JP2024500090A - 低密度冷間圧延焼鈍鋼板、その製造方法及び車両用部品を製造するためのかかる鋼の使用 - Google Patents
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Abstract
０．１２％≦炭素０．２５％、３％≦マンガン≦１０％、３．５％≦アルミニウム≦６．５％、０％≦リン≦０．１％、０％≦硫黄≦０．０３％、０％≦窒素≦０．１％、０％≦ケイ素≦２％、０．０１％≦ニオブ≦０．０３％、０．０１％≦チタン≦０．２％、０％≦モリブデン≦０．５％、０％≦クロム≦０．６％、０．０１％≦銅≦２．０％、０．０１％≦ニッケル≦３．０％、０％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦ホウ素≦０．０１％、０％≦マグネシウム≦０．００５％、０％≦ジルコニウム≦０．００５％、０％≦セリウム≦０．１％を含み、残余は鉄を含む低密度冷間圧延焼鈍鋼板であって、６０％～９０％のデルタフェライト、０．６～２ミクロンの間の平均粒径を有する８％～３０％の残留オーステナイト、０．６～２ミクロンの間の平均粒径を有する１．０％～１０％のアルファ－フェライト、ｘが厳密に１より小さい０％～２％のカッパ析出物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘを含む微細組織を有する鋼板。
Description
本発明は、低密度鋼板、特に二相微細組織に関する。本発明による鋼板は、陸上自動車のような車両用の内側又は外側パネルの製造に特によく適している。
環境規制により、自動車メーカーはその車両のＣＯ２排出物の継続的な削減を強いられている。そのためには、自動車メーカーにはいくつかの選択肢があり、その主な選択肢は、車両の軽量化、又はエンジンシステムの効率の向上である。これら２つのアプローチを組み合わせることにより、しばしば進歩が達成される。本発明は、第１の選択肢、すなわち、自動車の軽量化に関する。この非常に特殊な分野では、２つの（ｔｗｏ－ｔｒａｃｋ）選択肢がある。
第１の方法は、機械的強度のレベルを上げながら、鋼の厚さを薄くすることからなる。残念ながら、この解決法には、機械的強度の向上に関連する延性の不可避の損失は言うまでもなく、ある特定の自動車部品の剛性の桁違いの低下及び乗客にとって不快な条件を作り出す音響問題の出現という理由から、その限界がある。
第２の方法は、鋼を他のより軽い金属と合金化することで鋼の密度を減らすことからなる。これらの合金の中で、低密度のものは、重量を著しく低減することを可能にしながら、魅力的な機械的及び物理的特性を有する。
特に、ＥＰ３４２１６２９は、溶融物を以下の組成、すなわち、０．０５～０．５０重量％のＣ、０．０５～８．０重量％のＭｎ、０．０５～６．０重量％のＡｌ＿ｔｏｔ、０．０００１～０．０５重量％のＳｂ、０．０００５～０．００５重量％のΣ（Ｃａ＋ＲＥＭ）、５～１００ｐｐｍのＮ、０～２．０重量％のＳｉ、０～０．０１重量％のＳ、０～０．１重量％のＰ、０～１．０重量％のＣｒ、０～２．０重量％のＮｉ、０～２．０重量％のＣｕ、０～０．５重量％のＭｏ、０～０．１重量％のＶ、０～５０ｐｐｍのＢ、０～０．１０重量％のＴｉを有し、成分がデルタ－フェライト及びアルファ－フェライトからなるフェライト母相からなる二峰性の結晶粒微細組織を有し、デルタ－フェライトが５～２０μｍの間の結晶粒サイズを有し、アルファ－フェライトが、最大３μｍの結晶粒サイズを有し、第２相は、ベイナイト、マルテンサイト及び最大３μｍの結晶粒サイズを有する残留オーステナイトの１種以上からなるスラブ又は鋳造帯に製造、鋳造するステップを含む、二峰性微細組織を有する高強度冷間圧延熱処理鋼帯、板、ブランク又は熱成形品を請求する特許である。しかし、ＥＰ３４２１６２９の鋼はマルテンサイト及びベイナイトのような硬質面を含むだけでなく低密度鋼も示さない。
したがって、本発明の目的は、相対密度が７．３未満であり、最大抗張力が少なくとも６００ＭＰａであり、一様伸びが少なくとも１７．５％である鋼板を提供することである。
好ましい実施形態においては、本発明による鋼板は、７．２以下の相対密度、少なくとも４５０ＭＰａの降伏強度を示す。
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。
炭素の含有率は０．１２重量％～０．２５重量％であり、より好ましくは０．１３重量％～０．２重量％である。炭素は残留オーステナイトの形成に重要な役割を果たし、強度及び延性も付与するガンマ生成性（Ｇａｍａｇｅｎｏｕｓ）元素である。炭素の含有率は有利には０．１３％～０．２％であり、高い強度、伸び及び伸びフランジ性を同時に得る。
マンガンの含有率は３重量％～１０重量％である。この系においてマンガンは重要な合金元素であるが、これは主に非常に多量のマンガンとの合金化がオーステナイトを室温まで安定化させるという事実に起因し、このことは伸び及び降伏強度のような目標特性への到達を助けることができるからである。マンガンは炭素と共に、高温で結晶粒界において炭化物の形成を制御し、それにより赤熱脆性を制御する。マンガンが１０％を超えて存在する場合、マンガンは本発明の鋼の延性に悪影響な中心部偏析を招くことがある。３％未満で存在する場合、マンガンは適量において残留オーステナイトを室温で安定化させない。マンガンの存在に対する好ましい限度は４％～９％、より好ましくは４％～８％である。
アルミニウムの含有率は３．５重量％～６．５重量％である。本発明の鋼へのアルミニウムの添加は、その密度を効果的に低下させる。アルミニウムはアルファ生成性（ａｌｐｈａｇｅｎｏｕｓ）元素であり、したがってフェライト、特にデルタフェライトの形成を促進する傾向がある。アルミニウムは２．７という相対密度を有し、機械的特性に影響を及ぼす。アルミニウムの含有率が増加するにつれて、転位の移動性が減少するため、一様伸びは減少するが、機械的強度及び弾性限界も増加する。３．５％未満では、アルミニウムの存在による密度の低下はあまり有益ではなくなる。６．５％超えると、フェライトの存在は予想される限度を超えて増加し、本発明に悪影響を及ぼす。また、６．５％を超えるＡｌの存在は、Ｆｅ－Ａｌ、Ｆｅ３－Ａｌ及び他の（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ金属間化合物のような金属間化合物を形成する可能性があり、これは、冷間圧延の際に鋼の亀裂を生じさせる可能性があり、鋼の靭性にとって悪影響である可能性がある脆性を製品にもたらすものである。好ましくは、アルミニウムの含有率は、脆弱な金属間析出物の形成を防止するために、厳密に６．５％未満に制限され、したがって好ましい限度は４％～６％であり、より好ましくは５％～６％である。
ケイ素は、鋼の密度を低下させることを可能にする任意の元素であり、固溶体硬化に効果的である。それにもかかわらず、その含有率は２重量％に制限される。なぜなら、この元素がそのレベルを超えると、表面欠陥を発生させる強力な接着性酸化物を形成する傾向があるからである。表面酸化物の存在は鋼の濡れ性を損ない、潜在的な溶融亜鉛めっき操作中に欠陥を生じる可能性がある。したがって、Ｓｉの含有率は１．５％未満に制限することが好ましい。
硫黄及びリンは粒界を脆弱化させる不純物である。それらのそれぞれの含有率は、十分な熱間延性を維持するために、０．０３重量％及び０．１重量％を超えてはならない。
窒素の含有率は、ＡｌＮの析出及び凝固中の体積欠損（水疱）の形成を防止するために、０．１重量％以下にしなければならない。
ニオブは、粒子の微細化を提供するために、本発明の鋼に０．０１～０．０３重量％の量で任意の元素として加えることができる。粒子の微細化により、強度及び伸びの間の均衡を取ることが可能になる。しかし、ニオブは熱間圧延及び焼鈍中の再結晶を遅らせる傾向があり、０．０３％までにその限度を維持する。
チタンは、ニオブと同様の方法で、粒子の微細化のために０．０１～０．２重量％の量で任意の元素として本発明の鋼に添加することができる。
銅は、鋼の強度を高め、耐食性を改善するために、０．０１重量％～２．０重量％の量で任意の元素として添加することができる。かかる効果を得るためには、最低０．０１％が必要である。しかし、その含有率が２．０％を超えると、銅は表面形態を劣化させる可能性がある。
ニッケルは、鋼の強度を高め、靭性を向上させるために、０．０１～３．０重量％の量で任意の元素として添加することができる。かかる効果を得るためには、最低０．０１％が必要である。しかし、その含有率が３．０％を超えると、ニッケルは延性低下の原因となる。
モリブデンは、本発明の鋼中に０％～０．５重量％で存在する任意の元素である。モリブデンは、少なくとも０．０１％の量で添加した場合、硬化性及び硬度を改善するのに有効な役割を果たす。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上昇させるため、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、本発明の鋼の任意の元素であり、０重量％～０．６重量％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。
セリウム、ホウ素、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、以下の重量による割合、すなわち、Ｃｅ≦０．１％、Ｂ≦０．０１、Ｃａ≦０．００５、Ｍｇ≦０．００５及びＺｒ≦０．００５で添加することができる。これらの元素は、示された最大含有率レベルまでは、凝固中のフェライト粒を微細化することを可能にする。
さらに、Ｓｂ、Ｓｎのようないくつかの微量元素は、鋼の加工から得られる。これらの元素が許容可能であり、本発明の鋼に悪影響でない最大限度は、累積的に又は単独で０．０５％である。本発明の鋼により、これらの元素の含有率を可能な限り低く、好ましくは０．０３％未満にすることが好ましい。
本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、６０％～９０％のデルタフェライト、１％～１０％のアルファフェライト、及び８％～３０％の残留オーステナイト、及び任意に０％～２％のカッパ析出物を含む。
デルタフェライト母相は、本発明の鋼の一次相として存在し、本発明の鋼中に、面積分率で６０％～９０％、好ましくは面積分率で６５％～９０％、より好ましくは８０％～９０％で存在する。デルタフェライトは液体鉄からのスラブの凝固中に形成され、一般に粗い粒径を有する。本発明のデルタフェライトは、好ましくは１０μｍ未満、より好ましくは９μｍ未満の平均粒径を有する。本発明におけるデルタフェライト母相の存在は、鋼に強度を付与する。しかし、本発明におけるデルタフェライトの含有率が９０％を超えると、温度の上昇に伴ってフェライト中で炭素の溶解度が増すという事実により、負の影響を及ぼす可能性がある。しかし、固溶体中の炭素は、転位の移動性を低下させるので、低密度鋼については非常に脆化している。これは、アルミニウムの存在のために既に低くなっている。したがって、デルタフェライトの含有率とオーステナイトとの間の均衡は、必要な機械的性質を本発明に付与するために非常に重要である。
残留オーステナイトは８～３０％で本発明の鋼に存在し、本発明の残留オーステナイトは０．６ミクロン～２ミクロンの平均粒径を有する。残留オーステナイトの好ましい平均粒径は、０．６ミクロン～１．２ミクロンの間である。残留オーステナイトは、フェライトよりも炭素の溶解度が高いことが知られており、有効なカーボントラップとして作用する。オーステナイト中の炭素の割合は、０．７重量％～１．５重量％である。３０％を超えるレベルで存在するオーステナイトは、伸びフランジ性を損なうことによって本発明に悪影響を及ぼす。オーステナイトは、鋼の焼鈍及び組成の選択に応じて非常に汎用的な方式で本発明に寄与する。本発明のオーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により成形性及び延性を提供するなどの多様な機能を表す。残留オーステナイトの好ましい限度は面積分率で９％～２９％である。
本発明のアルファ－フェライトは、面積分率で１％～１０％存在する。アルファフェライトは、熱間圧延後及び変態区間焼鈍後の冷却中にオーステナイトの部分変態によって生成し、０．６ミクロン～１．８５ミクロンの平均粒径を有する。アルファ－フェライトの好ましい平均粒径は、０．６ミクロン～１．２ミクロンである。本発明のアルファフェライトは延性及び伸びを本鋼に付与する。アルファ－フェライトの好ましい限度は、面積分率で２％～１０％である。
本発明におけるカッパ析出物は、化学量論が（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘであり、ｘが厳密に１より小さい析出物によって定義される。カッパ析出物の面積分率は２％にまで及ぶことがある。２％を超えると、延性が低下し、１７．５％を超える一様伸びが達成されない。さらに、フェライト結晶粒界の周りのカッパの制御不能な析出が起こり、そのため熱間及び／又は冷間圧延の際に加える力が増大することがある。優先的には、カッパ析出物の面積分率は１％未満であるべきである。
上記の微細組織に加えて、低密度冷間圧延焼鈍鋼の微細組織にはパーライト、ベイナイト及びマルテンサイトのような微細組織要素が存在しない。
本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって製造することができ、当業者がそれを定義することができる。しかし、本発明による方法を用いることが好ましい。これは、以下のステップを含む。
本発明による鋼板は、上記の組成を有する、本発明による鋼の半製品、例えば、スラブ、薄いスラブ、又は帯を鋳造し、鋳造投入ストックをまず室温まで冷却し、次いで１０００℃を超える温度、好ましくは１１５０℃を超える温度、より好ましくは１２００℃を超える温度まで再加熱する方法により製造することが好ましく、又は鋳造半製品をこのような温度で、中間冷却なしに直接使用することができる。本発明のプロセスのための半製品はスラブと考えられる。
その後、再加熱したスラブは熱間圧延を受ける。熱間圧延仕上げ温度は７５０℃を超えなければならず、好ましくは７７０℃を超えなければならない。
熱間圧延後、帯は７２０℃未満、好ましくは３５０℃～７２０℃の温度で巻き取られなければならず、より好ましくは７００℃～４００℃で巻き取りが行われる。
熱間圧延鋼帯は室温まで冷却され、次いで酸洗が行われるか、又は任意の他のスケール除去プロセスが行われる。
次にこの熱間圧延鋼帯を圧下率３０％～９０％の間、好ましくは４０％～９０％の間で冷間圧延に供する。
冷間圧延後、冷間圧延鋼板は、８４０℃～１０００℃、好ましくは８５０℃～９７５℃、より好ましくは８５０℃～９２５℃に含まれる焼鈍温度まで、少なくとも１℃／秒、好ましくは３℃／秒を超える加熱速度で加熱し、かかる焼鈍温度で鋼帯を１０００秒未満、好ましくは６００秒未満の間保持し、鋼帯を少なくとも３℃／秒、より好ましくは少なくとも５℃／秒、さらにより好ましくは少なくとも１０℃／秒の速度で冷却することにより、焼鈍される。好ましくは、この焼鈍は連続的に行われる。
焼鈍温度及び時間を制御することにより、均熱中に二相構造を得ることができる。
このような焼鈍ステップの後、鋼板を室温～４８０℃の間の温度まで冷却し、任意に１００℃～４８０℃に保持して、１時間以下、好ましくは２０分未満、より好ましくは１０分未満の間過時効させることができる。その後、鋼板を室温まで冷却できる。
焼鈍後、鋼板は、任意に、腐食に対する防護を改善するために、金属被覆操作に供され得る。使用される被覆プロセスは、本発明の鋼に適合させたいずれのプロセスでもよい。電解蒸着又は物理蒸着を引用することができ、特にジェット蒸着に重点が置かれる。金属皮膜は、例えば、亜鉛又はアルミニウムをベースとすることができる。
好ましくは、アルミニウムベースの皮膜は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１％～８．０％のＭｇ、及び任意に０．１％～３０．０％のＺｎを含み、残余はＡｌである。
有利には、亜鉛ベースの皮膜は、０．０１～８．０％のＡｌ、任意に０．２～８．０％のＭｇを含み、残余はＺｎである。
本明細書に提示されている以下の試験、実施例、図示的例示及び表は、本質的に非制限的なものであり、例示のみを目的として考慮しなければならず、本発明の有利な特徴を示すものである。
組成の異なる鋼で作製された鋼板を表１にまとめ、全ての鋼について、リンの存在は常に１００ｐｐｍ未満であり、それぞれ表２に規定されたプロセスパラメータに従って鋼板を製造する。その後、表３は試験中に得られた鋼板の微細組織をまとめ、表４は得られた特性の評価結果をまとめたものである。
次いで、得られた試料を分析し、対応する微細組織要素及び機械的特性をそれぞれ表３及び４にまとめた。
表３は、本発明鋼及び参照試験の両方の微細組織組成を決定するためにＥＢＳＤ、ＸＲＤ、又はその他の顕微鏡のような異なる顕微鏡についての規格に従って実施された試験の結果をまとめたものである。ＥＢＳＤを用いて、デルタフェライト及びアルファ－フェライトの面積分率を測定される。所与の鋼試料について、１０００の倍率に対応する少なくとも４つの画像のＥＢＳＤ分析により、フェライト粒、それらの位置及びサイズを識別することが可能になる。粒径が１．８５μｍのカットオフ値を下回り、オーステナイト粒に隣接している全ての粒子をアルファフェライトとして数え、かかる粒子の対応する面積分率を決定する。残りのフェライト粒をデルタフェライトとして数え、かかる粒子の対応する面積分率を決定する。ＥＢＳＤを用いて、デルタフェライト、残留オーステナイト及びアルファフェライトの平均粒径も測定する。ＸＲＤを用いて残留オーステナイト面積率を測定し、表３に示す。
上記の表から、本発明による試験が全ての微細組織目標を満たすことがわかる。
表４は、発明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。
＜表４：試験の力学的特性＞
降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ及び一様伸びＵＥを、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定する。
降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ及び一様伸びＵＥを、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定する。
鋼の相対密度を決定するために、鋼試料の体積を片側にヘリウムを用いたガス置換ピクノメトリーによって測定し、その対応する質量を別の側で測定する。次いで、ｇ／ｃｍ３で表されるこの鋼の体積比当たりの質量を算出し、さらに１ｇ／ｃｍ３に相当する、４℃における水の体積比当たりの質量で割る。結果の値（単位なし）は、鋼の相対密度である。
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、全ての標的特性を示す唯一のものであることを示す。
Claims (14)
- 低密度冷間圧延焼鈍鋼板であって、重量で、以下、すなわち、
０．１２％≦炭素０．２５％、
３％≦マンガン≦１０％、
３．５％≦アルミニウム≦６．５％、
０％≦リン≦０．１％、
０％≦硫黄≦０．０３％、
０％≦窒素≦０．１％、
及び任意に以下の元素、すなわち、
０％≦ケイ素≦２％、
０．０１％≦ニオブ≦０．０３％、
０．０１％≦チタン≦０．２％、
０％≦モリブデン≦０．５％、
０％≦クロム≦０．６％、
０．０１％≦銅≦２．０％、
０．０１％≦ニッケル≦３．０％、
０％≦カルシウム≦０．００５％、
０％≦ホウ素≦０．０１％、
０％≦マグネシウム≦０．００５％、
０％≦ジルコニウム≦０．００５％、
０％≦セリウム≦０．１％
の１種以上を含み、残余は鉄及び不可避の不純物を含み、該鋼板は、面積分率で、６０％～９０％のデルタフェライト、０．６～２ミクロンの間の平均粒径を有する８％～３０％の残留オーステナイト、０．６～１．８５ミクロンの間の平均粒径を有する１．０％～１０％のアルファ－フェライト、ｘが厳密に１より小さい０％～２％のカッパ析出物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘを含む微細組織を有する、低密度冷間圧延焼鈍鋼板。 - 炭素の含有率が０．１３％～０．２％の間に含まれる、請求項１に記載の鋼板。
- マンガンの含有率が４％～９％の間に含まれる、請求項１又は２に記載の鋼板。
- 残留オーステナイトの含有率が９～２９％の間である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
- カッパ析出物の含有率が０％～１％の間である、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
- アルファ－フェライトの含有率が２％～１０％の間であり、０．６～１．２ミクロンの間の平均粒径を有する、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
- 金属皮膜で覆われている、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板の製造方法であって、以下のステップ
－ 請求項１～３に記載の組成のスラブを供給するステップ、
－ かかるスラブを１０００℃を超える温度で再加熱し、これを少なくとも７５０℃の最終圧延温度で熱間圧延するステップ、
－ 熱間圧延鋼板を７２０℃未満の温度で巻き取るステップ、
－ 該熱間圧延板を冷却するステップ、
－ 該熱間圧延鋼板を酸洗いするステップ、
－ 該熱間圧延鋼板を３０％～９０％の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
－ 冷間圧延鋼板を室温から８４０℃～１０００℃の焼鈍温度まで、少なくとも１℃／秒の加熱速度で加熱することにより該冷間圧延鋼板を焼鈍するステップ、
－ 次いで、１０００秒未満の間焼鈍を行うステップ、
－ 冷間圧延鋼板を４８０℃～室温までの冷却停止温度まで少なくとも３℃／秒の冷却速度で冷却し、任意に冷間圧延鋼板を１００℃～４８０℃の間に１～２００秒間保持するステップ、
－ その後、冷間圧延鋼板を室温まで冷却して、低密度冷間圧延焼鈍鋼板を得るステップ
を含む方法。 - 前記焼鈍温度が８５０℃～９７５℃の間に含まれる、請求項８に記載の方法。
- 前記巻取温度が３５０℃～７２０℃の間に含まれる、請求項８又は９に記載の方法。
- 前記焼鈍の保持時間が６００秒未満である、請求項８～１０のいずれか一項に記載の方法。
- 前記焼鈍の加熱速度が３℃／秒より大きい、請求項８～１１のいずれか一項に記載の方法。
- 最終被覆ステップをさらに含む、請求項８～１２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１～７のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項８～１４のいずれか一項に記載の方法により得られる鋼板の使用。
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