JP4856876B2 - 冷間圧延多相鋼製品の製造のための鋼組成物 - Google Patents
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− C:1300ppm〜2600ppm
− Mn:10000ppm〜22000ppm
− Al:8000ppm〜15000ppm
− Si:2000ppm〜6000ppm
− P:400ppm〜1000ppm
− S:最大120ppm
− N:最大200ppm
− Ti:最大1000ppm
− Nb:最大1000ppm
− V:最大1000ppm
− B:最大10ppm
残りは実質的に鉄及び付随的な不純物である。
− UTS(極限引張強度)≧590MPa:1300ppm〜1900ppmの炭素。二つの特別な例はそれぞれ1350ppm〜1900ppm及び1400ppm〜1900ppmの炭素含有量を特徴とする。
− UTS≧690MPa:1700ppm〜2300ppmの炭素。
− UTS≧780MPa:2000ppm〜2600ppmの炭素。
− Mn:13000ppm〜22000ppm
− Al:8000ppm〜14000ppm
− Si:2500ppm〜4500ppm
− P:600ppm〜1000ppm
− S:最大120ppm
− N:最大150ppm
− Ti:最大200ppm
− Nb:最大100ppm
− V:最大100ppm
− B:最大5ppm
残りは実質的に鉄であり、付随的な不純物である。
− 本発明による組成を有する鋼スラブを作る;
− 前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基体を形成する、但し仕上げ圧延温度はAr3温度より高い;
− 前記基体を500℃〜680℃のコイル温度(CT)に冷却する;
− 前記基体を前記コイル温度でコイルする;
− 前記基体を酸洗いして酸化物を除去する;
− 前記基体を冷間圧延して40%の最大減少を有する厚さの減少を得る。
− 760℃〜850℃の温度で前記基体をソーキングする;
− 360℃〜450℃の範囲の温度に2℃/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;
− 700秒より短い時間、前記温度範囲で前記基体を保持する;
− 1℃/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する;
− 前記基体を最大1.5%のスキンパス減少に供する。
− 760℃〜850℃の温度で前記基体をソーキングする;
− Zn浴の温度に2℃/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;
− 200秒より短い時間、490℃〜460℃の温度範囲で前記基体を保持する;
− 前記Zn浴に前記基体を熱浸漬ガルバナイジングをする;
− 2℃/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する。
− 上で規定したような本発明による組成を有する鋼スラブを作る;
− もし必要なら、前記スラブを1000℃より高い温度、好ましくは1200℃以上の温度に再加熱する;
− スラブを熱間圧延する、但し熱間圧延の最後のスタンド(stand)における仕上げ圧延温度FTはAr3温度より高い;
− 冷却温度CTに、好ましくはCTに、典型的には40〜50℃/秒で連続的に冷却することによって冷却する、但し段階的冷却を同様に使用してもよい;
− 500℃〜680℃、好ましくは600℃〜680℃の冷却温度CTで前記基体の熱間圧延ミル冷却、但しこの温度範囲は冷間圧延を促進するためにできるだけ柔らかいホットバンド(hot band)を作るように選択される;
− 酸化物を除去するために基体を酸洗いする;
− 厚さの減少を得るために冷間圧延する、但し冷間圧延減少は好ましくは40%より多いことが好ましい。
− フェライト及びオーステナイトからなるミクロ組織を作るために760℃〜850℃の温度範囲に前記酸洗いされた冷間圧延基体をソーキングする。もしソーキング温度が850℃以上で選択されるなら、形成されたオーステナイトの量は極めて多く、それは最終製品において不安定に保持されたオーステナイトに導くだろう。低下したオーステナイト安定性のため、それの実質的な部分はまた、室温への最終冷却時にマルテンサイトへ変態することができ、それは伸び特性を劣化する。もし他方、ソーキング温度が極めて低く選択されるなら、ソーキング時に不十分なオーステナイトが形成されるだろう。これは保持されたオーステナイトの過剰な安定に導き、それは再び機械的特性を低下する。
− 前記基体を2℃/秒より高い冷却速度で360℃〜450℃の範囲の保持温度に冷却する。前記温度範囲での保持時間は700秒未満である。保持温度が360℃以下で選択されるとき、保持されたオーステナイトの実質的な部分はマルテンサイトに変態し、最終製品のDP様挙動(増大する歪の関数として減少する高い初期n値)に導くだろう。450℃以上の保持温度は他方、炭素析出によって保持されたオーステナイトの分解に導くだろう。これは再び伸び特性を低下するだろう。
− 1℃/秒より高い冷却速度で150℃以下の温度への前記基体の最終冷却。
− 最後に前記基体は好ましくは0.3%〜1.5%の範囲であるスキンパス減少に供されることができる。
− フェライト及びオーステナイトからなるミクロ組織を作るために760℃〜850℃の温度範囲に前記酸洗いされた冷間圧延基体をソーキングする。もしソーキング温度が850℃以上で選択されるなら、形成されたオーステナイトの量は極めて多く、それは最終製品において不安定に保持されたオーステナイトに導くだろう。低下したオーステナイト安定性のため、それの実質的な部分はまた、室温への最終冷却時にマルテンサイトへ変態することができ、それは伸び特性を劣化する。もし他方、ソーキング温度が極めて低く選択されるなら、ソーキング時に不十分なオーステナイトが形成されるだろう。これは保持されたオーステナイトの過剰な安定に導き、それは再び機械的特性を低下する。
− 2℃/秒より高い冷却速度でZn浴の温度に前記基体を冷却する。
− 200秒未満の間、好ましくは5秒〜80秒の間、490℃〜460℃の温度範囲で前記基体を保持する。
− 前記Zn浴で前記基体を熱浸漬ガルバナイジングする。
− 2℃/秒より高い冷却速度で室温へ最終冷却する。
− 最後に前記基体は好ましくは0.3%〜1.5%の範囲であるスキンパス減少に供されることができる。
− Siは熱浸漬ガルバナイジング性を確保するために制限される。本発明の熱浸漬ガルバナイジングされた冷間圧延鋼の表面外観は自動車の未露出用途のために十分であるが、高Si含有量を有する基体は一般に自動車用途のために不十分な表面外観に導き、さらに表面上の裸スポットの存在についてずっと高い危険を有する。
− Siはクラック形成を防止するためにスラブをホットチャージ(hot charging)する必要性を避けるためにさらに制限される。
− 熱間圧延基体の表面上の赤スケールの存在はまた、Si含有量を制限することによって避けられる。
− 熱浸漬ガルバナイジングと適合するSiの少量が目標とする引張強度レベルをより容易に達成するために加えられる。Si不含Al TRIP鋼と比較して、これは低いC含有量又は低いAl含有量を使用することを可能にする。
− 最大Al含有量は健康問題を生じうる適応された極めて微細な鋳造粉末の使用を避けるために制限される。さらに高Al含有量(>1.5%)の場合には溶接性は溶接された領域におけるAl酸化物の存在のために低下することができるだろう。しかしながら、最小のAl含有量は高い工程頑健性及び連続焼なまし又は熱浸漬ガルバナイジングラインのラインスピード、過時効温度及びレイアウトの変化に対する少ない感受性を確保する。
− 所定の引張強度レベルに対して、C含有量はPの添加によって及びミクロ合金の必要性なしで溶接性を改良するために他のAl−Si TRIP鋼と比較して制限される。
− 本発明の鋼製品にはNi,Cu又はCrは加えられない。これはスクラップリサイクルでのロジスティック問題を避け、分析のコストを減らす。
表1は本発明によるP合金Al−Si TRIP鋼製品の実験室鋳造の組成(符号A,E及びF)、及びクレームされた範囲より高いC含有量を有するか及び/または意図的に加えられた燐を有しない参照組成(符号B,C及びD)の例を示す。実験室熱サイクルシミュレーション及び引張試験はこれらの例の組成の試験標本の機械的特性を得るために行なわれた。以下においては全ての述べられた引張試験の機械的特性は標準規格EN10002−1に従って測定されることが注意されるべきである。
処理工程は下記の通りである:
− 鋳造
− 1250℃で1時間再加熱する、
− オーステナイト領域において3.5mmの最終厚さに熱間圧延する、
− 600℃のコイル温度に水冷する、
− 1mmの最終厚さに冷間圧延する。
表7は組成E及びFの鋼標本へ幾つかの連続焼なましシミュレーションを適用した後に得られた機械的特性を含有する。表5及び7のデータ(特にBと比較したE)を見ると、引張強度は600ppm以上の炭素を有しかつ意図的に添加された燐を有しない参照組成と比較して本発明の組成の方がずっと高いことが明らかである。
処理工程は下記の通りである:
− 鋳造
− 1250℃で1時間再加熱する、
− オーステナイト領域において3.5mmの最終厚さに熱間圧延する、
− 600℃のコイル温度に水冷する、
− 1mmの最終厚さに冷間圧延する。
Claims (15)
- 被覆されていない、電気ガルバナイジングされた又は熱浸漬ガルバナイジングされたTRIP鋼製品の製造のために、冷間圧延工程を含む方法で使用されることを意図される鋼組成物であって、下記のものを含むことを特徴とする鋼組成物:
− C:1300ppm〜2600ppm
− Mn:10000ppm〜22000ppm
− Al:8000ppm〜15000ppm
− Si:2000ppm〜6000ppm
− P:400ppm〜1000ppm
− S:0ppm〜120ppm
− N:0ppm〜200ppm
− Ti:0ppm〜1000ppm
− Nb:0ppm〜1000ppm
− V:0ppm〜1000ppm
− B:0ppm〜10ppm
残りは鉄及び付随的な不純物である。 - 1300ppm〜1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。
- 1350ppm〜1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項2に記載の鋼組成物。
- 1400ppm〜1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項2に記載の鋼組成物。
- 1700ppm〜2300ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。
- 2000ppm〜2600ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。
- 下記のものを含むことを特徴とする請求項2〜6のいずれかに記載の鋼組成物:
− Mn:13000ppm〜22000ppm
− Al:8000ppm〜14000ppm
− Si:2500ppm〜4500ppm
− P:600ppm〜1000ppm
− S:0ppm〜120ppm
− N:0ppm〜150ppm
− Ti:0ppm〜200ppm
− Nb:0ppm〜100ppm
− V:0ppm〜100ppm
− B:0ppm〜5ppm - 9000〜13000ppmのアルミニウムを含むことを特徴とする請求項7に記載の鋼組成物。
- − 請求項1〜8のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを作る;
− 前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基体を形成する、但し仕上げ圧延温度はAr3温度より高い;
− 前記基体を500℃〜680℃のコイル温度(CT)に冷却する;
− 前記基体を前記コイル温度でコイルする;
− 前記基体を酸洗いして酸化物を除去する;
− 前記基体を冷間圧延して40%の最小減少を有する厚さの減少を得る;
工程を含むことを特徴とする冷間圧延TRIP鋼製品の製造方法において、下記工程をさらに含むことを特徴とする方法:
− 760℃〜850℃の温度で前記基体をソーキングする;
− 360℃〜450℃の範囲の温度に2℃/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;
− 700秒より短い時間、前記温度範囲で前記基体を保持する;
− 1℃/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する;
− 前記基体を最大1.5%のスキンパス減少に供する。 - 電気亜鉛被覆工程をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の方法。
- − 請求項1〜8のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを作る;
− 前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基体を形成する、但し仕上げ圧延温度はAr3温度より高い;
− 前記基体を500℃〜680℃のコイル温度(CT)に冷却する;
− 前記基体を前記コイル温度でコイルする;
− 前記基体を酸洗いして酸化物を除去する;
− 前記基体を冷間圧延して40%の最小減少を有する厚さの減少を得る;
工程を含むことを特徴とする冷間圧延TRIP鋼製品の製造方法において、下記工程をさらに含むことを特徴とする方法:
− 760℃〜850℃の温度で前記基体をソーキングする;
− Zn浴の温度に2℃/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;
− 200秒より短い時間、490℃〜460℃の温度範囲で前記基体を保持する;
− 前記Zn浴に前記基体を熱浸漬ガルバナイジングする;
− 2℃/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する。 - 前記基体を最大1.5%のスキンパス減少に供する工程をさらに含むことを特徴とする請求項11に記載の方法。
- 1700〜2300ppmの炭素を含む請求項9〜12のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、350MPa〜510MPaの降伏強度、700MPa以上の引張強度、24%より高い伸びA80、及び0.19より高い、10%と均一な伸びの間で計算される歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。
- 2000〜2600ppmの炭素を含む請求項9〜12のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、400MPa〜600MPaの降伏強度、780MPa以上の引張強度、22%より高い伸びA80、及び0.18より高い、10%と均一な伸びの間で計算される歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。
- 縦及び横方向の両方で40MPaより高いベーク硬化BH2を有することを特徴とする請求項13〜14のいずれかに記載の鋼製品。
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