JP2023534180A - 熱処理された冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
熱処理された冷間圧延鋼板であって、以下の元素、０．１％≦Ｃ≦０．２％；１．２％≦Ｍｎ≦２．２％；０．０５％≦Ｓｉ≦０．６％；０．００１％≦Ａｌ≦０．１％；０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％；０％≦Ｓ≦０．０９％；０％≦Ｐ≦０．０９％；０％≦Ｎ≦０．０９％；０％≦Ｍｏ≦０．５％；０％≦Ｔｉ≦０．１％；０％≦Ｎｂ≦０．１％；０％≦Ｖ≦０．１％；０％≦Ｎｉ≦１％；０％≦Ｃｕ≦１％；０％≦Ｃａ≦０．００５％；０％≦Ｂ≦０．０５％を含み、残りの組成は、鉄及び加工によって引き起こされる不可避の不純物から構成され、前記鋼の微細組織は、面積百分率で、６０％～８５％の焼戻しマルテンサイト、１５％～３８％のフェライト及びベイナイトの累積量、０％～５％の残留オーステナイトの任意の量、並びに０～５％のフレッシュマルテンサイトの任意の量を含む、熱処理された冷間圧延鋼板。
Description
本発明は、高い強度と高い成形性を備えた冷間圧延鋼板に関する。
自動車部品は、２つの矛盾する必要性、すなわち、成形の容易さと強度を満たすことが要求されるが、近年、地球環境問題の観点から、燃費の向上という第３の要求も自動車に対して課されている。したがって、現在、自動車部品は、複雑な自動車組立における適合の容易さという基準に合致す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、燃費を向上させるために車両の重量を低減させながら、車両の耐衝撃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。
それゆえ、材料の強度を増大させることによって自動車で利用される材料の量を減らすために、多大な研究及び開発努力が行われている。逆に、鋼板の強度の増大は成形性を減少させるため、高い強度と高い成形性を兼ね備えた材料の開発が必要とされている。
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ており、本発明の徹底的な理解のためにそれらのいくつかが本明細書に列記されている。
欧州特許第３１８７６０８号は、１，３００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であり、材料特性の面内均一性が提供され、鋼板を製造するための方法も提供される。高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなどを含む特定の組成を有する。この化学組成において、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］及びＮの含有量［Ｎ］は、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］を満たす。高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、６０％以上９０％以下の面積分率でマルテンサイトと、５％を超え４０％以下の面積分率でのポリゴナルフェライトと、３％未満（０％を含む）の面積分率で残留オーステナイトとを含む微細組織を有する。マルテンサイトの平均硬度はビッカース硬さで４５０以上６００以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径は１０μｍ以下である。マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は４．０μｍ以下である。欧州特許第３１８７６０８号は、９８０ＭＰａを上回る引張強度を提供することができるが、８％以上の伸びを有さない。
欧州特許第３４７３７４１号は、９５０ＭＰａ以上の引張強度及び優れた靭性を有する鋼板及びその製造方法である。該鋼板は、特定の組成並びに３０％以下（０％を含む）のフェライト面積分率、７０％以上（１００％を含む）の焼戻しマルテンサイト面積分率及び４．５％以下（０％を含む）の残留オーステナイト面積分率を含有する金属組織を有し、焼戻しマルテンサイト結晶粒中に析出された、最大１０％の粒径を有する鉄系炭化物の平均アスペクト比は３．５以上である。しかし、欧州特許第３４７３７４１号の鋼は、圧延方向及び横断方向の両方において９５０以上の極限引張強度を提供することができない。
高強度及び高成形性鋼板の製造に関する公知の従来技術は、いずれかの欠点を難点として抱えており、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とされている。
本発明の目的は、
－横断方向及び圧延方向の両方において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａ、好ましくは横断方向及び圧延方向の両方において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａの極限引張強度
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って、これらの問題を解決することである。
－横断方向及び圧延方向の両方において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａ、好ましくは横断方向及び圧延方向の両方において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａの極限引張強度
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って、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、鋼板の全伸びは８％以上である。
好ましい実施形態では、横断方向及び圧延方向の両方において７００ＭＰａ～８５０ＭＰａ、好ましくは横断方向及び圧延方向の両方において７２０ＭＰａ～８５０ＭＰａの降伏強度。
好ましくは、このような鋼はまた、成形に対して、特に良好な溶接性及び被覆性を有する圧延に対して優れた適合性を有することができる。
本発明の別の目的はまた、従来の産業用途に適合的であると同時に、製造パラメータの変更に対して堅牢である、これらの板を製造するための方法を利用可能にすることである。
本発明のその他の特徴及び利点は、以下の発明の詳細な説明から明らかとなるであろう。
炭素は、鋼中に０．１％～０．２％存在する。炭素は、マルテンサイト等の低温変態相を生成することによって鋼板の強度を増大させるために必要な元素である。０．１％未満の含有量は、そこで焼戻しマルテンサイトによるマルテンサイトの形成を可能にせず、それによって強度及び延性を減少させる。他方、０．２％を超える炭素含有量では、溶接部及び熱影響部が著しく硬化され、したがって、溶接部の力学的特性が損なわれる。炭素の好ましい限界は０．１２～０．１９％であり、より好ましくは０．１３～０．１７％である。
本発明の鋼のマンガン含有量は１．２％～２．２％である。マンガンは、強度を付与する元素である。鋼板の強度及び焼入性を付与するために、重量基準で少なくとも約１．２％の量のマンガンが見出されてきた。したがって、１．３％～２．１％などのより高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガンが２．２％を超えると、これは焼鈍し後のゆっくりした冷却中のオーステナイトのフェライトへの変態を遅くするなどの悪影響を生じさせ、延性の低下につながる。さらに、２．２％を上回るマンガン含有量は、本鋼の溶接性も低下させる。したがって、本発明の鋼の好ましい限界は、１．３％～２．１％、より好ましくは１．６％～２．０％である。
ケイ素は本発明の鋼にとって必須の元素であり、ケイ素は０．０５％～０．６％存在する。本発明の鋼には、固溶強化により強度を付与するためにケイ素が添加される。ケイ素は、炭化物の析出を防止することによって、及びマルテンサイトの形成を促進することによって、微細組織の形成に関与する。しかし、ケイ素含有量が０．６％を超えると常に、鋼の表面特性及び溶接性が低下し、したがって、ケイ素含有量は０．１％～０．５％が好ましく、０．１％～０．４％がより好ましい。
本発明のアルミニウム含有量は０．００１％～０．１％である。アルミニウムは、本発明の鋼を脱酸素化するために添加される。アルミニウムは、アルファ生成元素である。これは、鋼の成形性及び延性を増大させることができる。このような効果を得るためには、アルミニウム含有量は０．００１％以上で必要とされる。しかしながら、アルミニウム含有量が０．１％を超えると、Ａｃ３点が許容される範囲を超えて増大し、工業的にオーステナイト単相を達成することが非常に困難となるため、完全オーステナイト領域での熱間圧延を実施することができない。したがって、アルミニウム含有量は０．１％を超えてはならない。アルミニウムの存在の好ましい限界は、０．００１％～０．０９％、より好ましくは０．００１％～０．０６％である。
本発明の鋼のクロム含有量は０．０１％～０．５％である。クロムは、鋼に強度及び硬化を付与する必須の元素であるが、０．５％を上回って使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。クロムの好ましい限界は０．１％～０．４％、より好ましくは０．１％～０．３％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、また炭化物の形成も妨げる元素である。したがって、少なくとも０．００２％の少量のリンは有利であり得るが、特に粒界で偏析するリンの傾向又はマンガンとの共偏析のために、リンは、スポット溶接性及び熱間延性の低下などの悪影響も有する。これらの理由のため、リンの含有量は、好ましくは最大０．０９％に制限される。
硫黄は必須の元素ではないが、不純物として０．０９％まで鋼中に含有され得る。硫黄の含有量は可能な限り低いことが好ましいが、製造コストの観点から０．００１％～０．０３％が好ましい。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合、硫黄は化合して、特にＭｎ及びＴｉと硫化物を形成し、本発明に対するＭｎ及びＴｉの有益な影響を低減する。
窒素は、材料の時効を避けるために０．０９％に制限される。窒素は炭素と共に窒化物又は炭窒化物を形成することができ、バナジウム及びニオブによる析出強化によって本発明の鋼に強度を付与することができるが、窒素の存在が０．０９％を超えると常に、窒素は本発明にとって有害である大量の窒化アルミニウムを形成する可能性があり、したがって窒素の好ましい限界は０．００１％～０．０１％である。
モリブデンは、本発明の鋼の０％～０．５％を構成する任意選択の元素である；モリブデンは、本発明の鋼の焼入性を増大させ、焼鈍し後の冷却中のオーステナイトのフェライト及びベイナイトへの変態に影響を及ぼす。しかしながら、モリブデンの添加は合金元素の添加コストを過度に増加させるので、経済的理由のため、その含有量は０．５％に制限される。
ニオブは、最大０．１％、好ましくは０．００１０～０．１％、鋼に添加することができる任意選択の元素である。ニオブは、析出硬化によって本発明による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を遅延させるので、保持温度の終わりに形成され、結果として、完全な焼鈍し後に形成される微細組織はより微細であり、これは生成物の硬化をもたらす。しかし、ニオブ含有量が０．１％を上回ると、大量の炭窒化物は鋼の延性を低下させる傾向があるので、炭窒化物の量は本発明にとって好ましくない。
チタンは、本発明の鋼に最大０．１％、好ましくは０．００１％～０．１％添加され得る任意選択の元素である。ニオブのように、バナジウムは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、チタンは、鋳造品の凝固中に現れるＴｉＮの形成にも関与する。穴広げに有害な粗いＴｉＮを回避するために、Ｔｉの量は０．１％に制限される。チタン含有量が０．００１％を下回る場合には、チタンは本発明の鋼に対していかなる影響も与えない。
バナジウムは、本発明の鋼に最大０．１％、好ましくは０．００１％～０．０１％添加され得る任意選択の元素である。ニオブのように、バナジウムは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、バナジウムは鋳造品の凝固中に現れるＶＮを形成することにも関与する。Ｖの量は、穴広げに有害な粗いＶＮを回避するために０．１％に制限される。バナジウム含有量が０．００１％を下回る場合には、バナジウムは本発明の鋼に対していかなる影響も与えない。
ニッケルは、鋼の強度を増大させるために、及びその靭性を向上させるために、任意選択の元素として０％～１％の量で添加され得る。このような効果を生じるためには、最低０．０１％が必要とされる。しかしながら、その含有量が１％を上回ると、ニッケルは延性低下を引き起こす。
銅は、鋼の強度を増大させるために、及びその耐食性を向上させるために、任意選択の元素として０％～１％の量で添加され得る。このような効果を生じるためには、最低０．０１％が必要とされる。しかしながら、その含有量が１％を上回ると、銅は熱間圧延中に熱間延性低下を引き起こす。
カルシウムは、本発明の鋼に最大０．００５％、好ましくは０．００１％～０．００５％添加され得る任意選択の元素である。特に介在物処理中に、任意選択の元素としてカルシウムが本発明の鋼に添加される。カルシウムは、鋼を球状化する際に有害な硫黄分を拘束することによって、鋼の精錬に寄与する。
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、以下の割合で個別に又は組み合わせて添加することができる：Ｃｅ≦０．１％、Ｂ≦０．０５％、Ｍｇ≦０．０５％及びＺｒ≦０．０５％。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。
鋼の組成の残りは、鉄及び加工から生じる不可避な不純物からなる。
本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、６０％～８５％の焼戻しマルテンサイト、０％～５％の残留オーステナイト、０％～５％のフレッシュマルテンサイト、並びに１５％～３８％のフェライト及びベイナイトの累積量を含む、焼戻しマルテンサイトは、本発明の鋼のマトリックス相を構成する。
焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細組織の６０％～８５％を構成する。焼戻しマルテンサイトは、焼鈍し後の冷却の第２の工程中に、特に温度がＭｓ温度より下に低下するときに、より具体的にはＭｓ－１０℃～１５℃に低下するときに形成するマルテンサイトから形成される。次いで、このようなマルテンサイトは、１５０℃～３００℃の焼戻し温度Ｔｅｍｐｅｒでの保持中に焼戻しされる。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６２％～８０％、より好ましくは６２％～７５％である。
フレッシュマルテンサイトは、０％～５％、好ましくは０～２％、さらに良好には０％に等しい量で、鋼中で制限される任意選択の微量成分である。焼戻し後の最終冷却中にフレッシュマルテンサイトが形成され得る。
フェライト及びベイナイトの累積量は、微細組織の１５％～３８％に相当する。ベイナイトの存在が９８０ＭＰａの引張強度を与え、フェライトが伸びを確保する強度と伸びとの間でのバランスを確保するために、ベイナイト及びフェライトの累積量は１５％より大きいことが必須である。焼戻し前の再加熱中にベイナイトが形成される。ベイナイトは、鋼に強度を与えることができるが、あまりにも多量に存在すると、鋼の降伏強度に悪影響を及ぼし得る。フェライトは、本発明の鋼に伸び及び成形性を付与する。８％、好ましくは９％以上の伸びを確保するために、１０％のフェライトを有することが好ましい。フェライトは、焼鈍し後の冷却の第１の工程中に形成される。しかし、ベイナイト及びフェライトの累積的存在が３８％を上回って存在すると、力学的特性は、特に横断方向の引張強度及び降伏強度に悪影響を及ぼし得る。したがって、フェライト及びベイナイトの累積的存在の好ましい限界は、２０％～３７％、より好ましくは２５％～３６％に保たれる。
残留オーステナイトは、鋼中に０％～５％存在し得る任意選択の微細組織である。５％までの残留オーステナイトの存在は、力学的特性にとって有害ではない。最大５％の残留オーステナイトは、鋼に延性及び伸びを付与する。残留オーステナイトは、好ましくは０％～３％、より好ましくは０％～２％である。
上記の微細組織に加えて、冷間圧延鋼板の微細組織は、パーライト及びセメンタイトなどの微細組織成分を含まない。
本発明による鋼は、任意の適切な方法によって製造することができる。しかしながら、非限定的な例として、以下に詳述される本発明による方法を使用することが好ましい。
このような好ましい方法は、本発明によるプライム鋼の化学組成を有する鋼の半仕上げ鋳造物を提供することに存する。鋳造物は、インゴットにすることができ、又は連続的に薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態、すなわちスラブについては約２２０ｍｍ、薄いストリップについては最大数十ミリメートルの範囲の厚さにすることができる。
例えば、本発明による化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、連続鋳造において、スラブは、中心偏析を回避するため、及び公称炭素に対する局所炭素の比を確実に１．１０未満に維持するために、連続鋳造過程中に任意選択的に直接軽圧下を経験した。連続鋳造過程によって提供されるスラブは、連続鋳造後に高温で直接使用することができ、又は最初に室温まで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱され得る。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１０００℃でなければならず、１２８０℃を下回らなければならない。スラブの温度が１０００℃より低い場合には、圧延機に対して過剰な負荷がかかり、さらに、鋼の温度が仕上げ圧延中にフェライト変態温度まで低下することがあり得、これにより鋼は構造中に変態したフェライトを含有した状態で圧延される。したがって、スラブの温度は、熱間圧延がＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃の温度範囲で完了するように十分高くなければならない。１２８０℃を上回る温度での再加熱は、工業的に高価であるので、回避しなければならない。
次いで、このようにして得られた板を、少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、６５０℃を下回らなければならない巻取温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は２００℃／秒以下である。
次いで、熱間圧延鋼板は、楕円化を回避するために６５０℃未満、好ましくはスケール形成を回避するために４７５℃～６２５℃の巻取温度で巻き取られ、そのような巻取温度のさらに好ましい範囲は５００℃～６２５℃である。次いで、巻き取られた熱間圧延鋼板を室温まで冷却した後、任意選択のホットバンド焼鈍しに供する。
熱間圧延鋼板は、任意選択のホットバンド焼鈍しの前に、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選択のスケール除去工程に供され得る。次いで、熱間圧延板は、任意選択のホットバンド焼鈍しに供され得る。好ましい実施形態では、このようなホットバンド焼鈍しは、４００℃～７５０℃の温度で、好ましくは少なくとも１２時間～９６時間以下にわたって実施され、熱間圧延された微細組織を部分的に変態させることを回避するために、したがって微細組織の均一性を失う可能性を回避するために、温度は、好ましくは７５０℃未満を保つ。その後、任意で行われるこの熱間圧延鋼板のスケール除去工程は、例えば、このような板の酸洗を通じて実施され得る。
次いで、この熱間圧延鋼板は、３５～９０％の厚さ減少を有する冷間圧延鋼板を得るために、冷間圧延に供される。
その後、冷間圧延鋼板は熱処理されており、熱処理は本発明の鋼に必要な力学的特性及び微細組織を付与する。次いで、冷間圧延鋼板は二段階加熱過程において加熱され、二段階加熱過程においては、加熱の第１の工程は室温から始まり、冷間圧延鋼板は、少なくとも１０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で、５５０℃～７５０℃の範囲にある温度ＨＴ１まで加熱される。好ましい実施形態では、このような第１の加熱工程の加熱速度ＨＲ１は、少なくとも１２℃／秒、より好ましくは少なくとも１５℃／秒である。そのような第１の工程のための好ましいＨＴ１温度は、５７５℃～７２５℃、より好ましくは５７５℃～７００℃である。
加熱の第２の工程において、冷間圧延鋼板は、１℃／秒～１５℃／である加熱速度ＨＲ２で、ＨＴ１からＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃、好ましくはＡｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１００℃の焼鈍し温度Ｔｓｏａｋまで加熱される。好ましい実施形態では、加熱の第２の工程の加熱速度ＨＲ２は、１℃／秒～８℃／秒、さらには１℃／秒～４℃／秒であり、鋼板のＡｃ３は、以下の式：
冷間圧延鋼板は、完全な再結晶及び強く加工硬化された初期組織のオーステナイトへの完全な変態を確実にするために、１０秒～５００秒の間、Ｔｓｏａｋで保持される。
次いで、冷間圧延鋼板を二段階冷却過程において冷却し、二段階冷却過程において、冷却の第１の工程は、Ｔｓｏａｋから始まり、冷間圧延鋼板を、１℃／秒～１５℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、６３０℃～６８５℃の範囲にある温度Ｔ１まで冷却する。好ましい実施形態では、このような冷却の第１の工程の冷却速度ＣＲ１は、１℃／秒～１０℃／秒、より好ましくは１℃／秒～４℃／秒である。このような第１の工程のための好ましいＴ１温度は、６４０℃～６８５℃、より好ましくは６５０℃～６８５℃である。
冷却の第２の工程において、冷間圧延鋼板を、少なくとも１００℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、Ｔ１からＭｓ－１０℃～１５℃である温度Ｔ２まで冷却する。好ましい実施形態では、冷却の第２の工程の冷却速度ＣＲ２は、少なくとも２００℃／秒、より好ましくは少なくとも３００℃／秒である。このような第２の工程のための好ましいＴ２温度は、Ｍｓ－２０℃～２０℃、より好ましくはＭｓ－５０℃～２０℃である。
鋼板のＭｓは、以下の式を使用することによって計算される。
その後、冷間圧延鋼板は、１５０℃～３００℃の焼戻し温度Ｔｔｅｍｐｅｒまで、１００秒～６００秒の間に少なくとも５℃／秒、好ましくは少なくとも１０℃／秒、より好ましくは１２℃／秒以上の加熱速度で再加熱される。焼戻しのための好ましい温度範囲は１７５℃～２８０℃であり、Ｔｔｅｍｐｅｒで保持するための好ましい持続時間は２００秒～５００秒である。
本発明によれば、焼戻し温度は、Ｔ１とＴｔｅｍｐｅｒの差が４１５℃～４５５℃であるように選択される。ΔＴは、以下のように決定される：
ΔＴ＝（Ｔ１－Ｔｔｅｍｐｅｒ）
ΔＴが４１５℃未満である場合、ベイナイト及びフェライトの累積量は３８％を超え、これは力学的特性、特に横断方向の引張強度にとって有害である。ΔＴが４５５℃を超えると、焼戻しマルテンサイトの量が多すぎ、それにより、圧延方向における本発明の鋼は１１５０ＭＰａを超える。好ましいΔＴは４２０℃～４４０℃である。
ΔＴ＝（Ｔ１－Ｔｔｅｍｐｅｒ）
ΔＴが４１５℃未満である場合、ベイナイト及びフェライトの累積量は３８％を超え、これは力学的特性、特に横断方向の引張強度にとって有害である。ΔＴが４５５℃を超えると、焼戻しマルテンサイトの量が多すぎ、それにより、圧延方向における本発明の鋼は１１５０ＭＰａを超える。好ましいΔＴは４２０℃～４４０℃である。
次いで、冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、熱処理された冷間圧延鋼板を得る。
本発明の熱処理された冷間圧延鋼板は、耐食性を向上させるために、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選択的に被覆され得る。
熱処理された冷間圧延鋼板はまた、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤなどの公知の工業過程のいずれによっても被覆することができる。
次いで、１５０℃～３００℃の温度で３０分～１２０時間、任意選択のポストバッチ焼鈍しが行われ得る。
本明細書に提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、例示のみを目的として考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示し、多大な実験の後に本発明者らによって選択されたパラメータの重要性を詳細に説明し、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。
表１にまとめられた組成及び表２にまとめた加工パラメータを用いて、本発明による鋼板及びいくつかの比較等級の試料を調製した。これらの鋼板の対応する微細組織を表３にまとめ、特性を表４にまとめた。
表１は、重量基準での百分率で表された組成を有する鋼を示す。
表１：試験の組成
表２は、表１の鋼に対して実施された焼鈍し過程パラメータをまとめる。
表２：試験の過程パラメータ
すべての実施例及び対置例を１２００℃の温度に再加熱し、熱間圧延仕上げ温度が８９０℃である熱間圧延を行い、その後、熱間圧延鋼帯を８０℃／秒の速度で冷却し、５３０℃で巻き取り、すべての実施例及び対置例についての冷間圧延率は５０％である。
すべての実施例及び対置例を１２００℃の温度に再加熱し、熱間圧延仕上げ温度が８９０℃である熱間圧延を行い、その後、熱間圧延鋼帯を８０℃／秒の速度で冷却し、５３０℃で巻き取り、すべての実施例及び対置例についての冷間圧延率は５０％である。
表２ａ
表２ｂ
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決定するための走査型電子顕微鏡などの異なる顕微鏡で規格に従って行われた試験の結果をまとめる。
表３：試験の微細組織
表４は、本発明の鋼と参照鋼の両方の力学的特性をまとめる。引張強度、降伏強度、全伸び試験は、ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２規格に準拠して行われる。
表４：試験の力学的特性
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おかげですべての目標とされた特性を示す唯一のものであることを示している。
Claims (18)
- 熱処理された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％≦Ｃ≦０．２％；
１．２％≦Ｍｎ≦２．２％；
０．０５％≦Ｓｉ≦０．６％；
０．００１％≦Ａｌ≦０．１％；
０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％；
０％≦Ｓ≦０．０９％；
０％≦Ｐ≦０．０９％；
０％≦Ｎ≦０．０９％；
を含み、
以下の任意選択の元素
０％≦Ｍｏ≦０．５％；
０％≦Ｔｉ≦０．１％；
０％≦Ｎｂ≦０．１％；
０％≦Ｖ≦０．１％；
０％≦Ｎｉ≦１％；
０％≦Ｃｕ≦１％；
０％≦Ｃａ≦０．００５％；
０％≦Ｂ≦０．０５％；
の１つ以上を含有することができ、
残りの組成は、鉄及び加工から生じる不可避の不純物から構成され、前記鋼の微細組織は、面積百分率で、６０％～８５％の焼戻しマルテンサイト、１５％～３８％のフェライト及びベイナイトの累積量、０％～５％の残留オーステナイトの任意の量、並びに０～５％のフレッシュマルテンサイトの任意の量を含む、熱処理された冷間圧延鋼板。 - 組成が、０．１２％～０．１９％の炭素を含む、請求項１に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が、０．１％～０．５％のケイ素を含む、請求項１又は２に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が０．００１％～０．０９％のアルミニウムを含む、請求項１～請求項３のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が１．３％～２．１％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された冷間圧延鋼板。
- 組成が０．１％～０．４％のクロムを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 焼戻しマルテンサイトの量が６２％～８０％である、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- フェライト及びベイナイトの累積量が２０％～３７％である、請求項１～７のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 前記板が、横断方向において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａの極限引張強度及び圧延方向において９８０ＭＰａ～１１５０ＭＰａの極限引張強度を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 熱処理された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；
－前記半仕上げ製品を１０００℃～１２８０℃の温度に再加熱する工程；
－熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃であるオーステナイト範囲において前記半仕上げ製品を圧延して、熱間圧延鋼板を得る工程；
－少なくとも２０℃／秒の冷却速度で６５０℃を下回る巻取温度まで前記板を冷却し；及び前記熱間圧延板を巻き取る工程；
－前記熱間圧延板を室温に冷却する工程；
－任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に対してスケール除去過程を実施する工程；
－任意選択的に、熱間圧延鋼板に対して焼鈍を実施する工程；
－任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に対してスケール除去過程を実施する工程；
－３５～９０％の圧下率で前記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程；
－次いで、前記冷間圧延鋼板を二段階加熱において加熱する工程であって、
・冷間圧延鋼板を加熱する第１の工程は、少なくとも１０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で、室温から開始し５５０℃～７５０℃の温度ＨＴ１に至り；
・加熱の第２の工程は、１℃／秒～１５℃／秒の加熱速度ＨＲ２で、ＨＴ１から開始しＡｃ３～Ａｃ３＋１００℃の温度Ｔｓｏａｋに至り、１０～５００秒間保持される、
加熱する工程；
－次いで、前記冷間圧延鋼板を二段階冷却において冷却する工程であって、
・冷間圧延鋼板を冷却する第１の工程は、１℃／秒～１５℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、Ｔｓｏａｋから開始して６３０℃～６８５℃の温度Ｔ１まで下降し；
・冷却の第２の工程は、少なくとも１００℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、Ｔ１から開始してＭｓ－１０℃～１５℃の温度Ｔ２まで下降する、
冷却する工程；
－次いで、少なくとも５℃／秒の速度で１５０℃～３００℃の焼戻し温度Ｔｔｅｍｐｅｒまで前記冷間圧延鋼板を再加熱し、１００～６００秒間保持し、ΔＴ＝（Ｔ１－Ｔｔｅｍｐｅｒ）は４１５℃～４５５℃でなければならない、工程；
－次いで、少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却して、熱処理された冷間圧延鋼板を得る工程
を含む、方法。 - 前記巻取温度が４７５℃～６２５℃である、請求項１０に記載の方法。
- ＴｓｏａｋがＡｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１００℃である、請求項１０又は１１に記載の方法。
- ＣＲ１が１℃／秒～１０℃／秒である、請求項１０～１２のいずれか一項に記載の方法。
- Ｔ１が６４０℃～６８５℃である、請求項１０～１３のいずれか一項に記載の方法。
- ＣＲ２が少なくとも２００℃／秒である、請求項１０～１４のいずれか一項に記載の方法。
- Ｔ２がＭｓ－２０℃～２０℃である、請求項１０～１５のいずれか一項に記載の方法。
- Ｔｔｅｍｐｅｒが１７５℃～２８０℃である、請求項１０～１６のいずれか一項に記載の方法。
- 車両の構造部品を製造するための、請求項１～９のいずれか一項に従って得られる鋼板又は請求項１０～１７のいずれか一項に記載の方法に従って製造された鋼板の使用。
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