JP5283504B2 - 優れた延性を有する高強度鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板の製造に関し、より詳細には、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼板、すなわち、鋼が同素変態によって引き起こされる可塑性を示す鋼板に関する。

自動車産業では、車両を軽量化することが絶えず必要であり、より高い降伏強度または引っ張り強度の鋼の探求をもたらす。したがって、マイクロ合金化元素を含有する高強度鋼が提案されている。硬化は、析出および粒度の精製によって同時に得られる。

さらに高い強度レベルを得る目的で、特性（強度／変形能）の有利な組み合わせを示すＴＲＩＰ鋼が開発されている。これらの特性は、ベイナイトおよび残留オーステナイト相を含有するフェライトマトリックスからなるそのような鋼の構造に起因される。熱間圧延鋼板では、残留オーステナイトは、シリコンやアルミニウムなどの元素の含有量の増加の結果安定され、これらの元素は、ベイナイト中の炭化物の析出を遅らせる。ＴＲＩＰ鋼からなる冷間圧延板は、部分オーステナイト化が発生する領域に、焼きなましの間、鋼を再加熱することによって製造され、続いて、パーライトの形成およびベイナイト領域での等温浸漬を回避するために迅速に冷却される。オーステナイトの一部分は、ベイナイトに変換され、他の部分は、残留オーステナイトアイランドの炭素含有量の増加によって安定される。したがって、延性残留オーステナイトの初期の存在は、高い変形能に関係される。後の変態の影響下で、例えば、延伸工程中に、ＴＲＩＰ鋼からなる一部の残留オーステナイトは、マルテンサイトに徐々に変換され、実質的な硬化をもたらす。したがって、ＴＲＩＰ挙動を示す鋼は、高い変形能および高強度を保証することを可能にし、これらの２つの特性は、通常、互いに排他的である。この組み合わせは、高エネルギー吸収、耐衝撃性部品のために自動車産業で典型的に求められる質の可能性を提供する。

炭素は、ＴＲＩＰ鋼の製造に重要な役割を果たす。まず、局部的マルテンサイト変態温度が、周囲温度より低下するように、残留オーステナイトアイランド内に十分な量でその存在は必要である。第２に、それは、安価に強度を高めるために通常添加される。

この炭素の添加は、製品の溶接性が満足なままであることを保証するために、制限されたままでなければならず、そうでなければ、溶接されたアセンブリの延性および冷却耐衝撃性が低下される。したがって、求められるものは、全体の伸びが１８％未満に低下されることなく、ＴＲＩＰ鋼板の強度を、特に、約０．２重量％の炭素含有量について、約９００〜１１００ＭＰａより高くに増加するための製造方法である。現在のレベルを超える１００ＭＰａより大きい強度の増加が望ましい。

また、工業製造条件における小さな変化、特に温度差に大部分は敏感でない熱間圧延または冷間圧延鋼板を製造する方法を得ることが望ましい。このように、これら製造パラメータにおける小さな変化に大部分は敏感でない微構造および機械的特性によって特徴づけられた製品を得ることが求められる。また、優れた破砕抵抗を提供する非常に丈夫な製品を得ることが求められる。

本発明の目的は、上記問題を解決することである。

本目的のために、本発明の対象は、ＴＲＩＰ挙動を示す鋼を製造するための組成物であり、含有量は、以下の重量で表され、０．０８％≦Ｃ≦０．２３％、１％≦Ｍｎ≦２％、１≦Ｓｉ≦２％、Ａｌ≦０．０３０％、０．１％≦Ｖ≦０．２５％、Ｔｉ≦０．０１０％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１％、０．００４％≦Ｎ≦０．０１２％、場合により、Ｎｂ≦０．１％、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦０．３％から選択される１つまたは複数の元素を含み、組成物の残部は、製錬に起因する鉄および不可避の不純物からなる。

炭素含有量は、０．０８％≦Ｃ≦０．１３％であることが好ましい。

好ましい実施形態によれば、炭素含有量は、０．１３％＜Ｃ≦０．１８％である。

また、炭素含有量は、０．１８％＜Ｃ≦０．２３％であることが好ましい。

マンガン含有量は、１．４％≦Ｍｎ≦１．８％であることが好ましい。

また、マンガン含有量は、１．５％≦Ｍｎ≦１．７％の関係を満たすことが好ましい。

シリコン含有量は、１．４％≦Ｓｉ≦１．７％であることが好ましい。

アルミニウム含有量は、Ａｌ≦０．０１５％の関係を満たすことが好ましい。

好ましい実施形態によれば、バナジウム含有量は、０．１２％≦Ｖ≦０．１５％である。

また、チタン含有量は、Ｔｉ≦０．００５％であることが好ましい。

本発明の対象は、また、上記組成物の鋼板であり、その微構造は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および場合によりマルテンサイトからなる。

好ましい実施形態によれば、上記鋼の微構造は、８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有する。

上記鋼の微構造は、２％未満のマルテンサイト含有量を有することが好ましい。

残留オーステナイトアイランドの平均サイズは、２ミクロンを超えないことが好ましい。

残留オーステナイトアイランドの平均サイズは、１ミクロンを超えないことが好ましい。

本発明の対象は、また、ＴＲＩＰ挙動を示す熱間圧延鋼板を製造する方法であり、
上記組成物のいずれか１つによる鋼が供給され、
この鋼から半製品が鋳造され、
上記半製品が１２００℃より高い温度に上げられ、
上記半製品が熱間圧延され、
このようにして得られた鋼板が冷却され、
上記鋼板が巻回され、上記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、上記冷却の速度Ｖ_ｃ、および上記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌは、上記鋼の微構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび場合によりにマルテンサイトからなるように選択される。

熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、冷却の速度Ｖ_ｃ、および巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌは、鋼の微構造が８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有するように選択されることが好ましい。

また、熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、冷却の速度Ｖ_ｃ、および巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌは、鋼の微構造が２％未満のマルテンサイト含有量を有するように選択されることが好ましい。

上記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、上記冷却の速度Ｖ_ｃ、および上記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌは、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが２ミクロンを超えないように選択されることが好ましく、非常に好ましくは、１ミクロン未満である。

本発明の対象は、また、ＴＲＩＰ挙動を示す熱間圧延鋼板を製造する方法であり、
半製品は、９００℃以上の最終圧延温度Ｔ_ｅｒで熱間圧延され、
このようにして得られた鋼板は、２０℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ_ｃで冷却され、
鋼板は、４５０℃未満の温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻回される。

巻回温度Ｔ_ｃｏｉｌは、４００℃未満であることが好ましい。

本発明の対象は、また、ＴＲＩＰ挙動を示す冷間圧延板を製造する方法であり、
上記方法のうちのいずれか１つによって製造された熱間圧延鋼板が供給され、上記鋼板は酸洗され、上記鋼板は冷間圧延され、上記鋼板は焼きなまし熱処理にさらされ、上記熱処理は、加熱速度Ｖ_ｈｓでの加熱段階、浸漬時間ｔ_ｓの間の浸漬温度Ｔ_ｓでの浸漬段階、次いで、温度がＡｒ３未満である場合の冷却速度Ｖ_ｃｓでの冷却段階、次いで、浸漬時間ｔ’_ｓの間の浸漬温度Ｔ’_ｓでの浸漬段階を含み、パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓは、上記鋼の微構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび場合によりマルテンサイトからなるように選択される。

好ましい実施形態によれば、パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓは、上記鋼の微構造が８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有するように選択される。

また、パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓは、上記鋼の微構造が２％未満のマルテンサイトを含有するように選択されることが好ましい。

好ましい実施形態によれば、パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓのおよびｔ’_ｓは、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが２ミクロン未満、非常に好ましくは１ミクロン未満であるように選択される。

本発明の対象は、また、ＴＲＩＰ挙動を示す冷間圧延板を製造する方法であり、上記鋼板は焼きなまし熱処理にさらされ、上記熱処理は、２℃／ｓ以上の加熱速度Ｖ_ｈｓでの加熱段階、１０〜２００ｓの浸漬時間ｔ_ｓの間のＡ_ｃ１〜Ａ_ｃ３の浸漬温度Ｔ_ｓでの浸漬段階、次いで、温度がＡｒ３未満である場合の１５℃／ｓより大きな冷却速度Ｖ_ｃｓでの冷却段階、１０〜１０００ｓの浸漬時間ｔ’_ｓの間の３００〜５００℃の温度Ｔ’_ｓでの浸漬段階を含む。

浸漬温度Ｔ_ｓは、７７０〜８１５℃であることが好ましい。

本発明の対象は、また、自動車分野での構造用部品または補強要素の製造のために、上記実施形態の１つによるＴＲＩＰ挙動を示し、上記方法の１つによって製造された鋼板の使用である。

本発明のさらなる特徴および利点は、以下に記載で明らかとなり、一例として付与される。

鋼の化学組成に関して、炭素は、微構造の形成および機械的特性に非常に重要な役割を果たす。本発明によれば、ベイナイト変態が、高温で形成されたオーステナイト構造から生じ、ベイナイトフェライトラスが形成される。オーステナイトと比較して、フェライト中で炭素の溶解度は非常に低いために、オーステナイトの炭素はラス間で拒絶される。本発明による鋼組成物中のある合金化元素、特に、シリコンおよびマンガンのおかげで、炭化物の析出、特に、セメンタイトは、ほとんど生じない。したがって、インターラスオーステナイトは、炭化物の析出が生じることなく、炭素で徐々に強化される。この強化は、オーステナイトが安定されるような状態であり、つまり、このオーステナイトからのマルテンサイト変態は、室温に冷却する間に生じない。本発明によれば、炭素含有量は、０．０８〜０．２３重量％である。炭素含有量は、０．０８〜０．１３重量％の第１の範囲内にあることが好ましい。第２の好ましい範囲では、炭素含有量は、０．１３％より多く、０．１８重量％を超えない。炭素含有量は、第３の好ましい範囲内にあり、ここで、これは、０．１８％より多く、０．２３重量％を超えない。

炭素は、硬化のために特に重要な元素であるので、各３つの好ましい範囲の最小炭素含有量は、上記それぞれの各範囲について、冷間圧延および焼きなまされた鋼板において６００ＭＰａ、８００ＭＰａおよび９５０ＭＰａの最小強度を達成することを可能にする。各３つの範囲の最大炭素含有量は、各これら３つの好ましい範囲で得られた強度レベルが考慮されるなら、特にスポット溶接のために、満足な溶接性を保証することを可能にする。

マンガン、γ相を引き起こす元素を、１〜２重量％の量で添加すると、マルテンサイト開始温度Ｍ_ｓが低下され、オーステナイトを安定させる。このマンガンの添加は、また、有効な固溶体硬化、したがって、強度を向上することに関与する。マンガン含有量は、１．４〜１．８重量％であることが好ましい。このように、満足な硬化は、溶接されたアセンブリでの過度の硬化性を対応して引き起こすことなく、オーステナイトの安定性を向上する。最適には、マンガン含有量は、１．５〜１．７重量％である。このように、上記所望の効果は、有害バンド構造を形成する危険なしで得られ、それは、凝固中にマンガンの任意の分離から生じる。

１〜２重量％の量のシリコンは、オーステナイトの冷却の間に、セメンタイトの析出を抑制して、炭化物の成長を相当に遅らせる。これは、セメンタイト中のシリコンの溶解度が非常に低いことに起因し、この元素は、オーステナイト中の炭素の活性を増加させる。したがって、任意のセメンタイト種子の形成は、シリコンにおいて豊富なオーステナイト領域によって囲まれ、それは、析出物／マトリックス界面で拒絶される。このシリコンに富んだオーステナイトは、また、炭素中でより豊富であり、セメンタイトの成長は、小さな拡散のために遅らされ、セメンタイトと隣接オーステナイト領域との間で低い炭素の傾斜に起因する。したがって、このシリコンの添加は、ＴＲＩＰ効果を得るための十分な量の残留オーステナイトを安定させることに役立つ。更に、このシリコンの添加は、固溶体硬化によって強度を向上する。しかし、シリコンを過度に添加すると、付着性の高い酸化物が形成され、それらは、酸洗工程で取り除くことが困難であり、特に、溶融亜鉛めっき工程中のぬれ性の不足により、外観が表面欠陥の可能性がある。さらに表面欠陥の危険を低減するとともに十分な量のオーステナイトを安定させるために、シリコン含有量は、１．４〜１．７重量％であることが好ましい。

アルミニウムは、鋼を脱酸素するための非常に有効な元素である。シリコンのように、それは、セメンタイト中で非常に低い溶解度を有し、ベイナイト変態温度で浸漬の間にセメンタイトの析出を防ぎ、かつ残留オーステナイトを安定させるために、この点において使用されることができる。しかし、本発明によれば、以下に見られるように、非常に有効な硬化が、バナジウム炭窒化物の析出によって得られるので、アルミニウム含有量は、０．０３０重量％を超えない。アルミニウム含有量が、０．０３０％より多い場合、窒化アルミニウムを析出する危険があり、それは、バナジウムと析出することが可能な窒素の量を対応して低減する。この量が、０．０１５重量％以下である場合、窒化アルミニウムが析出するいかなる危険性も取り除かれ、バナジウム炭窒化物の析出によって硬化の十分な効果が得られる。

同じ理由で、チタン含有量は、窒化チタンまたは炭窒化物の形態でかなりの量の窒素を析出しないように、０．０１０重量％を超えない。窒素に対するチタンの高い親和性のために、チタン含有量は、０．００５重量％を超えないことが好ましい。したがって、そのようなチタン含有量は、熱間圧延鋼板での（Ｔｉ，Ｖ）Ｎの析出を防ぐ。

バナジウムと窒素は、本発明において重要な元素である。本発明者らは、これらの元素が本発明によって定義される量で存在する場合、それらが実質的な硬化に関連する非常に微細なバナジウム炭窒化物の形態で析出することを実証した。バナジウム含有量が０．１重量％未満である場合、または窒素含有量が０．００４重量％未満である場合、バナジウム炭窒化物の析出は制限され、硬化は不十分である。バナジウム含有量が、０．２５重量％より多い場合、または窒素含有量が０．０１２重量％より多い場合、より粗い析出物の形態で、熱間圧延後の初期段階で析出が生じる。これらの析出サイズのために、最も特に、冷間圧延され、焼きなまされた鋼板を製造することが意図される場合、バナジウムの起こり得る硬化は、十分に利用されない。後者の場合、本発明者らは、後の焼きなましで発生する微細な硬化析出をより十分に利用するために、熱間圧延ステップでバナジウムの析出を制限することが必要であることを実証した。さらに、この段階で、バナジウムの析出を制限することによって、後の冷間圧延で必要とされる力を低減することが可能であり、したがって、産業施設の性能を最適化することが可能である。

バナジウム含有量が、０．１２〜０．１５重量％である場合、一定の伸びまたは破壊時の伸びは、特に増加される。

硫黄は、０．０１５重量％より多い量であり、成形性を大幅に低減する硫化マンガンの形態で過度に析出する傾向がある。

リンは、粒子境界で分離することが知られる元素である。その含有量は、十分な熱間延性を維持し、スポット溶接されたアセンブリで行なわれる引張剪断試験中に剥離による破壊を促進するために、０．１重量％に限定されなければならない。

場合により、クロムおよびモリブデンなどの元素は、ベイナイト変態を遅らせ、固溶体硬化を促進し、０．３および０．５重量％を超えない量でそれぞれ添加されてもよい。補足的な炭窒化物の析出によって強度を向上するために、場合により、ニオブも、０．１重量％を超えない量で添加されてもよい。

本発明による熱間圧延鋼板を製造する方法は、以下のように行なわれる。

本発明による組成物の鋼が供給される。

半製品が、この鋼から、場合によりインゴットとして、または連続的に約２００ｍｍの厚さ有するスラブの形態で鋳造される。数十ミリメートルの厚みの薄いスラブまたは対向する回転鋼ロール間で薄いストリップを形成するために鋳造が実行されてもよい。

鋳造半製品は、鋼が圧延の間に受ける高い変形に対して良好な温度に完全に達し、この段階で、バナジウム炭窒化物の形成を防ぐために、１２００℃を超える温度にまず加熱される。当然のことながら、薄いスラブまたは対向する回転ロール間の薄いストリップの直接鋳造の場合には、これらの半製品を熱間圧延するステップは、１２００℃より高い温度で開始し、中間再加熱ステップがそのとき不必要であるように、鋳造後に直接実行されてもよい。分かるように、１２００℃のこの最低温度は、また、連続的な熱間圧延機上で完全にオーステナイト相で熱間圧延が十分に行なわれることを可能にする。

半製品は、９００℃以上の最終圧延温度Ｔ_ｅｒで熱間圧延される。このように、その圧延は、バナジウム炭窒化物の溶解度がより高く、Ｖ（ＣＮ）の析出の可能性が減少されるオーステナイト相で完全に行なわれる。同じ理由で、このようにして得られた鋼板は、次いで、バナジウム炭窒化物がフェライト中で析出することを防ぐために、２０℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ_ｃで冷却される。この冷却は、例えば、鋼板上への水スプレーによって行なわれ得る。

本発明によって熱間圧延鋼板を製造することが望まれる場合、得られた鋼板は、４５０℃より低い温度で巻回される。このように、この巻回工程に関連する疑似恒温浸漬は、ベイナイト、フェライト、残留オーステナイトおよび場合により少量のマルテンサイトからなる微構造の形成をもたらし、バナジウム炭窒化物を析出硬化することをもたらす。巻回温度が、４００℃より低い場合、全体の伸びおよび一定の伸びが向上される。

より詳細には、熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、冷却速度Ｖ_ｃおよび巻回温度Ｔ_ｃｏｉｌは、微構造が８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有するように選択される。残留オーステナイトの量が８％未満である場合、十分なＴＲＩＰ効果は、機械試験で実証されることができない。特に、引張試験は、歪み硬化係数ｎが、０．２未満であり、ひずみεで急速に減少することを示す。考えられる基準がこれらの鋼に当てはまり、ｎ＝ε_ｔｒｕｅの場合に不具合が発生し、したがって、伸びは、非常に限定される。ＴＲＩＰ挙動の場合には、残留オーステナイトが、変形の間にマルテンサイトに徐々に変態され、ｎは、０．２を越え、ネッキングがより高いひずみのために生じる。

残留オーステナイト含有量が２０％より多い場合、これらの条件下で形成された残留オーステナイトは、比較的低い炭素含有量を有し、後の変態または冷却段階で非常に容易に不安定にされる。

８〜２０％の残留オーステナイト量を得るために選択されるパラメータＴ_ｅｒ、Ｖ_ｃ、およびＴ_ｃｏｉｌの中で、パラメータＶ_ｃおよびＴ_ｃｏｉｌは、より重要なものである。

最も迅速可能な冷却速度Ｖ_ｃは、パーライト変態（８〜２０％の残留オーステナイト含有量を得ることに反する）を防ぐために選択され、一方、熱間圧延鋼板の縦方向および横方向の両方において微構造的な均質を得るために、工業ラインの制御された性能内にまだある。

巻回温度は、十分に低くパーライト変態を防ぐことができるように選択される。これは、不完全なベイナイト変態および８％未満の残留オーステナイト含有量をもたらす。

パラメータＴ_ｅｒ、Ｖ_ｃ、およびＴ_ｃｏｉｌは、熱間圧延鋼板の微構造が２％未満のマルテンサイトを含有するように選択されることが好ましい。そうでなければ、引張応力ひずみ（σ−ε）曲線下の領域に対応する吸収エネルギーであるように、伸びが低下される。マルテンサイトが過度の量で存在する場合、生じる機械的挙動は、歪み硬化係数ｎの高い初期値を有する二相鋼の挙動に達し、それは、変態率が増加する場合減少する。最適には、微構造は、マルテンサイトを含有しない。

２％未満のマルテンサイト含有量を得る目的で選択されるＴ_ｅｒ、Ｖ_ｃ、Ｔ_ｃｏｉｌパラメータの中で、より重要なパラメータは、次の通りである。

冷却速度Ｖ_ｃは、パーライト変態を防ぐためにできるだけ迅速でなければならないが、この冷却は、Ｍ_ｓより低い温度をもたらしてはならず、鋼の化学組成のマルテンサイト開始温度特性を示す後者の温度が使用される。

同じ理由で、Ｍｓより高い巻回温度が選択される。

パラメータＴ_ｅｒ、Ｖ_ｃ、およびＴ_ｃｏｉｌは、微構造の残留オーステナイトアイランドの平均サイズが、２ミクロンを超えないように選択されることも好ましい。これは、オーステナイトが、温度の低下により、または変態によりマルテンサイトに変態される場合、２ミクロンより大きい平均サイズを有するマルテンサイトアイランドが、マトリックスとの結合が失われる結果、破壊に優先的な役割を果たすからである。

パラメータＴ_ｅｒ、Ｖ_ｃ、およびＴ_ｃｏｉｌは、特に、微構造の残留オーステナイトアイランドの平均サイズが、それらの安定性を増加させて、マトリックス／アイランド界面での破壊を制限し、より高い変形率にネッキングを押し戻すために、１ミクロンを超えないように選択される。

微細な残留オーステナイトアイランドを得る目的で、下記が選択される。

同素変態の前に、比較的微細なオーステナイト結晶粒度を得るために、オーステナイト領域において、余り高くない最後の圧延温度Ｔ_ｅｒ。

パーライト変態を防ぐために最も迅速可能な冷却速度Ｖ_ｃ。

本発明によって冷間圧延板を製造するために、本方法は、上に示された変形のうちの１つによる熱間圧延鋼板の製造で開始する。これは、本発明者らが、冷間圧延および焼きなましを含む製造方法のために得られた微構造および機械的特性が、以下に説明され、上述された方法の変形の制限内での製造条件に、特に、巻回温度Ｔ_ｃｏｉｌにおける変形に比較的依存しないことを発見したからである。したがって、冷間圧延板を製造する方法は、熱間圧延鋼板を製造するための条件における偶発的な変化に大部分は敏感でない利点を有する。

しかし、４００℃以下の巻回温度は、冷間圧延板の後の焼きなましの間に析出に利用可能なように、固溶体中でより多くのバナジウムを維持するように選択されることが好ましい。

熱間圧延鋼板は、それ自体が知られている方法を使用して、鋼板に冷間圧延に適する表面仕上げを付与するように酸洗される。これは、例えば、熱間圧延鋼板の厚さを３０〜７５％低減することにより、標準条件下で行なわれる。

次いで、加工硬化構造を再結晶させ、本発明による特有の微構造を付与するために適する焼きなまし処理が行なわれる。この処理は、連続焼きなましによって行なわれることが好ましく、以下の連続段階を含む。

２℃／ｓ以上の加熱速度Ｖ_ｈｓを有し、インタークリティカルな領域内にある温度Ｔ_ｓ、すなわち、変態温度Ａ_ｃ１とＡ_ｃ３との間の温度までの加熱段階。下記は、この加熱段階の間に観察される。加工硬化構造の再結晶；セメンタイトの分解；変態温度Ａ_ｃ１より高い温度でのオーステナイトの成長；およびフェライト中でのバナジウム炭窒化物の析出。これらの炭窒化物の析出物は、非常に小さく、この加熱段階後に、典型的には５ナノメータ未満の直径を有する。

加熱速度が２℃／ｓ未満である場合、析出されたバナジウムの体積分率が減少する。さらに、製造の生産性は過度に低減される。

１０ｓ〜２００ｓの間の時間ｔ_ｍの間、Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３のインタークリティカル温度Ｔ_ｓでの浸漬段階。これらの十分に定義された条件下では、本発明者らは、新しく形成されたオーステナイト相のいかなる析出なしで、フェライト中のバナジウム炭窒化物の析出が実際に継続することを実証した。析出物の体積分率は、これらの析出物の平均径の増加と平行して増加する。したがって、インタークリティカルなフェライトの特に有効な硬化が得られる。

次いで、鋼板は、温度がＡｒ３未満である場合、１５℃／ｓより速い速度Ｖ_ｃｓでの迅速な冷却を受ける。温度がＡｒ３未満である場合の迅速な冷却は、ベイナイト変態前にフェライトの形成を制限するために重要である。温度がＡｒ３未満である場合のこの迅速な冷却段階は、温度Ｔ_ｓから開始するより遅い冷却段階によって、場合により先行されてもよい。

この冷却段階中に、本発明者らは、フェライト相中にバナジウム炭窒化物の補助的な析出物が実際にないことを実証した。

次に、温度Ｔ’_ｓの浸漬は、１０ｓ〜１０００ｓの浸漬時間ｔ’_ｓの間、３００℃〜５００℃で行なわれる。したがって、これは、ベイナイト変態、およびこの残留オーステナイトが、室温に冷却された後でさえ安定する量で、残留オーステナイトアイランドの炭素の強化をもたらす。

浸漬温度Ｔ_ｓは、７７０〜８１５℃の間にあることが好ましく、７７０℃より低い温度では、不十分な再結晶が存在する可能性がある。８１５℃より高い温度では、形成されたインタークリティカルなオーステナイトの割合は高すぎ、バナジウム炭窒化物の析出によるフェライトの硬化は、それほど有効ではない。これは、析出されるバナジウムの合計量として、インタークリティカルなフェライト量がより少なく、バナジウムは、オーステナイトにかなり可溶であるからである。さらに、形成するバナジウム炭窒化物の析出物は、高温で粗くなり結合しやすい傾向がある。

本発明を実行する好ましい方法によれば、冷間圧延ステップ後、鋼板は、焼きなまし熱処理にさらされ、そのパラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｓ、Ｔ’_ｓ、ｔ’_ｓは、得られた鋼の微構造が、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト、および場合によりマルテンサイトからなるように選択される。有利には、残留オーステナイト含有量が８％〜２０％であるように、パラメータは選択される。これらのパラメータは、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが２ミクロンを超えず、最適には、１ミクロンを超えないように選択される。これらのパラメータは、マルテンサイト含有量が２％未満であるようにも選択される。最適には、微構造は、マルテンサイトを含有しない。

これらの結果を達成するために、パラメータＴ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓの選択は、特に重要である。

Ｔ_ｓ、変態温度Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３のインタークリティカルな領域での温度（それぞれ、オーステナイト開始温度およびオーステナイト終了温度）は、高温で形成された少なくとも８％のオーステナイトを得るために選択されなければならない。この条件は、冷却後の構造が、少なくとも８％の残留オーステナイトを含有するように必要である。しかし、温度Ｔ_ｓは、高温でオーステナイト粒成長を回避するために、Ａ_ｃ３にあまり近くしてはならず、従って、残留オーステナイトアイランドが大きすぎることをもたらす。

オーステナイトへの部分変態が発生する時間を有するのに十分に長い時間ｔ_ｓが選択される。

冷却速度Ｖ_ｃｓは、パーライトの形成を防ぐのに十分に迅速でなければならず、上記の意図された結果が得られることを可能にしない。

温度Ｔ’_ｓは、温度Ｔ_ｓで浸漬の間に形成されたオーステナイトの変態が、ベイナイト変態であり、高温で形成されたこのオーステナイトが、８〜２０％に及ぶ量で安定させられるのに十分な炭素強化をもたらすように選択される。

以下の結果は、限定しない実施例によって、本発明によって与えられた有利な特性を示す。

実施例１
重量パーセントで表された以下の表に付与される組成を有する鋼が製錬された。本発明による発明１の鋼から発明３の鋼とは別に、基準鋼Ｒ１の組成は、比較によって付与される。

上記の組成に対応する半製品は、１２００℃に再加熱され、圧延温度が９００℃を超えるように熱間圧延された。このようにして得られた３ｍｍの厚みの鋼板は、水スプレーによって２０℃／ｓの速度で冷却され、次いで、４００℃の温度で巻回された。得られた（降伏強度Ｒ_ｅ、引っ張り強度Ｒ_ｍ、一定の伸びＡ_ｕおよび合計伸びＡ_ｔ）引張特性は、以下の表２に付与される。さらに、低下された厚み（ｅ＝３ｍｍ）のＶ状の切り欠きのあるシャルピー試験片によって決まる延性−脆性遷移温度が付与される。表は、さらに、Ｘ線回折によって測定された残留オーステナイト含有量を示す。

本発明によって製造された鋼板は、約０．２２％の炭素含有量のための実質的に８００ＭＰａを超える非常に高い引っ張り強度を有する。それらの微構造は、２％未満の量で、マルテンサイトと一緒に、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる。発明３の鋼（１０．８％の残留オーステナイト含有量）の場合には、残留オーステナイトアイランドの炭素濃度が、１．３６重量％である。これは、オーステナイトが、これらの鋼板上で行なわれた引張試験の間に観察された挙動によって示されるように、ＴＲＩＰ効果を得るのに十分に安定していることを意味する。

非常に低い残留オーステナイト含有量を有するベイナイトパーライト構造を有する基準鋼Ｒ１の鋼板は、ＴＲＩＰ挙動を示さない。その引っ張り強度は、８００ＭＰａ未満、つまり、本発明の鋼より相当低いレベルである。

その延性−脆性遷移温度（−３５℃）が基準鋼（０℃）より相当に低いので、本発明による発明２の鋼は、優れた靱性を有する。

実施例２
実施例１によって製造された発明２の鋼およびＲ１の厚みが３ｍｍの熱間圧延鋼板は、０．９ｍｍの厚みに冷間圧延された。次いで、焼きなまし熱処理が行なわれ、それは、５℃／ｓの速度での加熱段階、１８０ｓの浸漬時間の間の７７５〜８１５℃（これらの温度は、Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３の範囲内にある）の浸漬温度Ｔｓの浸漬段階、次いで、６〜８℃／ｓでの第１の冷却段階、次いで、温度がＡｒ３未満である範囲での２０℃／ｓでの冷却段階、ベイナイトを形成するための３００ｓ間の４００℃での浸漬段階、および５℃での最終冷却段階を含む。

クレムエッチング液でエッチングした後、このようにして得られた微構造が観察され、それは、残留オーステナイトアイランドを明らかにした。これらのアイランドの平均サイズは、画像解析ソフトウェアによって測定された。

基準鋼Ｒ１の場合、平均アイランドサイズは、１．１ミクロンであった。本発明による発明２の鋼の場合には、一般的な微構造は、０．７ミクロンの平均アイランドサイズで微細であった。更に、これらのアイランドは、特性においてより等軸であった。特に、発明２の鋼の場合には、これらの特性は、マトリックス／アイランド界面で応力集中を低下した。

冷間圧延および焼きなまし後の機械的特性は、以下の通りである。

本発明によって製造された発明２の鋼は、９００ＭＰａより大きい引っ張り強度を有する。比較可能な浸漬温度Ｔ_ｓに関して、その強度は、基準鋼より相当高い。

本発明による冷間圧延され、焼きなまされた鋼は、巻回温度および焼きなまし温度Ｔ_ｓなどのある製造パラメータにおいて小さな変化に対して大部分は敏感でない機械的特性を有する。

したがって、本発明は、増加した強度を有するＴＲＩＰ挙動を示す鋼を製造することを可能にする。本発明による鋼板から製造された部品は、自動車の分野での構造用部品または強化要素の製造に有利に使用される。

Claims (29)

1. ＴＲＩＰ挙動を示す鋼の製造のための組成物であって、
   ０．０８％≦Ｃ≦０．２３％
   １％≦Ｍｎ≦２％
   １≦Ｓｉ≦２％
   Ａｌ≦０．０１５％
   ０．１％≦Ｖ≦０．２５％
   Ｔｉ≦０．０１０％
   Ｓ≦０．０１５％
   Ｐ≦０．１％
   ０．００４％≦Ｎ≦０．０１２％
   の重量で表される含有量、
   および場合により、Ｎｂ≦０．１％、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦０．３％から選択される１つまたは複数の元素
   を含み、
   組成物の残部は、製錬に起因する鉄および不可避の不純物からなる、組成物。
2. ０．０８％≦Ｃ≦０．１３％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１に記載の組成物。
3. ０．１３％＜Ｃ≦０．１８％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１に記載の組成物。
4. ０．１８％＜Ｃ≦０．２３％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１に記載の組成物。
5. １．４％≦Ｍｎ≦１．８％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の組成物。
6. １．５％≦Ｍｎ≦１．７％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の組成物。
7. １．４％≦Ｓｉ≦１．７％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の組成物。
8. ０．１２％≦Ｖ≦０．１５％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の組成物。
9. Ｔｉ≦０．００５％の重量で表される含有量を含むことを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の組成物。
10. 前記鋼の微構造が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および場合によりマルテンサイトからなることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の組成物の鋼板。
11. 前記鋼の微構造が、８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有することを特徴とする、請求項１０に記載の鋼板。
12. 前記鋼の微構造が、２％未満のマルテンサイト含有量を有することを特徴とする、請求項１０または１１に記載の鋼板。
13. 残留オーステナイトアイランドの平均サイズが、２ミクロンを超えないことを特徴とする、請求項１０から１２のいずれか一項に記載の鋼板。
14. 残留オーステナイトアイランドの平均サイズが、１ミクロンを超えないことを特徴とする、請求項１０から１３のいずれか一項に記載の鋼板。
15. ＴＲＩＰ挙動を示す熱間圧延鋼板を製造する方法であって、
    請求項１から９のいずれか一項に記載の組成物の鋼が供給され、
    この鋼から半製品が鋳造され、
    前記半製品が１２００℃より高い温度に上げられ、
    前記半製品が熱間圧延され、
    このようにして得られた鋼板が冷却され、
    前記鋼板を巻回してなり、
    前記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、前記冷却の速度Ｖ_ｃ、および前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌは、前記鋼の微構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび場合によりマルテンサイトからなるように選択されることを特徴とする、方法。
16. 前記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、前記冷却の速度Ｖ_ｃ、および前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌが、前記鋼の微構造が８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有するように選択されることを特徴とする、請求項１５に記載の方法。
17. 前記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、前記冷却の速度Ｖ_ｃ、および前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌが、前記鋼の微構造が２％未満のマルテンサイト含有量を有するように選択されることを特徴とする、請求項１５または１６に記載の方法。
18. 前記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、前記冷却の速度Ｖ_ｃ、および前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌが、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが２ミクロンを超えないように選択されることを特徴とする、請求項１５から１７のいずれか一項に記載の方法。
19. 前記熱間圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒ、前記冷却の速度Ｖ_ｃ、および前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌが、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが１ミクロンを超えないように選択されることを特徴とする、請求項１５から１８のいずれか一項に記載の方法。
20. 前記圧延の最後の温度Ｔ_ｅｒが、９００℃以上であり、前記冷却の速度Ｖ_ｃが、２０℃／ｓ以上であり、前記巻回の温度Ｔ_ｃｏｉｌが、４５０℃未満であることを特徴とする、請求項１５に記載の熱間圧延鋼板を製造する方法。
21. 巻回温度Ｔ_ｃｏｉｌが、４００℃未満であることを特徴とする、請求項２０に記載の方法。
22. ＴＲＩＰ挙動を示す冷間圧延板を製造する方法であって、
    請求項１５から２１のいずれか一項によって製造された熱間圧延鋼板が供給され、
    前記鋼板が酸洗され、
    前記鋼板が冷間圧延され、
    前記鋼板が焼きなまし熱処理にさらされ、前記熱処理は、加熱速度Ｖ_ｈｓでの加熱段階、浸漬時間ｔ_ｓの間の浸漬温度Ｔ_ｓでの浸漬段階、次いで、温度がＡｒ３未満である場合の冷却速度Ｖ_ｃｓでの冷却段階、次いで、浸漬時間ｔ’_ｓの間の浸漬温度Ｔ’_ｓでの浸漬段階を含んでなり、
    パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓは、前記鋼の微構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび場合によりマルテンサイトからなるように選択されることを特徴とする、方法。
23. パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓが、前記鋼の微構造が８〜２０％の残留オーステナイト含有量を有するように選択されることを特徴とする、請求項２２に記載の方法。
24. パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓが、前記鋼の微構造が２％未満のマルテンサイト含有量を有するように選択されることを特徴とする、請求項２２または２３に記載の方法。
25. パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓが、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが２ミクロン未満であるように選択されることを特徴とする、請求項２２から２４のいずれか一項に記載の方法。
26. パラメータＶ_ｈｓ、Ｔ_ｓ、ｔ_ｓ、Ｖ_ｃｓ、Ｔ’_ｓおよびｔ’_ｓが、残留オーステナイトアイランドの平均サイズが１ミクロン未満であるように選択されることを特徴とする、請求項２２から２５のいずれか一項に記載の方法。
27. 前記鋼板が焼きなまし熱処理にさらされ、前記熱処理が、２℃／ｓ以上の加熱速度Ｖ_ｈｓでの加熱段階、１０〜２００ｓの浸漬時間ｔ_ｓの間のＡ_ｃ１〜Ａ_ｃ３の浸漬温度Ｔ_ｓでの浸漬段階、次いで、温度がＡｒ３未満である場合の１５℃／ｓより大きな冷却速度Ｖ_ｃｓでの冷却段階、次いで、１０〜１０００ｓの浸漬時間ｔ’_ｓの間の３００〜５００℃の温度Ｔ’_ｓでの浸漬段階を含むことを特徴とする、請求項２２に記載のＴＲＩＰ挙動を示す冷間圧延板の製造の方法。
28. 前記浸漬温度Ｔ_ｓが、７７０〜８１５℃であることを特徴とする、請求項２７に記載の方法。
29. 請求項１０から１４のいずれか一項に記載の、または請求項１５から２８のいずれか一項に記載の方法によって製造される、自動車分野での構造用部品または補強要素の製造のため鋼板の使用。