JP2023011853A - 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Pipard Jean-Marc
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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Abstract

【課題】冷間圧延熱処理鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】重量％で、０．１０≦炭素≦０．５％、１≦マンガン≦３．４％、０．５≦ケイ素≦２．５％、０．０３％≦アルミニウム≦１．５％、硫黄≦０．００３％、０．００２≦リン≦０．０２％、窒素≦０．０１％を含み、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％、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％の１つ以上を含み、残余組成が鉄と不可避不純物からなり、残留オーステナイト、焼鈍ベイナイト、ベイナイト、焼入れマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを含む冷間圧延熱処理鋼板。【選択図】なし

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熱処理鋼板に関する。
自動車部品は、成形のしやすさと強度という２つの矛盾した必要条件を満たす必要があるが、近年、地球環境への配慮から、自動車には燃費の向上という３つ目の要件も与えられている。したがって、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリの適合しやすさの基準に適合し、同時に、車両の耐衝突性及び耐久性の強度を向上させながら、車両重量を低減し燃費を向上させる必要があるため、成形性の高い材料で製作する必要がある。
したがって、材料の強度を高めることにより、自動車で使用される材料の量を低減するために、熱心な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の高強度化は成形性を低下させるため、高強度と高成形性とを両立させ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、そのいくつかは、本発明の最終的な評価のために本明細書に列挙されている。
ＥＰ３１４４４０６は、優れた延性を有する高強度冷間圧延鋼板を特許請求しており、この鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１％～０．３％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１％～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５％～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５％～３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を除く）を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物であり、ケイ素とアルミニウムとの合計（Ｓｉ＋Ａｌ）（重量％）は１．０％以上を満たし、微細組織は、面積分率で、短軸と長軸との比が０．４以上のポリゴナルフェライトを５％以下、短軸と長軸との比が０．４以下の針状フェライトを７０％以下（０％を除く）、針状残留オーステナイトを２５％以下（０％を除く）含み、残部がマルテンサイトである。さらに、ＥＰ３１４４４０６は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼を想定している。
ＥＰ３１２８０２３には、伸び、穴拡げ性に優れ、耐遅れ破壊性を有し且つ高降伏比の、高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法が記載されている。高降伏比の高強度冷間圧延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１３％～０．２５％、Ｓｉ：１．２％～２．２％、Ｍｎ：２．０％～３．２％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％～０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．０５５％～０．１３０％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有する。鋼板は、体積分率で平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを２％～１５％、体積分率で平均結晶粒径０．３～２．０μｍの残留オーステナイトを５～２０％、体積分率で平均粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを１０％以下（０％を含む）含み、残部がベイナイトと焼戻しマルテンサイトである微細組織を有し、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下である。
ＥＰ３００９５２７は、伸び、伸びフランジ性に優れ、且つ高降伏比の、高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法を提供する。高強度冷間圧延鋼板は、ある組成とある微細組織とを有している。この組成は、質量ベースで、０．１５％～０．２７％のＣ、０．８％～２．４％のＳｉ、２．３％～３．５％のＭｎ、０．０８％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．０１％～０．０８％のＡｌ、０．０１０％以下のＮを含み、残部はＦｅ及び不可避不純物である。この微細組織は、平均粒径が５μｍ以下で体積分率が３％～２０％のフェライト、体積分率が５％～２０％の残留オーステナイト、体積分率が５％～２０％のマルテンサイトを含み、残部はベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである。粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、粒径が２μｍ以下のマルテンサイト、又はそれらの混合相の総数は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の２，０００μｍ２あたり１５０以上である。
欧州特許第３１４４４０６号明細書 欧州特許第３１２８０２３号明細書 欧州特許第３００９５２７号明細書
本発明の目的は、
－ ９５０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａを超える極限引張強度と、
－ ２０％以上、好ましくは２１％を超える全伸びと、
を同時に有する冷間圧延熱処理鋼板を利用可能にしてこれらの問題を解決することである。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、降伏強度／引張強度比が０．６０以上である。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度も示し得る。
好ましくは、そのような鋼はまた、溶接性及び塗装性がよく、成形、特に圧延に良く適合し得る。
本発明の別の目的はまた、製造パラメータの変化に対してロバストでありながら、従来の工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。
本発明の冷間圧延熱処理鋼板は、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任意にコーティングしてもよい。
炭素は、鋼中に０．１０％～０．５％の間存在する。炭素は、マルテンサイトなどの低温変態相を生成して本発明の鋼の強度を高めるために必要な元素であり、さらにオーステナイト安定化において中心的な役割を果たすため、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２つの重要な役割を果たし、１つは強度を高めることで、もう１つはオーステナイトを保持して延性を与えることである。しかし、炭素含有量が０．１０％未満の場合、本発明の鋼が必要とする適切な量のオーステナイトを安定化させることはできないであろう。一方、炭素含有量が０．５％を超えると、鋼のスポット溶接性が低下し、自動車部品への適用が制限される。
本発明の鋼のマンガン含有量は、１％～３．４％の間である。この元素はガンマ型である。マンガンを添加する目的は、オーステナイトを含む組織を本質的に得ることである。マンガンは、オーステナイトを室温で安定化させて残留オーステナイトを得る元素である。本発明の鋼板の強度及び焼入れ性を提供するため、並びにオーステナイトを安定化させるために、少なくとも１重量％の量のマンガンが必須である。したがって、提示の発明では、３．４％など、より高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガン含有量が３．４％を超えると、ベイナイト変態の等温保持中にオーステナイトからベイナイトへの変態を遅らせるなどの悪影響が生じる。さらに、マンガン含有量が３．４％を超えると、本鋼の溶接性が低下し、延性の目標を達成できない場合がある。マンガンの好ましい範囲は１．２％～２．３％であり、より好ましい範囲は１．２％～２．２％の間である。
本発明の鋼のケイ素含有量は、０．５％～２．５％の間である。ケイ素は、過時効中に炭化物の析出を遅らせる成分であり、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する。さらに、炭化物へのケイ素の溶解度が低いため、炭化物の形成を効果的に抑制又は遅延し、したがって、本発明に従って本発明の鋼にその本質的な機械的特性を与えることが求められるベイナイト組織における低密度炭化物の形成を促進する。しかしながら、ケイ素の不均衡な含有量は、言及された効果をもたらさず、焼戻し脆化などの問題を引き起こす。したがって、濃度は上限の２．５％以内に抑えられている。
アルミニウムの含有量は０．０３％～１．５％の間である。本発明において、アルミニウムは、溶鋼中に存在する酸素を除去して、凝固工程中に酸素が気相を形成するのを防ぐ。アルミニウムはまた、鋼の窒素を固定して窒化アルミニウムを形成し、粒子のサイズを小さくする。アルミニウムの含有量が１．５％を超えると、Ａｃ３点が高温になり、生産性が低下する。高マンガン含有量を添加する場合、変態点及び温度によるオーステナイト形成の進展に対するマンガンの影響を相殺するために、１．０～１．５％の間のアルミニウム含有量を使用できる。
本発明の鋼のクロム含有量は、０．０５％～１％の間である。クロムは、鋼に強度及び硬化をもたらす必須元素であるが、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％未満のクロム含有量では、ベイナイト組織の炭化物の分散パターンが粗くなり、したがって、ベイナイトの炭化物密度は低く保たれる。
ニオブは本発明の鋼中に０．００１～０．１％の間存在し、炭窒化物を形成して析出硬化によって本発明の鋼の強度を与えるために適している。ニオブはまた、炭窒化物としてのその析出を通じて、及び加熱工程中の再結晶化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与える。したがって、製品の硬化をもたらす焼鈍完了後の結果として、温度保持の最後により細かな微細組織が形成される。ただし、ニオブ含有量が０．１％を超えると、その影響の飽和効果が観察され、つまり、ニオブを追加しても製品の強度が向上しないことを意味し、経済的な関心をひかない。
ニオブと同様に、本発明の鋼には０．００１％～０．１％の間のチタンが添加され、チタンは炭窒化物に関与するので、本発明の鋼を硬化する役割を果たす。しかし、チタンは、鋳造品の凝固中に現れる窒化チタンも形成する。チタンの量は、成形性に有害な粗い窒化チタン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、本発明の鋼にいかなる影響も与えない。
本発明の鋼のリン成分は、０．００２％～０．０２％の間であり、リンは、特に粒界で偏析又はマンガンと共偏析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、０．０２％、好ましくは０．０１３％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まれていてもよく、本発明の観点からは、硫黄含有量はできる限り少ない方が好ましいが、製造コストの観点から０．００３％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、硫黄は結合して、特にマンガンと硫化物を形成し、本発明に対するマンガンの有益な影響を低減する。
本発明の鋼のカルシウム含有量は、０．００１％～０．００５％の間である。本発明の鋼には、特に介在物処理中に、任意元素としてカルシウムが添加される。カルシウムは、球状の有害な硫黄含有量を捕捉して硫黄の有害な影響を遅らせることにより、鋼の精錬に貢献する。
窒素は、鋼の機械的特性に有害な材料の時効を回避し、凝固中の窒化アルミニウムの析出を最小限に抑えるために、０．０１％に制限されている。
モリブデンは、本発明の鋼の０％～０．５％を構成する任意元素であり、モリブデンは、焼入れ性及び硬度の向上に効果的な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅らせ、ベイナイト中での炭化物の析出を回避する。ただし、モリブデンの添加によって、合金元素添加のコストが過度に増大するので、経済的理由から、その含有量は０．５％に制限される。
鋼の強度を高め、耐食性を向上させるために、任意元素として０．０１％～２％の量で銅を添加してもよい。このような効果を得るには、最低０．０１％が必要である。ただし、銅の含有量が２％を超えると、表面性状が低下する可能性がある。
鋼の強度を高め、靭性を向上させるために、任意元素として０．０１％～３％のニッケルを添加してもよい。このような効果を得るには、最低０．０１％が必要である。ただし、その含有量が３．０％を超えると、ニッケルは延性の低下を引き起こす。
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効果があり、経済的な観点から、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などの他の元素は、個別に、又は組み合わせて、以下の割合で、セリウム≦０．１％、ホウ素≦０．００３％、マグネシウム≦０．０１０％、ジルコニウム≦０．０１０％で添加できる。示した最大含有量レベルまで、これらの元素によって凝固中に粒子を微細化することが可能になる。鋼の組成の残部は、鉄と、処理に起因する不可避不純物とから成る。
本発明により特許請求される鋼板の微細組織は、面積分率で本発明の鋼の微細組織の１０％～４０％の間を構成するベイナイトから成る。本発明において、本発明のベイナイトは、ラスベイナイトとグラニュラーベイナイトとから累積的に成る。全伸びを２０％にするには、１０％のベイナイトが必須である。
残留オーステナイトは、面積分率で鋼の１０～３０％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いるため、有効な炭素トラップとして機能し、ベイナイトで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パーセンテージは、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、強化された延性を与える。
焼鈍ベイナイトは、面積分率で本発明の鋼の微細組織の５％～５０％を構成する。焼鈍ベイナイトは、本発明の鋼に強度及び成形性を与える。焼鈍ベイナイトは、Ｔｓｏａｋｉｎｇ～Ａｃ３の間の温度で２回目の焼鈍中に形成される。本発明の鋼が目標の伸びに到達するには、５％の焼鈍ベイナイトが必要であるが、焼鈍ベイナイトの量が５０％を超えると、本発明の鋼は強度に到達できない。
焼入れマルテンサイトは、面積分率で微細組織の１％～２０％を構成する。焼入れマルテンサイトは、本発明に強度を与える。焼入れマルテンサイトは、２回目の焼鈍の冷却中に形成される。最小値は必要ないが、焼入れマルテンサイトが２０％を超えると、過度の強度が得られるが、許容限度を超えて他の機械的特性が低下する。
焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細組織の０％～３０％を構成する。マルテンサイトは、鋼がＴｃｍｉｎ～Ｔｃｍａｘの間で冷却され、過時効保持中に焼き戻されると形成され得る。焼戻しマルテンサイトは、本発明に延性及び強度を与える。焼戻しマルテンサイトが３０％を超えると、過度の強度が得られるが、許容限度を超えて伸びが減少する。
上記の微細組織に加えて、冷間圧延熱処理鋼板の微細組織は、鋼板の機械的特性を損なうことなく、パーライト、フェライト及びセメンタイトなどの微細組織構成要素を含まない。
本発明による鋼板は、任意の適切な方法によって製造できる。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にある。鋳造は、インゴットに、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態に連続的に行うことができ、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最大数十ミリメートルの範囲の厚さである。
たとえば、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、スラブは、連続鋳造工程中に直接軟質減少を任意に行って、中央偏析を回避し、局所炭素と公称炭素との比率が１．１０未満に保たれるようにする。連続鋳造工程によってもたらされるスラブは、連続鋳造後に高温で直接使用でき、又は最初に室温まで冷却してから熱間圧延のために再加熱してもよい。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１２００℃であり、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１２００℃未満の場合、圧延機に過度の負荷がかかり、さらに、仕上げ圧延時に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下し、それによって、組織に変態フェライトが含まれる状態で鋼が圧延される。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でき、最終圧延温度がＡｃ３を超えるように、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。
Ａｃ３～Ａｃ３＋１００℃の間の最終圧延温度範囲は、再結晶化及び圧延に有利な組織を有するために好ましい。Ａｃ３を超える温度で最終圧延パスを実行する必要があり、これは、この温度未満では鋼板の圧延性が大幅に低下するためである。このようにして得られた鋼板は次に、３０℃／秒を超える冷却速度で、６００℃未満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。
熱間圧延鋼板は、熱間圧延鋼板の楕円化を回避するために６００℃未満、好ましくはスケール形成を回避するために５７０℃未満の巻取り温度で巻き取られる。巻取り温度の好ましい範囲は、３５０～５７０℃の間である。巻き取られた熱間圧延鋼板は、任意の熱間帯鋼焼鈍にかける前に室温まで冷却される。
熱間圧延鋼板は、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工程にかけてもよい。次に、熱間圧延板は、４００℃～７５０℃の間の温度で少なくとも１２時間、９６時間以下、任意の熱間帯鋼焼鈍にかけてもよいが、温度は、部分的な熱間圧延微細組織の変態、したがって、微細組織の均一性の喪失を回避するため７５０℃未満に保たれる。その後、任意のスケール除去ステップを実行して、たとえばそのような鋼板の酸洗を介してスケールを除去してもよい。この熱間圧延鋼板は、板厚３５～９０％減で冷間圧延される。次に、冷間圧延工程から得られた冷間圧延鋼板は、本発明の鋼に微細組織及び機械的特性を与えるために、２つのステップの焼鈍にかけられる。
冷間圧延鋼板の最初の焼鈍では、冷間圧延鋼板は、３℃／秒を超える加熱速度でＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃の間の均熱温度まで加熱され、本鋼のＡｃ３は、以下の式：
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
を使用して計算され、式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
鋼板は、１０秒～５００秒間、均熱温度に保持して、完全に再結晶化させ、強力に加工硬化させた初期組織のオーステナイトに完全に変態させる。次に、鋼板を２５℃／秒を超える冷却速度で３８０℃～４８０℃の間の範囲、好ましくは３８０～４５０℃の間の範囲に冷却し、冷間圧延鋼板を１０秒～５００秒保持し、その後、冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、焼鈍冷間圧延鋼板を得る。
冷間圧延焼鈍鋼板の２回目の焼鈍では、３℃／秒を超える加熱速度で、Ｔｓｏａｋｉｎｇ～Ａｃ３の間の均熱温度まで加熱され、
Ｔｓｏａｋｉｎｇ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
であり、式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
適切な再結晶化及び変態を確実にし、微細組織中に最低５０％のオーステナイトを得るには、１０秒～５００秒間である。次に、鋼板は、２０℃／秒を超える冷却速度で、Ｔｃｍａｘ～Ｔｃｍｉｎの間の範囲の温度に冷却される。これらのＴｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは、以下：
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
のように定義され、式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
その後、冷間圧延焼鈍鋼板を３５０～５５０℃の温度範囲にし、５～５００秒間保持して、適切な量のベイナイトの形成を保証し、マルテンサイトを焼戻して本発明の鋼に目標の機械的特性を与える。その後、冷間圧延焼鈍鋼板を、少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、焼入れマルテンサイトを形成して冷間圧延熱処理鋼板を得る。
次に、冷間圧延熱処理鋼板は、任意に、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤ、溶融めっき（ＧＩ／ＧＡ）などの既知の工業方法のいずれかによってコーティングしてもよい。電気亜鉛めっきは、特許請求された冷間圧延熱処理鋼板の機械的特性又は微細組織を変更も修正もしない。電気亜鉛めっきは、従来の工業方法、たとえば電気めっきによって行うことができる。
本明細書に提示される以下の試験、実施例、比喩的な例示及び表は、本質的に非限定的であり、例示のみを目的とするとみなされるべきであり、本発明の有利な特徴を示す。
異なる組成の鋼で作製された鋼板が表１にまとめられており、鋼板はそれぞれ、表２に明示された工程パラメータに従って製造される。その後の表３は、試験中に得られた鋼板の微細組織をまとめたものであり、表４は、得られた特性の評価結果をまとめたものである。
表１は、重量パーセントで表した組成の鋼を示している。本発明による鋼板の製造のための鋼組成Ｉ１～Ｉ５であり、この表は、表中にＲ１～Ｒ４で指定した参照鋼組成についても明記する。表１はまた、本発明の鋼と参照鋼との間の比較表として役立つ。表１は以下の通りである。
Figure 2023011853000001
＜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ものである。鋼組成Ｉ１～Ｉ５は、本発明による鋼板の製造に役立つ。この表は、表中にＲ１～Ｒ４で指定した参照鋼についても明記する。表２は、Ｔｃｍｉｎ及びＴｃｍａｘの表も示す。これらのＴｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは、本発明の鋼及び参照鋼に対して、以下：Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
のように定義されている。
さらに、本発明の鋼及び参照鋼に対して焼鈍処理を行う前に、鋼を１０００℃～１２８０℃の間の温度に加熱し、次に８５０℃を超える仕上げ温度で熱間圧延にかけ、６００℃未満の温度で巻き取った。次に、熱間圧延コイルを特許請求したように処理し、その後、板厚３０～９５％の間減になるように冷間圧延した。本発明の鋼と参照鋼との両方のこれらの冷間圧延鋼板は、本明細書の表２に列挙した熱処理に供した。
Figure 2023011853000002
＜表３＞
表３は、本発明の鋼と参照鋼との両方の微細組織組成を決定するために、走査型電子顕微鏡などのさまざまな顕微鏡の標準に従って行われた試験の結果を例示する。
結果をここに明示する。
Figure 2023011853000003
＜表４＞
表４は、本発明の鋼と参照鋼との両方の機械的特性を例示する。引張強度、降伏強度及び全伸びを測定するために、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って行う。
以降に、規格に従って行ったさまざまな機械的試験の結果を表にまとめる。
Figure 2023011853000004

Claims (21)

  1. 冷間圧延熱処理鋼板であって、重量パーセントで表した以下の元素：
    ０．１０％≦炭素≦０．５％
    １％≦マンガン≦３．４％
    ０．５％≦ケイ素≦２．５％
    ０．０３％≦アルミニウム≦１．５％
    硫黄≦０．００３％
    ０．００２％≦リン≦０．０２％
    窒素≦０．０１％
    を含み、以下の任意の元素：
    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％
    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１つ以上含み得る組成を有し、残余組成が、鉄と処理によって生じた不可避不純物とから構成されており、前記圧延鋼板の微細組織が、面積分率で、１０～３０％の残留オーステナイト、５～５０％の焼鈍ベイナイト、１０～４０％のベイナイト、１％～２０％の焼入れマルテンサイト及び３０％未満の焼戻しマルテンサイトを含み、ベイナイトと残留オーステナイトとの合計量が３０％以上である、冷間圧延熱処理鋼板。
  2. 該組成が、０．７％≦ケイ素≦２．２％を含む、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  3. 該組成が、１％≦ケイ素≦２．２％を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  4. 該組成が、０．０３％≦アルミニウム≦１．０％を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  5. 該組成が、１．２％≦マンガン≦２．３％を含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  6. 該組成が、０．０５％≦クロム≦０．５％を含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  7. 残留オーステナイト相とベイナイト相との合計が、３５％を超える、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  8. 焼鈍ベイナイト相とベイナイト相との合計が、４５％を超える、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  9. 残留オーステナイトが１５～３０％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熱処理鋼板。
  10. ベイナイトが１５％～４０％の間である、請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  11. ９５０ＭＰａを超える引張強度及び２０％以上の全伸びを有する、請求項１～１０のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  12. ６００ＭＰａを超える降伏強度を有し、及び降伏強度と引張強度との比が０．６以上である、請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  13. １０００ＭＰａ～１１００ＭＰａの間の引張強度及び２３％以上の全伸びを有する、請求項１～１２のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  14. フェライトを含まないことを特徴とする、請求項１～１３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  15. 請求項１～１４に記載の冷間圧延熱処理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、
    － 前記半完成品を１２００℃～１２８０℃の間の温度にまで再加熱するステップ、
    － 熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を超えるようにオーステナイト範囲で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該鋼板を６００℃未満の巻取り温度にまで冷却し、及び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にまで冷却するステップ、
    － 任意で、前記熱間圧延鋼板にスケール除去工程を実施するステップ、
    － 任意で、４００℃～７５０℃の間の温度で熱間圧延鋼板に焼鈍を実施し、
    － 任意で、前記熱間圧延鋼板にスケール除去工程を実施するステップ、
    － 前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の間の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
    － 次に、前記冷間圧延鋼板を３℃／秒を超える速度でＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃の間の均熱温度にまで加熱し、それを１０～５００秒間保持することにより、１回目の焼鈍を実施するステップ、
    － 次に、該鋼板を２５℃／秒を超える速度で３８０℃～４８０℃の間の温度にまで冷却し、及び該冷間圧延鋼板を１０～５００秒の間の時間保持するステップ、
    － 該冷間圧延鋼板を室温にまで冷却し、冷間圧延焼鈍鋼板を得るステップ、
    － 次に、前記冷間圧延焼鈍鋼板を３℃／秒を超える速度でＴｓｏａｋｉｎｇ～Ａｃ３の間の均熱温度にまで加熱し、それを１０～５００秒間保持することにより、２回目の焼鈍を実施するステップ、
    － 次に、該鋼板を２０℃／秒を超える速度でＴｃｍａｘ～Ｔｃｍｉｎの間の温度範囲にまで冷却するステップであって、Ｔｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは以下：
    ・Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
    ・Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
    のように定義され、式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ及びＮｂは、該鋼中の元素の重量％である、ステップ、
    － 次に、前記冷間圧延焼鈍鋼板を５～５００秒間で３５０℃～５５０℃の間の温度範囲にまでし、前記焼鈍冷間圧延鋼板を１℃／秒を超える冷却速度で室温にまで冷却して冷間圧延熱処理鋼板を得るステップ
    を含む、製造方法。
  16. 前記熱間圧延鋼板の巻取り温度が５７０℃未満である、請求項１５に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
  17. 該冷間圧延鋼板に、１０秒～５００秒間、Ａｃ３～Ａｃ３＋７５℃の間の均熱温度で１回目の焼鈍を行う、請求項１５又は１６に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
  18. 最初の焼鈍が行われた冷間圧延鋼板を、Ｔｓｏａｋｉｎｇ～Ａｃ３の間で、オーステナイトと焼鈍ベイナイトとの比が５０：５０～９０：１０の間になるように、１０秒～５００秒間、連続的に焼鈍する、請求項１５～１７のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
  19. 車両の構造部品又は安全部品の製造のための、請求項１～１４のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１５～１８に記載の方法に従って製造された鋼板の使用。
  20. 前記鋼板のフレキシブル圧延により、請求項１９に従って得られる部品。
  21. 請求項１４～２０のいずれか一項に従って得られた部品を含む車両。
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