JP2022501504A - 冷間圧延被覆鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
冷間圧延鋼板であって、以下の元素、すなわち、０．１３％≦炭素≦０．１８％、１．１％≦マンガン≦１．８％、０．５％≦ケイ素≦０．９％、０．６％≦アルミニウム≦１％、０．００２％≦リン≦０．０２％、０％≦硫黄≦０．００３％、０％≦窒素≦０．００７％を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、すなわち、０．０５％≦クロム≦１％、０．００１％≦モリブデン≦０．５％、０．００１％≦ニオブ≦０．１％、０．００１％≦チタン≦０．１％、０．０１％≦銅≦２％、０．０１％≦ニッケル≦３％、０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦ホウ素≦０．００３％、０％≦セリウム≦０．１％、０％≦マグネシウム≦０．０１０％、０％≦ジルコニウム≦０．０１０％を含むことができ、組成の残余は、鉄及び加工に起因する不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、面積分率で、６０〜７５％のフェライト、２０〜３０％のベイナイト、１０〜１５％の残留オーステナイト、及び０〜５％のマルテンサイトを含み、残留オーステナイト及びフェライトの累積量は７０％〜８０％の間である、鋼板。
Description
本発明は、自動車用鋼板としての使用に適した冷間圧延被覆鋼板に関する。
自動車部品には、２つの矛盾した必要性、すなわち成形の容易さ及び強度を満たすことが要求されるが、近年では、地球環境への配慮の点から自動車には燃費向上という３つ目の要件も与えられている。このように、現在では、自動車部品は、複雑な自動車の組立体への取り付けの容易さという基準に適合すべく、高い成形性を有する材料で製作する必要があり、同時に、自動車の重量を低減し燃費を向上させながら、自動車の耐衝突性及び耐久性のための強度を向上させる必要がある。
そのため、材料の強度を上げることで自動車に利用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を低下させるので、高強度及び高成形性を併せ持つ材料の開発が必要である。
高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究及び開発により、高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法がもたらされ、そのいくつかを、本発明を最終的に理解するために本明細書に列挙する。
ＵＳ２０１４０２３４６５７号は、マルテンサイト及びベイナイトのうちの１つ又は２つを体積分率で合計２０％以上９９％以下含む微細組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板を請求する特許出願であり、残余の組織はフェライト及び残留オーステナイトの１つ又は２つを体積分率で８％未満、並びにパーライトを体積分率１０％以下含む。さらにＵＳ２０１４０２３４６５７号は９８０ＭＰａの引張強さに達するが、２５％の伸びに達することができない。
ＵＳ８６５７９６９号は、５９０ＭＰａ以上の引張強さ及び優れた加工性を有する、高強度亜鉛めっき鋼板を請求する。成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．７％、Ｍｎ：０．５〜２．８％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下及びＮ：０．００８％以下を含み、残余はＦｅ又は不可避の不純物である。微細組織は面積比で、フェライト相：３０％〜９０％、ベイナイト相：３％〜３０％、マルテンサイト相：５％〜４０％を含み、マルテンサイト相のうち、アスペクト比が３以上のマルテンサイト相が３０％以上の割合で存在する。
本発明の目的は、以下を同時に有する冷間圧延鋼及び被覆板を利用可能にすることにより、これらの問題を解決することにある。
− ６００ＭＰａ以上の、好ましくは６２０ＭＰａを超える極限引張強度、
− ３１％以上の、好ましくは３３％を超える全伸び。
− ３１％以上の、好ましくは３３％を超える全伸び。
好ましい実施形態において、本発明の鋼板は、３２０ＭＰａ以上の降伏強度を提示することもできる。
好ましい実施形態では、本発明の鋼板は０．６以上の引張強さに対する降伏強度比を示すこともできる。
好ましくは、このような鋼は、良好な溶接性及び被覆性をもって、成形、特に圧延に対して良好な適性を有することもできる。
本発明の別の目的は、製造パラメータの変化に向けてロバストである一方で、従来の工業用途に適合する、これらの板の製造方法を利用可能にすることでもある。
本発明の冷間圧延及び熱処理された鋼板は、任意に亜鉛若しくは亜鉛合金、又はアルミニウム又はアルミニウム合金で被覆して、その耐食性を改善することができる。
炭素は０．１３％〜０．１８％の間で鋼中に存在する。炭素は、ベイナイトなどの低温変態相を生成させて鋼板の強度を高めるために必要な元素であり、さらに炭素はオーステナイトの安定化にも極めて重要な役割を果たし、したがって残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。よって、炭素は２つのきわめて重要な役割を果たす。１つは強度を増加させることにおいての役割、もう１つはオーステナイトを保持し延性を付与することにおいての役割である。しかし、０．１３％未満の炭素含有量では、本発明の鋼に必要とされる適切な量でオーステナイトを安定化させることができない。一方、炭素含有量が０．１８％を超えると、鋼は、不十分なスポット溶接性を示し、自動車部品への応用が制限される。
本発明の鋼のマンガン含有率は１．１％〜１．８％の間である。この元素はガンマジニアス（ｇａｍｍａｇｅｎｅｕｓ）である。マンガンを添加する目的は、本質的にオーステナイトを含む組織を得、鋼に強度を付与することである。オーステナイトを安定化すると共に鋼板の強度及び焼入れ性を提供するために、少なくとも１．１重量％のマンガンの量が見出されている。しかし、マンガン含有率が１．８％を超えると、ベイナイト変態のための過時効保持中にオーステナイトからベイナイトへの変態を遅延させるなどの有害作用を生じる。加えて、１．８％を超えるマンガン含有率は延性も低下させ、また、本鋼の溶接性を劣化させ、したがって伸びの目標が達成できない可能性がある。本発明の好ましい含有率は、１．２％〜１．８％の間、さらにより好ましくは１．３％〜１．７％の間に保つことができる。
本発明の鋼のケイ素含有率は０．５〜０．９％の間である。ケイ素は過時効中の炭化物の析出を遅らせることができる成分であるため、ケイ素の存在により、炭素に富んだオーステナイトは室温で安定化される。さらに、炭化物中のケイ素の溶解性が低いため、ケイ素は炭化物の形成を効果的に阻害又は遅延させ、したがって、また本発明に従って鋼にその必須の特徴を付与するために求められるベイナイト組織の形成を促進する。しかし、ケイ素の不均衡な含有率は、上記の効果を生じず、焼き戻し脆化などの問題につながる。したがって、その濃度は０．９％の上限内に制御される。本発明のための好ましい含有率は、０．６％〜０．８％の間に保つことができる。
アルミニウムは不可欠な元素であり、０．６％〜１％の間で鋼中に存在する。アルミニウムはアルファジニアス（ａｌｐｈａｇｅｎｏｕｓ）であり、本発明の鋼に全伸びを付与する。最低０．６％のアルミニウムが最小のフェライトを有し、それによって本発明の鋼に伸びを付与するために必要である。アルミニウムはまた、本発明の鋼を清浄化するために、溶融状態の鋼から酸素を除去するために使用され、また、酸素が気相を形成するのを妨げる。しかし、アルミニウムが１％を超える場合、本発明の鋼に有害なＡｌＮを形成するため、アルミニウムの存在のための好ましい範囲は０．６％〜０．８％の間である。
本発明の鋼のリン組成は０．００２％〜０．０２％の間である。特に結晶粒界に偏析したり、マンガンと共偏析したりする傾向があるため、リンはスポット溶接性及び熱間延性を低下させる。これらの理由により、その含有率は０．０２％に制限され、好ましくは０．０１４％より低い。
硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含まれることがある。本発明の観点からは、硫黄含有量はできるだけ低くすることが好ましいが、製造コストの観点からは０．００３％以下である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合は、硫黄は結合して、特にマンガンと結合して硫化物を形成し、本発明の鋼に対するその有益な影響を減少させる。
材料の老化を防止し、また、鋼の機械的特性に有害な窒化物が凝固中に析出することを最小限に抑えるために、窒素は０．００７％に制限される。
クロムは、本発明の任意の元素である。クロム含有率は、本発明の鋼中に０．０５％〜１％の間で存在し得る。クロムは鋼に強度及び焼入れを与える必須元素であるが、１％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。さらに１％未満のクロム含有率はベイナイト組織中の炭化物の分散パターンを粗大化し、したがってベイナイト中の炭化物の密度を低く保つ。
モリブデンは、本発明の鋼の０．００１％〜０．５％を構成する任意の元素である。モリブデンは、焼入れ性及び硬度の決定に有効な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅延させ、ベイナイト中の炭化物の析出を回避する。しかし、モリブデンの添加は合金元素の添加のコストを過度に増加させるため、その含有率は経済的理由から０．５％に制限される。
ニオブは本発明の任意の元素である。ニオブ含有率は、本発明の鋼中に０．００１〜０．１％の間で存在することができ、炭窒化物を形成するために本発明の鋼に添加し、析出硬化により本発明の鋼の強度を付与する。ニオブはまた、炭窒化物としてのその析出を通じて、及び熱処理中の再結晶を遅らせることによって、微細組織の構成要素のサイズに影響を及ぼす。こうして保持温度の終わりに、かつ本発明の鋼の焼入れにつながる焼鈍の完了後の結果として、より微細なミクロ組織が形成される。しかし、０．１％を超えるニオブ含有率は、その影響の飽和効果が観察されることから、経済的に興味を引くことではない。これは、追加の量のニオブは生成物のいかなる強度改善ももたらさないことを意味する。
チタンは任意の元素であり、０．００１％〜０．１％の間で本発明の鋼に添加することができる。ニオブのように、チタンは炭窒化物形成に関与するので、本発明の鋼の焼入れにおいて役割を果たす。加えて、チタンはまた、鋳造製品の凝固中に現れるチタン窒化物を形成する。成形性に有害な粗大な窒化チタンの形成を避けるために、チタンの量は０．１％に制限される。チタン含有率が０．００１％未満の場合、本発明の鋼に何ら影響を与えない。
銅は、鋼の強度を高め、その耐食性を向上させるために、０．０１％〜２％の量で任意の元素として添加されてもよい。このような効果を得るには最低０．０１％の銅が必要である。しかし、その含有率が２％を超えると、表面形態を劣化させる可能性がある。
ニッケルは、０．０１〜３％の量で任意の元素として加えて、鋼の強度を高め、その靭性を改善することができる。そのような効果を生じるには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有率が３％を超えると、ニッケルは延性の低下を引き起こす。
本発明の鋼中のカルシウム含有率は０．０００１％〜０．００５％の間である。カルシウムは、特に介在物処理中に任意の元素として本発明の鋼に加えられる。カルシウムは、球状となり有害な硫黄成分を捕捉し、硫黄の有害な影響を抑えることで、鋼の精製に貢献する。
バナジウムは炭化物又は炭窒化物を形成して鋼の強度を高めるのに有効であり、経済的理由から上限は０．１％である。セリウム、ホウ素、マグネシウム又はジルコニウムのような他の元素は、以下の重量比で、個別に又は組み合わせて添加することができる。すなわち、セリウム≦０．１％、ホウ素≦０．００３％、マグネシウム≦０．０１０％及びジルコニウム≦０．０１０％である。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は凝固中に粒を微細化することを可能にする。鋼の組成の残りは、鋼及び加工に起因する不可避の不純物からなる。
鋼板の微細組織は、以下を含む。
フェライトは、面積分率で、本発明の鋼について微細組織の６０％〜７５％を構成する。フェライトはマトリックスとして鋼の主要相を構成する。本発明において、フェライトは、ポリゴナルフェライトと針状フェライトとを累積的に含み、本発明の鋼に伸びと共に高強度を付与する。３１％以上、好ましくは３３％以上の伸びを確保するためには、６０％のフェライトを有する必要がある。本発明の鋼では焼鈍後の冷却時にフェライトが形成される。しかし、本発明の鋼中に７５％を超えるフェライト含有量が存在するときはいつでも、前記強度は達成されない。
ベイナイトは、面積分率で、本発明の鋼について微細組織の２０％〜３０％を構成する。本発明において、ベイナイトは累積的にラスベイナイトとグラニュラーベイナイトとからなる。６２０ＭＰａ以上、好ましくは６３０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、２０％のベイナイトを有することが必要である。過時効保持時にベイナイトが形成される。
残留オーステナイトは、面積分率で、鋼の１０％〜１５％を構成する。残留オーステナイトは、ベイナイトよりも炭素の溶解性が高いことが知られており、このため効果的な炭素トラップとして作用し、よってベイナイトにおける炭化物の形成を遅らせる。本発明の残留オーステナイト内部の炭素の割合は、好ましくは０．９％より高く、好ましくは１．１％より低い。本発明による鋼の残留オーステナイトは、延性を高める。
マルテンサイトは、面積分率で、微細組織の０％〜５％の間を構成し、微量で見られる。本発明のマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの両方を含む。本発明は、焼鈍後の冷却によりマルテンサイトを形成し、過時効保持中に焼戻される。フレッシュマルテンサイトは冷間圧延鋼板の被覆後の冷却中にも生成する。マルテンサイトが５％未満であると、マルテンサイトは本発明の鋼に延性及び強度を付与する。マルテンサイトが５％を超えると、過剰な強度を与えるが、許容限度を超えて伸びを減少させる。マルテンサイトに対する好ましい限度は０％〜３％の間である。
フェライト及び残留オーステナイトの総量は、３１％の全伸びを有するためには常に７０％〜８０％の間でなければならず、６００ＭＰａの引張強さを有しながら、３１％を超える全伸びを確保するためには最低７０％が必要である。フェライト及び残留オーステナイトは、マルテンサイト及びベイナイトに比べて軟質相であるため、伸び及び延性を与えるが、累積存在が８０％を超えるときはいつでも、強度は許容限界を超えて低下する。
前述した微細組織に加えて、冷間圧延及び熱処理された鋼板の微細組織は、鋼板の機械的特性を損なうことなく、パーライト及びセメンタイトなどの微細組織成分を含まない。
本発明の鋼板は、任意の適切な方法によって生産することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造品を提供することからなる。鋳造は、インゴットに、又は薄いスラブ又は薄いストリップの形態で連続的に行うことができる。すなわち、スラブのための約２２０ｍｍから薄いストリップのための数十ｍｍまでの範囲の厚さを有する。
例えば、上記の化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、ここで、スラブは、中心部偏析を回避し、公称炭素に対する局所炭素の比率を１．１０未満に保つようにするために、連続鋳造工程の間に、任意に直接軽圧下鋳造を受けた。連続鋳造工程によって提供されるスラブは、連続鋳造の後、高温で直接使用することができ、又は最初に室温まで冷却され、次いで、熱間圧延のために再加熱することができる。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１１５０℃であり、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１１５０℃より低い場合、圧延機に過大な荷重が加わる。このため、最終的な圧延温度が常にＡｃ１＋５０℃を超えて留まりながら、Ａｃ１＋５０℃〜Ａｃ１＋２５０℃、好ましくはＡｃ１＋５０℃〜Ａｃ１＋２００℃の間の温度範囲で熱間圧延が完了できるように、スラブの温度は十分に高いことが好ましい。１２８０℃を超える温度での再加熱は、工業的に費用がかかるため避けなければならない。
Ａｃ１＋５０℃〜Ａｃ１＋２５０℃の間の最終的な圧延温度範囲は、再結晶化及び圧延に好都合な組織を有するために好ましい。この温度未満では鋼板は圧延性の著しい低下を示すため、最終圧延パスをＡｃ１＋５０℃よりも高い温度で行う必要がある。次に、この方法で得られた板を、３０℃／秒を超える冷却速度で、６２５℃未満でなければならない巻取り温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は２００℃／秒以下とする。
次いで、熱間圧延鋼板は、楕円化を避けるために６２５℃未満、好ましくはスケール形成を避けるために６００℃未満の巻取り温度で巻取られる。このような巻取り温度の好ましい範囲は、３５０℃〜６００℃の間である。巻き取られた熱間圧延鋼板は、任意の熱間帯焼鈍に供する前に室温まで冷却してもよい。
熱間圧延鋼板は、任意の熱間帯焼鈍の前に熱間圧延中に形成されたスケールを除去するために、任意のスケール除去ステップに供することができる。次に、熱間圧延板に、少なくとも１２時間かつ９６時間以下の間、４００℃〜７５０℃の間の温度で任意の熱間帯焼鈍を施してもよく、温度は、熱間圧延された微細組織を部分的に変質させ、そのため微細組織の均一性を失わないようにするために、７５０℃未満に留まる。その後、この熱間圧延鋼板の任意のスケール除去ステップを、例えばこのような板の酸洗によって実施することができる。この熱間圧延鋼板に冷間圧延を施し、圧下率３５〜９０％の間の冷間圧延鋼板を得る。次いで、冷間圧延方法から得られた冷間圧延鋼板を焼鈍し、微細組織及び機械的特性を本発明の鋼に付与する。
焼鈍において、Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間の均熱温度に達するように、２ステップの加熱を施した冷間圧延鋼板であって、本鋼のＡｃ１及びＡｃ３は、次式により算出される。
Ａｃ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有率は重量パーセントで表される。
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有率は重量パーセントで表される。
ステップ１では、冷間圧延鋼板は、１０℃／秒〜４０℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲に加熱される。その後、続く第２のステップの加熱において、冷間圧延鋼板は、１℃／秒〜５℃／秒の間の加熱速度で、焼鈍の均熱温度まで加熱される。
次に冷間圧延鋼板を１０〜５００秒間の均熱温度で保持し、強加工焼入れされた初期組織のオーステナイト微細組織への少なくとも３０％の変態を確保する。次いで、冷間圧延鋼板を過時効保持温度まで２段階冷却で冷却する。ステップ１の冷却では、冷間圧延鋼板は、５℃／秒未満、好ましくは３℃／秒未満の冷却速度で、６００℃〜７２０℃の間、好ましくは６２５℃〜７２０℃の間の温度範囲まで冷却される。このステップ１の冷却の間に、本発明のフェライトマトリックスが形成される。その後、続く第２の冷却ステップにおいて、冷間圧延鋼板は、１０℃／秒〜１００℃／秒の間の冷却速度で、２５０℃〜４７０℃の間の過時効温度範囲まで冷却される。次に冷間圧延鋼板を、過時効温度範囲で５〜５００秒間保持する。次に、冷間圧延鋼板を４００℃〜４８０℃の被覆浴温度範囲の温度にして、冷間圧延鋼板の被覆を容易にする。次に、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤ、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）などの既知の工業的方法のいずれかによって、冷間圧延鋼板を被覆する。
本明細書に提示された以下の試験、実施例、比喩的例示及び表は、本質的に限定的ではなく、例示の目的のみで考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示す。
組成の異なる鋼製の鋼板を表１にまとめ、鋼板をそれぞれ表２に規定した工程パラメータに従って製造する。その後、表３に試験中に得られた鋼板の微細組織をまとめ、表４に得られた特性の評価結果をまとめた。
＜表２＞
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍工程パラメータをまとめた。鋼組成Ａ及びＢは、本発明による板の製造に役立つ。この表は、表にＣ及びＤと指定されている参考鋼も明記している。また、表２にＡｃ１及びＡｃ３の一覧を示す。これらのＡｃ１及びＡｃ３は、本発明の鋼及び参考鋼について、以下のように定義される。
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍工程パラメータをまとめた。鋼組成Ａ及びＢは、本発明による板の製造に役立つ。この表は、表にＣ及びＤと指定されている参考鋼も明記している。また、表２にＡｃ１及びＡｃ３の一覧を示す。これらのＡｃ１及びＡｃ３は、本発明の鋼及び参考鋼について、以下のように定義される。
Ａｃ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有率は重量パーセントで表される。
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有率は重量パーセントで表される。
すべての板を熱間圧延後３４℃／秒の冷却速度で冷却し、最終的には被覆前に４６０℃の温度にした。すべての板が６５％の冷間圧下率を有する。
表２は以下の通りである。
＜表３＞
表３は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の微細組織を決定するための、走査型電子顕微鏡のような異なる顕微鏡に関する標準に従って行われた試験の結果を例示する。
表３は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の微細組織を決定するための、走査型電子顕微鏡のような異なる顕微鏡に関する標準に従って行われた試験の結果を例示する。
以下のとおり、結果を明記する。
＜表４＞
表４は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強度、全伸びを求めるため、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
表４は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強度、全伸びを求めるため、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
前記規格に従って実施された種々の機械的試験の結果をまとめる。
Claims (20)
- 冷間圧延鋼板であって、重量パーセントで表される、以下の元素、すなわち
０．１３％≦炭素≦０．１８％
１．１％≦マンガン≦１．８％
０．５％≦ケイ素≦０．９％
０．６％≦アルミニウム≦１％
０．００２％≦リン≦０．０２％
０％≦硫黄≦０．００３％
０％≦窒素≦０．００７％
を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、すなわち
０．０５％≦クロム≦１％
０．００１％≦モリブデン≦０．５％
０．００１％≦ニオブ≦０．１％
０．００１％≦チタン≦０．１％
０．０１％≦銅≦２％
０．０１％≦ニッケル≦３％
０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦バナジウム≦０．１％
０％≦ホウ素≦０．００３％
０％≦セリウム≦０．１％
０％≦マグネシウム≦０．０１０％
０％≦ジルコニウム≦０．０１０％
を含むことができ、組成の残余は、鉄及び加工に起因する不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、面積分率で、６０〜７５％のフェライト、２０〜３０％のベイナイト、１０〜１５％の残留オーステナイト、及び０〜５％のマルテンサイトを含み、残留オーステナイト及びフェライトの累積量は７０％〜８０％の間である、鋼板。 - 前記組成が、０．６％〜０．８％のケイ素を含む、請求項１に記載の冷間圧延鋼板。
- 前記組成が、０．１４％〜０．１８％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延鋼板。
- 前記組成が、０．６％〜０．８％のアルミニウムを含む、請求項３に記載の冷間圧延鋼板。
- 前記組成が、１．２％〜１．８％のマンガンを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 前記組成が、１．３％〜１．７％のマンガンを含む、請求項５に記載の冷間圧延鋼板。
- フェライト及び残留オーステナイトの累積量が７３％〜８０％の間であり、残留オーステナイトの割合が１３％未満である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- マルテンサイトの量が０％〜３％の間である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 残留オーステナイトの炭素含有量が、０．９〜１．１％の間である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 鋼板が、６００ＭＰａ以上の極限引張強度及び３１％以上の全伸びを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 鋼板が、３２０ＭＰａ以上の降伏強度及び３３％以上の全伸びを有する、請求項１０に記載の冷間圧延鋼板。
- 鋼板が被覆されている、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 冷間圧延鋼板の製造方法であって、
以下の連続ステップ
− 請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼組成を提供するステップ、
− 半完成品を１１５０℃〜１２８０℃の間の温度に再加熱するステップ、
− 熱間圧延仕上げ温度がＡｃ１＋５０℃〜Ａｃ１＋２５０℃の間となるように、オーステナイト範囲において前記半製品を圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
− ３０℃／秒を超える冷却速度で６２５℃未満の巻取り温度まで板を冷却し、前記熱間圧延板を巻き取るステップ、
− 前記熱間圧延板を室温まで冷却するステップ、
− 任意に、前記熱間圧延鋼板にスケール除去処理を実施するステップ、
− 任意に、熱間圧延鋼板を４００℃〜７５０℃の間の温度で焼鈍を実施するステップ、
− 任意に、前記熱間圧延鋼板にスケール除去処理を実施するステップ、
− ３５〜９０％の間の圧下率で前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
− 次に、前記冷間圧延鋼板を２段階加熱によって加熱することにより、Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間の均熱温度で１０〜５００秒間の間焼鈍を実施するステップ、ここで
・ 加熱ステップ１において、前記冷間圧延鋼板を１０℃／秒〜４０℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲まで加熱するステップ、
・ その後、加熱ステップ２において、前記冷間圧延鋼板を１℃／秒〜５℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲から鋼板が維持される焼鈍均熱温度まで加熱するステップ、
− 次いで、前記冷間圧延鋼板を２段階冷却で冷却するステップ、ここで
・ 冷却ステップ１において、前記冷間圧延鋼板を５℃／秒未満の冷却速度で６００℃〜７２０℃の間の温度範囲まで冷却するステップ、
・ その後、冷却ステップ２において、前記板を１０〜１００℃／秒の間の冷却速度で６００℃〜７２０℃の間の温度範囲から過時効温度まで冷却するステップ、
− 次に、前記冷間圧延鋼板を５〜５００秒間の間２５０〜４７０℃の間の温度範囲で過時効処理するステップ、
− 次に室温まで冷却して、冷間圧延鋼板を得るステップ
を含む方法。 - 巻取り温度が６００℃未満である、請求項１３に記載の方法。
- 仕上げ圧延温度がＡｃ１＋５０℃〜Ａｃ１＋２００℃の間である、請求項１３又は１４に記載の方法。
- 焼鈍後の冷却速度が６２５〜７２０℃の温度範囲で３℃／秒未満である、請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の方法。
- 冷間圧延鋼板がＡｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間で焼鈍され、焼鈍温度が、均熱終了時に少なくとも３０％のオーステナイトが存在することを確実にするように選択される、請求項１３〜１６のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板の製造方法。
- ４００℃〜４８０℃の温度範囲で冷間圧延鋼板を被覆することができる、請求項１３〜１７のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板の製造方法。
- 車両の構造部品又は安全部分の製造のための、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１３〜１８のいずれか一項に記載の方法で製造された鋼板の使用。
- 請求項１９により得られる部品を含む車両。
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