JP2019518876A - 高強度鋼製品及び該製品を製造するためのアニーリング工程 - Google Patents

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Abstract

本発明は、所望のミクロ組織と、高強度及び超高成形性等の良好な機械的特性を有する板製品を製造するために、２段階のアニーリング工程に付されるよう制御された組成を有する鋼板製品を提供する。本発明に基づいて処理された鋼は、極限引張強さと全伸び（ＵＴＳ・ＴＥ）の組合せ特性が２５，０００ＭＰａ％超である。これらの特性を有する鋼は、第３世代先進高強度鋼のカテゴリーに含まれ、自動車メーカーを含む様々な産業によって強く望まれている。【選択図】 図１５

Description

本出願は、２０１６年５月１０日に出願された米国仮出願第６２／３３４，１８９号及び２０１６年９月１９日に出願された米国仮出願第６２／３９６，６０２号の優先権を主張し、両出願とも引用を以て本明細書に組み込まれる。
本発明は、良好な特性を有する高強度鋼製品、及び該製品を製造するためのアニーリング工程に関する。
過去数年間、世界の鉄鋼業界は、自動車市場向けの第３世代先進高強度鋼（Advanced High Strength Steel(ＡＨＳＳ)）の開発に力を注いできた。これらの第３世代鋼(Generation 3 steels)は、引張強度と伸びのバランスが良好で、典型的には、ＵＴＳｘＴＥ範囲が約２０，０００ＭＰａ・％以上である。しかしながら、鉄鋼産業は、第３世代ＡＨＳＳを商業化するのが困難な時期にある。その理由は、その多くの方策が、合金成分を多く含む必要があるためである。典型的には、４重量％を超えるマンガンを含む必要があり、従来の鋼製造設備では、このような鋼を製造することが困難である。さらに、現在商業的に入手可能なＡＨＳＳでは、スポット溶接などの技術によって溶接することが困難であり、亜鉛基めっき皮膜を施すことが困難であり、広範囲の用途で要求される薄板シートに製造することが困難であった。
本発明は、所望のミクロ組織と、高強度及び超高成形性等の良好な機械的特性を有するシート製品を製造するために、２段階のアニーリング工程に付されるよう制御された組成を有する鋼板製品を提供する。本発明に基づいて処理された鋼は、標準サブサイズＡＳＴＭ又は標準フルサイズＪＩＳの引張試験手順を用いた試験において、極限引張強さと全伸び（ＵＴＳ・ＴＥ）の組合せ特性が２５，０００ＭＰａ％超である。さらに、本発明に基づいて製造された鋼は、ＴＥと穴広がり(hole expansion)の良好な組合せを示し、全体的成形性と局所的成形性の両方が良好である。これらの特性を有する鋼は、第３世代先進高強度鋼のカテゴリーに含まれ、自動車メーカーを含む様々な産業によって強く望まれている。
本発明の一態様は、Ｃを０．１２〜０．５重量％、Ｍｎを１〜３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８〜３重量％含む高強度冷間圧延鋼板製品を提供する。鋼板製品は２段階アニーリング工程に付され、鋼板製品は、フェライトと、３：１未満の平均アスペクト比を有する実質的に等軸の残留オーステナイトとを含み、極限引張強さと全伸び（ＵＴＳ・ＴＥ）との組合せが２５，０００ＭＰａ％を超える。
本発明の別の態様は、Ｃを０．１２〜０．５重量％、Ｍｎを１〜３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８〜３重量％含む高強度冷間圧延鋼板製品を製造する方法を提供する。この方法は、鋼板製品を、第１段階のアニーリング工程でマルテンサイト主体の組織を得た後、第２段階の工程に付すもので、前記第２段階の工程は、鋼板製品を７２０〜８５０℃の温度の変態区間で均熱し、次いで、鋼板製品を３７０〜４３０℃の温度で保持することを含む。
本発明のこれら及び他の態様は、以下の説明からより明らかになるであろう。
図１は、本発明の一実施形態における２段階アニーリング工程を示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図２は、本発明の別の実施形態における２段階アニーリング工程を示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図３は、１つの製造設備の中で、２段階の加熱工程を、任意選択的な溶融亜鉛めっきと組み合わせた２段階アニーリング工程を示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図４は、本発明の一実施形態の熱サイクルにおいて、均熱ゾーンと保持ゾーンを構成するアニーリングの第２段階について、時間に対して温度をプロットしたものである。
図５は、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）顕微鏡写真であって、本発明の一実施形態における高強度鋼板製品のミクロ組織を示す。 図６は、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）顕微鏡写真であって、本発明の一実施形態における高強度鋼板製品のミクロ組織を示す。
図７は、図１に示す熱処理を施した鋼板製品の光学顕微鏡写真であり、暗いフェライト粒と明るいオーステナイト粒を示している。
図７に示すオーステナイト粒のアスペクト比を示す棒グラフである。
図９は、本発明の一実施形態における高強度鋼板製品のグラフであって、オーステナイトの結晶粒径分布を示している。 図１０は、本発明の一実施形態における高強度鋼板製品のグラフであって、フェライトの結晶粒径分布を示している。
図１に示される処理によって製造された高強度鋼板製品のミクロ組織を示すＥＢＳＤ顕微鏡写真である。
図１２は、図２に示される処理によって製造された鋼板製品を示すＥＢＳＤ顕微鏡写真である。 図１３は、図２に示される処理によって製造された鋼板製品を示すＥＢＳＤ顕微鏡写真である。
図１４は、図３に示される処理によって製造された鋼板製品を示すＥＢＳＤ顕微鏡写真である。
本発明の高強度鋼板製品と、本発明の範囲外条件の処理によって製造された他の鋼板製品との比較であって、全伸びと極限引張強さとの関係を示すグラフである。
図１６は、本発明の実施形態に基づいて工場実験で製造された高強度鋼製品について、全伸びと極限引張強さとの関係を示すグラフである。
本発明の高強度鋼板製品は、制御されたアニーリング工程との組合せにおいて、所望のミクロ組織と、高強度及び超高成形性を含む好ましい機械的特性とを実現する制御された組成物を有する。特定の実施形態において、鋼組成物は、炭素、マンガン及びシリコンを、当業者に知られている他の適当な合金添加元素と共に、含むことができる。Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、及びＮｂを所定範囲で含む鋼組成物の例を以下の表１に示す。
表１に列挙したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂの量に加えて、鋼組成物は、他の元素を少量又は不純物レベルで含むことができ、前記元素として、例えば、最大で０．０１５のＳ、最大で０．０３のＰ、最大で０．２のＣｕ、最大で０．０２のＮｉ、最大で０．２のＣｒ、最大で０．２のＭｏ、最大で０．１のＳｎ、最大で０．０１５のＮ、最大で０．１のＶ、最大で０．００４のＢがある。鋼板製品の組成に関して、本明細書で使用する「実質的に含まない(substantially free)」という用語は、特定の元素又は材料が粗に意図的に加えられておらず、不純物として、又は微量に存在するだけであることを意味する。
本発明の鋼板製品では、Ｃは強度を高め、残留オーステナイトの生成を促進する。Ｍｎは硬化に寄与し、固溶強化剤として作用する。Ｓｉは、熱処理中に炭化鉄の析出を抑制し、残留オーステナイトを増加させる。Ａｌは、熱処理中の炭化鉄の析出を抑制し、残留オーステナイトを増加させる。Ｔｉ及びＮｂは、強度を向上させる結晶粒微細化剤として作用し得る。
特定の実施形態では、Ａｌは、少なくとも０．１重量パーセント又は少なくとも０．２重量パーセントの量で存在し得る。例えば、幾つかの実施形態において、Ａｌは、０．５〜１．２重量パーセント、又は０．７〜１．１重量パーセントの量で存在してもよい。或いはまた、鋼板製品は実質的にＡｌを含まなくてよい。
上述の組成を有する鋼板製品は、２段階アニーリング工程に付される。これについては、以下でより詳細に説明する。得られた鋼板製品は、好ましい機械的特性を有することがわかった。この機械的特性は、好ましい極限引張強さ、高い伸び、高いラムダ値(lambda values)、高い曲げ性及び高い降伏比（ＹＳ／ＵＴＳ）を含む。
特定の実施形態において、鋼板製品の極限引張強さ（ＵＴＳ）は、７００〜１，１００ＭＰａ又はそれ以上である。特定の実施形態において、鋼板製品は、７００ＭＰａを超える極限引張強さを有し、例えば７２０〜１，１００ＭＰａ、又は７５０〜１，０５０ＭＰａである。
特定の実施形態において、鋼板製品の全伸び（ＴＥ）は、典型的には２２％より大きく、例えば２７％より大きいか、又は３３％より大きい。例えば、鋼板製品は、少なくとも２０％、例えば２２〜４５％、又は２５〜４０％の全伸びを有することができる。
鋼板製品は、標準の穴広げ試験によって測定されたラムダ（λ）値が、典型的には２０％より大きく、例えば２５％より大きいか、又は３０％より大きいか、又は３５％より大きい。全広がり率又はラムダは、２０％より大きく、例えば２２〜８０％、又は２５〜６０％であり得る。
特定の実施形態において、全伸び（ＴＥ）及び穴広がり（λ）の値が両方とも高いと、鋼板製品は、全体的成形性及び局所的成形性が良好になる。
本発明の鋼板製品では、２５，０００を超える強度伸びバランス（ＵＴＳ・ＴＥ）が観察され、自動車産業などの産業によって強く求められる第３世代の鋼種に該当する。特定の実施形態において、ＵＴＳ・ＴＥ値は、３０，０００を超えるか、又は３５，０００を超えることができる。
本発明の特定の実施形態によれば、鋼板製品の最終ミクロ組織は、フェライトを主体とし、フェライトより少ない量の残留オーステナイトと少量のフレッシュマルテンサイトを含み、フェライトは、例えば、少なくとも５０％、最大８０％又はそれ以上であり、残留オーステナイトは、例えば５〜２５％であり、フレッシュマルテンサイトは、例えば０〜１０％又は１５％である。フェライト、オーステナイト及びマルテンサイトの量は、標準のＥＢＳＤ技術によって求められることができる。或いはまた、残留オーステナイト含有量は、磁気飽和法によって求められることもできる。本明細書中で特に明記しない限り、残留オーステナイトの体積パーセントは、ＥＢＳＤ技術によって求められる。
特定の実施形態において、残留オーステナイトは、１〜２５体積％を含み、例えば５〜２０体積％を含む。フレッシュマルテンサイトの量は、１５体積％未満、又は１０体積％未満、又は５体積％未満であり得る。特定の実施形態において、鋼板製品は、フレッシュマルテンサイトを実質的に含まない。フレッシュマルテンサイト量が１５％を超えると、穴広がり値が有意に低下し、例えば局所的成形性が有意に低下することがわかった。
フェライトの少なくとも一部分は、後述するように、加熱セクション中にマルテンサイトの再結晶化及び／又は焼戻しによって形成されるか、又は第２のアニーリング工程の冷却及び保持セクション中にオーステナイトの分解によって形成される。フェライトの一部は、ベイニティック(bainitic)フェライトと考えられる。フェライト相、オーステナイト相及びラテンサイト相は、結晶粒が微細であり、平均粒径が１０ミクロン未満であり、例えば、５ミクロン未満、又は３ミクロン未満である。例えば、フェライトの結晶粒径は、１０ミクロン未満の範囲であり、例えば８ミクロン未満、又は６ミクロン未満である。オーステナイトの平均結晶粒径は、２ミクロン未満の範囲であり、例えば１ミクロン未満、又は０．５ミクロン未満である。マルテンサイトが存在する場合、マルテンサイトの結晶粒径は、１０ミクロン未満の範囲であり、例えば８ミクロン未満、又は６ミクロン未満である。
オーステナイト結晶粒は、実質的に等軸粒であり、例えば、３：１未満又は２：１未満、例えば約１：１の平均アスペクト比を有する。残留オーステナイトの量が約５％未満になると、全伸び（ＴＥ）が有意に低下することがわかった。また、２５％を超える量の残留オーステナイトが得られるのは、炭素量が非常に多いときのみであり、溶接性が悪くなることがわかった。
本発明の特定の実施形態では、上記の良好な機械的特性を有する先進高強度鋼製品を製造するために、２段階アニーリング工程が用いられる。第１段階及び第２段階の各アニーリング工程では、熱処理を行うための複数の方法が用いられ得る。２段階アニーリング工程の実施例は図１〜図３に示されており、以下に説明する。図１は、連続アニーリングライン（Continuous Annealing Line (ＣＡＬ)）とそれに続く連続アニーリングライン（ＣＡＬ）の製造ルートを示す。図２は、ＣＡＬ＋連続亜鉛めっきライン（Continuous Galvanizing Line (ＣＧＬ)）の製造ルートを示す。図３は、１つの設備の中で、ＣＡＬ＋ＣＡＬ、又はＣＡＬ＋ＣＧＬの両方の段階を行うことができるように特別に設計されたラインを表す。図３では、直接燃焼式加熱炉（Direct-fired Furnace (ＤＦＦ)）の後にラジアントチューブ型（Radiant Tube (ＲＴ)）加熱炉の実施形態が示されているが、所望の熱サイクルを達成するために、全てがラジアントチューブ、電気ラジアント加熱等の他の実施形態を使用することもできる。
＜段階１＞
アニーリング工程の第１段階の目的は、マルテンサイトのミクロ組織を達成することである。第１段階の第１アニーリング工程では、アニーリング温度は、Ａ３温度を超える温度が通常使用され、例えば、８２０℃以上のアニーリング温度が使用され得る。特定の実施形態では、第１段階のアニーリング温度は、通常、８３０〜９８０℃の範囲であり、例えば８３０〜９４０℃、又は８４０〜９３０℃、又は８６０〜９２５℃である。特定の実施形態では、ピークアニーリング温度は、典型的には、２０秒間以上保持され、保持時間は、例えば２０〜５００秒間、又は３０〜２００秒間であり得る。加熱は、非酸化式又は酸化式の直接燃焼炉（ＤＦＦ）、酸素富化ＤＦＩ、誘導加熱、ガスラジアントチューブ加熱、電気ラジアント加熱等の従来の技術によって行われることができる。本発明の工程での使用に適合した加熱システムの例は、Ｆｉｖｅｓ Ｓｔｅｉｎ社に譲渡された米国特許第５，７９８，００７号、第７，３６８，６８９号、第８，４２５，２２５号、第８，８４５，３２４号、米国特許出願第２００９／０１５８９７５号、及び国際公開第ＷＯ２０１５／０８３０４７号に記載されている。本発明の工程での使用に適合した加熱システムの他の例として、Ｄｒｅｖｅｒ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社に譲渡された米国特許第７，３８４，４８９号、Ｎｉｐｐｏｎ Ｓｔｅｅｌ社及びＳｕｍｉｔｏｍｏ Ｍｅｔａｌ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社に譲渡された米国特許第９，０９６，９１８号が挙げられる。これらの他にも、既知の適当な加熱システム及び工程を、段階１及び段階２で使用されることができる。
第１段階では、ピークアニーリング温度に達し、所定時間保持された後は、以下に詳細に記載するように、鋼は、室温まで、又は室温より高い制御された温度まで急冷される(quenched)。急冷温度は、必ずしも室温でなくてもよいが、マルテンサイト変態開始温度（ＭＳ）よりも低い温度であるべきであり、マルテンサイトを主体としるミクロ組織を形成するためには、好ましくは、マルテンサイト変態終了温度（ＭＦ）より低い温度である。特定の実施形態では、鋼板製品は、第１段階の工程と第２段階の工程との間で、３００℃未満の温度、例えば２００℃未満の温度に冷却されることができる。
急冷は、水急冷、浸漬されたナイフ／ノズル水急冷(submerged knife/nozzle water quenching)、ガス冷却、冷水・温水・温水・ガスの組合せを用いた急速冷却、水溶液冷却、他の液体又はガス流体冷却、チルドロールクエンチ、水ミストスプレー、湿式フラッシュ冷却、非酸化式湿式フラッシュ冷却などの従来技術によって行われることができる。急冷速度は、典型的には、３０〜２０００℃／秒の速度が使用され得る。
本発明の工程の使用に際しては、当業者に既知の様々なタイプの冷却及び急冷システム及び工程を適合させることができる。商業ベースで従来より使用されている適当な冷却／急冷システム及びプロセスは、水急冷、水ミスト冷却、乾式フラッシュ、湿式フラッシュ、酸化冷却、非酸化冷却、アルカン流体からガス相への変化冷却、熱水急冷を含み、２段階水急冷、ロール急冷、高割合の水素又はヘリウムガスのジェット冷却などを含む。例えば、Ｆｉｖｅｓ Ｓｔｅｉｎ社の国際公開第ＷＯ２０１５／０８３０４７号に開示された乾式フラッシュ及び／又は湿式フラッシュの酸化及び非酸化冷却／急冷を使用されることができる。本発明の工程で使用できるよう構成された冷却／急冷システム及び工程を記載したＦｉｖｅｓ Ｓｔｅｉｎ社の他の特許文献として、米国特許第６，４６４，８０８Ｂ２号、第６，５４７，８９８Ｂ２号、第８，９１８，１９９Ｂ２号、及び米国特許出願公開第ＵＳ２００９／０１５８９７５Ａ１号、第２００９／０３１５２２８Ａ１号及び第２０１１／０２６６７２５Ａ１号が挙げられる。本発明の工程で使用できるよう構成された冷却／急冷システム及び工程の他の例として、米国特許第８，３５９，８９４Ｂ２号、第８，８４４，４６２Ｂ２号、第７，３８４，４８９Ｂ２号、並びに、米国特許出願公開第２００２／００１７７４７Ａ１号及び第２０１４／００８３５７２Ａ１号が挙げられる。
特定の実施形態では、第１段階のピークアニーリング温度に達して、鋼を急冷してマルテンサイトを形成した後、マルテンサイトは、任意選択的に、焼戻しが施されることにより、鋼は幾らか軟化され、さらなる加工をより容易に行うことができる。焼戻しは、鋼の温度を室温から約５００℃まで上昇させて、６００秒間保持することによって行われる。焼戻しが利用される場合、焼戻し温度は一定温度に保たれてもよいが、この好ましい範囲内で変化させてもよい。
焼戻し後、温度を室温まで降下させる。その降下(ramp-down)速度は、典型的には１〜４０℃／秒の範囲であり、例えば２〜２０℃／秒である。図３に示されるように、単回通過(single pass)式設備炉の場合は、焼戻しは必要でない。
＜段階２＞
アニーリング工程の第２段階は、比較的高温で行われる第１工程と、比較的低温で行われる第２工程とを含む。これらの工程は、図４に記載されているように、第２アニーリングの「均熱(soaking)」ゾーン及び「保持(holding)」ゾーンとして構成される。温度は、最終製品における所望のミクロ組織の生成が促進されるように制御される。
第２段階の第１アニーリング工程では、均熱温度は、Ａ１とＡ３の間の温度が用いられ、例えば、７２０℃以上のアニーリング温度が用いられる。特定の実施形態において、均熱温度は、典型的には７２０〜８５０℃の温度範囲であり、例えば７６０〜８２５℃である。特定の実施形態において、ピークアニーリング温度での保持時間は、典型的には、少なくとも１５秒間であり、例えば２０〜３００秒間、又は３０〜１５０秒間である。
第２段階の第１工程の間、均熱ゾーンの温度は、Ｍｓより低い比較的低温度、例えば室温から、０．５〜５０℃／秒の平均速度、例えば、約２〜２０℃／秒の平均速度で、鋼を加熱することによって行われることができる。特定の実施形態では、昇温(ramp-up)は２５〜８００秒、例えば１００〜５００秒を要する。第２段階の第１工程の加熱は、輻射加熱、誘導加熱、直接燃焼炉での加熱等のあらゆる適当な加熱システム又はプロセスによって行われることができる。
均熱ゾーン温度に達して所定時間保持された後、鋼は、室温を超える制御された温度の保持ゾーンまで冷却される。特定の実施形態において、鋼板製品は、第２段階の均熱工程と第２段階の保持工程との間で３００℃を超える温度に維持される。均熱ゾーンから保持ゾーンへの冷却は、水冷、ガス冷却などの従来の技術によって行われることができる。平均冷却速度は、典型的には、５〜４００℃／秒が使用され得る。均熱温度から保持温度への冷却には、上記のものを含むあらゆる適当な冷却及び急冷システムを用いられることができる。
本発明の実施形態において、保持ゾーン段階は、典型的には３６０〜４４０℃の温度、例えば３７０〜４３０℃の温度で行われる。保持ゾーンでは、最大８００秒、例えば３０秒〜６００秒間保持されることができる。
保持ゾーンの温度は一定の温度に保たれるができるし、好ましい温度範囲内で多少変動があってもよい。なお、保持工程の後に、鋼に溶融めっきが施される場合、鋼は、誘導加熱又は他の加熱方法によって再加熱を施し、適当な温度の溶融めっきポットの中に装入することで、良好なめっき結果が得られる。
特定の実施形態では、保持ゾーンの温度を所望の時間維持した後、温度を室温まで下降させることができる。このような下降は、典型的には１０〜１０００秒を要し、例えば約２０〜５００秒を要する。そのような下降の速度は、典型的には１〜１０００℃／秒の範囲であり、例えば２〜２０℃／秒である。
特定の実施形態によれば、第１段階及び第２段階のアニーリング工程の一方又は両方は、連続アニーリングライン（ＣＡＬ）で行うことができる。ＣＡＬ＋ＣＡＬ工程を経た後、鋼は電気亜鉛めっきを施すことで、亜鉛ベースのめっき製品を製造することができる。
特定の実施形態において、アニーリングされた鋼板は、保持ゾーンの終わりに、溶融亜鉛めっきされる。亜鉛めっき温度は、典型的には４４０〜４８０℃の範囲であり、例えば４５０〜４７０℃である。特定の実施形態では、亜鉛めっき工程は、例えば図２に示すような連続亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）の第２段階アニーリング工程の一部として実施されることができる。このＣＡＬ＋ＣＧＬ工程は、亜鉛又は亜鉛合金をベースとする溶融亜鉛めっきされた製品を製造するために用いられることができるし、亜鉛めっきの後に、鉄−亜鉛めっき製品を製造するために再加熱されることができる。任意選択的なニッケルベースのめっき工程は、亜鉛めっき特性を向上させるために、ＣＡＬ工程とＣＧＬの工程との間に行うことができる。第２段階で連続亜鉛めっきラインを使用すると、ＧＥＮ３(Generation 3)のめっき製品の製造において、ＣＡＬ＋ＣＡＬ＋ＥＧルートを使用する場合と比べて生産効率が向上する。
亜鉛めっきされた製品又は亜鉛基合金が溶融めっきされた製品は、図３に示すように、２段階アニーリングを単一ラインで行うことができるように特別に設計されたＣＧＬで製造されることもできる。この場合、溶融亜鉛めっきは任意選択的であってよい。さらに、本発明において記載しためっき無しの第３世代鋼を製造するために、２段階の熱プロセスを組み合わせた単一の製造設備を特別に設計して構築することもできる。
以下の実施例は、本発明の様々な態様を例示することを意図しており、本発明の範囲を限定することを意図するものではない。
＜実施例１＞
表２の試料Ｎｏ．１の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。得られた製品のミクロ組織を図５及び図６に示している。図５は、市販のＥＤＡＸ方位像顕微鏡ソフトウェアを使用したＥＢＳＤ技術により、暗いフェライト粒子と明るいオーステナイト粒子を示している。
＜実施例２＞
表２の試料Ｎｏ．２の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。得られた製品のミクロ組織を図１１に示している。試料Ｎｏ．２の機械的特性は表２に記載されている。フェライトの結晶粒度分布は図９に示され、オーステナイトの結晶粒度分布は図１０に示されている。オーステナイトの平均結晶粒径は１ミクロン未満であり、フェライトの平均結晶粒径は１０ミクロン未満である。
ミクロ組織は、平均粒径が約５ミクロンのフェライトを約８０体積パーセントと、実質的に等軸晶で平均粒径が約０．５ミクロンの残留オーステナイトを約１０体積パーセントと、平均粒径が約５ミクロンのフレッシュマルテンサイトを約１０体積パーセントと、を含む。試料Ｎｏ．１の機械的特性は表２に記載されている。
＜実施例３＞
表２の試料Ｎｏ．３の組成を有する冷間圧延鋼板に、図２に示される２段階アニーリング工程を行なった。得られた製品のミクロ組織を図１２及び図１３に示している。図１３において、オーステナイトは色が明るく、フェライトは色が暗い。試料Ｎｏ．３の機械的特性は表２に記載されている。
＜実施例４＞
表２の試料Ｎｏ．４の組成を有する冷間圧延鋼板に、図３に示される２段階アニーリング工程を行なった。得られた製品のミクロ組織を図１４に示している。図１４において、オーステナイトは色が明るく、フェライトは色が暗い。試料Ｎｏ．４の機械的特性は表２に記載されている。
＜実施例５＞
表２の試料Ｎｏ．５の組成を有する冷間圧延鋼板を、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。得られた製品のミクロ組織を図１２及び図１３に示している。試料Ｎｏ．５の機械的特性は表２に記載されている。
＜実施例６＞
表２の試料Ｎｏ．６の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。試料Ｎｏ．６の機械的特性は表２に記載されている。図７は、表２の試料Ｎｏ．６の組成を有する鋼について、図１に示される２段階アニーリング工程が行なった鋼のミクロ組織を示す光学像である。図７中、写真の暗い領域はフェライト粒であり、明るい領域はオーステナイト粒である。図８は、図７に示すオーステナイト粒のアスペクト比を示すグラフである。図７の光学画像は、市販のソフトウェアによる画像解析を用いてオーステナイト粒のアスペクト比を決定するのに用いられた。図７は、オーステナイト粒の平均アスペクト比が３：１未満であることを示している。
＜実施例７＞
表２の試料Ｎｏ．７の組成を有する冷間圧延鋼板に、図２に示される２段階アニーリング工程を行なった。試料Ｎｏ．７の機械的特性は表２に記載されている。
＜実施例８＞
表２の試料Ｎｏ．８の組成を有する冷間圧延鋼板に、図３に示される２段階アニーリング工程を行なった。試料Ｎｏ．８の機械的特性は表２に記載されている。
実施例１〜８の鋼のＵＴＳ値は、７００〜１，１００ＭＰａの範囲であった。
＜比較例１〜４＞
表２の試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ４の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ４の機械的特性は表２に記載されている。比較例１〜４の鋼のＵＴＳ値は７００ＭＰａ未満であった。
＜比較例５〜８＞
表２の試料Ｎｏ．Ｃ５〜Ｃ８の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。試料Ｎｏ．Ｃ５〜Ｃ８の機械的特性は表２に記載されている。比較例１〜４の鋼のＵＴＳ値は１，１００ＭＰａを超えていた。
＜比較例９〜１１＞
表２の試料Ｎｏ．Ｃ９〜Ｃ１１の組成を有する冷間圧延鋼板に、図１に示される２段階アニーリング工程を行なった。但し、第２のアニーリングの均熱温度又は保持温度は、本発明の好ましい範囲から外れていた。試料Ｎｏ．Ｃ９〜Ｃ１１の機械的特性は表２に記載されている。
＜比較例１２＞
表２の試料Ｎｏ．Ｃ１２の組成を有する冷間圧延鋼板に、図２に示される２段階アニーリング工程を行なった。但し、第２のアニーリングの保持温度は、本発明の好ましい範囲から外れていた。試料Ｎｏ．Ｃ１２の機械的特性は表２に記載されている。
図１５は、実施例１〜８の試料１〜８及び比較例Ｃ１〜Ｃ１２の試料Ｃ１〜Ｃ１２について、全伸び（ＴＥ）と極限引張強さ（ＵＴＳ）をプロットしたものである。２５，０００のＵＴＳ−ＴＥに対応する線の概略が、図１５に描かれている。これに示されるように、本発明に基づいて製造された高強度鋼板サンプルは、比較例の試料と比べて強度と伸びの組合せにすぐれている。すなわち、本発明の実施例は、高いＵＴＳ値と高い全伸びが観察される。試料１〜試料８の鋼は、自動車及び他の産業にとって非常に好ましい第３世代の先進高強度鋼のカテゴリーに分類される。
＜実施例９＞
ＣＡＬ＋ＣＡＬ工程又はＣＡＬ＋ＣＧＬ工程のどちらかを使用して、以下の表３のＭ１〜Ｍ５で示される試料について、工場実験を行なった。試料Ｍ１、Ｍ２及びＭ５については、図１に示すＣＡＬ＋ＣＡＬの処理時間と温度を用いた。試料Ｍ３及びＭ４については、図２に示すＣＡＬ＋ＣＧＬの処理時間と温度を使用した。
図１６は、工場実験材料の強度−伸びバランスを示しており、全てが２５，０００の最小ＵＴＳ−ＴＥを満たしている。供試材料のラムダ値は、２０％を超える値を示した。
本明細書で使用される「含む(including, comprising)」「含有する(containing)」などの用語は、非限定(open-ended)の語であって、この出願の中では、記載されていない元素、材料、相又は方法の段階の追加の存在を排除しないものと理解される。本明細書で使用される「からなる(consisting of)」の用語は、特定されていないあらゆる元素、材料、相又は方法の段階の存在を排除するものと理解される。本明細書で使用される「本質的に…からなる(consisting essentially of)」の用語は、該当する場合は、特定された元素、材料、相又は方法の段階を含み、また、特定されていないあらゆる元素、材料、相又は方法の段階について、発明の基本的又は新規な特徴に重要な影響を及ぼさないものを含むものと理解される。
本発明の広い範囲を示す数値範囲及びパラメータは近似値であるが、特定の実施例に示された数値は可能な限り正確に記載されている。しかし、どの数値も、それぞれの試験測定値に見られる標準偏差から必然的に生じる若干の誤差を本質的に含む。
また、本明細書の中に記載されている全ての数値範囲は、その中に包まれる全てのサブレンジを含むことが意図されていることを理解されるべきである。例えば、「１」〜「１０」の範囲は、最小値の１と最大値の１０との間のサブレンジを含むことが意図されており、最小値が１であるか又は１より大きく、最大値が１０であるか又は１０より小さい。
本出願において、特に明記しない限り、単数形の使用は複数形を含み、複数形は単数形を含む。また、本出願において、「又は」の使用は、特に明記しない限り、「及び／又は」を意味する。これは、「及び／又は」の語が特定の実施形態に明示的に用いられている場合でも、同様である。本願明細書及び特許請求の範囲において、冠詞の「ａ」、「ａｎ」及び「ｔｈｅ」については、明示的かつ明白に１つの指示対象に限定されていない限り、複数の指示対象を含む。
本発明の特定の実施形態を、例示目的で上記で説明したが、当業者であれば、本発明から逸脱することなく、本発明の詳細の多くの変形を成し得ることは明らかであろう。

Claims (34)

  1. Ｃを０．１２〜０．５重量％、Ｍｎを１〜３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８〜３重量％含む高強度冷間圧延鋼板製品であって、
    前記鋼板製品は２段階のアニーリング工程に付されて、フェライト結晶粒と、平均アスペクト比が３：１未満の実質的に等軸の残留オーステナイト結晶粒とを含み、極限引張強さと全伸び（ＵＴＳ・ＴＥ）との組合せが２５，０００ＭＰａ％より大きい、高強度冷間圧延鋼板製品。
  2. Ｓｉは最大２重量％、Ａｌは最大２重量％を含み、鋼板製品は、最大０．０５重量％のＴｉと、最大０．０５重量％のＮｂとをさらに含む、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  3. Ｃは０．１５〜０．４重量％含み、Ｍｎは１．３〜２．５重量％含み、Ｓｉは０．２〜１．８重量％含み、Ａｌは最大１．５重量％を含み、Ｔｉは最大０．０３重量％含み、Ｎｂは最大０．０３重量％含む、請求項２の高強度冷間鋼板製品。
  4. Ｃは０．１７〜０．３５重量％含み、Ｍｎは１．５〜２．３重量％含み、Ｓｉは０．４〜１．５重量％含み、Ａｌは最大１重量％を含み、Ｔｉは最大０．０２重量％含み、Ｎｂは最大０．０２重量％含む、請求項２の高強度冷間鋼板製品。
  5. フェライトは、少なくとも５０体積％を含み、残留オーステナイトは、５〜２５体積％を含み、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比は、２：１未満である、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  6. 残留オーステナイトは、１０ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  7. 残留オーステナイトは、１ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項６の高強度冷間鋼板製品。
  8. 鋼板製品は、１５体積％未満のフレッシュマルテンサイトを含む、請求項６の高強度冷間鋼板製品。
  9. 鋼板製品は、７２０〜１，１００ＭＰａの極限引張強さと、少なくとも２０％の全伸びを有する、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  10. 鋼板製品は、２０％超の穴広がり比を有する、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  11. ＵＴＳ・ＴＥは、少なくとも３０，０００ＭＰａ％である、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  12. 鋼板製品に亜鉛ベースのめっきをさらに含む、請求項１の高強度冷間鋼板製品。
  13. Ｃを０．１２〜０．５重量％、Ｍｎを１〜３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８〜３重量％含む高強度冷間圧延鋼板製品を製造する方法であって、
    鋼板製品を第１段階のアニーリング工程に付して、マルテンサイトを主とするミクロ組織を得ることと、
    鋼板製品を第２段階の工程に付すことと、を含み、前記第２段階の工程が、鋼板製品を７２０〜８５０℃の温度の変態区間で均熱し、次いで、鋼板製品を３７０〜４３０℃の温度で保持することを含む、方法。
  14. 第１段階のアニーリング工程は、８２０℃を超える温度で行われる、請求項１３の方法。
  15. 第１段階のアニーリング工程は、８３０〜９４０℃の温度で行われる、請求項１３の方法。
  16. 第２段階の均熱工程は、７２０〜８５０℃の温度で行われ、第２段階の保持工程は３６０〜４４０℃の温度で行われる、請求項１３の方法。
  17. 鋼板製品は、第１段階の工程と第２段階の工程との間で、３００℃より低い温度に冷却される、請求項１３の方法。
  18. 鋼板製品は、第２段階の均熱工程と第２段階の保持工程との間で、３００℃を超える温度に維持される、請求項１３の方法。
  19. 第１段階のアニーリング工程は、連続アニーリングラインで行われ、第２段階の工程は、連続アニーリングラインで行われる、請求項１３の方法。
  20. 同じ連続アニーリングラインが、第１段階のアニーリング工程及び第２段階のアニーリング工程の両方に用いられる、請求項１９の方法。
  21. 異なる連続アニーリングラインが、第１段階のアニーリング工程と第２段階のアニーリング工程に用いられる、請求項１９の方法。
  22. 第１段階のアニーリング工程は、連続アニーリングラインで行われ、第２段階の工程は、連続亜鉛めっきラインで行われる、請求項１３の方法。
  23. 鋼板製品に亜鉛ベースめっきで電解めっきすることをさらに含む、請求項１３の方法。
  24. 鋼板製品は、フェライト結晶粒と、３：１未満の平均アスペクト比を有する実質的に等軸の残留オーステナイト結晶粒とを含み、２５，０００ＭＰａ％超の極限引張強さと全伸びの組合せＵＴＳ・ＴＥを有する、請求項１３の方法。
  25. Ｓｉは最大２重量％、Ａｌは最大２重量％を含み、鋼板製品は、最大０．０５重量％のＴｉと、最大０．０５重量％のＮｂとをさらに含む、請求項１３の方法。
  26. Ｃは０．１５〜０．４重量％含み、Ｍｎは１．３〜２．５重量％含み、Ｓｉは０．２〜１．８重量％含み、Ａｌは最大１．５重量％を含み、Ｔｉは最大０．０３重量％含み、Ｎｂは最大０．０３重量％含む、請求項２５の方法。
  27. 請求項２の冷間鋼製品の場合、Ｃは０．１７〜０．３５重量％含み、Ｍｎは１．５〜２．３重量％含み、Ｓｉは０．４〜１．５重量％含み、Ａｌは最大１重量％を含み、Ｔｉは最大０．０２重量％含み、Ｎｂは最大０．０２重量％含む、請求項２５の方法。
  28. フェライトは、少なくとも５０体積％を含み、残留オーステナイトは、５〜２５体積％を含み、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比は、２：１未満である、請求項１３の方法。
  29. 残留オーステナイトは、１０ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項１３の方法。
  30. 残留オーステナイトは、１ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項２９の方法。
  31. 鋼板製品は、１５体積％未満のフレッシュマルテンサイトを含む、請求項１３の方法。
  32. 鋼板製品は、７２０〜１，１００ＭＰａの極限引張強さと、少なくとも２０％の全伸びを有する、請求項１３の方法。
  33. 鋼板製品は、２０％超の穴広がり比を有する、請求項１３の方法。
  34. 鋼板製品に、亜鉛ベースのめっきを施すことをさらに含む、請求項１３の方法。
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