JP2023513727A - 高フランジ性、超高強度、延性を有する熱間圧延鋼、当該熱間圧延鋼を製造する方法及びその用途 - Google Patents

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Abstract

本発明は、超高強度レベルにおいて高フランジ性を有し、高い全伸び、曲げ性及び靭性値を有する熱間圧延（ＨＲ）ストリップ鋼、並びに当該熱間圧延鋼を製造する方法及びその使用に関する。

Description

本発明は、超高強度レベルにおいて高フランジ性を有し、高い全伸び、曲げ性及び靭性値を有する熱間圧延（ＨＲ）ストリップ鋼、並びに当該熱間圧延鋼を製造する方法及びその使用に関する。
熱間圧延（ＨＲ）鋼の強度が上がると、成形性が低下することはよく知られている。輸送機関及び自動車用途におけるＨＲ鋼の主な適用分野は、シャシー及びサスペンション（Ｃ＆Ｓ）、例えば、下部コントロールアームである。その他の分野は、トラックのフレームレール、バンパービーム、又は電気自動車用のバッテリーボックスである。これらの用途に使用されるＨＲ鋼の標準的な厚みは４．５ｍｍ未満である。より厚いゲージのＨＲストリップ鋼、例えば、最大１２ｍｍのＨＲストリップ鋼は、工学用途、例えば、クレーンブーム又は大型トラックのフレームのための輸送機関用途に使用され得る。
軽量化の観点からは、鋼ストリップのゲージを減らすことができるようにするために、上記の用途に高強度の鋼を使用することが不可欠である。したがって、通常１０００ＭＰａを超える最大引張強度（Ｒｍ）を有する超高強度鋼（ＵＨＳＳ）がこの目的に有用である。
ＨＲ鋼のこれらの用途では、両立が難しい機械的特性が要求される。高強度に加えて、鋼はまた、冷間成形によってコンポーネントを作製するために良好な成形性も有する必要があり、これは、冷間成形が熱間成形と比較してエネルギー効率の高い製造ルートであるためである。さらに、優れた衝撃靭性又はエネルギー吸収能力もまた、バンパービーム、バッテリー筐体、クレーンブーム又はフレームレール等の用途に必要である。コンポーネントを組み立てるためには、鋼の低炭素当量を典型的に特徴とする良好な溶接性も必要である。
しかしながら、鋼の引張強度が増加するにつれて、成形性パラメータは減少する。成形性は、鋼板に対する一般的な用語であり、これは、いくつかの機械的操作、例えば、延伸、曲げ、絞り及びフランジ加工中の材料の挙動の組み合わせと評価される。コンポーネントの形状に応じて、材料の任意の特質又は２若しくは３以上の特質の組み合わせが、板金成形時に重要になる。一般的な自動車のＣ＆Ｓ部品には、伸びフランジ性（stretch-flangeability）もまた重要である。このタイプの成形性には、高い穴広げ性能（ＨＥＣ）及び良好な全伸びが必要である。通常、ロール成形加工で製造されるフレームレール、バンパービーム又はバッテリー筐体を作成するには、曲げ加工性が重要である。クレーンブームの製造はまた、良好なＨＥＣ、曲げ性及び伸びも必要である。
超高強度レベルの鋼において、高い成形性及び高い衝撃靭性値を達成することは困難である。
本発明の目的は、高いフランジ性、良好な伸び、曲げ性及び衝撃靭性と組み合わされた超高強度を有する熱間圧延鋼ストリップを提供することである。
本発明の目的はまた、優れた溶接性を有する熱間圧延鋼ストリップを提供することである。
本発明の目的はまた、そのような鋼を製造する方法を提供することである。
目的の１又は２以上は、請求項１に記載の熱間圧延鋼によって達成される。好ましい実施形態は、従属請求項のいずれかに記載されている。
第２の態様によれば、本発明はまた、本発明による鋼を製造するための請求項１０に記載の方法において具体化される。
第３の態様によれば、本発明はまた、輸送用の部品又は工学用途の部品の製造のための熱間圧延鋼の使用において具体化される。
図１は、本発明の熱機械的処理を示す概略図である。 図２は、厚い鋳造スラブを処理するための熱間圧延機（図２ａ）及び直接圧延機を備えた薄いスラブ鋳造設備（図２ｂ）を示す概略図である。 図３は、曲げサンプルの形状及び定義を示す図である。 図４は、シャルピーサンプルの形状及び定義を示す図である。
本発明による鋼は、必須元素として炭素、ケイ素、アルミニウム及びマンガンを含む。鋼中のこれらの合金元素の含有量の範囲は、重量％で、
Ｃ：０．１０～０．３０；
Ｓｉ：０．５０～１．５０；
Ａｌ：０．０１０～１．００；
Ｍｎ：１．００～３．００；
場合により、以下の合金元素：
Ｖ：０．１０未満
Ｎｂ：０．１０未満
Ｔｉ：０．１０未満
Ｍｏ：０．５０未満
Ｃｒ：１．５０未満
Ｃｕ：１．００未満
Ｎｉ：０．５０未満
Ｂ：０．００３０（３０ｐｐｍ）未満
のうちの１種又は２種以上；
不可避的に含まれる以下の元素：
Ｎ：０．０１００（１００ｐｐｍ）未満
Ｓ：０．００５未満
Ｐ：０．０２０未満
を含み、残部がＦｅと製鉄及び製鋼プロセスから生じるその他の不可避不純物とであり、（Ｓｉ＋Ａｌ）が０．８０以下である。別段の指示がない限り、すべての組成パーセンテージは重量％であることに留意すべきである。
炭素は鋼中に０．１０～０．３０％、好ましくは０．１０～０．２６％、より好ましくは０．１０～０．２３％の量で存在する。炭素は、鉄において強い固溶硬化を引き起こし、主に強度及び焼入れ性の観点で添加される。炭素は、熱間圧延後のランアウトテーブル冷却中に、オーステナイトが臨界冷却速度（２０℃／秒）超でフェライト及び／又はパーライトに変化しないことを保証する。Ｃが０．１０％未満であると、所望のＲｍレベル１０００ＭＰａ以上、好ましくは１２００ＭＰａ以上が得られず、Ｃが０．３０％を超えると、成形部品の溶接性が不良になる可能性がある。低炭素当量値により溶接性もまた向上する。炭素の適切な最小値は０．１６％である。
ケイ素は、鉄の格子において置換型の固溶強化により強度を高めるために１．５０％以下で添加される。鋼中のＳｉのその他の重要な効果は、Ｓｉが炭化物（セメンタイト及びその他の炭化物）の析出を遅らせることである。その結果、焼戻しに供された際にマルテンサイト相はそのマトリックス中に悪影響を及ぼす鉄炭化物を形成しない。Ｓｉが０．５０％未満では、強化効果及び炭化物形成の抑制効果が不十分であり、意図した効果が得られない。一方で、Ｓｉが１．５０％を超えると、鋼の熱機械的処理（スラブの再加熱、熱間圧延、巻き取り等）中に過剰な酸化物が形成される可能性がある。これらの酸化物スケールは、熱間圧延、酸洗、コーティング及び全体的な表面外観に悪影響を及ぼす。さらに、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えて、熱間圧延中の圧延力が増大し、鋼が脆くなり、鋼を熱間圧延することが非常に困難なレベルになる。したがって、本発明によるＳｉの量は、典型的には０．５０％～１．５０％であり、好ましくは０．６０％～１．３０％、より好ましくは０．７０％～１．１０％である。
アルミニウムは、本発明による鋼中のＳｉに相当する挙動を示す。意図的に添加すると、鋼の固溶体強化元素として機能する。マルテンサイトの焼戻し中の炭化物析出速度もまた遅くなる。Ａｌが０．０３０％未満の場合には、強化効果及び炭化物形成の抑制効果は無視することができる。０．０３０％未満のアルミニウムの値は、製鋼中の脱酸工程からの残留物であるとみなされる。したがって、０．０３０％の最小値が好ましい。一方で、Ａｌが１．００％を超えると、鋼の熱機械的処理（スラブ再加熱、熱間圧延、巻き取り等）中に過剰な酸化物が形成される可能性がある。Ａｌはまた、フェライトからオーステナイトへの変態温度を上昇させ、鋼をオーステナイト相で仕上げ熱間圧延するために高温で熱間圧延する必要性を要求する。これは、低温では変態区間フェライト（intercritical ferrite）が出現するためである。より高い温度では、より多量の酸化物が発生する可能性がある。これらの酸化物スケールは、熱間圧延、酸洗い、コーティング及び全体的な表面外観に悪影響を及ぼす。Ｓｉの存在と組み合わせてＡｌが１．００％を超えると、熱間圧延中の圧延力もまた、鋼を非常に脆くし、熱間圧延を困難にするようなレベルまで増加する。さらに、１．００％を超えるＡｌ含有量は、連続冷却時のフェライト形成にかかるインキュベーション時間を短縮することにより、ランアウトテーブルでの冷却時にフェライト形成を促進し得る。フェライトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとの脆い界面を導入するため、本発明にとって悪影響を及ぼす相である。これらの界面は、鋼の成形性、伸び及び衝撃靭性を低下させる変形による損傷開始（damage initiation）の核生成部位として機能する。したがって、本発明におけるＡｌは、０．０１０～１．００％、好ましくは０．０３０～１．００％、好ましくは０．２０～０．８０％、より好ましくは０．３０～０．８０％で存在する。
Ｓｉ又はＡｌは別個に、マルテンサイト焼戻し時の固溶強化及び炭化物析出抑制の効果を示すが、両元素が存在する場合には、これらの元素の相乗効果はまた、別個の効果と同様である。したがって、本発明における（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計含有量は、所望の炭化物抑制効果及び所望の強度レベルを達成するために、少なくとも０．８０％、好ましくは少なくとも１．００％である必要がある。Ａｌ及びＳｉのいずれもが存在する場合には、特に熱間圧延、酸洗い及びコーティング中に鋼の処理を容易にするいくつかの利点が存在し得る。ＳｉとともにいくらかのＡｌが存在すると、高温処理時にスケール中の酸化物特性が変化する。これにより、熱間圧延後のスケールの酸洗いが容易になる。
下に記載するように、本発明において、巻き取り段階で熱間圧延鋼に形成される初期マルテンサイトがコイル冷却中に調質される。Ｓｉ及びＡｌの別個の効果又は相乗効果による、鋼のこの自己焼戻し（コイル冷却）中の炭化物形成の抑制は、本発明にとって重要である。その結果、マルテンサイトは、炭化物を形成することなく転位密度のみを減少させる。炭化物は鋼の伸び、成形性及び衝撃靭性に悪影響を及ぼす。これは、それらが本質的に脆く、変形時に損傷開始の核生成部位として機能するためである。
マンガンは、１．００～３．００％の量で存在する。Ｍｎの主な効果は、強度及び靭性を高めることである。１．００重量％未満のレベルにおいて、目的の効果は得られないが、３．００％を超える量において、鋳造における問題及び偏析が生じる。鋼における変形メカニズムもまた、Ｍｎによる室温までのオーステナイト安定化により、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）に変化する可能性がある。これは、製品で目的とするすべての機械的特性（すなわち、衝撃靭性、成形性、強度）の良好な組み合わせを達成するのに役立たない。好ましくは、Ｍｎ含有量は、１．２０～２．７０％である。一実施形態において、Ｍｎ含有量は１．４０～２．６０％、好ましくは１．５０～２．５０％、より好ましくは１．６０～２．５０％である。一実施形態において、Ｍｎの適切な最小量は１．６５％であり、Ｍｎの適切な最大量は１．９５％である。
本発明の鋼における必須の合金元素（すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＭｎ）の上記の効果とは別に、これらの合金元素の別の総合的な効果は、鋼の焼入れ性を高めることである。それらは、オーステナイト化後の冷却中にパーライト相又はフェライト相の形成を回避するのに役立つ。この特徴により、鋼は、熱間圧延後且つ巻き取り前のランアウトテーブル冷却中に、特定の冷却速度を超えてこれらの相を回避可能である。これらのより軟らかい（フェライト）相と不均一な（パーライト）相の存在は、最終製品で良好な機械的特性及び成形性を得るのに悪影響を及ぼす。この理由は、それらがミクロ組織内に脆い非整合界面を促進するためである。
群Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＭｏから選択される１種又は２種以上のマイクロ合金化元素が任意に存在する。これらのマイクロ合金元素は、炭化物、窒化物又は炭窒化物による析出硬化によって強度を高める。これらはまた、鋼の溶接性も向上させる。
本発明の別の任意元素であるクロムもまた、鋼の焼入れ性を高める。
銅が存在する場合、固溶体強化と銅析出物による析出硬化との両方によって鋼の強度が増加する。ニッケルは衝撃靭性を高め、銅の存在により鋼の熱間加工中に発生する可能性のある熱間脆性に対抗する。
合金元素として存在する場合、これらの任意の合金元素の好ましい添加物は、重量％で、
Ｖ：０．０１０～０．１０；
Ｎｂ：０．０１０～０．１０；
Ｔｉ：０．０１０～０．１０；
Ｍｏ：０．０５０～０．５０；
Ｃｒ：０．１０～１．５０；
Ｃｕ：０．０３０～１．００；
Ｎｉ：０．０２０～０．５０
である。
窒素、硫黄及びリンは、製鋼及び精錬プロセスの結果として鋼中に存在する残留元素である。それらの量は、０．００５％未満のＳ及び０．０２０％未満のＰ及び０．０１００％未満のＮに制限される。これらより多い量は、機械的特性、成形性及び溶接性に悪影響を及ぼす。好ましくは、Ｓは０．００２％未満であり、Ｎは０．０００５～０．０１００％である。指定された範囲の窒素は、Ｃと同様の効果をもたらし、マイクロ合金元素の炭窒化物を形成することによって強度に寄与する。
任意の合金元素並びに窒素、硫黄及びリン元素は、指定された範囲内で互いに独立して変更可能である。これらは、本発明による鋼において、相乗効果ではなく、相加効果を有することが見出された。
第２の態様によれば、本発明はまた、最終製品において所望のミクロ組織を達成する熱間圧延ストリップの製造方法において具体化される。したがって、本発明による方法は、上述の化学的性質を有する熱間圧延鋼を製造する方法である。
鋼を製造する方法は、以下の工程：
溶融鋼をスラブに鋳造する工程；
スラブを、好ましくは１１００℃以上の温度で、好ましくは３０分以上の時間、再加熱する工程；
中間ゲージにスラブを、通常、３５～４５ｍｍに粗圧延して、鋳放しの構造体をブレークダウンする工程；
鋼をストリップに熱間圧延する、好ましくは鋼のＡｒ３温度より高い仕上げ熱間圧延温度（ＦＲＴ）で鋼をストリップに熱間圧延する工程、ここで、Ａｒ３は、冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度であり；
ランアウトテーブル上で２０℃／秒を超える冷却速度で熱間圧延ストリップを加速冷却する工程；
冷却した熱間圧延鋼ストリップを（Ｍｓ－５０）℃～（Ｍｓ－１６０）℃の温度で巻き取る工程、ここで、Ｍｓは、鋼のマルテンサイト開始温度（℃）であり；
鋼を室温までコイル冷却する工程；
熱間圧延鋼ストリップを酸洗いする工程；
場合により、熱間圧延ストリップをＺｎコーティング又はＺｎ系合金コーティング又はＡｌ系合金コーティング又は任意のその他のコーティングでコーティングする工程
を含む。
誤解を避けるために記載すると、Ｍｓは℃で表されている。好ましくは、ＦＲＴはＡｒ３＋５０℃超である。図１に、熱間圧延及び室温までの冷却処理の概略図を、概略的な連続冷却変態（ＣＣＴ）図に重ねて示す。室温は約２０℃と定義される。特に本発明による熱間圧延プロセスが厚いスラブに基づく従来の熱間圧延機で実施される場合、再加熱は好ましくは６０分以上の時間実施される。
本発明は鋳造方法によって限定されない。鋼は、鋳造厚みが１５０～３５０ｍｍ、典型的には２２５～２５０ｍｍである従来の厚いスラブとして鋳造され得、鋳造厚みが５０～１５０ｍｍである薄いスラブとして直接ストリップ工場で（in direct strip plant）鋳造され得る。従来の熱間圧延機を含むプロセス及び薄いスラブの鋳造／直接圧延機を含むプロセスの概略例をそれぞれ図２ａ及び２ｂに示す。従来の厚いスラブの鋳造の場合には、スラブの再加熱が必要であり、スラブを周囲温度から再加熱し（通常、厚い鋳造スラブはスラブヤードで鋳造温度から周囲温度まで冷却されている）、組成に関してスラブを均質化する。したがって、マイクロ合金元素が存在する場合には沈殿物を溶解させ、仕上げ圧延機における仕上げ熱間圧延が、ＦＲＴ＞Ａｒ３において依然として実行され得るような温度をスラブにもたらすためにも、再加熱温度はまた１１００℃を超える必要がある。多くの場合、これには１１５０～約１２５０℃の（スラブ）再加熱温度が必要である。薄いスラブ鋳造の場合には、鋳造スラブは、薄いスラブを鋳造した直後に均質化炉において均質化処理に供され、ここで、均質化温度は１１００℃超である必要があり、通常は約１１２５～１１５０℃である。これにより、マイクロ合金元素が存在する場合に析出物が形成されるのを防止し、さらに、仕上げ圧延機における仕上げ熱間圧延をＦＲＴ＞Ａｒ３において依然として実行され得るような温度を薄いスラブにもたらす。本発明によれば、薄いスラブの鋳造ルートの再加熱又は均質化時間は、好ましくは３０分以上である。
最終的なミクロ組織にフェライトが存在しないようにするために、オーステナイト相で鋼の熱間圧延を実行する必要がある。オーステナイト相における熱間圧延の別の目的は、熱間圧延力を低減することであり、したがって、仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）は、鋼のＡｒ３よりも少なくとも５０℃高い温度に維持することが好ましい。
熱間圧延後、鋼ストリップはランアウトテーブルで冷却される。ここでの要件は、臨界冷却速度よりも高い速度で鋼を冷却して、オーステナイトからの望ましくない相変態を回避することである。特にフェライト及びパーライトは、最終製品の機械的特性及び成形性に悪影響を及ぼすため、生成されてならない。したがって、ＲＯＴ－ＣＲは、フェライト及びパーライトの形成を回避するために臨界冷却速度を超える必要がある。上記の臨界冷却速度がストリップの厚み方向で超える限り、オーステナイトからの変態を確実にするため、臨界の最大ＲＯＴ－ＣＲは存在しない。不必要に高いＲＯＴ－ＣＲは、冷却後のストリップの平坦度に影響を与え、適切な冷却停止温度で停止する制御の問題を引き起こし得るため、適切な最大ＲＯＴ－ＣＲは約３００℃／秒、好ましくは約２００℃／秒、より好ましくは約１５０℃／秒である。実用的なＲＯＴ－ＣＲ範囲は、２０～１００℃／秒であり、これはストリップの厚みに応じて、空冷、層流冷却又はウォータージェット冷却によって達成可能である。実用的な理由から、ランアウトテーブル冷却速度（ＲＯＴ－ＣＲ）は、ストリップ表面の平均冷却速度として定義される。
次いで、熱間圧延された鋼ストリップは、（Ｍｓ－５０）℃～（Ｍｓ－１６０）℃の温度範囲で、鋼のＭｓより低い温度で巻き取られる。Ｍｓ未満で巻き取ることは、その後のコイル冷却がマルテンサイト及びオーステナイトの相混合物で開始し、初期マルテンサイト含有量が４０～８５体積％であることを保証するためである。初期マルテンサイト含有量がこの量より多い場合には、言い換えると、巻き取り温度（ＣＴ）がＭｓ－１６０℃未満の場合には、効果的な焼戻しを行うにはコイル冷却に利用可能な時間が短く、温度が低すぎるために、初期マルテンサイトの必要な焼戻し効果が得られず、鋼の高い延性、成形性及び衝撃靭性が達成されない。初期マルテンサイト含有量が４０体積％未満である場合には、マルテンサイトの過度の焼戻しが起こり、製品は本発明の文脈における超高強度鋼ではない。
コイル冷却中、初期マルテンサイトの焼戻しが継続的に起きる。同時に、鋼がコイル内で冷却されると、新しいフレッシュマルテンサイトが形成される。鋼中にＳｉ及びＡｌが存在するために、焼戻しマルテンサイト内に炭化物は形成されない。さらに、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素のいくらかの分配により、非常に少量のオーステナイトが室温で変態せずに残る可能性がある（別名、残留オーステナイト）が、その量は好ましくは、最大で１体積％（０体積％を含む）に制限される。
鋼が室温まで冷却された後、熱間圧延された鋼の酸化物（スケール）は、酸溶液（例えば、ＨＣｌ）において高温（８０～１２０℃）で酸洗いすることにより、又は酸洗い及び表面の機械的ブラッシングの組み合わせにより除去される。この工程は、鋼の表面を、コーティングされていないＨＲ鋼として直接使用するのに適したものにしたり、場合により耐食性が必要な場合にコーティングプロセスに適したものにしたりするために必要である。
場合により、ＨＲ鋼ストリップは、使用中に良好な耐食性を示すためにコーティングされ得、例えば、Ｚｎ又はＺｎ系合金又はＡｌ系合金による溶融コーティング又は電着により、或いは、任意のその他のコーティング技術によりコーティングされ得る。
上記方法により、所望のミクロ組織が得られて、目的の機械的特性が得られる。本発明はまた、上記方法及び鋼の化学成分（steel chemistry）に従って製造された鋼物品であって、体積％で以下のミクロ組織：
焼戻しマルテンサイト（巻き取り中の初期マルテンサイト）：４０～８５％、好ましくは少なくとも５０％、より好ましくは少なくとも６０％；
フレッシュマルテンサイト（巻き取り後のコイル冷却中に形成されるマルテンサイト）：１５～６０％、好ましくは最大で５０％、より好ましくは最大で４０％；
残留オーステナイト：最大で１体積％（０体積％を含む）；
セメンタイト又はその他の金属炭化物：０体積％
を含む鋼物品において具体化される。
本発明による鋼の化学成分、方法及びミクロ組織は、以下の機械的特性及び成形性をもたらす。
降伏強度（Ｒｐ）：少なくとも１１００ＭＰａ
最大引張強度（Ｒｍ）：少なくとも１２００ＭＰａ
降伏比（Ｒｐ／Ｒｍ）：少なくとも０．８５
全伸び：少なくとも６．０％（ＪＩＳ５）
穴広げ性能：少なくとも３０％
厚み１ｍｍにおける曲げ角度：少なくとも７０°。
好ましくは、シャルピー衝撃靭性は、－４０℃において少なくとも４０ジュールであり、室温において少なくとも１００ジュールである。
本発明による鋼の化学成分、方法及びミクロ組織は、好ましくは以下の機械的特性及び成形性をもたらす。
降伏強度（Ｒｐ）：少なくとも１１００ＭＰａ
最大引張強度（Ｒｍ）：少なくとも１２００ＭＰａ
降伏比（Ｒｐ／Ｒｍ）：少なくとも０．８５
全伸び：少なくとも８．５％（ＪＩＳ５）
穴広げ性能：少なくとも５０％
厚み１ｍｍにおける曲げ角度：少なくとも８０°
－４０℃におけるシャルピー衝撃靭性：少なくとも４０ジュール、及び、
室温におけるシャルピー衝撃靭性：少なくとも１００ジュール。
鋼の強度値は、主にミクロ組織内の硬質成分の存在に起因する。マルテンサイトは鋼中の強い相であり、コイル冷却中のＭｓ未満の低温焼戻しにより、マルテンサイトはその強度をあまり失わない。したがって、本発明における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いずれもが、本発明において超高強度値を達成することに関与している。さらに、鋼中にＳｉ及びＡｌが存在することに起因して炭化物が存在しないことにより、変形中の鋼の損傷開始が減少し、高い全伸び値がもたらされる。残留オーステイトは、衝撃靭性に対するその低い安定性により悪影響を及ぼすため、１体積％未満に最小化される。
残留オーステナイトは、コイル冷却中にマルテンサイトからオーステナイトへの炭素分配によって生じる。炭素は、Ｍｓ温度を低下させることによってオーステナイトの安定性を高める。しかしながら、異なる変形及び成形プロセス中に残留オーステナイトの機械的安定性を制御することは困難であるため、本発明において残留オーステナイトは意図的に回避される。残留オーステナイトは、伸び（すなわち、延伸性（stretchability））及び衝撃靭性を高めるという有益な効果のために、非常に高い機械的安定性を有する必要がある。これらの特性を改善するには、非常に高い炭素飽和度と、微細なフィルムタイプの形態（fine film-type morphology）が必要である。低温連続冷却プロセス中、例えば、コイル冷却における高い炭素過飽和は、達成するのが非常に困難である。オーステナイトの機械的安定性が低い場合には、オーステナイトは急速にマルテンサイトに変態し、全伸びに影響を与えるマトリックス相との脆い界面を生成する。機械的安定性の低い残留オーステナイトは、動的荷重プロセス、例えば、衝撃でより速く変態し、衝撃靭性を低下させます。したがって、本発明では、より均質なミクロ組織が、多量の残留オーステナイトが存在することなく、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトによって生成された。言い換えれば、残留オーステナイトの存在は意図的に回避され、その最大量は１体積％に制限されている。
本発明において残留オーステナイト相を回避又は最小化する別の動機は、Ｚｎ又はＺｎ合金コーティング鋼の溶接中の液体金属脆化（ＬＭＥ）現象の傾向を低減することである。ミクロ組織に残留オーステナイト相を有するＺｎ又はＺｎ合金コーティング鋼は、溶接中にＬＭＥを起こしやすいことが知られている。
これは、（Ｍｓ－５０）℃～（Ｍｓ－１６０）℃で低温巻き取りを使用することによって達成され、この温度範囲は、実質的な炭素分配が、多量のオーステナイトを安定化するとは予測されない温度範囲である。
Ｒｐ、Ｒｍ及び全伸びは、ＥＮ １０００２－１／１５０ ６８９２－１に準拠した、圧延方向に平行な引張試験によるＪＩＳ Ｎｏ．５試験片形状を使用した室温での準静的（歪み速度３×１０－４ｓ－１）引張試験から決定された。引張試験片の形状は、圧延方向におけるゲージ長５０ｍｍ、幅２５ｍｍ及び厚み３．２ｍｍで構成されていた。０．２％のオフセット歪みにおける鋼の強度は、降伏強度（Ｒｐ又はＹＳ）として測定される。最大引張強度に対する降伏強度の比（Ｒｐ／Ｒｍ）は降伏比として表される。
曲げ性は、厚み３．２ｍｍ、長手方向及び横断方向の両方における４０ｍｍ×３０ｍｍの試験片に対する、ＶＤＡ２３８－１００規格に準拠した３点曲げ試験によって決定された。曲げ軸は３０ｍｍ寸法に沿っており、曲げ半径は０．４ｍｍであった。異なる厚み（それぞれ２．８、３．２及び３．５ｍｍの厚み）のストリップから得られた曲げ角度は、以下の式を使用して厚み１．０ｍｍに対応する角度に変換された：厚み１．０ｍｍにおける曲げ角度＝測定角度×実際の厚み（ｍｍ）の平方根。これらの変換された曲げ角度から、特定の熱処理条件について、長手方向及び横断方向における試験片の最低値が、本発明の範囲を主張するために採用された。
鋼のフランジ性又は穴広げ性能（ＨＥＣ）は、穴広げ試験によって決定された。寸法９０ｍｍ×９０ｍｍ×３．２ｍｍの試験片が、巻き取られた状態の鋼（as-coiled steel）から切り出された。試験片の中央に直径１０ｍｍの穴が開けられ、ＩＳＯ／ＴＳ １６６３０：２００３（Ｅ）規格に準拠して穴広げ試験が実施された。ＨＥＣ値は、式：ＨＥＣ＝（穴の初期直径の拡張（expansion of the initial hole diameter）／初期直径）×１００％により決定した。
シャルピー衝撃靭性は、ＡＳＴＭ Ａ３７０規格に準拠して、フルサイズのシャルピーＶノッチ（ＣＶＮ）試験片（５５ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）を使用して測定された。試験は、圧延方向に対して平行及び垂直なＶノッチを機械加工することにより、両方のシート方向で行われた。
上記のすべての機械的試験について、少なくとも３個の試験片が各条件に対して試験され、平均値が報告されている。
ミクロ組織は、手法の組み合わせ（光学顕微鏡、Ｘ線回折（ＸＲＤ）、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び膨張率測定）を使用して分析された。（ｌ×ｗ×ｔ）１０ｍｍ×５ｍｍ×３．２ｍｍの試験片に対する膨張率測定試験は、試験片を１０℃／秒の速度で９５０℃まで加熱し、２分間保持し、１００℃／秒（Ｍｓのための急冷）又は０．３℃／秒（Ａｒ３のための徐冷）の速度で室温まで冷却することによって行われた。膨張率測定のデータから、Ｍｓ及びＡｒ３温度が決定された。鋼を巻き取った後の初期マルテンサイト（すなわち、コイル冷却後に焼戻しされる焼戻しマルテンサイトでもある）の量は、以下の文献「A general equation prescribing the extent of the austenite-martensite transformation in pure iron-carbon alloys and plain carbon steels」D.P. Koistinen, R.E. Marburger, Acta Metallurgica, vol. 7, 1959, pp. 59-60に示されているＫｏｉｓｔｉｎｅｎ－Ｍａｒｂｕｒｇｅｒ式：
Figure 2023513727000002
 ［式中、Ｍｓはマルテンサイト開始温度（℃）であり、ＣＴは巻き取り温度（℃）であり、したがって、（Ｍｓ－ＣＴ）は、コイル冷却の開始時におけるＭｓ未満の過冷却を反映し、そのため、初期マルテンサイトの量の尺度である。］
を使用して決定された。
残留オーステナイトの量は、サンプルの厚みが１／４である位置でＸＲＤによって決定された。ＸＲＤパターンは、Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ｘｐｅｒｔ ＰＲＯ標準粉末回折計（ＣｏＫα線）により４５～１６５°（２θ）の範囲で記録された。相比の定量的決定は、リートベルト精密化用のＢｒｕｋｅｒ Ｔｏｐａｓソフトウェアパッケージを使用したリートベルト解析によって実行された。ミクロ組織中の炭化物、フェライト、パーライト及びベイナイトの量は、高解像度のＳＥＭ画像を分析することによって決定された。初期マルテンサイト及び該当するその他の相（残留オーステナイト、炭化物及びその他の決定された相）の割合を、総量から差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの割合は得られた。
亜鉛又は亜鉛合金コーティングの組成は限定されない。コーティングは様々な方法で適用され得るが、標準的なＧＩコーティング浴を使用する溶融亜鉛めっきが好ましい。Ｚｎ系コーティングは、合金元素としてＡｌを含有するＺｎ合金を含み得る。好ましい亜鉛浴組成は、０．１０～０．３５重量％のＡｌを含み、残部が亜鉛及び不可避不純物である。
その他の亜鉛コーティングもまた適用され得る。一例は、ＷＯ２００８／１０２００９による亜鉛合金コーティング、特に０．３～４．０重量％のＭｇと、０．０５％～６．０重量％、好ましくは０．１～５．０％のＡｌと、場合により最大で０．２重量％の１種又は２種以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部の亜鉛とからなる亜鉛合金コーティング層を含む。主な合金元素としてＭｇ及びＡｌを含む好ましいＺｎ浴は、以下の組成：０．５～３．８重量％のＡｌ；０．５～３．０重量％のＭｇ；場合により最大で０．２％の１種又は２種以上の追加元素；残部の亜鉛及び不可避的不純物を含む。通常０．２重量％未満の少量で添加される追加元素は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ及びＢｉを含む群から選択され得る。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ及びＳｂは通常、スパングル（spangle）を形成させるために添加される。好ましくは、亜鉛合金中の追加元素の総量は最大で０．２重量％である。これらの少量の追加元素は、通常の用途ではコーティング又は浴の特性を大きく変化させない。好ましくは、１種又は２種以上の追加元素がコーティング中に存在する場合には、それぞれが０．０２重量％未満の量で存在し、好ましくはそれぞれが０．０１重量％未満の量で存在する。追加元素は通常、溶融亜鉛めっき用の溶融亜鉛合金による浴中でドロスが形成されるのを防止するため、又はコーティング層にスパングルを形成させるためにのみ添加される。
別の実施形態において、金属コーティングは、（市販の純粋な）アルミニウム層又はアルミニウム合金層を含む。溶融コーティング、例えば、アルミニウム層のための典型的な金属浴は、ケイ素と合金化されたアルミニウム、例えば、８～１１重量％のケイ素と、最大で４％の鉄と、場合により最大で０．２％の１種又は２種以上の追加元素（例えば、カルシウム）と、不可避不純物と、残部のアルミニウムとにより合金化されたアルミニウムを含む。ケイ素は、接着性及び成形性を低下させる厚い鉄－金属の金属間層の形成を防止するために存在する。鉄は、好ましくは１～４％、より好ましくは少なくとも２％の量で存在する。
真空誘導炉で装入物を溶融することによって、寸法が２００ｍｍ×１００ｍｍ×１００ｍｍである、７種の本発明の化学成分Ａ～Ｂ及びＤ～Ｈの鋼インゴットと、比較の鋼Ｃとを鋳造した。これらの鋼の化学組成を表１に示す。鋼Ａ～Ｂ及びＤ～Ｈは、本発明の定義された境界内のＣ、Ｓｉ及びＡｌを含むが、比較の鋼は、本発明の定義された境界外のＡｌ及びＳｉを含む。すべてのインゴットを１２００℃で１時間再加熱し、厚み２５ｍｍまで粗圧延した。次いで、ストリップを再度１２００℃で３０分間再加熱し、すべての鋼のオーステナイト相領域にある９００℃を超えるＦＲＴにより、２．８、３．２ｍｍ、３．５ｍｍ及び１２ｍｍの最終厚みに熱間圧延した。膨張率測定により測定した鋼のＡｒ３及びＭｓもまた表１に示す。
熱間圧延後、鋼をすぐに様々な冷却速度におけるランアウトテーブル冷却に供し、次いで、異なる開始ＣＴから室温まで冷却することにより、コイル冷却シミュレーションをマッフル炉で行った。次いで、ストリップを酸洗いして、従来の方法で酸化物を除去した。
鋼の様々な処理条件を表２にまとめる。Ａ、Ｂ及びＣは、類似のＭ及びＡｒ３を有する。鋼ＡのＦＲＴ温度は９５３℃であり、鋼ＢのＦＲＴ温度は９３９℃であり、鋼ＣのＦＲＴ温度は９４５℃であり、いずれもＡｒ３より少なくとも５０℃高い。鋼Ａ及びＢについて、本発明の定義された下限の外側にある３℃／秒の遅いランアウトテーブル冷却速度（ＲＯＴ－ＣＲ）を使用した。本発明の定義された境界外である２種のさらなる巻き取り温度（２００℃及び４８０℃）もまた、本発明で必要とされる境界内のＦＲＴ及びＣＴを有する鋼Ａ及びＢに対して使用した。２００℃のＣＴは（Ｍｓ－１６０）℃よりもはるかに低く、４８０℃はこれらの鋼のＭｓを上回っている。これらの条件を比較目的で使用した。本発明の範囲外の化学成分を有する鋼Ｃについて、すべての処理条件（ＦＲＴ、ＲＯＴ－ＣＲ及びＣＴ）を本発明の定義された境界内で選択した。鋼Ｄ～Ｆについて、処理パラメータの１セット（ＦＲＴ、ＲＯＴＣＲ及びＣＴ）が本発明の特許請求の範囲内であった。しかしながら、その他のセットについて、ＦＲＴ及びＲＯＴＣＲを同じに維持したが、ＣＴだけを比較目的でより高く維持した。この場合において、鋼Ｄ～Ｆの（Ｍｓ－５０℃）よりも高い３７５℃のＣＴを使用した。実際、このＣＴはＭｓ温度よりわずかに高かった。鋼Ｇ～Ｈについて、すべての処理パラメータを本発明に必要な境界内に維持した。
記載されているように、様々な機械的特性の評価及びミクロ組織の特性評価のために、最終鋼ストリップから試験片を取り出した。厚み１２ｍｍの熱間圧延鋼をシャルピー衝撃試験片の作製に使用し、厚み２．８ｍｍ、３．２ｍｍ及び３．５ｍｍの鋼ストリップをその他のすべての特性評価に使用した。
様々な処理条件について、ミクロ組織の相含有量を表３に示し、引張特性を表４に示し、曲げ試験及びＨＥＣ試験の結果を表５に示し、シャルピー衝撃靭性を表６に示す。
以下は、引張試験及び曲げ試験の結果を示すために表で使用されている略語及び記号である。Ｒｐ＝降伏強度、Ｒｍ＝最大引張強度、ＡＪＩＳ５＝ＪＩＳ５試験片を使用した全伸び、ＢＡ＝曲げ角度、Ｌ＝曲げ軸が圧延方向に平行である長手方向における試験片、Ｔ＝曲げ軸が圧延方向に垂直である横断方向における試験片。
表３は、鋼Ａ及び鋼Ｂが、本発明の必要な範囲内である２７５～３７５℃のＣＴで、定義された境界内のＦＲＴ及びＲＯＴ－ＣＲを使用することによって、それぞれ８５体積％未満及び少なくとも１５体積％の焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなるミクロ組織を達成したことを示す。さらに、これらの処理条件について、鋼のミクロ組織は炭化物を含まず、残留オーステナイト含有量は１体積％未満であった。それらのミクロ組織は、その他の相、例えば、フェライト、ベイナイト又はパーライトを含まなかった。
Ａｒ３より５０℃以上高い温度におけるＦＲＴで、２０℃／秒を超えるＲＯＴ－ＣＲに供された場合の鋼Ａ～Ｂは、これらの鋼のＭｓを超える４８０℃で巻き取られると、かなりの量のベイナイト及び残留オーステナイトと、いくらかの量の、Ｍｓ未満で形成されるフレッシュマルテンサイトとを有するミクロ組織が得られた。Ａｌ及びＳｉ含有量のため、この巻き取り条件ではこれらの鋼に炭化物は存在しなかった。高い残留オーステナイト含有量は、Ｍｓを超えるベイナイト変態中のオーステナイトにおける炭素富化と、Ｍｓ未満のコイル冷却中に形成されたフレッシュマルテンサイトとによって引き起こされた。多量の残留オーステナイトを有するこれらのベイナイトミクロ組織は、本発明で意図されたミクロ組織とは異なる。
同様に、鋼Ａ及びＢがこれらの鋼のＭｓ－１６０℃よりもはるかに低い２００℃で巻き取られる場合には、鋼のミクロ組織はまた、本発明に必要とされるミクロ組織とは異なるミクロ組織になる。このＣＴ条件は、８５体積％を超える焼戻しマルテンサイトと１５体積％未満のフレッシュマルテンサイトを有する。一方で、本発明に必要な範囲内のＦＲＴ及びＣＴを有するが、３℃／秒（２０℃／秒未満）の遅いＲＯＴ－ＣＲを有する鋼Ａ及びＢは、それらのミクロ組織において、ベイナイトマトリックス及びかなりの量の残留オーステナイトに加えて、かなりの量のフェライト及びパーライトを示した。巻き取り前のＲＯＴ－ＣＲが遅いため、フェライト、パーライト及びベイナイトが形成された。
鋼Ｃは、鋼Ｃ中のＳｉ及びＡｌの量が少ないため、すべてのパラメータが本発明に必要な範囲内である処理中に、かなりの量の炭化物（２．３体積％）を形成した。
上記のミクロ組織の結果として、表４～６に示す特性が得られた。鋼Ａ及び鋼Ｂは１１００ＭＰａを超えるＲｐ及び１２００ＭＰａを超えるＲｍを達成し、降伏比は０．８５を超え、全伸び（ＡＪＩＳ５）は８．５％を超えた。ＣＴが高すぎる場合（４８０℃）には、本発明で目標とするＲｐ及びＲｍの最小レベルは、より軟らかい相（ベイナイト及び残留オーステナイト）の存在のために鋼Ａ及びＢにおいて達成されないが、全伸びは高い。４８０℃のＣＴでの低いＲｐ値はまた、降伏比が０．８５未満となる原因となった。一方で、ＣＴが低すぎる場合（ＣＴ＝２００℃）には、Ｒｐ及びＲｍは高い降伏比とともに目標値を上回っているが、全伸びはあまりに低い（８．５％未満）。全伸びが低いのは、ミクロ組織に存在する初期マルテンサイトの量が多すぎる（＝焼戻しマルテンサイトが８５体積％を超える）ことと、有効な焼戻しが生じるには時間が少なく、温度が低すぎるためにコイル冷却中の焼戻し効果が欠如していることとが原因である。
３℃／秒の遅いＲＯＴ－ＣＲに関して、ベイナイト、フェライト、パーライト及び残留オーステナイトからなる軟らかい相の形成により、鋼Ａ及びＢは、１１００ＭＰａより低いＲｐ値及び１２００ＭＰａより低いＲｍ値を有する。さらに、全伸びは高いが、降伏比は０．８５を下回っている。
鋼Ｃは、炭化物抑制元素であるＳｉ及びＡｌの不在に起因してミクロ組織に炭化物が存在するため、低いＲｐ、Ｒｍ、降伏比及び全伸びの値を達成した。炭化物は機械的特性に悪影響を及ぼし、変形時に損傷を促進する。したがって、鋼Ｃでは低いレベルの引張特性が得られた。
引張特性と同様に、本発明の定義された処理変数（ＦＲＴ、ＲＯＴＣＲ及びＣＴ）内で処理された場合には、鋼Ａ及びＢの曲げ性及びＨＥＣもまた高い（表５）。厚み１．０ｍｍにおける８０°の最小曲げ角度が達成され、５０％の最小ＨＥＣ値もまた得られた。しかしながら、ＣＴが高く、鋼のＭｓを超える場合（すなわち、４８０℃）には、最小曲げ角度及びＨＥＣのいずれも低く、それぞれ厚み１．０ｍｍにおける８０°及び５０％の目標値を下回っている。これは、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを含むこれらの鋼のミクロ組織の多相の性質により（表３）、変形が行われた際に、これらの相の界面に多数の損傷開始部位が存在したためである。フレッシュマルテンサイトとして存在するマルテンサイトと、残留オーステナイトからＴＲＩＰ効果によって形成されたマルテンサイトとはいずれも、ベイナイト及び未変態の残留オーステナイトよりも強度のある相である。一方で、鋼Ａ及び鋼Ｂに最適な量の焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトを含む理想的な処理条件では、これらの相間の硬度又は強度の差が小さく、曲げ及び穴広げの際に均一な変形を引き起こした。これにより、理想的な処理条件で高いＨＥＣ値及び曲げ値が生じた。
さらに、鋼Ａ及び鋼ＢのＣＴがＭｓよりもあまりに低い（２００℃）と、ミクロ組織に存在する焼戻しマルテンサイトの量があまりに多い（８５体積％超）ため、曲げ性及びＨＥＣ値もまた低い（表３）。巻き取りのちょうど最初に存在するこの初期マルテンサイトの有効な焼戻しの欠如は、低い延性を引き起こし（これは表４の全伸び値にも反映される）、曲げ性及びＨＥＣによって測定されるこれらの鋼の低い成形性を引き起こした。
遅いＲＯＴ－ＣＲを使用した場合（３℃／秒）には、フェライト及びパーライトのより軟らかい相の存在はまた、表５からわかるように、鋼Ａ及びＢの曲げ性及びＨＥＣ値も低下させた。これは、ベイナイトと、荷重時の残留オーステナイトの変態後に得られるマルテンサイトとからなる、より柔らかい相とより硬い相との脆い界面のためである。
鋼Ｃの曲げ性及びＨＥＣ値は非常に低く、それぞれ厚み１．０ｍｍにおける最小値８０°及び最小値５０％を大幅に下回っている。鋼Ｃにおけるこれらの低い成形性パラメータは、処理変数が本発明の特定の範囲内であったにもかかわらず、鋼中の非常に低いＡｌ及びＳｉ含有量が、炭化物の形成を促進したことによって引き起こされた（表３）。
本発明に従って処理された鋼Ａの横断方向における試験片のシャルピー衝撃靭性は（長手方向における試験片よりも低い値を示した）、室温及び－４０℃で試験した場合に、それぞれ１００Ｊ及び４０Ｊより高い。４８０℃の高いＣＴ及び２００℃の低いＣＴに関する当該値は、本発明で記載した理想的な処理経路により得られた最小値よりもはるかに低い。上で記載したように、これらの低い靭性値は、残留オーステナイトからマルテンサイトへの自然発生的な変態（spontaneous transformation）、不均一な硬い相及び軟らかい相の存在、並びに低い焼戻し効果によって引き起こされる脆性破壊によりもたらされる。さらに、鋼Ｃ中の炭化物の存在はまた、室温及び極低温の両方における低いシャルピー衝撃靭性値ももたらす。
したがって、上で論じたように、これらの例は、鋼が本発明の組成に従って設計され、本発明に従って処理される場合には、鋼は、それらのミクロ組織効果により、意図したとおりの高い引張特性、成形性及び靭性特性を達成することを示している。本発明で定義された境界外で行う場合、すべての特性の同様の良好な組み合わせは達成されない。
Figure 2023513727000003
鋼Ａ～Ｇ中のＮｂ含有量は残留レベルである。これらの鋼には合金元素としてニオブは添加されていない。鋼Ｈには合金元素としてニオブが添加されている。
鋼Ａ～Ｂは約１．８％のＭｎ含有量を有し、鋼Ｄ～Ｈは約２．３５％のＭｎ含有量を有し、Ｓｉ及びＮｂの量が変化する。Ｍｎの効果は、Ｍｓの減少であり、フレッシュマルテンサイトに対する焼戻しマルテンサイトの比率のシフトを引き起こす。鋼Ｄ～ＨのＡ ＪＩＳ５、ＨＥＣ及び曲げ角度は、鋼Ａ及びＢよりも低い値を示すが、それでも鋼Ｄ～Ｈは目的に適合している。
表３に示すように、鋼Ｄ～Ｈは、本発明に必要な範囲内に含まれる２７５℃（鋼Ｄ～Ｆ）及び３００℃（鋼Ｇ～Ｈ）のＣＴに対して定義された境界内のＦＲＴ及びＲＯＴ－ＣＲを使用することにより、８５体積％未満の焼戻しマルテンサイト及び少なくとも１５体積％のフレッシュマルテンサイトからなるミクロ組織を達成した。さらに、これらの処理条件について、鋼はミクロ組織内に炭化物を含まず、残留オーステナイト含有量は１体積％未満であった。これらのミクロ組織は、その他の相、例えば、フェライト、ベイナイト又はパーライトを含まなかった。
鋼Ｄ～Ｈはまた、１１００ＭＰａを超えるＲｐ、１２００ＭＰａを超えるＲｍ、０．８５以上の降伏比、及び６％を超える全伸び（ＡＪＩＳ５）を達成した（表４）。本発明の定義された処理変数（ＦＲＴ、ＲＯＴＣＲ及びＣＴ）内で処理された場合には、鋼Ｄ～Ｈの曲げ性及びＨＥＣもまた高い（表５）。これらの鋼において、厚み１．０ｍｍにおける７０°の最小曲げ角度及び３０％の最小ＨＥＣ値が達成されている。
しかしながら、鋼Ｄ～ＦのＣＴが高い、すなわち、鋼のＭｓをわずかに上回る３７５℃である場合には、鋼のミクロ組織は、本発明のミクロ組織で達成することを意図していない、いくらかの量のベイナイトと１体積％を超える残留オーステナイトとを含み（表３）、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含有量もまた本発明で定義された範囲外である。これらの意図しないミクロ組織は、３７５℃のＣＴについてのこれらの鋼に、所望の超高強度をもたらさない。良好な曲げ性及びＨＥＣ値は達成されるが（表５）、ベイナイト及び残留オーステナイトからなる軟らかい相が存在するため、Ｒｐ値は１１００ＭＰａ未満であり、Ｒｍ値は１２００ＭＰａ未満であり、降伏比は０．８５未満である（表４）。したがって、本発明の定義された境界内の化学組成を有し得る鋼は、本発明の定義されたウィンドウ内で処理が行われない場合には、所望の機械的特性のすべてを達成することができるとは限らない場合がある。
Figure 2023513727000004
Figure 2023513727000005
Figure 2023513727000006
Figure 2023513727000007
Figure 2023513727000008
図面の簡単な説明
本発明を以下の非限定的な図によって説明する。
本発明の熱機械的処理の概略図を図１に示す。
厚い鋳造スラブを処理するための熱間圧延機の概略図を図２ａに示し、直接圧延機を備えた薄いスラブ鋳造設備の概略図を図２ｂに示す。
図３及び４は、曲げサンプル及びシャルピーサンプルの形状及び定義を示す。

Claims (17)

  1. 重量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３０；
    Ｓｉ：０．５０～１．５０；
    Ａｌ：０．０１０～１．００；
    Ｍｎ：１．００～３．００；
    場合により、以下の合金元素：
    Ｖ：０．１０未満
    Ｎｂ：０．１０未満
    Ｔｉ：０．１０未満
    Ｍｏ：０．５０未満
    Ｃｒ：１．５０未満
    Ｃｕ：１．００未満
    Ｎｉ：０．５０未満
    Ｂ：０．００３０（３０ｐｐｍ）未満
    のうちの１種又は２種以上；
    不可避的に含まれる以下の元素：
    Ｎ：０．０１００（１００ｐｐｍ）未満
    Ｓ：０．００５未満
    Ｐ：０．０２０未満
    を含み、残部がＦｅと製鉄及び製鋼プロセスから生じるその他の不可避不純物とであり、（Ｓｉ＋Ａｌ）が０．８０～２．５０である、超高強度、優れた延性及び優れたフランジ性を有する熱間圧延鋼ストリップであって、
    前記熱間圧延鋼ストリップが、
    降伏強度：少なくとも１１００ＭＰａ、
    最大引張強度：少なくとも１２００ＭＰａ、
    降伏比：少なくとも０．８５、
    全伸び：少なくとも６．０％、
    穴広げ率：少なくとも３０％、及び、
    厚み１ｍｍにおける曲げ角度：少なくとも７０°
    を有し、
    前記熱間圧延鋼ストリップのミクロ組織が、
    焼戻しマルテンサイト：４０～８５体積％、
    フレッシュマルテンサイト：６０～１５体積％、
    残留オーステナイト：１体積％未満、及び、
    セメンタイト又はその他の炭化物：実質的に存在しない
    からなる、前記熱間圧延鋼ストリップ。
  2. 前記熱間圧延鋼ストリップが、重量％で、
    Ａｌ：０．０３０～１．００
    を含む、請求項１に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  3. 前記熱間圧延鋼ストリップが、
    降伏強度：少なくとも１１００ＭＰａ、
    最大引張強度：少なくとも１２００ＭＰａ、
    降伏比：少なくとも０．８５、
    全伸び：少なくとも８．５％、
    穴広げ率：少なくとも５０％、
    厚み１ｍｍにおける曲げ角度：少なくとも８０°、
    －４０℃におけるシャルピー衝撃靱性：少なくとも４０Ｊ、及び、
    室温におけるシャルピー衝撃靱性：少なくとも１００Ｊ
    を有し、
    前記熱間圧延鋼ストリップのミクロ組織が、
    焼戻しマルテンサイト：４０～８５体積％、
    フレッシュマルテンサイト：６０～１５体積％、
    残留オーステナイト：１体積％未満、及び、
    セメンタイト又はその他の炭化物：実質的に存在しない
    からなる、請求項１又は２に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  4. 前記熱間圧延鋼ストリップが、重量％で、以下の量の元素：
    Ｖ：０．０１０～０．１０；
    Ｎｂ：０．０１０～０．１０；
    Ｔｉ：０．０１０～０．１０；
    Ｍｏ：０．０５０～０．５０；
    Ｃｒ：０．１０～１．５０；
    Ｃｕ：０．０３０～１．００；
    Ｎｉ：０．０２０～０．５０；
    Ｎ：０．０００５～０．０１００；
    Ｓ：最大で０．００２
    のうちの１種又は２種以上を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  5. 前記ミクロ組織が、少なくとも５５体積％の焼戻しマルテンサイトと、最大で４５体積％のフレッシュマルテンサイトとからなる、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  6. 前記熱間圧延鋼ストリップが、少なくとも１．６５重量％及び最大で２．５０重量％のＭｎを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  7. Ａｌ及びＳｉの合計が、少なくとも１．００重量％である、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  8. 溶融めっきによって得られる金属コーティング層、例えば、Ｚｎ層又はＺｎ系合金層又はＡｌ系合金層が設けられている、請求項１～７のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  9. 前記亜鉛合金コーティング層が、０．３～４．０重量％のＭｇと、０．０５～６．０重量％、好ましくは０．１～５．０重量％のＡｌと、場合により、最大で０．２重量％の１種又は２種以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部の亜鉛とからなる、請求項８に記載の熱間圧延鋼ストリップ。
  10. 超高強度、優れた延性及び優れたフランジ性を有する熱間圧延鋼ストリップを製造する方法であって、
    前記方法が、以下の工程：
    重量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３０；
    Ｓｉ：０．５０～１．５０；
    Ａｌ：０．０３０～１．００；
    Ｍｎ：１．００～３．００；
    場合により、以下の合金元素：
    Ｖ：０．１０未満
    Ｎｂ：０．１０未満
    Ｔｉ：０．１０未満
    Ｍｏ：０．５０未満
    Ｃｒ：１．５０未満
    Ｃｕ：１．００未満
    Ｎｉ：０．５０未満
    Ｂ：０．００３０（３０ｐｐｍ）未満
    のうちの１種又は２種以上；
    不可避的に含まれる以下の元素：
    Ｎ：０．０１００（１００ｐｐｍ）未満
    Ｓ：０．００５未満
    Ｐ：０．０２０未満
    を含み、残部がＦｅと製鉄及び製鋼プロセスから生じるその他の不可避不純物とであり、（Ｓｉ＋Ａｌ）が０．８０～２．５０である組成を有する厚い又は薄いスラブに、溶融鋼を鋳造する工程；
    前記スラブを、好ましくは１１００℃以上で、好ましくは３０分間以上、加熱又は再加熱する工程；
    前記スラブを熱間圧延ストリップに、
    前記厚いスラブを中間ゲージ、通常、３５～４５ｍｍに粗圧延して、鋳放しの構造体をブレークダウンし、次いで、熱間圧延ストリップに仕上げ熱間圧延することにより、或いは、
    前記薄いスラブを熱間圧延ストリップに直接圧延によって熱間圧延することにより、
    熱間圧延する工程、ここで、仕上げ熱間圧延温度（ＦＲＴ）は、前記鋼のＡｒ３温度より高く、Ａｒ３は、冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度であり；
    ランアウトテーブル上で２０℃／秒を超える冷却速度で前記熱間圧延ストリップを加速冷却する工程；
    次いで、前記冷却した熱間圧延鋼ストリップを（Ｍｓ－５０）℃～（Ｍｓ－１６０）℃の温度で巻き取る工程、ここで、Ｍｓは、鋼のマルテンサイト開始温度であり；
    前記巻き取った熱間圧延ストリップを周囲温度までさらに冷却する工程；
    前記熱間圧延鋼ストリップを酸洗いする工程
    を含む、前記方法。
  11. 前記スラブが、重量％で、以下の量の元素：
    Ｖ：０．０１０～０．１０；
    Ｎｂ：０．０１０～０．１０；
    Ｔｉ：０．０１０～０．１０；
    Ｍｏ：０．０５０～０．５０；
    Ｃｒ：０．１０～１．５０；
    Ｃｕ：０．０３０～１．００；
    Ｎｉ：０．０２０～０．５０；
    Ｎ：０．０００５～０．０１００
    のうちの１種又は２種以上を含む、請求項１０に記載の方法。
  12. ミクロ組織が、少なくとも５５体積％の焼戻しマルテンサイトと、最大で４５体積％のフレッシュマルテンサイトとからなる、請求項１０又は１１に記載の方法。
  13. 前記鋼が、少なくとも１．６５重量％及び最大で２．５０重量％のＭｎを含み、且つ／或いは、Ａｌ及びＳｉの合計が、少なくとも１．００重量％である、請求項１０～１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 溶融めっきによって得られる金属コーティング層、例えば、Ｚｎ層又はＺｎ系合金層又はＡｌ系合金層が設けられる、請求項１０～１３のいずれか一項に記載の方法。
  15. 前記亜鉛合金コーティング層が、０．３～４．０重量％のＭｇと、０．０５～６．０重量％、好ましくは０．１～５．０重量％のＡｌと、場合により、最大で０．２重量％の１種又は２種以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部の亜鉛とからなる、請求項１４に記載の方法。
  16. 請求項１～９のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼の、輸送機関用の部品又は工学用途の部品のための使用。
  17. 車両のシャシー若しくはサスペンション部品（例えば、下部コントロールアーム）、フレームレール、バンパービーム、バッテリーボックス、大型トラックのフレーム、又はクレーンブームのための請求項１６に記載の熱間圧延鋼の使用。
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