JP2019214792A - 高強度鋼板を製造する方法およびこの方法により得られる鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度鋼板を連続熱処理ラインで容易に製造する鋼及びその方法の提供【解決手段】重量パーセントで、０．１％≦Ｃ≦０．２５％、４．５％≦Ｍｎ≦１０％、１％≦Ｓｉ≦３％、０．０３％≦Ａｌ≦２．５％、残部はＦｅおよび不純物であり、組成がＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６である鋼である、引張強度１１００ＭＰａ以上、降伏強度７００ＭＰａ以上、一様伸びは少なくとも８．０％、全伸びが少なくとも１０％を有する高強度鋼板を製造する方法であって、該鋼組成の圧延鋼板を、Ａｃ変態点以上１０００℃未満の焼鈍温度で均熱化する工程、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する組織を得るのに十分な冷却スピードで、１９０℃から８０℃の間の焼入れ温度に冷却する工程、３５０℃から５００℃の過時効温度で、５秒を超える過時効時間維持する工程、および鋼板を周囲温度まで冷却する工程を含む、方法。得られる鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、連続熱処理ラインを使用する高強度鋼板を製造する方法およびこの方法により得られる鋼板に関する。
トレーラー、トラック、農業機械、自動車部品などのような様々な装置を製造するために、ＤＰ（二相）またはＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼でできた高強度鋼板が使用される。連続焼鈍ラインで製造され、例えば約０．２％のＣ、約２％のＭｎおよび約１．７％のＳｉを含有するこうした鋼のいくつかは、約９８０ＭＰａの引張強度を有する。
これらの鋼でできた装置の重量を削減するために、装置のエネルギー効率を改善することが非常に望ましく、このために、０．１％から０．４％のＣ、２％から４％のＭｎ、２％未満のＳｉまたはＳｉ＋Ａｌを含有するＣＭｎＳｉ鋼を使用することが提案された。こうした鋼は、マルテンサイト組織がかなりの含量の残留オーステナイトまたはフェライト−マルテンサイト組織を備えるようにするために、熱処理される。こうした鋼は１０００ＭＰａを超える引張強度を有するグレードを製造するために使用される。これらの鋼板は連続焼鈍ラインで製造され、任意に溶融めっきされる。鋼板の機械的特性は、十分多い必要のある残留オーステナイトの量に依存する。このため、オーステナイトは十分安定である必要がある。さらに、既存のラインにおいて良好な生産性で処理を行うために、Ａｃ１、Ａｃ３、ＭｓおよびＭｆなどの鋼の特性変態点はあまり限定的ではないことが望ましい。
これらの理由のため、高強度鋼板を連続熱処理ラインで容易に製造する鋼および方法を有する必要が依然としてある。
この目的のために本発明は、重量パーセントで、
０．１％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％≦Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物であり、組成が
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
である鋼でできた、１１００ＭＰａを超える引張強度、７００ＭＰａを超える降伏強度、少なくとも８．０％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０％の全伸びを有する高強度鋼板を製造する方法であって、
− 前記鋼でできた圧延鋼板を、鋼のＡｃ１変態点を超えるが１０００℃未満の焼鈍温度ＡＴにおいて均熱化することにより焼鈍する工程、
− マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する冷却直後の組織を得るのに十分な冷却スピードで、焼鈍された鋼板を１９０℃から８０℃の間の焼入れ温度ＱＴに冷却する工程、
− 鋼板を、３５０℃から５００℃の間の過時効温度ＰＴにおいて、５秒を超え６００秒未満の過時効時間Ｐｔの間維持する工程、および
− 鋼板を周囲温度まで冷却する工程
を含む、方法に関する。
０．１％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％≦Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物であり、組成が
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
である鋼でできた、１１００ＭＰａを超える引張強度、７００ＭＰａを超える降伏強度、少なくとも８．０％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０％の全伸びを有する高強度鋼板を製造する方法であって、
− 前記鋼でできた圧延鋼板を、鋼のＡｃ１変態点を超えるが１０００℃未満の焼鈍温度ＡＴにおいて均熱化することにより焼鈍する工程、
− マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する冷却直後の組織を得るのに十分な冷却スピードで、焼鈍された鋼板を１９０℃から８０℃の間の焼入れ温度ＱＴに冷却する工程、
− 鋼板を、３５０℃から５００℃の間の過時効温度ＰＴにおいて、５秒を超え６００秒未満の過時効時間Ｐｔの間維持する工程、および
− 鋼板を周囲温度まで冷却する工程
を含む、方法に関する。
好ましい実施形態において、焼鈍温度ＡＴは鋼のＡｃ３変態点より高く、焼入れ温度ＱＴは、最終熱処理後の鋼の組織が少なくとも２０％の残留オーステナイトおよび少なくとも６５％のマルテンサイトを含有し、好ましくはフェライトとベイナイト含量の合計が１０％未満であるような温度である。
好ましくは、鋼の化学組成は、
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは７６０℃を超え、焼入れ温度ＱＴは１７０℃未満であり、鋼の組織は２０％から３０％の間の残留オーステナイトを含有する。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは７６０℃を超え、焼入れ温度ＱＴは１７０℃未満であり、鋼の組織は２０％から３０％の間の残留オーステナイトを含有する。
特定の実施形態において、焼入れ温度は１５０℃未満であることもできる。
一実施形態において、過時効温度ＰＴは３８０℃から４７０℃の間であり、鋼板は過時効温度に９０秒から６００秒の間の時間Ｐｔの間維持される。
一実施形態において、鋼の化学組成は：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは７１０℃を超え、焼入れ温度ＱＴは１２０℃から１８０℃の間であり、過時効温度ＰＴは３５０℃から４５０℃の間であり、過時効時間Ｐｔは５０秒から６００秒の間である。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは７１０℃を超え、焼入れ温度ＱＴは１２０℃から１８０℃の間であり、過時効温度ＰＴは３５０℃から４５０℃の間であり、過時効時間Ｐｔは５０秒から６００秒の間である。
特定の実施形態において、鋼の化学組成は：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは鋼のＡｃ３変態点未満であり、焼入れ温度ＱＴは１１０℃から１７０℃の間であり、過時効温度ＰＴは３５０℃から４５０℃の間であり、過時効時間Ｐｔは５秒から６００秒の間、好ましくは９０秒から６００秒の間であり、鋼の組織は少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含有する。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴは鋼のＡｃ３変態点未満であり、焼入れ温度ＱＴは１１０℃から１７０℃の間であり、過時効温度ＰＴは３５０℃から４５０℃の間であり、過時効時間Ｐｔは５秒から６００秒の間、好ましくは９０秒から６００秒の間であり、鋼の組織は少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含有する。
好ましくは、鋼の化学組成は以下の条件の少なくとも１つを満たす：
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
１．４％≦Ａｌ≦２．５％。
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
１．４％≦Ａｌ≦２．５％。
一実施形態において、過時効温度ＰＴは４４０℃から４７０℃の間であり、鋼板は過時効温度に５秒から６０秒の間の時間Ｐｔの間維持される。この場合、過時効温度における保持は、鋼板を溶融めっき浴に通過させることにより実施することができる。溶融めっき浴に通過させた後、周囲温度に冷却する前に、合金化溶融亜鉛めっきするために鋼板を４８０℃から５７０℃の間の温度でさらに維持することができる。
焼鈍、焼入れおよび過時効は、任意に溶融めっき区域を含む連続焼鈍ラインなどの連続熱処理ラインにおいて実施することができる。
圧延による鋼板の調製は、スラブの熱間圧延および任意に冷間圧延を含むことができる。
本発明はまた、１１００ＭＰａを超える引張強度、７００ＭＰａを超える降伏強度、少なくとも８．０％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０．０％の全伸びＴＥを有し、鋼の化学組成は重量パーセントで：
０．１％≦Ｃ≦０．３５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％ Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物である、高強度鋼板に関する。
０．１％≦Ｃ≦０．３５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％ Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物である、高強度鋼板に関する。
好ましい実施形態において、鋼の組織は、少なくとも２０％の残留オーステナイト、少なくとも６５％のマルテンサイトならびに合計１０％未満のフェライトおよびベイナイトを含有する。
鋼の化学組成は、好ましくは：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６である。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６である。
次に、降伏強度ＹＳは１１００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳは１３５０ＭＰａを超えることができ、一様伸びＵＥは１０．０％を超え、全伸びＴＥは１２．０％を超えることができる。
一実施形態において、鋼の化学組成は：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
降伏強度ＹＳは１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳは１１００ＭＰａを超える。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
降伏強度ＹＳは１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳは１１００ＭＰａを超える。
特定の実施形態において、鋼の化学組成は：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
鋼の組織は少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含む。
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
鋼の組織は少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含む。
好ましくは、鋼の化学組成は以下の条件の少なくとも１つを満たす：
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
１．４％≦Ａｌ≦２．５％。
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
１．４％≦Ａｌ≦２．５％。
いずれの場合も、鋼板の少なくとも１つの面は、亜鉛被覆または合金化亜鉛被覆などの金属被覆または合金化金属被覆を備えることができる。
次に本発明を、限定することなく詳細に説明し、例によって示す。
本発明による高強度鋼板を製造するのに使用する鋼は、以下の組成を有する：
− 十分な強度を確保し、オーステナイトの安定性を改善するために、０．１％≦Ｃ≦０．２５％。好ましくは、炭素含量は０．１５％を超え、
− ４．５％≦Ｍｎ≦１０％。マンガン中のオーステナイトのより高い化学的富化およびオーステナイトの結晶粒径を減少させることによる、残留オーステナイトの安定性を改善するために、マンガン含量は４．５％を超えなければならない。オーステナイトの結晶粒径の減少は、拡散距離を低減させ、したがって過時効工程中のＣおよびＭｎの拡散を促進することが期待される。さらに、４．５％を超えるマンガン含量はＭｓ変態点、Ａｃ１およびＡｃ３変態点を減少させ、これが熱処理の達成を容易にする。例えばＡｃ３点が下げられると、焼鈍温度を低減することができ、これが熱処理を容易にし、すなわち、加熱電力を低減させるまたは鋼板の通過スピードを増大させることができる。しかし、延性および溶接性をあまり減少させないために、マンガン含量は１０％未満にとどまらなければならない。好ましくは、マンガン含量は７．５％未満、好ましくは５．５％未満である。しかし、特定の実施形態において、６．５％を超える。Ａｌを添加するとＡｃ３が増加し、Ｍｎの効果と相殺することに留意すべきであり、２．５％までのＡｌはこうした添加は悪影響を与えない。
− 十分な強度を確保し、オーステナイトの安定性を改善するために、０．１％≦Ｃ≦０．２５％。好ましくは、炭素含量は０．１５％を超え、
− ４．５％≦Ｍｎ≦１０％。マンガン中のオーステナイトのより高い化学的富化およびオーステナイトの結晶粒径を減少させることによる、残留オーステナイトの安定性を改善するために、マンガン含量は４．５％を超えなければならない。オーステナイトの結晶粒径の減少は、拡散距離を低減させ、したがって過時効工程中のＣおよびＭｎの拡散を促進することが期待される。さらに、４．５％を超えるマンガン含量はＭｓ変態点、Ａｃ１およびＡｃ３変態点を減少させ、これが熱処理の達成を容易にする。例えばＡｃ３点が下げられると、焼鈍温度を低減することができ、これが熱処理を容易にし、すなわち、加熱電力を低減させるまたは鋼板の通過スピードを増大させることができる。しかし、延性および溶接性をあまり減少させないために、マンガン含量は１０％未満にとどまらなければならない。好ましくは、マンガン含量は７．５％未満、好ましくは５．５％未満である。しかし、特定の実施形態において、６．５％を超える。Ａｌを添加するとＡｃ３が増加し、Ｍｎの効果と相殺することに留意すべきであり、２．５％までのＡｌはこうした添加は悪影響を与えない。
機械的切断を良好な状態で可能にするのに望ましい、マルテンサイトが脆すぎないことを確実にするために、ＣおよびＭｎ含量は、炭素−マンガン指数ＣＭｎＩｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）が０．６以下であるようなものとする。この式において、ＣおよびＭｎは重量％における含量である。
− 固溶体を強化し、過時効に由来するマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分配中の炭化物の形成を遅らせるように、オーステナイトを安定化させるための、１％≦Ｓｉ≦３％、好ましくはＳｉ≧１．４％。しかしあまりに高い含量では、酸化ケイ素が表面に形成し、被覆性に悪影響を与える。したがってケイ素含量は１．８％以下が好ましい。
− ０．０３％≦Ａｌ≦２．５％。溶鋼を脱酸素するためにＡｌを添加し、オーステナイトの割合の進展が焼鈍温度に敏感ではないという意味でＡｌは頑強さを増加させる。最小のＡｌ含量は０．０３％である。高い含量において、アルミニウムは、過時効に由来するマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分配中の炭化物の形成を遅らせる。炭化物の形成を遅らせるために、Ａｌ＋Ｓｉの最小含量は１．４％でなければならない。好ましくは、鋼の溶接性を可能にするためにＡｌ含量は少なくとも１．４％である。Ａｌの最大は２．５％であり、この量を超えると高温においてデルタフェライトが形成される。デルタフェライトは溶接性に悪影響を与え、脆い相である。ＡｌはＡｃ３変態点を著しく増加させ、焼鈍をより困難にし、こうした効果は高いＭｎ含量の存在により相殺されることに留意すべきである。特に溶接性に特に問題がない場合、Ａｌ含量は０．５％以下にとどまることができる。したがってＡｃ３変態温度は増加せず、連続焼鈍ラインの生産性を向上させることができる。
残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物である。こうした不純物としては、Ｎ、Ｓ、Ｐならびに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＢなどの残留元素が挙げられる。
通常、Ｎ含量は０．０１％未満、Ｓ含量は０．０１％未満、Ｐ含量は０．０２％未満、Ｃｒ含量は０．１％未満、Ｎｉ含量は０．１％未満、Ｍｏ含量は０．０５％未満、Ｃｕ含量は０．２％未満およびＢ含量は０．００１０％未満にとどまる。この概念ではＮｂ、ＴｉおよびＶとのマイクロ合金化（ｍｉｃｒｏ ａｌｌｏｙｉｎｇ）は可能であるが、Ｔｉ含量は０．１％未満、Ｎｂ含量は０．１％未満、Ｖ含量は０．３％未満でなければならない。
こうした鋼を用いて、熱間圧延鋼板が製造される。こうした熱間圧延鋼板は、例えば２ｍｍから５ｍｍの間の厚みを有する。
任意に、例えば０．５ｍｍから２ｍｍの間の厚みを有する冷間圧延鋼板を得るために、熱間圧延鋼板は冷間圧延される。当業者は、こうした熱間または冷間圧延鋼板を製造する方法を知っている。
次に熱間または冷間圧延鋼板は、鋼板を焼鈍温度まで加熱することが可能な加熱ゾーン、焼鈍温度または焼鈍温度近傍に鋼板を維持することが可能な均熱化ゾーン、焼入れ温度ＱＴまで鋼板を急速に冷却することが可能な冷却ゾーン、過時効温度ＰＴまで鋼板を加熱することが可能な再加熱ゾーン、および過時効温度または過時効温度近傍に時間Ｐｔの間鋼板を維持することが可能な過時効ゾーンを少なくとも備える、連続焼鈍ラインなどの連続熱処理ラインで熱処理される。任意に、過時効ゾーンは、少なくとも、亜鉛などの液体金属を含む溶融めっき浴および任意に合金化ゾーンを備える溶融めっきゾーンとすることができる。
こうした連続熱処理ラインは当業者に公知である。熱処理の目的は、強度および延性という所望の特性を得るのに適した組織を鋼に与えることであり、場合により鋼板に溶融めっきすることである。
微細組織構成成分の含量は、一般に光学顕微鏡および走査型顕微鏡画像に基づく表面の割合として与えられることに留意すべきである。
いずれの場合も、焼入れおよび過時効により変態され得る十分なオーステナイトを形成するために、焼鈍温度ＡＴは鋼のＡｃ１変態点を超える。
焼鈍前の鋼板の組織がフェライトおよびパーライトを含有し、焼入れおよび過時効後にかなりのフェライト含量が所望される場合は、焼鈍温度は鋼のＡｃ３変態点未満にとどまらなければならない。
焼入れ前の組織が完全なオーステナイト系を所望される場合、焼鈍温度ＡＴは鋼のＡｃ３変態点を超えなければならないが、得られる組織の延性に好ましくないオーステナイト系結晶粒を過度に粗大化させないために、１０００℃未満にとどまることが好ましい。
いずれの場合も、鋼板を焼鈍温度に少なくとも６０秒維持することが好ましいが、２００秒を超える必要はない。
焼鈍工程中に形成されたオーステナイトが、焼入れおよび過時効中に少なくとも一部マルテンサイトに変態することが望ましい。焼入れ温度ＱＴは鋼のＭｓ変態点未満でなければならず、冷却スピードは焼入れ直後に少なくともマルテンサイトを含有する組織を得るのに十分なものでなければならない。臨界のマルテンサイト系冷却スピードである最小冷却スピードは、少なくとも鋼の化学組成に依存し、当業者は決定する方法を知っている。かなりの含量の残留オーステナイトを含有する組織を有することが好ましくは所望されるので、ＱＴ温度は低すぎてはならず、所望の残留オーステナイト含量により選択されるべきである。このため、焼入れ温度は、Ｍｓ変態点未満である１９０℃から、十分な量の残留オーステナイトを有するための８０℃の間である。しかし、焼入れ温度は１９０℃未満である。この理由は、焼入れ温度がこの温度を超える場合、残留オーステナイトの量はあまりに重要であり、この残留オーステナイトは分配および室温への冷却後にフレッシュマルテンサイトに変態される可能性があり、このことが延性に悪影響を与えるためである。より具体的には、鋼の各化学組成に対して、最適な残留オーステナイト含量を理論的に達成する最適焼入れ温度ＱＴｏｐを決定することができる。この最適焼入れ温度は、本発明者らにより新たに確立された、鋼の化学組成とＭｓとの関係：
Ｍｓ＝５６１−４７４ｘＣ−３３ｘＭｎ−１７ｘＣｒ−２１ｘＭｏ−１１ｘＳｉ−１７ｘＮｉ＋１０ｘＡｌ
および、Ｋｏｉｓｔｉｎｅｎ Ｍａｒｂｕｒｇｅｒの関係：
ｆα’＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１ｘ（Ｍｓ−Ｔ）｝
を使用し、温度ＱＴまで焼入れした後、鋼はＱＴを超える温度で過時効され、過時効によりマルテンサイトと残留オーステナイトとの間の炭素の分配は完全に実現することを仮定して、計算することができる。ここで、ｆα’は焼入れ中の温度Ｔにおけるマルテンサイトの割合である。
Ｍｓ＝５６１−４７４ｘＣ−３３ｘＭｎ−１７ｘＣｒ−２１ｘＭｏ−１１ｘＳｉ−１７ｘＮｉ＋１０ｘＡｌ
および、Ｋｏｉｓｔｉｎｅｎ Ｍａｒｂｕｒｇｅｒの関係：
ｆα’＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１ｘ（Ｍｓ−Ｔ）｝
を使用し、温度ＱＴまで焼入れした後、鋼はＱＴを超える温度で過時効され、過時効によりマルテンサイトと残留オーステナイトとの間の炭素の分配は完全に実現することを仮定して、計算することができる。ここで、ｆα’は焼入れ中の温度Ｔにおけるマルテンサイトの割合である。
当業者は、この計算を行う方法を知っている。
最適焼入れ温度ＱＴｏｐは、必ずしも実際の熱処理を行うために選択される焼入れ温度ＱＴではない。好ましくは、焼入れ温度ＱＴはこの最適焼入れ温度に等しくまたは近似して選択され、好ましくは１９０℃未満である。この理由は、焼入れ温度があまり高い場合、分配後に、オーステナイトは少なくとも部分的にフレッシュマルテンサイトに変態され、得られる組織は非常に脆いためである。本発明による鋼では、完全なオーステナイト化の後に得ることができる、最大の残留オーステナイト含量は２０％から４５％の間である。過時効中またはその後、いくらかの残留オーステナイトはベイナイトまたはフレッシュマルテンサイトに変態され得るので、完全なオーステナイト化後に得られる組織は、いくらかのフェライトまたはいくらかのベイナイトを含有し、こうした構成成分の総含量は１０％未満、好ましく５％未満であり、組織は少なくとも６５％のマルテンサイトを含有する。本発明による鋼では、焼入れ温度ＱＴが８０℃未満の時、組織のオーステナイト含量はあまりに少なく、約８％未満であり、完全にマルテンサイトでさえあり得る。この場合、分配後に得られる組織は非常に脆いおそれがある。
オーステナイト化が不十分、すなわち焼鈍温度が鋼のＡｃ１変態点とＡｃ３変態点の間の場合、オーステナイトおよびマルテンサイトの含量は、焼鈍後のフェライト含量に依存する、すなわち焼鈍温度に依存する。しかし好ましくは、フェライト含量は１０％から４０％の間、より好ましくは１５％を超え、より好ましくは３５％未満、マルテンサイト含量は少なくとも５０％であり、残留オーステナイト含量は少なくとも１０％で好ましくは少なくとも１５％である。
組織がマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する場合、過時効の目的は一般に、マルテンサイトの延性を改善するために炭素をマルテンサイトから残留オーステナイトへ移し、かなりの量のベイナイトおよび／または炭化物を形成することなくＴＲＩＰ効果を可能にするために、オーステナイトの炭素含量を増加させることである。このため、オーステナイトの炭素富化が十分であるために、過時効温度ＰＴは３５０℃から５００℃の間でなければならず、過時効時間Ｐｔは少なくとも５秒、好ましくは９０秒を超えなければならない。しかし、ベイナイトのような組織中でオーステナイトの分解を全くまたはほぼ有しないために、この時間は長すぎてはならず、好ましくは６００秒を超えてはならない。いずれの場合も、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の十分な移動、すなわち十分な分配を有するために、焼鈍ラインの特性および鋼板の厚みに依存する過時効時間Ｐｔを仮定して、過時効温度ＰＴは十分高く選択されなければならない。
特定の実施形態において、過時効温度ＰＴは溶融めっきに最適な温度と等しく、すなわち４４０℃から４７０℃の間であり、典型的には約４６０℃である。さらに、鋼板を溶融めっき浴に通過させることにより少なくとも部分的に過時効を行うことができる。この場合、過時効温度は５秒から６０秒の間である。合金化溶融亜鉛めっきのために、４８０℃から５７０℃の間の温度において加熱および維持することにより被覆層が合金化される場合、この処理は鋼の過時効に寄与する。
より詳細には、以下の組成：０．１５％≦Ｃ≦０．２５％、４．５％≦Ｍｎ≦５．５％、１．４％≦Ｓｉ≦１．８％、０．０３≦Ａｌ≦２．５％、残部はＦｅおよび不純物、を有する鋼では、ＣＭｎＩｎｄｅｘが０．６％未満にとどまる場合、１１００ＭＰａを超える降伏強度ＹＳ、１３５０ＭＰａを超える引張強度ＴＳ、１０％を超える一様伸び、および１２％を超える全伸びＴＥを有する高強度鋼板を得ることが可能である。組織がかなりの含量の残留オーステナイトを備えた本質的にマルテンサイトであり、好ましくは６５％を超えるマルテンサイトおよび２０％を超える残留オーステナイトを含有し、フェライトおよびベイナイト含量の合計が１０％未満にとどまる場合、これらの特性を得ることができる。
鋼板は被覆されてもされなくてもよい。鋼板が被覆される場合、亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきされてもよい。
こうした鋼を得るために、鋼のＡｃ３変態点を超える温度において鋼板を焼鈍し、Ｍｓ変態点未満の温度に鋼板を焼入れし、続いて過時効温度に再加熱する必要がある。
Ａｃ３変態点に関しては、こうした種類の鋼板を製造するのに一般的に使用する鋼では約８５０℃であるが、Ａｌ含量が０．５％未満の場合は約７５０℃未満であることに留意することができる。単に７５０℃を超えなければならない温度の方が、８５０℃を超えなければならない温度まで鋼板を加熱するよりも容易であるので、約１００℃のこの差は非常に重要である。加熱がより少ないエネルギーを必要とし、加熱がより速い可能性がある。したがってより良好な生産性を有することが可能であり、同時に、Ａｃ１およびＡｃ３点はあまり近すぎてはならない。この理由は、あまり近すぎると、わずかな焼鈍温度の変化が大きな相割合の変更を誘発し、結果的に不安定な機械的特性を誘発するので、鋼の頑強さが損なわれるためである。
Ａｌ含量が１．４％から２．５％の間の場合、Ａｃ３変態点は８５０℃を超え得るが、鋼の溶接性は改善する。
この鋼を用いて、少なくとも５０％のマルテンサイト、少なくとも１０％好ましくは少なくとも１５％の残留オーステナイト、および少なくとも１０％好ましくは少なくとも１５％のフェライトを含有する組織を有する鋼板を得ることも可能である。このために、焼鈍温度はＡｃ１からＡｃ３変態点の間でなければならず、焼入れ温度はＭｓ変態点未満でなければならない。引張強度は１３００ＭＰａを超えることができ、全伸びは約１４％であることができ、これは鋼板の成形性にとって非常によい。しかし、降伏強度はわずか約７５０ＭＰａである。
０．１５％から０．２５％のＣ、６．５％から７．５％のＭｎ、１．４％から１．８％のＳｉ、より小さい０．０３≦Ａｌ≦２．５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物である鋼では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる組織を備え、１０００ＭＰａを超える降伏強度、１１００ＭＰａを超える引張強度を得ることが可能である。高いＭｎ含量に起因して、この鋼のＡｃ１およびＭｓ変態点が著しく低下する：４５０℃未満のＡｃ１および２５０℃未満のＭｓ。さらにＡｌ含量が０．５％未満の場合、Ａｃ３が低下する。この場合、Ａｃ３は７００℃未満の可能性がある。これは、熱処理をより容易に実現でき、すなわちより速い焼鈍およびより少ないエネルギー消費の焼鈍処理ができるので、有用である。
表１に記載される組成を有する鋼でできた鋼板を、熱間圧延により製造し、熱間圧延鋼板は２．４ｍｍの厚みを有した。熱間圧延鋼板を６００℃において５時間バッチ焼鈍し、次に酸洗いし、冷間圧延し、厚み１．２ｍｍを有する鋼板を得た。次に、これらの鋼板を熱処理した。
熱処理の前に、最適焼入れ温度ＱＴｏｐを各組成に対して決定した。この最適焼入れ温度は、熱処理後に最大のオーステナイト含量を組織において得るために、焼入れが理論的に停止されるべき温度である。しかしそれは、必ずしも実際の熱処理用に選択することが好ましいＱＴ温度ではない。
各熱処理は、焼鈍温度ＡＴにおける焼鈍、焼入れ温度ＱＴまでの焼入れ、過時効温度ＰＴにおける過時効時間Ｐｔの間の過時効を含んだ。組織、ならびに機械的特性ＹＳ、ＴＳ、ＵＥおよびＴＥを測定した。
炭素−マンガン指数ＣＭｎＩｎｄｅｘ、鋼のＡｅ１、Ａｅ３およびＭｓ変態点の値、ならびに最適焼入れ温度ＱＴｏｐを表１に記載する。Ａｅ１およびＡｅ３変態点は、平衡時の値であり、加熱変態点であるＡｃ１およびＡｃ３とは反対で、加熱スピードにも変態温度における保持時間にも依存しない。加熱変態点の値は、平衡値よりも常に高く、実際の処理条件に依存する。当業者は、各固有な事例で考慮すべき変態点の値を、決定する方法を知っている。条件、組織、および本発明による鋼の処理に由来するまたは比較として与えられた機械的特性を、表２および表３に記載する。本発明の範囲を外れる鋼に対応する反対例を表４に記載する。
この表において、鋳造物Ｈ１６６およびＨ１６７は本発明の例である。鋳造物Ｈ２４０、Ｈ１６９およびＨ１７０は、本発明の範囲を外れており、比較として与えられている。
例１から１９は、本発明による、０．２％のＣ、５％のＭｎ、１．６％のＳｉおよび０．０３％のＡｌを含有する鋼に関係する。例１は従来技術による焼入れおよび焼戻し処理に対応し、焼入れは周囲温度まで下げられ、組織はほぼ完全にマルテンサイト系である。例１９に対しては、焼鈍は変態域内（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ）である。例２から１９までの全ての例は、７００ＭＰａを超える降伏強度および１１００ＭＰａを超える引張強度を得ることが可能であることを示している。例２、３、４、１２、１３、１４および１６は、１６０℃以下で１２０℃以上の焼入れ温度、および４００℃における５００秒の分配（または過時効）により、１０５０ＭＰａを超える降伏強度および１３５０ＭＰａを超える引張強度を得ることが可能であることを示している。しかし焼入れ温度が１６０℃を超える（例５、６、７および１５）場合、引張強度が少なくとも１３４２ＭＰａであっても、降伏強度は１０００ＭＰａ未満にとどまる。例２、３、４、８、９、１２、１４および１９は、１０％を超える一様伸びＵＥおよび１２％を超える全伸びＴＥを得ることが可能であることを示している。全伸びが一様伸びと等しい、例１、６および７は、非常に脆く、１８０℃未満にとどまらなければならないことを示している。例１は、全焼入れにより得られる降伏強度および引張強度は、部分焼入れによるよりも高いが、試料は非常に脆いことを示している。
高含量のアルミニウムを有し、それ故により容易に溶接できる鋼の例２０から２５までは、例えば少なくとも９５０ＭＰａの降伏強度、少なくとも１３１５ＭＰａの引張強度、１２％を超える一様伸びおよび１５％を超える（例２０および２１）全伸びなどの非常に良好な特性を有することができる。しかし例２３から２５までとの比較は、一様伸びにおける降伏強度を低下させないために、焼鈍温度を１０００℃未満にとどめることが好ましいことを示している。
反対例２７から３２までは、７．５％のマンガンを含有し、炭素当量Ｃｅｑ＞０．６を有する鋼では、高い降伏強度および高い引張強度（ＹＳ＞７００ＭＰａおよびＴｓ＞１００ＭＰａ）を得ることが可能だが、全ての例は非常に脆いことを示している。全伸びは常に一様伸びと等しく、非常に小さい。
反対例３３から３８までは、０．７３の炭素当量Ｃｅｑを有する鋼Ｈ１６７では非常に脆いことを示している。
ケイ素を含有しない鋼に関する反対例３９から４４までは、降伏強度および引張強度が本発明による鋼と同等であっても、伸びは決してそれほど高くないことを示している。最大の一様伸びは６．７であり、最大の全伸びは９．４である（例４１）。
Claims (25)
- 重量パーセントで、
０．１％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％≦Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、残部がＦｅおよび製錬に由来する不純物であり、組成が
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
である鋼でできた、１１００ＭＰａを超える引張強度、７００ＭＰａを超える降伏強度、少なくとも８．０％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０．０％の全伸びを有する高強度鋼板を製造する方法であって、以下の工程：
− 該鋼でできた圧延鋼板を、鋼のＡｃ１変態点を超えるが１０００℃未満の焼鈍温度ＴＡにおいて均熱化することにより焼鈍する工程、
− マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有する冷却直後の組織を得るのに十分な冷却スピードで、焼鈍された鋼板を１９０℃と８０℃の間の焼入れ温度ＱＴに冷却する工程、
− 鋼板を、３５０℃と５００℃の間の過時効温度ＰＴにおいて、５秒を超える過時効時間Ｐｔの間維持する工程、および
− 鋼板を周囲温度まで冷却する工程
を含む、方法。 - 焼鈍温度ＴＡが鋼のＡｃ３変態点を超え、焼入れ温度ＱＴが、熱処理後の鋼の組織が少なくとも２０％の残留オーステナイトおよび少なくとも６５％のマルテンサイトを含有し、フェライトおよびベイナイトの含量の合計が１０％未満であるような温度であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
- 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴが７６０℃を超え、焼入れ温度ＱＴが１７０℃未満であり、鋼の組織が２０％と３０％の間の残留オーステナイトを含有することを特徴とする、請求項２に記載の方法。 - 焼入れ温度ＱＴが１５０℃未満であることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
- 過時効温度ＰＴが３８０℃と４７０℃の間であり、鋼板が過時効温度に９０秒と６００秒の間の時間Ｐｔの間維持されることを特徴とする、請求項３または４に記載の方法。
- 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴが７１０℃を超え、焼入れ温度ＱＴが１２０℃と１８０℃の間であり、過時効温度ＰＴが３５０℃と４７０℃の間であり、過時効時間Ｐｔが５秒と６００秒の間であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。 - 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であり、焼鈍温度ＡＴが鋼のＡｃ３変態点未満であり、焼入れ温度ＱＴが１１０℃と１７０℃の間であり、過時効温度ＡＴが３５０℃と５００℃の間であり、過時効時間Ｐｔが５秒と６００秒の間であり、鋼の組織が少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含有することを特徴とする、請求項１に記載の方法。 - 鋼の化学組成が：
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。 - 鋼の化学組成が：
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
であることを特徴とする、請求項８に記載の方法。 - 鋼の化学組成が：
１．４％≦Ａｌ≦２．５％
であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。 - 過時効温度ＰＴが４４０℃と４７０℃の間であり、鋼板が過時効温度に５秒と６０秒の間の時間Ｐｔの間維持されることを特徴とする、請求項１から４、または７のいずれか一項に記載の方法。
- 過時効温度における保持の少なくとも一部が、鋼板を溶融めっき浴に通過させることにより実施されることを特徴とする、請求項１１に記載の方法。
- 溶融めっき浴に通過させた後、周囲温度に冷却する前に、鋼板が４８０℃と５７０℃の間の温度でさらに維持されることを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
- 焼鈍、焼入れおよび過時効が、任意に溶融めっき区域を含む連続焼鈍ラインなどの連続熱処理ラインにおいて実施されることを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一項に記載の方法。
- 圧延鋼板が圧延により調製され、圧延による鋼板の調製が、熱間圧延および任意に冷間圧延を含むことを特徴とする、請求項１から１４のいずれか一項に記載の方法。
- １１００ＭＰａを超える引張強度、７００ＭＰａを超える降伏強度、少なくとも８．０％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０．０％の全伸びを有する高強度鋼板であって、鋼の化学組成が重量パーセントで：
０．１％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦１０％
１％≦Ｓｉ≦３％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
を含有し、残部はＦｅおよび製錬に由来する不純物であり、組成が
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であることを特徴とする、高強度鋼板。 - 鋼の組織が、少なくとも２０％の残留オーステナイトおよび少なくとも６５％のマルテンサイトを含有し、フェライトおよびベイナイト含量の合計が１０％未満であることを特徴とする、請求項１６に記載の高強度鋼板。
- 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
ＣＭｎＩｎｄｅｘ＝Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６
であることを特徴とする、請求項１７に記載の高強度鋼板。 - 降伏強度ＹＳが１１００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが１３５０ＭＰａを超え、一様伸びＵＥが１０％を超え、全伸びＴＥが１２％を超えることを特徴とする、請求項１８に記載の高強度鋼板。
- 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
６．５％≦Ｍｎ≦７．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
降伏強度ＹＳが１０００ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが１１００ＭＰａを超えることを特徴とする、請求項１７に記載の高強度鋼板。 - 鋼の化学組成が：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
４．５％≦Ｍｎ≦５．５％
１．４％≦Ｓｉ≦１．８％
０．０３≦Ａｌ≦２．５％
Ｃｘ（１＋Ｍｎ／３．５）≦０．６であり、
鋼の組織が少なくとも１５％のフェライト、少なくとも５０％のマルテンサイトおよび少なくとも１５％の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１６に記載の高強度鋼板。 - 鋼の化学組成が：
０．０３％≦Ａｌ≦０．５％
であることを特徴とする、請求項１６から２１のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 鋼の化学組成が：
Ｓｉ＋Ａｌ≧１．４％
であることを特徴とする、請求項２２に記載の高強度鋼板。 - 鋼の化学組成が：
１．４％≦Ａｌ≦２．５％
であることを特徴とする、請求項１６から２１のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 鋼板の少なくとも１つの面が、金属被覆を備える、請求項１６から２４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
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