JP2022544765A - 高強度鋼製品及び該製品を製造するためのアニーリングプロセス - Google Patents

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Abstract

本発明は、制御された組成を有する鋼板製品を、２つの工程ののアニーリングプロセスに付して、所望のミクロ組織と、高強度及び超高成形性等の良好な機械的特性を有する板製品を製造するものである。鋼板製品は、冷間圧延又は熱間圧延されることができる。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）が良好であり、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該当する。【選択図】 図１

Description

＜関連出願の相互参照＞
本出願は、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日出願された米国仮出願第６２／３９６，６０２号の優先権を主張し、２０１７年５月１０日に出願された米国特許出願第１５／５９１，３４４号（現米国特許第１０，３８５，４１９号）の一部継続出願である。本出願はまた、米国特許出願第１５／５９１，３４４号の継続出願であって、２０１９年７月２日に出願された米国特許出願第１６／４５９，７５７号の一部継続出願である。前記出願は全て、参照により本明細書に組み込まれる。
＜発明の分野＞
本発明は、良好な特性を有する高強度鋼製品、及び該製品を製造するためのアニーリングプロセスに関する。
＜背景情報＞
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、高合金成分を必要とするためであり、例えば、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、亜鉛をベースとするガルバニックコーティングで被覆することが困難であり、広範囲の用途で要求される薄ゲージ板に製造することが困難であった。
本発明は、所望のミクロ組織と、高強度及び超高成形性等の良好な機械的特性を有する板製品を製造するために、制御された組成を有し、２つの工程のアニーリングプロセスに付される鋼板製品を提供する。鋼板製品は、冷間圧延又は熱間圧延されてよい。本発明に基づいて処理された鋼は、標準のサブサイズＡＳＴＭ又はフルサイズＪＩＳの引張試験手順を用いた試験において、極限引張強さと全伸びの組合せ（ＵＴＳ・ＴＥ）特性が２５，０００ＭＰａ％超である。さらに、本発明に基づいて製造された鋼は、ＴＥと穴広がり(hole expansion)の良好な組合せを有しており、グローバル成形性及びローカル成形性の両方が良好である。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該当し、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、Ｃを０．１２～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８～３重量％含む高強度圧延鋼板製品を提供することであり、鋼板製品は２つの工程のアニーリングプロセスに付され、フェライトと、３：１よりも小さい平均アスペクト比を有する実質的に等軸の残留オーステナイトとを含み、極限引張強さと全伸びとの組合せであるＵＴＳ・ＴＥが２５，０００ＭＰａ％よりも大きい。
本発明の別の態様は、Ｃを０．１２～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８～３重量％含む高強度圧延鋼板製品を製造する方法を提供することである。この方法は、鋼板製品を、第１工程のアニーリングプロセスでマルテンサイト主体の組織を得た後、第２工程のプロセスに付すもので、前記第２工程のプロセスは、鋼板製品を７２０～８５０℃の温度の変態区間で均熱し、次いで、鋼板製品を３７０～４４５℃の温度で保持することを含む。
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、本発明の一実施形態に係るもので、２つの工程のアニーリングプロセスを示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図２は、本発明の別の実施形態に係るもので、２つの工程アニーリングプロセスを示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図３は、１つの製造設備において、２つの工程の加熱プロセスを、任意選択的に、溶融された亜鉛ベースのコーティング工程と組み合わせた２つの工程のアニーリングプロセスを示しており、時間に対して温度をプロットしたものである。
図４は、本発明の一実施形態の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２つの工程のアニーリングプロセスについて、時間に対して温度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、本発明の一実施形態における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、本発明の一実施形態における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、暗いフェライト結晶粒と明るいオーステナイト結晶粒を示している。
図７に示すオーステナイト結晶粒のアスペクト比を示す棒グラフである。
図９は、本発明の一実施形態における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、本発明の一実施形態における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１１は、図１に示される処理によって作製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作製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作製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作製された鋼板製品のＥＢＳＤ顕微鏡写真である。
図１５は、本発明の高強度鋼板製品と、本発明の範囲外の処理によって作製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、本発明の一実施形態に基づいてミル試験で作製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、本発明の一実施形態に基づく熱サイクルで処理された冷間圧延基材と熱間圧延基材について、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基材のＥＢＳＤ顕微鏡写真であって、暗いフェライト結晶粒と明るい残留オーステナイト結晶粒を示している。
図１９は、図１７に示す熱処理を施した熱間圧延基材のＥＢＳＤ顕微鏡写真であって、暗いフェライト結晶粒と明るい残留オーステナイト結晶粒を示している。
＜詳細な説明＞
本発明の高強度鋼板製品は、制御された組成物を有し、制御されたアニーリングプロセスとの組合せにより、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生成する。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あらゆる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の例を以下の表１に示す。
Figure 2022544765000002
鋼組成は、表１に列挙したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂの量に加えて、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は硬化をもたらし、固溶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、オーステナイト残留を増加させる。Ａｌは、熱処理中の炭化鉄の析出を抑制し、オーステナイト残留を増加させる。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段階アニーリングプロセスに付される。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％の全伸びを有することができ、例えば２２～４５％、又は２５～４０％である。
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値であると、鋼板製品は、グローバル成形性及びローカル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、２７，０００より大きいか、又は３０，０００より大きいか、又は３５，０００より大きい。
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％、最大で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、例えばローカル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、加熱セクション中にマルテンサイトの再結晶化及び／又は焼戻しによって形成されるか、又は第２のアニーリングプロセス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、例えば、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ってよく、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ってよく、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ってよく、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、例えば、平均アスペクト比が、３：１より小さいか、又は２：１より小さくてよく、例えば約１：１である。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、この場合は溶接性の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つの工程のアニーリングプロセスが用いられる。第１工程及び第２工程の各アニーリング工程では、熱処理を行うための複数の方法が用いられ得る。２つの工程のアニーリングプロセスの実施例は図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の両方の工程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。
＜工程１(Step 1)＞
アニーリングプロセスの第１工程の目的は、冷間圧延鋼板製品又は熱間圧延鋼板製品にマルテンサイトミクロ組織を生成することである。第１工程の第１アニーリング段階では、アニーリング温度は、Ａ３温度を超える温度が通常使用され、例えば、８２０℃以上のアニーリング温度が使用され得る。特定の実施形態では、第１段階のアニーリング温度は、典型的には、８３０～９８０℃の範囲であってよく、例えば８３０～９４０℃、又は８４０～９３０℃、又は８６０～９２５℃である。特定の実施形態では、ピークアニーリング温度は、典型的には、２０秒間以上保持されることができ、保持時間は、例えば２０～５００秒間、又は３０～２００秒間であり得る。加熱は、非酸化式又は酸化式の直接燃焼炉（ＤＦＦ）、酸素富化ＤＦＩ、誘導加熱、ガスラジアントチューブ加熱、電気ラジアント加熱等の従来の技術によって行われることができる。本発明のプロセスでの使用に適合した加熱システムの例は、Ｆｉｖｅｓ Ｓｔｅｉｎ社に譲渡された米国特許第５，７９８，００７号、第７，３６８，６８９号、第８，４２５，２２５号、第８，８４５，３２４号、米国特許出願公開第２００９／０１５８９７５号、及び国際公開第ＷＯ２０１５／０８３０４７号に記載されている。本発明のプロセスでの使用に適合した加熱システムの他の例として、Ｄｒｅｖｅｒ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社に譲渡された米国特許第７，３８４，４８９号、新日鉄住金株式会社に譲渡された米国特許第９，０９６，９１８号が挙げられる。これらの他にも、既知の適当な加熱システム及びプロセスを、工程１及び工程２で使用されることができる。
第１段階では、ピークアニーリング温度に達し、所定時間保持された後は、以下に詳細に記載するように、冷間圧延鋼板又は熱間圧延鋼板は、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)。急冷温度は、マルテンサイトを主体とするミクロ組織を形成するために、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、好ましくは、マルテンサイト変態終了温度（ＭＦ）より低い温度である。特定の実施形態では、鋼板製品は、第１工程のプロセスと第２工程のプロセスとの間で、３００℃未満の温度、例えば２００℃未満の温度に冷却されることができる。
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・温水又は高温水及び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。急冷速度は、典型的には、３０～２０００℃／秒の速度が使用され得る。
本発明のプロセスの使用に際しては、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プロセス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工程水急冷、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／急冷を使用されることができる。本発明のプロセスで使用できるよう構成された冷却／急冷システム及び工程を記載した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ＵＳ２００９／０１５８９７５Ａ１号、第２００９／０３１５２２８Ａ１号及び第２０１１／０２６６７２５Ａ１号が挙げられる。本発明のプロセスで使用できるよう構成された冷却／急冷システム及びプロセスの他の例として、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、第１段階のピークアニーリング温度に達し、鋼を急冷してマルテンサイトを形成した後、マルテンサイトは、任意選択的に、焼戻しを施すことにより、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、鋼の温度を室温から約５００℃まで上昇させて、最大６００秒間保持することによって行われる。焼戻しが利用される場合、焼戻し温度は一定温度に保持されてもよいが、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。その降下(ramp-down)速度は、典型的には１～４０℃／秒の範囲であってよく、例えば２～２０℃／秒である。図３に示されるように、単回通過(single pass)式設備炉の場合は、焼戻しは必要でない。
＜工程２(Step 2)＞
アニーリングプロセスの第２工程は、比較的高温のアニーリング温度で行われる第１段階と、比較的低温で行われる第２段階とを含む。これらの段階は、図４に記載されているように、第２アニーリングの「均熱(soaking)」ゾーン及び「保持(holding)」ゾーンとして構成される。温度は、最終製品に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工程の第１アニーリング段階では、均熱ゾーンの温度は、Ａ１とＡ３の間の温度が用いられることができ、例えば、７２０℃以上のアニーリング温度が用いられることができる。特定の実施形態において、均熱ゾーンの温度は、典型的には７２０～８５０℃の温度範囲であってよく、例えば７６０～８２５℃である。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秒間保持されることでき、保持時間は、例えば２０～３００秒間、又は３０～１５０秒間である。
第２工程の第１段階の間、均熱ゾーンの温度は、Ｍｓより比較的低い温度、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秒を要し、例えば１００～５００秒を要する。第２工程の第１段階の加熱は、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。
均熱ゾーン温度に達し、所定時間保持された後、鋼は、保持ゾーンまで、室温を超える制御された温度の冷却される。特定の実施形態において、鋼板製品は、第２工程の均熱プロセスと第２工程の保持工程との間で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までの冷却は、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までの冷却には、上記のものを含む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、保持ゾーン工程は、典型的には３６０～４４５℃の温度で行われ、例えば３７０～４４０℃の温度である。保持ゾーンでは、最大８００秒であってよく、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てもよいし、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、鋼が溶融被覆される(hot-dip coated)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、適当な温度の溶融被覆用ポットの中に装入することで、良好なめっき結果が得られる。
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秒を要してもよく、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℃／秒の範囲であってよく、例えば２～２０℃／秒である。
特定の実施形態によれば、第１工程及び第２工程のアニーリングプロセスの一方又は両方は、連続アニーリングライン（ＣＡＬ）で行うことができる。ＣＡＬ＋ＣＡＬプロセスを経た後、鋼は電気亜鉛めっきを施すことで、亜鉛をベースとする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(hot-dip galvanized)される。亜鉛めっき温度は、典型的には４４０～４８０℃の範囲であってよく、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）に第２工程アニーリングプロセスの一部として実施されることができる。このＣＡＬ＋ＣＧＬプロセスは、亜鉛又は亜鉛合金をベースとする溶融亜鉛めっきされた製品を製造するために用いられることができるし、被覆後に、鉄－亜鉛ガルバニール型被覆製品を製造するために再加熱されることができる。ニッケルをベースとする任意選択的な被覆工程は、亜鉛被覆特性を向上させるために、ＣＡＬ工程とＣＧＬの工程との間に行うことができる。第２工程で連続亜鉛めっきラインを使用すると、ＧＥＮ３(Generation 3)のめっき製品の製造において、ＣＡＬ＋ＣＡＬ＋ＥＧルートを使用する場合と比べて生産効率が向上する。
亜鉛めっきされた製品又は亜鉛基合金が溶融被覆された製品は、図３に示すように、２つの工程のアニーリングを単一ラインで行うことができるように特別に設計されたＣＧＬで製造されることもできる。この場合、ガルバニーリングは任意選択的であってよい。さらに、本発明において規定される非被覆第３世代鋼を製造するために、２つの工程の熱プロセスを組み合わせた単一の製造設備を特別に設計して構築することもできる。
以下の実施例は、本発明の様々な態様を例示することを意図しており、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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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、暗いフェライト粒子と明るいオーステナイト粒子を示している。
＜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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった鋼のミクロ組織を示す光学像である。図７中、写真の暗い領域はフェライト結晶粒であり、明るい領域はオーステナイト結晶粒である。図８は、図７に示すオーステナイト結晶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、商業的に入手したソフトウェアによる画像解析を用いてオーステナイト結晶粒のアスペクト比を決定するのに用いられた。図７は、オーステナイト結晶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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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の鋼は、７００～１，１００ＭＰａの範囲ＵＴＳレベルを示した。
＜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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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の鋼は７００ＭＰａ未満のＵＴＳレベルを示した。
＜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つの工程のアニーリングプロセスを行なった。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１～４の鋼は、１，１００ＭＰａを超えるＵＴＳレベルを示した。
＜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つの工程のアニーリングプロセスと同様なアニーリングプロセスを行なった。なお、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る。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２つの工程のアニーリングプロセスと同様なアニーリングプロセスを行なった。なお、第２のアニーリングの保持温度は、本発明の好ましい範囲から外れている。試料Ｎｏ．Ｃ１２の機械的特性は表２に記載されている。
Figure 2022544765000003
Figure 2022544765000004
図１５は、実施例１～８の試料１～８及び比較例１～１２の試料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に対応する線の概略が、図１５に描かれている。この図からもわかるように、本発明に基づいて製造された高強度鋼板試料は、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、本発明の実施例では、高いＵＴＳレベルで高い全伸びを有することが観察される。試料１～試料８の鋼は、第３世代の先進高強度鋼のカテゴリーに該当し、これは自動車及び他の産業にとって非常に好ましい。
＜実施例９＞
ＣＡＬ＋ＣＡＬプロセス又はＣＡＬ＋ＣＧＬプロセス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、ミル試験(mill trials)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 2022544765000005
図１６は、ミル試験材料の強度－伸びバランスを示しており、全てが２５，０００の最小ＵＴＳ・ＴＥ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。
＜実施例１０＞
表４の試料Ｎｏ．９Ａ～１２Ｂは、Ｃ：０．２３重量％、Ｍｎ：２．３重量％、Ｓｉ：０．６重量％、及びＡｌ：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であり、これらの鋼板に、図１７に示される２段階アニーリングプロセスを行なった。表４中、冷間圧延試料を「ＣＲ」基材タイプ、熱間圧延試料を「ＨＲ」基材タイプとして記載している。試料Ｎｏ．９Ａ～１２Ｂの機械的特性は表４に示されている。熱間圧延基材試料は、冷間圧延試料と同程度の優れたＹＳ、ＵＴＳ、ＴＥ及び穴広がり性を示した。これは、２段階アニーリングプロセスに直接処理された熱間圧延基材が第３世代の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に示されるＥＢＳＤフェーズマップにおいて、残留オーステナイト結晶粒がフェライト結晶粒よりも明るく示されているように、熱間圧延材料に対しても、オーステナイトについて、冷間圧延材料と同様な含有量、分布及び形態が観察された。図１８は冷間圧延試料１１Ａのオーステナイト含有量を示し、図１９は熱間圧延試料１２Ａのオーステナイト含有量を示している。ミクロ組織は、両方とも、オーステナイトは、微細で等軸主体の分布が観察される。
Figure 2022544765000006
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 (33)

  1. Ｃを０．１２～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８～３重量％含む高強度圧延鋼板製品であって、
    前記鋼板製品は２つの工程ののアニーリングプロセスに付されて、フェライト結晶粒と、平均アスペクト比が３：１より小さい実質的に等軸の残留オーステナイト結晶粒とを含み、極限引張強さと全伸びとの組合せであるＵＴＳ・ＴＥが２５，０００ＭＰａ％より大きい、高強度圧延鋼板製品。
  2. Ｓｉは最大２重量％含み、Ａｌは最大２重量％を含み、圧延鋼板製品は、最大０．０５重量％のＴｉと、最大０．０５重量％のＮｂとをさらに含む、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  3. Ｃは０．１５～０．４重量％含み、Ｍｎは１．３～２．５重量％含み、Ｓｉは０．２～１．８重量％含み、Ａｌは最大１．５重量％含み、Ｔｉは最大０．０３重量％含み、Ｎｂは最大０．０３重量％含む、請求項２の高強度圧延鋼板製品。
  4. フェライトは、少なくとも５０体積％を含み、残留オーステナイトは、５～２５体積％を含み、前記残留オーステナイト結晶粒の平均アスペクト比は、２：１より小さい、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  5. 残留オーステナイトは、１０ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  6. 残留オーステナイトは、１ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項５の高強度圧延鋼板製品。
  7. 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５の高強度圧延鋼板製品。
  8. 圧延鋼板製品は、７２０～１，１００ＭＰａの極限引張強さと、少なくとも２０％の全伸びを有する、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  9. 圧延鋼板製品は、２０％超の穴広がり比を有する、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  10. ＵＴＳ・ＴＥは、少なくとも２７，０００ＭＰａ％である、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  11. 圧延鋼板製品に亜鉛をベースとするコーティングをさらに含む、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  12. 圧延鋼板製品は熱間圧延されている、請求項１の高強度圧延鋼板製品。
  13. Ｃを０．１２～０．５重量％、Ｍｎを１～３重量％、Ｓｉ及びＡｌの組合せを０．８～３重量％含む高強度圧延鋼板製品を製造する方法であって、
    前記鋼板製品を第１工程のアニーリングプロセスに付して、マルテンサイト主体のミクロ組織を得ることと、
    前記鋼板製品を第２工程のプロセスに付すことと、を含み、前記第２工程のプロセスが、前記鋼板製品を７２０～８５０℃の温度の変態区間で均熱し、次いで、前記鋼板製品を３６０～４４５℃の温度で保持することを含み、前記鋼板製品が、フェライト結晶粒と、平均アスペクト比が３：１より小さい実質的に等軸の残留オーステナイト結晶粒とを含み、極限引張強さと全伸びとの組合せであるＵＴＳ・ＴＥが２５，０００ＭＰａ％より大きい、方法。
  14. 第１工程のアニーリングプロセスは、８２０℃を超える温度で行われる、請求項１３の方法。
  15. 第１工程のアニーリングプロセスは、８３０～９４０℃の温度で行われる、請求項１３の方法。
  16. 第２工程の均熱プロセスは、７２０～８５０℃の温度で行われ、第２工程の保持プロセスは３７０～４４０℃の温度で行われる、請求項１３の方法。
  17. 前記鋼板製品は、第１工程のプロセスと第２工程のプロセスとの間で、３００℃より低い温度に冷却される、請求項１３の方法。
  18. 前記鋼板製品は、第２工程の均熱プロセスと第２工程の保持プロセスとの間で、３００℃を超える温度に維持される、請求項１３の方法。
  19. 第１工程のアニーリングプロセスは、連続アニーリングラインで行われ、第２工程のプロセスは、連続アニーリングラインで行われる、請求項１３の方法。
  20. 同じ連続アニーリングラインが、第１工程のアニーリングプロセス及び第２工程のプロセスの両方に用いられる、請求項１９の方法。
  21. 別個の連続アニーリングラインが、第１工程のアニーリングプロセス及び第２工程のプロセスに用いられる、請求項１９の方法。
  22. 第１工程のアニーリングプロセスは、連続アニーリングラインで行われ、第２工程のプロセスは、連続亜鉛めっきラインで行われる、請求項１３の方法。
  23. 圧延鋼板製品を亜鉛をベースとするコーティングで電解被覆することをさらに含む、請求項１３の方法。
  24. Ｓｉは最大２重量％含み、Ａｌは最大２重量％含み、圧延鋼板製品は、最大０．０５重量％のＴｉと、最大０．０５重量％のＮｂとをさらに含む、請求項１３の方法。
  25. Ｃは０．１５～０．４重量％含み、Ｍｎは１．３～２．５重量％含み、Ｓｉは０．２～１．８重量％含み、Ａｌは最大１．５重量％含み、Ｔｉは最大０．０３重量％含み、Ｎｂは最大０．０３重量％含む、請求項２５の方法。
  26. 圧延鋼板製品は、第１工程のアニーリングプロセスの前に熱間圧延される、請求項１３の方法。
  27. フェライトは、少なくとも５０体積％含み、残留オーステナイトは、５～２５体積％含み、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比は、２：１より小さい、請求項１３の方法。
  28. 残留オーステナイトは、１０ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項１３の方法。
  29. 残留オーステナイトは、１ミクロン未満の平均結晶粒径を有する、請求項２９の方法。
  30. 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１３の方法。
  31. 圧延鋼板製品は、７２０～１，１００ＭＰａの極限引張強さと、少なくとも２０％の全伸びを有する、請求項１３の方法。
  32. 圧延鋼板製品は、２０％超の穴広がり比を有する、請求項１３の方法。
  33. 圧延鋼板製品に、亜鉛をベースとするコーティングを施すことをさらに含む、請求項１３の方法。
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