JP2023528673A - 可塑性に優れた超高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents

可塑性に優れた超高張力鋼およびその製造方法 Download PDF

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勇 鐘
孟 陳
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Abstract

本発明は、化学元素の質量パーセントが、以下の通りである可塑性に優れた超高張力鋼を開示した：Ｃ：０．２６～０．３０ｗｔ％；Ｓｉ：０．８～１．００ｗｔ％；Ｍｎ：２．８０～３．３０ｗｔ％；Ａｌ：０．０４～０．０８ｗｔ％；残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物である。また、本発明は、以下のステップを含む、上記可塑性に優れた超高張力鋼の製造方法を開示した：（１）製錬と薄板スラブの連続鋳造：連続鋳造の出口側の板スラブの厚さを５５～６０ｍｍとする；（２）加熱；（３）熱間圧延：熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さ≦６μｍ、且つ熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％とする；（４）酸洗いまたは酸洗い＋冷間圧延；（５）連続焼鈍：８００～９２０℃で焼鈍し、３～１０℃／ｓの冷却速度で６９０～７６０℃まで徐冷することで、一定の割合のフェライトを得る；さらに２５０～３５０℃に急冷し、冷却速度を５０～１００℃／ｓとし、オーステナイトの部分をマルテンサイトに転化させる；その後、さらに３６０～４６０℃に加熱し、１００～４００ｓ保温し、最後は室温まで冷却する。

Description

本発明は、鋼種およびその製造方法、特に高張力鋼およびその製造方法に関する。
近年、車体軽量化の実現、省エネの達成、衝撃安全性の向上および製造コストの削減などの目的のため、自動車用先端高張力鋼が、自動車製造業において広く利用されている。先端高張力鋼は、鋼板強度の向上により鋼板厚さが薄くなると同時に、優れた成形性能が保たれるため、現在では総合的な競争力が最も高い車体軽量化素材である。
変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果に基づく先端高張力鋼は、高強度を保つと同時に、良好な展延性も有する。顕微組織から見ると、ＴＲＩＰ鋼は、フェライト、ベイナイトおよび残りのオーステナイトからなり、このような相構造により、その強度の更なる向上が制限されるが、ベイナイトに替わりマルテンサイトを主要の強化相として使用することで、ＴＲＩＰ鋼の強度をさらに高めることができる。ＴＲＩＰ効果に基づく先端高張力鋼に関し、その展延性を決める主要の要素は鋼中に残るオーステナイトの形態、体積分率および安定性であり、そして残りのオーステナイトの安定性はそのサイズや炭素含有量と密接に関係する。
鋼板の強度と展延性能を考慮する上で、従来の先端高張力鋼は、主に基礎である炭素マンガン鋼成分に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなど多くの合金元素が加われるが、材料コストが高いだけでなく、製鋼、熱間圧延および冷間圧延などの製造性には困難性がある。
例えば：中国特許文献（特許公開ＣＮ１０４２４５９７１Ａ、開示日２０１４年１２月２４日、題名「高強度冷間圧延鋼板およびその鋼板の製造方法」）は、高強度鋼板を開示した。この特許文献に開示される技術案において、その成分は：Ｃ：０．１％～０．３％、Ｓｉ：０．４％～１．０％、Ｍｎ：２．０％～３．０％、Ｃｒ≦０．６％、Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒ：１．０％～１．８％、Ａｌ：０．２％～０．８％、Ｎｂ＜０．１％、Ｍｏ＜０．３％、Ｔｉ＜０．２％、Ｖ＜０．１％、Ｃｕ＜０．５％、Ｎｉ＜０．５％、Ｓ≦０．０１％、Ｐ≦０．０２％、Ｎ≦０．０２％、Ｂ＜０．００５％、Ｃａ＜０．００５％、Ｍｇ＜０．００５％、ＲＥＭ＜０．００５％、残りがＦｅおよび避けられない不純物である。顕微組織（体積％）は：残りのオーステナイト５％～２０％、ベイナイト＋ベイナイトフェライト＋焼き戻しマルテンサイト≧８０％、多角形フェライト≦１０％、マルテンサイト－オーステナイト成分≦２０％。説明しないといけないが、この技術案による鋼種成分は、一定量のＣｒ、Ｍｏを加える必要があり、その引張強度≧９８０ＭＰａが伸び率が１４％程度しかなく、自動車部品用鋼のコストおよび成形性の点から見ると有利だとは言えない。
また、例えば：中国特許文献（特許公開ＣＮ１０６５７４３４２Ａ、開示日２０１７年４月１９日、題名「高強度鋼板およびその製造方法、および高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法」）は、高強度鋼板を開示した。この特許文献に開示される技術案において、その製造方法は：成分条件を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃に加熱し、仕上げ圧延の出口側温度を８００～１０００℃とし、平均卷取温度を４５０～７００℃とし、酸洗いの後に、鋼板を４５０℃～Ａｃ１の温度で９００～３６０００ｓ保持し、３０％以上の圧下率で冷間圧延を行い、鋼板を８２０～９５０℃に加熱して第一回焼鈍を行い、その後５００℃までに平均冷却速度１５℃／ｓ以上という条件下でＭｓ温度以下に冷却し、７４０～８４０℃に再加熱して第二回焼鈍を行い、１～１５℃／ｓの冷却速度で１５０～３５０℃まで冷却し、３５０～５５０℃に再加熱して１０ｓ以上保温する。この特許文献に開示される技術案では、加熱圧延が必要であり、そして焼鈍処理が二回行われるため、生産工程が複雑で、製造コストが増加するため、自動車分野での応用が大きく制限される。
さらに、例えば：国際特許文献（国際公開ＷＯ２０１８／１１６１５５、開示日２０１８年６月２８日、題名「ＨＩＧＨ－ＳＴＲＥＮＧＴＨ ＣＯＬＤ ＲＯＬＬＥＤ ＳＴＥＥＬ ＳＨＥＥＴ ＨＡＶＩＮＧ ＨＩＧＨ ＦＯＲＭＡＢＩＬＩＴＹ ＡＮＤ Ａ ＭＥＴＨＯＤ ＯＦ ＭＡＮＵＦＡＣＴＵＲＩＮＧ ＴＨＥＲＥＯＦ」）は、高成形性を有する高強度冷間圧延鋼板を開示した。この特許文献に開示される技術案において、その成分は：Ｃ：０．１９％～０．２４％、Ｍｎ：１．９％～２．２％、Ｓｉ：１．４％～１．６％、Ａｌ：０．０１％～０．０６％、Ｃｒ：０．２％～０．５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、任意選択的に、一つまたは複数の：Ｎｂ：０．００１０％～０．０６％、Ｔｉ：０．００１％～０．０８％、Ｖ：０．００１％～０．１％、Ｃａ：０．００１％～０．００５％、残りがＦｅおよび避けられない不純物である。説明しないといけないが、この技術案による鋼種の引張強度≧１１５０ＭＰａ、伸び率≧１３％、穴広げ率≧３０％、その引張強度が高いものの、ＣｒおよびＮｂ、Ｔｉが多く加われるため、コストの制限要求が非常に厳しい自動車用鋼には向いていない。
本発明の一つの目的は、可塑性に優れた超高張力鋼を提供する。この可塑性に優れた超高張力鋼は、鋼板の強度と展延性能を考慮する上で、簡単な成分設計を採用し、材料の相変態に対するＣ、ＳｉおよびＭｎの影響法則を十分活用する結果、降伏強度が８５０～１０００ＭＰａであり、引張強度が１１８０～１３００ＭＰａであり、均一伸び率≧１１％、破断伸び率が１５％～２０％であり、良好な応用展望や価値を有する。
上記の目的を実現するために、本発明は、化学元素の質量パーセントが以下の通りである、可塑性に優れた超高張力鋼を提供する：
Ｃ：０．２６～０．３０ｗｔ％；
Ｓｉ：０．８～１．００ｗｔ％；
Ｍｎ：２．８０～３．３０ｗｔ％；
Ａｌ：０．０４～０．０８ｗｔ％；
残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物である。
本発明による技術案は、普通の炭素ケイ素マンガン鋼の成分設計を採用し、材料の相変態に対するＣ、Ｓｉ、Ｍｎの影響法則を十分活用することで、本発明による高張力鋼の高強度と高展延性のバランスを実現し、最終的に優れた性能を有する鋼板製品を得た。具体的に、各化学元素の設計原理は、以下の通りである：
Ｃ：本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｃは最も重要な固溶強化元素であり、鋼の強度を有効に維持することができる。鋼中でのＣの質量パーセントが高いほど、残りのオーステナイトの分率が多くなり、また配分時に残りのオーステナイト中にＣの集まり程度が高いほど、残りのオーステナイトの安定性増強には有利であり、ＴＲＩＰ効果により、材料の展延性が高まる。ただし、注意しなければならないが、鋼中でのＣ含有量が高すぎると、鋼の溶接性が低くなり、また鋼中でのＣの質量パーセントが０．３０％を超えると、焼入れ後に多くの双晶が現れやすく、割れ敏感性が増加する。これにより、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｃの質量パーセントは、０．２６～０．３０ｗｔ％とする。
好ましい実施形態では、Ｃの質量パーセントは、０．２６～０．２８ｗｔ％にしてもいい。
Ｓｉ：本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｓｉは配分処理過程でセメンタイトの形成を強烈に抑制し、炭素が残りのオーステナイト中に集まることを促進し、残りのオーステナイトの安定性を高めることができる。セメンタイトを有効に抑制するには、Ｓｉの含有量が少なくとも０．８％である必要がある。注意しなければならないが、鋼中でのＳｉ含有量が高すぎると、鋼の高温可塑性が低減し、熱間圧延での欠陥発生率が増大する。同時に、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼板表面に安定な酸化物が形成され、後続の酸洗い工程には悪影響をもたらす。これにより、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｓｉの質量パーセントは、０．８～１．００ｗｔ％とする。
好ましい実施形態では、Ｓｉの質量パーセントは、０．９～１．００ｗｔ％にしてもいい。
Ｍｎ：本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｍｎはオーステナイト相領域を拡大し、ＭｓとＭｆ点を下げ、オーステナイトの安定性と鋼の焼入れ性を有効に高め、臨界転化速度を低減させることができるため、残りのオーステナイトの室温までの保存には有利である。同時に、Ｍｎは重要な固溶強化元素である。ただし、注意しなければならないが、鋼中でのＭｎ含有量が高すぎると、耐腐食性能および溶接性能が悪化し、同時に結晶粒が粗面化する傾向があり、鋼の可塑性と靱性が低減する。これにより、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ｍｎの質量パーセントは、２．８０～３．３０ｗｔ％とする。
好ましい実施形態では、Ｍｎの質量パーセントは、２．９～３．１ｗｔ％にしてもいい。
Ａｌ：本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ａｌは固溶状態で存在する時、積層欠陥エネルギーを増加できるだけでなく、セメンタイトの析出およびγからマルテンサイトへの転化を抑制し、オーステナイトの安定性を高めることができる。また、ＡｌはＣやＮと微細に分散分布した不溶質点を形成することができ、結晶粒を微細化させることができるが、Ａｌの強化効果はＳｉより弱く、オーステナイトを安定化させる能力もＳｉより弱い。鋼中でのＡｌの質量パーセントが高すぎると、介在の酸化物が大量に形成しやすく、鋼液の清潔度には不利である。したがって、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、Ａｌの質量パーセントは、０．０４～０．０８ｗｔ％とする。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、各化学元素の質量パーセントは、以下各項の少なくとも一つを満たす：
Ｃ：０．２６～０．２８ｗｔ％；
Ｓｉ：０．９～１．００ｗｔ％；
Ｍｎ：２．９～３．１ｗｔ％。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼は、以下の各元素の少なくとも一つをさらに含有する：
０＜Ｃｒ≦０．０５ｗｔ％；
０＜Ｍｏ≦０．０５ｗｔ％；
０＜Ｎｂ≦０．０３ｗｔ％；
０＜Ｔｉ≦０．０５ｗｔ％；
０＜Ｖ≦０．０３ｗｔ％；
０＜Ｂ≦０．００１ｗｔ％。
上記Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＢは、いずれも本発明による高張力鋼の性能をさらに高めることができる。例えば：Ｃｒ、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を調節することができるが、Ｃｒは鋼板表面で集まり、溶接性能に影響する。そして、Ｍｏの質量パーセントが高すぎると、鋼の冷間圧延歪み耐力が増大する。また、たとえば：Ｎｂ、Ｔｉ、ＶはＣと微細な炭化物を形成し、組織の微細化を促進できるが、このような微細炭化物の形成は、残りのオーステナイトへのＣの集まりや残りのオーステナイトの安定化には不利である。そして、Ｂの主な効果は鋼の焼入れ性の向上である。Ｂはオーステナイト結晶境界で偏析しやすく、オーステナイトからフェライトへの転化を遅らせ、低い含有量でも明らかな効果があるが、Ｂの質量パーセントが高すぎると、鋼強度が高まり、良好な成形には不利である。したがって、Ｂの質量パーセントは、０＜Ｂ≦０．００１％にしてもいい。
また、上記元素の添加によって、材料のコストが増加するため、性能とコスト制限を総合的に考慮する上、本発明による技術案は、好ましく、上記元素の少なくとも一つを添加してもいい。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、各化学元素は、以下各項の少なくとも一つを満たす：
０＜Ｃｒ≦０．０３ｗｔ％；
０＜Ｍｏ≦０．０３ｗｔ％；
０＜Ｎｂ≦０．０１ｗｔ％；
０＜Ｔｉ≦０．０３ｗｔ％；
０＜Ｖ≦０．０１ｗｔ％。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、その他の避けられない不純物が、以下の通りである：Ｐ≦０．０１ｗｔ％、Ｓ≦０．０１ｗｔ％、Ｎ≦０．００６ｗｔ％。
上記技術案において、Ｐ、ＳとＮはいずれも不純物元素である。Ｐは固溶強化の効果があり、炭化物の形成を抑制し、残りのオーステナイトの安定性向上には有利であるものの、Ｐの質量パーセントが高すぎると、結晶境界が弱化し、材料の脆性が増大し、溶接性能が悪化する。つまり、Ｐのプラス作用がマイナス作用より弱いため、Ｐの質量パーセントは、好ましくＰ≦０．０１ｗｔ％とする。そしてＮに関し、Ｎの質量パーセントが高すぎると、製鋼や連続鋳造が困難になり、介在物の制限には不利であるため、Ｎの質量パーセントは、好ましくＮ≦０．００６ｗｔ％とする。また、鋼中でのＳ元素の質量パーセントが高すぎると、材料の可塑性が明らかに悪化するため、Ｓの質量パーセントは、Ｓ≦０．０１ｗｔ％とする。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼の化学元素の質量パーセントは：
Ｃ：０．２６～０．３０ｗｔ％、好ましくは０．２６～０．２８ｗｔ％；
Ｓｉ：０．８～１．００ｗｔ％、好ましくは０．９～１．００ｗｔ％；
Ｍｎ：２．８０～３．３０ｗｔ％、好ましくは２．９～３．１ｗｔ％；
Ａｌ：０．０４～０．０８ｗｔ％；
Ｃｒ：≦０．０５ｗｔ％、好ましくは０．０３ｗｔ％；
Ｍｏ：≦０．０５ｗｔ％、好ましくは０．０３ｗｔ％；
Ｎｂ：≦０．０３ｗｔ％、好ましくは０．０１ｗｔ％；
Ｔｉ：≦０．０５ｗｔ％、好ましくは０．０３ｗｔ％；
Ｖ：≦０．０３ｗｔ％、好ましくは０．０１ｗｔ％；
Ｂ：≦０．００１ｗｔ％；
Ｐ：≦０．０１ｗｔ％；
Ｓ：≦０．０１ｗｔ％；
Ｎ≦０．００６ｗｔ％；
残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物である。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、その顕微組織（体積比）は、２０％～４０％のフェライト＋５０％～７０％のマルテンサイト＋残りのオーステナイトである。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼では、フェライトにおいて、１０μｍ以下の結晶粒が９０％以上を占め、５μｍ以下の結晶粒が６０％以上を占める。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズ≦２μｍ；及び／または残りのオーステナイト中の平均Ｃ含有量≧１．１ｗｔ％である。一実施形態では、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズが０．６－１．６μｍである。一実施形態では、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、残りのオーステナイト中の平均Ｃ含有量が１．１－１．３５ｗｔ％である。
さらに、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼において、その降伏強度が８５０～１０００ＭＰａであり、引張強度が１１８０～１３００ＭＰａであり、均一伸び率≧１１％、破断伸び率が１５％～２０％である。
また、本発明のもう一つ目的は、上記可塑性に優れた超高張力鋼の製造方法の提供である。この製造方法は、薄板スラブの連続鋳造プロセスと、酸洗いまたは酸圧延プロセスとの配合により、連続焼鈍後に可塑性に優れた超高張力鋼を得ることができる。この製造方法は、生産が簡単であり、同様の強度条件下で、得られる高張力鋼の鋼の伸び率がさらに高まる。
上述の目的を実現するために、本発明は、以下のステップを含む上記可塑性に優れた超高張力鋼の製造方法を提供する：
（１）製錬と薄板スラブの連続鋳造：連続鋳造の出口側の板スラブの厚さを５５～６０ｍｍとする；
（２）加熱；
（３）熱間圧延：熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さ≦６μｍ、且つ熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％とする；
（４）酸洗いまたは酸洗い＋冷間圧延；
（５）連続焼鈍：８００～９２０℃で焼鈍し、３～１０℃／ｓの冷却速度で６９０～７６０℃まで徐冷することで、一定の割合のフェライトを得る；さらに２５０～３５０℃まで急冷し、冷却速度を５０～１００℃／ｓとし、オーステナイトの部分をマルテンサイトに転化させる；その後、３６０～４６０℃に再加熱し、１００～４００ｓ保温し、最後は室温まで冷却する。
本発明による技術案において、ステップ（１）では、薄板スラブの連続鋳造が採用されるため、粗圧延工程が省かれ、熱間圧延歪み量が減少し、後続のステップ（４）およびステップ（５）での鋼板性能が保たれる。また、ステップ（１）で採用される薄板スラブの連続鋳造は、板スラブの熱を十分活用し、加熱に用いるエネルギー消費を低減させることができるため、より均一的なフェライトまたはフェライト＋パーライト組織が得られ、後続のステップ（５）における完成品の顕微組織中に一定量の微細結晶粒フェライトの保持には有利で、組織均一性が高まり、可塑性の向上には有利である。
そして、ステップ（３）では、熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さ≦６μｍとし、熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％とすることで、後続のステップ（４）の進行に有利であり、そして連続焼鈍後に得られる鋼板の性能には重要な影響がある。なぜなら：本発明による技術案において、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４はＦｅ２Ｏ３よりも酸洗いされにくいが、本願の熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さを制御し、熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％とすることで、酸洗いの効果が向上し、連続焼鈍に直接使用できる酸洗い板表面が得られる。そして、酸洗い板は連続焼鈍を直接行うことができるため、熱間圧延の組織歪み量を小さくし、鋼板組織を主にフェライトおよびパーライトまたはベイナイトとすることができるため、同じ連続焼鈍条件下で、材料の強度を低減し、組織をより均一にさせ、優れた展延性を得ることができる。
そして、ステップ（５）では、焼鈍温度を８００～９２０℃とすることで、均一的なオーステナイト組織またはオーステナイト＋フェライト組織が形成できる；その後、３～１０℃／ｓの冷却速度で６９０～７６０℃に徐冷することによって、組織中のフェライト含有量をさらに調節し、材料の成形を向上させる；次に、５０～１００℃／ｓの速度で２５０～３５０℃（つまりＭｓとＭｆ温度の間）に冷却する。なぜなら：冷却過程で、マルテンサイトの相変態だけが発生するように、臨界冷却速度は５０℃／ｓ以上である必要があり、また冷却速度が１００℃／ｓを超えると、生産コストが大幅に上昇する。このとき、オーステナイトが部分的にマルテンサイトに転化するため、鋼は高い強度を保つことができる；３６０～４６０℃に再加熱し、１００～４００ｓ保温することにより、マルテンサイトとオーステナイト中に炭素を配分させ、一定量の高炭素の残りのオーステナイトを形成し、それを室温まで安定に保持することで、ＴＲＩＰ効果によって、鋼の加工硬化能力および成形性を顕著に向上させ、可塑性に優れた超高強度鋼板を得ることができる。上記配分プロセスの設定理由は：再加熱温度が３６０℃未満もしくは再加熱時間が１００ｓ未満であるとき、鋼中に残るオーステナイトの安定化過程が不十分で、最終的に室温下で得られる残りのオーステナイト含有量が不足する；再加熱温度が４６０℃を超える、もしくは再加熱時間が４００ｓを超えるとき、鋼には明らかな焼き戻し軟化が発生し、最終的に材料の強度が明らかに低減する。
本願の超高張力鋼は、高炭素や高マンガンの成分設計およびフェライト結晶粒の微細化メカニズムを利用するため、連続焼鈍過程において、オーステナイトの逆相変態の形核点が増えると同時に、サイズがさらに微細化し、室温まで安定に保てる残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズ≦２μｍ；残りのオーステナイト中に、平均Ｃ含有量≧１．１％。なお、高Ｓｉ設計を利用するため、急速冷却で形成したマルテンサイトが配分過程において基本的に分解しなく、その結果、組織中のマルテンサイトの含有量が保たれ、鋼の強度が保たれる。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（１）では、控制連続鋳造の引張速度を２～５ｍ／ｍｉｎとする。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（２）では、板スラブを１２００～１３００℃まで加熱する。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（３）では、仕上げ圧延温度を８６０～９３０℃とし、卷取温度を４５０～６００℃とする。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（４）では、酸洗い＋冷間圧延ステップを採用するとき、その歪み量を４０％～７０％とする。
さらに、本発明による製造方法において、ステップ（５）では、連続焼鈍プロセスを、下記各項の少なくとも一つを満たすようにする：
焼鈍温度を８２０～８７０℃とする；
３～１０℃／ｓの冷却速度で７００～７３０℃に徐冷する；
２７０～３３０℃に急冷する；
急冷の後にさらに４００～４３０℃に加熱し、１５０～３００ｓ保温する；
連続焼鈍炉内の還元性雰囲気における水素ガスの体積含有量を１０～１５％とする。
本発明による可塑性に優れた超高張力鋼およびその製造方法は、従来技術と比較して、以下の利点及び有益な効果を有する：
本発明による高張力鋼は、炭素ケイ素マンガン鋼を基礎とし、いかなる高額な合金元素も添加しなく、炭素ケイ素マンガンの配合比例を最適化することで、優れた展延性を有する高強度冷間圧延鋼板が得られる。
本発明による製造方法は、生産プロセスが独特であり、薄板スラブの連続鋳造技術が採用されるため、組織均一性および偏析制御の面では先天性なメリットがある。得られる超高張力鋼は、同様な強度条件下で、伸び率が顕著に高まることができるため、自動車安全構造品において良好な応用展望を有し、特に複雑な形状を有し、成形性能に高い要求を有する車両構造品や安全品、例えばＡ／Ｂピラー、ウエストレインフォース、サイドメンバー、バンパーなどの製造に適す。
図１は実施例４の超高張力鋼の顕微組織の写真を示す。 図２は実施例４の超高張力鋼の相組成のＥＢＳＤ写真を示す。
以下では、図面および具体的な実施例に基づき、本発明による可塑性に優れた超高張力鋼およびその製造方法をさらに詳しく説明するが、その説明は本発明の技術案を限定するものではない。
実施例１－２４および比較例１－３
実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼は、以下のステップで作製された：
（１）表１に示される化学成分で、製錬と薄板スラブの連続鋳造を行った：連続鋳造の出口側における板スラブ厚さを５５～６０ｍｍとし、連続鋳造スラブの引張速度を２～５ｍ／ｍｉｎとした。
（２）加熱：板スラブを１２００～１３００℃に加熱した。
（３）熱間圧延：熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さ≦６μｍ、且つ熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％、仕上げ圧延温度を８６０～９３０℃とし、卷取温度を４５０～６００℃とした。
（４）酸洗いまたは酸洗い＋冷間圧延：酸洗い＋冷間圧延ステップを採用するとき、その歪み量を４０％～７０％とした。
（５）連続焼鈍：８００～９２０℃で焼鈍し、３～１０℃／ｓの冷却速度で６９０～７６０℃まで徐冷することで、一定の割合のフェライトを得た；さらに２５０～３５０℃まで急冷し、冷却速度を５０～１００℃／ｓとし、オーステナイトの部分をマルテンサイトに転化させた；その後、３６０～４６０℃に再加熱し、１００～４００ｓ保温し、最後は室温まで冷却した。
説明しなければならないが、好ましい実施形態において、ステップ（５）では、パラメータをさらに下記各項の少なくとも一つを満たすようにした：
焼鈍温度を８２０～８７０℃とした；
３～１０℃／ｓの冷却速度で７００～７３０℃に徐冷した；
２７０～３３０℃に急冷した；
急冷の後にさらに４００～４３０℃に加熱し、１５０～３００ｓ保温した；
連続焼鈍炉内の還元性雰囲気における水素ガスの体積含有量を１０～１５％とした。
そして、比較例１－３は、通常プロセスで作製された。
表１は、実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼および比較例１－３の比較鋼の各化学元素の質量パーセント配合比例を示す。
Figure 2023528673000002
表２－１と表２－２は、実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼および比較例１－３の比較鋼の具体的なプロセスパラメータを示す。
Figure 2023528673000003
Figure 2023528673000004
表３は、実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼および比較例１－３の比較鋼の力学性能の測定結果を示す。ＩＳＯ ６８９２：１９９８（金属材料室温引張試験法）、Ｐ１４（Ａ５０）引張標準で測定を行った。
Figure 2023528673000005
表３から分かるように、本願実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼は、強度が保たれると同時に、展延性能も同様に優れており、その降伏強度ＹＳが８５０～１０００ＭＰａであり、引張強度ＴＳが１１８０～１３００ＭＰａであり、均一伸び率ＵＥＬがいずれも≧１１％、破断伸び率ＴＥＬが１５％～２０％であった。
表４は、実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼の顕微組織の観察結果を示す。
Figure 2023528673000006
表３と表４を合わせてみると分かるように、本願実施例１－２４の可塑性に優れた超高張力鋼の顕微組織は、２０％～４０％のフェライト＋５０％～７０％的マルテンサイト＋残りのオーステナイトであり、フェライト中において、１０μｍ以下の結晶粒が９０％以上を占め、５μｍ以下の結晶粒が６０％以上を占め、残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズ≦２μｍ；及び／または残りのオーステナイト中において、平均Ｃ含有量≧１．１ｗｔ％。このため、本発明の様々な実施例における可塑性に優れた超高張力鋼は、一定量の微細結晶粒フェライトを有する、且つ組織均一性が良いであるので、各実施例の超高張力鋼は、超高強度を有すると同時、優れた可塑性も具備している。
図１は実施例４の超高張力鋼の顕微組織の写真を示す。
図２は実施例４の超高張力鋼の相組成のＥＢＳＤ写真を示す。
図１と図２を合わせてみると分かるように、実施例４の超高張力鋼の顕微組織は、２０％～４０％のフェライト＋５０％～７０％的マルテンサイト＋残りのオーステナイトであり、フェライト中において、１０μｍ以下の結晶粒が９０％以上を占め、５μｍ以下の結晶粒が６０％以上を占め、残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズ≦２μｍ；及び／または残りのオーステナイト中において、平均Ｃ含有量≧１．１ｗｔ％。
以上のように、本発明による超高張力鋼は、炭素ケイ素マンガン鋼を基礎とし、いかなる高額な合金元素も添加しなく、炭素ケイ素マンガンの配合比例を最適化し、且つ薄板スラブの連続鋳造技術を採用することで、組織均一性および偏析制御の面において先天性のメリットを有する。
本発明による製造方法は、生産プロセスが簡単であり、得られる超高張力鋼では、同様な強度条件下で、伸び率が顕著に高まることができるため、自動車安全構造品において良好な応用展望を有し、特に複雑な形状を有し、成形性能に高い要求を有する車両構造品や安全品、例えばＡ／Ｂピラー、ウエストレインフォース、サイドメンバー、バンパーなどの製造に適す。
説明しなければならないが、本発明の保護範囲中における従来技術の部分は、本願に提供される実施例に限定するものではなく、先行特許文献、先行開示出版物、先行開示応用などを含むがそれらに限らない本発明の技術案に矛盾しない技術案は、いずれも本発明の保護範囲に収まる。
また、本願における各技術特徴の組み合わせ方式は、本願請求項に記載の組み合わせ方式もしくは具体的な実施例に記載の組み合わせ方式に限定するものではなく、本願に記載の全ての技術特徴は、お互いに矛盾しない限り、いかなる方式で自由に組み合わせもしくは結合してもいい。
さらに、注意しなければならないが、以上に挙げられた実施例は、本発明の具体的な実施例でしかない。本発明は以上の実施例に限定されなく、当業者は、その類似変化や変形を、本発明の開示内容から直接得られ、もしくは容易に想到できるため、本発明の保護範囲に属すことは、言うまでもない。

Claims (15)

  1. 化学元素の質量パーセントが、以下の通りである、可塑性に優れた超高張力鋼：
    Ｃ：０．２６～０．３０ｗｔ％；
    Ｓｉ：０．８～１．００ｗｔ％；
    Ｍｎ：２．８０～３．３０ｗｔ％；
    Ａｌ：０．０４～０．０８ｗｔ％；
    残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物である。
  2. 各化学元素の質量パーセントが、下記各項の少なくとも一つを満たす、請求項１に記載の可塑性に優れた超高張力鋼：
    Ｃ：０．２６～０．２８ｗｔ％；
    Ｓｉ：０．９～１．００ｗｔ％；
    Ｍｎ：２．９～３．１ｗｔ％。
  3. 下記各元素の少なくとも一つをさらに含有する、請求項１または２に記載の可塑性に優れた超高張力鋼：
    ０＜Ｃｒ≦０．０５ｗｔ％；
    ０＜Ｍｏ≦０．０５ｗｔ％；
    ０＜Ｎｂ≦０．０３ｗｔ％；
    ０＜Ｔｉ≦０．０５ｗｔ％；
    ０＜Ｖ≦０．０３ｗｔ％；
    ０＜Ｂ≦０．００１ｗｔ％。
  4. 各化学元素が、下記各項の少なくとも一つを満たす、請求項３に記載の可塑性に優れた超高張力鋼：
    ０＜Ｃｒ≦０．０３ｗｔ％；
    ０＜Ｍｏ≦０．０３ｗｔ％；
    ０＜Ｎｂ≦０．０１ｗｔ％；
    ０＜Ｔｉ≦０．０３ｗｔ％；
    ０＜Ｖ≦０．０１ｗｔ％。
  5. その他の避けられない不純物が、以下の通りである、請求項１に記載の可塑性に優れた超高張力鋼：Ｐ≦０．０１ｗｔ％、Ｓ≦０．０１ｗｔ％、Ｎ≦０．００６ｗｔ％。
  6. その顕微組織が、２０％～４０％のフェライト＋５０％～７０％のマルテンサイト＋残りのオーステナイトである、請求項１に記載の可塑性に優れた超高張力鋼。
  7. フェライトにおいて、１０μｍ以下の結晶粒が９０％以上を占め、５μｍ以下の結晶粒が６０％以上を占める、請求項６に記載の可塑性に優れた超高張力鋼。
  8. 残りのオーステナイトの平均結晶粒サイズ≦２μｍ；及び／または残りのオーステナイト中の平均Ｃ含有量≧１．１ｗｔ％である、請求項６に記載の可塑性に優れた超高張力鋼。
  9. その降伏強度が８５０～１０００ＭＰａであり、引張強度が１１８０～１３００ＭＰａであり、均一伸び率≧１１％、破断伸び率が１５％～２０％である、請求項１に記載の可塑性に優れた超高張力鋼。
  10. 以下のステップを含む、請求項１－９のいずれ一項に記載の可塑性に優れた超高張力鋼の製造方法：
    （１）製錬と薄板スラブの連続鋳造：連続鋳造の出口側の板スラブの厚さを５５～６０ｍｍとする；
    （２）加熱；
    （３）熱間圧延：熱間圧延後の鋼帯表面における酸化皮膜の厚さ≦６μｍ、且つ熱間圧延後の帯鋼表面における酸化皮膜中の（ＦｅＯ＋Ｆｅ３Ｏ４）≦４０ｗｔ％とする；
    （４）酸洗いまたは酸洗い＋冷間圧延；
    （５）連続焼鈍：８００～９２０℃で焼鈍し、３～１０℃／ｓの冷却速度で６９０～７６０℃まで徐冷することで、一定の割合のフェライトを得る；さらに２５０～３５０℃まで急冷し、冷却速度を５０～１００℃／ｓとし、オーステナイトの部分をマルテンサイトに転化させる；その後、さらに３６０～４６０℃に加熱し、１００～４００ｓ保温し、最後は室温まで冷却する。
  11. ステップ（１）では、連続鋳造の引張速度を２～５ｍ／ｍｉｎとする、請求項１０に記載の製造方法。
  12. ステップ（２）では、板スラブを１２００～１３００℃に加熱する、請求項１０に記載の製造方法。
  13. ステップ（３）では、仕上げ圧延温度を８６０～９３０℃とし、卷取温度を４５０～６００℃とする、請求項１０に記載の製造方法。
  14. ステップ（４）では、酸洗い＋冷間圧延ステップを採用するとき、その歪み量を４０％～７０％とする、請求項１０に記載の製造方法。
  15. ステップ（５）では、連続焼鈍プロセスが以下各項の少なくとも一つを満たす、請求項１０に記載の製造方法：
    焼鈍温度を８２０～８７０℃とする；
    ３～１０℃／ｓの冷却速度で７００～７３０℃に徐冷する；
    ２７０～３３０℃に急冷する；
    急冷の後にさらに４００～４３０℃に加熱し、１５０～３００ｓ保温する；
    連続焼鈍炉内の還元性雰囲気における水素ガスの体積含有量を１０～１５％とする。
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