造および引張特性を決定する最も重要な因子であることを示している。６５０℃のより高いＣＴは、マルテンサイト比率を高めるが、これは通常、低強度品をもたらすと考えられている。Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを増やすことにより、鋼の焼入性が高められ、マルテンサイトの形成を促進する。フェライト安定化剤であるＡｌの添加は、フェライトの形成を促進し、低強度熱間帯鋼をもたらす。Ａｌと同様の別のフェライト安定化剤であるＳｉの添加は、フェライト形成を促進するが、同じ熱間圧延条件では、Ｓｉは固溶体硬化により鋼強度を高める。冶金学的設計が確定すると、熱間圧延条件が熱間帯鋼の微細構造および強度に与える効果、ならびに冷間の信頼性について考察される。熱間帯鋼の両側を機械的に研削し、脱炭表面層を除去して、５０％の冷間圧延により約１．５ｍｍゲージ鋼板にした。
表３は、選択フルハード鋼のＪＩＳ−Ｔ引張特性を示す。約１２００から１３５０ＭＰａ（１７０から１９５ｋｓｉ）の引張強度ＴＳが観察される。
焼鈍シミュレーションおよび結果
実験室処理フルハード鋼およびＣＬ ＨＤＧＬ熱サイクルを用いて、ＣＡＳ（連続焼鈍シミュレータ）により焼鈍シミュレーションを実施した。図１は、本発明者らによるシミュレーションに使われた典型的なＣＬ ＨＤＧＬの熱サイクル用の温度（℃）対時間（秒）のプロットである。広範囲の焼鈍温度を調査した。３本の熱電対を用いて、再加熱と冷却中の試料内の熱の均一性を確保した。
実験室処理フルハード鋼およびＣＬ ＨＤＧＬ熱サイクルを用いて、ＣＡＳ（連続焼鈍シミュレータ）により焼鈍シミュレーションを実施した。図１は、本発明者らによるシミュレーションに使われた典型的なＣＬ ＨＤＧＬの熱サイクル用の温度（℃）対時間（秒）のプロットである。広範囲の焼鈍温度を調査した。３本の熱電対を用いて、再加熱と冷却中の試料内の熱の均一性を確保した。
Ｓｉの効果
引張特性に対するＳｉ含量の効果を調査するために、１．２から２．５％の範囲のＳｉを含む２組の組成、合金５／６／７および合金１２／１３／１４を用いた。図２ａから２ｄおよび３ａから３ｄは、これらの異なる２組の鋼材の引張特性に対するＳｉ含量および焼鈍温度の効果を示す。図２ａは、試料合金５、６および７の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｂは、試料合金５、６および７の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｃは、試料合金５、６および７の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｄは、試料合金５、６および７の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。図３ａは、試料合金１２、１３および１４の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｂは、試料合金１２、１３および１４の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｃは、試料合金１２、１３および１４の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｄは、試料合金１２、１３および１４の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。第１の組（図２ａから２ｄ）のＳｉの量は、０．２Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂマトリックス中で１．５から２．５％まで変化し、もう一方の組（図３ａから３ｄ）は、０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−０．３Ｍｏ−０．７Ａｌ−０．０２Ｎｂからなるマトリックス中で１．２から２．０％のＳｉを有する。
引張特性に対するＳｉ含量の効果を調査するために、１．２から２．５％の範囲のＳｉを含む２組の組成、合金５／６／７および合金１２／１３／１４を用いた。図２ａから２ｄおよび３ａから３ｄは、これらの異なる２組の鋼材の引張特性に対するＳｉ含量および焼鈍温度の効果を示す。図２ａは、試料合金５、６および７の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｂは、試料合金５、６および７の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｃは、試料合金５、６および７の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図２ｄは、試料合金５、６および７の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。図３ａは、試料合金１２、１３および１４の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｂは、試料合金１２、１３および１４の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｃは、試料合金１２、１３および１４の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図３ｄは、試料合金１２、１３および１４の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。第１の組（図２ａから２ｄ）のＳｉの量は、０．２Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂマトリックス中で１．５から２．５％まで変化し、もう一方の組（図３ａから３ｄ）は、０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−０．３Ｍｏ−０．７Ａｌ−０．０２Ｎｂからなるマトリックス中で１．２から２．０％のＳｉを有する。
図２ａから２ｄに示すように、Ｓｉ含量の１．５から２．０％への増加により、強度（降伏強度［ＹＳ］、引張強度［ＴＳ］）が大きく増加するが、一方で、延性がわずかに低下する。Ｓｉが２．０から２．５％へのさらなる増加による大きな強度の増加はない。１．５から２．０％へのＳｉ含量の増加時に得られた一部の強度の増加は、これらの合金における固溶体硬化によるものとすることができ、０．５％のＳｉ添加量当たり約４０から５０ＭＰａの増加である。このＳｉの１．５から２．０％および２．５％への増加により、Ａｎｄｒｅｗの式から、それぞれ、７４７℃から７６２℃および７７６℃へのＡｃの増加、ならびに９１０℃から９３３℃および９５５℃へのＡｃ３の増加も予測される。１．５％Ｓｉ鋼では、８００℃から８２５℃および８５０℃への焼鈍温度の増加は、オーステナイト形成の実質的な増加に関連している。オーステナイト含量が増加するに伴い、炭素中に希釈され、従って、硬化性が低下し、その後の冷却中に分解をより受けやすくなる。この挙動により、焼鈍温度の増加と共に強度が低下することが説明可能であろう。鋼中のＳｉ含量が１．５から２．０および２．５％に増加するに伴い、同じ焼鈍温度ではより少ないオーステナイトが形成され、また、より硬化性となる。これにより、より高いＳｉ鋼における焼鈍温度全体にわたる強度の相対的な安定性を説明可能であろう。
２．０および２．５％Ｓｉ含有鋼の強度は、類似であるように見える。即ち、２．５％ケイ素鋼のより高い固溶体強化は、２．０％Ｓｉ含有鋼に比べて、比較的小さな体積比率のマルテンサイトとも関連している。１．５から２．０／２．５％へのＳｉの増加は、鋼の焼入性も同様に高めると考えられている。１．５Ｓｉ含有鋼と２．０／２．５Ｓｉ含有鋼との間のＹＳの差異に関するさらなる考えられる理由は、鋼中のＳｉ含量の増加による、マルテンサイトの自己焼き戻しの遅延に帰すことが可能である。これらの合金中のＳｉの効果は、その他の合金効果と結びつけることが可能であろう。
図３ａから３ｄに示すように、この基本組成における１．２から２．０％へのＳｉの増加は、強度と延性との間のバランスを改善する。０．７％のＡｌ添加がＡｃおよびＡｃ３温度を実質的に高めるので、約１．２から１．５％のＳｉ含量の鋼は、ＴＳ＞１１８０ＭＰａをもたらさない。２．０％Ｓｉの鋼は、ＴＳ＞１１８０ＭＰａで、全伸び（ＴＥ）＞１６％を示す。実質的なＴＲＩＰ効果を生じ得る大きなオーステナイト量の保持がないので、より高いＳｉ含量でのこの鋼のより良好な延性は、より少ない量のマルテンサイトで所定強度を達成可能とするＳｉの固溶体硬化によるものである。強度−延性の最良の組み合わせのためのＳｉの量は、その他の合金元素に依存することに留意されたい。従って、Ｓｉの量は、これに応じて最適化される必要がある。さらに、２組のＳｉ鋼の間の比較（図２ａから２ｄおよび図３ａから３ｄ）は、たとえ他の合金元素が異なる場合でも、ＳｉとＡｌ添加の一種の相乗効果が存在することを示している。
図４ａは、約１１８０から１３００ＭＰａのＴＳを有する試料のフェライトの比率およびＴＥに対するＳｉ添加の効果を示す。図４ａは、約１１８０から１３００ＭＰａのＴＳを示す試料に対するフェライトの体積（％）および全伸びＴＥ（％）対Ｓｉの重量％のプロットである。図４ａは、約１１８０から１３００ＭＰａのＴＳを示す試料に対する引張強度ＴＳ（ＭＰａ）および全伸びＴＥ（％）対フェライトの体積（％）のプロットである。Ｓｉ含量の増加は、マルテンサイトの体積比率を低下させ（フェライトを増加させる。）、この結果、延性を改善する。ＴＳとＴＥの最良の組み合わせ（１２００ＭＰａのＴＳ／１６から１８％のＴＥ）は、２．０％のＳｉを含む合金１４中の約７０％のＶｆ（フェライトの体積）で達成できる。約７０％のフェライト比率は、先行技術の１０から１３％のＴＥのＣＲ ＤＰ Ｔ１１８０中の約３０から４０％のフェライトに比べて大幅に高い。しかし、Ｓｉの量は、より大きな焼鈍工程ウインドウ、より良好な溶接性および許容され得る被覆性のために、全体の合金の組み合わせに応じて最適化する必要がある。図４ｂは、約１１８０から１３００ＭＰａのＴＳを示す試料のＴＳおよびＴＥのフェライト比率の関数としてのプロットである。フェライトの量は、１試料当たり１視野のみを用いた画像解析により測定されたことに留意されたい。従って、ケイ素添加量の関数としての、フェライトの絶対体積比率ではなく観察された傾向が最も重要な情報を与える。
Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの効果
Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏが鋼の焼入性を高めることはよく知られている。オーステナイトのフェライト／ベイナイトへの分解量の減少により、マルテンサイトのより高い比率がもたらされる。調査した鋼を比較すると、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの相対的焼入性を評価することが可能である。
Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏが鋼の焼入性を高めることはよく知られている。オーステナイトのフェライト／ベイナイトへの分解量の減少により、マルテンサイトのより高い比率がもたらされる。調査した鋼を比較すると、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの相対的焼入性を評価することが可能である。
図５ａから５ｄは、種々のＭｏおよびＣｒ添加の、０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．２Ｓｉ−０．６５Ａｌ−０．０２Ｎｂの引張特性に与える影響を示す。図５ａは、試料合金８、９、１１および１２の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図５ｂは、試料合金８、９、１１および１２の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図５ｃは、試料合金８、９、１１および１２の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図５ｄは、試料合金８、９、１１および１２の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。０．１５Ｍｏおよび０．５Ｃｒ含有鋼は類似の焼入性を示し、調査焼鈍温度でＴＳ＞１１８０ＭＰａを達成するためには、この基本組成に対し０．３Ｍｏの添加が必要である。
図６ａから６ｄは、０．１５Ｍｏ、０．３５Ｃｒおよび増加（＋０．２）Ｍｎの、０．２Ｃ−２．３Ｍｎ−１．０Ｓｉの基本組成を有する鋼の引張特性に与える影響を比較している。図６ａは、試料合金１６、１７および１８の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図６ｂは、試料合金１６、１７および１８の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図６ｃは、試料合金１６、１７および１８の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図６ｄは、試料合金１６、１７および１８の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。図６ａから６ｄで示されるように、０．１５Ｍｏおよび０．３５Ｃｒ含有鋼は類似の焼入性を有し、両方は、＋０．２Ｍｎより高い焼入性を有していた。これらの組成は、調査焼鈍温度範囲内で完全にオーステナイト化され、この結果、より少量のフェライトと共に部分的なベイナイト形成を促進したので、全ての組成は、０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．２Ｓｉ−０．６５Ａｌ−０．０２Ｎｂ−ＸＭｏ／Ｃｒベースの鋼より高いＹＳを示す。全体的に見て、比較した組成のいずれも、ＴＳとＴＥの望ましいバランスを示さなかった。
ホウ素の効果
０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．３Ｓｉ−０．６Ａｌ−０．３Ｍｏ−０．０２Ｎｂの基本組成を含む合金９および１０を比較することにより、ホウ素添加の効果を調査した。図７ａから７ｄは、鋼の引張特性に与えるＢ添加の効果を示す。図７ａは、試料合金８、９および１０の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｂは、試料合金８、９および１０の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｃは、試料合金８、９および１０の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｄは、試料合金８、９および１０の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。図から分かるように、Ｂ添加により、延性の低下を起こすことなくＹＳおよびＴＳが高まる。Ｂ添加は、マルテンサイトをさらに硬化し、微細構造を改善し、これにより、高強度でより多くのフェライトの保持を可能とすると思われる。Ｍｏ−Ｎｂ−Ｂの相乗効果（熱間圧延鋼でよく理解されている。）が、強度と延性の間のより良好なバランスに寄与した可能性がある。しかし、どのようにしてこれらの元素が変態区間温度からの冷却中の遷移に影響を与えるかについては、詳細データ／文献が存在しない。
０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．３Ｓｉ−０．６Ａｌ−０．３Ｍｏ−０．０２Ｎｂの基本組成を含む合金９および１０を比較することにより、ホウ素添加の効果を調査した。図７ａから７ｄは、鋼の引張特性に与えるＢ添加の効果を示す。図７ａは、試料合金８、９および１０の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｂは、試料合金８、９および１０の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｃは、試料合金８、９および１０の全伸びＴＥ（％）対焼鈍温度（℃）のプロットである。図７ｄは、試料合金８、９および１０の全伸びＴＥ（％）対引張強度ＴＳ（ＭＰａ）のプロットである。図から分かるように、Ｂ添加により、延性の低下を起こすことなくＹＳおよびＴＳが高まる。Ｂ添加は、マルテンサイトをさらに硬化し、微細構造を改善し、これにより、高強度でより多くのフェライトの保持を可能とすると思われる。Ｍｏ−Ｎｂ−Ｂの相乗効果（熱間圧延鋼でよく理解されている。）が、強度と延性の間のより良好なバランスに寄与した可能性がある。しかし、どのようにしてこれらの元素が変態区間温度からの冷却中の遷移に影響を与えるかについては、詳細データ／文献が存在しない。
本発明者らの目的は、ＴＳ＞１１８０ＭＰａで、可能な限り高い全伸びを達成することである。この目的に到達するために、微細構造中のフェライトの比率を最大にする必要がある。理由は、図４ｂに示されるように、フェライトが延性に対する主要な寄与因子であると思われるためである（たとえ維持されたオーステナイトも同様に寄与する場合でも）。しかし、より高いフェライト比率は、このより低い強度のために、鋼をより柔らかくする。従って、フェライトおよびマルテンサイトは、優れた延性と共に、ＴＳ＞１１８０ＭＰａを達成するために、可能な限り多く硬化される必要がある。さらに、生産者とカスタマーフロントの両方に対して、製造性の観点から金属学的に健全でなければならない。フェライトの固溶体硬化に与えるＳｉの効果については、十分に例証されてきた。０．２％のより高い炭素含量は、Ｍｓ温度を下げる合金元素と共に、マルテンサイトの強度に寄与する。Ｎｂの添加は、フェライトおよびマルテンサイト両方のより微細な粒子を生ずる。Ｍｎの添加は、フェライトの硬化に役立つ。しかし、これは、圧延時の構造中により低温遷移生成物の形成を容易にすることにより、熱間帯鋼の強度を同様に高める。Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏは、最終微細構造中のマルテンサイトの適正量を得るように最適化する必要がある。Ａｃ１およびＡｃ３温度に影響を与えるＣ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの組み合わせは、焼鈍中に典型的な工業的工程ウインドウ内（約７５０から８５０℃）での必要なオーステナイト比率を確保するように調節する必要がある。Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌも同様に、鋼帯の被覆性を改善するように最小化する必要がある。
図８は、ＴＳ−ＴＥおよびＹＳ−ＴＥのバランスを示す。図８は、全試料合金の全伸びＴＥ（％）対降伏強度ＹＳ（正方形の記号：ＭＰａ）および引張強度ＴＳ（ダイアモンドの記号：ＭＰａ）のプロットである。最良の組み合わせは、約１１８０から１２５０ＭＰａのＴＳ、約５５０から６５０ＭＰａのＹＳおよび約１５から１８％のＴＥである。引張結果に基づいて、組成：０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．３Ｓｉ−０．６５Ａｌ−０．３Ｍｏ−０．０２Ｎｂを、ＴＳとＴＥの最良の組み合わせと見なした。この組成（ＣＴ６２０℃）の熱間帯鋼強度は、約６３０ＭＰａのＹＳおよび約８００ＭＰａのＴＳである。焼鈍後の特性は、約５５０ＭＰａのＹＳ、約１２５０ＭＰａのＴＳおよび約１４から１６％のＴＥである。
降伏強度は少々低いが、高い合金量（より低いＭｓをもたらす。）のためにマルテンサイトの自己焼き戻しの確率が低く、これが強く影響していると考えられる。
選択組成（０．２Ｃ−１．５Ｍｎ−１．３Ｓｉ−０．６５Ａｌ−０．３Ｍｏ−０．０２Ｎｂ）は、所望の最大限の０．１９％のＣより多いＣおよび０．３Ｍｏの添加に起因する高合金コストという、ＧＡ １１８０ ＨＦ生産に対する２つ懸念を生じさせる。従って、改良組成（表４に示す、０．１８Ｃ−１．８Ｍｎ−１．５Ｓｉ−０．６５Ａｌ−０．０２Ｎｂ−０．１５Ｍｏ）を調査した。改良合金は、０．１５％のＭｏを、０．３％のＳｉおよび０．３％のＭｎで置換する。表５は、合金８に極めて類似した改良合金７の引張特性を示す。改良合金８の焼鈍引張特性は、表６に示すように、合金８の値に類似している。従って、この改良は妥当と見なされる。
穴拡張
選択試料の全ての測定は、１０％ＨＥ未満を示し、これは所望の目標最小値３０％を満たさない。引張供試体において、ネッキングの形成がなく、明白な脆性破壊が観察される。これは、不十分なＨＥ性能に関連付けることができる。金属学的には、微細構造の焼き戻しのないことが、低穴拡張値および低ＹＳに関与している。全ての合金が高合金量であるので、Ｍｓ温度が低下し、ＣＬ ＨＤＧＬでガルバニール処理後の冷却中の自己焼き戻しが遅れる。穴拡張およびＹＳの改善が必要である。
選択試料の全ての測定は、１０％ＨＥ未満を示し、これは所望の目標最小値３０％を満たさない。引張供試体において、ネッキングの形成がなく、明白な脆性破壊が観察される。これは、不十分なＨＥ性能に関連付けることができる。金属学的には、微細構造の焼き戻しのないことが、低穴拡張値および低ＹＳに関与している。全ての合金が高合金量であるので、Ｍｓ温度が低下し、ＣＬ ＨＤＧＬでガルバニール処理後の冷却中の自己焼き戻しが遅れる。穴拡張およびＹＳの改善が必要である。
後焼鈍の効果
後バッチ焼鈍を仕上げ鋼に対し適用した。バッチ焼鈍サイクルは、２５℃／時間の速度で焼き戻し温度まで加熱／冷却および所望の温度で５時間の等温焼き戻し、から構成した。図９ａから９ｄは、引張特性に対する後バッチ焼鈍の効果を示す。図９ａは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｂは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｃは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の一様伸びＵＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｄは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の全伸びＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。バッチ焼鈍温度（ＢＡＴ）の上昇により、ＹＳは顕著に改善されるが、ＵＥＬは低下する。ＴＥおよびＴＳがわずかに低下することには言及だけの価値がある。さらに、穴拡張は、２００℃のＢＡＴで約１７％に改善されるが、これではまだ十分でなく、所望の目標値の３０％より大きく下回っている。結果は、２５０℃およびこれを超える温度などのより高いＢＡＴに対する必要性を示している。バッチ焼鈍工程を使用する場合、不均一な温度の問題（積層焼鈍中のホット／コールドスポット）が存在し得るという点に留意すべきである。
後バッチ焼鈍を仕上げ鋼に対し適用した。バッチ焼鈍サイクルは、２５℃／時間の速度で焼き戻し温度まで加熱／冷却および所望の温度で５時間の等温焼き戻し、から構成した。図９ａから９ｄは、引張特性に対する後バッチ焼鈍の効果を示す。図９ａは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｂは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｃは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の一様伸びＵＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図９ｄは、０．１３および０．２％のＣを含有する試料合金の全伸びＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。バッチ焼鈍温度（ＢＡＴ）の上昇により、ＹＳは顕著に改善されるが、ＵＥＬは低下する。ＴＥおよびＴＳがわずかに低下することには言及だけの価値がある。さらに、穴拡張は、２００℃のＢＡＴで約１７％に改善されるが、これではまだ十分でなく、所望の目標値の３０％より大きく下回っている。結果は、２５０℃およびこれを超える温度などのより高いＢＡＴに対する必要性を示している。バッチ焼鈍工程を使用する場合、不均一な温度の問題（積層焼鈍中のホット／コールドスポット）が存在し得るという点に留意すべきである。
これを回避するために、インライン誘導加熱（バッチ焼鈍より短い時間）による後焼き戻しを適用できる。焼き戻しによるＴＳの低下を補償するために、より高い初期ＴＳを有する試料を使用した。図１０ａから１０ｄは、鋼の引張特性に与える短時間高周波焼鈍の効果を示す。
図１０ａは、試料合金９および１０ならびに０．１５％のＣを含有する試料合金の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図１０ｂは、試料合金９および１０ならびに０．１５％のＣを含有する試料合金の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図１０ｃは、試料合金９および１０ならびに０．１５％のＣを含有する試料合金の一様伸びＵＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。図１０ｄは、試料合金９および１０ならびに０．１５％のＣを含有する試料合金の全伸びＥＬ（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。バッチ焼鈍と同様に、焼き戻しはＹＳを上げるが、ＵＥＬは低下する。これにより、より高い後焼き戻し温度は穴拡張を改善することが確認された。この結果は、３００℃を超える焼き戻し温度を示唆する。後焼き戻しの効果の度合いは、鋼組成に依存する。高温での後焼き戻しはＴＳを下げるので、熱処理後にＴＳ＞１１８０ＭＰａを達成するように初期ＴＳを修正する必要がある。
改良合金８（ＡＴ＝８２５℃）の焼鈍パネルを、種々の温度で６時間の等温的後焼き戻しを行った。図１１ａから１１ｂは、引張特性および穴拡張に対する後焼き戻し温度の効果を示す。図１１ａは、１１８０ＭＰａを超える前バッチ焼鈍ＴＳを有する試料の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）および引張強度ＴＳ（ＭＰａ）対後バッチ焼鈍温度のプロットである。図１１ｂは、１１８０ＭＰａを超える前バッチ焼鈍ＴＳを有する試料の全伸びＴＥ（％）および穴拡張（％）対後バッチ焼鈍温度（℃）のプロットである。ＹＳは、３５０℃の焼き戻し温度まで劇的に増加し、その後低下する。調査した温度範囲内で、焼き戻し温度の増加と共にＴＳは徐々に低下し、ＴＥは比較的一定のまま留まる。加えて、穴拡張は徐々に改善される。これらの結果に基づいて、図１２に示した特定のプラント由来のバッチ焼鈍サイクルを使用して、さらなる後焼き戻しシミュレーションを実施した。図１２は、特定の製鋼所におけるバッチ焼鈍サイクルの温度（℃）対時間（時間）のプロットである。この２６０℃（５００°Ｆ）の目的温度のサイクルは、長い焼鈍時間のために、ホットとコールドスポットとの間の温度差異が存在しない。表７は、ＪＩＳ−Ｔ引張特性および穴拡張データをまとめたものである。この低温後バッチ焼鈍により、約２０から３０ＭＰａおよび約１％のそれぞれ強度および延性の不均一性が生ずる。この不均一性は、コイル長さに沿った予測変動値に極めて類似している。しかし、これには、後バッチ焼鈍後にＴＳ＞１１８０ＭＰａを確保するために、より高い初期ＴＳを必要とする。０．２％のＭｎの増加により、後バッチ焼鈍後の引張強度低下を吸収するための約８０ＭＰａの付加的引張強度をもたらすであろう。
略語
・ＵＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対し長手方向の引張試験により測定された極限引張強度を意味する。
・ＹＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対し長手方向の引張試験により測定された降伏強度を意味する。
・ＴＥｌ（％）は、全伸びを意味する。
・ＵＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対し長手方向の引張試験により測定された極限引張強度を意味する。
・ＹＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対し長手方向の引張試験により測定された降伏強度を意味する。
・ＴＥｌ（％）は、全伸びを意味する。
ＵＴＳ、ＹＳおよびＴｅｌは、次の幾つかの試験に従って測定できる。実施例１および２に使用した試験は、ＪＩＳ−Ｔ規格に準拠し、実施例３に使用した試験は、ＩＳＯ規格に準拠している。
・ＨＥ（％）は、穴拡張を意味する。このような試験は、４５ｍｍの直径を有する円柱部と、この先端にある円錐形部分で構成された円錐パンチを使って実施できる。このパンチは、試験する鋼板の下部に配置され、試験鋼板には、予め、初期直径Ｄ０が１０ｍｍの穴が設けられている。次に、円錐パンチをこの穴中に上昇させて、最初の横断クラックが現れるまでこの穴を拡げる。その後、最終的穴の直径Ｄを測定し、次の関係を使って穴拡張を計算する：
この試験を行う別の可能な方法は、７５ｍｍの直径の円柱で作られ、他の条件は類似である、所謂フラットパンチを用いることである。
・微細構造は、２％のナイタルエッチングを使って１／４の厚さの位置で、ＳＥＭを使って観察し、画像解析により定量した。
この試験を行う別の可能な方法は、７５ｍｍの直径の円柱で作られ、他の条件は類似である、所謂フラットパンチを用いることである。
・微細構造は、２％のナイタルエッチングを使って１／４の厚さの位置で、ＳＥＭを使って観察し、画像解析により定量した。
［実施例１］
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表８に示す。表８の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表８に示す。表８の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
インゴット組成ＡからＤを、最初に２０ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延した。次に、鋼板を再加熱および３．８ｍｍに再熱間圧延した。その後、熱間圧延鋼板を冷間圧延し、焼鈍した。実施した工程パラメータを以降に示す。
・仕上げ圧延温度：８７５℃
・巻取り温度：５８０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８２５℃
・焼鈍中の均熱時間：１５０秒
・仕上げ圧延温度：８７５℃
・巻取り温度：５８０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８２５℃
・焼鈍中の均熱時間：１５０秒
焼鈍後、融解亜鉛浴中での溶融亜鉛めっきによる被覆を、鋼板を４６０℃の温度で加熱することによりシミュレートし、続けて、５７５℃でガルバニール処理を行った。
２つの異なる方法による後焼き戻しに供する前の、鋼板ＡからＤの微細構造は、下表９に示されている表面比率の、フェライト（ベイニティックフェライトを含む。）、マルテンサイトおよびＭＡアイランドを含む。このような表面比率は、これらの相内の炭素濃度を変えるのみである後焼き戻し後も不変である。
バッチ焼鈍による後焼き戻し
一組の鋼板Ａを、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。焼き戻し前後の加熱および冷却速度を２５℃／時間として、所望の温度で５時間の等温焼き戻しを行った。
一組の鋼板Ａを、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。焼き戻し前後の加熱および冷却速度を２５℃／時間として、所望の温度で５時間の等温焼き戻しを行った。
表１０から、後焼き戻し処理は、引張強度および全伸びをわずかに低下させるが、降伏強度および穴拡張を顕著に高めることを認めることができる。実際に、焼き戻しを行わない試料Ａの穴拡張は、鋼の脆性が高すぎて測定できなかった。
誘導加熱による後焼き戻し
鋼板の誘導加熱を行って所望の温度に上げ、これを表１１に指定の時間中保持することにより、一組の鋼板ＢからＤの後焼き戻しを実施した。
鋼板の誘導加熱を行って所望の温度に上げ、これを表１１に指定の時間中保持することにより、一組の鋼板ＢからＤの後焼き戻しを実施した。
表１１から、後焼き戻し処理は、引張強度をわずかに低下させるが、降伏強度および穴拡張を顕著に高めることを認めることができる。実際に、焼き戻しを行わない試料Ｂ、ＣおよびＤの穴拡張は、鋼の脆性が高すぎて測定できなかった。
［実施例２］
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表１２に示す。表５の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表１２に示す。表５の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
組成５のインゴットを、最初に２０ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延した。次に、鋼板を再加熱および３．８ｍｍに再熱間圧延した。その後、熱間圧延鋼板を冷間圧延し、焼鈍した。実施した工程パラメータを以下に示す。
・仕上げ圧延温度：９３０℃
・巻取り温度：６８０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８２５℃
・焼鈍中の均熱時間：１５０秒
・仕上げ圧延温度：９３０℃
・巻取り温度：６８０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８２５℃
・焼鈍中の均熱時間：１５０秒
焼鈍後、融解亜鉛浴中での溶融亜鉛めっきによる被覆を４６０℃の温度の浴中で行い、続けて、ガルバニール処理を行った。
バッチ焼鈍により後焼き戻しに供する前の、鋼板Ｅの微細構造は、本発明による表面比率の、フェライト（ベイニティックフェライトを含む。）、マルテンサイトおよびＭＡアイランドを含む。このような表面比率は、これらの相内の炭素濃度を変えるのみである後焼き戻し後も不変である。
バッチ焼鈍による後焼き戻し
一組の鋼板５を、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。所望の温度で５時間の等温焼き戻しを行った。その後、０．３％の伸び率で調質圧延を行った。
一組の鋼板５を、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。所望の温度で５時間の等温焼き戻しを行った。その後、０．３％の伸び率で調質圧延を行った。
表１３から、後焼き戻し処理は、引張強度および全伸びをわずかに低下させるが、降伏強度および穴拡張を顕著に高めることを認めることができる。実際に、焼き戻しを行わない試料５の穴拡張は、鋼の脆性が高すぎて測定できなかった。
このような後焼き戻し後、ガルバニール処理した被覆は、損傷を受けず、これらの鉄含量は１１％で、後焼き戻しに起因する大きな増加は認められなかった。
［実施例３］
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表１４に示す。表１４の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
鋳鋼から半製品を製造した。半製品の化学組成を重量％で表したデータとして下表１４に示す。表１４の残りの鋼組成は、鉄および精錬由来の不可避不純物である。
組成Ｆのインゴットを、最初に４ｍｍ厚の鋼板に熱間圧延した。次に、熱間圧延鋼板を冷間圧延し、焼鈍した。実施した工程パラメータを以下に示す。
・仕上げ圧延温度：９００℃
・巻取り温度：５５０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８５０℃
・焼鈍中の均熱時間：１００秒
・仕上げ圧延温度：９００℃
・巻取り温度：５５０℃
・冷間圧延の圧延比：約５０％
・焼鈍中の均熱温度：８５０℃
・焼鈍中の均熱時間：１００秒
焼鈍後、融解亜鉛浴中での溶融亜鉛めっきによる被覆を４５５℃の浸漬温度の浴中で行い、続けて、５４０℃でガルバニール処理を行った。
２つの異なる方法により後焼き戻しに供する前の、鋼板Ｆの微細構造は、７１％のフェライト（ベイニティックフェライトを含む。）、２０％のマルテンサイトおよび９％のオーステナイトを含む。このような表面比率は、これらの相内の炭素濃度を変えるのみである後焼き戻し後も不変である。
バッチ焼鈍による後焼き戻し
第１の組の鋼板Ｅを、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。所望の温度で８時間の等温焼き戻しを行った。
第１の組の鋼板Ｅを、コイルとしてバッチ焼鈍炉中で加熱することにより、後焼き戻しを実施した。所望の温度で８時間の等温焼き戻しを行った。
穴拡張をフラットパンチにより測定した。この試験は円錐パンチより頑強な試験で、下記よりも低い値となった。しかし、用いた試験にかかわらず、傾向は類似している。
表１５から、後焼き戻し処理は、５００℃までの引張強度をわずかに低下させるが、降伏強度および穴拡張を顕著に高めることを認めることができる。
このような後焼き戻し後、ガルバニール処理した被覆は、損傷を受けず、これらの鉄含量は１０％で、後焼き戻しに起因する大きな増加は認められなかった。
誘導加熱による後焼き戻し
鋼板の誘導加熱を行って所望の温度に上げ、これを表１６に指定の時間中保持することにより、第２の組の鋼板Ｅの後焼き戻しを実施した。
鋼板の誘導加熱を行って所望の温度に上げ、これを表１６に指定の時間中保持することにより、第２の組の鋼板Ｅの後焼き戻しを実施した。
表９から、後焼き戻し処理は、引張強度をわずかに低下させるが、降伏強度および穴拡張を顕著に高めることを認めることができる。
このような後焼き戻し後、ガルバニール処理した被覆は、損傷を受けず、これらの鉄含量は１０％で、後焼き戻しに起因する大きな増加は認められなかった。
表１７は、亜鉛被覆鋼板の被覆処理だけの後のおよび２８８℃での後焼鈍後の特性を示す。図から分かるように、焼鈍は、被覆処理だけの鋼板に比べて、少なくとも３０％、好ましくは４０％、降伏強度を向上させた。焼鈍はまた、被覆処理だけの鋼板に比べて、少なくとも２５％、好ましくは４０％、全伸びを増加させた。最後に、焼鈍は、被覆処理だけの鋼板に比べて、少なくとも８０％、好ましくは９５％、穴拡張を高めた。
本発明による鋼板は、自動車産業における構造または安全部品の製造に有益に使用されるであろう。本明細書で記載の開示は、本発明の全ての完全な開示を行うために記載された詳細な実施形態の形で提示され、このような詳細は、添付の特許請求の範囲に記載し、定められた本発明の真の範囲を限定するものと解釈されるべきではないことを理解されたい。
Claims (11)
- 冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板であって、重量％で、Ｃ−０．１から０．３％；Ｍｎ−１から３％；Ｓｉ−０．５から３．５％；Ａｌ−０．０５から１．５％；Ｍｏ＋Ｃｒを０から１．０％；およびＭｏ＋Ｃｒを０．２から０．５％含む冷間圧延鋼板、および前記冷間圧延鋼板上の亜鉛または亜鉛合金被覆を含み；前記被覆鋼板が冷間圧延、前記冷間圧延鋼板の亜鉛被覆および前記亜鉛被覆の適用後の前記鋼板の焼鈍により形成され、前記焼鈍が１５０から６５０℃の温度で焼鈍冷間圧延被覆鋼板の降伏強度を被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて少なくとも３０％高めるためにおよび前記焼鈍冷間圧延被覆鋼板の穴拡張を前記被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて少なくとも８０％高めるために十分な一定時間実施される、冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、１５０から４５０℃の温度で実施される、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、２００から４００℃の温度で実施される、請求項２に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の降伏強度を、少なくとも４０％高めるために十分な一定時間にわたり実施される、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、被覆処理だけの冷間圧延鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の穴拡張を、少なくとも９５％高めるために十分な一定時間にわたり実施される、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、被覆処理だけの鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の全伸びを、少なくとも２５％高めるために十分な一定時間にわたり実施される、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記焼鈍が、被覆処理だけの鋼板に比べて、焼鈍冷間圧延被覆鋼板の全伸びを、少なくとも４０％高めるために十分な一定時間にわたり実施される、請求項６に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記冷間圧延鋼板が、Ｃ−０．１５から０．２５％を含む、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記冷間圧延鋼板が、Ｍｎ−２から２．５％を含む、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記冷間圧延鋼板が、Ｓｉ−１．５から２．５％を含む、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
- 前記冷間圧延鋼板が、Ａｌ−０．０５から１．０％を含む、請求項１に記載の冷間圧延した被覆および後焼鈍鋼板。
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