JP2023506476A - 熱処理冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
熱処理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、０．１％≦炭素≦０．２５％、２．１５％≦マンガン≦３．０％、１％≦ケイ素≦０．８％、０．１％≦アルミニウム≦０．９％、０．０５％≦クロム≦０．５％、０％≦リン≦０．０９％、０％≦硫黄≦０．０９％、０％≦窒素≦０．０９％、２．４％≦Ｃ＋Ｍｎ≦３％、０％≦ニオブ≦０．１％、０％≦チタン≦０．１％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦モリブデン≦１％、０％≦ニッケル≦１％、０％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦ホウ素≦０．０１％、０％≦セリウム≦０．１％、０％≦マグネシウム≦０．０５％、０％≦ジルコニウム≦０．０５％を含み、残余は鉄及び不可避の不純物から構成され、該鋼板の微細組織が、２０％～７０％のマルテンサイト、５～６０％の変態区間フェライト、５～３０％の変態フェライト、８％～２０％の残留オーステナイト、１～２０％のベイナイトを含み、変態区間フェライト及び変態フェライトの累積量が１５％～６５％である、熱処理冷間圧延鋼板。
Description
本発明は、９５０ＭＰａ以上の引張強さ及び１４．０％以上の全伸びを有し、車両用の鋼板として使用するのに適した高い強度及び高い形成性を有する冷間圧延鋼板に関する。
自動車部品には、２つの矛盾する必要性、すなわち、成形の容易さ及び強度を満足することが要求されているが、近年地球環境への配慮から自動車には燃費向上という３つ目の要求が求められている。このように、今や自動車部品は、複雑な自動車アセンブリへの適合の容易さの基準に合わせるために、高い成形性を有する材料で作られなければならず、同時に、燃費を改善するために自動車の重量を減少させながら、自動車の耐衝撃性及び耐久性のための強度を改善しなければならない。
そのため、材料の強度を向上させることにより自動車に使われる材料の量を減らすために、鋭意研究開発が進められている。逆に、鋼板の強度を増加させると成形性が低下するので、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、本発明を最終的に理解するためにそのいくつかを本明細書に列挙する。
ＥＰ２９７１２０９号は、自動車産業に使用するために成形性が改良され、Ｃ：０．１３～０．１９％、Ｍｎ：１．７０～２．５０％、Ｓｉ：０～０．１５％、Ａｌ：０．４０～１．００％、Ｃｒ：０．０５～０．２５％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｐ：０～０．１０％、Ｃａ：０～０．００４％、Ｓ：０～０．０５％、Ｎ：０～０．００７％の必須元素組成を有し、残余はＦｅ及び不可避の不純物であり、０．４０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％及びＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％であり、８～１２％の残留オーステナイト、２０～５０％のベイナイト、１０％未満のマルテンサイトを含み、残余がフェライトである、体積パーセントで表される複合相微細組織を有する高強度溶融亜鉛メッキ複合相鋼ストリップに関する特許であるが、この許可された特許は９００ＭＰａを超える引張強さに達することができない。
高強度及び高成形性の鋼板の製造に関する知られた先行技術は、いずれか一方又は他方が欠落する。したがって、高強度及び高成形性を有する冷間圧延鋼板及びその製造方法が必要である。
本発明の目的は、以下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り、これらの問題を解決することにある。
－ ９５０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａを超える極限引張強度、
－ １４．０％以上の全伸び、
－ ６００ＭＰａ以上、好ましくは６３０ＭＰａ以上の降伏強度。
－ ９５０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａを超える極限引張強度、
－ １４．０％以上の全伸び、
－ ６００ＭＰａ以上、好ましくは６３０ＭＰａ以上の降伏強度。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、０．５５を超えるＹＳ／ＴＳ比を有することができる。
好ましくは、このような鋼はまた、良好な溶接性及び被覆性と共に、成形、特に圧延にも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、製造パラメータの変動に向けて安定である一方で、従来の産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。
本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な説明から明らかになる。
鋼中には炭素が０．１～０．２５％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させることにより鋼板の強度を高めるために必要な元素である。さらに、炭素はオーステナイト安定化においても極めて重要な役割を果たす。含有量が０．１％未満であれば、オーステナイトの安定化及び少なくとも２０％のマルテンサイトの確保ができず、それによって強度及び延性が低下するであろう。一方、炭素含有量が０．２５％を超えると、溶接域及び熱影響域が著しく硬化し、溶接域の機械的特性が損なわれる。炭素の好ましい限度は０．１２～０．２２％の間、より好ましくは０．１５～０．２０％の間である。
本発明の鋼のマンガン含有量は２．１５～３．０％の間である。マンガンは、残留オーステナイトを得るためにオーステナイトを安定化するとともに強度を付与する元素である。少なくとも２．１５重量％の量のマンガンが、オーステナイトを安定化させるとともに鋼板の強度及び焼入性を提供するために見出されている。したがって、２．２～２．９％のようなより高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガンが３．０％を超えると、ベイナイト変態の等温保持中にベイナイトへのオーステナイトの変態を遅らせ、延性の低下をもたらすなどの悪影響が生じる。また、マンガン含有量が３．０％を超えると、本鋼の溶接性も低下するであろう。したがって、本発明の鋼のための好ましい限界は２．２％～２．９％の間、より好ましくは２．３％～２．６％の間である。
ケイ素は本発明の鋼の必須元素であり、ケイ素は０．１～０．８％の間で存在する。ケイ素は、固溶体強化により強度を付与するために、本発明の鋼に添加される。ケイ素は炭化物の析出を防止し、マルテンサイトの生成を促進することにより、微細組織の形成の一端を担っている。しかし、ケイ素含有量が０．８％を超えると、鋼の表面特性及び溶接性が劣化するため、珪素含有量は０．１５％～０．７％の間が好ましく、０．２％～０．６％の間がより好ましい。
本発明のアルミニウム含有量は０．１～０．９％の間である。アルミニウムは、本発明の鋼を脱酸化するために添加される。アルミニウムはアルファ形成性元素であり、炭化物の生成を遅らせることによりオーステナイトの安定化も促進する。これは鋼の成形性及び延性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．１％以上のアルミニウム含有量が必要である。しかし、アルミニウム含有量が０．９％を超えると、Ａｃ３点が許容範囲を超えて上昇し、オーステナイト単相を工業的に達成するのが非常に難しく、従って完全なオーステナイト領域での熱間圧延を実施できない。したがって、アルミニウム含有量は０．９％を超えてはならない。アルミニウムの存在の好ましい限度は０．２～０．８％の間、より好ましくは０．３～０．８％の間である。
本発明の鋼のクロム含有量は０．０５％～０．５％の間である。クロムは鋼に強度及び硬化を与える必須元素であるが、０．５％を超えて使用すると鋼の表面仕上げを損なう。クロムの好ましい限度は０．１～０．４％の間、より好ましくは０．１～０．３％の間である。
本発明の鋼のリン含有量は０．０９％に制限される。リンは固溶体中で硬化し、炭化物の生成も妨げる元素である。したがって、少なくとも０．００２％という少量のリンは有利となり得るが、リンは、特に結晶粒界での偏析又はマンガンとの共偏析の傾向による、スポット溶接性及び高温延性の低下のような悪影響も有する。これらの理由により、その含有量は、好ましくは最大０．０５％に制限される。
硫黄は必須元素ではないが、０．０９％まで鋼中に不純物として含まれることがある。硫黄含有量はできるだけ低い方が好ましいが、製造コストの面からは０．００１～０．０３％の間が好ましい。さらに、より多量の硫黄が鋼に存在する場合には、硫黄は、特にＭｎ及びＴｉと結合して硫化物を形成し、本発明に対するそれらの有益な影響を減少させる。
窒素は、材料の老化を避けるために０．０９％に制限されており、窒素は、バナジウム及びニオブとの析出強化によって本発明の鋼に強度を付与する窒化物を形成するが、窒素の存在が０．０９％を超えるときは常に、窒素は本発明にとって有害な多量の窒化アルミニウムを形成し得るので、窒素の好ましい上限は０．０１％である。
鋼中には炭素及びマンガンが２．４～３％の間で累積的に存在する。炭素及びマンガンは両者とも、本発明の鋼中のオーステナイトを安定化させると共に、本発明の鋼に強度を提供する。本発明の鋼の引張強さ９５０ＭＰａに達しながら、１４．０％の伸びを保証するために、８％の残留オーステナイトを有するために累積量は最低２．４％であるが、炭素及びマンガンの累積量が３％を超える場合はいつでも、強化効果が優勢であり、伸び及び引張強さのバランスはもはや興味をそそらない。炭素及びマンガンの累積的存在の好ましい限度は２．５～２．９％の間、より好ましくは２．５～２．８％の間である。
ニオブは、０．１％まで、好ましくは０．００１０～０．１％の間で鋼に加えることができる任意の元素である。ニオブは析出硬化により本発明の鋼に強度を付与する炭窒化物を形成するのに適している。ニオブは加熱中に再結晶を遅らせるので、保持温度の終了時に、そして結果として完全な焼鈍後に形成される微細組織はより微細であり、これは製品の硬化につながる。しかし、ニオブ含有量が０．１％を超えると、多量の炭窒化物が鋼の延性を低下させる傾向にあるので、その量の炭窒化物は本発明には好ましくない。
チタンは、本発明の鋼に０．１％まで、好ましくは０．００１％～０．１％の間で添加することができる任意の元素である。ニオブは、ニオブとして炭窒化物に含まれるため、硬化において役割を果たす。しかし、鋳造製品の凝固中に現れるＴｉＮを形成することも関与している。Ｔｉの量は穴広げに悪影響な粗大なＴｉＮを避けるために、０．１％に制限される。チタン含有量が０．００１％未満の場合、チタンは本発明の鋼に何ら影響を与えない。
バナジウムは、本発明の鋼に０．１％まで、好ましくは０．００１％～０．０１％の間で添加することができる任意の元素である。バナジウムは、ニオブとして炭窒化物に関与するため、硬化において役割を果たす。しかし、それは鋳造製品の凝固中に現れるＶＮの形成にも関与している。孔広げに悪影響な粗いＶＮを避けるために、Ｖの量は０．１％に制限される。バナジウム含有量が０．００１％未満の場合、バナジウムは本発明の鋼に何ら影響を与えない。
モリブデンは、本発明の鋼の０％～１％の間を構成する任意の元素であり、モリブデンは、本発明の鋼の焼入性を高め、焼鈍後の冷却中のフェライト及びベイナイトへのオーステナイトの変態に影響を及ぼす。しかし、モリブデンの添加は、合金元素の添加コストを過度に増大させるため、経済的な理由からその含有量は１％に制限される。
ニッケルは、鋼の強度を高め、その靭性を向上させるために、０％～１％の量で任意の元素として加えることができる。このような効果を生み出すには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有量が１％を超えると、ニッケルは延性劣化を引き起こす。
カルシウムは、本発明の鋼に０．００５％まで、好ましくは０．００１％～０．００５％の間で添加することができる任意の元素である。カルシウムは、特に内包物処理の間、任意の元素として本発明の鋼に添加される。カルシウムは、それを球状化する際に有害な硫黄内包物を阻むことによって、鋼の微細化に寄与する。
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、Ｃｅ≦０．１％、Ｂ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０５％及びＺｒ≦０．０５％の割合で個別に又は併用して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。
鋼の組成の残余は、鋼及び加工に起因する不可避の不純物からなる。
本発明による鋼板の微細組織は、２０％～７０％のマルテンサイト、５％～６０％の変態区間フェライト、５％～３０％の変態フェライト、８％～２０％の残留オーステナイト、１％～２０％のベイナイト及び１５％～６５％の面積率の間の変態区間フェライト及び変態フェライトの累積量を含む。
マルテンサイトは面積分率で微細組織の２０％～７０％の間を構成する。本発明のマルテンサイトは、島状ＭＡの形態と同様に、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ことができる。しかし、焼戻しマルテンサイトは、好ましくは、０％から１０％の間、好ましくは０から５％の間の量で鋼中に制限される任意の微細構成成分である。焼鈍後の冷却中に焼戻しマルテンサイトが生成することができる。過時効保持後の冷却中にフレッシュマルテンサイトが生成する。本発明のマルテンサイトはこのような鋼に延性及び強度を付与する。好ましくは、マルテンサイトの含有量は２０％～６０％の間、より好ましくは２４％～５６％の間である。
変態区間フェライトは、本発明の鋼の面積分率で微細組織の５％～６０％の間を構成する。この変態区間フェライトは、少なくとも１４．０％の全伸びを本発明の鋼に付与する。変態区間フェライトはＡｃ３未満の温度での焼鈍から生じる。以下に述べるように、変態区間フェライトは、「変換フェライト」と名付けた焼鈍後に生成され得るフェライトとは異なる。特に、変態フェライトとは逆に、変態区間フェライトは多角形である。その上、変態フェライトは炭素及びマンガンに富み、すなわち、変態区間フェライトの炭素及びマンガン含有量よりも高い炭素及びマンガン含有量をもつ。したがって、変態区間フェライト及び変態フェライトは、メタ重亜硫酸塩でエッチングした後、二次電子を用いたＦＥＧ－ＴＥＭ顕微鏡で顕微鏡写真を観察することにより区別できる。このような顕微鏡写真上では、変態区間フェライトは中程度の灰色で現れるが、変態フェライトは炭素及びマンガン含有量が高いため暗灰色で現れる。本発明の鋼中の変態区間フェライトの存在の好ましい限度は、５％～５０％の間、より好ましくは１０％～５０％の間である。
変態フェライトは、本発明の鋼についての面積分率で微細組織の５％～３０％を構成する。本発明の変態フェライトは、焼鈍後に形成されるフェライト、及び鋼を被覆する均熱処理の際に形成されるベイナイトフェライトから構成される。変態フェライトは、本発明の鋼に高強度及び伸びを付与する。１４．０％、好ましくは１５％以上の伸びを確保するためには、５％の変態フェライトを有する必要がある。本発明の変態フェライトは、焼鈍後の冷却中及び本鋼の鋼を被覆するための均熱処理中に形成される。本発明の変態フェライトは、変態区間フェライトと比較して炭素及びマンガンに富む。しかし、変態フェライト含有量が本発明の鋼に３０％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ができない。本発明に対するフェライトの存在の好ましい限度は６％～２５％の間、より好ましくは７％～２０％の間である。
残留オーステナイトは鋼の面積分率で８％～２０％を構成する。本発明による鋼の残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により延性を高める。本発明の残留オーステナイトはまた、島状ＭＡの形態で存在してもよい。オーステナイトの存在の好ましい限度は８％～１８％の間、より好ましくは８％～１５％の間である。好ましい実施形態において、残留オーステナイトは、０．８重量％より高く、１．１重量％より低い量、より好ましく０．９重量％～１．１重量％の間、さらにより好まし０．９５重量％～１．０５重量％の間の量の炭素を含む。
ベイナイトは、本発明の鋼についての面積分率で微細組織の１％～２０％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粒状ベイナイトからなる。９５０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、少なくとも１％のベイナイトを有する必要がある。ベイナイトは過時効保持中に形成される。
変態フェライト及び変態区間フェライトの累積量は１５％～６５％の間でなければならず、この変態フェライト及び変態区間フェライトの累積量は、９５０ＭＰａの引張強さと同様に、本発明の鋼が常に少なくとも１４．０％の全伸びを同時に有することを保証する。
本発明の鋼板は、任意の適切な方法によって得ることができる。しかし、以下の連続する工程を含む、本発明の好ましい実施形態による方法を使用することが好ましい。
このような方法には、本発明に係る化学組成を有する鋼の半完成品を提供することが含まれる。半完成品は、インゴットに鋳造するか、薄いスラブ又は薄いストリップの形態（すなわち、例えば、厚さはスラブの場合の約２２０ｍｍ～薄いストリップの場合の数十ミリメートルまでの範囲である）に連続的に鋳造することができる。
本発明の簡略化を目的として、スラブを半完成品とみなす。上記の化学組成を有するスラブは連続鋳造により製造され、このスラブは、中心部偏析の消失及び気孔率減少を確実にするために、鋳造中に好ましくは直接軽圧下を受けた。連続鋳造方法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、又はまず室温まで冷却され、次いで、熱間圧延のために再加熱することができる。
熱間圧延に供するスラブの温度は、少なくとも１０００℃、好ましくは少なくとも１０５０℃、好ましくは１１００℃を超え、１２５０℃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、圧延機に過大な荷重が加わり、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ことがあり、これにより鋼は組織中に変態フェライトが含まれる状態で圧延される。さらに、熱間圧延中に再結晶するこれらの結晶粒の能力を低下させる粗大なフェライト結晶粒をもたらす粗いフェライト結晶粒を形成させる危険性があるため、温度は１２５０℃を超えてはならない。初期フェライト粒径が大きいほど、それは再結晶しにくく、これはフェライトの再結晶の点で工業的に費用がかかり好ましくないため、１２５０℃を超える再加熱温度を避けなければならないことを意味する。
スラブの温度は、完全にオーステナイト範囲で熱間圧延を完了し、Ａｃ３～Ａｃ３＋２００℃の間で熱間圧延を行うことができるように、仕上げ熱間圧延温度はＡｃ３を超え、好ましくはＡｃ３＋５０℃を超えて留まるように、十分に高いことが好ましい。この温度未満では鋼板は圧延性の有意な低下を示すため、最終圧延はＡｃ３を超えて行う必要がある。最終的な圧延温度は、再結晶化及び圧延に好適な組織を有するために好ましくはＡｃ３＋５０℃を超えるべきである。
次いで、この方法で得られた板を、６００℃未満の巻取り温度まで少なくとも３０℃／秒の冷却速度で冷却する。好ましくは、冷却速度は６５℃／秒以下で３５℃／秒を超える。巻取り温度は、フェライト及びパーライトへのオーステナイトの変態を避け、均質なベイナイト及びマルテンサイト微細組織の形成に寄与するために、３５０℃を超えることが好ましい。
巻取られた熱間圧延鋼板は、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てもよく、又は任意のホットバンド焼鈍に直接送られてもよい。
必要に応じて、熱間圧延中に形成されたスケールを除去するために、熱間圧延鋼板に任意の酸洗いを施してもよい。次いで、熱間圧延板を、好ましくは１～９６時間の間４００～７５０℃の間の温度で任意のホットバンド焼鈍に供する。
その後、スケールを除去するために必要に応じてこの熱間圧延鋼板の酸洗いを行ってもよい。
次いで、熱間圧延鋼板を３５～９０％の間の圧下率で冷間圧延する。次いで、冷間圧延鋼板に焼鈍を施し、目標とする微細組織及び機械的特性を本発明の鋼に付与する。
次いで、前記冷間圧延鋼板を２段階焼鈍し、ここで第１の工程は前記鋼板を室温から６００℃～７５０℃の間の温度Ｔ１まで加熱することから始まり、加熱速度ＨＲ１は少なくとも２℃／秒であり、ＨＲ１の好ましい範囲は２℃／秒～４０℃／秒、より好ましくは３℃／秒～２５℃／秒であり、その後第２の工程は前記鋼板をさらにＴ１からＡｃ１～Ａｃ３の間の均熱温度Ｔ２まで加熱することから始まり、加熱速度ＨＲ２は１５℃／秒以下であり、ＨＲ２はＨＲ１よりも低く、その後、１０～５００秒の間Ｔ２で焼鈍を行う。好ましい実施形態では、第２工程の加熱速度は５℃／秒未満であり、より好ましくは３℃／秒未満である。均熱に好ましい温度Ｔ２はＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３の間、より好ましくはＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３－２０℃の間である。
第２の加熱工程は、本発明の鋼が、以前の処理工程で形成されたセメンタイトのような全ての析出物が完全に溶解するように、高温で十分な時間を有することを保証する。これは、０．８重量％～１．１重量％の間の均質な炭素含有量を有する本発明のオーステナイトをもたらし、面積分率で５～６０％の変態区間フェライトを、もたらす。
次に、Ａｃ１～Ａｃ３間の均熱温度Ｔ２で冷間圧延鋼板を焼鈍する。
好ましい実施形態において、均熱温度は、均熱の終了時の鋼板の微細組織が少なくとも５０％のオーステナイト、より好ましくは少なくとも６０％のオーステナイトを含むことを確実にするように選択される。
次いで、冷間圧延鋼は、少なくとも５℃／秒、好ましくは少なくとも１０℃／秒、より好ましくは１５℃／秒の平均冷却速度で、Ｔ２から、Ｍｓ－５０℃～５００℃の間、好ましくはＭｓ－４０℃～４９０℃の間の過時効保持温度Ｔｏｖｅｒまで冷却され、冷却工程は、２℃／秒以下、好ましくは１℃／秒以下の冷却速度で、Ｔ２から、６００℃～７５０℃の間の温度Ｔｓｃまでの間の任意の徐冷サブ工程を含んでいてもよい。
次いで、冷間圧延鋼板は、５～５００秒間、Ｔｏｖｅｒに保持される。
第１の実施の形態では、次に冷間圧延鋼板は室温まで冷却され、本発明による熱処理冷間圧延鋼板を得る。別の実施形態では、３０分～１２０時間の間１５０～３００℃の間の温度で、冷間圧延鋼板をポストバッチ焼鈍することができる。別の実施形態では、冷間圧延鋼板は、皮膜の性質に応じて、冷間圧延鋼板の溶融被覆を容易にし、任意の被覆を行うために、必要に応じて被覆浴の温度にすることができる。亜鉛皮膜の場合、そのような鋼の温度を４２０～４６０℃の間に保つことができる。
また、冷間圧延鋼板は、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤなどの知られた工業方法のいずれかによっても被覆することができ、これらは被覆前に冷間圧延鋼板を上記の温度範囲にする必要がない場合がある。
ここに示される以下の試験及び実施例は、本質的に非限定的であり、例示のみの目的で考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示し、広範な実験の後に発明者によって選択されたパラメータの意義を説明し、本発明による鋼によって達成され得る特性をさらに確立する。
本発明による及びいくつかの比較等級の鋼板の試料を、表１にまとめた組成及び表２にまとめた処理パラメータを用いて調製した。それらの鋼板の対応する微細組織を表３に、特性を表４にまとめた。
表１は、重量パーセンテージで表される前記組成を有する前記鋼を示す。
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍処理パラメータをまとめたものである。
また、表１に、本発明の鋼及び参照鋼のベイナイト変態Ｂｓ温度及びマルテンサイト変態Ｍｓ温度を示す。Ｂｓの計算は、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ （２０１２） ２８巻、ｎ°４、ｐｐ４８７～４９５に発表されているＶａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎ式を用いて行い、以下の通りである。
Ｂｓ＝８３９－（８６＊［Ｍｎ］＋２３＊［Ｓｉ］＋６７＊［Ｃｒ］＋３３＊［Ｎｉ］＋７５＊［Ｍｏ］）－２７０＊（１－ＥＸＰ（－１．３３＊［Ｃ］））
Ｂｓ＝８３９－（８６＊［Ｍｎ］＋２３＊［Ｓｉ］＋６７＊［Ｃｒ］＋３３＊［Ｎｉ］＋７５＊［Ｍｏ］）－２７０＊（１－ＥＸＰ（－１．３３＊［Ｃ］））
Ｍｓの計算はＢａｒｂｉｅｒ式を用いて行う。
Ｍｓ＝５４５－６０１．２＊（１－Ｅｘｐ（１－０．８６８＊Ｃ％））－３４．４＊Ｍｎ％－１３．７Ｓｉ％－９．２Ｃｒ％－１７．３Ｎｉ％－１５．４Ｍｏ％＋１０．８Ｖ％＋４．７Ｃｏ％－１．４Ａｌ％－１６．３Ｃｕ％－３６１Ｎｂ％－２．４４Ｔｉ％－３４４８Ｂ％
Ｍｓ＝５４５－６０１．２＊（１－Ｅｘｐ（１－０．８６８＊Ｃ％））－３４．４＊Ｍｎ％－１３．７Ｓｉ％－９．２Ｃｒ％－１７．３Ｎｉ％－１５．４Ｍｏ％＋１０．８Ｖ％＋４．７Ｃｏ％－１．４Ａｌ％－１６．３Ｃｕ％－３６１Ｎｂ％－２．４４Ｔｉ％－３４４８Ｂ％
また、それは以下の公式を用いて計算されるＡｃ１値及びＡｃ３値も示す。
Ａｃ１＝７２３－１０．７［Ｍｎ］－１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９５５－３５０［Ｃ］－２５［Ｍｎ］＋５１［Ｓｉ］＋１０６［Ｎｂ］＋１００［Ｔｉ］＋６８［Ａｌ］－１１［Ｃｒ］－３３［Ｎｉ］－１６［Ｃｕ］＋６７［Ｍｏ］
元素含有量は重量％で示す。
Ａｃ１＝７２３－１０．７［Ｍｎ］－１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９５５－３５０［Ｃ］－２５［Ｍｎ］＋５１［Ｓｉ］＋１０６［Ｎｂ］＋１００［Ｔｉ］＋６８［Ａｌ］－１１［Ｃｒ］－３３［Ｎｉ］－１６［Ｃｕ］＋６７［Ｍｏ］
元素含有量は重量％で示す。
＜表２：試験例の処理パタメータ＞
全ての実施例及び反例は、１２００℃の温度まで再加熱され、次いで熱間圧延仕上げ温度が９２０℃である熱間圧延され、その後熱間圧延鋼ストリップが５５０℃で巻取られ、全ての実施例及び反例についての冷間圧延圧下率は６０％である。
全ての実施例及び反例は、１２００℃の温度まで再加熱され、次いで熱間圧延仕上げ温度が９２０℃である熱間圧延され、その後熱間圧延鋼ストリップが５５０℃で巻取られ、全ての実施例及び反例についての冷間圧延圧下率は６０％である。
表３は、本発明の鋼及び参照試験例の両方の微細組織組成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まとめたものである。
表４は、本発明の鋼及び参照鋼の両方の機械的特性をまとめたものである。引張強さ、降伏強度及び全伸び試験は、ＩＳＯ６８９２－１規格に従って実施する。
実施例は、本発明による鋼板が、それらの特定の組成及び微細組織の結果、全ての目標特性を示す唯一のものであることを示す。
Claims (18)
- 熱処理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
０．１％≦炭素≦０．２５％
２．１５％≦マンガン≦３．０％
０．１％≦ケイ素≦０．８％
０．１％≦アルミニウム≦０．９％
０．０５％≦クロム≦０．５％
０％≦リン≦０．０９％
０％≦硫黄≦０．０９％
０％≦窒素≦０．０９％
２．４％≦Ｃ＋Ｍｎ≦３％
を含み、
以下の任意元素
０％≦ニオブ≦０．１％
０％≦チタン≦０．１％
０％≦バナジウム≦０．１％
０％≦モリブデン≦１％
０％≦ニッケル≦１％
０％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦ホウ素≦０．０１％
０％≦セリウム≦０．１％
０％≦マグネシウム≦０．０５％
０％≦ジルコニウム≦０．０５％
の１種以上を含むことができ、残余は鉄及び加工によって生じる不可避の不純物からなる組成を有し、該鋼板の微細組織が、面積分率で、２０％～７０％のマルテンサイト、５～６０％の変態区間フェライト、５～３０％の変態フェライト、８％～２０％の残留オーステナイトであって、残留オーステナイトの炭素が０．８重量％～１．１重量％の間である残留オーステナイト、並びに１～２０％のベイナイトを含み、変態区間フェライト及び変態フェライトの累積量が１５％～６５％である、熱処理冷間圧延鋼板。 - 組成が０．１５％～０．７％のケイ素を含む、請求項１に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
- 組成が０．１２％～０．２２％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
- 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熱処理冷間圧延鋼板。
- 組成が２．２％～２．９％のマンガンを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
- 炭素及びマンガンの累積量が２．５～２．９％の間である、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
- 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１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
- 変態区間フェライトが５％～５０％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。
- 変態フェライトが６％～２５％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。
- マルテンサイトが２０％～６０％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鋼板。
- 前記鋼板が、９５０ＭＰａ以上の極限引張強度及び１４．０％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鋼板。
- 前記鋼板が６００ＭＰａ以上の降伏強度を有する、請求項１１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、以下の連続する工程
－ 請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼組成物を提供する工程、
－ 半完成品を１０００℃～１２５０℃の間の温度まで再加熱する工程、
－ 熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を上回る、Ａｃ３～Ａｃ３＋２００℃の間の温度範囲で該半完成品を圧延し、熱間圧延鋼を得る工程、
－ 少なくとも３０℃／秒の冷却速度で該熱間圧延鋼を６００℃未満の巻取り温度まで冷却し、該熱間圧延鋼を巻取る工程、
－ 該熱間圧延鋼を室温まで冷却する工程、
－ 任意に、該熱間圧延鋼板にスケール除去処理を施す工程、
－ 任意に、該熱間圧延鋼板を４００℃～７５０℃の間で焼鈍する工程、
－ 任意に、該熱間圧延鋼板にスケール除去処理を施す工程、
－ ３５～９０％の間の圧下率で該熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、
－ 該冷間圧延鋼板を２段階加熱して焼鈍する工程であって、
・ 第１の工程は、室温から６００℃～７５０℃の間の温度Ｔ１まで、少なくとも２℃／秒の加熱速度ＨＲ１で該鋼板を加熱することからなり、
・ 第２の工程はＴ１からＡｃ１～Ａｃ３の間の均熱温度Ｔ２まで、１５℃／秒以下の加熱速度ＨＲ２で該鋼板をさらに加熱することから始まり、ＨＲ２はＨＲ１より低い工程、
－ 次いでＴ２で１０～５００秒間焼鈍を行う工程、
－ 次いでＴ２からＭｓ－５０℃～５００℃の間の過時効温度Ｔｏｖｅｒまで、少なくとも５℃／秒の平均冷却速度で該冷間圧延鋼板を冷却し、かかる冷却は、Ｔ２から６００℃～７５０℃の間の温度Ｔｓｃまでの間２℃／秒以下の徐冷速度で任意の徐冷サブ工程を含むことができる工程、
－ 次いで該冷間圧延鋼板を５～５００秒間のＴｏｖｅｒで過時効させ、４２０℃～４６０℃の間の温度範囲にし、任意の被覆を容易にする工程、
－ 次いで温度範囲１５０～３００℃の間で３０分～１２０時間、任意のバッチ式で後焼鈍を行う工程、
－ その後該冷間圧延鋼板を室温まで冷却して、熱処理冷間圧延鋼板を得る工程
を含む、方法。 - 巻取り温度が３５０℃～６００℃の間である、請求項１３に記載の方法。
- 仕上げ熱間圧延温度がＡｃ３＋５０℃を超える、請求項１３又は１４に記載の方法。
- 均熱終了時に少なくとも５０％のオーステナイトの存在を保証するように、均熱温度Ｔ２が選択される、請求項１３～１５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１～１２のいずれかに記載の鋼板又は請求項１３～１６に記載の方法により製造された鋼板の使用。
- 請求項１７により得られた部品を含む車両。
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