JP2019510880A - 高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシート、該鋼の製造方法及びその用途 - Google Patents

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Abstract

本発明は、高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシート、該鋼ストリップ又はシートの製造方法及びその用途に関する。

Description

本発明は、高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシート、該鋼ストリップ又はシートの製造方法及びその用途に関する。
近年、低排出量及び良好な燃費効率を可能とする自動車の軽量化を実現するとともに、自動車の衝撃安全性を向上するために、高強度自動車部品の需要が著しく増加している。このため、高延性及び高強度の鋼シートが開発されている。しかしながら、上記高延性及び高強度の鋼シートを用いた自動車の軽量化には限界がある。そのため、さらに自動車の軽量化を図るために、低比重を有する鋼シート等の軽量材料を用いる必要がある。このような低比重を有する鋼シートは、強度及び延性の値が非常に高いが、ライバル材料に比べて比較的安価であり、市場の要求を満たすことができる代替品と考えられる。軽量化を達成するための鋼材と比較して、低密度を有するアルミニウム合金が考えられる。しかしながら、アルミニウム合金の延性、加工性及び溶接性は、一般的に、鋼のそれより劣る。現在、自動車に用いられる高延性及び高強度の鋼は、二相（ＤＰ）鋼及び変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼等の先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）が典型的である。ベイナイトと１０％以下の残留オーステナイトとを含む組織を形成するために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ及びＢが添加され、それにより、引張強度が５００〜７００ＭＰａまで増加する。しかしながら、ベイナイト組織と残留オーステナイト組織との変形能の差により、成形性が低下するため、高い成形性が要求されない自動車部品で限定的に用いられている。このような鋼では、フェライトにマルテンサイト又は残留オーステナイトを含有させることにより、強度及び延性が得られる。このような鋼は、転位すべり（dislocation glide）機構によって変形しやすく、異種のミクロ組織間の界面により高強度で良好な延性を有するものに限られる。自動車部品用の高延性及び高強度の鋼として、１５％以上のＭｎを含むＴＷＩＰ（Twinning induced plasticity）鋼も提案されている。ＴＷＩＰ鋼は、単相オーステナイトミクロ組織及び改善された強度−延性特性を有するが、降伏強度は４０％〜６０％であり、自動車構造部品に十分な剛性を付与することが困難である。ＴＷＩＰ鋼はまた、処理後の水素吸収によって引き起こされる遅れた破断に問題がある。さらに、高Ｍｎ含有鋼の密度は、ＡＨＳＳに比べて有意に低下しない。近年、アルミニウム等の軽元素の添加により低比重を有する高強度及び高延性の鋼シートが開発されている。低炭素鋼に８％以下のＡｌ及び１０％〜３０％のＭｎを添加することによってオーステナイト系鋼シートを形成する典型的な例が、ＥＰ０８８９１４４に開示されている。開示された鋼シートは、炭素含有量が非常に低い（トランプ要素のみとして存在する）ため、多量のＭｎが添加されてオーステナイトが安定化される。しかしながら、開示されたシートが変形すると、オーステナイトがマルテンサイトに変態しやすくなり、それにより、延性が低下する場合がある。
本発明の目的は、０．６０以上の降伏比（ＹＳ／ＵＴＳ）を有し、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌ等の合金元素を適切な濃度で含有する軽量及び高強度のオーステナイト系鋼シートを提供することにある。
また、本発明の目的は、０．６０以上の降伏比（ＹＳ／ＵＴＳ）を有し、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌ等の合金元素を適切な濃度で含有する軽量及び高強度のオーステナイト系鋼シートを製造する方法を提供することにある。
本発明の目的は、高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシートであって、
重量％で、
０．６５〜１．２％のＣ；
０〜０．５％のＳｉ；
５．０〜２０．０％のＭｎ；
５．５〜１１．０％のＡｌ；
０．００１〜０．０５％のＮ；
０．０２％以下のＰ；
０．０２％以下のＳ；
を含み、
必要に応じて、
０．００１〜０．０１％のＣａ；
０．０１〜０．２％のＴｉ；
０〜５．０％のＣｒ；
０〜１０．０％のＮｉ；
０〜２．０％のＣｕ；
０〜１．０％のＭｏ；
０〜０．５％のＶ；
０〜０．２％のＮｂ；
０〜０．２％のＺｒ；
０〜０．００５０％のＢ；
０〜０．２％のＳｂ；
の１種以上を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
面積％で、７０％〜１００％のオーステナイト、３０〜０％のフェライト及び０〜５％のκ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ−炭化物相を含むミクロ組織を有し、
降伏比（ＹＳ／ＵＴＳ）が０．６０以上であり、
Ｍｎ／Ｓｉ比が＞４０である、前記鋼ストリップ又はシートを提供することにより達成される。また、上記目的は、請求項１０に記載の前記鋼を製造する方法によって達成される。
減少した密度は、必要量のＡｌ及びＭｎを添加することによって実現される。高強度及び高延性は、オーステナイト系ミクロ組織を生成することによって実現される。オーステナイト系ミクロ組織は、多量のＭｎ及びＣを添加することによって得られる。Ｍｎ、Ｃ及びＡｌの比率を制御してオーステナイト系のＳＦＥ（積層欠陥エネルギー）を調整することにより、ＴＲＩＰ及び／又はＴＷＩＰの効果を高め、高延性を生じさせる。冷間圧延及び回復処理によって、ナノ構造双晶誘導塑性（ＴＷＩＰ：twinning-induced plasticity）鋼を得ることができる。制御された量のκ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ−炭化物を導入し、適切なアニーリングプロセスによって析出硬化を生じさせることができ、及び／又は、制御された量のマルテンサイトを導入し、低温深冷処理（cryogenic deep cooling treatment）を適用することによって強度を増加させることができる。
図１は、低温でのＭｎの効果を示すいくつかの組成物の積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）対温度を示す。 図２は、熱間圧延後、５５０℃で１８０分間アニールされた合金１８のミクロ組織を示し、粒界Ｍ７Ｃ３−炭化物の析出物を示す。 図３は、圧下率５０％の冷間圧延及び７５０℃で２分間のアニーリング後の合金１８のＥＢＳＤマップであり、微細な粒度を有する再結晶化オーステナイト系ミクロ組織を示す。 図４は、１０００℃で処理された合金２５溶液のミクロ組織であり、液体窒素中で５分間の深冷処理が行われ、マルテンサイト（試料はＶｉｌｅｌｌａ試薬を用いてエッチングされた）の形成を示す。
合金元素の効果及び選択された範囲の理由に関し、以下に説明する。
本発明の鋼において、アルミニウム（Ａｌ）は、Ｃ及びＭｎとともに重要な元素である。Ａｌ添加の主な目的は、鋼の密度を目標レベルまで低下させることである。１重量％のＡｌの添加は、密度を約１．２％低下させる。また、Ａｌは、鋼中での溶解度が大きく、Ａｌの原子半径がＦｅと大きく異なるため、Ａｌは、固溶強化により鋼の降伏強度を増加させる。Ａｌは、鋼の積層欠陥エネルギーの増加に最も影響を与える元素であり、双晶の内部構造（twin’s internal structure）を変化させる元素である。Ａｌの含有量は、ＳＦＥ値を、低、中、高ＳＦＥレジーム（regime）における異なる変形メカニズムの活性化に必要なレベルに変化させるように調整することができる。Ａｌは、κ−炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ａｌを形成し、析出硬化効果を生じさせることができる。すなわち、Ａｌは、本発明の鋼シートの強度及び加工硬化挙動を制御する上で重要な元素である。比重の低下を考慮すると、多量のＡｌを添加することが好ましいが、Ａｌを過剰に添加すると、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ等の金属間化合物の量が増加し、鋼の延性を著しく低下させる。したがって、Ａｌの濃度は５％〜１１％の範囲内でなければならない。アルミニウムの適切な最小値は５．５％である。適切な最大値は９．９％である。
炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させ、動的歪み時効（dynamic strain aging）を誘導するために利用される。Ｃの濃度を高くすると、降伏比を若干低下させる可能性があるとしても、延性を高めることができる。Ｃの濃度が非常に高く、オーステナイト中の炭素の溶解限度を超えると、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ炭化物が過剰に析出し、それにより、伸び及び成形性が低下する。また、その含有量が１．５重量％を超えると、積層欠陥エネルギーが高くなりすぎて、双晶を形成することができなくなる。したがって、オーステナイトを安定化させ、ナノサイズの（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ析出物を形成させることによって引張強度を保証し、延性を向上させるために、Ｃの濃度は０．５％〜１．２％の範囲内でなければならない。炭素の適切な最小値は０．６５％である。適切な最大値は０．９％である。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｃとともに、オーステナイトの熱的安定化及び積層欠陥エネルギーの増大に必要な元素である。また、Ｍｎは、鋼の格子定数を増加させ、鋼の密度を低下させる。本発明の鋼には多量のＡｌが添加され、これにより、密度を低下させ、降伏比を増加させるため、鋼の積層欠陥エネルギーが過度に増加する場合がある。したがって、Ｍｎの濃度は、オーステナイトの熱安定性を確保し、積層欠陥エネルギーを調整するために、５％〜２５％の間でなければならない。
ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸するために添加される元素である。Ａｌと同様、Ｓｉは鋼の比重を低下させ、鋼の強度及び積層欠陥エネルギーを増加させるが、鋼の動的歪時効を減少させ、溶接性を低下させる。その含有量が０．５％を超えると、脱酸効果が飽和し、また、比較的厚い高温酸化物層が鋼上に不均一に形成され、鋼の延性及び被覆性が低下する場合がある。鋼中のＭｎ／Ｓｉ比は、良好な被覆性を確保するために、４０より大きくなければならない。最大許容ケイ素含有量は０．５％である。ケイ素の適切な最小値は、０．０１％である。好適な最大値は０．３、好ましくは０．２、さらに好ましくは最大で０．１５％、さらに一層好ましくは最大で０．０９である。
スラブの凝固（solidification）の間、リン（Ｐ）は、柱状（columnar）又は等軸（equiaxed）の粒界に沿って分離し、スラブを高温及び室温で脆化させ、スラブに亀裂を生じさせる可能性がある。加えて、処理後、Ｐは、鋼の延性−脆性転移温度（ductility-brittleness transition temperature）を上昇させ、鋼を水素脆性に敏感にする。したがって、Ｐの濃度は０．０２％以下にすべきである。
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様、高温脆化を起こし、ＭｎＳ等の介在物を形成し、それにより、鋼シートが熱間圧延又は冷間圧延される時に割れを発生させる。したがって、Ｓの濃度はできるだけ低い値に制御されるべきであり、０．０１５％以下にすべきである。
高温において、チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮを形成し、鋼中のＡｌＮの生成を抑制するとともに、中間温度において、Ｔｉは、ＴｉＣを形成して鋼の降伏強度を増加させる。しかし、多量のＴｉを添加すると、連続鋳造ノズルが目詰まりしたり、ＴｉＮが過剰に結晶化して介在物欠陥（inclusion defect）が発生したりする場合がある。したがって、添加する場合、Ｔｉの濃度は０．０１％〜０．２％の範囲内でなければならない。
相対的に多量の窒素（Ｎ）がオーステナイト鋼に溶解されて、オーステナイト構造を安定化させる。窒素は、凝固段階、熱間圧延段階及び冷間圧延後のアニーリング段階において、Ａｌと反応して窒化アルミニウムとして析出し、鋼シートのプレス成形時に双晶を生成する重要な役割を果たし、それにより、成形性及び強度を向上させることができる。しかし、本発明の鋼には多量のＡｌが添加されているため、溶鋼中にＡｌＮが生成して連続鋳造ノズルを詰まらせたり、介在物欠陥を引き起こしたりする危険性があるとともに、多量のＡｌＮが鋳造スラブの亀裂形成を生じさせる場合がある。ＡｌＮの析出は、鋼の延性を低下させることもある。したがって、Ｎの濃度は０．０２％以下でなければならない。窒素の好適な最小値は０．００２％（２０ｐｐｍ）である。適切な最大値は０．０１２％（１２０ｐｐｍ）である。好ましくは、窒素含有量は０．００９％（９０ｐｐｍ）以下である。
カルシウム（Ｃａ）は、通常、鋼に添加されてＳを除去する．Ｃａは、ＣａＳ等の粗大な硫化物を形成し、鋼の熱間圧延特性を改善する。しかし、多量のＣａを添加すると、鋼中のＣａ濃度が過剰となり、鋼の靭性が低下する場合がある。したがって、添加する場合、Ｃａの濃度は０．００１％〜０．０１％の範囲内でなければならない。
高Ａｌ鋼には、積層欠陥エネルギーを低減する作用を有するクロム（Ｃｒ）を添加して、積層欠陥エネルギーを調整することができる。Ｃｒは、フェライト形成元素でもある。また、Ｃｒは、鋼の耐食性を向上させるため、Ｃｒは、鋼が腐食したときの水素の吸収を抑制する。しかし、Ｃｒの濃度が過剰であると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼の延性を低下させる場合がある。したがって、Ｃｒの濃度は０〜３．０％の範囲でなければならない。適切な最大値は０．１４％である。好ましくは、クロム含有量は０．０９％以下である。
Ｍｎと同様、Ｎｉは、オーステナイトを安定化させて積層欠陥エネルギーを増大させるため、本発明の目的に適した元素である。しかし、Ｎｉは比較的高価であるため、Ｎｉの代わりにＣ及びＭｎが本発明で使用される。また、鋼に添加されたＮｉは鋼の表面に析出して鋼の耐食性及び耐酸化性を向上させるため、熱間圧延時のスケール又はスケールの欠陥を低減し、めっきの密着性を向上させ、腐食時の水素吸収を抑制する。したがって、Ｎｉの濃度は、０〜１０．０％の範囲内でなければならない。合金元素として添加する場合、ニッケルの適切な最小値は０．０５％である。適切な最大値は６．０％である。合金元素として添加されない場合、ニッケル含有量は不純物レベル以下で存在する。
Ｎｉと同様に、銅（Ｃｕ）は、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させる。ＣｕはＮｉに比べて安価である。したがって、Ｃｕは、本発明の目的に適している。しかし、Ｃｕの濃度が高すぎると、高温で粒界にＣｕが液状に存在し、圧延鋼板に境界脆さ及び鋸歯欠陥が生じる。したがって、Ｃｕの濃度は０〜２．０％の範囲でなければならない。合金元素として添加する場合、銅の適切な最小値は０．０５％である。適切な最大値は０．５％である。好ましくは、銅含有量は０．４％以下、さらに好ましくは０．３４％以下である。
Ｃｒと同様に、モリブデン（Ｍｏ）は、フェライト形成元素である。また、Ｍｏは、オーステナイトの熱安定性に影響を与え、鋼の強度を高めるために微細炭化物（micro-carbide）を形成する。しかし、Ｍｏは高価であり、高濃度のＭｏは鋼の延性を低下させる。したがって、Ｍｏの濃度は０〜０．５％の範囲でなければならない。適切な最大値は０．１４％である。好ましくは、モリブデン含有量は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。合金元素として添加されない場合、モリブデン含有量は不純物レベル以下で存在する。
バナジウム（Ｖ）は、鋼中に炭窒化物を形成することによって鋼の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、凝固時には粒界にＶが析出し、スラブにクラックが発生し、熱間圧延時に固溶強化及び再結晶が著しく遅れて圧延荷重が増加する。したがって、Ｖの濃度は０〜０．５％の範囲でなければならない。適切な最大値は０．１４％である。好ましくは、バナジウム含有量は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｖと同様に、ニオブ（Ｎｂ）は、炭窒化物を形成し、再結晶を遅延させるのに非常に有効な元素であり、鋼にＮｂを添加して鋼の強度を高めることができる。これらの効果のためには、Ｎｂの濃度は０〜０．２％の範囲になければならない。適切な最大値は０．１４％である。好ましくは、ニオブ含有量は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｔｉと同様に、ジルコニウム（Ｚｒ）は、事前に鋼からＮを除去してＡｌＮの形成を抑制するのに有効である。しかし、Ｚｒは比較的高価である。したがって、Ｚｒの濃度は０〜０．２％の範囲内でなければならない。適切な最大値は０．１４％である。好ましくは、ジルコニウム含有量は０．０９％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
鋼において、ホウ素（Ｂ）は、Ｐよりも粒界に偏析しやすいため、Ｐのセグレギュレーションに関連する問題を低減することができる。しかし、鋼中のＢの濃度が過剰であると、鋼表面の酸化ホウ素が溶融浸漬性を低下させ、及び／又は、ホウ素炭化物が形成されて鋼の延性を低下させる。したがって、Ｂの濃度は０〜０．００５０％、好ましくは０〜０．００３０％の範囲でなければならない。
アンチモン（Ｓｂ）は、本発明の別の特徴的な要素であり得る。Ｓｂは、結晶粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させ、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの生成を抑制し、結晶粒界に沿ってＣ又はＡｌが拡散するため、Ｓｂは、酸化による鋼中の表面成分の除去を低減し、鋼の表面構造を安定化することができる。しかし、鋼中のＳｂの濃度が過剰であると、鋼の延性が低下する。したがって、Ｓｂの濃度は０〜０．２％の範囲内である。任意の元素のいずれかの値もゼロであってもよいことに留意されたい。
本発明の一実施形態において、κ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ炭化物の粒間析出物の量は、面積で５％未満である。一実施形態において、κ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ炭化物のサイズは１００ｎｍ以下である。
本発明の一実施形態において、Ｍ７Ｃ３等の他の炭化物の量は、面積で１％未満である。オーステナイト、フェライト、κ−炭化物及びＭ７Ｃ３の面積％は、２００〜１０００倍の倍率を有する光学顕微鏡下でストリップの１／４番目の厚さの位置で相成分を測定することによって得られる。
本発明の一実施形態において、鋼は、７．３ｇ／ｃｍ３未満の密度を有する。
本発明の一実施形態において、鋼は、７５０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
本発明の一実施形態において、鋼は、２５％以上の伸び（elongation）（ゲージ長さ５０ｍｍ）を有する。
本発明の一実施形態において、低密度及び高強度の鋼は、５０以上の（Ｍｎ／Ｓｉ）比を有する。本発明の一実施形態において、Ｍｎ／Ｓｉ比は、１００以上、好ましくは１５０以上である。適切な最大値は７５０、好ましくは５００である。
冷間圧延は、ミクロ組織が大幅に改良されるように集中的なナノ双晶及び／又は転位を生成するために使用され得る。アニーリングは、κ−炭化物の析出による時効硬化効果を生じさせるため、あるいは、回復及び／又は再結晶化による延性を改善するために使用される。
圧延製品に対する低温処理（例えば、Ｆｅ−１０Ｍｎ−６Ａｌ−０．８Ｃ（合金２５）及びＦｅ−１０Ｍｎ−６Ａｌ−０．７Ｃ（合金２６）の場合）は、より低い温度でのマルテンサイトへの部分的変態に起因して、周囲温度でこれらの鋼の強度を増強することができる。より低い温度での変形誘導マルテンサイト変態の活性化は、より堅牢な歪み硬化挙動を提供し、成形性を損なうことなく強度を増加させることが期待される。
したがって、本発明は、オーステナイト系ミクロ組織の特性を利用する。主要元素であるＡｌ、Ｍｎ及びＣの相対的組成を調整することにより、以下のメカニズムの１以上を使用して高強度及び高延性を達成することができる。
１）κ−炭化物析出物を有する又は有しない、微細な粒度を有する完全に再結晶化したオーステナイト系ミクロ組織；
２）κ−炭化物析出物を有する又は有しない、回復されたオーステナイト系ミクロ組織；
３）規則化（ordering）又は金属間相析出物を生成するための、フェライト（面積で３０％未満）の導入；
４）強度を高めるための、ε（hcp）又はαマルテンサイト（面積で５０％未満）の導入。
αマルテンサイトの量は、面積で４０％未満であることが好ましい。
重量％で、
０．６５〜１．２％のＣ；
０〜０．５％のＳｉ；
５．０〜２０．０％のＭｎ；
５．５〜１１．０％のＡｌ；
０．００１〜０．０５％のＮ；
０．０２％以下のＰ；
０．０２％以下のＳ；
を含み、
必要に応じて、
０．００１〜０．０１％のＣａ；
０．０１〜０．２％のＴｉ；
０〜５．０％のＣｒ；
０〜１０．０％のＮｉ；
０〜２．０％のＣｕ；
０〜１．０％のＭｏ；
０〜０．５％のＶ；
０〜０．２％のＮｂ；
０〜０．２％のＺｒ；
０〜０．００５０％のＢ；
０〜０．２％のＳｂ；
の１種以上を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
Ｍｎ／Ｓｉ比が＞４０である、高延性を有する軽量及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシートを製造する方法は、
連続鋳造法、インゴット鋳造法又はストリップ鋳造法により厚い又は薄いスラブを製造する工程と、
スラブ、インゴット又はストリップの温度を１０５０〜１２５０℃に加熱（又は再加熱）又は均質化（homogenising）する工程と、
１０５０℃を超える熱間圧延開始温度及び８５０℃を超える仕上圧延温度（finish rolling temperature）で熱間圧延を行う工程と、
次いで行われる
（１）１℃／ｓより高い冷却速度、好ましくは１５℃／ｓより高い冷却速度で２００℃未満の温度に冷却し、次いで、ストリップを巻く工程、又は
（２）１℃／ｓより高い冷却速度、好ましくは１５℃／ｓより高い冷却速度で４５０℃〜７００℃の範囲の温度に冷却し、次いで、ストリップを８５０〜１１００℃の温度でアニーリングし、次いで、１℃より高い冷却速度、好ましくは１５℃／ｓより高い冷却速度で２００℃未満の温度に冷却し、次いで、ストリップを巻く工程と
を含む。ストリップの冷却及びアニーリングの間において、ストップは冷却後に巻かれてもよいし、アニーリングの直前まで巻かれていなくてもよい。
このコイルから、熱間圧延されたシートを製造することができる。
必要に応じて、合金１６−１９等の、κ析出硬化を起こす可能性のある鋼組成物の場合、ミクロ組織を安定化するために、及び／又は、κ−炭化物の制御された析出硬化を実現して強度をさらに増加させるために、熱間圧延されたストリップを６００〜７５０℃の温度範囲で１分〜１５時間アニールすることができる。
必要に応じて、合金２５及び２６等の、いくつかの他の組成物の場合、制御された量のマルテンサイトを得るために、熱間圧延されたストリップを零下温度（すなわち、０℃未満）まで低温処理することができる。
低温処理は、熱間圧延されたストリップ及び冷間圧延されたストリップを−１００℃より低い温度に低温処理することが好ましい。
低温処理は、２０ｍＪ／ｍ２未満の積層欠陥エネルギーを有する熱間圧延されたストリップ及び冷間圧延されたストリップを処理するのに特に有利である。図１において、１０％以下のマンガン含有量を有する鋼に関し、約１４０Ｋでこの条件に達することが示されている。異なる組成の場合、この温度はいくらか高い又は低いかもしれない。
熱間圧延されたストリップは、冷間圧延された製品としてさらに製造することができる。通常、酸洗い（pickling）工程及び／又は洗浄工程を用いて熱間圧延スケールを除去する。
冷間圧延された製品を製造するために、方法は、以下の工程：
コイル状の鋼シートを総圧下率３０％〜８０％で冷間圧延する工程、
冷間圧延された鋼シートを１℃／ｓ〜５０℃／ｓの速度で６５０〜１１００℃の範囲のアニーリング温度まで５秒〜５時間加熱した後、
アニーリングされた鋼シート板を１℃／ｓ〜１００℃／ｓの速度で冷却する工程
をさらに含む。
本発明の一実施形態において、十分な延性を確保しながら高強度鋼を製造するために、アニール温度は６５０℃〜１１００℃である。
κ析出硬化を起こす可能性のある鋼組成物に関し、以下のアニーリング工程が適用される。
強度及び伸びの様々な組み合わせを有する鋼を製造するために、アニーリングは、変形オーステナイト粒内にκ−析出物を生成することができるκ−炭化物形成温度より高い温度で行われ、その温度は６００〜１１００℃の温度範囲である。アニーリング温度とアニーリング時間との組み合わせは、オーステナイトマトリックス中の異なる程度の回復（recovery）を有するミクロ組織又は完全に再結晶化されたミクロ組織を実現できるように調整される。同時に、フェライト相及びκ−炭化物の形状及びサイズは、このアニーリングプロセスの間に変化させることもできる。より低い程度の回復を有するミクロ組織は、比較的高い強度をもたらすが、より低い伸びをもたらす。
アニーリング温度が６５０℃未満であると、κ−及びＭ７Ｃ３−炭化物の回復及び析出が同時に起こる。また、過剰量のＭ７Ｃ３−炭化物の析出物が大きいサイズとなり、強度は高いものの、伸びが小さくなりすぎる場合がある。一方、アニーリング温度が１１００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が３０μｍより大きく成長し、強度及び伸びが低下する。
アニーリング時間は、好ましくは、５秒〜５時間に制限されるべきである。アニーリング温度が高いほど、アニーリング時間は短くすべきである。アニーリング時間が５秒未満であると、冷間圧延された鋼シートの内部に熱が届かず、厚さ方向のミクロ組織が均一でなく、伸びが悪くなる。一方、アニーリング時間が５時間を超えると、時間制限がなくなり、粗大な粒界κ−炭化物及び／又は粒界α相及び／又は粗大なオーステナイト結晶粒が形成され、強度及び伸びが低下する。γ粒界に沿って形成されたα相は、Ｂ２規則化フェライトに変態するが、これは、性質上脆く望ましくない。好ましくは、Ｂ２規則化フェライトは、ミクロ組織中に存在しない。
アニーリング中の加熱速度は、１℃／ｓ〜５０℃／ｓの範囲である。連続アニーリング処理の場合、加熱速度は、好ましくは、標準的なプロセスラインのライン速度に適合するように選択される。
アニーリング後の冷却速度は、周囲温度又は亜鉛めっき浴のいずれかに達するまで、１〜１００℃／ｓである。溶融亜鉛めっきの後、冷却速度は、好ましくは５〜５０℃／ｓ、好ましくは１０〜５０℃／ｓである。
アニーリング熱処理に関し、連続アニーリング熱処理が可能である。冷間圧延された鋼シートは、表面を清浄化した後、連続溶融亜鉛めっきで処理することもできる。
オーステナイトでの冷間圧延（回復及び再結晶）、フェライト変態及び析出現象の後の復元プロセス間の競合を回避するために、２段階アニーリングを適用することができる。冷間圧延されたシートは、最初に、転位の回復を可能にするために適切な期間、より高い温度に加熱され、その後、鋼は、κ−炭化物の析出を生じさせるための適切な温度レジームに冷却される。
アニーリング中の加熱速度は、１℃／ｓ〜５０℃／ｓの範囲である。連続アニーリング処理の場合、加熱速度は、好ましくは、標準的なプロセスラインのライン速度に適合するように選択される。
アニーリング後の冷却速度は、周囲温度又は亜鉛めっき浴のいずれかに達するまで、１〜１００℃／ｓである。溶融亜鉛めっきの後、冷却速度は、好ましくは５〜５０℃／ｓ、好ましくは１０〜５０℃／ｓである。
アニーリング熱処理に関し、連続アニーリング熱処理が可能である。冷間圧延された鋼シートは、表面を清浄化した後、連続溶融亜鉛めっきで処理することもできる。
本発明の一実施形態において、熱間圧延及び冷間圧延されたストリップを、零下温度で低温処理（極低温深冷処理）し、面積で、５０％以下、好ましくは４０％以下の制御された量のマルテンサイトを得る。強化のためにマルテンサイトを導入する可能性がある鋼組成物に関し、以下のアニーリングプロセスを適用することができる。熱間圧延されたストリップ又は冷間圧延されたシートは、微細なオーステナイト結晶粒度を有する完全に再結晶化された構造を得ることができる単一のオーステナイト領域内の温度、すなわち、８５０〜１１００℃の温度範囲の温度で、５秒〜３０分の短時間、アリーリングされる。アニールされたシートは、炭化物の形成を防止するために、１℃／ｓより高い冷却速度で室温まで冷却され、その後、マルテンサイト変態を導入するために、零下温度まで深く冷却される（例えば、液体Ｎ２中）。本発明者らは、本発明による鋼グレードが、マルテンサイト変態を導入するために、零下温度で２０ｍＪ／ｍ２未満の積層欠陥エネルギーを有することが有益であることを見出した。積層欠陥エネルギーの温度依存性は、Ａ．Ｓａｅｅｄ−Ａｋｂａｒｉ，Ａ．Ｓｗｗｅｄｔ，Ｗ．Ｂｌｅｃｋ ｉｎ Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ．，２０１２、Ｖｏｌ．６６，Ｎｏ．１２，ｐｐ．１０２４−１０２９における「マンガンリッチな鉄基合金の低積層欠陥エネルギー鋼」に示されているように、準規則的溶液熱力学モデルを用いて決定される。本発明者らは、特定の鋼種の積層欠陥エネルギーが零下温度で２０ｍＪ／ｍ２未満であることを見出した（図１参照）。ＳＦＥが２０ｍＪ／ｍ２未満である場合、オーステナイトからマルテンサイトへの変態誘起塑性（transformation induced plasticity）は、液体窒素中での鋼の冷却によって、又は、機械的な力を加えることによって、活性化されると考えられる。
アニーリング後、鋼シートには、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉから選択される金属コーティングを、一方又は両方の面に、コーティングしてもよく、一方又は両方のコーティング層の厚みは、１０〜２００μｍである。これらの又は他の金属コーティング層は、ホットディップコーティングプロセス又は電気めっきプロセスによって適用することができる。
本発明の一実施形態において、２〜８ｍｍの厚みを有する熱間圧延された鋼プレート又はシートが提供される。これらは、主に、トラック、バス及び他の大型車両に使用されるが、他の多くの用途も考えられる。
熱間圧延に先立って、鋳造（すなわち、連続薄型若しくは厚肉スラブ鋳造（continuous thin or thick slab casting）、ストリップ鋳造又はインゴット鋳造）及び加熱（又は再加熱）によるスラブ又はストリップの製造は、標準的な方法で行われる。すなわち、スラブの再加熱又は均質化温度は、炭化物を溶解し、ミクロ組織を均質化するために、１０５０〜１２５０℃である。
熱間圧延プロセスの粗加工（roughing）段階は、１０５０℃を超える温度で行われ、５０％を超える総厚み低下を伴い、鋳造時に生じる偏析（segregation）の結果として、Ｍｎ含有量及びＣ含有量が低い領域においてフェライト粒が破損する。
仕上熱間圧延温度は、熱間圧延中のκ−炭化物の形成を回避するために、８５０℃より高い。
熱間圧延後、粗大なκ−炭化物及びＭ７Ｃ３−炭化物の粒界析出を回避するために、１℃／秒を超える冷却速度で２００℃未満の温度までストリップを冷却する。空気冷却又は噴霧水冷却を適用することができる。
あるいは、熱間圧延されたストリップは、１℃／秒を超える冷却速度で４５０〜７００℃の範囲の温度まで冷却され、巻かれる。この場合、熱間圧延されたシートの延性をさらに向上させるために、粒径及び炭化物析出制御の観点から、熱間圧延されたシートを、必要に応じて、８５０〜１１００℃の温度でアニーリングし、１℃／ｓを超える冷却速度で２００℃未満の温度まで冷却し、κ−炭化物及びＭ７Ｃ３−炭化物の粒界析出を回避する。
上記プロセスに従って熱間圧延された鋼ストリップは、面積％で、７０％〜１００％のオーステナイト、３０％〜０％のフェライト、及び、５％以下のκ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ相を含むオーステナイト系ミクロ組織を有するはずである。低温処理され得る鋼では、５０％未満のマルテンサイト、好ましくは４０％未満のマルテンサイトを、オーステナイトからマルテンサイトへの変態により導入することができる。
本発明の鋼は、好ましくは７．３ｇ／ｃｍ３未満、さらに好ましくは７．２ｇ／ｃｍ３未満、さらに一層好ましくは７．０ｇ／ｃｍ３未満の比重を有する。好ましくは、本発明の鋼は、７５０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ以上の引張強度と、２５％以上、好ましくは３０％以上の伸び（elongation）とを有する。
この熱間圧延された鋼シートは、さらに冷間圧延され、アニーリングされて、１．５ｍｍ以下の冷間圧延シートとすることができる。この薄いゲージは、車両の用途に特に適しているが、シートの用途がそれに限定されるものではない。
冷間圧延において、冷間圧延の圧下率は、３０％〜８０％の圧下率で設定される。冷間圧延の圧下率は、均一に変形したミクロ組織を保証するために、３０％以上に設定される。冷間圧延の圧下率の上限は、生産効率を考慮して、８０％以下に制限される。必要に応じて、材料は、冷間圧延の圧下又は段階の間で、中間アニーリングを施されてもよい。
アニーリングは、延性を回復するために、又は、必要な粒度を有する再結晶化オーステナイト結晶粒を得るために行われる。
オーステナイトでの冷間圧延（回復及び再結晶）、フェライト変態及び析出現象の後の復元プロセス間の競合を回避するために、２段階アニーリングを適用することができる。冷間圧延されたシートは、まず転位の回復を可能にするために適切な期間、より高い温度に加熱され、その後、鋼は、κ−炭化物の析出が生じるための適切な温度レジームに冷却されるべきである。
強化のためにマルテンサイトを導入する可能性がある鋼組成物に関し、以下のアニーリングプロセスを適用することができる。冷間圧延されたシートは、微細なオーステナイト粒度を有する完全に再結晶され構造を得るために、単一のオーステナイト領域内の温度、すなわち、８５０〜１１００℃の温度範囲の温度で、５秒〜３０分の短時間、アニーリングされる。アニーリングされたシートは、炭化物の形成を防止するために、１℃／ｓを超える冷却速度で室温まで冷却され、次いで、マルテンサイト変態を導入するために、零下温度まで深く冷却される（例えば、液体Ｎ２中）。
アニーリング後、鋼シートには、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉから選択される金属コーティングを、一方又は両方の面に、コーティングしてもよく、一方又は両方のコーティング層の厚みは、１０〜２００μｍである。これらの又は他の金属コーティング層は、ホットディップコーティングプロセス又は電気めっきプロセスによって適用することができる。
第３の態様によれば、本発明は、部品、例えば、高強度自動車部品の製造及びその使用のための、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼ストリップ又はシートの使用にも関する。本発明の鋼シートは、より低い密度及び関連する機械的性質のより高い値を利用することによって、より軽く、そして、より強い部品を製造することを可能にする一方、比較的安価で作業（例えば、溶接に関する作業）が容易である。
本発明について、以下の非限定的な実施例によって説明する。
実施例１−熱間圧延された製品
表１に示す組成を有する鋼を鋳造した。インゴットを１２００℃で２時間再加熱し、次いで、３０ｍｍとなるまで第１の熱間圧延工程に供した。これらの粗圧延されたスラブを１２００℃で３０分間再加熱し、次いで、９００℃の仕上圧延温度で９〜１０パスで３ｍｍとなるまで熱間圧延し、空気中又は水中で急冷することによって室温に冷却した。引張試験は、ＩＳＯ ６８９２−１規格（小さなＥＵＲＯノルムサンプル（small EURO norm samples）、ゲージ長さ５０ｍｍ）に従う３００ｋＮ Ｄｅｎｉｓｏｎ Ｍａｙｅｓ サーボ−油圧試験機（servo-hydraulic testing machine）を用いて室温で行った。様々なアニーリング処理後の熱間圧延されたストリップの引張特性を表２に示す。
実施例２−冷間圧延された製品
次に、合金１８及び１９の熱間圧延された鋼ストリップを、３〜１ｍｍの６７％の圧下率の冷間圧延に供し、次いで、それぞれ、６５０℃、７５０℃、８００℃及び８５０℃で、様々な時間、アニーリングした。冷間圧延及びアニーリングされたシートの引張特性を表３に示す。
光学顕微鏡法、ＥＢＳＤ、ＴＥＭ及びＸ線測定を用いてストリップのミクロ組織を特徴付けた。熱間圧延されたストリップ及び冷間圧延されたストリップに関し、分析結果が、それぞれ、表２及び表３に示されている。熱間圧延されたストリップの場合、アニーリング温度を６００℃未満に設定すると、合金１８に関する図２に示すように、γ粒界に相当量のＭ７Ｃ３が形成され、延性に有害である。したがって、６００℃より高いアニール温度を適用すべきである。冷間圧延されたストリップの場合、冷間圧延によって生成された転位がＭ７Ｃ３、κ及びαの生成を促進するので、６５０℃より高いアニーリング温度を使用すべきである。冷間圧延及び７５０℃で２分間のアニーリング後の合金１８に関する図３に示すように、適切なアニーリングが行われると、微細な再結晶化オーステナイト系ミクロ組織を得ることができる。このアニーリングプロセスは、良好な特性を与えるとともに、現在の連続生産ラインにも適合する。図４は、１０００℃で処理され、水で室温まで急冷され、次いで、液体Ｎ２中で５分間深冷処理された合金２５溶液のミクロ組織を示し、αマルテンサイトの形成を示す。合金２５及び２６におけるαマルテンサイトの導入により、強度を有意に増加させることができる。
図面には以下のものが示されている。図１は、低温でのＭｎの効果を示すいくつかの組成物の積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）対温度を示す。これは、液体窒素温度で合金２５（Ｆｅ−１０Ｍｎ−６Ａｌ−０．８Ｃ及び２６（Ｆｅ−１０Ｍｎ−６Ａｌ−０．７Ｃ））のＳＦＥが２０ｍＪ／ｍ２よりも低いことを示す。図２は、熱間圧延後、５５０℃で１８０分間アニールされた合金１８のミクロ組織を示し、粒界Ｍ７Ｃ３−炭化物の析出物を示し、図３は、圧下率５０％の冷間圧延及び７５０℃で２分間のアニーリング後の合金１８のＥＢＳＤマップであり、微細な粒度を有する再結晶化オーステナイト系ミクロ組織を示す。図４は、１０００℃で処理された合金２５溶液のミクロ組織であり、液体窒素中で５分間の深冷処理が行われ、マルテンサイト（試料はＶｉｌｅｌｌａ試薬を用いてエッチングされた）の形成を示している。

Claims (20)

  1. 高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシートであって、
    重量％で、
    ０．６５〜１．２％のＣ；
    ０〜０．５％のＳｉ；
    ５．０〜２０．０％のＭｎ；
    ５．５〜１１．０％のＡｌ；
    ０．００１〜０．０５％のＮ；
    ０．０２％以下のＰ；
    ０．０２％以下のＳ；
    を含み、
    必要に応じて、
    ０．００１〜０．０１％のＣａ；
    ０．０１〜０．２％のＴｉ；
    ０〜５．０％のＣｒ；
    ０〜１０．０％のＮｉ；
    ０〜２．０％のＣｕ；
    ０〜１．０％のＭｏ；
    ０〜０．５％のＶ；
    ０〜０．２％のＮｂ；
    ０〜０．２％のＺｒ；
    ０〜０．００５０％のＢ；
    ０〜０．２％のＳｂ；
    の１種以上を含み、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    面積％で、７０％〜１００％のオーステナイト、３０〜０％のフェライト及び０〜５％のκ−（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ−炭化物相を含むミクロ組織を有し、
    降伏比（ＹＳ／ＵＴＳ）が０．６０以上であり、
    Ｍｎ／Ｓｉ比が＞４０である、前記鋼ストリップ又はシート。
  2. モリブデン含有量が０．０４％以下である、請求項１に記載の低密度及び高強度の鋼。
  3. ニッケル含有量が不純物レベルであり、好ましくはニッケル含有量が０である、請求項１又は２に記載の低密度及び高強度の鋼。
  4. Ｍ７Ｃ３等の他の炭化物の量が、面積で１％未満である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  5. Ｍ７Ｃ３炭化物のサイズが、直径で１μｍ未満である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  6. ７．３ｇ／ｃｍ３未満の密度を有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  7. ７５０ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１〜６のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  8. ２５％以上の伸び（ゲージ長さ５０ｍｍ）を有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  9. Ｍｎ／Ｓｉが＞５０である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の低密度及び高強度の鋼。
  10. 重量％で、
    ０．６５〜１．２％のＣ；
    ０〜０．５％のＳｉ；
    ５．０〜２０．０％のＭｎ；
    ５．５〜１１．０％のＡｌ；
    ０．００１〜０．０５％のＮ；
    ０．０２％以下のＰ；
    ０．０２％以下のＳ；
    を含み、
    必要に応じて、
    ０．００１〜０．０１％のＣａ；
    ０．０１〜０．２％のＴｉ；
    ０〜５．０％のＣｒ；
    ０〜１０．０％のＮｉ；
    ０〜２．０％のＣｕ；
    ０〜１．０％のＭｏ；
    ０〜０．５％のＶ；
    ０〜０．２％のＮｂ；
    ０〜０．２％のＺｒ；
    ０〜０．００５０％のＢ；
    ０〜０．２％のＳｂ；
    の１種以上を含み、
    Ｍｎ／Ｓｉ比が＞４０であり、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物である、高延性を有する軽量及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシートを製造する方法であって、
    連続鋳造法、インゴット鋳造法又はストリップ鋳造法により厚い又は薄いスラブを製造する工程と、
    スラブ、インゴット又はストリップの温度を１０５０〜１２５０℃に加熱（又は再加熱）又は均質化する工程と、
    １０５０℃を超える熱間圧延開始温度で、５０％の総圧下率まで第１の熱間圧延を行う工程と、
    最終熱間圧延厚さまで第２の熱間圧延を行う工程であって、仕上圧延温度が８５０℃より高い温度である工程と、
    次いで行われる
    （１）１℃／ｓより高い冷却速度で２００℃未満の温度に冷却し、次いで、ストリップを巻く工程、又は
    （２）１５℃／ｓより高い冷却速度で４５０℃〜７００℃の範囲の温度に冷却し、次いで、ストリップを巻き、ストリップを８００〜１１００℃の温度でアニーリングし、次いで、１℃より高い冷却速度で２００℃未満の温度に冷却する工程と
    を含む、方法。
  11. Ｍｎ／Ｓｉが＞５０である、請求項１０に記載の方法。
  12. Ｍｏ含有量が０．０４％以下である、請求項１０又は１１に記載の方法。
  13. ニッケル含有量が不純物レベルであり、好ましくはニッケル含有量が０である、請求項１０〜１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 熱間圧延された鋼シートを巻き取った後、
    総圧下率が３０〜８０％の冷間圧延を行う工程、
    冷間圧延された鋼シートを、１℃／ｓ〜５０℃／ｓの速度で、６５０〜１１００℃の範囲のアニーリング温度に５秒〜５時間加熱する工程、
    アニーリングされた鋼シートを、１℃／ｓ〜１００℃／ｓの速度で冷却する工程
    をさらに含む、請求項１０〜１３のいずれか一項に記載の方法。
  15. Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉから選択される金属コーティングを、鋼シートの一方又は両方の面にめっきする工程をさらに含み、一方又は両方のコーティング層の厚さが１０〜２００μｍである、請求項１０〜１４のいずれか１項に記載の方法。
  16. 熱間圧延されたストリップ及び冷間圧延されたストリップが、５０％未満の制御された量のマルテンサイトを得るために、零下温度まで低温処理される、請求項１０〜１５のいずれか一項に記載の方法。
  17. 熱間圧延されたストリップ又は冷間圧延されたストリップが低温処理される、請求項１６に記載の方法であって、熱間圧延されたストリップ又は冷間圧延されたシートが、微細なオーステナイト系結晶粒度を有する完全に再結晶化された構造を得るために、単一のオーステナイト領域内の温度、好ましくは８５０〜１１００℃の温度範囲の温度で、５秒〜３０分間、アニーリングされ、アニーリングされたシートが、炭化物の形成を防止するために、１℃／ｓよりも高い冷却速度で室温まで冷却され、次いで、マルテンサイト変態を導入するために、深冷処理、好ましくは液体Ｎ２中で深冷処理され、好ましくは−１００℃以下に冷却される、方法。
  18. 前記低温処理が、前記低温処理の温度で２０ｍＪ／ｍ２未満の積層欠陥エネルギーを有する熱間圧延されたストリップ又は冷間圧延されたストリップを用いて実施される、請求項１６又は１７に記載の方法。
  19. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼ストリップ若しくはシート、又は、請求項１０〜１８のいずれか一項に記載の方法によって製造された鋼ストリップ若しくはシートの、高強度自動車部品等の自動車部品を製造するための使用。
  20. 請求項１９に記載の部品の使用。
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