JP2023542951A - 冷間圧延被覆鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
冷間圧延被覆鋼板であって、鋼は、0.30%≦炭素≦0.45%、1%≦マンガン≦2.5%、0.9%≦ケイ素≦2.2%、0%≦アルミニウム≦0.09%、0.001%≦ニオブ≦0.09%、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%≦モリブデン≦0.5%、0%≦クロム≦0.6%、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、残余は鉄及び不可避的不純物を含み、前記鋼板は、面積分率で35%~65%の炭素濃化マルテンサイト、15%~40%のベイナイト、14%~30%の残留オーステナイト、4%~15%のフェライト及び0%~10%のフレッシュマルテンサイトを含み、残余は炭素濃化マルテンサイトである微細組織を有する、冷間圧延被覆鋼板。
Description
本発明は、車両用鋼板としての使用に適した冷間圧延被覆鋼板に関する。
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たすことが求められているが、近年では、地球環境への配慮から自動車にも燃費向上の第3の要求が課せられている。したがって、今や自動車部品は、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するよう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、燃料効率をさらに改善するために車両の重量を低減しながら、車両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ず、鋼部品は、液体金属脆化を被ることなく、溶接可能でなければならない。
そこで、材料の強度を高めることにより、自動車に利用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発が進められている。逆に、鋼板の高強度化は成形性を低下させるので、高強度及び高成形性の両方を兼ね備えた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幾つかの方法をもたらしてきたが、それらの幾つかを本発明の最終的評価のためにここに列挙する。
EP3412786号は、特定の成分組成を有する高強度鋼板であって、鋼板の金属組織が、多角形フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した場合、金属組織は、金属組織全体に対して多角形フェライト10~50面積%、ベイナイト10~50面積%、及び焼戻マルテンサイト10~80面積%を満足し、金属組織をX線回折法で測定した場合、金属組織は、金属組織全体に対して残留オーステナイト5.0体積%以上、炭素濃度1.0質量%以下の残留オーステナイト3.5体積%以上、及び炭素濃度0.8質量%以下の残留オーステナイト2.4体積%以下を満足する鋼板である。しかし、EP3412786号では、1180MPaの引張強さ、18%の全伸びを同時に達成できない。
高強度高成形鋼板の製造に関する既知の先行技術は、一方又は他方の脱落によってもたらされる。したがって、強度が1150MPaを超える冷間圧延鋼板及びそれを製造する方法が必要とされる。
本発明の目的は、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って、これらの問題を解決することである。
- 1170MPa以上、好ましくは1180MPaを超える、又は1200MPaを超える極限引張強さ
、
- 730MPa以上、好ましくは760MPa%を超える降伏強度、
- 18%以上、好ましくは19%以上の全伸び。
- 1170MPa以上、好ましくは1180MPaを超える、又は1200MPaを超える極限引張強さ
、
- 730MPa以上、好ましくは760MPa%を超える降伏強度、
- 18%以上、好ましくは19%以上の全伸び。
好ましい実施形態において、冷間圧延熱処理鋼板は、0.7より大きいYS/TS比を示す。
好ましくは、このような鋼は、良好な溶接性及び被覆能力と共に成形、特に圧延に対して良好な適合性を有することもできる。
本発明の別の目的は、製造パラメータのシフトに向けて安定でありながら、従来の工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ある。
本発明の冷間圧延熱処理鋼板は、その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説明から明らかになる。
炭素は鋼中に0.30%~0.45%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形成を遅らせることによって鋼板の強度を高めるために必要な元素である。また、炭素はオーステナイト安定化に極めて重要な役割を果たす。0.25%未満の含有率ではオーステナイトを安定化できず、強度及び延性が低下する。一方、炭素含有率が0.45%を超えると、溶接ゾーン及び熱影響ゾーンが著しく硬化し、溶接ゾーンの機械的特性が損なわれる。炭素の好ましい限度は0.32%~0.45%であり、より好ましい限度は0.35%~0.42%である。
本発明の鋼のマンガン含有率は1%~2.5%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させると共に強度を付与する元素である。少なくとも1%のマンガン量が、オーステナイトを安定化させると同様に、フェライトの形成を遅らせることによって鋼板の強度及び焼入性を提供するために必要である。したがって、1.2~2.5%のようなより高いパーセンテージのマンガンが好ましく、より好ましくは1.2%~2.1%である。しかし、マンガンが2.5%を超える場合には、これは、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、延性の低下を導くような悪影響を生じる。さらに、マンガンが2.5%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の限度を超え、したがって伸びが低下する。また、2.5%を超えるマンガン含有率は中心部偏析を引き起こし、また本鋼の溶接性を低下させるであろう。
本発明の鋼のケイ素含有率は0.9%~2.2%である。構成成分としてのケイ素はマルテンサイト中のセメンタイト析出の析出を遅らせる。さらに、ケイ素は高温からの冷却後の均熱中にベイナイト中のセメンタイトとしての炭素の析出を遅らせる。このように、炭化物を含まないベイナイトの形成中にオーステナイトには炭素が富化し、したがって0.9%のケイ素の存在のために、オーステナイトは室温で安定化する。いずれの場合も、ベイナイト中のセメンタイト又はマルテンサイト中のセメンタイトは伸びの低下の原因である。ケイ素の存在によりセメンタイト形成を防ぐことは重要であるが、2.2%を超えるケイ素を添加し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につながり、同様に本発明の鋼中の2.2%を超えるケイ素はZnを結晶粒に溶けなくする。したがって、溶接時には、液体Znは結晶粒内に入る代わりに、粒界に沿って進み、液体金属脆化を引き起こす。したがって、その濃度は2.2%の上限内に制御される。本鋼のケイ素の好ましい限度は1%~2.1%であり、より好ましくは1.2%~2.1%である。
本発明の鋼のアルミニウムの含有率は0~0.09%である。製鋼中にアルミニウムを添加し、鋼を脱酸して酸素を捕捉する。0.09%を超えるとAc3点が上昇し、それにより生産性が低下する。さらに、そのような範囲内では、アルミニウムが鋼内で窒素と結合して窒化アルミニウムを形成し、結晶粒のサイズを小さくし、またアルミニウムはセメンタイトの析出を遅らせるが、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、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り、またAc3を到達するのに工業的に非常に費用のかかるより高い温度範囲に押し進め、また焼鈍均熱中に結晶粒の粗大化を引き起こす。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。
ニオブは0.001%~0.09%の間、好ましくは0.001%~0.08%、より好ましくは0.01%~0.07%の間で存在する。ニオブは炭窒化物を形成するのに好適であり、焼鈍均熱温度範囲中の析出により本発明による鋼に強度を付与する。結果として、完全な焼鈍の後に、微細組織はより微細であり、製品の硬化をもたらす。しかし、ニオブ含有率が0.09%を超えると、ニオブは、大量の炭窒化物を形成することによって炭素を消費し、大量の炭窒化物は、鋼の延性を低下させる傾向があると共に、炭素窒化物の形成中に炭素を消費する傾向があり、オーステナイトの安定化のための炭素の利用可能性を低下させるので、本発明には好ましくない。
本発明の鋼のリン含有率は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、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、リンは、スポット溶接性及び熱間延性の低下のような悪影響を有する。これらの理由から、その含有率は最大0.015%に制限されることが好ましい。
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ことがある。硫黄含有率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0.03%以下、最大で0.005%が好ましい。さらに多い硫黄が鋼中に存在する場合、硫黄は、特に、本発明の鋼の曲げ、穴広げ及び伸びに対して悪影響なMn及びTiと共に硫化物を形成する。
窒素は、材料の経年変化を避けるため、及び鋼の機械的特性に悪影響である、凝固中の窒化物の析出を最小限に抑えるために、0.09%に制限される。
モリブデンは、本発明の鋼に0%~0.5%で存在する任意元素である。モリブデンは、少なくとも0.01%の量で添加する場合に、焼入性及び硬度の向上に有効な役割を果たし、焼鈍後の冷却中にフェライト及びベイナイトの形成を遅らせる。また、Moは熱間圧延品の靭性にも有益であり、製造が容易になる。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加させるため、経済的理由から、その含有率は0.5%に制限される。モリブデンの好ましい限度は0%~0.4%であり、より好ましくは0%~0.3%である。
クロムは本発明の鋼の任意元素であり、0%~0.6%である。クロムは鋼に強度及び硬化を与えるが、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0.01%~0.5%であり、より好ましくは0.01%~0.2%である。
チタンは任意元素であり、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。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出現するTiNを形成することにも関与している。Tiの量は、穴広げに悪影響な粗大なTiNを避けるために0.06%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の効果も与えない。
バナジウムは任意元素であり、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。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、鋳造製品の凝固中に出現するVNを形成することにも関与している。Vの量は、穴広げに悪影響な粗大なVNを避けるために、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の効果も与えない。
カルシウムは任意元素であり、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。カルシウムは、特に介在物処理中に、任意元素として本発明の鋼に添加される。カルシウムは、球状化の際に悪影響な硫黄含有を捕捉することによって、鋼の製錬に寄与する。
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のような他の元素は、個別に又は組み合わせて、以下の割合、すなわち、Ce≦0.1%、Mg≦0.05%及びZr≦0.05%で添加することができる。示された最大含有率レベルまで、これらの元素は凝固中の介在物粒子を微細化することを可能にする。
鋼の組成の残余は、鉄、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、35%~65%の炭素濃化マルテンサイト、5%~35%のベイナイト、14%~30%の残留オーステナイト、4%~15%のフェライト、0%~10%のフレッシュマルテンサイトを含む。
微細組織中の相の表面分率を以下の方法で決定する。試験片を鋼板から切断し、研磨し、それ自体が既知の試薬でエッチングし、微細組織を暴露する。この断面を、その後、走査電子顕微鏡、例えば、二次電子モードで5000倍より大きい倍率で電界放出電子銃を有する走査電子顕微鏡(「FEG-SEM」)によって検査する。
フェライトの画分の測定は、Nital又はPicral/Nital試薬でのエッチング後のSEM観察により行う。
残留オーステナイトの測定はXRDによって行われ、炭素濃化マルテンサイトについては膨張率試験をMetallurgical and materials transactions、40A巻、5月2009-1059の刊行物のS.M.C.Van Bohemen及びJ.Sietsmaに従って行った。
炭素濃化マルテンサイトは鋼の母相であり、1170MPa以上の強度レベルを達成するために35%~65%の量で含まれる。炭素濃化マルテンサイトの量が65%を超えるなら、それは延性に悪影響を与えるであろう。本鋼の炭素濃化マルテンサイトは、ラスの厚さが0.1ミクロンより厚いラスの形態とすることができる。焼鈍後の冷却中に形成されるマルテンサイトは、過時効温度への加熱中に炭素濃化マルテンサイトに変態する。本発明の鋼に対する炭素濃化マルテンサイトの好ましい存在は、35%~63%であり、より好ましくは35%~60%である。
ベイナイトは、15%~40%の量で含まれる。本発明の枠組みにおいて、ベイナイトは、炭化物を含まないベイナイトを含み得る。炭化物を含まないベイナイトは100μm2の面積単位当たり100個未満の炭化物という非常に低密度の炭化物を有し、場合により島状オーステナイトを含むベイナイトである。炭化物を含まないベイナイトがラスベイナイトの形態で存在する場合、ラスの厚さは1ミクロン~5ミクロンである。ベイナイトは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、15%~35%であり、より好ましくは18%~35%である。
残留オーステナイトは14%~30%の量で含まれ、本鋼に延性を付与する。本発明の枠組みにおいて、本発明の残留オーステナイトは、好ましくは0.8%を超える炭素を含み、より好ましくは炭素含有率は0.9%を超える。オーステナイト範囲は成形性及び伸びなどの機械的特性を付与することができる。さらに、オーステナイトはまた、本鋼に延性を付与する。残留オーステナイトの好ましい範囲は14%~28%であり、より好ましくは14%~26%である。
フェライトは、本発明の鋼に対して面積分率で微細組織の4%~15%を構成する。フェライトは、本発明の鋼に伸びと同様に強度を付与する。本鋼のフェライトは、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。18%以上、好ましくは20%以上の伸びを確保するためには、4%のフェライトを有することが必要である。本発明のフェライトは、焼鈍時及び焼鈍後に行われる冷却時に形成される。しかし、本発明の鋼中にフェライト含有率が15%を超えて存在する場合はいつでも、フェライトが炭素濃化マルテンサイト及びベイナイトなどの硬質相との硬度の隔たりを増大させ、局部延性を低下させ、全伸び及び降伏強度の低下をもたらすという事実のため、全伸び及び降伏強度の両方を同時に有することができない。本発明のフェライトの存在に対する好ましい限度は、5%~15%、より好ましくは6%~14%である。
フレッシュマルテンサイトは、面積分率で微細組織の0%~10%を構成する。本発明は、過時効保持後の冷却によりフレッシュマルテンサイトを形成し、冷間圧延鋼板の被覆後の冷却時にも形成することができる。フレッシュマルテンサイトは、本発明の鋼に強度を付与する。しかし、フレッシュマルテンサイトの存在が10%を超えると、それは過度の強度を付与するが、フレッシュマルテンサイトが残留オーステナイトと同量の炭素含有率を有し、そのためフレッシュマルテンサイトは脆く硬いという理由のため、本発明の鋼に対する許容限度を超えて伸びを低下させる。本発明の鋼に対するマルテンサイトの好ましい限度は0%~8%、より好ましくは0%~5%である。
本発明による冷間圧延被覆鋼板は、任意の適切な方法によって製造することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造品を提供することからなる。鋳造は、インゴットに行うか、薄いスラブ又は薄いストリップの形態で連続的に行うことができ、すなわち、厚みは、スラブの場合の約220mmから薄いストリップの場合の数十mmまでの範囲である。
例えば、スラブは半完成品とみなされる。上記の化学組成を有するスラブは連続鋳造によって製造され、ここでスラブは、好ましくは、鋳造中に直接軽圧下を受け、中心部偏析及び多孔度の減少の除去を確実にする。連続鋳造プロセスによって提供されるスラブは、連続鋳造の後に高温で直接使用することができるか、又はまず室温まで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱することができる。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、好ましくは少なくとも1000℃、好ましくは1150℃を超え、1300℃未満でなければならない。スラブの温度が1150℃より低い場合、圧延機に過大な荷重がかかり、さらに仕上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、それによって鋼は組織中に変態フェライトが含まれた状態で圧延されることになる。スラブの温度は1150℃超に保つことが好ましく、固溶体中に全ての微細合金元素、特にニオブを保つ。さらに、工業的に費用がかかるため、前記温度は1300℃を超えてはならない。
スラブの温度は、オーステナイト範囲で完全に熱間圧延が完了できるよう十分に高いことが好ましく、仕上熱間圧延温度は850℃超のままである。この温度未満では鋼板が圧延性の著しい低下を示すため、仕上げ圧延は850℃超で実施することが必要である。
次に、この方法で得られた板を、3℃/秒を超える冷却速度で、650℃以下の温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は、65℃/秒以下で、10℃/秒を超える。その後、熱間圧延鋼板を650℃未満、好ましくは600℃未満、さらに好ましくは575℃未満の巻取り温度で巻取る。その後、巻き取られた熱間圧延鋼板を冷却、好ましくは室温にする。次いで、熱間圧延板を、酸洗いなどの任意選択的な、スケール除去プロセスを供して、熱間圧延中に形成されるスケール及び粒界酸化を除去し、任意のホットバンド焼鈍に供する前に、熱間圧延鋼板の表面にスケールが存在しないことを確実にすることができる。
熱間圧延板は、350℃~750℃の温度で1~96時間の間任意選択的な、ホットバンド焼鈍に供することができる。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保するように選択される。次いで、熱間圧延板は、ホットバンド焼鈍中に形成されたスケール及び粒界酸化を除去するために酸洗いのような任意選択的な、スケール除去プロセスに供され得る。
次いで熱間圧延鋼板を室温まで冷却し、その後熱間圧延板を35~70%の厚下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る。
次いで、冷間圧延鋼板を焼鈍に供し、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。
焼鈍では、冷間圧延鋼板を加熱に供し、冷間圧延鋼板を室温からAc3-10℃~Ac3-50℃の均熱温度TAに到達するまで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℃/秒である。好ましいTA温度は760℃~840℃である。
Ac3温度は、膨張率測定から算出される。
次いで、冷間圧延鋼板を焼鈍均熱温度TAに10~1000秒間保持し、均熱終了時に少なくとも90%のオーステナイトを形成するのに十分な変態を確保する。次いで、冷間圧延鋼板を1℃/秒~1000℃/秒の間、好ましくは8℃/秒~900℃/秒の間、より好ましくは8℃/秒~100℃/秒の間である平均冷却速度CR1で、Ms-40℃~Ms-130℃、好ましくは190℃~250℃、より好ましくは185℃~240℃の冷却停止温度範囲CS1まで冷却する。鋼はCS1に1秒~200秒の時間保持される。この冷却ステップ中に、本発明のマルテンサイトが形成される。CS1温度がMs-40℃を超える場合、本発明の鋼は、その安定性及びそれゆえ全伸びに悪影響である多すぎるオーステナイトを有し、CS1がMs-130℃未満である場合、残留オーステナイトの量が少なすぎて、全伸びの目標が達成されない。
その後のステップにおいて、冷間圧延鋼板は、CS1温度から350℃~450℃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。好ましいTOA温度は360℃~440℃である。TOA温度への加熱中及びTOA温度での保持中に、焼鈍後の冷却中に形成されたマルテンサイトは、室温で残留オーステナイトとしてその安定化のためにオーステナイトによって消費される炭素を排斥することによって、炭素濃化マルテンサイトに変態する。マルテンサイトからのまだ幾分かの量の炭素が炭素濃化マルテンサイトに残存しており、この炭素は析出物の形態で炭素濃化マルテンサイト中に存在する。同時に不安定なオーステナイトもセメンタイトを含まないベイナイトに変態し、該ベイナイトはケイ素の存在により炭素を排斥し、それにより残留オーステナイトの安定化にも役立つ。その後、冷間圧延鋼板をTOA温度に5~500秒間保持し過時効させる。
次に、冷間圧延鋼板を皮膜の性質に応じて、420℃~680℃であることができる溶融めっき浴の温度にする。この皮膜は、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作ることができる。
被覆製品の脱気を確実にするために、被覆製品の焼鈍後に任意選択的な、ポストバッチ焼鈍を、好ましくは170~210℃で12時間~30時間行うことができる。次に室温まで冷却し、冷間圧延被覆鋼板を得る。
本明細書に提示される以下の試験及び実施例は、本質的に制限的でないものであり、説明の目的のためにのみ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が選択したパラメータの意義を明らかにし、本発明による鋼によって達成できる特性をさらに確立するものである。
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、本発明による鋼板の試料及びいくつかの比較グレードによる鋼板の試料を作製した。表3にこれらの鋼板の対応する微細組織をまとめ、表4には特性をまとめた。
表1に重量パーセンテージで表した組成の鋼を示し、また、各鋼についてAc3を示し、Ac3温度を膨張率測定から計算する。
表2は、表1の鋼に実施した焼鈍プロセスパラメータをまとめたものである。
また、表2は、発明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頁に掲載されているVan Bohemen式を用いて行われ、これは以下の通りである。
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、Metallurguical and Materials Transaction40A巻、2009年5月の出版物(1059~1068頁)のS.M.C Van Bohemen及びJ.Siestmaに従って実施した膨張率試験により決定した。
さらに、参照と同様に本発明の鋼に焼鈍処理を行う前に、試料を1150℃~1300℃の温度に加熱した後、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650℃未満に冷却するまで30℃/秒を超えていた。全ての試行(trail)の鋼は冷間圧延前に酸洗いし、全ての試行の冷間圧下率は50%減少である。HR1の平均加熱速度は、全ての試行で15℃/秒である。全ての冷間圧延鋼板を、過時効保持後、温度460℃の亜鉛浴中で被覆した。
表3は、発明の鋼及び参照試行の両方の微細組織組成を決定するために走査電子顕微鏡などの異なる顕微鏡の基準に従って実施した試験の結果をまとめている。
上記の表から、本発明による試行が全て微細組織の目標を満たすことがわかる。
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る。
<表4:試験の機械的特性>
2009年10月に発行されたISO規格ISO6892-1に従って、降伏強度YS、引張強さTS及び全伸びTEを測定する。
2009年10月に発行されたISO規格ISO6892-1に従って、降伏強度YS、引張強さTS及び全伸びTEを測定する。
Claims (15)
- 冷間圧延被覆鋼板であって、鋼は重量百分率で、以下、すなわち、
0.30%≦炭素≦0.45%、
1%≦マンガン≦2.5%、
0.9%≦ケイ素≦2.2%、
0%≦アルミニウム≦0.09%、
0.001%≦ニオブ≦0.09%、
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%≦モリブデン≦0.5%、
0%≦クロム≦0.6%、
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、残余は鉄及び不可避的不純物を含み、前記鋼板は、面積分率で35%~65%の炭素濃化マルテンサイト、15%~40%のベイナイト、14%~30%の残留オーステナイト、4%~15%のフェライト及び0%~10%のフレッシュマルテンサイトを含み、残余は炭素濃化マルテンサイトである微細組織を有する、冷間圧延被覆鋼板。 - 組成が1.2%~2.5%のマンガンを含む、請求項1に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 組成が0.32%~0.45%の炭素を含む、請求項1又は2に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 組成が1%~2.1%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被覆鋼板。
- 組成が0.001%~0.08%のニオブを含む、請求項1~4のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 前記微細組織が35~63%の炭素濃化マルテンサイトを含む、請求項1~5のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 前記微細組織が14%~28%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被覆鋼板。
- 前記微細組織が15~35%のベイナイトを含む、請求項1~7のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 引張強さが1170MPa以上、及び全伸びが18%以上である、請求項1~8のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 降伏強度が730MPa以上である、請求項1~9のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板。
- 以下の連続ステップを含む冷間圧延被覆鋼板の製造方法、すなわち、
- 請求項1~5のいずれか一項に記載の鋼組成を提供し、半完成品を得るステップ、
- 前記半完成品を1000℃を超える温度まで再加熱するステップ、
- 熱間圧延仕上げ温度が850℃以上であるオーステナイトの範囲内で完全に前記半完成品を圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
- 前記板を3℃/秒を超える冷却速度で650℃以下の温度まで冷却し、及び650℃未満の巻取温度で前記熱間圧延板を巻き取るステップ、
- 前記熱間圧延板を冷却するステップ、
- 前記熱間圧延鋼板に任意選択的な、スケール除去プロセスを実施するステップ、
- 前記熱間圧延鋼板を350~750℃の温度で1時間~96時間任意選択的な焼鈍に供するステップ、
- 前記熱間圧延焼鈍鋼板に任意選択的な、スケール除去プロセスを実施するステップ、
- 35%~70%の圧下率で前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
- 前記冷間圧延鋼板を室温から、Ac3-10℃~Ac3-50℃の均熱化温度TAまで、2℃/秒から及び70℃/秒の加熱速度で加熱することにより、前記鋼板を焼鈍するステップ、
- 次いで、TAで10~1000秒の間焼鈍を実施するステップであって、時間は均熱の終了時にオーステナイトの最低割合90%を得るように選択されるステップ、
- 次いで、前記冷間圧延鋼板をTAから、Ms-40℃~Ms-130℃の冷却停止温度CS1まで1℃/秒~1000℃/秒の冷却速度CR1で冷却し、及び前記冷間圧延鋼板をCS1で1~200秒の間保持するステップ、
- 次いで、前記冷間圧延鋼板をCS1温度から、350℃~450℃の過時効温度TOAまで1℃/秒~100℃/秒の平均加熱速度HR3で加熱するステップ、
- 次いで、前記冷間圧延鋼板をTOAで5~500秒間過時効させるステップ、
- 次いで、前記冷間圧延鋼板を420~680℃の間の被覆温度にし、前記冷間圧延鋼板を被覆するステップ、
- その後、前記被覆された冷間圧延鋼板を室温まで冷却して、冷間圧延被覆鋼板を得るステップ。 - 前記TA温度が760℃~840℃である、請求項11に記載の方法。
- 前記CS1温度が190℃~250℃である、請求項11又は12に記載の方法。
- 前記TOA温度が360℃~440℃である、請求項11~13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を製造するための、請求項1~10のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項11~14のいずれか一項に記載の方法により製造された鋼板の使用。
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