JP2019520478A - 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 - Google Patents
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Abstract
本発明は、冷間圧延及び焼鈍された鋼板であって、重量で、０．６≦Ｃ≦１．３％、１５．０≦Ｍｎ≦３５％、５≦Ａｌ≦１５％、Ｓｉ≦２．４０％ Ｓ≦０．０３％、Ｐ≦０．１％、Ｎ≦０．１％、それぞれの量で最大４．０％、最大３．０％及び最大３．０％の、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣｕの中から選択される、１種以上であってもよい任意選択の元素、並びに累積量で最大２．０％のＢ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＷの中から選択される１種以上であってもよい元素を含み、組成の残部は、鉄及び製錬の結果生じる不可避不純物により構成され、前記鋼板の微細構造は、任意選択で最大３％のκ炭化物、任意選択で最大１０．０％の粒状フェライトを含み、残部はオーステナイトから構成され、前記オーステナイトの平均粒径及び平均アスペクト比は、それぞれ６μｍ未満及び１．５〜６の間であり、及び前記フェライトの平均粒径及び平均アスペクト比は、存在する場合、それぞれ５μｍ未満及び３．０未満である鋼板に関する。本発明はまた、自動車部品の製造方法及びそのようなグレードの使用に関する。
Description
本発明は、オーステナイトを主成分とする微細構造を示す低密度鋼板に関する。本発明による鋼板は、陸上自動車等の車両用の安全又は構造部品の製造に特によく適している。
環境規制により、自動車メーカーは、自動車のＣＯ２排出量を継続的に削減する必要がある。そのために、自動車メーカーにはいくつかの選択肢があり、その主な選択肢は、車両の重量を低減すること、又はエンジンシステムの効率を向上させることである。進歩は、２つのアプローチの組み合わせによって頻繁に達成される。本発明は、第１の選択肢、すなわち自動車の重量の低減に関する。この非常に特定された分野では、２つの経路の代替手段がある。
第１の経路は、鋼の厚さを低減しながら機械的強度のレベルを増加させることからなる。残念なことに、この解決法は、ある特定の自動車部品の剛性の著しい低下と、機械的強度の増加に伴う延性の不可避的な低下は言うまでもなく、乗客に不快な状態を引き起こす音響的問題の出現のために限界を有する。
第２の経路は、他のより軽い金属と合金化することによって鋼の密度を低下させることからなる。これらの合金の中でも、低密度のものは、魅力的な機械的及び物理的特性を有しながら、重量を大幅に低減することが可能である。
特に、ＵＳ２００３／０１４５９１１は、良好な成形性及び高い強度を有するＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ軽量鋼を開示している。しかし、そのような鋼の極限引張強度(ultimate tensile strength)は８００ＭＰａを超えるものではなく、全ての種類の幾何学的形状の部品に対して低密度の利点を最大限に引き出すことができない。
したがって、本発明の目的は、７．４未満の密度、少なくとも９００ＭＰａの極限引張強度、少なくとも７００ＭＰａの降伏強度及び少なくとも２８％の均一伸びを示す鋼板を提供することである。
好ましい実施形態において、本発明による鋼板は、７．２未満の密度、少なくとも１０００ＭＰａの極限引張強度、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度及び少なくとも３０％の均一伸びを示す。
この目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することにより達成される。また、鋼板は、請求項２〜７の特徴も含むことができる。別の目的は、請求項８〜１１に記載の方法を提供することにより達成される。別の態様は、請求項１２〜１４に記載の部品又は車両を提供することにより達成される。
本発明の他の特徴及び利点は、以下の発明を実施するための形態から明らかとなる。
いかなる理論にも拘束されることなく、本発明による低密度鋼板は、この特定の微細構造によって機械的特性の改善を可能にすると思われる。
鋼の化学組成に関して、炭素は、微細構造の形成及び目標とされる機械的特性の到達に重要な役割を果たす。その主な役割は、鋼の微細構造の主相であるオーステナイトを安定化させると共に、強化を提供することである。０．６％未満の炭素含有量は、オーステナイトの割合を減少させ、合金の延性と強度の両方を低下させる。しかしながら、炭素は粒内κ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘの主構成成分であるため、１．３％を超える炭素含量は、粒界において粗大となる様式でそのような炭化物の析出を促進し得（粒間κ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘ）、その結果、合金の延性が低下する。
好ましくは、炭素含量は、十分な強度を得るために、０．８０〜１．３重量％の間、より好ましくは０．８〜１．０重量％の間である。
非常に多量のマンガン及び炭素との合金化によってオーステナイトが室温まで安定化し、これによって、不安定化してフェライト又はマルテンサイトに変態することなく大量のアルミニウムを許容し得ることを主な理由として、マンガンはこの系の重要な合金化元素である。合金が優れた延性を有することを可能にするためには、マンガン含量は１５％以上でなければならない。しかしながら、マンガン含量が３５％を超えると、β−Ｍｎ相の析出により合金の延性が低下する。したがって、マンガン含量は、１５．０％以上３５％以下に制御されるべきである。好ましい実施形態において、マンガン含量は、１５．５％以上、又はさらに１６．０％以上である。その量は、より好ましくは１８〜２５％の間である。
高マンガンオーステナイト鋼へのアルミニウムの添加は、合金の密度を効果的に減少させる。加えて、これは、オーステナイトの積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）を著しく増加させ、合金の歪み硬化挙動の変化をもたらす。アルミニウムはまた、ナノサイズのκ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘの主要元素の１つでもあり、したがってその添加は、そのような炭化物の形成を著しく促進する。一方でオーステナイトの安定性及びκ炭化物の析出を保証するために、また他方でフェライトの形成を制御するために、本合金のアルミニウム濃度が調節されるべきである。したがって、アルミニウム含量は、５％以上１５％以下に制御されるべきである。好ましい実施形態において、アルミニウム含量は７〜１２％の間、好ましくは８〜１０％の間である。
ケイ素は、高マンガン及びアルミニウム鋼の一般的な合金化元素である。これは、Ｄ０３構造を有する秩序のあるフェライトの形成に非常に強い影響を及ぼす。さらに、ケイ素は、オーステナイト中の炭素の活性を高め、κ炭化物への炭素の分配を増加させることが示された。加えて、ケイ素は、脆いβ−Ｍｎ相の析出を遅延又は防止するために使用され得る有効な合金化元素として説明されている。しかしながら、２．４０％の含量を超えると、それは伸びを低減し、ある特定の組立プロセスの間に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがってこの限界未満に保たれなければならない。好ましくは、ケイ素の含量は２．０％未満であり、有利には１．０未満である。
硫黄及びリンは、粒界を脆化させる不純物である。十分な熱間延性を維持するために、それぞれの含量は０．０３％及び０．１％を超えてはならない。
ＡｌＮの析出及び凝固中の体積欠陥（ブリスター）の形成を防止するためには、窒素含量は０．１％以下でなければならない。
ニッケルは、鋼中への水素の浸透に対して肯定的な効果を有するため、水素に対する拡散障壁として使用することができる。ニッケルはまた、Ｂ２成分等のフェライト中の規則化合物の形成を促進し、追加的な強化をもたらすため、有効な合金化元素としても使用することができる。しかしながら、とりわけコストの理由から、ニッケルの添加は４．０％以下、好ましくは０．１〜２．０％の間、又は０．１〜１．０％の間の最大含量に制限することが望ましい。別の実施形態において、ニッケルの量は０．１％未満である。
クロムは、溶液硬化によって鋼の強度を増加させるための任意選択の元素として使用され得る。それはまた、本発明による鋼の高温耐食性を向上させる。しかしながら、クロムは積層欠陥エネルギーを低減するため、その含量は３．０％を超えてはならず、好ましくは０．１％〜２．０％の間又は０．１〜１．０％の間でなければならない。別の実施形態において、クロムの量は０．１％未満である。
同様に、任意選択で、含量が３．０％を超えない銅の添加は、銅に富む析出物の析出による鋼の硬化の一手段である。しかしながら、この含量を超えると、銅は熱間圧延鋼板の表面欠陥の出現に関与する。好ましくは、銅の量は０．１〜２．０％の間、又は０．１〜１．０％の間である。別の実施形態において、クロムの量は０．１％未満である。
ホウ素は、固溶度が非常に低く、結晶粒界に偏析し、格子欠陥と強く相互作用する傾向が強い。したがって、ホウ素は粒界κ炭化物の析出を制限するために使用され得る。好ましくは、ホウ素の量は０．１％未満である。
ニオブは、有効な結晶粒微細化剤であるため、鋼の強度及び靭性を同時に高めることができる。加えて、タンタル、ジルコニウム、ニオブ、バナジウム、チタン、モリブデン及びタングステンもまた、窒化物、炭窒化物又は炭化物の析出による硬化及び強化を達成するために任意に使用され得る元素である。しかしながら、その累積量が２．０％を超える、好ましくは１．０％を超えると、過度の析出が靱性の低下を引き起こし得るおそれがあり、これは回避されなければならない。
本発明による鋼板の微細構造は、任意選択で３％までのκ炭化物、任意選択で１０％までの粒状フェライトを含み、残部はオーステナイトで構成される。
オーステナイトマトリックスは、６μｍ未満、好ましくは４μｍ未満、より好ましくは３μｍ未満の平均粒径を示し、１．５〜６の間、好ましくは２．０〜４．０の間、より好ましくは２．０〜３．０の間の平均アスペクト比を有する。
焼き入れ中、オーステナイト粒内の可能な変調は、Ｌ’１２秩序の開始、ひいては粒内κ炭化物の存在を示し得る。したがって、κ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘは、面積割合で３％までの量で、本発明による鋼板の微細構造中に存在し得る。粒界κ炭化物の存在は、粒界粗大κ炭化物が鋼の延性の低下をもたらし得るため許容できない。
フェライトはまた、面積割合で１０．０％まで、好ましくは５．０％まで、又はより好ましくは３．０％までの量で、本発明による鋼板の微細構造中に存在し得る。しかしながら、帯の形態のフェライトは鋼の延性及び成形性を著しく低下させるため、フェライト形態は、帯の形態のフェライトを除いた粒状の形状に限定される。存在する場合、フェライト粒子は、５μｍ未満、好ましくは１μｍ未満の平均粒径を有する。存在する場合、フェライトの平均アスペクト比は、３．０未満、好ましくは２．５未満である。そのようなフェライトは、通常の無規則フェライトα(regular disorded ferrite α)の形態であってもよく、又は（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ組成を有するＢ２構造として、若しくは（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ａｌ組成を有するＤ０３構造として規則的でもよく、したがって、本発明による鋼中にはα、Ｂ２及びＤ０３構造が観察され得る。
本発明による鋼板を腐食から保護するために、好ましい実施形態において、鋼板は金属コーティングで被覆されている。金属コーティングは、アルミニウムベースのコーティング又は亜鉛ベースのコーティングであってもよい。
好ましくは、アルミニウムベースのコーティングは、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意選択で０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意選択で０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌである。
有利には、亜鉛ベースのコーティングは、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意選択で０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部はＺｎである。
本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって製造することができ、当業者は、それを規定することができる。しかしながら、本発明による方法を使用することが好ましく、この方法は、以下のステップ：
− 本発明による組成のスラブを供給するステップ、
− １０００℃を超える温度でそのようなスラブを再加熱し、及びそれを少なくとも８００℃の最終圧延温度で熱間圧延するステップ、
− 熱間圧延された鋼板を３５０℃超の温度で巻き取るステップ、
− ３０〜８０％の間の圧下率でそのような熱間圧延された鋼板を冷間圧延するステップ、
− そのような冷間圧延された鋼板を７００〜１０００℃の間の焼鈍温度まで加熱し、そのような温度でそれを５分未満の間保持し、及び少なくとも３０℃／秒の速度でそれを冷却することにより、冷間圧延された鋼板を焼鈍するステップ
を含む。
− 本発明による組成のスラブを供給するステップ、
− １０００℃を超える温度でそのようなスラブを再加熱し、及びそれを少なくとも８００℃の最終圧延温度で熱間圧延するステップ、
− 熱間圧延された鋼板を３５０℃超の温度で巻き取るステップ、
− ３０〜８０％の間の圧下率でそのような熱間圧延された鋼板を冷間圧延するステップ、
− そのような冷間圧延された鋼板を７００〜１０００℃の間の焼鈍温度まで加熱し、そのような温度でそれを５分未満の間保持し、及び少なくとも３０℃／秒の速度でそれを冷却することにより、冷間圧延された鋼板を焼鈍するステップ
を含む。
本発明による鋼板は、好ましくは、上述の組成を有する本発明による鋼で作製されたスラブ、薄スラブ又はストリップ等の半製品が鋳造され、その鋳物投入ストックが１０００℃超、好ましくは１０５０℃超、より好ましくは１１００℃若しくは１１５０℃超の温度まで加熱される方法によって製造されるか、又は中間冷却なしに鋳造後にそのような温度で直接使用される。
最終熱間圧延ステップは、８００℃超の温度で行われる。フェライトの帯形成による延性の欠如からのいかなる亀裂の問題も回避するために、圧延終了温度は、好ましくは８５０℃以上である。
熱間圧延の後、ストリップは６００℃未満及び好ましくは３５０℃超の温度で巻き取られなければならない。好ましい実施形態において、過度のκ炭化物析出を回避するために、３５０〜４５０℃の間で巻き取りが行われる。
上述の方法により得られた熱間圧延された生成物は、通常の方法で可能な事前の酸洗い操作が行われた後に、冷間圧延される。
冷間圧延ステップは、３０〜８０％の間、好ましくは５０〜７０％の間の圧下率で行われる。
この圧延ステップの後、鋼板を７００〜１０００℃の間の焼鈍温度まで加熱し、そのような温度で５分未満の間保持し、少なくとも３０℃／秒、より好ましくは少なくとも５０℃／秒、さらにより好ましくは少なくとも７０℃／秒の速度で冷却することにより、短い焼鈍が実行される。好ましくは、この焼鈍は連続的に行われる。焼鈍温度及び時間を制御することにより、上記の特性を有する完全オーステナイト又は２相構造のいずれかを得ることができる。
この焼鈍ステップの後、鋼板は、腐食からの保護を改善するために、任意選択で金属コーティング操作に供されてもよい。使用されるコーティングプロセスは、本発明の鋼に適合するいずれのプロセスであってもよい。電気的又は物理的蒸着は、特にジェット気相堆積を強調して挙げることができる。金属コーティングは、例えば亜鉛又はアルミニウムベースであってもよい。
組成が表１にまとめられた９つのグレードをスラブに鋳造し、表２にまとめられたプロセスパラメータに従って処理した。
次いで、得られた試料を分析し、対応する微細構造元素及び機械的特性をそれぞれ表３及び表４にまとめた。
試料は、粒間κ炭化物又はβ−Ｍｎ相のいかなる存在も示さなかった。
これらの例は、本発明による鋼板が、それらの特定の組成及び微細構造により、全ての目標とする特性を示す唯一のものであることを示している。
Claims (14)
- 冷間圧延及び焼鈍された鋼板であって、重量で、
０．６≦Ｃ≦１．３％、
１５．０≦Ｍｎ≦３５％、
５≦Ａｌ≦１５％、
Ｓｉ≦２．４０％
Ｓ≦０．０３％、
Ｐ≦０．１％、
Ｎ≦０．１％、
それぞれの量で最大４．０％、最大３．０％及び最大３．０％の、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣｕの中から選択される、１種以上であってもよい任意選択の元素、並びに累積量で最大２．０％のＢ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＷの中から選択される１種以上であってもよい元素を含み、組成の残部は、鉄及び製錬の結果生じる不可避不純物により構成され、前記鋼板の微細構造は、任意選択で最大３％のκ炭化物、任意選択で最大１０％の粒状フェライトを含み、残部はオーステナイトから構成され、前記オーステナイトの平均粒径及び平均アスペクト比は、それぞれ６μｍ未満及び１．５〜６の間であり、及び前記フェライトの平均粒径及び平均アスペクト比は、存在する場合、それぞれ５μｍ未満及び３．０未満である、鋼板。 - 炭素含量が、０．８〜１．０％の間である、請求項１に記載の鋼板。
- マンガン含量が、２０〜３０％の間である、請求項１又は２に記載の鋼板。
- アルミニウム含量が、８．５〜１０％の間である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
- 少なくとも９００ＭＰａの極限引張強度、少なくとも７００ＭＰａの降伏強度及び少なくとも２８％の均一伸びを有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼板。
- 金属コーティングで被覆されている、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼板。
- アルミニウムベースコーティング又は亜鉛ベースコーティングで被覆されている、請求項６に記載の鋼板。
- 鋼板を製造するための方法であって、以下のステップ：
− 請求項１〜４のいずれかに記載の組成のスラブを供給するステップ、
− １０００℃を超える温度でそのようなスラブを再加熱し、及びそれを少なくとも８００℃の最終圧延温度で熱間圧延するステップ、
− 熱間圧延された鋼板を６００℃未満の温度で巻き取るステップ、
− ３０〜８０％の間の圧下率でそのような熱間圧延された鋼板を冷間圧延するステップ、
− そのような冷間圧延された鋼板を７００〜１０００℃の間の焼鈍温度まで加熱し、そのような温度でそれを５分未満の間保持し、及び少なくとも３０℃／秒の速度でそれを冷却することにより、冷間圧延された鋼板を焼鈍するステップ
を含む、方法。 - 焼鈍温度が、８００〜９５０℃の間である、請求項８に記載の方法。
- 巻取り温度が、３５０〜５００℃の間である、請求項８又は９に記載の方法。
- 最終コーティングステップをさらに含む、請求項８〜１０のいずれか一項に記載の方法。
- 車両の構造部品又は安全部品を製造するための、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼板、又は請求項８〜１１のいずれか一項に記載の方法により得ることができる鋼板の使用。
- 前記鋼板のフレキシブル圧延により得られる、請求項１２に記載の部品。
- 請求項１２又は１３に記載の部品を備える車両。
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