JP2024528666A - 良好な耐残留オーステナイト分解性を有する自動車用途の高強度冷間圧延鋼ストリップ板 - Google Patents

良好な耐残留オーステナイト分解性を有する自動車用途の高強度冷間圧延鋼ストリップ板 Download PDF

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Abstract

本発明は、高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板であって、０．１５～０．２５のＣ、０．３～０．５のＳｉ、２．０～３．０のＭｎ、０．５～１．０のＡ１、０．００５～０．５のＣｒを含む鋼組成（ｗｔ％）と、熱的安定性θ＞０、（ここでθ＝６８－５００×Ｃ＋４×Ｍｎ＋６０×Ａ１－２２×Ｓｉであり、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの含有率は重量％である）、及び機械的安定性（ｋｐ）５～３５と、下記条件、すなわち引張強度（Ｒｍ）≧９８０ＭＰａ、及び任意には下記条件、すなわち降伏強度（Ｒｐ０．２）≧４００ＭＰａ、降伏比（Ｒｐ０．２／Ｒｍ）≦０．６５、全伸び（Ａ２５）≧１０％を満たす機械特性と、残留オーステナイト（ＲＡ）≧８％を含む微細構造と、を有する高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板に関する。本発明はまた、鋼ストリップ又は板を製造する方法、及び鋼板を含む自動車用構造部品に関する。

Description

本発明は、自動車用途に適した高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板に関する。具体的には、本発明は、引張強度が少なくとも９８０ＭＰａであり且つ良好な耐残留オーステナイト分解性を有する冷間圧延鋼ストリップ又は板に関する。
種々様々な用途において、強度レベルを高めることが、具体的には自動車産業における軽量構造のための前提条件である。それというのも車体質量を軽減する結果として燃費が低減されるからである。
車体部品はしばしば鋼板から打ち抜かれ、薄板の複雑構造部材を形成する。しかしながら、このような部品を従来の高強度鋼から製造することはできないのは、複雑な構造部品の成形性が非常に低いためである。このような理由から、多相変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）が、特に車体構造部品において使用するために、近年多大な関心を集めている。
ＴＲＩＰ鋼は多相微細構造を有しており、この多相微細構造は準安定の残留オーステナイト相を含み、この準安定の残留オーステナイト相はＴＲＩＰ効果を生み出すことができる。鋼が変形させられると、オーステナイトは変態してマルテンサイトになり、マルテンサイトは顕著な加工硬化をもたらす。この硬化効果は、材料中のネッキングに抵抗し、板成形作業の失敗を延期するように作用する。ＴＲＩＰ鋼のミクロ組織はその機械特性を大幅に変化させることができる。
問題は、最終焼鈍後に鋼を３５０～４５０℃でパーティショニングすると、残留オーステナイトが分解し得ることである。この問題を軽減するために、Ｓｉ、Ａｌ、及びＰとの合金化が、セメンタイト析出を抑制し、これによりオーステナイトを安定化すると示唆されている。
しかしながら、鋼はパーティショニング後、さらに高い温度（＞４５０℃）に晒されることがある。例えば自動車の製造中、例えば溶融亜鉛めっき時、合金化溶融亜鉛めっき時、又は部品相互の溶接時に生じる。
したがって、高温（＞４５０℃）時におけるより良好な耐残留オーステナイト分解性を有する鋼を提供する必要がある。
本発明は、９８０ＭＰａを上回る引張強度を有する高強度（ＴＲＩＰ）鋼ストリップ又は板に関する。したがって本発明の鋼は、高温（＞４５０℃）時における良好な耐残留オーステナイト分解性を有するように構成されている。本発明の目的は、特に深絞り作業に関与する自動車産業における構造部品、例えばフロントピラー及びセンターピラー、車両ドアフレーム補強材に加工し得る鋼組成物を提供することである。さらに、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）（ＣＡＬ）又は溶融亜鉛めっきライン（Ｈｏｔ Ｄｉｐ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）（ＨＤＧ）又は合金化溶融亜鉛めっきライン（Ｇａｌｖａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）において、産業規模で鋼ストリップ又は板を製造することが可能であるべきである。
図１は、最終連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）、溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）、又は合金化溶融亜鉛めっきラインの前の任意の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）に対応する典型的な熱サイクルを示す図である。 図２は、最終連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の典型的な熱サイクルを示す図である。 図３は、溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）の典型的な熱サイクルを示す図である。 図４は、合金化溶融亜鉛めっきラインの典型的な熱サイクルを示す図である。
本発明は特許請求の範囲に記載されている。
好ましい実施態様においては、下記合金化元素（ｗｔ％）からなる冷間圧延鋼ストリップ又は板：
Ｃ ０．１５～０．２５
Ｓｉ ０．３～０．５
Ｍｎ ２．０～３．０
Ａ１ ０．５～１．０
Ｃｒ ０．００５～０．５
Ｎｂ ≦ ０．１
Ｔｉ ≦ ０．１
Ｎ ≦ ０．０５
Ｍｏ ≦ ０．５
Ｂ ≦ ０．０１
Ｖ ≦ ０．２
Ｐ ≦ ０．０５
Ｃａ ≦ ０．０５
Ｃｕ ≦ ０．１
Ｎｉ ≦ ０．２
Ｏ ≦ ０．０００３
Ｈ ≦ ０．００２０
残部は鉄及び不純物。
個別の元素の重要性、及びこれらの相互作用、並びに特許請求の範囲に記載された合金の化学組成の制限を以下に簡単に説明する。鋼の化学組成のすべてのパーセンテージは、明細書全体を通して重量％（ｗｔ％）で示される。硬質相の量は体積％（ｖｏｌ％）で示される。個々の元素の上限及び下限は、特許請求の範囲に設定された限度内で自由に組み合わせることができる。数値の算術的精度は、本出願において示されたすべての値に関して１桁又は２桁だけ増大させることができる。したがって、例えば０．１％として示された値は、０．１０又は０．１００％と表現することもできる。
Ｃ：０．１５～０．２５％
Ｃはオーステナイトを安定化し、そして残留オーステナイト相内部に十分な炭素を得るのに重要である。Ｃはまた、所望の強度レベルを得るのに重要である。一般的に、０．１％Ｃ当たり１００ＭＰａオーダーの引張強度の増大を期待し得る。Ｃが０．１５％未満である場合、９８０ＭＰａの引張強度を達成することは難しい。Ｃが０．２５％を超えると、溶接可能性が妨げられる。上限はこのように０．２５、０．２４、０．２３、０．２２、０．２１又は０．２０％であってよい。下限は０．１５、０．１６又は０．１７％であってよい。好ましい範囲は０．１５～０．２５％である。
Ｓｉ：０．３～０．５％
Ｓｉは、固溶体強化元素として作用し、薄い鋼板の強度を確保するのに重要である。Ｓｉはセメンタイト析出を抑制し、オーステナイト安定化のために使用されている。しかしながら、含有率が過度に高いと、ストリップ表面上に過度に多量の酸化ケイ素が形成される。このことはＣＡＬ又はＨＤＧにおけるロール上のクラッディング、及び続いて製造される鋼板上の表面欠陥を招くおそれがある。冷間圧延後、これらの酸化物は亜鉛めっきの望まれない問題を引き起こすこともある。さらに過度に高いＳｉ含有率は、製造プロセスの後段、例えば溶融亜鉛めっき作業及び合金化溶融亜鉛めっき作業、あるいは、製造後の作業、例えば溶接において高温（＞４５０℃）時に、ＲＡ安定性を低下させるおそれがある。さらに、Ｓｉ含有率が＞０．５％であると、溶接中に液体金属脆性（ＬＭＥ）を引き起こし得る。したがって上限は０．５％であり、０．４９、０．４８又は０．４７％に限定されてよい。下限は０．３％であり、０．３１、０．３２、０．３３、０．３４又は０．３５に限定されてよい。好ましい範囲は０．３～０．５％である。
Ｍｎ：２．０～３．０％
マンガンは固溶体強化元素である。固溶体強化元素は、Ｍｓ温度を低下させることによってオーステナイトを安定化し、フェライト及びパーライトが冷却中に形成されるのを防止する。加えて、ＭｎはＡｃ３温度を低下させ、そして、特に高温（＞４５０℃）時のオーステナイト安定性にとって重要である。含有率が２．０％未満である場合、所望の残留オーステナイト量、９８０ＭＰａの引張強度を得ることは困難となるおそれがあり、そしてオーステナイト化温度は、従来の工業用焼鈍ラインにとっては、あまりにも高いことがある。加えて、含有率が低いと、ポリゴナルフェライトの形成を回避することが難しい場合がある。しかしながら、Ｍｎの量が５．０％よりも高いと、偏析の問題が生じることがある。なぜならば、Ｍｎは液相で蓄積し、バンディングを引き起こし、その結果、潜在的に加工性を劣化させる。したがって、上限は、３．０、２．９、２．８、２．７、２．６又は２．５％であってよい。下限は２．０、２．１、２．２又は２．３％であってよい。好ましい範囲は２．０～３．０％である。
Ａｌ：０．５～１．０％
Ａｌはフェライト形成を促進し、そしてまた脱酸剤として一般に使用される。Ａｌはセメンタイト析出を抑制し、オーステナイト安定化のために使用されている。Ａｌは、高温（＞４５０℃）時のＲＡ安定性にとって有益であることが判っている。Ａｌの添加は、被覆性に不都合な影響を及ぼさない。より多量のＡｌの欠点は、Ａｌ含有率の増大に伴ってＭｓ温度及びＡｃ３温度が上昇することである。したがって上限は１．０％であり、０．９、０．８又は０．７５％に限定されてよい。下限は０．５％であり、そしてさらに０．６又は０．７％に限定されてよい。好ましい範囲は０．５～１．０％である。
Ｃｒ：０．００５～０．５％
Ｃｒは鋼板の強度を高める上で効果的である。Ｃｒは、フェライトを形成し、パーライト及びベイナイトの形成を遅らせる元素である。Ａｃ３温度及びＭｓ温度は、Ｃｒ含有率が増大するのに伴って僅かにしか低下しない。Ｃｒは結果として、安定化された残留オーステナイトの量を増大させる。Ｃｒ量は０．５％に限定される。上限は０．４５、０．４０、０．３５、０．３０又は０．２５％に限定されてよい。下限は０．００５％であり、そしてさらに０．０１、０．０５、０．１、０．１１、０．１２、０．１３、０．１４又は０．１５％に限定されてよい。
Ｎｂ：≦０．１％
Ｎｂは一般に、粒径に影響を与えるという理由から、強度及び靭性を改善するために低合金鋼内に使用される。Ｎｂは、ＮｂＣの析出に起因して、マトリックスミクロ組織と残留オーステナイト相とを微細化することにより、強度－伸びのバランスを高める。鋼はＮｂを≦０．１％の量で含有してよい。Ｎｂの意図的な添加は、本発明によれば必要でない。したがって上限は≦０．０３％に限定されてよい。上限はさらに０．０１又は０．００４％に限定されてもよい。
Ｍｏ≦０．５％
モリブデンは強度を改善するために添加することができる。これは炭化物粗大化キネティクスを低減することにより、ＮｂＣ析出物の利点をさらに向上させ得る。鋼はＭｏを≦０．５％の量で含有することができる。上限は０．４、０．３、０．２、０．１又は０．０５％に限定されてよい。Ｍｏの意図的な添加は、本発明によれば必要でない。したがって上限は０．０３、０．０２又は０．０１％にさらに限定されてよい。
Ｖ：≦０．２％
Ｖの機能は、析出硬化及び粒微細化に関与するという点においてＮｂの機能と類似している。鋼はＶを≦０．２％の量で含有してよい。上限は０．１５、０．１０、０．０５、０．０３又は０．０１％に限定されてよい。Ｖの意図的な添加は、本発明によれば必要でない。したがって上限は≦０．０１％にさらに限定されてよい。
Ｔｉ：≦０．１％
Ｔｉは一般に、炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成することにより粒径に影響を与えるという理由から、強度及び靭性を改善するために低合金鋼内に使用される。具体的には、Ｔｉは強力な窒化物形成剤であり、鋼内の窒素を結合するために使用することができる。しかし、その効果は０．１％を上回ると飽和する傾向にある。上限は０．０９、０．０７、０．０５、０．０３又は０．０１％に限定されてよい。Ｔｉの意図的な添加は、本発明によれば必要でない。したがって上限は≦０．００５％にさらに限定されてよい。
Ｃａ≦０．０５
Ｃａは非金属介在物の改質のために使用されてよい。上限は０．０５％であり、そして０．０４、０．０３、０．０１％に設定されてよい。Ｃａの意図的な添加は、本発明によれば必要でない。したがって上限は≦０．００４％に限定されてよい。
Ｃｕ：≦０．１％
Ｃｕは、使用されるスクラップを注意深く選択することにより、≦０．１％に限定される望まれない不純物元素である。上限は≦０．０６％に限定されてよい。
Ｎｉ：≦０．２％
Ｎｉは、使用されるスクラップを注意深く選択することにより、≦０．２％に限定される望まれない不純物元素である。上限は≦０．０８％に限定されてよい。
Ｂ：≦０．０１％
Ｂは硬度を高めるが、しかし曲げ性を低下することを伴い、したがって本開示の鋼においては望ましくない。Ｂは、さらに」、スクラップ再利用をより難しくすることがあり、また、Ｂの添加は、加工性を劣化させるおそれもある。したがってＢの意図的な添加は、本発明によれば望まれない。したがって上限は≦０．０００６％に限定されてよい。
他の不純物元素が鋼内に、通常発生する量で含まれていてよい。
Ｎが≦０．０５％、好ましくは≦０．０１％となるように窒素含有量を制御することも好ましい。好ましい範囲は０．００１～０．００８％である。この範囲内で、窒素の安定した固定を達成することができる。
酸素及び水素はさらに、
Ｏ： ≦０．０００３
Ｈ： ≦０．００２０
に限定することができる。
θ係数は、鋼の熱的安定性の指標であり、組成は下記条件を満足するべきである：
θ＞０、
ここで、θ＝６８－５００×％Ｃ＋４×％Ｍｎ＋６０×％Ａ１－２２×％Ｓｉである。
負のθ係数は、耐残留オーステナイト分解性にとって不都合である。
θの下限は５、１０、１５、２０又は２５であってよい。
ミクロ組織成分は、次のとおり、体積％（ｖｏｌ％）で表される。
鋼は焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及び／又はベイニティックフェライト（ＢＦ）のマトリックスを含む。総量は、マトリックス内に残留オーステナイト介在物が埋め込まれた状態で、ＴＭ＋ＢＦ≧５０％である。ＴＭ＋ＢＦの上限は９０％であってよい。ポリゴナルフェライト及びフレッシュマルテンサイトはマトリックス内に存在してもよい。残留オーステナイト（ＲＡ）は、所望のＴＲＩＰ効果を得るための前提条件である。残留オーステナイトの量は本発明にとって重要であり、≧８％、好ましくは１０～２０％であることが望ましい。上限は２０、１９、１８、１７、１６又は１５％であってよい。残留オーステナイトは、好ましくは大部分が針状である。残留オーステナイトの量は、Ｐｒｏｃ． Ｉｎｔ． Ｃｏｎｆ． ｏｎ ＴＲＩＰ－ａｉｄｅｄ ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｆｅｒｒｏｕｓ ａｌｌｏｙｓ （２００２）， Ｇｈｅｎｔ， Ｂｅｌｇｉｕｍ， ｐ．６１－６４に詳述された飽和磁気法によって測定される。
ポリゴナルフェライト（ＰＦ）は０～４０％の範囲内にあってよい。上限は３０、２０、１０、５又は１％であってよい。鋼はポリゴナルフェライト（ＰＦ）を含まなくてもよい。
フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）は０～１０％の範囲内にあってよい。上限は７、５、３又は１％であってよい。鋼はフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）を含まなくてもよい。
ミクロ組織の比は、鋼板から試料を切り取り、圧延方向に対して垂直な板の断面を研磨することによって得ることができる。試料は測定のために板の厚さの１／４まで研削した。表面をエッチングすることにより、相を同定しやすくした。２０００倍の倍率で走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてよい。
特許請求の範囲に記載された鋼の機械的性質は重要であり、下記要件の少なくとも一つが満たされるべきである。
降伏強度（Ｒｐ０．２）≧４００ＭＰａ、好ましくは４００～７００ＭＰａ。
引張強度（Ｒｍ）≧９８０ＭＰａ、好ましくは９８０～１３００ＭＰａ。
全伸び（Ａ２５）≧１０％、好ましくは＞１２％
降伏比（Ｒｐ０．２／Ｒｍ）≦０．６５
好ましくは、これらすべての要件は同時に満たされる。
引張強度（Ｒｍ）の上限はさらに１２６０、１２４０、１２２０、１２００、１１８０、１１６０、１１４０、１１２０又は１１００ＭＰａに限定することができる。
降伏強度（Ｒｐ０．２）の上限はさらに、６８０、６６０、６４０、６２０、６００、５８０、５６０、５４０又は５２０Ｍｐａに限定することができる。好ましい範囲は４００～６００Ｍｐａである。
降伏比が低いほど、材料を冷間成形することをより容易にし、したがって降伏比は最大で０．６５である。降伏比（Ｒｐ０．２／Ｒｍ）の上限はさらに、０．６２、０．６０、０．５８、０．５６、０．５４、０．５２又は０．５０に限定することができる。下限は０．３０、０．３２、０．３４、０．３６、０．３８又は０．４０であってもよい。
Ｒｍ値、Ｒｐ０．２値並びに全伸び（Ａ２５）は、工業規格ＩＳＯ６８９２－１に従って導出され、試料はストリップの長手方向で採取される。
機械的安定性（ｋｐ）は、残留オーステナイト（ＲＡ）の機械的安定性を表すパラメータである。ｋｐ値に影響を与える因子は、主としてカーボン富化を介したオーステナイトの化学組成、粒径（粒径が小さいほど、より安定なＲＡをもたらす）、ＲＡの形態（ＲＡが粗いほど、ラス状又は針状ＲＡよりも安定性が低くなる）を含む。これらの理由から、鋼の化学組成、並びに熱処理パラメータは決定的である。
鋼の機械的安定性（ｋｐ）は、５～３５、好ましくは１０～３５の範囲内にあるべきである。３５を上回るｋｐ値は、機械的荷重に対する残留オーステナイト（ＲＡ）の低い安定性を示す。ｋｐ値が過度に高いと、ＲＡは（応力によって支援された）弾性負荷中に、又は極めて低い塑性歪み時に既に変態し、ひいては、鋼の加工硬化挙動を十分に増大させることはなく、高い伸びを可能にする。本発明は最適な安定性を目指す。示唆された範囲内のｋｐ値は、機械的荷重に対するＲＡの安定性を改善し、そして耐残留オーステナイト分解性にとって有益である。具体的には、鋼は、残留オーステナイトの改善された安定のために、３～３５のｋｐ値と、正のθ係数（θ＞０）とを有するべきである。機械的安定性（ｋｐ）は断続的な引張試験によって判定される。引張試料はある特定の歪みに変形させられる。この歪みは試験片の降伏とネッキング前との間にある。続いて、非変形状態及び変形済状態における残留オーステナイト含有率が判定される。
Ｊ． Ｉｒｏｎ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔ． １９６９， ｖｏｌ．２０７， ｐｐ．６３において Ｌｕｄｗｉｇｓｏｎ及びＢｅｒｇｅｒによって提供された下記関係が適用される：
Ｖγ０・・・初期の残留オーステナイトの含有率
Ｖγ・・・変形後の残留オーステナイトの含有率
ε・・・真歪み
ｐ・・・自己触媒効果に関連する定数
ｋｐ・・・残留オーステナイト安定性の指標
Ｍａｔｓｕｍｕｒａ他は、Ｓｃｒ． Ｍｅｔａｌｌ． １９８７， ｖｏｌ．２１，ｐｐ．１３０１において、ＴＲＩＰによって支援された鋼のｐは１であると想定し得ると示唆した。したがって、ｋｐ値は、断続的な引張試験と残留オーステナイト測定との組み合わせから導出することができる。真歪みは、引張試験における元のゲージ長に対する瞬間ゲージ長の比の自然対数である。残留オーステナイト含有率は、飽和磁化測定によって判定することができる。初期の残留オーステナイトの含有率（Ｖγ０）は、最終熱処理製品で測定することができる。変形後の残留オーステナイトの含有率（Ｖγ）のための試料は、変形済引張試験片のゲージ長から取り出すべきである。
本発明の鋼ストリップ又は板の機械的性質は、合金組成とミクロ組織とによって大部分を調節することができる。ミクロ組織は、ＣＡＬにおける熱処理によって、具体的にはパーティショニング工程における等温処理温度によって調節することができる。
本開示の鋼は下記工程によって製造することができる。
ａ）転炉精錬及び二次精錬によって、上記組成を有する鋼スラブを形成すること。
ｂ）スラブをオーステナイト範囲で熱間圧延することにより、熱間圧延ストリップにする。好ましくは、１０００℃～１２８０℃の温度までスラブを再加熱し、スラブをオーステナイト範囲で完全に圧延することにより行われる。８５０℃以上の熱間圧延完了温度で熱間圧延鋼ストリップを得る。
ｃ）その後、熱間圧延ストリップを４００～５８０℃の巻取り温度で巻き取る。
ｄ）巻き取られたストリップを、その後、５～３０時間にわたって５００～６５０℃、好ましくは５５０～６５０℃の温度でバッチ焼鈍する。
ｅ）任意には、巻き取られたストリップに、バッチ焼鈍の前又は後に、酸洗のようなスケール除去プロセスを施す。
ｆ）その後、焼鈍された鋼ストリップを圧下率５０％以上、好ましくは約５０～７０％の圧下率で冷間圧延する。冷間圧延されたストリップの厚さは、好ましくは０．９～２．０ｍｍである。
その後、冷間圧延されたストリップに、単独又は二重の焼鈍プロセスを施す。
単独の焼鈍プロセスの場合、冷間圧延されたストリップを、最終の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）又は溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）へ搬送する。図２は、最終の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の熱サイクルを示し、図３は、溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）の熱サイクルを示し、そして、図４は、合金化溶融亜鉛めっきラインの熱サイクルを示す。
ＣＡＬプロセスは下記工程を含む：
ｋ）Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／３よりも高く、かつ１０００℃未満である焼鈍温度ＴＡまでストリップを加熱し、３０秒を超える時間にわたって－４０℃～＋１０℃の範囲内の露点で、ストリップを焼鈍すること；
ｌ）２００℃～４００℃の焼入れ温度ＱＴまでストリップを冷却することにより、ストリップを焼き入れすること。焼入れ速度は２０～６０℃／ｓであってよい；
ｍ）２５０℃～４５０℃のパーティショニング温度ＰＴまでストリップを加熱し、この温度で１０秒～２００秒のパーティショニング時間Ｐｔにわたって、ストリップを維持すること、すなわち、パーティショニング工程；
ｎ）ストリップを室温まで冷却しうること。冷却速度は５～６０℃／ｓであってよい；そして
ｏ）任意に、ストリップから板を形成すること。
任意に、工程ｐ）ストリップ又は板に、亜鉛電気めっき又は物理蒸着（ＰＶＤ）を施すこと。
工程ｋ）において、焼鈍温度ＴＡは、好ましくは９５０℃未満、より好ましくは９００℃未満である。
工程ｍ）において、パーティショニング温度ＰＴは、さらに３５０～４５０℃の範囲に限定されてよい。
工程ｍ）において、焼入れ温度ＱＴが３５０～４００℃の範囲にあるときには、パーティショニング温度ＰＴは、任意には、焼入れ温度ＱＴと同じであってよい。工程ｌ）及び／又は工程ｎ）において、ストリップはガス焼き入れされてよい。さらに、工程ｎ）の冷却速度は、２０～６０℃／ｓに限定されてよい。
溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）は、最終ＣＡＬプロセスと同様に処理されるが、パーティショニングの終わりにホットディップ被覆を含む（工程ｍ）。ストリップは溶融亜鉛（主として亜鉛）中に約４６０℃で浸漬される。したがって、ホットディップ被覆中、温度は、４５０℃を上回るようになる。溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）は、ホットディップ被覆を加えた状態のＣＡＬと同じラインであってよい。
合金化溶融亜鉛めっきラインは、ホットディップ被覆に続いてアニール工程を加えた状態の溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）と同一である。すなわち、ＣＡＬプロセスと同様に処理されるが、パーティショニングの終わりに合金化溶融亜鉛めっきを含む（工程ｍ）。合金化溶融亜鉛めっきは、ＺｎＦｅ被膜中に、より高濃度のＦｅを促進するため、約４８０～５６０℃の亜鉛めっきとアニール工程との組み合わせである。ＨＤＧ後のアニール工程は、これをより見やすくするために、図４では誇張されている。実際にはその期間は秒の範囲にある。
二重の焼鈍プロセスにおいては、冷間圧延ストリップを、先ず、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）へ搬送し、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）は下記工程を含む：
ｇ）Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／１．５よりも高く、かつ９５０℃未満である焼鈍温度ＴＡまでストリップを加熱し、３０秒を超える時間にわたって、－４０℃～＋１０℃の範囲内の露点で、ストリップを焼鈍すること；
ｈ）ＱＴ＜３５０℃まで焼き入れすること。焼入れ速度は２０～６０℃／ｓであってよい；
ｉ）ＱＴを少なくとも１０秒間にわたって維持すること；及び
ｊ）ストリップを室温まで冷却すること。冷却速度は５～６０℃／ｓであってよい。
工程ｇ）及び／又は工程ｊ）において、ストリップをガス焼き入れしてよい。さらに、工程ｊ）における冷却速度は、２０～６０℃／ｓに限定されてよい。
ストリップに、その後、単独の焼鈍に関して説明したものと同じプロセスを施す。すなわち、ストリップは最終連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）を再び通過（若しくは第１ＣＡＬラインに続く第２ＣＡＬラインを通過して）、若しくは溶融亜鉛めっきライン（ＨＤＧ）若しくは合金化溶融亜鉛めっきラインを通過する。
転炉精錬及び二次精錬による従来の冶金技術で、本発明の鋼Ｉ１～Ｉ３、及び参照鋼Ｒ１～Ｒ２を製造した。組成を表１に示す。Ｆｅ以外のさらなる元素は、不純物としてのみ存在し、本明細書中に指定された最低レベルを下回った。鋼Ｉ１～Ｉ３及びＲ１はすべて好ましい実施態様の組成範囲内にあり、これに対して、鋼Ｒ２は好ましい範囲を下回るＡｌ含有率を有した。熱的安定性（θ係数）は、鋼Ｉ１～Ｉ３及びＲ１では正であるが、参照鋼Ｒ２では負である。
鋼合金のスラブを連続鋳造機で製造した。スラブを再加熱し、これらのスラブを厚さ２．８ｍｍまで熱間圧延をした。熱間圧延完了温度は約９００℃であり、巻取り温度は約５００℃であった。熱間圧延したストリップを酸洗し、そして、１５時間にわたって６２０℃でバッチ焼鈍することにより、熱間圧延したストリップの引張強度を低減し、これにより冷間圧延力を低減した。その後、ストリップを、５スタンド冷間圧延ミルで最終厚１．４ｍｍまで冷間圧延した。
次いで、冷間圧延したストリップを、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）内で焼鈍した。焼鈍サイクルは、焼鈍温度（表３）までの加熱と、１５０秒間にわたる完全オーステナイト化とで構成された。焼鈍したストリップを、その後、冷却速度５０℃／ｓで、焼入れ温度まで急速に冷却した（表３）。焼き入れ後に、温度を加熱速度２０℃／ｓでパーティショニング温度（表３）まで上昇させ、そして５０℃／ｓで室温まで焼き入れする前にパーティショニング温度（表３）に保持した。
本発明にしたがって製造された鋼は、表４に示されているような優れた機械的性質を有し、これに対して、参照鋼Ｒ１及びＲ２は劣っていることが判った。
すべての鋼は、降伏強度が４００ＭＰａを上回り、引張強度が９８０ＭＰａを上回る。降伏比は鋼Ｉ１～Ｉ３では０．６５未満であり、Ｒ１は冷間成形を容易にする。参照鋼Ｒ２は降伏比要件を満足しなかった。全伸び（Ａ２５）は本発明の鋼及び参照鋼Ｒ２では１０％超であったが、参照鋼Ｒ１に関しては２％にすぎなかった。
本発明の鋼及び参照鋼Ｒ２の機械的安定性（ｋｐ）は５～３５の範囲内にあるのに対して、参照鋼Ｒ１の機械的安定性（ｋｐ）は所期範囲外の９８であった。
ミクロ組織はすべての鋼に関して８％超の残留オーステナイト（ＲＡ）を含んだ。残留オーステナイトの安定性を試験するために、鋼試料を加熱速度２０℃／ｓで５６０℃に加熱した。表から判るように、本発明の鋼が失った残留オーステナイトは、最大でも２０％であり（鋼Ｉ３）、８％を上回る残留オーステナイト量を維持した。したがって、本発明の鋼は、良好な耐残留オーステナイト分解性を示した。
参照鋼Ｒ１及びＲ２は、それぞれ６０％及び４０％の残留オーステナイトを失い、そして両方とも所望最小量である８％を大きく下回った。したがって、所望の範囲外の機械的安定性（ｋｐ）を有する鋼（Ｒ１）は、残留オーステナイトの安定性の点で、本発明の鋼（Ｉ１～Ｉ３）よりも性能が劣り、負のθ係数を有する参照鋼Ｒ２も、残留オーステナイトの安定性に欠けていた。
ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、ＴＥ、ｋｐ、ＲＡ値はすべて、上に開示された方法又は規格にしたがって導出された。
本発明の材料は、特に深絞りに関与する自動車産業における構造部品、例えばフロントピラー及びセンターピラー、車両ドアフレーム補強材に幅広く適用することができる。

Claims (12)

  1. 下記を有する高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板：
    ａ）下記元素（ｗｔ％）からなる組成
    Ｃ ０．１５～０．２５、
    Ｓｉ ０．３～０．５、
    Ｍｎ ２．０～３．０、
    Ａ１ ０．５～１．０、
    Ｃｒ ０．００５～０．５、
    Ｎｂ ≦０．１、
    Ｔｉ ≦０．１、
    Ｎ ≦０．０５、
    Ｍｏ ≦０．５、
    Ｂ ≦０．０１、
    Ｖ ≦０．２、
    Ｐ ≦０．０５、
    Ｃａ ≦０．０５、
    Ｃｕ ≦０．１、
    Ｎｉ ≦０．２、
    Ｏ ≦０．０００３、
    Ｈ ≦０．００２０、並びに、
    鉄及び不純物からなる残部；
    ｂ）熱的安定性θ＞０、
    機械的安定性（ｋｐ）５～３５
    ただし、θ＝６８－５００×Ｃ＋４×Ｍｎ＋６０×Ａ１－２２×Ｓｉ、
    Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの含有率は重量％；
    ｃ）下記条件を満足する機械的性質
    引張強度（Ｒｍ）≧９８０ＭＰａ、並びに
    任意に、
    降伏強度（Ｒｐ０．２）≧４００ＭＰａ、
    降伏比（Ｒｐ０．２／Ｒｍ）≦０．６５、及び
    全伸び（Ａ２５）≧１０％好ましくは＞１２％
    のうちの少なくとも一つ；
    ｄ）下記を含むミクロ組織
    残留オーステナイト（ＲＡ）≧８％。
  2. 前記ミクロ組織が、下記要件（ｖｏｌ％）の少なくとも一つ、好ましくはすべてを満足する、請求項１に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板：
    残留オーステナイト １０～２０
    フレッシュマルテンサイト ０～１０
    ベイニティックフェライト及び焼戻しマルテンサイト ５０～９０
    ポリゴナルフェライト ０～４０。
  3. 前記ミクロ組織が下記を含む、請求項２に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板：
    残留オーステナイト １０～２０
    ベイニティックフェライト及び焼戻しマルテンサイト ５０～９０
    フレッシュマルテンサイト ≦５
    ポリゴナルフェライト ≦５。
  4. 前記降伏比が０．５５未満である、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板。
  5. Ｎｂ≦０．０１である、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板。
  6. Ｃｒ≧０．１である、請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板。
  7. 下記工程を含む、請求項１～６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼ストリップ又は板の製造方法：
    ａ）請求項１～６のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブを準備すること、
    ｂ）前記スラブをオーステナイト領域で熱間圧延し、前記熱間圧延完了温度が８５０℃以上で、熱間圧延鋼ストリップを得ること、
    ｃ）前記熱間圧延ストリップを、４００～５８０℃の巻き取り温度で巻き取ること、
    ｄ）５～３０時間にわたって、５００～６５０℃の温度でバッチ焼鈍すること、
    ｅ）任意に、前記巻き取られたストリップに、前記バッチ焼鈍の前又は後に、酸洗等、スケール除去プロセスを施すこと、
    ｆ）前記焼鈍された鋼ストリップを圧下率５０％以上で冷間圧延すること；
    任意には下記工程ｇ）～ｊ）
    ｇ）Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／１．５より高く、かつ９５０℃未満の焼鈍温度ＴＡまで前記ストリップを加熱し、３０秒を超える時間にわたって、－４０℃～＋１０℃の範囲内の露点で、前記ストリップを焼鈍すること、
    ｈ）焼入れ温度ＱＴ＜３５０℃まで前記ストリップを焼き入れすること、
    ｉ）前記焼入れ温度ＱＴを、少なくとも１０秒間にわたって維持すること、及び、
    ｊ）前記ストリップを室温まで冷却すること
    ｋ）Ａｃ１＋（Ａｃ３－Ａｃ１）／３よりも高く、かつ１０００℃未満の焼鈍温度ＴＡまで前記ストリップを加熱し、３０秒を超える時間にわたって、－４０℃～＋１０℃の範囲内の露点で、前記ストリップを焼鈍すること、
    ｌ）２００℃～４００℃の焼き入れ温度ＱＴまで、前記ストリップを冷却することにより、前記ストリップを焼入れすること、
    ｍ）２５０℃～４５０℃のパーティショニング温度ＰＴまで、前記ストリップを加熱し、この温度で１０秒～２００秒のパーティショニング時間Ｐｔにわたって、前記ストリップを維持すること、すなわち、パーティショニング工程、及び
    ｎ）前記ストリップを室温まで冷却すること、
    ｏ）任意に、前記ストリップから板を形成すること。
  8. 工程ｍ）が、パーティションの終了時に、ホットディップ被覆又は合金化溶融亜鉛めっき工程を含む、請求項７に記載の方法。
  9. 前記焼き入れ温度ＱＴが、３５０～４００℃の範囲内であり、かつ、工程ｍ）のパーティショニング温度ＰＴが、工程ｌの焼入れ温度ＱＴと同一である、請求項７～９のいずれか一項に記載の方法。
  10. 工程ｋ）の前記焼鈍温度ＴＡが、９５０℃未満、好ましくは９００℃未満である、請求項７～１０のいずれか一項に記載の方法。
  11. 請求項１～６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延鋼を備える自動車用構造部品。
  12. 前記構造部品が、自動車のフロントピラー、センターピラー、又は車両ドアフレーム補強材である、請求項１１に記載の自動車用構造部品。
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