JP2022531669A - 連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を製造する方法 - Google Patents

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Abstract

連続鋳造された高強度熱間圧延鋼板製品を製造する方法を開示する。該方法は、鋼スラブを連続鋳造し、次いでホットストリップミルで熱間圧延と仕上げ圧延を行い、該ホットストリップミルで急冷してマルテンサイトを主体とするミクロ組織を生成し、熱サイクル工程として、臨界間温度で均熱し、次いで低温で保持することを含む。得られた熱間圧延鋼板製品は、フェライトと残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する。本発明の方法で処理された鋼は、極限引張強さと全伸びの組合せ（ＵＴＳ・ＴＥ）が優れており、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第３世代先進高強度鋼のカテゴリーに含まれる。【選択図】 図２０

Description

本出願は、２０１９年８月１９日に出願された米国特許出願第１６／５４４，１２７号の一部継続出願であり、前記一部継続出願は、２０１７年５月１０日に出願された米国特許出願第１５／５９１，３４４号（米国特許第１０，３８５，４１９号）の一部継続出願であって、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号の優先権を主張する出願である。また、本出願は、２０１９年５月７日に出願された米国仮出願第６２／８４４，３０１号の優先権を主張する。前記出願は全て、引用を以て本明細書に組み込まれる。
本発明は、連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を提供する方法に関するもので、該方法は、仕上げ圧延された鋼板をホットストリップミルで急冷してマルテンサイト主体のミクロ組織を生成し、続いて臨界間領域(intercritical regime)の温度で均熱し、低温で保持することでフェライト及び残留オーステナイトを主体とするミクロ組織を生成することを含む。
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、ＵＴＳ・ＴＥ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。
米国特許第１０，３８５，４１９号及び米国特許出願公開第２０２０／００４０４２２号は、高強度鋼製品を製造するアニーリング工程を開示しており、これらは、引用を以て本明細書に組み込まれる。
本発明は、連続鋳造された熱間圧延鋼板製品を製造する方法を提供するもので、該方法は、鋼スラブを連続鋳造し、次いでホットストリップミルでの仕上げ圧延によって熱間圧延することと、ホットストリップミルで急冷してマルテンサイト主体のミクロ組織を生成することと、及び臨界間領域の温度で均熱し、次いで、低温で保持することを含む熱サイクル工程を行うことと、を含む。熱サイクル工程は、連続亜鉛めっきライン(continuous galvanize line)又は連続アニーリングラインで行うことができる。このようにして得られた熱延鋼板製品は、フェライトと残留オーステナイトを含む組織を有する。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の組合せ（ＵＴＳ・ＴＥ）特性が、例えば２５，０００ＭＰａ％超の良好な特性を示す。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、連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を製造する方法を提供するもので、該方法は、Ｃを０．１５～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．８～３重量％含む鋼スラブを連続鋳造することと、連続鋳造された鋼スラブを、ホットストリップミルにて８２０℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延することを含む熱間圧延を行って、熱間圧延鋼板製品をホットストリップミルで生成することと、熱間圧延鋼板製品をホットストリップミルで急冷してマルテンサイト主体のミクロ組織を生成することと、急冷された熱間圧延鋼板製品を、７２０～８５０℃の温度の臨界間領域で均熱した後、３６０～４４５℃の温度で保持することを含む熱サイクル工程を行うことと、熱サイクル工程が行われた鋼製品を室温に急冷することと、を含み、鋼板製品は、フェライトと残留オーステナイトの結晶粒を含み、極限引張強さと全伸びの組合せ（ＵＴＳ・ＴＥ）が、２５，０００ＭＰａ％超である。
本発明の他の態様は、上記方法によって製造された連続鋳造熱間圧延高強度鋼板製品を提供することである。
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、２段階アニーリング工程を示しており、温度対時間をプロットしたものである。
図２は、２段階アニーリング工程を示しており、温度対時間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段階の加熱工程と、任意選択的な亜鉛基の溶融めっき被覆とを組み合わせた２段階アニーリング工程を示しており、温度対時間をプロットしたものである。
図４は、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、温度対時間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、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、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、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、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のＥＢＳＤ顕微鏡写真である。
高強度鋼板製品と、本発明の範囲外の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、工場実験(mill trials)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。
図１７は、熱サイクルで処理された冷間圧延基板と熱間圧延基板について、温度対時間をプロットしたものである。
図１８は、図１７に示す熱処理を施した冷間圧延鋼板基板のＥＢＳＤ光学顕微鏡写真であり、暗いフェライト粒と明るい残留オーステナイト粒を示している。
図１９は、図１７に示す熱処理を施した熱間圧延鋼板基板のＥＢＳＤ光学顕微鏡写真であり、暗いフェライト粒と明るい残留オーステナイト粒を示している。
図２０は、２段階熱処理工程の第１段階での温度対時間をプロットしたもので、本発明の一実施形態に係るマルテンサイトを生成するために、熱間圧延板がランアウトテーブル(runout table)上で急冷される。
図２１は、本発明の一実施形態に係る２段階熱処理工程の第２段階での温度対時間をプロットしたもので、図１７の急冷アニーリングされた鋼板が熱サイクル工程に付される。
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。
Figure 2022531669000002
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、前記他の元素として、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組成物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、固溶体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％、又は少なくとも２５％、又は少なくとも２７％、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(whole expansion ratio)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(global)成形性及び局所的(local)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、２６，０００を超えるか、又は２７，０００を超えるか、又は３０，０００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、均熱又は加熱セクション中にマルテンサイトの再結晶化(recrystallization)及び／又は焼戻し(tempering)によって形成されるか、又は熱サイクル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マルテンサイト相は、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、３：１よりも小さいか又は２：１よりも小さく、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段階は、鋼スラブを連続鋳造し、ホットストリップミルでの仕上げ圧延工程を含む熱間圧延した後、ホットストリップミルで行われる。仕上げ圧延された鋼板は、ホットストリップミルで急冷され、マルテンサイト主体のミクロ組織を生成する。第２段階は、臨界間領域の温度で均熱した後、低温で保持することを含む。第２段階は、連続アニーリングライン又は連続亜鉛めっきラインで行うことができる。最終の鋼板製品は、フェライトと残留オーステナイトを含む。すなわち、最終の鋼板製品は、フェライトと残留オーステナイトを主体とするミクロ組織を有する。
幾つかの実施形態において、鋼板製品は、連続鋳造と熱間圧延の複合ラインで製造されることができ、溶融鋼は連続的に鋳造されて、鋼のスラブが生成され、該スラブは、最初に熱間の粗圧延が施されて厚さが減少した後、最終熱間圧延によって厚さがさらに減少する。連続鋳造／熱間圧延ラインは、エンドレスストリップ生産（ＥＳＰ）工程等を含む。最終の熱間圧延の後、鋼板はランアウト冷却テーブルに送られて、例えば、図２０に示される熱機械的スケジュールを使用し、ＭＦより低い温度まで急冷工程に付される。急冷された熱間圧延板は、次いで、例えば図２１に示される２段階熱サイクルを使用することにより、第２の処理工程に付されることができる。
幾つかの実施形態において、２段階工程の段階１は、連続鋳造及び熱間圧延設備にて、アルベディ(Arvedi)の米国特許第５，３２９，６８８号、第５，４９７，８２１号、第６，１２５，９１６号、第７，３４３，９６１号、第７，８３２，４６０号、第７，９６７，０５６号、第８，０２５，０９２号、第８，１６２，０３２号、第８，２５７，６４７号及び第９，１８６，７２１号に開示された工程を使用して行われる。これらの米国特許は引用を以て本願に組み込まれる。
第１段階及び第２段階のアニーリング又は熱サイクルの各工程では、熱処理を行うための複数の方法が用いられ得る。米国特許第１０，３８５，４１９号及び米国特許出願公開第２０２０／００４０４２２号に記載された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、全ての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、連続鋳造された熱間圧延鋼板製品において、マルテンサイトを主体とするミクロ組織を達成することである。第１段階では、熱間圧延鋼板の仕上げ圧延温度はＡ３を超える温度であり、例えば、急冷前のホットストリップミルで行われる仕上げ圧延温度は８２０℃以上である。特定の実施形態では、急冷アニーリング温度は、典型的には、８３０～９８０℃の範囲であり、例えば８３０～９４０℃、又は８４０～９３０℃、又は８６０～９２５℃である。
連続鋳造され仕上げ圧延された鋼板は、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)。これについては後でより詳細に説明する。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するミクロ組織を生成するために、好ましくは、マルテンサイト変態終了温度（ＭＦ）より低い温度が望ましい。
ＭＦより低い温度（典型的には２５０℃より低い温度）への急冷は、水急冷、浸漬された均熱ナイフ／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。例えば、従来のホットストリップミル、ＣＳＰミル、又はＥＳＰミルのランアウトテーブルでの仕上げ圧延後のストリップを冷却するのに一般的に用いられているのと同じように、段階１では、水急冷を用いることができる。
本発明の工程の使用に際しては、当業者に既知の様々な種類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／急冷を使用することができる。本発明の工程での使用に適合し得る冷却／急冷システム及び工程が記載された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２００９／０１５８９７５Ａ１号、第２００９／０３１５２２８Ａ１号及び第２０１１／０２６６７２５Ａ１号が挙げられる。本発明の工程での使用に適合し得る冷却／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、鋼を急冷してマルテンサイトを生成した後、マルテンサイトは、任意選択的に、焼戻しされる(tempered)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、連続アニーリング工程において、鋼の温度を室温から約５００℃、例えば３０～５００℃に上昇させて、最長６００秒間、例えば１～６００秒間保持することによって行われる。焼戻しは、バッチアニーリング工程でも行うことができ、数日間に亘って同じ温度に到達することができる。例えば、中間のバッチ焼戻しは、１２５～５００℃の温度で最長７日間行われることができる。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ことができる。その降下(ramp-down)速度は、典型的には最大４０℃／秒であり、例えば０．１～２０℃／秒の範囲であってよい。
＜段階２＞
熱処理工程の第２段階は、比較的高い均熱温度で行われる第１均熱工程と、比較的低い温度で行われる第２保持工程とを含む。これらの工程は、図４及び図２１に記載されているように、「均熱(soaking)」ゾーン及び「保持(holding)」ゾーンとして定義される。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均熱工程では、均熱ゾーンの温度は、Ａ１とＡ３の間の臨界間領域の温度が用いられ、例えば、７２０℃以上の均熱温度が用いられる。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℃であってよい。特定の実施形態において、ピークアニーリング温度は、典型的には少なくとも１５秒間、例えば２０～３００秒間、又は３０～１５０秒間、保持されることができる。
第２段階の第１工程では、均熱ゾーンの温度は、Ｍｓより低い比較的低い温度、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で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工程の均熱処理と第２工程の保持処理との間で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、あらゆる適当な種類の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３６０～４４５℃の温度、例えば３７０～４４０℃の温度で行われる。保持ゾーンでは、最長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、鋼に溶融めっきコーティングが施される場合、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コーティングポットの中に装入することで、良好なめっきコーティング結果が得られる。
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。
本発明の均熱・保持熱サイクル段階の使用に適合する加熱システムの例は、Ｆｉｖｅｓ Ｓｔｅｉｎ社に付与された米国特許第５，７９８，００７号、第７，３６８，６８９号、第８，４２５，２２５号、第８，８４５，３２４号、米国特許第出願公開第２００９／０１５８９７５号、国際公開公報ＷＯ／２０１５０８３０４７に開示されている。本発明の均熱・保持熱サイクル段階の使用に適合する加熱システムのさらなる例として、Ｄｒｅｖｅｒ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社に付与された米国特許第７，３８４，４８９号、及び新日鉄住金株式会社に付与された米国特許第９，０９６，９１８号がある。なお、他の適当な既知の加熱システム及び処理も、段階１及び段階２の使用に適合されることができる。
特定の実施形態によれば、第２段階の熱サイクル処理を、連続アニーリングライン（ＣＡＬ）で行うことができる。ＣＡＬ工程を経た後、鋼は電気亜鉛めっきを施すことで、亜鉛ベースの被覆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）での第２工程のアニーリング処理の一部として実施されることができる。この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製品を製造するために用いられることができるし、コーティング後の再加熱により、鉄－亜鉛めっき型コーティング製品を製造することもできる。任意選択的なニッケルベースのコーティング工程は、亜鉛コーティング特性を向上させるために、ＣＧＬ工程の前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コーティング製品の製造効率を向上させることができる。
以下の実施例は、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、暗いフェライト粒と明るいオーステナイト粒を示している。
＜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。オーステナイトの結晶粒度分布は図９に示され、フェラ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。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を行なった鋼のミクロ組織を示す光学画像である。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より小さいことを示している。
＜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５～８の鋼のＵＴＳ値は１，１００ＭＰａ超であった。
＜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に示されるものと同様の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ゾーンは、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。
Figure 2022531669000003
Figure 2022531669000004
図１５は、実施例１～８の試料Ｎｏ．１～８及び比較例Ｃ１～Ｃ１２の試料Ｎｏ．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に対応する線が、概略で、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値で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含まれる。
＜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。
Figure 2022531669000005
図１６は、工場実験材料の強度－伸びバランスを示しており、全てが最小ＵＴＳ・ＴＥの２５，０００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。
表４の試料Ｎｏ．９Ａ～１２Ｂに対応する組成であって、Ｃが０．２３重量％、Ｍｎが２．３重量％、Ｓｉが０．６重量％、及びＡｌが０．８重量％の組成を有する冷間圧延鋼板及び熱間圧延鋼板について、図１７に示される２段階アニーリング工程を行なった。表４において、冷間圧延試料は基板型(Substrate Type)の欄にＣＲと記載し、熱間圧延試料はＨＲと記載している。試料Ｎｏ．９Ａ～１２Ｂの機械的特性は表４に記載されている。熱間圧延された基板試料は、冷間圧延された試料と同等の優れたＹＳ、ＵＴＳ、ＴＥ及び穴広がり特性を示した。これは、２段階アニーリング工程に直接処理された熱間圧延基板は、第３世代ＡＨＳＳ特性を実現できることを示している。さらに、図１８及び図１９に示すＥＢＳＤ相マップにおいて、残留オーステナイト粒がフェライト粒よりも明るく示されているように、熱間圧延材についても、冷間圧延材料と同様なオーステナイトの含有量、分布及び形態が観察される。図１８は、冷間圧延試料１１Ａのオーステナイト含有量、図１９は、熱間圧延試料１２Ａのオーステナイト含有量を示す。どちらのミクロ組織にも、オーステナイトは微細で主に等軸の分布が観察される。
Figure 2022531669000006
本発明の一実施形態によれば、Ｃ＝０．２９％、Ｍｎ＝１．８５％、Ｓｉ＝１．５５％、Ａ１＝０．０４％、残部は典型的な鋼の残部という組成の熱間延鋼板を、図２０及び２１に示す２段階工程を行なった。段階１では、図２０に示す熱機械的スケジュールを使用した仕上げ圧延後に水冷することにより、マルテンサイトがホットストリップミルにて生成される。この熱サイクルの終わりに、その後の処理のために、ホットバンドを軟化及び強靭化するための過時効工程（図示せず）を任意選択的に追加することができる。段階２では、図２１に示す熱サイクルが行われる。その結果、機械的特性は、ＹＳ＝８６４ＭＰａ、ＵＴＳ＝８６４ＭＰａ、全伸び＝３１．２％、ＵＴＳ×ＴＥ＝２６９５７ＭＰａ％であった。
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 (18)

  1. 連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を製造する方法であって、
    Ｃを０．１５～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８～３重量％含む鋼スラブを連続鋳造する、連続鋳造工程と、
    連続鋳造された鋼スラブを熱間圧延する工程であって、ホットストリップミルで８２０℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程を含み、前記ホットストリップミルで熱間圧延鋼板製品を形成する、熱間圧延工程と、
    前記ホットストリップミルで前記熱間圧延鋼板製品を急冷する工程であって、マルテンサイトを主体とするミクロ組織を生成する、熱間圧延鋼板製品急冷工程と、
    急冷された熱間圧延鋼板製品に熱サイクル工程を実施する工程であって、前記熱サイクル工程が、７２０～８５０℃の温度の臨界間領域で前記鋼板製品を均熱し、次いで前記鋼板製品を３６０～４４５℃の温度で保持することを含む、熱サイクル工程と、
    熱サイクル工程が実施された鋼板製品を室温まで急冷する工程であって、前記鋼板製品がフェライト結晶粒と残留オーステナイト粒を含み、極限引張強さと全伸びの組合せであるＵＴＳ・ＴＥが、２５，０００ＭＰａ％よりも大きい、熱サイクル鋼板製品急冷工程と、を含む、方法。
  2. 熱間圧延工程は、連続鋳造工程後、直ちに行われる、請求項１に記載の方法。
  3. ホットストリップミルでの熱間圧延鋼板製品急冷工程は、前記ホットストリップミルのランアウトテーブルで行われる、請求項１に記載の方法。
  4. ホットストリップミルでの熱間圧延鋼板製品急冷工程は、水冷を含む、請求項１に記載の方法。
  5. ホットストリップミルでの熱間圧延鋼板製品急冷工程は、３０～１０００℃／秒の冷却速度で行われる、請求項１に記載の方法。
  6. 連続鋳造された鋼スラブを、仕上圧延工程前の熱間圧延工程中に粗圧延することをさらに含む、請求項１に記載の方法。
  7. 仕上げ圧延工程の仕上げ圧延温度は、８３０～９４０℃である、請求項１に記載の方法。
  8. 熱サイクル工程前に、急冷された熱間圧延鋼板製品に、中間焼戻し工程を実施することをさらに含む、請求項１に記載の方法。
  9. 中間焼戻し工程は、３０～５００℃の温度で最長７日間行われる、請求項８に記載の方法。
  10. 中間焼戻し工程は、１２５～５００℃の温度で行われる、請求項８に記載の方法。
  11. Ｃは、０．２重量％超である、請求項１に記載の方法。
  12. Ｃは０．２～０．４重量％、Ｍｎを１．３～２．５重量％、Ｓｉは０．２～１．８重量％、及びＡｌは最大で１．５重量％含む、請求項１に記載の方法。
  13. フェライトは、前記鋼板製品の少なくとも５０体積％を含み、残留オーステナイトは、前記鋼板製品の５～２５体積％を含む、請求項１に記載の方法。
  14. 前記圧延鋼板製品は、１５体積％未満のフレッシュマルテンサイトを含む、請求項１に記載の方法。
  15. 前記圧延鋼板製品は、極限引張強さが７２０～１１００ＭＰａであり、全伸びが２０％以上である、請求項１に記載の方法。
  16. 熱間圧延鋼板製品は、穴広がり率が２０％超である、請求項１に記載の方法。
  17. 熱間圧延鋼板製品に亜鉛ベースのコーティングを施す工程をさらに含む、請求項１に記載の方法。
  18. 請求項１に記載の方法によって製造された、連続鋳造された高強度圧延鋼板製品。
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