JP2019522723A - 冷間圧延され及び焼鈍された鋼板、その製造方法、並びに自動車部品を製造するためのそのような鋼の使用 - Google Patents
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Abstract
本発明は、冷間圧延され及び焼鈍された鋼板であって、重量で、０．６＜Ｃ＜１．３％、１５．０≦Ｍｎ＜５％、６．０≦ＡＫ １５％、Ｓｉ≦２．４０％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１％、Ｎ≦０．１％、３％までの個々の量で、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の元素、及び累積量で２．０％までの、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により生じる不可避的不純物により構成され、板の微細構造は、少なくとも０．１％の粒内κ炭化物（ここで、そのようなκ炭化物の少なくとも８０％は３０ｎｍ未満の平均サイズを有する。）及び任意に１０％まで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、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未満であり及び１．５〜６の間に含まれ、フェライトの平均粒径及びアスペクト比は、存在する場合、それぞれ５μｍ未満及び３．０未満である鋼板を取り扱う。また、本発明は製造方法及び車両部品を製造するためのそのような等級の使用も扱う。
Description
本発明は、主にオーステナイトを含む微細構造を示す低密度鋼板を扱う。本発明による鋼板は、陸上自動車のような車両用の安全部品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、自動車メーカーは車両のＣＯ２排出量を継続的に削減する必要がある。そうするために、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、車両の重量を減らすこと、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、この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、即ち、自動車の重量の低減に関する。この非常に特定の分野では、複線的代替手段がある。
第１の路線は、鋼の厚さを減少させながらその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、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、限界がある。
第２の路線は、より軽い他の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、重量を大幅に削減することを可能にしながら、魅力的な機械的及び物理的特性を有する。
特に、ＵＳ２００３／０１４５９１１号は、良好な成形性及び高い強度を有するＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ軽量鋼を開示する。しかし、こ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ついてその低密度を最大限に生かすことができない。
したがって、本発明の目的は、７．２未満の密度、少なくとも１０００ＭＰａの極限引張強度及び少なくとも９００ＭＰａの降伏強度を示す鋼板を提供することである。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、７．１以下又は７．０以下の密度、少なくとも１１００ＭＰａの極限引張強度及び少なくとも１０００ＭＰａの降伏強度を示す。
この目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することによって達成される。鋼板は、請求項２〜７の特徴も含むことができる。請求項８〜１２に記載の方法を提供することによって、別の目的が達成される。請求項１３〜１５に記載の部品又は車両を提供することによって、別の態様が達成される。
本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な説明から明らかになるであろう。
いかなる理論にも拘束される意図はないが、本発明による低密度鋼板は、この特定の微細構造の為に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性質の到達に重要な役割を果たす。その主な役割は、鋼の微細構造の主な相であるオーステナイトを安定化させ、及び強化を提供することである。０．６％未満の炭素含有量により、オーステナイトの割合が減少し、合金の延性及び強度の両方が低下する。粒内κ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘの主成分元素として、炭素はそのような炭化物の析出を促進する。しかし、１．３％を超える炭素含有量は、粒界における粗大な形でのそのような炭化物の析出を促進する可能性があり、その結果、合金の延性が低下する。
好ましくは、炭素含有量は、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。
マンガンは、この系の重要な合金元素である。非常に多量のマンガン及び炭素による合金化によりオーステナイトを室温まで安定化させ、不安定化させてフェライト又はマルテンサイトに変態させることなく、多量のアルミニウムを許容することができるという事実に主としてよるものである。合金が優れた延性を有することを可能にするために、マンガン含有量は１５％以上でなければならない。しかし、マンガンの含有量が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、マンガン含有量は、１５．０％以上３５％以下に制御されるべきである。好ましい実施形態では、マンガン含有量は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１８〜３０％の間、さらには１８〜２５％の間でさえある。
高マンガンオーステナイト鋼へのアルミニウムの添加により、合金の密度が効果的に低下する。加えて、それはオーステナイトの積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）を大幅に増加させ、ひいては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の主な元素の１つであり、したがってその添加によりそのような炭化物の形成が著しく高まる。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を調整すべきである。したがって、アルミニウム含有量は、６．０％以上１５％以下に制御する必要がある。好ましい実施形態では、アルミニウム含有量は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元素である。これは、Ｄ０３構造を有する規則フェライト(ordered ferrite)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炭化物への炭素の濃化を高めることが示された。さらに、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できる有効な合金元素として説明されてきた。しかし、２．４０％の含有量を超えると、伸びを低下させ、特定の組立工程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なければならない。好ましくは、ケイ素の含有量は２．０％未満、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、それぞれの含有量は０．０３％及び０．１％を超えてはならない。
ＡｌＮの析出及び凝固時の体積欠陥（ブリスター）の形成を防止するためには、窒素含有量は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影響を有するため、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、Ｂ２成分のようなフェライト中の規則化合物の形成を促進し、追加の強化をもたらすので、有効な合金元素としても使用することができる。しかし、とりわけコストの理由から、ニッケル添加を４．０％以下、好ましくは０．１〜２．０％の間又は０．１〜１．０％の間の最大含有量に制限することが望ましい。別の実施形態では、ニッケル量は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の元素として使用することができる。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、クロムは積層欠陥エネルギーを低下させるので、その含有量は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％の間である。別の実施形態では、クロムの量は０．１％未満である。
同様に、任意に、含有量が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、この含有量を超えると、銅は熱間圧延板の表面欠陥の出現の原因となる。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。別の実施形態では、クロムの量は０．１％未満である。
ホウ素は、非常に低い固溶度、及び粒界に偏析し、格子欠陥と強く相互作用する強い傾向を有する。したがって、ホウ素は粒間κ炭化物の析出を制限するために使用することができる。好ましくは、ホウ素の量は０．１％未満である。
ニオブは、有効な結晶成長抑制剤であるため、鋼の強度及び靭性を同時に高めることができる。さらに、タンタル、ジルコニウム、バナジウム、チタン、モリブデン及びタングステンも、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することができる元素である。しかし、その累積量が２．０％を超える、好ましくは１．０％を超えると、過度の析出により靱性の低下が引き起こされ得るリスクがあり、これは避けなければならない。
本発明による鋼板の微細構造は、少なくとも０．１％のκ炭化物、任意に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。
κ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘは、体積分率において０．１％、好ましくは０．５％、より好ましくは１．０％、及び有利には３％を超える、最小量で、本発明による鋼板の微細構造中に存在する。そのようなΚ−炭化物の少なくとも８０％は、３０ｎｍ未満、好ましくは２０ｎｍ未満、より好ましくは１５ｎｍ未満、有利には１０ｎｍ未満又はさらに５ｎｍ未満の平均サイズを有する。それらはオーステナイト結晶粒の内部に析出する（いわゆる粒内κ炭化物）。ナノサイズのκ炭化物の均質かつまとまりのある析出は、合金の強度を増加させる。粒間κ炭化物の存在は、そのような粒間粗大κ炭化物が鋼の延性を低下させることがあるので、許容されない。
フェライトも、面積率で１０．０％まで、好ましくは５．０％まで、より好ましくは３．０％までの量で、本発明による板の微細構造中に存在することができる。しかし、鋼の延性及び成形性を著しく低下させるため、フェライトの形態は、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、α、Ｂ２、Ｄ０３構造が本発明による鋼で観察され得るように、標準の無規則フェライトα(regular disorded ferrite α)の形態であってもよいし、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い。
本発明による鋼板を腐食から保護するために、好ましい実施形態では、鋼板は金属皮膜で覆われる。金属皮膜は、アルミニウム系皮膜又は亜鉛系皮膜とすることができる。
好ましくは、アルミニウム系皮膜は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌである。
有利には、亜鉛系皮膜は、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に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、以下の工程：
− 本発明による組成であるスラブの供給工程：
− そのようなスラブを１０００℃を超える温度で再加熱し、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工程、
− 熱間圧延鋼板を６００℃未満の温度で巻取る工程、
− そのような熱間圧延鋼板を３０〜８０％の間に含まれる圧下率で冷間圧延する工程、
− そのような冷間圧延板を７００〜１０００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で５分未満の間保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、冷間圧延板の第１の焼鈍工程、
− そのような焼鈍された板を４００〜７００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で１分〜１５０時間の期間中保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、焼鈍された板の第２の焼鈍工程
を含む、本発明による方法を使用することが好ましい。
− 本発明による組成であるスラブの供給工程：
− そのようなスラブを１０００℃を超える温度で再加熱し、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工程、
− 熱間圧延鋼板を６００℃未満の温度で巻取る工程、
− そのような熱間圧延鋼板を３０〜８０％の間に含まれる圧下率で冷間圧延する工程、
− そのような冷間圧延板を７００〜１０００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で５分未満の間保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、冷間圧延板の第１の焼鈍工程、
− そのような焼鈍された板を４００〜７００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で１分〜１５０時間の期間中保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、焼鈍された板の第２の焼鈍工程
を含む、本発明による方法を使用することが好ましい。
本発明による鋼板は、好ましくは、上記の組成を有する本発明による鋼製の半製品、例えば、スラブ、薄いスラブ又はストリップを鋳造し、その鋳造された投入原料を１０００℃を超える、好ましくは１０５０℃を超える、より好ましくは１１００℃又は１１５０℃を超える温度に加熱する方法により製造されるか、鋳造後のそのような温度で中間冷却することなく、直接使用される。
熱間圧延工程は、最終圧延温度が８００℃を超えるように行われる。帯中のフェライトの形成による延性の欠如による亀裂の問題を回避するために、最終圧延温度は、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、好ましくは３５０℃を超える温度で巻取られなければならない。好ましい実施形態では、過度のκ炭化物の析出を避けるために、３５０〜４５０℃の間で巻取りが行われる。
上記の方法により得られた熱間圧延された製品は、可能な事前の酸洗い操作が通常の方法で行われた後に冷間圧延される。
冷間圧延工程は、３０〜８０％の間、好ましくは５０〜７０％の間の圧下率で行われる。
この圧延工程の後、短い焼鈍が、板を７００〜１０００℃の間に含まれる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、それを少なくとも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実施される。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。
この焼鈍工程の後、板を４００〜７００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で１分〜１５０時間の期間中保持し、それを少なくとも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、第２の焼鈍が行われる。好ましくは、この焼鈍は連続的に行われる。
これらの２つの焼鈍工程の後、鋼板は、腐食からの保護を改善するために、任意に、金属被覆操作に供されてもよい。使用される被覆法は、本発明の鋼に適合するいずれの方法であってもよい。電気的又は物理的蒸着を、ジェット気相蒸着を特に強調して挙げることができる。金属皮膜は、例えば、亜鉛又はアルミニウムをベースとすることができる。
組成物が表１にまとめられた６つの等級(grade)をスラブに鋳造し、表２にまとめられた方法のパラメータに従って処理した。
次いで、得られたサンプルを分析し、対応する微細構造要素及び機械的特性をそれぞれ表３及び表４にまとめた。
サンプル９を除いて、サンプルは粒間Κ炭化物及びβ−Ｍｎ相の存在を示さなかった。試験１〜４のκ炭化物の量は０．１％を上回ったが、試験５及び６では０．１％未満であった。試験１〜４のκ炭化物の８０％超は、２０ｎｍ未満の平均粒径を有していた。
いくつかの微細構造の分析を試験２のサンプルで行った。κ炭化物の画像を、以下のとおり図１（ａ）及び図１（ｂ）に複製する。
（ａ） κ炭化物の暗視野像
（ｂ） 対応する回折パターン、ゾーン軸［１１０］κ。矢印は、（ａ）における暗視野像に用いられる反射を示す。
（ａ） κ炭化物の暗視野像
（ｂ） 対応する回折パターン、ゾーン軸［１１０］κ。矢印は、（ａ）における暗視野像に用いられる反射を示す。
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って、全ての目的とする特性を示す唯一のものであることを示す。
Claims (15)
- 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％、
６．０≦Ａｌ＜１５％、
Ｓｉ≦２．４０％、
Ｓ≦０．０１５％、
Ｐ≦０．１％、
Ｎ≦０．１％、
個々の量で３％までの、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の元素、及び累積量で２．０％までの、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により生じる不可避的不純物により構成され、前記板の微細構造は、少なくとも０．１％の粒内κ炭化物（ここで、そのようなκ炭化物の少なくとも８０％は３０ｎｍ未満の平均サイズを有する。）及び任意に１０％まで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、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未満であり及び１．５〜６の間に含まれ、フェライトの平均粒径及びアスペクト比は、存在する場合、それぞれ５μｍ未満及び３．０未満である、鋼板。 - 炭素含有量が０．８〜１．０％の間に含まれる、請求項１に記載の鋼板。
- マンガン含有量が１８〜３０％の間に含まれる、請求項１又は２に記載の鋼板。
- アルミニウム含有量が８．５〜１０％の間に含まれる、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板が、少なくとも１０００ＭＰａの極限引張強度、少なくとも９００ＭＰａの降伏強度及び７．３未満の密度を有する、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板が金属皮膜で覆われている、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板がアルミニウム系皮膜又は亜鉛系皮膜で覆われている、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板の製造方法であって、以下の工程：
− 請求項１〜４に記載される組成であるスラブの供給工程：
− そのようなスラブを１０００℃を超える温度で再加熱し、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工程、
− 熱間圧延鋼板を６００℃未満の温度で巻取る工程、
− そのような熱間圧延鋼板を３０〜８０％の間に含まれる圧下率で冷間圧延する工程、
− そのような冷間圧延板を７００〜１０００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で５分未満の間保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、冷間圧延板の第１の焼鈍工程、
− そのような焼鈍された板を４００〜７００℃の間に含まれる焼鈍温度まで加熱し、それをそのような温度で１分〜１５０時間の期間中保持し、及びそれを少なくとも３０℃／秒の速度で冷却することによる、焼鈍された板の第２の焼鈍工程
を含む、方法。 - 第１の焼鈍温度が８００〜９５０℃の間に含まれる、請求項８に記載の方法。
- 巻取り温度が３５０〜５００℃の間に含まれる、請求項８から９のいずれか一項に記載の方法。
- 第２の焼鈍の保持時間が２〜１０時間の間である、請求項９から１０のいずれか一項に記載の方法。
- 最終被覆工程をさらに含む、請求項８から１１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から７のいずれか一項に記載の鋼板、又は請求項８から１２のいずれか一項に記載の方法に従って得ることができる鋼板の使用。
- 鋼板のフレキシブル圧延によって得られる、請求項１３に記載の部品。
- 請求項１３又は１４のいずれかに記載の部品を備える車両。
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