JP2024508018A - 平鋼製品、その製造方法、およびそのような平鋼製品の使用 - Google Patents

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スコパール，オルガ
パウル，ゲオルク
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Abstract

本発明は、冷間圧延平鋼製品に関し、その鋼基材は、７５０～９４０ＭＰａの引張強度、高強度、改善された溶接性および最適化された成形特性を有し、同時に低コストで製造することができる。本発明による冷間圧延平鋼製品は、質量パーセントで、Ｃ：０．０４０～０．１００％；Ｍｎ：２．１０～２．５０％；Ｓｉ：０．１０～０．４０％；Ｃｒ：０．３０～０．９０％；Ｔｉ：０．０２０～０．０８０％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％；Ｎ：０．００３～０．０１０％；Ａｌ：最大０．１０％；Ｃａ：最大０．００５％；Ｐ：最大０．０２５％；Ｓ：最大０．０１０％；場合により、以下の元素：Ｍｏ：最大０．２０％；Ｎｂ：最大０．０５０％；Ｃｕ：最大０．１０％；Ｖ：最大０．０２０％；Ｎｉ：最大０．１０％の１つまたは複数で構成される鋼からなり、残部は鉄および不可避不純物であり、不純物の総含有量は０．５質量％以下に制限され、リン（「Ｐ」）および硫黄（「Ｓ」）の含有量は不純物に属する。さらに、鋼基材は、１０～４０体積％のマルテンサイト、３０～９０体積％のベイナイト系フェライトを含むフェライト、５％以下の残留オーステナイト、製造に関連する不可避の他の構造成分である残部からなる二相構造を有する。

Description

本発明は、冷間圧延平鋼製品、その製造方法、および本発明による平鋼製品の使用に関する。
「平鋼製品」は、ここでは圧延製品として理解され、その長さおよび幅のそれぞれは、それらの厚さよりも実質的に大きい。これらには、特に鋼帯、鋼板、およびそれらから得られるプレカット部品、例えばブランクなどが含まれる。
本明細書では、特に明記しない限り、アロイング成分に関する情報は常に質量％で示される。
式または条件が本文で言及され、その中の値が特定のアロイング元素の割合を基にして計算または見出されている場合、特に明記しない限り、アロイング元素の考えられる割合は、これらの式または条件における質量％でそれぞれのケースにおいて示される。
特に自動車車体構造の分野では、高強度鋼に対する要求が存在し、同時に良好な成形性を有さなければならない。特に、複雑な形状に形成される部品の製造においては、例えば、穴広げ試験における良好な値によって定量化され得る、局所的な形状変化能力およびエッジクラック耐性に関して高い要求がある。
冷間圧延平鋼製品は、欧州特許第２０３１０８１Ｂ１号から知られており、それは、亜鉛ベースの防食コーティングで溶融めっきすることができ、２０～７０％のマルテンサイト、最大８％の残留オーステナイトからなり、フェライトおよび／またはベイナイトの残部を有する構造を有する。平鋼製品は、少なくとも９５０ＭＰａの引張強度を有し、Ｃ：０．０５０～０．１０５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：２．１０～２．８０％、Ｃｒ：０．２０～０．８０％、Ｔｉ：０．０２～０．１０％、Ｂ：＜０．００２０％、Ｍｏ：＜０．２５％、Ａｌ：＜０．１０％、Ｃｕ：最大０．２０％、Ｎｉ：最大０．１０％、Ｃａ：最大０．００５％、Ｐ：最大０．２％、Ｓ；最大０．０１％、Ｎ：最大０．０１２％（重量％）、ならび残部としての鉄および不可避不純物からなる鋼からなる。
この種の鋼の概念は、構造成分間の著しい強度差に起因する低い弾性限界比によって特徴付けられる。
実際には、上記で説明したタイプの平鋼製品は特に高い強度を有するが、それらの加工性を害するエッジクラックを形成する傾向があることが見出されている。さらに、そのような平鋼製品は、溶接に対する適合性をさらに改善する必要がある。
欧州特許第２０３１０８１Ｂ１号
この背景に対向して、高強度、改善された溶接性、および最適化された成形特性を有する鋼基材を有し、費用効果的に製造することができる平鋼製品を開発する必要がある。
さらに、そのような平鋼製品を製造する方法および使用も明記され、本発明による平鋼製品は、特にそれらに適しているものとする。
この必要性に対処するために提案された製品は、請求項１に記載の特徴を少なくとも有する。
本発明による製品の費用効果的な製造を可能にする方法は、請求項９に記載されている。そのような製品は、特に亜鉛（「Ｚｎ」）をベースとする防食コーティングを用いる、請求項８に示す方法で提供することができる。
この場合、ここで説明されるように本発明による方法ならびにその変形および拡張の可能性を実施する場合、当業者が本例で明示的に言及されていない作業工程を追加することは明らかなはずであり、それは、彼らの実務経験に基づいて、そのような方法を実行する場合に通常適用されることが知られている。
したがって、本発明による平鋼製品の鋼基材は、Ｃ：０．０４０～０．１００％、Ｍｎ：２．１０～２．５０％、Ｓｉ：０．１０～０．４０％、Ｃｒ：０．３０～０．９０％、Ｔｉ：０．０２０～０．０８０％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％、Ｎ：０．００３～０．０１０％、Ａｌ：０．１０％まで、Ｃａ：０．００５％まで、Ｐ：０．０２５％まで、Ｓ；０．０１０％まで、Ｍｏ：０．２０％まで、Ｎｂ：０．０５０％まで、Ｃｕ：０．１０％まで、Ｖ：０．０２０％まで、Ｎｉ：０．１０％まで（質量％）、ならびに残部としての鉄および不可避不純物からなる鋼から製造される。
この場合、本発明による平鋼製品の鋼基材は、１０～４０体積％のマルテンサイト、３０～９０体積％のフェライト（ベイナイト系フェライトを含む）、５％以下の残留オーステナイト、および残部としての、製造プロセスに起因する不可避の他の構造成分からなる二相構造を有し、このような他の構造成分は、構造の他の成分の分率の合計が１００％未満である場合にのみ存在する。
本発明に従って提供されるそれぞれのアロイング成分の分率は、以下のように決定され、以下の説明はそれぞれ、本発明による１つの平鋼製品のみが議論される場合の本発明による平鋼製品の鋼基材の組成にも言及する。
本発明による平鋼製品は、０．０４０～０．１００質量％の炭素（「Ｃ」）を含む。Ｃの分率が０．０４０質量％未満の場合、強度が大幅に低下する。本発明に従って提供される０．１００重量％の最大炭素分率は、鋼の良好な溶接性に関して選択された。さらに、炭素分率が０．１００重量％を超えると、より硬い炭素豊富マルテンサイト相の形成をもたらし、それによりマルテンサイトとフェライトとの間の硬度の差が著しく増加する。これは、本発明による平鋼製品の穴広げ挙動および溶接性に悪影響を及ぼす。本発明による平鋼製品の鋼中のＣの存在のプラスの効果は、Ｃ分率が０．０５質量％以上、０．０８質量％以下である場合、特に十分に活用され得る。
ケイ素（「Ｓｉ」）は、Ｓｉがフェライトに及ぼす硬化効果によって強度を高めるために、本発明による平鋼製品中に０．１０～０．４０質量％の分率で含有される。Ｓｉ分率の上限は、鋼のコーティング性および表面特性に悪影響を及ぼし得る粒界酸化を回避するために、０．４０質量％である。
２．１０～２．５０質量％の分率のマンガン（「Ｍｎ」）は、アニーリングラインの冷却中に本発明による平鋼製品中のパーライトの形成を確実に防止する。同時に、本発明に従って決定された分率のＭｎは、構造中のマルテンサイトの形成を媒介し、したがって強度の増加に実質的に寄与する。とりわけ、本発明に従って提供されるＭｎ分率は、本発明に従って比較的低い値に設定されたＣ分率の結果として別途予想される、強度の損失を補う。Ｍｎ分率は、２．２０質量％以上、２．４０質量％以下であることが好ましい。
鋼製造中の脱酸には、アルミニウム（「Ａｌ」）を最大０．１０質量％の分率で要する。
鋼製造中に鋼を脱酸するために、本発明による平鋼製品の鋼にカルシウム（「Ｃａ」）を最大０．００５質量％の分率で同様に添加することができる。この効果は、少なくとも０．０００５質量％のＣａを添加することによって達成され得る。
クロム（「Ｃｒ」）も同様に、本発明による平鋼製品の鋼中の強度を高めるのに役立つ。この目的のためには、少なくとも０．３０質量％、特に少なくとも０．４０質量％のＣｒ分率が必要である。顕著な粒界酸化のリスクを低減するために、本発明に従ってＣｒ分率について指定される範囲の上限は、０．９０質量％まで、特に０．８０質量％までに制限される。クロム分率が０．８０質量％を超える場合、本発明により得られる平鋼製品の製造方法は、本発明による平鋼製品の所望の二相構造および所望の機械的特性を確実な方法で得るために、少なくとも８４０℃のアニーリング温度ＧＴが設定されるように実施されるべきである。
同様に微細なＴｉ析出物、例えばＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）析出物の形成によって強度を改善し、微粒子状構造を得るために、本発明による平鋼製品の鋼中にチタン（「Ｔｉ」）が０．０２０～０．０８０質量％の分率で提供される。この効果を特に確実に達成するために、少なくとも０．０３０質量％のＴｉ分率が提供され得る。本発明に従って提供されるＴｉ分率によって可能になる析出量は、とりわけ、本発明による鋼を特徴付ける機械的特性の最適な組み合わせに寄与する。本発明による平鋼製品の鋼中のＴｉの存在のプラスの影響は、Ｔｉ分率が０．０７質量％以下である場合、特に効果的に活用され得る。
本発明による平鋼製品の鋼中のＴｉの効果は、Ｔｉを本発明による平鋼製品の鋼のそれぞれのＮ分率およびＢ分率の１１倍以下に相当する量で添加することによって、さらに援助され得る。したがって、この実施形態では、以下のＴｉ分率の％Ｔｉが適用される：
％Ｔｉ≦１１×（％Ｎ＋％Ｂ）
式中、％Ｎ＝所与のＮ分率であり、％Ｂ＝所与のＢ分率である。Ｔｉ分率をこのように制限することにより、最適な量のＴｉ析出物が得られ、同時に、成形性に悪影響を及ぼす窒化ホウ素の形成が防止される。
ホウ素（「Ｂ」）は、本発明による平鋼製品の、一方では強度を高めるが、他方では成形性を低下させないために、本発明による平鋼製品の鋼中に０．０００５～０．００２０質量％の分率で存在する。
Ｔｉが構造中のアロイング元素として作用し、Ｎと完全には結合しないように、窒素（「Ｎ」）分率を本発明による平鋼製品の鋼中で０．０１０質量％までに制限する。構造中に十分な量のＴｉ（Ｃ、Ｎ）析出物を確保するために、少なくとも０．００３質量％の分率のＮが提供される。
本発明による平鋼製品の鋼では不純物が許容される。それらは、本発明による平鋼製品の実用的で経済的な製造において技術的に不可避であるが、非常に少量に抑えられているので本発明による平鋼製品の所望の特性に悪影響を及ぼさない。
不純物には、リン（「Ｐ」）および硫黄（「Ｓ」）の分率が含まれる。Ｐの分率は、溶接性の低下を回避するために、０．０２５質量％まで、特に０．０１５質量％未満に制限される。Ｓ分率は、本発明による鋼の引張特性に悪影響を及ぼすＭｎＳおよび／または（Ｍｎ／Ｆｅ）Ｓの形成を回避するために、最大で０．０１０質量％に制限される。
不純物の総分率は、本発明による平鋼製品の鋼中で０．５質量％以下に制限され、不純物の合計が０．３質量％以下であると、平鋼製品の特性の低下が特に確実に回避される。
本発明による鋼には場合により、最大０．２０質量％のモリブデン（「Ｍｏ」）、最大０．０５０質量％のニオブ（「Ｎｂ」）、最大０．１０質量％の銅（「Ｃｕ」）、最大０．０２０質量％のバナジウム（「Ｖ」）および最大０．１０質量％のニッケル（「Ｎｉ」）を添加することができる。これらの元素の分率は、本発明による平鋼製品の特性にわずかな影響しか及ぼさないように制限される。したがって、それらはまた、技術的意味で「０％」、すなわち、不純物と見なすことができるほど低くてもよく、本発明による平鋼製品においていかなる効果ももたらさない。
本発明による平鋼製品の鋼の組成の、本発明による記載された調整の結果として、７５０～９４０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、４４０～６５０ＭＰａの弾性限界、および１３％を超える破断伸びＡ８０を有し、エッジクラック性向が最小限に抑えられた特に良好な成形特性、および同様に良好な溶接性を特徴とする、二相鋼からなる平鋼製品を提供することが可能である。引張強度Ｒｍ、弾性限界Ｒｐ０．２、および破断伸びＡ８０は、それぞれＤＩＮ ＩＳＯ ６８９２に従って決定される（長手引張方向；試料形態２）。
本発明と、例えば欧州特許第２０３１０８１Ｂ１号から知られている冒頭に記載された従来技術との間の本質的な違いは、マルテンサイト相およびフェライト相への硬度値の分布、ならびに大量の微細な析出物を特徴とする、本発明による平鋼製品の構造の１つの析出状態にある。この構造状態は、主に、本発明に従って限定される炭素分率、ならびにＴｉおよびＢ量の一定の添加によって達成することができる。このようにして、穴広げ試験における変形勾配が増加する、平均を上回る強固な挙動が達成される。
本発明による平鋼製品の構造中のマルテンサイト、およびベイナイト系フェライトを含むフェライトの分率は、画像分析によって定量化される。
本発明による合金選択の結果として、本発明による平鋼製品の構造中のマルテンサイト分率は、４０体積％以下に制限され、必要な強度を確保するために、少なくとも１０体積％のマルテンサイトが存在する。
本発明による平鋼製品の構造の残部は、５体積％以下の残留オーステナイト分率の他は主にフェライトであり、これは、９０体積％以下であり得、少なくとも３０体積％であるベイナイト系フェライトを含む。
本発明による平鋼製品は、２０％を超える穴広げ率ＨＥＲ（ＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０に従って測定）および３３ｍｍを超える最大引き抜き深さ（１００ｍｍ半球型ダイを用いた限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験で測定）での高い値に現れる、特に良好な成形特性を示す。これらは早期の局所焼入れによって達成され、それは、この強度クラスの同等の商品よりも高度であり、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １０２７５：２０１４に従って０．２％～２．２％の弾性区間で測定される少なくとも０．２２％の引張歪硬化指数ｎに反映される。
それらの特有の特性によって、本発明による平鋼製品は、特に軸方向荷重コンポーネント、例えば縦材および横材の製造、または耐曲げ荷重コンポーネント、例えばＢピラー、Ｂピラー補強材、もしくは自動車車体のシルの製造に適している。
本発明にしたがって、本発明により得られる冷間圧延平鋼製品は、少なくとも以下の作業工程を行うことによって製造することができる：
ａ）Ｃ：０．０４０～０．１００質量％、Ｍｎ：２．１０～２．５０質量％、Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、Ａｌ：最大０．１０質量％、Ｃｒ：０．３０～０．９０質量％、Ｔｉ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％、Ｃａ：最大０．００５質量％、Ｐ：最大０．０２５質量％、Ｓ；最大０．０１０質量％、Ｎ：０．００３～０．０１０質量％、および場合により最大０．２０質量％のＭｏ、最大０．０５０質量％のＮｂ、最大０．１０質量％のＣｕ、最大０．０２０質量％のＶ、および最大０．１０質量％のＮｉ、ならびに残部としての鉄および不可避の不純物を含む鋼溶融物を溶融する工程；
ｂ）溶融物を鋳造してスラブまたは薄スラブなどの前駆体を作製する工程、
ｃ）８５０～９８０℃の熱間圧延終了温度で前駆体を熱間圧延して熱間圧延帯を作製する工程；
ｄ）４８０～６５０℃のコイリング温度で熱間圧延帯をコイル化する工程；
ｅ）熱間圧延帯を酸洗いする工程；
ｆ）熱間圧延帯を冷間圧延して、合計冷間圧延率が２５～７０％の冷間圧延平鋼製品を形成する工程；
ｇ）７８０～９２０℃のアニーリング温度ＧＴの連続炉内で冷間圧延平鋼製品をアニーリングする工程；
ｈ）アニーリング温度ＧＴに加熱された冷間圧延平鋼製品を３８０～５００℃の冷却終了温度ＫＥＴに冷却する工程であって、
アニーリング温度ＧＴに加熱された冷間圧延平鋼製品が、２つの工程で冷却終了温度ＫＥＴに冷却され、冷間圧延平鋼製品が、その冷却の第１の工程において所与のアニーリング温度ＧＴから、７５０～６２０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、１．５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において中間温度ＺＴから所与の冷却終了温度ＫＥＴまで、冷却速度ＡＲ２で冷却され、その場合にＡＲ２＞４×ＡＲ１が適用され、
または
アニーリング温度ＧＴに加熱された冷間圧延平鋼製品が、２つの工程で冷却終了温度ＫＥＴまで冷却され、冷間圧延平鋼製品がその冷却の第１の工程において、所与のアニーリング温度ＧＴから、７００～４５０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において、中間温度ＺＴから所与の冷却終了温度ＫＥＴまで冷却速度ＡＲ２で冷却され、その場合にＡＲ２＜（ＡＲ１）／３が適用される工程；
ｉ）任意で、冷間圧延平鋼製品を冷却終了温度ＫＥＴから、４５０～４９０℃の浴入口温度ＢＴまで冷却または加熱する工程、および亜鉛または亜鉛合金からなり、少なくとも７５重量％のＺｎ分率を有する溶融浴に通して搬送する工程；
ｊ）出現する冷間圧延平鋼製品を室温まで冷却する工程、および／または冷間圧延平鋼製品を冷却終了温度ＫＥＴから室温まで冷却する工程；
ｋ）任意で、最大２％、好ましくは０．２～０．７％のスキンパス率で冷間圧延平鋼製品をスキンパス圧延する工程。
本発明に従って合金化された溶融物の溶融は、溶融物を鋳造して、典型的にはスラブまたは薄スラブである前駆体を製造することができるように、従来の方法で行うことができる（作業工程ａ）およびｂ）。この場合のスラブは、典型的には１８０ｍｍ～２６０ｍｍの厚さを有するが、薄スラブの厚さは、典型的には約４０ｍｍ～６０ｍｍである。
前駆体の熱間圧延は、同様に、先行技術から知られている組立物上で従来の方法で行うことができる。熱間圧延終了温度は、８５０～９８０℃、好ましくは８８０～９５０℃に設定される。
熱間圧延後、得られた熱間圧延帯は、４８０～６５０℃のコイリング温度まで冷却され、この温度でコイルに巻き取られる。特に信頼できるコイリング温度の範囲は、５００℃以上かつ６００℃以下に限定される。コイリング温度が６００℃を超えると、平鋼製品の表面品質を悪化させる粒界酸化のリスクが増加する。コイリング温度が５００℃未満であると、熱間圧延帯の強度が大きく低下し、その後の成形において困難をもたらす。コイル化熱間圧延平鋼製品は、コイルで室温まで冷却される。
その後、任意選択的に平鋼製品をデスケーリングすることができる。この目的のために、例えば、平鋼製品に付着したスケールを除去する酸洗装置を通過させることができる。
次いで、任意選択でデスケーリングされた熱間圧延帯を冷間圧延して冷間圧延平鋼製品を形成し、冷間圧延の過程で達成される総冷間圧延率ＫＧ（［冷間圧延前の平鋼製品の厚さ－冷間圧延後の平鋼製品の厚さ］／冷間圧延前の平鋼製品の厚さ］×１００％）は、２５～７０％である。
本発明による平鋼製品が溶融めっきコーティングによって亜鉛ベースの防食層でコーティングされる場合、冷間圧延平鋼製品は、作業工程ａ）～ｆ）に従って製造することができ、次いで以下の作業工程を連続的な流れで完了することができる：
ｇ）冷間成形後に十分な量の再結晶を達成するために、冷間圧延平鋼製品を７８０～９２０℃のアニーリング温度ＧＴの連続炉内でアニーリングする工程。ここで、アニーリング温度を８１０～８９０℃に設定すると、アニーリングの最適な結果が得られる。平鋼製品がアニーリング温度ＧＴでアニーリング炉内に保持される典型的なアニーリング時間Ｇｔは、１０～１０００秒である。
ｈ）アニーリング温度ＧＴに加熱された冷間圧延平鋼製品を３８０～５００℃の冷却終了温度ＫＥＴに冷却する工程。
この冷却は、以下の２つの工程で行われる：
第１の方法の変形にしたがって、冷間圧延平鋼製品は、その冷却の第１の工程において、所与のアニーリング温度ＧＴから、７５０～６２０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、１．５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において、中間温度ＺＴから所与の冷却終了温度ＫＥＴまで、冷却速度ＡＲ２で冷却され、この場合に、ＡＲ２＞４×ＡＲ１が適用される。
第２の方法の変形にしたがって、他方で冷間圧延平鋼製品は、その冷却の第１の工程において、所与のアニーリング温度ＧＴから、７００～４５０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において、中間温度ＺＴから所与の冷却終了温度ＫＥＴまで、冷却速度ＡＲ２で冷却され、この場合に、ＡＲ２＜（ＡＲ１）／３が適用される。
第１および第２の工程におけるそれぞれの冷却速度の選択は、本発明による平鋼製品の所望の構造形成を達成する。
ｉ）冷間圧延平鋼製品を冷却終了温度ＫＥＴから、４５０～４９０℃の浴入口温度ＢＴまで冷却および／または加熱し、亜鉛または亜鉛合金からなる溶融浴を通して冷間圧延平鋼製品を搬送し、溶融浴から出るときに、平鋼製品上に形成される層の厚さを調整する工程。溶融浴の組成は従来の方法で選択することができ、溶融浴は純粋な亜鉛溶融物であり得るか、または少なくとも７５重量％のＺｎからなる。
ｊ）溶融浴から現れる冷間圧延平鋼製品を室温まで冷却する工程。
本発明による冷間圧延平鋼製品をコーティングしないままにする、または電解コーティングする場合、連続炉内で７８０～９２０℃の範囲のアニーリング温度で、１０～１０００秒のアニーリング時間Ｇｔでアニーリング処理が行われる。続いて、加熱された冷間圧延平鋼製品は、アニーリング温度ＧＴまで加熱された冷間圧延平鋼製品の冷却終了温度ＫＥＴへの冷却が２つの工程で行われるように、３８０～５００℃の範囲の冷却終了温度ＫＥＴまで冷却され、冷間圧延平鋼製品は、その冷却の第１の工程において所与のアニーリング温度ＧＴから、７００～４５０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において、中間温度ＺＴから所与の冷却終了温度ＫＥＴまで冷却速度ＡＲ２で冷却され、この場合、ＡＲ２＜（ＡＲ１）／３が適用される。この後、冷間圧延平鋼製品を室温まで冷却する。
任意選択的に、得られた冷間圧延平鋼製品は、防食コーティングの有無にかかわらず、その機械的特性、その表面特性、およびその寸法精度を最適化するために、さらにスキンパス圧延に供することができる。この目的のために、最大２％、特に０．２～０．７％の成形率（「スキンパス率」）で成功が証明されている。
材料が材料破損に及ぶことを示す図である。 フランジ領域からの材料の流れが完全に防止されることを示す図である。 変換に従って達成された穴広げを、各ケースにおいて中心面に対して使用される成形パンチの開口角度の関数として示す図である。
［実施例］
本発明は、例示的な実施形態を参照して以下により詳細に説明される。
本発明を試験するために、１０個の溶融物Ａ～Ｊを溶融し、その組成を表１に示す。溶融物Ａ～Ｊを従来の連続鋳造プラントでスラブに鋳造し、続いて熱間圧延して熱間圧延帯を形成し、コイル化してコイルを形成し、室温に冷却した。続いて、熱間圧延帯は、酸洗され、総冷間圧延率ＫＧで冷間圧延されて、冷帯として存在する冷間圧延平鋼製品を形成する。
このようにして得られた冷間圧延平鋼製品をＺｎベース防食コーティングでコーティングするために、冷間圧延平鋼製品を所与のアニーリング温度ＧＴで所与のアニーリング時間Ｇｔにわたってアニーリングした。アニーリング温度ＧＴから開始して、冷間圧延平鋼製品を冷却終了温度ＫＥＴまで冷却した。この目的のために、平鋼製品の冷却は、１つの工程または２つの工程で行われ、冷却は、冷却の第１の工程において冷却速度ＡＲ１で中間温度ＺＴまで進行し、次いで冷却の第２の工程において中間温度ＺＴから始まり、冷却速度ＡＲ２で冷却終了温度ＫＥＴまで進行した（表２）。
冷却された冷間圧延平鋼製品は、続いて浴入口温度ＢＴまで加熱または冷却され、少なくとも７５％のＺｎからなる溶融浴を通って運ばれる。溶融めっきによってこのようにして冷間圧延平鋼製品上に塗布される防食コーティングの厚さは、平鋼製品が溶融浴から出る際に過剰のコーティング材料を吹き飛ばすことによる従来の方法で調整された。
水または空気によって従来通り室温へ冷却した後、防食コーティングを施された冷間圧延平鋼製品をスキンパス圧延に供し、それらを０．２～０．７％のスキンパス率でスキンパス圧延した（スキンパス率＝［（スキンパス圧延前の平鋼製品の厚さ－スキンパス圧延後の平鋼製品の厚さ）／スキンパス圧延前の平鋼製品の厚さ］×１００％）。
このようにして得られた冷間圧延平鋼製品について、引張強度Ｒｍ、弾性限界Ｒｐ０．２および伸びＡ８０、ならびにＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０による穴広げ率ＨＥＲを、ＤＩＮ ＩＳＯ ６８９２に従って決定した（長手引張方向、試料形態２）。フェライトＦおよびマルテンサイトＭの構造分率は、ＤＩＮ ５０６０１：１９８５－０８に従って光学顕微鏡を使用して決定された。残りの構造は、存在する場合、少量のベイナイトおよび残留オーステナイトからなっていた。後者は、リートベルト法を用いて、ＤＩＮ ＥＮ １３９２５（２００３．０７）に従って標準定量相分析によって決定した。これらの特性を表３に示す。
本発明による、成形性および穴広げ挙動に関する特定の効果を実証するために、ＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０に従って実施される穴広げ率ＨＥＲの試験以外に以下の試験が実施される。
本発明による合金概念を用いて製造された少なくとも７５０ＭＰａの引張強度Ｒｍを有する鋼帯は、円錐の角度を縮小させる穴広げ試験について、０ｍｍ～５ｍｍに近い幅の穿孔の領域の形状変化分布に目標とする様式で影響を及ぼすために、１８０°～５０°の範囲で円錐の角度を変化させて試験を実施した場合、測定された穴広げにおいて平均を上回る増加が達成されるという事実を特徴とする。
これらの試験では、穿孔は機械的剪断切断によってもたらされる。全ての試料に対して同一の切断パラメータが設定される。切断間隙の幅は、試験される平鋼製品の厚さの９～１５％の範囲である。同じように打ち抜かれた穿孔を使用することにより、切断プロセスによる影響が排除され、すべての打ち抜き形状について同じ条件が達成される。
材料の破損は、刃先の領域におけるシート厚さ全体にわたる狭窄またはクラックによって特徴付けられる。ＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０による試験と比較して著しく大きい２０ｍｍの穿孔の直径では、１．０～２．０ｍｍの典型的なシート厚さ範囲におけるシート厚さの影響は比較的低い。種々の打ち抜きの達成された穴広げ値は、金属シートの中心面への幾何学的変換によってより容易に比較される。エッジ上の「単軸引張力」を仮定し、測定された穴広げを使用すると、シート厚さ減少は、表４に示す関係に従って見出すことができる。
シート厚さ、エッジ［ｍｍ］＝当初のシート厚さ×ｅ（－０．５＊ＬＮ（（ＨＥＲ／１００）＋１））、
中心面［ｍｍ］O＝破損時の穿孔辺O＋２×ＣＯＳ（円錐角度／２）×板金厚さ、エッジ／２、
中心面ＨＥＲ［％］＝［（中心面O ＨＥＲ－出口O）／出口O］×１００％
（図１も参照されたい）。
上記の方式で行われた穴広げ実験において生じる効果は、ＦＥ分析によって検出することができる。破損の瞬間および／または可能性ある最大拡張は、映像分析によって決定される。この目的のために、プロセスは、カメラによって上方から中心で観察される。テレセントリックレンズを使用することにより、穴の拡張および／または所与の穴を画定する内縁の直径を、破損の瞬間の前に測定し、出口直径に関して穴の拡張の割合として計算することができる。この目的のために、ビデオフィルムの画像周波数は、１ｍｍ／ｓのパンチ速度について、パンチ軌道１ｍｍ当たり少なくとも１０画像である。
また、延伸成形領域での全体的な成形性を評価するために、限界ドーム高さ試験（ＬＤＨ試験）で引き抜き深さを分析した。この試験では、図２に概略的に示すように、形成中にフランジ領域からの材料の流れが完全に防止され、材料は、材料破損に及ぶ（図１参照）O１００ｍｍの半球形パンチ（Ｎａｋａｚｉｍａ ｔｏｏｌ）と共に形成される。押さえ力は４００ｋＮ、引き抜き速度は１．０ｍｍ／ｓｅｃ（＋／－０．２）に設定した。
図３は、上記で説明した変換に従って達成された穴広げを、各ケースにおいて中心面に対して使用される成形パンチの開口角度の関数として示す図を示す。試験される金属シートは、それぞれ厚さ１．５ｍｍであった。１つの群は、本発明に従って表１の溶融分析Ａに従って構成された鋼からなった（関連する値は、点線で互いに接続された円によって図２に複写されている）。他の群は、「ＤＰ８００－ＤＨ」という名称で入手可能な従来の鋼からなり、それは質量％で、０．１５７％のＣ、１．９８％のＭｎ、０．１１４％のＳｉ、０．３２４％のＡｌ、０．１０６％のＣｒ、０．００４％のＴｉ、０．０００２％のＢ、０．０１２％のＰ、０．００１％のＳ、０．００３８％のＮ、０．０２％のＭｏ、０．０２２％のＮｂ、０．０１％のＣｕ、０．００１％のＶ、０．０２％のＮｉ、ならびに残部としての鉄および不可避の不純物からなる。本発明による材料からなる板金試料で達成された穴の拡張は、従来の鋼からなる板金試料の場合よりも明らかに良好であった。
Figure 2024508018000001
Figure 2024508018000002
Figure 2024508018000003
Figure 2024508018000004

Claims (12)

  1. ７５０～９４０ＭＰａの引張強度を有する冷間圧延平鋼製品であって、その鋼基材が、質量％で
    －Ｃ：０．０４０－０．１００％、
    Ｍｎ：２．１０－２．５０％、
    Ｓｉ：０．１０－０．４０％、
    Ｃｒ：０．３０－０．９０％、
    Ｔｉ：０．０２０－０．０８０％、
    Ｂ：０．０００５－０．００２０％、
    Ｎ：０．００３－０．０１０％、
    Ａｌ：最大０．１０％、
    Ｃａ：最大０．００５％、
    Ｐ：最大０．０２５％、
    Ｓ：最大０．０１０％、
    場合により、以下の元素のうちの１つ以上：
    Ｍｏ：最大０．２０％、
    Ｎｂ：最大０．０５０％、
    Ｃｕ：最大０．１０％、
    Ｖ：最大０．０２０％、
    Ｎｉ：最大０．１０％
    および残部としての鉄および不可避の不純物からなる鋼からなり、不純物の総分率が０．５質量％以下に制限され、リン（「Ｐ」）および硫黄（「Ｓ」）の分率が前記不純物に属し、
    －１０～４０体積％のマルテンサイト、ベイナイト系フェライトを含む３０～９０体積％のフェライト、５％以下の残留オーステナイト、および製造プロセスによる不可避の他の構造成分の残部からなる二相構造を有する、冷間圧延平鋼製品。
  2. ０．２～２．２％の膨張区間で測定された歪硬化指数ｎが少なくとも０．２２％であることを特徴とする、請求項１に記載の平鋼製品。
  3. ％ＴｉでのＴｉ分率について、
    ％Ｔｉ≦１１×（％Ｎ＋％Ｂ）
    が適用され、式中、％Ｎ＝所与のＮ分率であり、％Ｂ＝所与のＢ分率であることを特徴とする、請求項１～２のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  4. その引張強度Ｒｍが７８０～９００ＭＰａであり、その弾性限界Ｒｐ０．２が４４０～６５０ＭＰａであり、その破断伸びＡ８０が１３％超である（いずれの場合もＤＩＮ ＩＳＯ ６８９２（長手引張方向、試料形態２）に従って決定）ことを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  5. ＤＩＮ ＩＳＯ １６６３０に従って決定された２０％を超える穴広げ率ＨＥＲを有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  6. １８０°の円錐パンチでの前記穴広げ率ＨＥＲが少なくとも１５％であり、５０°の円錐パンチでの穴広げ率ＨＥＲが少なくとも２５％であることを特徴とする、請求項５に記載の平鋼製品。
  7. ＬＤＨ試験で決定された、３３ｍｍを超える引き抜き深さを有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  8. 溶融めっきコーティングまたは電解コーティングによって塗布された腐食防止層でコーティングされていることを特徴とする、請求項１～７のいずれか一項に記載の平鋼製品。
  9. 以下の作業工程を含む、請求項１～８のいずれか一項に従って形成される冷間圧延平鋼製品の製造方法：
    ａ）Ｃ：０．０４０～０．１００質量％、Ｍｎ：２．１０～２．５０質量％、Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、Ａｌ：最大０．１０質量％、Ｃｒ：０．３０～０．９０質量％、Ｔｉ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｂ：０．０００５～０．００２０質量％、Ｃａ：最大０．００５質量％、Ｐ：最大０．０２５質量％、Ｓ；最大０．０１０質量％、Ｎ：０．００３～０．０１０質量％、最大０．２０質量％のＭｏ、最大０．０５０質量％のＮｂ、最大０．１０質量％のＣｕ、最大０．０２０質量％のＶ、および最大０．１０質量％のＮｉ、ならびに残部としての鉄および不可避の不純物を含む鋼溶融物を溶融する工程；
    ｂ）前記溶融物を鋳造してスラブまたは薄スラブなどの前駆体を作製する工程、
    ｃ）８５０～９８０℃の熱間圧延終了温度で前記前駆体を熱間圧延して熱間圧延帯を作製する工程；
    ｄ）４８０～６５０℃のコイリング温度で前記熱間圧延帯をコイル化する工程；
    ｅ）前記熱間圧延帯を酸洗いする工程；
    ｆ）前記熱間圧延帯を冷間圧延して、合計冷間圧延率が２５～７０％の冷間圧延平鋼製品を形成する工程；
    ｇ）７８０～９２０℃のアニーリング温度ＧＴの連続炉内で前記冷間圧延平鋼製品をアニーリングする工程；
    ｈ）前記アニーリング温度ＧＴに加熱された前記冷間圧延平鋼製品を３８０～５００℃の冷却終了温度ＫＥＴに冷却する工程であって、
    前記アニーリング温度ＧＴに加熱された前記冷間圧延平鋼製品が、２つの工程で冷却終了温度ＫＥＴに冷却され、前記冷間圧延平鋼製品が、その冷却の第１の工程において前記所与のアニーリング温度ＧＴから、７５０～６２０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、１．５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において前記中間温度ＺＴから前記所与の冷却終了温度ＫＥＴまで、冷却速度ＡＲ２で冷却され、その場合、ＡＲ２＞４×ＡＲ１が適用され、
    または
    前記アニーリング温度ＧＴに加熱された前記冷間圧延平鋼製品が、２つの工程で冷却終了温度ＫＥＴまで冷却され、前記冷間圧延平鋼製品がその冷却の第１の工程において、前記所与のアニーリング温度ＧＴから、７００～４５０℃の範囲にある中間温度ＺＴまで、５Ｋ／ｓを超える冷却速度ＡＲ１で冷却され、第２の工程において、前記中間温度ＺＴから前記所与の冷却終了温度ＫＥＴまで冷却速度ＡＲ２で冷却され、その場合、ＡＲ２＜（ＡＲ１）／３が適用される工程；
    ｉ）任意で、前記冷間圧延平鋼製品を前記冷却終了温度ＫＥＴから、４５０～４９０℃の浴入口温度ＢＴまで冷却または加熱する工程、および亜鉛または亜鉛合金からなり、少なくとも７５重量％のＺｎ分率を有する溶融浴に通して搬送する工程；
    ｊ）出現する前記冷間圧延平鋼製品を室温まで冷却する工程、および／または前記冷間圧延平鋼製品を前記冷却終了温度ＫＥＴから室温まで冷却する工程；
    ｋ）任意で、最大２％、好ましくは０．２～０．７％のスキンパス率で前記冷間圧延平鋼製品をスキンパス圧延する工程。
  10. 前記コイリング温度が５００～６００℃であることを特徴とする、請求項９に記載の方法。
  11. 前記アニーリング温度ＧＴが８１０～８９０℃であることを特徴とする、請求項９または１０に記載の方法。
  12. 軸方向応力を受けるコンポーネント、例えば縦材および横材を製造するための、または曲げ応力を受けるコンポーネント、例えば自動車車体のＢピラー、Ｂピラー補強材、もしくはシルを製造するための、請求項１～８のいずれか一項に従って得られる冷間圧延平鋼製品の使用。
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