JP5398701B2

JP5398701B2 - 極めて高い強度を有する冷延焼鈍鋼板を製造するプロセスおよびこれにより製造された板

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Publication number: JP5398701B2
Application number: JP2010506964A
Authority: JP
Inventors: ヒル・オテイン，ハビエル; ムーラン，アントワーヌ
Original assignee: アルセロールミタル・フランス
Priority date: 2007-05-11
Filing date: 2008-04-28
Publication date: 2014-01-29
Anticipated expiration: 2028-04-28
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Description

本発明は、１２００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する薄い冷延焼鈍鋼板の製造に関する。自動車分野および一般産業が、特に、そのような鋼板の用途の分野を構成する。

自動車産業では、特に、車両を軽量化するとともに、安全性を向上させるという継続した必要性が存在する。この増大する強度要求を満足するために、様々な系統の鋼が相次いで提案されており、まず、マイクロ合金化元素を含む鋼が提案されている。これらの硬化は、これらの元素の析出および結晶粒サイズの精練による。次いで、より柔らかいフェライトマトリックス内のマルテンサイト、大きな硬度の成分の存在により、良好な冷間成形性とともに４５０ＭＰａより大きい強度が得られることを可能にする「二相」の鋼の開発が続いた。

強度をさらに向上するために、極めて有利な強度／変形性特性の組合せで、「ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）」挙動を有する鋼が開発されている。これらの特性は、そのような鋼の構造に起因し、構造は、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含むフェライトマトリックスからなる。残留オーステナイト成分の存在は、変形しない板に高い延性をもたらす。その後の変形の効果、例えば、単軸的応力の下では、ＴＲＩＰ鋼からなる部分の残留オーステナイトは、マルテンサイトに段々に変態させられ、それによって、相当な硬化をもたらし、局部的変形の出現を遅延させる。

二相鋼板またはＴＲＩＰ鋼板は、約１０００ＭＰａまでの最大強度レベルで提案されている。著しくより高い強度レベル、例えば、１２００から１４００ＭＰａを達成するためには、様々な困難が生じる：
−機械的強度の向上は、これらの鋼の溶接性を失って、相当により多くの合金化元素を含む化学組成を必要とする。
−フェライトマトリックスと硬化成分との硬度差の増大が観察され、これは、低い伸びで証明されるように、応力およびのひずみの局部集中があるという結果、および早期の損傷を有する。
−フェライトマトリックス内の硬化成分の割合の増大も観察される。この場合、アイランドは、強度が低い場合、最初に分離され、サイズが小さく、徐々に結合され、再度早期の損傷を促進する大きな成分を形成する。

ＴＲＩＰ鋼または二相微構造を有する鋼による、極めて高い強度レベルおよびある他の使用特性を同時に得る可能性は制限されるように思われる。さらに高い強度、すなわち、８００から１０００ＭＰａより上のレベルを達成するために、主にベイナイト構造を有する「多相」鋼が開発されている。自動車産業または一般産業では、適度な厚さの多相鋼板が、フェンダークロスメンバ、ピラーおよび様々なリインフォースメントなどの構造部品に有利に使用される。

特に、９８０ＭＰａより大きい強度を有する冷延多相鋼板の分野において、欧州特許第１５５９７９８号明細書は、０．１０から０．２５％のＣ、１．０から２．０％のＳｉ、１．５から３％のＭｎの組成を有する鋼の製造を開示し、微構造は、少なくとも６０％のベイナイトフェライトおよび少なくとも５％の残留オーステナイトからなり、多角形フェライトは、２０％未満である。この文献に示された例示の実施形態は、強度が１２００ＭＰａ以下であることを示す。

欧州特許第１５８９１２６号明細書はまた、薄い冷延板の製造を開示し、その強度×伸びの積は、２００００ＭＰａ％より大きい。鋼の組成は、０．１０から０．２８％のＣ、１．０から２．０％のＳｉ、１から３％のＭｎ、０．１０％未満のＮｂを含む。構造は、５０％より多いベイナイトフェライト、５から２０％の残留オーステナイトおよび３０％未満の多角形フェライトからなる。ここで、再び、示された実施形態は、強度がやはり１２００ＭＰａ未満であることを示す。

本発明の目的は、上記問題を解決することである。その目的は、８％より大きい破断点伸びとともに１２００ＭＰａより大きい強度を有し、良好な冷間成形性を有する冷延焼鈍鋼板を提供することである。本発明の他の目的は、機械的プロセスによって切断されるとき、損傷への無反応性が大きい鋼を提供することである。

さらに、本発明の目的は、パラメータのわずかな変化が微構造または機械的特性に実質的な改変を引き起こさない薄板を製造するプロセスを提供する。

本発明の目的はまた、冷間圧延によって容易に製造されることができる鋼板を提供することであり、すなわち、熱間圧延段階後のその硬度は、圧延力が冷間圧延段階の間に適度のままであるように制限される。

本発明の目的はまた、標準的なプロセスを使用して、金属コーティングの任意の蒸着に適切な薄い鋼板を提供することである。

本発明の目的はまた、切断による損傷への無反応性が大きく、穴拡大が可能な鋼板を提供することである。

本発明の目的はまた、スポット抵抗溶接などの標準組立プロセスによる良好な溶接性を示す鋼を提供することである。

これを達成するために、本発明の１つの主題は、１２００ＭＰａより大きい強度を有する冷延焼鈍鋼板であって、その組成が、含有量を重量で表して、０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、１％≦Ｍｎ≦３％、Ａｌ≧０．０１０％、Ｓｉ≦２．９９０％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１％、Ｎ≦０．００８％を含み、ここで１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３％であり、組成は、任意に、０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、Ｂ≦０．００５％、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、さらにＴｉ／Ｎ≧４およびＴｉ≦０．０４０％のような量のＴｉを含み、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、上記鋼の微構造は、１５から９０％のベイナイトを含み、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる、鋼板である。

本発明の他の主題は、上記組成の鋼板であって、１０％より大きい破断点伸びを有し、Ｍｏ＜０．００５％、Ｃｒ＜０．００５％、Ｂ＝０％であり、鋼の微構造は、６５から９０％のベイナイトを含み、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする鋼板である。

本発明の他の主題は、上記組成の鋼板であって、鋼板は、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、さらにＢ＝０％を含み、鋼の微構造は、６５から９０％のベイナイトを含み、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする鋼板である。

本発明のさらに他の主題は、上記組成の鋼板であって、１４００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有し、鋼板は、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％を含み、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、鋼の微構造は、４５から６５％のベイナイトを含み、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする鋼板である。

本発明の他の主題は、上記組成の鋼板であって、１６００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有し、鋼板は、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％を含み、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、鋼の微構造は、１５から４５％のベイナイトを含み、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなることを特徴とする鋼板である。

１つの特定の実施形態によれば、組成は、０．１９％≦Ｃ≦０．２３％を含む。
好ましい実施形態によれば、組成は、１．５％≦Ｍｎ≦２．５％を含む。
好ましくは、組成は、１．２％≦Ｓｉ≦１．８％を含む。
優先して、組成は、１．２％≦Ａｌ≦１．８％を含む。
１つの特定の実施形態によれば、組成は、０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、０．００４％≦Ｎ≦０．００８％を含む。
好ましくは、組成は、０．１２％≦Ｖ≦０．１５％を含む。
好ましい実施形態によれば、組成は、０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％を含む。

好ましくは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドの平均サイズは、１ミクロン未満であり、アイランド間の平均距離は、６ミクロン未満である。

本発明の他の主題は、１２００ＭＰａより大きい強度および１０％より大きい破断点伸びを有する冷延鋼板を製造するプロセスであって、０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、１％≦Ｍｎ≦３％、Ａｌ≧０．０１０％、Ｓｉ≦２．９９０％、ここで１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３％であり、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１％、Ｎ≦０．００８％、Ｍｏ＜０．００５％、Ｃｒ＜０．００５％、Ｂ＝０の組成を有し、組成は、任意に、０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、Ｔｉ／Ｎ≧４およびＴｉ≦０．０４０％のような量のＴｉを含む鋼が準備されるプロセスである。この鋼から半製品が鋳造され、次いで、半製品は、１１５０℃より高い温度にもたらされ、半製品は、熱間圧延されて、熱延板を得る。板は、巻回、酸洗され、次いで、板は、３０から８０％の低減率で冷間圧延されて、冷延板を得る。冷延板は、Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃の温度Ｔ_１まで５から１５℃／ｓの速度Ｖ_ｃで再加熱され、５０から１５０ｓの時間ｔ_１の間、その温度で保持され、次いで、板は、（Ｍ_ｓ−３０℃からＭ_ｓ＋３０℃）の温度Ｔ_２に４０℃／ｓより大きいが１００℃／ｓより下の速度Ｖ_Ｒ１で冷却される。板は、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、上記温度Ｔ_２で維持され、次いで、周囲温度に３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２で冷却される。

本発明の他の主題は、１２００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する冷延鋼板を製造するプロセスであって、０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、１％≦Ｍｎ≦３％、Ａｌ≧０．０１０％、Ｓｉ≦２．９９０％、ここで１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３％であり、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１％、Ｎ≦０．００８％、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、任意に、０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、Ｂ≦０．００５％およびＴｉ／Ｎ≧４およびＴｉ≦０．０４０％のような量のＴｉの組成を有する鋼が準備されるプロセスである。この鋼から半製品が鋳造され、次いで、半製品は、１１５０℃より高い温度にもたらされ、次いで、半製品は、熱間圧延されて、熱延板を得る。板は、巻回され、次いで、板は、酸洗され、次いで、板は、３０から８０％の低減率で冷間圧延されて、冷延板を得る。冷延板は、Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃の温度Ｔ_１まで５から１５℃／ｓの速度Ｖ_ｃで再加熱され、５０から１５０ｓの時間ｔ_１の間、その温度で保持され、次いで、板は、Ｂ_ｓから（Ｍ_ｓ−２０℃）の温度Ｔ_２に２５℃／ｓより大きいが１００℃／ｓより下の速度Ｖ_Ｒ１で冷却される。板は、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、温度Ｔ_２で維持され、次いで、周囲温度に３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２で冷却される。

温度Ｔ_１は、好ましくはＡｃ３＋１０℃からＡｃ３＋２０℃である。

本発明の他の主題は、自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、上記実施形態のうちの１つに記載の、または上記実施形態のうちの１つに記載のプロセスによって製造される冷延焼鈍鋼板の使用である。

本発明の他の特徴および利点は、実施例によって、および以下の添付図面を参照して以下に付与される記載で明らかとなる。

本発明による鋼板の構造の例を示し、構造は、ＬｅＰｅｒａエッチング液によって明らかにされる。本発明による鋼板の構造の例を示し、構造は、Ｎｉｔａｌエッチング液によって明らかにされる。

本発明者らは、薄い冷延焼鈍鋼板が、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランド、すなわち「Ｍ−Ａ」アイランドで補完されたベイナイト微構造を有する場合、上記問題が解決されることを実証した。１６００ＭＰａより大きい最も高い強度を有する鋼の場合、微構造は、大量のマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む。

鋼の化学的組成に関しては、炭素が、微構造の形成および機械的特性で極めて重要な役割を果たしており、炭素は、組成の他の元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ）および冷間圧延後の焼鈍熱処理と共に、焼入性を向上するとともに、ベイナイト変態を得ることを可能にする。本発明による炭素含有量は、また、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドの形成をもたらし、その量、モフォロジおよび組成は、上記特性が得られることを可能にする。

炭素はまた、冷間圧延、次いで焼鈍熱処理後に、初析フェライトの形成を遅らせ、そうでなければ、この低硬度相の存在は、硬度がより高いマトリックスとの界面で過剰に大量の局部損傷をもたらす。従って、高強度レベルを達成するために、焼鈍に起因する初析フェライトの存在は回避されなければばらない。

本発明によれば、炭素含有量は、０．１０から０．２５重量％である。０．１０％より下では、十分な強度が得ることができず、残留オーステナイトの安定性は不十分である。０．２５％より上では、熱影響ゾーンの中で焼入微構造の形成のために溶接性は低減される。

好ましい実施形態によれば、炭素含有量は、０．１９から０．２３％である。この範囲内では、溶接性は、極めて満足なものであり、Ｍ−Ａアイランドの量、安定性およびモフォロジは、有利な一対の機械的特性、すなわち強度／伸びを得るのに特に適する。

ガンマ相の形成を促進する成分であるマンガンを１から３重量％の量で添加すると、冷間圧延、次いで焼鈍後の冷却時に、初析フェライトの形成を防ぐ。マンガンは、また、液相中での精錬の間に鋼の脱酸素に貢献する。マンガンの添加は、また、有効な固溶体硬化およびより高い強度の達成に貢献する。好ましくは、マンガン含有量は、その効果が有害縞状組織を形成する危険なしで得られるように、１．５から２．５％である。

本発明によれば、シリコンおよびアルミニウムは、重要な役目を共同で果たす。

シリコンは、焼鈍後にオーステナイトから冷却されると、セメンタイトの析出を遅らせる。従って、本発明によるシリコンの添加は、十分な量の残留オーステナイトをアイランドの形で安定させることに役立ち、変形の効果の下では、その後、マルテンサイトに徐々に変態される。オーステナイトの他の部分は、焼鈍後に冷却されると、マルテンサイトに直接変態される。

アルミニウムは、鋼を脱酸素するために非常に有効な成分である。この点では、その含有量は、０．０１０％以上である。シリコンのように、それは、残留オーステナイトを安定化する。

アルミニウムおよびシリコンの、オーステナイトの安定化への効果が類似している。シリコンおよびアルミニウムの含有量が、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３％のような量であるとき、オーステナイトの満足な安定化が得られ、それによって、満足な使用特性をさらに維持しながら所望の微構造を形成することを可能にする。最小アルミニウム含有量が０．０１０％であるとき、シリコン含有量は２．９９０％以下である。

好ましくは、シリコン含有量は、十分な量の残留オーステナイトを安定させるとともに、冷間圧延前の熱巻回段階の間に粒内酸化を防ぐために１．２から１．８％である。表面欠陥の外観は、特に、溶融亜鉛めっき工程中のぬれ性の不足をもたらすが、このように、付着性の高い酸化物の形成が回避される。

これら効果はまた、アルミニウム含有量が、好ましくは１．２から１．８％である場合、得られる。同等の含有量では、アルミニウムの効果は、シリコンの場合の上記効果と類似しているが、表面欠陥の出現の危険はより少ない。

本発明による鋼は、任意に、モリブデンおよび／またはクロムを含む。モリブデンは、焼入性を向上させ、初析フェライトの形成を防ぎ、効果的にベイナイト微構造を精製する。しかしながら、０．２５重量％より多い含有量は、ベイナイトの形成を失って、主にマルテンサイト微構造を形成する危険を増大する。

クロムはまた、初析フェライトの形成を防ぐこと、およびベイナイト微構造の精製に貢献する。１．６５％より上では、主にマルテンサイト構造を得る危険は高い。

しかしながら、モリブデンと比較して、その効果はあまり顕著ではない。本発明によれば、クロムおよびモリブデン含有量は、Ｃｒ＋３Ｍｏ≧０．３％のような量である。

この関係でのクロムおよびモリブデンの要素は、これらの成分の焼入性、特に、それぞれの能力への影響を示して、本発明の特定の冷却条件下での初析フェライトの形成を防ぐ。

本発明の経済的な実施形態によれば、鋼は、非常に低いまたはゼロのモリブデンおよびクロム含有量、すなわち、これら２つの成分の０．００５重量％より下の含有量、および０％のホウ素を有してもよい。

１４００ＭＰａより大きい強度を得るために、クロムおよび／またはモリブデンを上記量で添加することが必要である。

硫黄含有量が０．０１５％より多い場合、硫化マンガンの過剰な存在のために成形性が低減される。

リン含有量は、十分な熱間延性を維持するために、０．１％に限定される。

窒素含有量は、任意の経時変化を回避するために、０．００８％に限定される。

本発明による鋼は、任意に、バナジウムを０．０５から０．１５％の量で含む。特に、同時に窒素含有量が０．００４から０．００８％である場合、微細な炭窒化物の形でのバナジウムの析出が冷間圧延後の焼鈍の間に発生する可能性があり、これら炭窒化物は、さらなる硬化をもたらす。

バナジウム含有量が、０．１２から０．１５重量％である場合、均一な伸びまたは破断点伸びが特に向上される。

鋼は、任意に、０．００５％以下の量でホウ素を含んでもよい。好ましい実施形態では、鋼は、好ましくは０．０００５から０．００３％のホウ素を含み、それによって、クロムおよび／またはモリブデンの存在下で、初析フェライトを抑制することに役立つ。他の添加成分に対する補完として、ホウ素が上記量で添加され、１４００ＭＰａより大きい強度を得ることを可能にする。

鋼は、任意に、チタンをＴｉＮ≧４およびＴｉ≦０．０４０％のような量で含んでもよい。これは、チタン炭窒化物が形成されることを可能にし、硬化を向上する。

組成の残部は、精錬に由来する不可避的不純物からなる。Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓなどのこれらの不純物の含有量は、０．００５％未満である。

１２００ＭＰａより大きい強度を有する鋼板の製造を対象とした本発明の１つの実施形態によれば、鋼の微構造は、６５から９０％のベイナイトからなり、これらの含有量は、単位面積当たりの百分率を参照し、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランド（Ｍ−Ａ化合物のアイランド）からなる。

この構造は、低硬度初析フェライトを含まない主にベイナイトであり、１０％より大きい破断点伸びを有する。

本発明によれば、マトリックス中に一様に分散されたＭ−Ａアイランドは、１ミクロン未満の平均サイズを有する。

図１は、本発明による鋼板の微構造の例を示す。Ｍ−Ａアイランドのモフォロジは、適切な化学エッチング液によって明らかにされ、エッチング後、Ｍ−Ａアイランドが比較的暗いベイナイトマトリックス上で白に見える。小さなアイランドによっては、ベイナイトフェライトラス間に局部集中される。アイランドは、統計的に代表的な領域上を約５００×から１５００×の範囲に及ぶ倍率で観察され、アイランドの平均サイズおよびこれらのアイランド間の平均距離が、画像解析ソフトウェアを使用して測定される。図１の場合には、単位面積当たりのアイランドの百分率は１２％であり、Ｍ−Ａアイランドの平均サイズは、１ミクロン未満である。

Ｍ−Ａアイランドの特有のモフォロジが、特に望ましいことが実証され、アイランドの平均サイズが１ミクロン未満である場合、およびこれらのアイランド間の平均距離が６ミクロン未満である場合、次の効果が同時に得られる：
−大きなＭ−Ａアイランド上での割れ開始がないために制限される損傷、および
−多くの小さなＭ−Ａ成分の接近による著しい硬化。

１４００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する鋼板の製造を対象とする本発明の他の実施形態によれば、微構造は、４５から６５％のベイナイトからなり、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなる。

１６００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する鋼板の製造を対象とする本発明の他の実施形態によれば、微構造は、１５から４５％のベイナイトからなり、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる。

本発明による薄い冷延焼鈍板を製造するプロセスの実施は、以下のとおりである：
−本発明による組成の鋼が準備される。
−この鋼から半製品が鋳造される。インゴットを形成するまたは約２００ｍｍの厚さでスラブを連続的に形成するために鋳造が実行されてもよい。数十ミリメートルの厚さの薄いスラブを形成するために、または反対方向に回転する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適した温度に完全に達するように、１１５０℃より上の温度にまず加熱される。当然のことながら、薄いスラブまたは反対方向に回転する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段階は、高くても１１５０℃の温度で開始し、中間再加熱段階がこの場合不必要であるように、鋳造後に直接実行されてもよい。
−半製品は熱間圧延される。本発明の１つの利点は、冷延焼鈍板の最終特性および微構造は、最終圧延温度および熱間圧延後の冷却と比較的無関係である。
−次に、熱延板は巻回される。巻回温度は、好ましくは熱延板の硬度および粒子間の表面酸化を制限するように、５５０℃より下である。熱延板の硬度があまりに高いと、後の冷間圧延中に過剰な力および場合により角欠けがもたらされる。
−次に、熱延板は、それ自体が知られているプロセスを使用して、熱延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。冷間圧延は、熱延板の厚さを３０から８０％低減するように実行される。
−次に、焼鈍熱処理は、好ましくは連続的な焼鈍によって実行され、それは、次の段階を含む：
−温度Ｔ_１までの５から１５℃／ｓの加熱速度Ｖ_ｃでの加熱段階。Ｖ_ｃが１５℃／ｓより速い場合、冷間圧延によって加工硬化された板の再結晶は、完全でなくてもよい。５℃／ｓの最小値が生産性に必要である。５から１５℃／ｓの速度Ｖ_ｃは、所望の最終微構造に特に適するオーステナイト結晶粒サイズを得ることを可能にする。温度Ｔ_１は、Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃であり、温度Ａｃ３は、加熱の間のオーステナイトへの完全転移に相当する。Ａｃ３は、鋼の組成および加熱速度に依存し、例えば、熱膨張法によって決定され得る。完全オーステナイト化は、初析フェライトの後の形成が制限されることを意味する。オーステナイト結晶粒の過剰な粗大化を防ぐ目的で、温度Ｔ_１は、Ａｃ３＋２０℃より下であることは重要である。この（Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃）範囲内では、最終生成物の特性は、温度Ｔ_１における変化への無反応性が大きい。非常に好ましくは、温度Ｔ_１は、Ａｃ３＋１０℃からＡｃ３＋２０℃である。これらの条件下では、発明者らは、オーステナイト結晶粒サイズがより均質でより微細であり、その後、それ自体がこれらの特性を有する最終微構造の形成をもたらすことを実証した、
−温度Ｔ_１で、５０ｓから１５０ｓの時間ｔ_１の間の浸漬。この段階は、オーステナイトの均質化をもたらす。

プロセスの次の段階は、鋼のクロムおよびモリブデン含有量に依存する：
−鋼がクロム、モリブデンおよびホウ素を実際に含んでいない場合、すなわち、Ｃｒ＜０．００５％、Ｍｏ＜０．００５％、Ｂ＝０％である場合、４０℃／ｓより高いが１００℃／ｓより下の速度Ｖ_Ｒ１での冷却が、Ｍ_ｓ−３０℃からＭ_ｓ＋３０℃の温度Ｔ_２まで実行される。これらの冷却速度条件下では、オーステナイト中への炭素の拡散は制限される。この効果は、ｌ００℃／ｓより高い温度で飽和される。浸漬は、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、この温度Ｔ_２で実行される。Ｍ_ｓは、マルテンサイト変態開始温度を表す。この温度は、使用される鋼の組成に依存し、例えば、熱膨張法によって決定され得る。これらの条件は、冷却の間に初析フェライトの形成を防ぐ。これらの条件はまた、オーステナイトのほとんどがベイナイトに変態されることをもたらす。残りの割合は、マルテンサイトに変態され、または場合により残留オーステナイトの形で安定化される。
−鋼が、Ｍｏ≦０．２５％、Ｃｒ≦１．６５％およびＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％のような量であるクロム含有量およびモリブデン含有量を有する場合、鋼は、Ｂ_ｓからＭ_ｓ−２０℃の温度Ｔ_２に、２５℃／ｓより高く１００℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ１で冷却される。浸漬は、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、この温度Ｔ_２で実行される。Ｂ_ｓは、ベイナイト変態開始温度を表す。これらの条件は、上記のような同じ微構造特性を得ることを可能にする。クロムおよび／またはモリブデンの添加は、初析フェライトが形成されないことを確実にすることを特に可能にする。本発明による冷却速度制限Ｖ_Ｒ１内で、製品の最終特性は、この速度Ｖ_Ｒ１の変化に比較的敏感でない。
−製品がクロムおよび／またはモリブデンを含んでも、含まなくても、プロセスの次の段階は同じであり、冷却段階は、周囲温度に、３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２で実行される。特に、温度Ｔ_２が、本発明による範囲内でかなり低い場合、３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２での冷却は、新しく形成されたマルテンサイトアイランドをテンパリングし、これは、使用特性の観点で好ましい。

実施例
重量百分率として表される以下の表で与えられる組成を有する鋼が精錬された。本発明による板を製造するために用意される鋼Ｉ−１からＩ−５に加えて、この表は、基準の板を製造するために用意される鋼Ｒ−１からＲ−５の組成の比較を示す。

上記の組成に対応する半製品が１２００℃に再加熱され、３ｍｍの厚さに熱間圧延され、５５０℃より下の温度で巻回された。板は、次いで、０．９ｍｍの厚さに、すなわち、７０％の低減率で冷間圧延された。任意の１つの組成から開始して、いくつかの鋼が様々な製造条件を受けた。基準Ｉ１−ａ、Ｉ１−ｂ、Ｉ１−ｃおよびＩ１−ｄは、例えば、鋼組成Ｉ１と異なる条件の下で製造された４つの鋼板を示す。表２は、板を製造するための条件を示し、それらは、冷間圧延後に焼鈍された。加熱速度Ｖ_ｃは、すべての場合でｌ０℃／ｓであった。

Ａｃ３、Ｂ_ｓおよびＭ_ｓ変態温度も表２に付与される。

また、定量的顕微鏡検法によって測定された様々な微構造成分、すなわちベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの単位面積当たりの割合が示される。

Ｍ−Ａアイランドは、ＬｅＰｅｒａエッチング液によって明らかにされた。それらのモフォロジは、Ｓｃｉｏｎ（Ｒ）画像解析ソフトウェアを用いて検査された。

得られた引張機械的特性（降伏強度Ｒ_ｅ、強度Ｒ_ｍ、均一な伸びＡ_ｕ、および破断点伸びＡ_ｔ）は、以下の表３に付与される。また、Ｒ_ｅ／Ｒ_ｍ比も示されている。

ある事例では、−４０℃での破壊エネルギーが、厚さが１．４ｍｍに低減されたシャルピーＶ型の靭性試料で決定された。

切断（例えば、せん断または穴あけ）による損傷が評価され、この損傷は切断部分のその後の変形性を場合により減少させる場合があった。この目的のためには、２０×８０ｍｍ^２の試料がせん断された。次いで、いくつかのこれら試料のエッジが研磨された。試料は、光析出されたグリッドで被覆加工され、次いで、破壊まで単軸的引張りを受けた。応力が加えられる方向に平行な主ひずみε_１が、変形されたグリッドからの破壊の開始に可能な限りに近くで測定された。この測定は、機械的に切断されたエッジを有する試料および研磨されたエッジを有する試料で実行された。切断感度が損傷係数Δによって評価され、ここでΔ＝［ε_１（切断されたエッジ）−ε_１（研磨されたエッジ）］／ε_１（研磨されたエッジ）である。

いくつかの板については、１０ｍｍの初期直径の穴を有する１０５×１０５ｍｍ^２の試料上の切断されたエッジの近くの損傷も評価された。クラッキングが生じるまで、円錐形パンチを導入した後の穴の直径の相対的な増大が測定された。

本発明による組成の、本発明（Ｉ１−ａ、Ｉ２−ａ−ｂ、Ｉ３−ａ、Ｉ４およびＩ５）の条件にしたがって製造された板は、機械的特性、すなわち一方で１２００ＭＰａより大きい強度、ならびに他方で常に１０％以上の破断点伸びの特に有利な組合せを有する。本発明による鋼はまた、４０ジュール／ｃｍ^２より大きい−４０℃でのシャルピーＶ破壊エネルギーを有する。これは、特に動的に応力が加えられる場合に欠陥の突然の伝播への耐性がある部品の製造を可能にする。本発明による１２００ＭＰａの最小強度および１０％の最小破断点伸びを有する鋼の微構造は、６５から９０％のベイナイト含有量を有し、残りは、Ｍ−Ａアイランドからなる。図１は、このように、８８％のベイナイトおよび１２％のＭ−Ａアイランドを含む鋼板Ｉ３ａの微構造を示し、このミクロ構造は、ＬｅＰｅｒａエッチング液でエッチングすることにより明らかにされる。図２は、Ｎｉｔａｌエッチング液によって明らかにされたこの微構造を示す。１４００ＭＰａの最小強度および８％の最小破断点伸びを有する鋼の場合には、本発明による鋼は、４５から６５％のベイナイト含有量を有し、残りは、Ｍ−Ａアイランドである。１６００ＭＰａの最小強度および８％の最小破断点伸びを有する鋼の場合には、本発明による鋼は、１５から３５％のベイナイト含有量を有し、残りは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトである。本発明による鋼板は、１ミクロン未満のＭ−Ａアイランドサイズを有し、アイランド間距離は、６ミクロン未満である。

本発明による鋼はまた、損傷係数Δが−２３％に制限されるので、切断の場合の損傷に対する良好な耐性を有する。これらの特徴を有さない鋼板（Ｒ５）は、４３％の損傷係数を有する可能性がある。本発明による板は、良好な穴拡大性能を示す。

本発明による鋼は、また、良好な均一溶接性を有し、上述に示した厚さに適した溶接パラメータに対しては、溶接された継目は、冷間亀裂または熱間亀裂がない。

鋼板Ｉ１−ｂおよびＩ１−ｃは、低すぎる温度Ｔ_１で焼鈍され、オーステナイト変態は、完全でない。従って、微構造は、初析フェライト（Ｉ１ｂの場合４０％、およびＩ１−ｃの場合２０％）およびＭ−Ａアイランドの過剰の含有量を含む。従って、強度は、初析フェライトの存在によって低減される。

鋼板Ｉ１−ｄの場合、浸漬温度Ｔ_２は、Ｍ_ｓ＋３０℃より上であり、より高い温度で生じるベイナイト変態は、より粗い構造を生じさせて、不十分な強度をもたらす。

鋼板Ｉ−２ｃの場合、焼鈍後の冷却速度Ｖ_Ｒ１は不十分であり、形成された微構造は、より不均一であり、破断点伸びは、１０％未満に低減される。

板Ｉ−３ｂの場合、浸漬温度Ｔ_２は、Ｍ_ｓ−２０℃より下である。従って、冷却速度Ｖ_Ｒ１は、低温で形成されるベイナイトおよびマルテンサイトの出現を引き起こし、これらは、不十分な伸びに関連する。

鋼Ｒ１は、不十分な（シリコン＋アルミニウム）含有量を有し、浸漬温度Ｔ_２は、Ｍ_ｓ−２０℃より下である。不十分な（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量のために、形成されたＭ−Ａアイランドの量は、１２００ＭＰａ以上の強度を得るのに不十分である。

鋼Ｒ２およびＲ３は、不十分な炭素、マンガンおよびシリコン＋アルミニウム含有量を有する。形成されたＭ−Ａ化合物の量は、１０％未満である。更に、Ａｃ３より下の焼鈍温度Ｔ_１は、初析フェライトおよびセメンタイトの両方の過剰の含有量をもたらし、不十分な強度をもたらす。

鋼Ｒ４は、不十分な（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量を有し、冷却速度Ｖ_Ｒ１は、特にあまりにも低い。従って、冷却時の炭素とのオーステナイトの強化は、マルテンサイトの形成を可能にし、本発明によって意図される強度および伸び特性を得るのに不十分である。

鋼Ｒ５はまた、不十分な（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量を有する。焼鈍後の不十分な急速な冷却速度は、初析フェライトの過剰の含有量および不十分な機械的強度をもたらす。

鋼板Ｉ２−ａを製造するプロセスから開始して、鋼板Ｉ２−ｄは、８３０℃の温度Ｔ_１、すなわち、温度Ａｃ３を除いて、同一の特性を有するプロセスにしたがって製造された。Ｔ_１がＡｃ３に等しい場合、円錐形の穴拡大の性能は２５％である。温度Ｔ_１が８５０℃と等しい場合（Ａｃ３＋２０℃）、拡大の性能は３１％に増大される。

従って、本発明は、極めて高い強度を高い延性と組み合わせる鋼板の製造を可能にする。本発明による鋼板は、自動車分野および一般産業分野において、構造部品または補強部材を製造するために有利に使用される。

Claims

１２００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する冷延焼鈍鋼板であって、その組成が、含有量を重量で表して、
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、
１％≦Ｍｎ≦３％、
Ａｌ≧０．０１０％、
１．２％≦Ｓｉ≦１．８％、
Ｓ≦０．０１５％、
Ｐ≦０．１％、
Ｎ≦０．００８％を含み、
ここで１．２％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３％であり、
組成が、任意に、
０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｍｏ≦０．２５％、
Ｃｒ≦１．６５％、
ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、さらに
Ｔｉ／Ｎ≧４およびＴｉ≦０．０４０％のような量のＴｉを含み、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、前記鋼の微構造が、１５から９０％のベイナイトを含み、残りが、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる、鋼板。
１０％より大きい破断点伸びを有し、
Ｍｏ＜０．００５％、
Ｃｒ＜０．００５％、
Ｂ＝０％であり、
前記鋼の微構造が、６５から９０％のベイナイトを含み、残りが、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
鋼板が、
Ｍｏ≦０．２５％、
Ｃｒ≦１．６５％、
ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、さらに
Ｂ＝０％を含み、
前記鋼の微構造が、６５から９０％のベイナイトを含み、残りが、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
１４００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有し、
鋼板が、
Ｍｏ≦０．２５％、
Ｃｒ≦１．６５％を含み、
ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、
前記鋼の微構造が、４５から６５％のベイナイトを含み、残りが、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのアイランドからなることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
１６００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有し、
鋼板が、
Ｍｏ≦０．２５％、
Ｃｒ≦１．６５％を含み、
ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、
前記鋼の微構造が、１５から４５％のベイナイトを含み、残りが、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．１９％≦Ｃ≦０．２３％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鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
１．５％≦Ｍｎ≦２．５％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鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
１．２％≦Ａｌ≦１．８％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鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．０５％≦Ｖ≦０．１５％、
０．００４％≦Ｎ≦０．００８％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鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．１２％≦Ｖ≦０．１５％を含むことを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％を含むことを特徴とする、請求項１、４、および５のいずれか一項に記載の鋼板。
マルテンサイトおよび残留オーステナイトの前記アイランドの平均サイズが、１ミクロン未満であり、前記アイランド間の平均距離が、６ミクロン未満であることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼板。
１２００ＭＰａより大きい強度および１０％より大きい破断点伸びを有する冷延鋼板を製造するプロセスであって、
請求項２に記載の組成を有する鋼が準備され、
この鋼から半製品が鋳造され、
前記半製品が、１１５０℃より高い温度にもたらされ、
前記半製品が、熱間圧延されて熱延板を得て、
前記板が、巻回され、
前記熱延板が、酸洗され、
前記板が、３０から８０％の低減率で冷間圧延されて、冷延板を得て、
前記冷延板が、Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃の温度Ｔ_１まで５から１５℃／ｓの速度Ｖｃで再加熱され、５０から１５０ｓの時間ｔ_１の間、その温度で保持され、次いで、前記板が、（Ｍ_ｓ−３０℃からＭ_ｓ＋３０℃）の温度Ｔ_２に４０℃／ｓより大きいが１００℃／ｓより下の速度Ｖ_Ｒ１で冷却され、前記板が、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、前記温度Ｔ_２で維持され、次いで、周囲温度に３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２で冷却される、プロセス。
１２００ＭＰａより大きい強度および８％より大きい破断点伸びを有する冷延鋼板を製造するプロセスであって、
請求項１、および３から５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼が準備され、ＭｏおよびＣｒ含有量が、Ｍｏ≦０．２５％およびＣｒ≦１．６５％のような量であり、ここでＣｒ＋３Ｍｏ≧０．３％であり、
この鋼から半製品が鋳造され、
前記半製品が、１１５０℃より高い温度にもたらされ、
前記半製品が、熱間圧延されて熱延板を得て、
前記板が、巻回され、
前記熱延板が、酸洗され、
前記板が、３０から８０％の低減率で冷間圧延されて、冷延板を得て、
前記冷延板が、Ａｃ３からＡｃ３＋２０℃の温度Ｔ_１まで５から１５℃／ｓの速度Ｖ_ｃで再加熱され、５０から１５０ｓの時間ｔ_１の間、その温度で保持され、次いで、前記板が、Ｂ_ｓから（Ｍ_ｓ−２０℃）の温度Ｔ_２に２５℃／ｓより大きいが１００℃／ｓより下の速度Ｖ_Ｒ１で冷却され、前記板が、１５０から３５０ｓの時間ｔ_２の間、前記温度Ｔ_２で維持され、次いで、周囲温度に３０℃／ｓ未満の速度Ｖ_Ｒ２で冷却される、プロセス。
温度Ｔ_１が、Ａｃ３＋１０℃からＡｃ３＋２０℃であることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の製造プロセス。
自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、請求項１から１２のいずれか一項に記載の、または請求項１３から１５のいずれか一項に記載のプロセスによって製造される、冷延焼鈍鋼板の使用。