JP2020158884A - 高成形性の二重相鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】二重相鋼の成形性を改善するために、マルテンサイト相を調質する方法の提供。【解決手段】フェライトおよびマルテンサイトを有する二重相鋼ストリップの成形性を改善する方法であって、前記マルテンサイトの少なくとも一部をフェライトおよびセメンタイトに変形させるのに十分な温度と時間で前記二重相鋼ストリップを調質加熱処理する工程を有し、前記調質加熱処理する工程は、バッチ焼鈍プロセスを含むものであり、前記十分な時間と温度は、前記バッチ焼鈍プロセスの後の前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離によって定義されるものであり、前記炭素の累積拡散距離は、前記二重相鋼ストリップの公称伸張力が７８０ＭＰａの場合は１．１マイクロメーター未満であり、または前記二重相鋼ストリップの公称伸張力が９８０ＭＰａの場合は１マイクロメーター未満であり、および、前記バッチ焼鈍プロセスのサイクル時間は１時間以上である、方法。【選択図】なし

Description

優先権
本出願では、「高成形性の二重相鋼」と題し、２０１５年７月１５日に提出された米国仮特許出願第６２／１９２，８９７号の優先権を主張し、この参照によりその全体が本明細書に組み込まれる。

二重相鋼は周知であり、自動車用途のような高い強度の鋼を要する用途で広く使用されている。それらは典型的にフェライトおよびマルテンサイト相を有する。それらの鋼は典型的に穴拡張の既知の方法を使って測定され、曲げ加工や端の伸張に関して制限された成形性を有すると考えられている。

通常の二重相鋼の曲げ加工や端の伸張の間、歪みの大部分に適合させるようにフェライトを残すと、マルテンサイト相は少しの変形が生じる。歪みが増すと、フェライトは延性の限界に達し、フェライト−マルテンサイト相互作用で空隙が形成し始める。その空隙はその後歪みがさらに増すと、割れ目を形成し得る。

二重相鋼の成形性を改善するために、マルテンサイト相を調質する。それはフェライト−マルテンサイト構造を形成しても良い。調質されたマルテンサイト構造は、元のマルテンサイトより強度が低い。この低い強度が曲げ加工や伸張鋼における歪みをより均一に材料を通して分配され、それにより材料における空隙成形を最小限にする。

一つの実施形態において、調質する工程は、箱型焼鈍工程で行われる。箱型焼鈍工程はマルテンサイトが二重相鋼で形成された後生じる。例えば、それは連続焼鈍ラインにおいて加熱処理後に生じ得るか、鋼が加熱処理され、例えばアルミニウム、亜鉛、鉛、またはこれらの金属の１またはそれ以上の合金のような金属コーティングを使った溶融ラインでコーティングされた後に生じ得る。

他の実施形態では、調質する工程は、連続的な焼鈍、連続的な調質加熱処理、またはマルテンサイト形成後の連続的なコーティングラインのように連続的な方法で行われる。調質する工程の加熱は誘導加熱器または他のストリップ加熱方法によって提供され得る。

いくつかの実勢形態では、調質工程はさらに加熱する工程後に調質ミル上の調質圧延機を有する。

図１は、温度の機能として７８０Ｍｐａの伸張強度を有する二重相鋼の改善された穴拡張割合を示す。 図２は、一つの実施形態に伴い、調質加熱処理することなく、箱型焼鈍加熱炉の調質加熱処理後の９８０Ｍｐａに伸張強度を有する二重相鋼ストリップの圧力−歪みの湾曲を示す。 図３は、調質する間の炭素の平均拡散距離と、９８０Ｍｐａの伸張強度を有する二重相鋼ストリップの降伏強度の計算関係を示す。 図４は、調質の間の炭素の平均拡散距離と、７８０Ｍｐａの伸張強度を有する二重相鋼ストリップの降伏強度の計算関係を示す。

二重相鋼のマルテンサイト相は、温度における時間を使って、いくらかまたは全てのマルテンサイトをフェライトおよびセメンタイトに変形しながら調質される。セメンタイトは炭化物である。調質加熱処理する時間および温度は、穴拡張および曲げ試験値が理想の数値に改善するような変形を促すよう十分に長く、かつ十分に熱くなければならない。加熱処理の時間および温度は、材料伸張力が理想の最小値以下まで減少させ、または材料の降伏力が理想の最大値以上に増すほど長くも高くもなるべきではない。規定の調質工程の的確な時間および温度は、本願の教示に従って、当業者によって決定されても良い。調質工程は鋼ストリップを加熱する工程を含む。調質する工程は加熱する工程の後、さらに調質圧延を含んでも良い。

調質は炭素の拡散によって制御され、それは温度における時間によって決まる。炭素の累積拡散距離はｃｍで、ｘは調質の大きさを定義するために使われる。
ｘ＝（２Ｄｔ）^１／２
式中、ｔは時間であり、温度における数秒で、かつ、Ｄはｃｍ^２／ｓに
おける拡散率である。
時間（ｔ）および温度（Ｔ）の関数であるｘは、様々な時間および温度状態の下でｘ_ｎ値の合計であり得る。
ｘ＝ｘ_１（ｔ_１，Ｔ_１）＋ｘ_２（ｔ_２，Ｔ_２）＋ｘ_３（ｔ_３，Ｔ_３）＋...＋ｘ_ｎ（ｔ_ｎ，Ｔ_ｎ）
拡散率は次のアレニウスの式によって定義される。
Ｄ＝Ｄ_ｏｅ^{−Ｑ／ＲＴ}
式中、Ｑは活性化エネルギー＝３２，０００ｃａｌ／ｍｏｌ、
Ｄ_ｏ＝０．１５ｃｍ^２／ｓ、
Ｒ＝１．９８７ｃａｌ／（ｍｏｌ Ｋ）、
およびＴはケルヴィンにおいて温度である。

拡大した調質は成型性を改善する間、それはまた鋼の降伏力を増加させ、降伏点伸び（ＹＰＥ）を導入する。鋼使用者は二重相鋼のさまざまなクラスのための降伏力要件を有する。結果として、調質の量は降伏力要件に固着するために制限される必要があるかもしれない。拡散距離であるｘは、二重相鋼クラスであるＤＰ７８０およびＤＰ９８０の降伏力に相互に関連する。それゆえに、加熱処理は最大の調質を提供する上記の式を使って促進され、要した降伏力の範囲内に維持される間、それは最高の成型性を提供する。

一つの実施形態では、二重相鋼ストリップのコイルは、適切なマルテンサイト−フェライト微細構造が確立した後、鋼コイルのための標準的な鋼作成箱型調質焼鈍装置またはベーキング型装置を使った加熱処理の対象となる。代わりに、箱型焼鈍装置を使った箱型調質は、鋼ストリップが例えば、亜鉛、アルミニウム、鉛、またはこれらの１またはそれ以上のコーティングで覆われた後に生じても良い。そのようなコーティングは電解または溶融コーティング方法を含む従来型のプロセスによって適用され得る。この箱型焼鈍は、ガルバニ焼鈍コーティングを生成するためにベース二重相鋼でコーティングする亜鉛の合金のようなものと組み合わせの後に生じるか、またはそれに続く加熱処理と組み合わせて生じ得る。箱型焼鈍の後、鋼ストリップはまたストリップの形状を改善するため、降伏点伸びを除去するため、またはストリップに油をさすために調質圧延される。ある実施形態、特に二重相鋼では、そのような箱型焼鈍は調質に適している。

他の実施形態は、調質加熱処理は連続焼鈍ライン、またはコーティングラインまたは連続加熱処理ラインのような連続したプロセスを使って適用され得る。一つの実施形態では、連続した加熱プロセスは誘導加熱を含む。箱型焼鈍プロセスを使って、連続した調質加熱処理工程は鋼ストリップが冷間圧延された後またはコーティングされた後に生じ得る。連続した調質加熱処理の後はまた調質圧延工程が続く。

実施例１
７８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼は二重相鋼ストリップの典型的なプロセスを使用して製造された。冷間圧延および亜鉛めっき後、鋼ストリップは乾燥窒素の環境における様々な温度で、１時間実験焼鈍サイクルにおかれる。改善された穴拡張の結果は図１に示される。

実施例２
７８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二つの二重相鋼のコイルは二重相鋼ストリップの典型的な製造プロセスを使用して製造された。冷間圧延および亜鉛めっき後、二つのコイルは乾燥窒素の環境において、夫々２４〜３０時間の間５５０°Ｆで箱型焼鈍サイクルにおかれる。結果は表１に示される。

２４時間サイクルは標準生成物に近い降伏点伸び（ＹＰＥ）および降伏力であるが、穴拡張割合（ＨＥＲ）は二倍である。３０時間のより長い調質時間はさらにＨＥＲを増加させ、著しくＹＰＥおよび降伏力の量を増加させた。

実施例３
９８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二つの二重相鋼のコイルは二重相鋼ストリップの典型的な製造プロセスを使用して製造された。冷間圧延および亜鉛めっき後、二つのコイルは乾燥窒素の環境において、３０時間５５０°Ｆで箱型焼鈍サイクルにおかれた。箱型焼鈍の後、コイルは調質ミル上で最大０．２７％、および平均０．１２％で調質圧延された。

穴拡張試験。３／４インチ直径のせん断された穴を有する半球状の穴孔試験を使うと、穴拡張の平均は、二重相鋼において調質処理前の１４％から調質処理後の３１％まで増加した。１０ｍｍ直径の穴を有する円錐穴孔試験を使うと、穴拡張の平均は、二重相鋼において調質処理前の１６％から調質処理後の２９％まで増加した。拡張された穴の平均的な直径は、縦、横、斜め１および斜め２の直径の平均から決定された。現在の破損点での穴拡張パーセンテージは３つのサンプルの平均を使って決定された。ピアス穴ダイス間隔は３／４インチサンプルにおいて１７％であり、１０ｍｍサンプルで１２．８％であった。これらの結果は表２に示される。

伸張の質。標準のプロセス後の二重相鋼における縦の平均的な伸張力は、１５１ｋｓｉ（１０４０Ｍｐａ）であった。この力は調質処理後、平均１４４ｋｓｉ（９９５Ｍｐａ）まで下がった。平均１４３ｋｓｉ（９８６Ｍｐａ）以下の伸張力を有するサンプルはなかった。詳細は下記の表３で示される。二重相鋼ストリップにおける横の伸張力は平均１４５ｋｓｉ（１０６２Ｍｐａ）であった。この力は平均１４８ｋｓｉ（１０１８Ｍｐａ）まで下がった。詳細は下記の表４で示される。

調質処理後、１〜２％の降伏点伸び（ＹＰＥ）は促進し、降伏力は９５〜１３５ｋｓｉ（６５５〜９３１Ｍｐａ）まで増加した。二重相鋼において、調質処理なしだと総伸張は１６％から調質処理後の１３％まで減少した。これらの結果はまた表３および４で示される。標準および調質生成物両方の応力・歪み曲線の例は図２に示される。

９０°屈曲試験。調質処理前に、二重相鋼は顕微鏡の補助なしで見られる亀裂があらわれる以前の最小２．５のｒ／ｔに耐え得る。「ｒ／ｔ」は鋼ストリップの厚さによって区分される屈曲の範囲である。調質処理後、二重相鋼は１．２のｒ／ｔで目に見える亀裂を示さず、利用可能な最小の範囲のダイスであった。これらの試験は「硬い」方向で行われ、屈曲軸は圧延方向に並行して行う。結果は表５に示される。

走査電子顕微鏡法。この実施例の特異的な二重相鋼におけるフェライト−マルテンサイト構造は典型的にかなり微細であり、光学顕微鏡を使っても容易に解像されない。調質処理後、マルテンサイトからフェライトおよび炭化物への変異は走査電子顕微鏡を使って解像された。

要約。二重相鋼コイルの箱型焼鈍調質処理は、穴拡張能力を１５％〜３０％へと倍にし、１４２ｋｓｉ（９８０Ｍｐａ）の最小の伸張力を維持しながら屈曲の特性を著しく改善した。調質は製品中にＹＰＥを回復させ、平均的な降伏力を９６〜１３３ｋｓｉ（６６２〜９３１Ｍｐａ）へと増加させる結果となった。

実施例４
試験で使用された特異的な箱型焼鈍装置におけるより高い温度は、いくつかの範囲を生じさせ、９８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼の最後の結果において、以下の表６に示される結果で示されるように、降伏力を増加させた。

実施例５
９８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼の調質作用はより低い調質の温度でより良く制御され、以下の表７で示されるように、実験ではその後より長い調質時間を要するかもしれない。

実施例６
調質加熱処理は、９８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼上で誘導加熱器を使って引かれた線上で行われた。ストリップの温度は誘導加熱器の出口およびコイリングの前で測定される３つの状態は調査され、表８に示される。

誘導からのストリップ温度およびコイリングの温度が下がれば、同様に降伏力およびＹＰＥの量が減少する。そのような連続したプロセスのストリップ温度制御は、必要ならば降伏力およびＹＰＥを元の降伏力およびゼロＹＰＥに減少させることが可能である。

実施例７
実施例３、４、および５における二重相９８０降伏力データは図３でマイクロメーターで計算された拡散距離ｘの機能として表示される。図３および上記の拡散方程式を使って、加熱処理は促進され、ＤＰ９８０の理想的な降伏力を有する調質物を生成するだろう。例えば、もし８００Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ９８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが約１マイクロメーターであるように選択され得る。他の実施例では、もし９５０Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ９８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが１００マイクロメーター未満、またはｘが１０マイクロメーター未満であるように選択され得る。

実施例８
実施例２における二重相９８０降伏力データは、図４においてマイクロメーターで計算された拡散距離ｘの機能として表示される。図４および上記の拡散方程式を使って、加熱処理は促進され、ＤＰ７８０の理想的な降伏力を有する調質物を生成するだろう。例えば、もし６００Ｍｐａまたはそれより低い降伏力を有する調質されたＤＰ７８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが９０マイクロメーター未満であるように選択され得る。他の実施例では、もし７２０Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ７８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは１１０マイクロメーター未満であるように選択され得る。

実施例７
実施例３、４、および５における二重相９８０降伏力データは図３でマイクロメーターで計算された拡散距離ｘの機能として表示される。図３および上記の拡散方程式を使って、加熱処理は促進され、ＤＰ９８０の理想的な降伏力を有する調質物を生成するだろう。例えば、もし８００Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ９８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが約０．０１マイクロメーターであるように選択され得る。他の実施例では、もし９５０Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ９８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが１マイクロメーター未満、またはｘが０．１マイクロメーター未満であるように選択され得る。

実施例８
実施例２における二重相９８０降伏力データは、図４においてマイクロメーターで計算された拡散距離ｘの機能として表示される。図４および上記の拡散方程式を使って、加熱処理は促進され、ＤＰ７８０の理想的な降伏力を有する調質物を生成するだろう。例えば、もし６００Ｍｐａまたはそれより低い降伏力を有する調質されたＤＰ７８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは降伏ｘが０．９マイクロメーター未満であるように選択され得る。他の実施例では、もし７２０Ｍｐａ降伏力を有する調質されたＤＰ７８０生成物が望ましいなら、時間および温度の組み合わせは１．１マイクロメーター未満であるように選択され得る。

Claims (12)

1. フェライトおよびマルテンサイトを有する二重相鋼ストリップの成形性を改善する方法であって、前記マルテンサイトの少なくとも一部をフェライトおよびセメンタイトに変形させるのに十分な温度と時間で前記二重相鋼ストリップを調質加熱処理する工程を有し、
   前記調質加熱処理する工程は、バッチ焼鈍プロセスを含むものであり、
   前記十分な時間と温度は、前記バッチ焼鈍プロセスの後の前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離によって定義されるものであり、前記炭素の累積拡散距離は、前記二重相鋼ストリップの公称伸張力が７８０ＭＰａの場合は１．１マイクロメーター未満であり、または前記二重相鋼ストリップの公称伸張力が９８０ＭＰａの場合は１マイクロメーター未満であり、および、
   前記バッチ焼鈍プロセスのサイクル時間は１時間以上である、方法。
2. 請求項１記載の方法であって、さらに、前記調質加熱処理する工程後に前記二重相鋼を調質圧延する工程を有する、方法。
3. 請求項１記載の方法において、前記ストリップが冷間圧延された後、前記調質加熱処理する工程が生じる、方法。
4. 請求項１記載の方法において、前記ストリップがコーティングで覆われた後、前記調質加熱処理する工程が生じる、方法。
5. 請求項１記載の方法において、前記調質加熱処理する工程は、箱型焼鈍工程である、方法。
6. ７８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼の成形性を改善する方法であって、前記方法は前記二重相鋼ストリップを調質加熱処理する工程を有し、前記調質加熱処理する工程はバッチ焼鈍プロセスを含むものであり、および、前記バッチ焼鈍プロセスは、前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離が１．１マイクロメーター未満であるような時間に対する温度で行われるものであり、前記バッチ焼鈍プロセスは１時間以上の時間にわたって行われるものである、方法。
7. 請求項６記載の方法において、前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離が０．９マイクロメーター未満である、方法。
8. ９８０Ｍｐａの公称伸張力を有する二重相鋼の成形性を改善する方法であって、前記方法は前記二重相鋼ストリップを調質加熱処理する工程を有し、前記調質加熱処理する工程はバッチ焼鈍プロセスを含むものであり、および、前記バッチ焼鈍プロセスは、前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離が１マイクロメーター未満であるような時間に対する温度で行われるものであり、前記バッチ焼鈍プロセスは１時間以上の時間にわたって行われるものである、方法。
9. 請求項８記載の方法において、前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離が０．１マイクロメーター未満である、方法。
10. 請求項９記載の方法において、前記二重相鋼ストリップ内の炭素の累積拡散距離が約０．０１マイクロメーターである、方法。
11. 請求項６記載の方法において、１時間以上の時間にわたるバッチ焼鈍プロセスの実行が、完全なバッチ焼鈍サイクルを含むものである、方法。
12. 請求項８記載の方法において、１時間以上の時間にわたるバッチ焼鈍プロセスの実行が、完全なバッチ焼鈍サイクルを含むものである、方法。

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