JP2023529213A - 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、冷間圧延熱処理鋼板であって、鋼は、重量パーセントで以下、すなわち、０．１７％≦炭素≦０．２５％、２％≦マンガン≦３％、０．９％≦ケイ素≦２％、０％≦アルミニウム≦０．０９％、０．０１％≦モリブデン≦０．２％、０％≦リン≦０．０２％、０％≦硫黄≦０．０３％、０％≦窒素≦０．０９％、及び任意に以下の元素、すなわち０%≦クロム≦０．３％、０％≦ニオブ≦０．０６％、０％≦チタン≦０．０６％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦ホウ素≦０．０１０％、０％≦マグネシウム≦０．０５％、０％≦ジルコニウム≦０．０５％、０％≦セリウム≦０．１％の１種以上を含み、残余が鉄及び不可避の不純物を含み、鋼板は、面積分率で、５０％～８０％のベイナイト、１０％～３０％の残留オーステナイト、１５％～５０％の分配マルテンサイト、０％～１０％のフェライト及び０％～５％のフレッシュマルテンサイトを含む微細組織を有し、フェライト富化相は該鋼板の両面から５０ミクロンまで延び、そのようなフェライト富化層は面積分率で５５％～８０％の平均フェライト含有率を有する、冷間圧延熱処理鋼板に関する。
Description
本発明は、車両用鋼板としての使用に好適な冷間圧延熱処理鋼板に関する。
自動車部品には２つの矛盾する必要事項、すなわち成形の容易さ及び強度を満足させることが求められているが、近年、地球環境への配慮から、自動車には燃費向上という第３の要件が与えられている。このように、今では、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリにおける嵌合の容易さの基準に適合させるために、高い成形性を有する材料で作られなければならず、同時に燃費向上のために自動車の重量を軽減しつつ、自動車の耐衝突性及び耐久性のための強度を向上させなければならない。さらに、液体金属脆化を受けない一方で、鋼部品は溶接可能でなければならない。
そのため、材料の強度を増すことにより自動車に使われる材料の量を減らすために、精力的な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を低下させるので、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。
高強度高成形性鋼板の分野における初期の研究開発は、高強度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、そのいくつかを、本発明を最終的に理解するために本明細書に列挙する。
特許ＥＰ３２８７５３９号は、曲げ性を改善する為に高い穴広げ、フェライトとマルテンサイト又はオーステナイトのような硬質相との間の界面の存在を達成することができないフェライトに富んだ表面を持つ多層製品について記載している。さらに、ＥＰ３２８７５３９号の鋼は、特に冷間圧延被覆鋼板に対して十分なＬＭＥ耐性を有していない。
特許ＵＳ２０１９／００４０４８７号は、ＬＭＥ耐性を有する鋼板を記載しているが、達成することができる引張強さ、全伸びなどの機械的特性を記載していない。
高強度で成形性の高い鋼板の製造に関連する既知の先行技術は、いずれか一方又は他方の欠陥によって影響を受け、したがって、１１００ＭＰａを超える強度を有する冷間圧延鋼板及び該鋼板の製造方法が必要である。
本発明の目的は、これらの問題を、以下を同時に有する冷間圧延熱処理鋼板を利用可能にすることにより解決することである。
－ １１７０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ超、又はさらには１２００ＭＰａ超の最大抗張力、
－ ３０％以上、好ましくは３５％超の穴広げ率、
－ 十分な耐液体金属脆化性。
－ １１７０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ超、又はさらには１２００ＭＰａ超の最大抗張力、
－ ３０％以上、好ましくは３５％超の穴広げ率、
－ 十分な耐液体金属脆化性。
好ましい実施形態において、冷間圧延熱処理鋼板は、７８０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ超の降伏強度値を示す。
別の好ましい実施態様において、冷間圧延熱処理鋼板は、１２．０％を超えるか又は上回る全伸び値を示す。
好ましくは、このような鋼はまた、良好な溶接性及び被覆力と共に成形、特に圧延に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、製造パラメータシフト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被覆される。
本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な記述から明らかになる。
鋼中には炭素が０．１７～０．２５％存在する。炭素は、焼鈍後の冷却中にフェライト及びベイナイトの生成を遅らせて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の安定化においても重要な役割を果たす。０．１７％未満の含有率は、オーステナイトの安定化を可能にせず、それによって強度及び延性を低下させるであろう。一方、炭素含有率が０．２５％を超えると、溶接域及び熱影響域が著しく硬化し、このため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０．１８％～０．２３％であり、より好ましい限度は０．１８％～０．２１％である。
本発明の鋼のマンガン含有率は２％～３％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共に強度を付与する元素である。オーステナイトの安定化と共にフェライトの生成を遅らせることによって鋼板の強度及び焼入性を与えるためには、少なくとも２％のマンガンの量が必要である。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く、より好ましくは２．５～２．８％である。しかし、マンガンが３％を超えると、ベイナイト変態のため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。加えて、マンガンが３％を超えると、十分なベイナイトが形成されず、マルテンサイトの形成が目標限度を超え、したがって伸びが低下する。また、マンガン含有率が３％を超えると、本鋼の溶接性も低下するであろう。
本発明の鋼のケイ素含有率は０．９％～２％である。構成成分としてのケイ素は、高温からの冷却後の均熱時にベイナイト中の炭化物としての炭素の析出を遅らせる。これにより、炭化物を含まないベイナイトの生成時に、オーステナイトは炭素に富む。したがって、０．９％のケイ素の存在により、オーステナイトは室温で安定化される。さらに、ケイ素はマルテンサイト中の炭化物の析出を遅らせる。いずれの場合も、ベイナイト中の炭化物あるいはマルテンサイト中の炭化物は伸びの低下の原因である。Ｓｉの存在により炭化物を防止することは非常に重要である。しかし、２％を超えるケイ素を加えても上記の効果は改善されず、熱間圧延脆化のような問題ももたらす。本発明の鋼中の２％を超えるケイ素は、Ｚｎを結晶粒中で可溶性にしない。したがって、溶接の際、液体Ｚｎは、結晶粒内に入る代わりに、結晶粒界に沿って進み、液体金属脆化を引き起こす。よって、濃度は上限２％以内に制御される。本鋼のケイ素の好ましい限度は１～１．９％であり、より好ましくは１．１～１．８％である。
本発明の鋼のアルミニウム含有率は０～０．０９％である。鋼を脱酸して酸素を捕捉するために製鋼中にアルミニウムが添加される。０．０９％を超えると、Ａｃ３点が上昇し、それによって生産性が低下する。加えて、そのような範囲内では、アルミニウムは、結晶粒のサイズを減少させるように鋼中で窒素と結合し、窒化アルミニウムを形成する。しかし、本発明においてアルミニウムの含有率が０．０９％を超える場合はいつでも、窒化アルミニウムの量及びサイズは、穴広げ及び曲げに悪影響である。アルミニウムの好ましい限度は０～０．０６％であり、より好ましくは０～０．０５％である。
モリブデンは、本発明の鋼中に０．０１％～０．２％で存在する必須元素であり、少なくとも０．０１％の添加量で添加すると、モリブデンは焼入性及び硬さの向上に有効な役割を果たし、焼鈍後の冷却時にフェライト及びベイナイトの生成を遅らせる。また、Ｍｏは、熱間圧延製品の靭性にも有益であり、製造を容易にする。しかし、モリブデンの添加は、金属元素の添加コストを過度に増大させるため、経済的理由からその含有率は０．２％に制限される。また、モリブデンは、Ａｃ３がわずかに上昇し、同じ均熱温度及び露点温度に対して、それによって本発明の表面鋼上のフェライトの形成を増加させるので、外表面から測定した厚さ方向の深さ５０ミクロンまでの表面上のフェライト微細組織の形成を容易にする。モリブデンの好ましい限度は０．０５％～０．１５％であり、より好ましくは０．０６％～０．１２％である。
本発明の鋼のリン含有量は０．０２％に制限される。リンは固溶体中で硬化する元素である。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、特に粒界での偏析又はマンガンとの共偏析の傾向のために、スポット溶接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、その含有率は、好ましくは最大０．０１５％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る可能性がある。硫黄含有率は可能な限り低くすることが好ましいが、製造コストの観点からは０．０３％以下、好ましくは最大０．００５％である。さらにより多量の硫黄が鋼中に存在する場合には、特に本発明の鋼の曲げ、穴広げ及び伸びに対して悪影響であるＭｎ及びＴｉと硫化物を形成するように結合する。
材料の老化を避け、また、鋼の機械的特性に悪影響な凝固中の窒化物の析出を最小限にするために、窒素は０．０９％に制限される。
クロムは本発明の鋼の任意元素であり、０％～０．３％である。クロムは、鋼に強度及び焼入性を与えるが、０．３％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０．０１～０．２５％であり、より好ましくは０．０１～０．１％である。
ニオブは、０～０．０６％、好ましくは０．００１０～０．０３％で鋼に添加することができる任意元素である。ニオブは、析出硬化により本発明の鋼に強度を付与するために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化を遅らせるので、保持温度の終了時に、完全な焼鈍後の結果として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、ニオブ含有率が０．０６％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があるので、そのような量の炭窒化物は本発明にとって好ましくない。
チタンは、本発明の鋼に０％～０．０６％、好ましくは０．００１％～０．０３％添加することができる任意元素である。ニオブと同様に、チタンは炭窒化物に関与するため、硬化における役割を果たす。しかし、チタンは鋳造製品の凝固中に現れるＴｉＮを形成することにも関与している。したがって、穴広げに悪影響な粗大なＴｉＮを避けるために、Ｔｉの量は０．０６％に制限される。チタン含有率が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％～０．１％、好ましくは０．００１％～０．１％添加することができる任意元素である。ニオブと同様に、バナジウムは炭窒化物に関与するため、硬化における役割を果たす。しかし、バナジウムは鋳造製品の凝固時に出現するＶＮの形成にも関与している。したがって、穴広げに悪影響な粗大なＶＮを避けるために、Ｖの量は０．１％に制限される。バナジウム含有率が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。
カルシウムは、本発明の鋼に０％～０．００５％、好ましくは０．００１％～０．００５％添加することができる任意元素である。カルシウムは、特に介在物処理の間、任意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容物を捕捉することによって、鋼の精錬に寄与する。
ホウ素は任意元素であり、０～０．０１０％、好ましくは０．００１～０．００４％を加えて鋼を硬化させることができる。
セリウム、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％、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。示された最大含有率レベルまでは、これらの元素により凝固中に介在物粒を精錬することが可能になる。
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、面積分率で、５０％～８０％のベイナイト、１５％～５０％の分配マルテンサイト、１０％～３０％の残留オーステナイト、０％～１０％のフェライト、０％～５％のフレッシュマルテンサイトを含む。
微細組織の相の表面分率は以下の方法で測定する。試験片を鋼板から切り取り、研磨し、それ自体既知の試薬でエッチングし、微細組織を明らかにする。その後、この切片を走査型電子顕微鏡、例えば、電界放出ガンを有する走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）を用いて、２次電子モードで５０００×より大きな倍率で検査する。
フェライトの表面分率の測定は、Ｎｉｔａｌ又はＰｉｃｒａｌ／Ｎｉｔａｌ試薬によるエッチング後のＳＥＭ観察の結果行われる。
残留オーステナイトの体積分率の測定はＸ線回折の結果行われ、ブロック状オーステナイトと膜状オーステナイトの割合が画像解析によって測定される。
ベイナイトは、鋼の母体相であり、５０％～８０％存在する。本発明の枠組みでは、ベイナイトは、炭化物を含まないベイナイト及び／又はラスベイナイトを含むことができる。存在する場合、ラスベイナイトは、１ミクロン～５ミクロンの厚さのラスの形態である。存在する場合、炭化物を含まないベイナイトは非常に低い炭化物密度、１００μｍ２の面積単位当たり１００個未満の炭化物を有し、場合によってはオーステナイト島状組織を含むベイナイトである。ベイナイトは、本発明の範囲内に制御された場合、本発明の鋼に穴広げと同様に、改善された伸びを提供する。ベイナイトの好ましい存在は５５％～７５％であり、より好ましくは５５％～７０％である。
残留オーステナイトは１０％～３０％の量で含有され、本鋼に延性を付与する。本発明の枠組みでは、残留オーステナイトは、膜状オーステナイト及び／又はブロック状オーステナイトを含むことができる。本発明の膜状オーステナイトはベイナイトと分配マルテンサイトとの間に存在することができ、３を超えるアスペクト比を示す。ブロック状オーステナイトは、２未満のアスペクト比を示す、ベイナイト中の島状の形態で存在することができ、有効な炭素トラップとして作用することができ、それによって炭化物を含まないベイナイトの形成を助けることができる。ブロック状オーステナイトは、結晶粒の最大寸法において５ミクロン未満であり、好ましくは３ミクロン未満であり、過時効保持中に生じ得る。
本発明の残留オーステナイトは、好ましくは０．９～１．１５％の炭素を含み、オーステナイト中の炭素の平均含有率は１．００％である。残留オーステナイトを１２％～２５％、より好ましくは１２％～２０％有することが好ましい。４％以上の膜状オーステナイト及び４％以上のブロック状オーステナイトを有することが好ましい。
分配マルテンサイトは１５％～５０％の量で含有され、１１７０ＭＰａ以上の強度レベルを達成する。マルテンサイト量が５０％を超えると、延性に悪影響を及ぼすであろう。本鋼の分配マルテンサイトは、ラスの厚さが０．１ミクロンを超えるラスの形態とすることができる。マルテンサイトは、焼鈍後の冷却時に生成するものであり、過時効温度までの加熱時に分配マルテンサイトに変態する。本発明の鋼のための分配マルテンサイトの好ましい存在は１５％～４５％であり、より好ましくは２０％～４０％である。
フレッシュマルテンサイト及びフェライトは、単離された相として、本発明による鋼中に存在することができる。フェライトは、フェライトに富む表面層を除いて、鋼中に０％～１０％まで存在することができる。このようなフェライトは、多角形フェライト、ラスフェライト、針状フェライト、板状フェライト又はエピタキシャルフェライトを含むことができる。本発明においてフェライトの存在は、鋼に成形性及び伸びを付与することができる。フェライトの存在はまた、フェライトがマルテンサイト及びベイナイトのような硬質相との硬度のギャップを増加させ、局所的延性を低下させるという事実により負の影響を与える。フェライトの存在が１０％を超えると、フェライトと硬質相との界面の量の増加により穴広げ率が低下するだけでなく、目標とする引張強さが達成されない。したがって、好ましい存在は０％～５％、より好ましくは０％～２％である。また、０％～５％、好ましくは０％～２％のフレッシュマルテンサイトが存在することができる。
鋼板のコアにおけるこの微細組織に加えて、鋼板は鋼板の両面から５０ミクロンの深さまで延び、面積分率において５５％～８０％、好ましくは６０％～７８％、より好ましくは６５％～７５％のフェライトの割合を示すフェライト富化層も含む。表面に形成されたフェライト富化層は、好ましくは、いずれかの又は全ての可能なフェライト種類、並びに特に多角形フェライト、ラスフェライト、針状フェライト、板状フェライト又はエピタキシャルフェライトを含む。このフェライト層は、液体金属脆化（ＬＭＥ）に対する耐性を本発明の鋼板に付与する。
この表面層の残余は、ベイナイト及び／又は残留オーステナイト及び／又はマルテンサイトを含む。
本発明による鋼板は、任意の適切な方法により製造することができる。好ましい方法は、本発明に従った化学組成を有する鋼の半完成品の鋳造品を提供することからなる。鋳造は、インゴット又は細いスラブ若しくは細いストリップの形態で連続的に行うことができる。すなわち、厚さは、スラブの場合は約２２０ｍｍ、細いストリップの場合は数十ミリメートルまでとする。
例えば、スラブは半完成品とみなすことができる。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、中心偏析の消失及び多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。
熱間圧延を受けるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１０００℃であり、好ましくは１２００℃を超え、１２８０℃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、これにより鋼材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、工業的に費用がかかるため、温度は１２８０℃を超えてはならない。
スラブの温度は、熱間圧延が完全にオーステナイト範囲、仕上げ熱間圧延温度が８５０℃超、好ましくは９００℃超に留まるように、十分に高いことが好ましい。この温度以下では鋼板は圧延性の大幅な低下を示すので、最終圧延は８５０℃を超えて行う必要がある。再結晶化及び圧延に好都合な組織を有するためには、９００～９５０℃の仕上げ圧延温度が好ましい。
この方法で得た板を３０℃／秒を超える冷却速度で５５０℃未満の温度まで冷却する。マンガン、ケイ素、クロムなどの合金元素の酸化を避けるため、冷却温度を５５０℃未満に保つ。好ましくは、冷却速度は６５℃／秒以下で３５℃／秒を超えるものとする。その後、熱間圧延鋼板を巻き取り、熱間圧延コイルの表面上のケイ素、マンガン、アルミニウム及びクロムの酸化を避けるために（これらの酸化物が熱間圧延鋼板の表面に亀裂を形成するため）、巻き取った熱間圧延鋼板の温度を５００℃未満に保たなければならない。その後、巻き取った熱間圧延鋼板を室温まで冷ます。次いで、熱間圧延板に酸洗などの任意のスケール除去工程を施し、熱間圧延中に形成されたスケールを除去し、熱間圧延鋼板の表面にスケールがないことを確認してから任意のホットバンド焼鈍を施す。
熱間圧延板は、３５０℃～７５０℃の温度で１～９６時間の間任意のホットバンド焼鈍を受けることができる。このようなホットバンド焼鈍の温度及び時間は、熱間圧延鋼板の冷間圧延を容易にするために熱間圧延板の軟化を確実にするように選択される。
次いで、この熱間圧延鋼板を室温まで冷却し、その後、この熱間圧延板を３５～７０％の減肉で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る。
次いで、冷間圧延鋼板に焼鈍を施し、本発明の鋼に目標とする微細組織及び機械的特性を付与する。
焼鈍において、冷間圧延鋼板は、Ａｃ３－１０℃～Ａｃ３＋１００℃の均熱温度ＴＡに到達するために２つの工程の加熱を受け、２つの工程の加熱の間、露点は－１５℃～＋１５℃に維持されて、本発明の鋼に、表面にフェライト富化層を提供して適切な液体金属脆化耐性を有するようにし、好ましい露点は－１０℃～＋１０℃、より好ましくは－１０℃～＋５℃に維持される。本鋼のＡｃ３は、Ｍ．Ｍｕｒａｔによる雑誌「ＴＥＣＨＮＩＱＵＥＳ ＤＥ Ｌ’ＩＮＧＥＮＩＥＵＲ， ＭＥＳＵＲＥＳ ＥＴ ＡＮＡＬＹＳＥ、ＦＲＡ、パリ、ＴＥＣＨ．－ＩＮＧ．、ＤＡ．１９８１、２０巻、５９号１２８０頁」に発表された論文に記載された方法に従って、膨張率測定試験により測定する。
工程１では、冷間圧延鋼板を室温から６００℃～８００℃の範囲にあるＨＴ１まで２℃／秒～７０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱する。ＨＲ１速度は５℃／秒～６０℃／秒、より好ましくは１０℃／秒～５０℃／秒が好ましい。好ましいＨＴ１温度は６２５℃～７７５℃、より好ましくは６４０℃～７５０℃である。
その後、後続の加熱の第２工程で、冷間圧延鋼板を、温度ＨＴ１からＡｃ３－１０℃～Ａｃ３＋１００℃の温度範囲の均熱温度ＴＡまで０．１℃／秒～１０℃／秒の加熱速度ＨＲ２で加熱する。ＨＲ２速度は０．１℃／秒～８℃／秒、より好ましくは０．１℃／秒～５℃／秒であることが好ましい。
好ましいＴＡ温度はＡｃ３～Ａｃ３＋７５℃、より好ましくはＡｃ３～Ａｃ３＋５０℃である。露点を均熱温度で－１０℃～＋１０℃に、好ましくは－５℃～＋５℃に維持して、本発明の鋼に目標深さを有する表面でフェライト豊化層を提供する。
上述のように、本発明によるフェライト富化層は焼鈍中に形成される。炭素は酸素と反応して一酸化炭素を形成し、鋼から出ていく。その結果、表面層の脱炭化が起こり、このような層はフェライトに富み、板の表面から５０ミクロンの深さまで伸びる微細組織を持つ。このフェライト富化層は、露点の制御の結果、焼鈍前の加熱中及び均熱中に形成される。露点は、焼鈍前の加熱中は－１５℃～＋１５℃に、均熱中は－１０℃～＋１０℃に、例えば注水のように当業者に知られた従来の方法を用いることによって制御される。
次に、冷間圧延鋼板を焼鈍均熱温度ＴＡで１０～１０００秒間保持し、オーステナイト微細組織への強加工硬化初期組織の適切な変態を確実にする。次いで、冷間圧延鋼板は、１工程の冷却において３０℃／秒を超え、好ましくは４０℃／秒を超え、より好ましくは５０℃／秒を超える冷却速度ＣＲ１で、Ｍｓ－５℃～Ｍｓ－１００℃、好ましくはＭｓ－５℃～Ｍｓ－７５℃、より好ましくはＭｓ－１０℃～Ｍｓ－５０℃の冷却停止温度範囲ＣＳ１まで冷却される。冷却のこの工程の間に、本発明のマルテンサイトが形成される。
その後の工程において、冷間圧延鋼板は、ＣＳ１温度から２５０℃～５８０℃の過時効温度範囲ＴＯＡまで１℃／秒～１００℃／秒の加熱速度ＨＲ３で加熱される。この工程中、焼鈍後の冷却中に形成されたマルテンサイトが分配マルテンサイトに変態し、これによりＴＯＡ温度での保持中にベイナイトの生成が支援される。次にこの冷間圧延鋼板を過時効のためにＴＯＡ温度に５～５００秒間保持し、本発明のベイナイトの形成を可能にする。
次に、冷間圧延鋼板を溶融めっき浴の温度にすることができ、浴の温度は皮膜の性質に応じて４２０℃～６８０℃までとすることができる。被覆は、亜鉛若しくは亜鉛ベースの合金、又はアルミニウム若しくはアルミニウムベースの合金で行うことができる。
あるいは、過時効後に鋼板を上記の範囲の温度にする必要がない、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤ、溶融めっき（ＧＩ）、ＧＡ又はＺＭなどの既知の工業方法のいずれかによって、冷間圧延鋼板を被覆してもよい。その場合は、次の工程で被覆される前に、鋼板を室温まで冷却することができる。
被覆製品の脱気を確実にするために、被覆製品に焼鈍後、好ましくは１７０～２１０℃で１２時間～３０時間の間行われる任意のポストバッチ焼鈍を実施することができる。
ここに提示される以下の試験及び実施例は、本質的に非制限的であり、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解き明かし、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ものである。
本発明による鋼板の試料及びいくつかの比較等級について、表１にまとめた組成及び表２に集められ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、重量パーセントで表される組成を有する鋼を示す。
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。
また、表１に、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４号４８７～４９５頁に発表されている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は、Ａｃ３と同様の方法で膨張率測定試験により測定した。
さらに、本発明及び参照の鋼に焼鈍処理を行う前に、試料を１０００℃～１２８０℃の温度まで加熱した後、８５０℃を超える仕上げ温度で熱間圧延に供した。熱間圧延後の冷却速度は５５０℃未満に冷却するまで３０℃／秒を超えていた。ＨＴ１温度は全ての試験で６５０℃であり、ＨＲ２加熱速度は全ての試験で０．５℃／秒である。過時効保持後、温度４６０℃の亜鉛浴で全ての冷間圧延鋼板を被覆した。
表３は、本発明の鋼及び参照試験の両方の微細組織組成を測定するために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。
上記の表から、本発明による試験は全て、微細組織の目標を満たすことが分かる。
反対に、モリブデンの最小値を欠くため本発明の範囲外の組成を含む試験Ｒ１は、モリブデンが鋼の表面におけるフェライト富化に直接的な影響を及ぼすため、フェライト含有率が十分に高くない表面層を示す。
モリブデンの最小値を欠くため本発明の範囲外の組成を含む試験Ｒ２は、Ｍｓ－５℃を超えるＣＳ１温度に供され、これは組み合わせて、過剰なベイナイト形成を誘発した。加熱時の露点の最適値の結果、フェライト層は目標内にある。
必要な露点制御を行わなかった試験Ｒ３及びＲ４は、フェライト含有率が明らかに十分高くないフェライト表面を示す。
表４は、本発明の鋼及び参照鋼の両方の機械的特性及び表面特性をまとめた。引張強さ、降伏強度及び全伸び試験はＩＳＯ６８９２－１規格に従って行い、穴広げ率の試験はＩＳＯ１６６３０規格に従って行う。
＜表４：試験の機械的特性及び表面特性＞
試験のＬＭＥの感受性を抵抗スポット溶接法により評価した。この目的のために、各試験について、試験Ｉ１～Ｉ５及び試験Ｒ１～Ｒ４にそれぞれ対応する１枚の鋼板をさらに２枚の鋼板とスポット溶接し、連続して以下を含む３枚の板の積み重ねを構築した。
－ 試験Ｉ１～Ｉ５及び試験Ｒ１～Ｒ４に対応する１枚の鋼板、
－ ０．００３％の炭素及び０．１１％のマンガンを含むインタースティシャルフリー（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）亜鉛めっき鋼の１．５ｍｍの板、
－ ０．００３％の炭素及び０．１１％のマンガンを含むインタースティシャルフリー亜鉛めっき鋼の１．５ｍｍの板。
試験のＬＭＥの感受性を抵抗スポット溶接法により評価した。この目的のために、各試験について、試験Ｉ１～Ｉ５及び試験Ｒ１～Ｒ４にそれぞれ対応する１枚の鋼板をさらに２枚の鋼板とスポット溶接し、連続して以下を含む３枚の板の積み重ねを構築した。
－ 試験Ｉ１～Ｉ５及び試験Ｒ１～Ｒ４に対応する１枚の鋼板、
－ ０．００３％の炭素及び０．１１％のマンガンを含むインタースティシャルフリー（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）亜鉛めっき鋼の１．５ｍｍの板、
－ ０．００３％の炭素及び０．１１％のマンガンを含むインタースティシャルフリー亜鉛めっき鋼の１．５ｍｍの板。
溶接条件は規格ＩＳＯ－１８２７８－２による。溶接電極の種類は面の直径が６ｍｍのＦ１とし、電極の型締力は４５０ｄａＮとした。溶接サイクルは以下の通りである。
各試験を１０回再現し、ＩｍａｘからＩｍａｘ＋１０％までの電流範囲の上限溶接限として規定される電流レベルで１０個のスポット溶接部を作製した。Ｉｍａｘは０．９～１．１×Ｉｅｘｐの間に含まれ、ＩｅｘｐはＩＳＯ規格１８２７８－２に従って測定され、それを超えると溶接中に排出が現れる強度である。
次いで、１０個のスポット溶接継手の亀裂長さを表面亀裂を通って断面化した後、光学顕微鏡を用いて評価した。６０％未満のスポットが２００μｍよりも長い亀裂を有する場合、等級は十分なＬＭＥ耐性を提供すると考えた。
降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２－１に従って測定する。穴広げ率は、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定する。
上記の表から、本発明による試験は全て特性の目標を満たすことが分かる。
反対に、試験Ｒ１は十分でない引張強さ値を示し、これはこの等級におけるモリブデンの低い含有率と関係する。また、ＬＭＥ耐性は良好ではないが、これは表面層中のフェライト中の低富化によるものであり、これも低いモリブデン含有率と関係する。
試験Ｒ２は、モリブデンのレベルが低いにもかかわらず、満足できるＴＳ値を示している。これは、強度の点で少ないモリブデンを補うことができるニオブの含有率による。しかし、穴広げ率が目標を下回り、特にこれは過剰な量のベイナイト及び少なすぎる量のオーステナイトのためである。
試験３及び４は十分なＬＭＥ耐性を示さず、これは表面層のフェライト量が少ないことで説明される。
Claims (16)
- 冷間圧延熱処理鋼板であって、鋼は、重量パーセントで以下、
０．１７％≦炭素≦０．２５％、
２％≦マンガン≦３％、
０．９％≦ケイ素≦２％、
０％≦アルミニウム≦０．０９％、
０．０１％≦モリブデン≦０．２％、
０％≦リン≦０．０２％、
０％≦硫黄≦０．０３％、
０％≦窒素≦０．０９％、
及び任意に以下の元素、
０%≦クロム≦０．３％、
０％≦ニオブ≦０．０６％、
０％≦チタン≦０．０６％、
０％≦バナジウム≦０．１％、
０％≦カルシウム≦０．００５％、
０％≦ホウ素≦０．０１０％、
０％≦マグネシウム≦０．０５％、
０％≦ジルコニウム≦０．０５％、
０％≦セリウム≦０．１％
の１種以上を含み、残余が鉄及び不可避の不純物を含み、鋼板は、面積分率で、５０％～８０％のベイナイト、１０％～３０％の残留オーステナイト、１５％～５０％の分配マルテンサイト、０％～１０％のフェライト及び０％～５％のフレッシュマルテンサイトを含む微細組織を有し、フェライト富化層は該鋼板の両面から５０ミクロンまで延び、そのようなフェライト富化層は面積分率で５５％～８０％の平均フェライト含有率を有する、鋼板。 - 組成が２．２％～２．９％のマンガンを含む、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 組成が０．１８％～０．２３％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 組成が１％～１．９％のケイ素を含む、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。
- 組成が０．０５％～０．１５％のモリブデンを含む、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。
- 微細組織が５５％～７５％のベイナイトを含む、請求項１～５記載のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 微細組織が１２％～２５％の残留オーステナイトを含む、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。
- 微細組織が１５％～４５％の分配マルテンサイトを含む、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。
- １１７０ＭＰａ以上の引張強さ及び３０％以上の穴広げ率を有する、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。
- ７８０ＭＰａ以上の降伏強度及び１２．０％以上の全伸びを有する、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。
- 面積分率で６０％～７８％のフェライトを含む、両面から５０ミクロンまでのフェライト富化層を有する、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。
- 冷間圧延熱処理鋼板の製造方法であって、以下の連続した工程
－ 請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼組成物を提供し、半完成品を得る工程、
－ 該半完成品を１０００℃～１２８０℃の温度まで再加熱する工程、
－ 熱間圧延仕上げ温度が８５０℃以上のオーステナイトの範囲で完全に該半完成品を圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程、
－ ３０℃／秒を超える冷却速度で５５０℃以下の温度まで該板を冷却し、該熱間圧延板を巻き取り、巻き取った板の温度を５００℃未満に保つ工程、
－ 該熱間圧延鋼板を冷却する工程、
－ 該熱間圧延鋼板に任意のスケール除去処理を行う工程、
－ 該熱間圧延鋼板に３５０℃～７５０℃の温度で１時間～９６時間任意の焼鈍を施す工程、
－ 該熱間圧延焼鈍鋼板に任意のスケール除去処理を行う工程、
－ ３５％～７０％の圧下率で該熱間圧延鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
－ 露点が－１５℃～＋１５℃に制御される２つの工程の加熱で該冷間圧延鋼板を焼鈍する工程であって、
・ 第１の工程では、該鋼板を室温から６００℃～８００℃の温度ＨＴ１まで加熱することから始まり、加熱速度ＨＲ１は２℃／秒～７０℃／秒であり、
・ 第２の工程は、該鋼板をＨＴ１からＡｃ３－１０℃～Ａｃ３＋１００℃の均熱温度ＴＡまでさらに加熱することから始まり、加熱速度ＨＲ２は０．１℃／秒～１０℃／ｓ以下であり、ＨＲ２はＨＲ１より低い工程、
－ 次いで、ＴＡで１０～５００秒間焼鈍を行い、時間は９０％のオーステナイトの最低パーセントを得るように選択され、露点は焼鈍の間－１０℃～＋１０℃で制御される工程、
－ 次いで、該冷間圧延鋼板をＴＡからＭｓ－５℃～Ｍｓ－１００℃の冷却停止温度ＣＳ１まで冷却し、冷却速度ＣＲ１は３０℃／秒より大きい工程、
－ 次いで、該冷間圧延鋼板をＣＳ１温度から２５０℃～５８０℃の過時効温度ＴＯＡまで１℃／秒～１００℃／秒の平均加熱速度ＨＲ３で加熱する工程、
－ 次いで、該冷間圧延鋼板をＴＯＡで５～５００秒間過時効する工程
を含む、方法。 - ＨＴ１温度が６２５℃～７７５℃である、請求項１２に記載の方法。
- 前記冷間圧延鋼板が亜鉛又は亜鉛をベースとする合金でさらに被覆される、請求項１２～１３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１～１１のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１２～１４のいずれか一項に記載の方法で製造された鋼板の使用。
- 請求項１５に記載の部品を含む車両。
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