JP2022535254A - 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
冷間圧延及び被覆された鋼板であって、以下の元素である０．１２％≦炭素≦０．２％、１．７％≦マンガン≦２．１０％、０．１％≦ケイ素≦０．５％、０．１％≦アルミニウム≦０．８％、０．１％≦クロム≦０．５％、０％≦リン≦０．０９％、０％≦硫黄≦０．０９％、０％≦窒素≦０．０９％、ニッケル≦３％、ニオブ≦０．１％、チタン≦０．１％、カルシウム≦０．００５％、銅≦２％、モリブデン≦０．５％、バナジウム≦０．１％、ホウ素≦０．００３％、セリウム≦０．１％、マグネシウム≦０．０１０％、ジルコニウム≦０．０１０％を含む組成を有し、組成の残部が、鉄及び加工に起因する不可避不純物から構成され、前記鋼板の微細組織が、面積分率で、１０～６０％のベイナイト、２５～５５％のフェライト、残留オーステナイト中の炭素含有量が０．７％～１％の間である５％～１５％の残留オーステナイト、及び５％～１８％のマルテンサイトを含み、ベイナイト及びフェライトの累積量が少なくとも７０％である、冷間圧延及び被覆された鋼板。
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つの相反する要求、すなわち、成形の容易さ及び強度を満たすことが求められているが、近年、地球環境への配慮から、自動車には燃費向上の第３の要求も課せられている。したがって、現在、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリへの適合しやすさの基準に適合するように、高い成形性を有する材料で製造されなければならず、同時に、燃料効率を向上させるために車両の重量を低減させながら、車両の耐衝撃性及び耐久性の強度を改善しなければならない。
したがって、材料の強度を高めることによって、自動車に使用される材料の量を減らすための精力的な研究開発への取り組みが行われている。逆に、鋼板の強度が高くなると成形性が低下するため、高強度及び高成形性を兼ね備えた材料の開発が求められている。
高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究開発は、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をもたらし、それらのうちのいくつかは、本発明の明確な理解のために本明細書に列挙される。
ＥＰ２７６８９８９は、質量パーセントにて、以下の元素、０．１３～０．１９％のＣ、１．７０～２．５０％のＭｎ、最大０．１５％のＳｉ、０．４０～１．００％のＡｌ、０．０５～０．２５％のＣｒ、０．０１～０．０５％のＮｂ、最大０．１０％のＰ、最大０．００４％のＣａ、最大０．０５％のＳ、最大０．００７％のＮ、及び任意で以下の元素の少なくとも１種、最大０．５０％のＴｉ、最大０．４０％のＶ、最大０．５０％のＭｏ、最大０．５０％のＮｉ、最大０．５０％のＣｕ、最大０．００５％のＢ、からなり、残部はＦｅ及び不可避不純物であり、０．４０％＜Ａｌ＋ＳＩ＜１．０５％及びＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％である、高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を有することを特許請求し、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、８～１２％の残留オーステナイト、１０～２０％のマルテンサイトを含有する微細組織を有し、残部はフェライト及びベイナイトの混合物であり、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、１０％以下のベイナイトを含有し、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、少なくとも７００ＭＰａの極限引張強さＲｍ、少なくとも４００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐ及び少なくとも１８％の全伸びを有する。ＥＰ２７６８９８９の鋼は、２０％を超える伸びを予見しながら、７８０ＭＰａ以上の強度を有する鋼を想定していない。
本発明の目的は、
７８０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａを超える極限引張強さ、
１８％以上、好ましくは２０％を超える全伸び
を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することである。
７８０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａを超える極限引張強さ、
１８％以上、好ましくは２０％を超える全伸び
を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することである。
好ましくは、そのような鋼はまた、良好な溶接性及び被覆性を有する、成形、圧延について良好な適合性を有することができる。
本発明の別の目的はまた、製造パラメータの変更に対して堅牢でありながら、従来の産業用途に適合するこれらの鋼板の製造方法を利用可能にすることである。
本発明の冷間圧延及び熱処理された鋼板は、その耐食性を改善するために、亜鉛若しくは亜鉛合金、又はアルミニウム若しくはアルミニウム合金で被覆される。
炭素は鋼中に０．１２％～０．２％の間存在する。炭素は、マルテンサイト及びベイナイトなどの低温変態相を生成することによって鋼板の強度を高めるために必要な元素であり、さらに炭素はまた、オーステナイトの安定化において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。したがって、炭素は、１つは強度を増加させることにおいて、もう１つはオーステナイトを保持して延性を付与することにおいて、２つの極めて重要な役割を果たす。しかし、０．１２％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だろう。一方、炭素含有量が０．２％を超えると、鋼は、不十分なスポット溶接性を示し、自動車部品への用途が制限される。本発明の鋼の炭素の好ましい範囲は、０．１２％～０．１９％、より好ましくは０．１４％～０．１８％である。
本発明の鋼のマンガン含有量は１．７％～２．１０％の間である。この元素はガンマジニアス（ｇａｍｍａｇｅｎｏｕｓ）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有する組織を得、鋼に強度を付与することである。少なくとも１．７重量％のマンガンの量は、鋼板の強度及び焼入れ性を提供するとともに、オーステナイトを安定化することが見出された。さらに、２．１０％を超えるマンガン含有量はまた、延性を低下させ、また本発明の鋼の溶接性を低下させるので、伸びの目標を達成できない可能性がある。本発明の好ましい含有量は、１．７％～２．０８％の間、さらにより好ましくは１．８％～２．０８％に維持され得る。
好ましい実施形態では、炭素及びマンガンの累積量を２．１％～２．２５％の間に維持して、さらに増加した量の残留オーステナイトを確保する。
本発明の鋼のケイ素含有量は０．１％～０．５％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り、したがって、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が、ケイ素の不均衡な含有量は前述の効果を生じず、焼戻し脆化などの問題をもたらす。したがって、濃度は０．５％の上限内に制御される。本発明の好ましい含有量は、０．１％～０．４％の間に維持され得る。
アルミニウムは必須元素であり、本発明の鋼中に０．１％～０．８％の間存在する。アルミニウムはフェライト形成を促進し、Ｍｓ温度を上昇させ、これにより、本発明は、本発明の鋼に延性及び強度を付与するために本発明の鋼が必要とする適切な量のマルテンサイト及びフェライトの両方を有することが可能になる。しかしながら、アルミニウムの存在が０．８％を超えると、Ａｃ３温度が上昇し、完全オーステナイト領域での焼鈍及び熱間圧延仕上げ温度が経済的に不合理になる。アルミニウム含有量は、好ましくは０．２％～０．８％の間、より好ましくは０．３％～０．６％に制限される。
残留オーステナイトの量をさらに増加させるために、ケイ素及びアルミニウムの累積量は、好ましくは０．５％～０．９％の間、より好ましくは０．６％～０．９％の間である。
クロムは本発明の必須元素である。クロム含有量は、本発明の鋼中に０．１％～０．５％の間存在する。クロムは鋼に強度及び硬化をもたらすが、０．５％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。本発明のクロムの好ましい限度は、０．１％～０．４％の間、より好ましくは０．２％～０．４％である。
リンは必須元素ではないが、鋼中に不純物として含有されていてもよく、本発明の観点からすれば、リン含有量は可能な限り少なく、０．０９％未満であることが好ましい。リンは、特に粒界に偏析したり、又はマンガンと共偏析したりする傾向があるため、スポット溶接性及び熱間延性を低下させる。これらの理由から、その含有量は、０．０９未満、好ましくは０．３％未満、より好ましくは０．０１４％未満に制限される。
硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含有されていてもよく、本発明の観点からすれば、硫黄含有量は可能な限り少ないことが好ましいが、製造費用の観点からは０．０９％以下である。さらに、より多くの硫黄が鋼中に存在する場合、硫黄は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。
窒素は、材料の経時変化を回避し、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、０．０９％に制限される。
ニッケルは、鋼の強度を高め、その靭性を改善するために、３％までの量で任意元素として添加してもよい。そのような効果を生じるには、最低０．０１％が好ましい。しかしながら、その含有量が３％を超えると、ニッケルは延性の低下を引き起こす。
ニオブは本発明の任意元素である。ニオブ含有量は、本発明の鋼中に０．１％まで存在してもよく、炭窒化物を形成し、析出硬化によって本発明の鋼の強度を付与するために、本発明の鋼に添加される。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も影響を及ぼすだろう。このようにして、保持温度の終了時に、及び本発明の鋼の硬化をもたらすだろう焼鈍の完了後に、結果として、より細かい微細組織が形成される。しかしながら、０．１％を超えるニオブ含有量は、その影響の飽和効果が観察されることから、経済的に興味深いものではなく、これは、ニオブの追加の量が、製品のいかなる強度改善ももたらさないことを意味する。
チタンは任意元素であり、本発明の鋼に０．１％まで添加することができる。ニオブのように、チタンは炭窒化物の形成に関与するため、本発明の鋼の硬化において役割を果たす。さらに、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。チタンの量は、成形性に有害な粗大なチタン窒化物の形成を回避するために０．１％に制限される。チタン含有量が０．００１％未満である場合、本発明の鋼に何ら影響を与えない。
本発明の鋼中のカルシウム含有量は最大０．００５％である。カルシウムは、特に介在物処理中に任意元素として本発明の鋼に添加され、好ましい最小量は０．０００１％である。カルシウムは、球状形態の有害な硫黄成分を補足し、それによって、硫黄の有害な影響を遅らせることによって、鋼の精練に寄与する。
銅は、鋼の強度を高め、その耐食性を改善するために、２％までの量で任意元素として添加してもよい。そのような効果を得るには、最低０．０１％の銅が好ましい。しかしながら、その含有量が２％を超えると、表面の様相を劣化させる可能性がある。
モリブデンは、本発明の鋼の最大０．５％を構成する任意元素である。モリブデンは、焼入れ性及び硬度を決定するのに有効な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅らせ、ベイナイト中の炭化物の析出を回避する。しかしながら、モリブデンの添加は合金元素の添加の費用を過度に増加させるため、経済的理由からその含有量は０．５％に制限される。
バナジウムは、炭化物又は炭窒化物を形成することによって鋼の強度を高めるのに有効であり、経済的理由により上限は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などの他の元素は、個別に又は組み合わせて、以下の重量比率、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％で添加することができる。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は、凝固中に結晶粒を微細化することを可能にする。鋼の組成の残部は、鉄及び加工に起因する不可避不純物からなる。
次に、鋼板の微細組織について説明する。
ベイナイトは、本発明の鋼について面積分率で微細組織の１０％～６０％を構成する。ベイナイトは、上部ベイナイト及び／又は下部ベイナイトの形態下であり得る。ベイナイトは、過時効保持中に形成され得る。ベイナイトは、本発明の鋼に強度を付与する。７８０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、１０％のベイナイトを有する必要がある。本発明によるベイナイトの存在の好ましい範囲は、２０％～６０％の間、より好ましくは３０％～５５％の間である。
フェライトは、本発明の鋼について面積分率で微細組織の２５％～５５％を構成する。フェライトは、本発明の鋼に高強度及び伸びを付与する。１８％、好ましくは２０％以上の伸びを確保するためには、２５％のフェライトを有する必要がある。本発明のフェライトは、焼鈍中及び焼鈍後になされる冷却中に形成される。しかし、本発明の鋼中にフェライト含有量が５５％を超えて存在するときは常に、引張強さ及び全伸びの両方を同時に有することは不可能である。本発明のフェライトの存在の好ましい限度は、３０％～５５％の間、より好ましくは３０％～５０％である。
フェライト及びベイナイトの累積量は少なくとも７０％であり、フェライト及びベイナイトのこの累積量は、本発明の鋼が常に１８％を超える全伸びを有することを保証する。この累積的な存在はまた、本発明の鋼中に十分な軟質相を有するために３０％を超えるフェライトの存在が本発明の鋼に成形性を付与することを確実にする。
残留オーステナイトは、鋼の面積分率で５％～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度が高いことが知られており、したがって効果的な炭素トラップとして作用し、したがってベイナイト中の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の炭素の割合は、０．７％より高く、１％より低い。本発明による鋼の残留オーステナイトは、向上した延性を付与する。しかしながら、残留オーステナイトの炭素含有量が０．７％未満である場合、十分な炭素を捕捉することができず、適切な量のベイナイトの代わりに過剰なマルテンサイトの形成をもたらすであろう。この効果は鋼に過剰な強度をもたらし、伸びにも有害である。オーステナイトの存在の好ましい限度は６％～１５％の間であり、オーステナイト中の好ましい炭素含有量の限度は０．７％～０．９％の間が好ましく、より好ましくは０．７％～０．８％の間である。
マルテンサイトは、面積分率で微細組織の５％～１８％の間を構成する。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。冷間圧延鋼板の被覆後の冷却中に、フレッシュマルテンサイトも形成される。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。しかしながら、マルテンサイトの存在が１８％を超える場合、それは過剰な強度を付与するが、本発明の鋼の許容限度を超えて伸びを減少させる。本発明の鋼のマルテンサイトの好ましい限度は、５％～１５％の間である。
上記の微細組織に加えて、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の構成要素を含まない。
本発明による鋼板は、任意の好適な方法によって製造することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半製品の鋳造物を提供することからなる。鋳造は、インゴットにするか、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態で、すなわち、スラブの場合は約２２０ｍｍから薄いストリップの場合は数十ミリメートルまでの範囲の厚さで連続的に行うことができる。
例えば、上述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、スラブは、中心偏析を回避し、公称炭素に対する局所炭素の比を１．１０未満に維持するために、連続鋳造工程中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、連続鋳造後に高温で直接使用することができるが、最初に室温まで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱することもできる。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１０００℃であり、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１０００℃より低い場合、圧延機に過剰な負荷がかかり、さらに、仕上げ圧延中に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下する可能性があり、それによって、鋼は組織中に変態フェライトが含有された状態で圧延される。したがって、スラブの温度は、Ａｃ３～Ａｃ３＋１００℃の温度範囲で熱間圧延を完了することができ、最終的な圧延温度がＡｃ３を超えて留まるように、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、工業的に高価であるため避ける必要がある。
最終的な圧延温度範囲のＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃は、再結晶及び圧延に好ましい組織を有するために必要である。最終的な圧延パスは、８５０℃を超える温度で実施されることが好ましい、というのも、この温度未満では鋼板は圧延性の著しい低下を示すからである。次に、このようにして得られた熱間圧延鋼は、３０℃／秒を超える冷却速度で、４７５℃～６５０℃の間でなければならない巻取り温度まで冷却される。好ましくは、冷却速度は２００℃／秒以下である。
次に、熱間圧延鋼は、楕円化を回避するために４７５℃～６５０℃の間、好ましくはスケール形成を回避するために４７５℃～６２５℃の間の巻取り温度で巻き取られる。そのような巻取り温度のより好ましい範囲は、５００℃～６２５℃の間である。巻き取られた熱間圧延鋼は、任意のホットバンド焼鈍に供する前に室温まで冷却される。
熱間圧延鋼は、任意のホットバンド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されてもよい。次に、熱間圧延板は、例えば、４００℃～７５０℃の間の温度で少なくとも１２時間～９６時間以下の任意のホットバンド焼鈍に供されてもよく、温度は、熱間圧延された微細組織の部分的な変態、したがって、微細組織の均一性の喪失を回避するために、７５０℃未満に留まる。その後、この熱間圧延鋼の任意のスケール除去ステップを、例えば、そのような鋼板の酸洗を通じて実施することができる。この熱間圧延鋼に冷間圧延を施して、圧下率３５～９０％の間の冷間圧延鋼板を得る。次に、冷間圧延工程から得られた冷間圧延鋼板に焼鈍を施して、本発明の鋼に微細組織及び機械的特性を付与する。
前記冷間圧延鋼板を２段階の加熱で焼鈍し、第１の段階は、鋼板を室温から６００℃～７５０℃の間の温度Ｔ１まで、少なくとも３℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱することから開始し、その後、第２の段階は、さらに鋼板をＴ１からＡｃ１～Ａｃ３の間の均熱温度Ｔ２まで、ＨＲ２がＨＲ１よりも遅い１５℃／秒以下の加熱速度ＨＲ２で加熱することから開始し、次に、Ｔ２で１０～５００秒間焼鈍を実施する。好ましい実施形態では、第２の段階の加熱速度は、１０℃／秒未満、より好ましくは５℃／秒未満である。均熱処理のための好ましい温度Ｔ２は、Ａｃ１＋３０℃～Ａｃ３の間である。
次に、冷間圧延鋼板をＡｃ１～Ａｃ３の間の均熱温度Ｔ２で焼鈍し、本発明の鋼のＡｃ１及びＡｃ３は、以下の式を使用して計算される。
Ａｃ１＝７２３－１０，７［Ｍｎ］－１６［Ｎｉ］＋２９，１［Ｓｉ］＋１６，９［Ｃｒ］＋６，３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９５５－３５０Ｃ－２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ－１１Ｃｒ－３３Ｎｉ－１６Ｃｕ＋６７Ｍｏ
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
Ａｃ３＝９５５－３５０Ｃ－２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ－１１Ｃｒ－３３Ｎｉ－１６Ｃｕ＋６７Ｍｏ
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
次に、冷間圧延鋼板は、均熱温度Ｔ２で１０～５００秒間保持される。好ましい実施形態では、均熱処理の時間及び温度は、均熱処理終了時の鋼板の微細組織が少なくとも６０％のオーステナイト、より好ましくは少なくとも７０％のオーステナイトを含有することを確実にするように選択される。
次に、冷間圧延鋼は、Ｔ２から３７５℃～４８０℃の間、好ましくは３８０℃～４６０℃の間の過時効保持温度Ｔｏｖｅｒまで、少なくとも１０℃／秒、好ましくは少なくとも１５℃／秒の平均冷却速度で冷却され、冷却ステップは、Ｔ２から６００℃～７５０℃の間の温度Ｔｓｃの間の任意の徐冷サブステップを、２℃／秒以下、好ましくは１℃／秒以下の冷却速度で含んでもよい。
次に、冷間圧延鋼板は５～５００秒間Ｔｏｖｅｒで保持される。
次に、冷間圧延鋼板の溶融被覆を容易にするために、被覆の性質に応じて、冷間圧延鋼板を４２０℃～４６０℃の被覆浴の間の温度にすることができる。
冷間圧延鋼板はまた、電気亜鉛メッキ、ＪＶＤ、ＰＶＤなどの既知の工業工程のいずれかによって被覆することができ、被覆前に上記の温度範囲にすることを必要としない場合もある。
次に、任意のポストバッチ焼鈍を、１５０℃～３００℃の間の温度で３０分～１２０時間行ってもよい。
本明細書に提示される以下の試験、実施例、図的例示及び表は、本質的に非限定的であり、例示のみを目的として考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示す。
異なる組成を有する鋼から製造された鋼板を表１にまとめ、鋼板は、それぞれ表２に明記された処理パラメータに従って製造される。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る。
表２
表２に表１の鋼に対して実施された焼鈍処理パラメータをまとめる。鋼組成物Ａ～Ｇは、本発明による鋼板の製造にかなう。表２はまた、Ａｃ１及びＡｃ３の一覧を示す。これらのＡｃ１及びＡｃ３は、本発明の鋼及び参照の鋼について、以下のように定義される。
表２に表１の鋼に対して実施された焼鈍処理パラメータをまとめる。鋼組成物Ａ～Ｇは、本発明による鋼板の製造にかなう。表２はまた、Ａｃ１及びＡｃ３の一覧を示す。これらのＡｃ１及びＡｃ３は、本発明の鋼及び参照の鋼について、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＝９５５－３５０Ｃ－２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ－１１Ｃｒ－３３Ｎｉ－１６Ｃｕ＋６７Ｍｏ
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
Ａｃ３＝９５５－３５０Ｃ－２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ－１１Ｃｒ－３３Ｎｉ－１６Ｃｕ＋６７Ｍｏ
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
以下の処理パラメータは、表１のすべての鋼について同じである。表１のすべての鋼は、熱間圧延の前に１２００℃の温度に加熱される。すべての鋼の冷間圧延圧下率は６０％であり、これらを最終的に亜鉛の溶融被覆前に４６０℃の温度にした。
表２は以下の通りである。
表３
表３は、本発明の鋼及び参照の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などの種々の顕微鏡で規格に従って行われた試験の結果を例示する。
表３は、本発明の鋼及び参照の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などの種々の顕微鏡で規格に従って行われた試験の結果を例示する。
結果は本明細書に明記されている。
表４
表４は、本発明の鋼及び参照の鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強さ及び全伸びを決定するために、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
表４は、本発明の鋼及び参照の鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強さ及び全伸びを決定するために、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
規格に従って行われた種々の機械的試験の結果をまとめる。
Claims (27)
- 冷間圧延及び被覆された鋼板であって、重量パーセントで表される、以下の元素
０．１２％≦炭素≦０．２％
１．７％≦マンガン≦２．１０％
０．１％≦ケイ素≦０．５％
０．１％≦アルミニウム≦０．８％
０．１％≦クロム≦０．５％
０％≦リン≦０．０９％
０％≦硫黄≦０．０９％
０％≦窒素≦０．０９％
を含む組成を有し、以下の任意元素のうちの１つ以上
ニッケル≦３％
ニオブ≦０．１％
チタン≦０．１％
カルシウム≦０．００５％
銅≦２％
モリブデン≦０．５％
バナジウム≦０．１％
ホウ素≦０．００３％
セリウム≦０．１％
マグネシウム≦０．０１０％
ジルコニウム≦０．０１０％
を含有することができ、組成の残部が、鉄及び加工に起因する不可避不純物から構成され、前記鋼板の微細組織が、面積分率で、１０～６０％のベイナイト、２５～５５％のフェライト、残留オーステナイト中の炭素含有量が０．７％～１％である５％～１５％の残留オーステナイト、及び５％～１８％のマルテンサイトを含み、ベイナイト及びフェライトの累積量が少なくとも７０％である、冷間圧延及び被覆された鋼板。 - 組成が０．１％～０．４％のケイ素を含む、請求項１に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 組成が０．１２％～０．１９％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 組成が０．２％～０．８％のアルミニウムを含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 組成が１．７％～２．０８％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及び被覆された鋼板。
- 組成が０．１％～０．４％のクロムを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 組成が１．８％～２．０８％のマンガンを含む、請求項５に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 組成が０．１４％～０．１８％の炭素を含む、請求項３に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 炭素及びマンガンの累積量が２．１％～２．２５％である、請求項１～８のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- ケイ素及びアルミニウムの累積量が０．５％～０．９％である、請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- フェライト及びベイナイトの累積量が７４％以上であり、フェライトの割合が少なくとも３０％である、請求項１～１０のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 残留オーステナイトの炭素含有量が０．７％～０．９％である、請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 残留オーステナイトの炭素含有量が０．７％～０．８％である、請求項１２に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- ベイナイトが２０％～６０％である、請求項１～１３のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- マルテンサイトが５％～１５％である、請求項１～１４のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 前記鋼板が、７８０ＭＰａ以上の極限引張強さ及び１８％以上の全伸びを有する、請求項１～１５のいずれか一項に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 前記鋼板が、８００ＭＰａ以上の極限引張強さ及び２０％以上の全伸びを有する、請求項１６に記載の冷間圧延及び被覆された鋼板。
- 冷間圧延及び被覆された鋼板の製造方法であって、以下の連続する
請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼組成物を提供するステップと、
前記半製品を１０００℃～１２８０℃の温度に再加熱するステップと、
熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を超えるように、Ａｃ３～Ａｃ３＋１００℃の温度範囲において前記半製品を圧延して、熱間圧延鋼を得るステップと、
熱間圧延鋼を３０℃／秒を超える冷却速度で４７５℃～６５０℃である巻取り温度まで冷却し、前記熱間圧延鋼を巻き取るステップと、
前記熱間圧延鋼を室温まで冷却するステップと、
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と、
任意に、熱間圧延鋼板に４００℃～７５０℃で焼鈍を実施するステップと
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と、
前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の圧下率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得るステップと、
前記冷間圧延鋼板を２段階の加熱で焼鈍するステップであって、
ｏ第１の段階が、鋼板を室温から６００℃～７５０℃の温度Ｔ１まで、少なくとも３℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱することから開始し、
ｏ第２の段階が、さらに鋼板をＴ１からＡｃ１～Ａｃ３の均熱温度Ｔ２まで、ＨＲ２がＨＲ１よりも遅い１５℃／秒以下の加熱速度ＨＲ２で加熱することから開始する、ステップと、
次に、Ｔ２で１０～５００秒間焼鈍を実施するステップと、
次に、冷間圧延鋼板をＴ２から３７５℃～４８０℃の過時効温度Ｔｏｖｅｒまで少なくとも１０℃／秒の平均冷却速度で冷却するステップであって、かかる冷却が、Ｔ２から６００℃～７５０℃の温度Ｔｓｃの任意の徐冷サブステップを２℃／秒以下の徐冷速度で含むことができる、ステップと、
次に、前記冷間圧延鋼板をＴｏｖｅｒで５～５００秒間過時効処理し、４２０℃～６８０℃の温度範囲にして被覆を容易にするステップと、
次に、冷間圧延板を被覆して、冷間圧延被覆鋼板を得るステップと、
を含む、方法。 - 巻取り温度が４７５℃～６２５℃である、請求項１８に記載の方法。
- 仕上げ圧延温度が８５０℃を超える、請求項１８又は１９に記載の方法。
- 焼鈍後の平均冷却速度が１５℃／秒を超える、請求項１８～２０のいずれか一項に記載の方法。
- Ｔ２がＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３であり、Ｔ２が焼鈍の終了時に少なくとも６０％のオーステナイトの存在を確実にするように選択される、請求項１８～２１のいずれか一項に記載の方法。
- Ｔ２がＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３であり、Ｔ２が焼鈍の終了時に少なくとも７０％のオーステナイトの存在を確実にするように選択される、請求項２２に記載の方法。
- 過時効Ｔｏｖｅｒのための温度が３８０℃～４６０℃である、請求項１８～２３のいずれか一項に記載の方法。
- 冷間圧延鋼板を加熱する第１の段階が、６５０℃～７５０℃の温度Ｔ１で、少なくとも５℃／秒の加熱速度ＨＲ１で終了する、請求項１８～２４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の製造のための、請求項１～１７のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１８～２５の方法に従って製造された鋼板の使用。
- 請求項２６に従って得られた部品を含む、車両。
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