JP6294477B2 - 超高機械的強度および延性特性を有する鋼板、鋼板の製造方法および鋼板の利用 - Google Patents

Description

本発明は、冷間成形操作を実施可能にする機械的強度および変形能力を同時に有する超高強度鋼板の製造に関する。より具体的には、本発明は、９００ＭＰａを超える機械的強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％を超える均一伸びを有する鋼鉄に関する。車両および特に陸上車両（自動車、コンバイン、トラクター、トラクタトレーラーなど）は特に、これらの鋼板の一利用分野を構成し、潜在的な用途は構造部品、補強要素、または耐摩耗部品の製造である。

温室効果ガスの排出低減に対する強い要求は、厳しさを増す自動車の安全性および燃料価格に対する要求事項と相まって、構造機械的強度を維持しながら、部品を薄型化させ、ひいては車両重量を減少させるために、陸上車両のメーカーが、機械的強度を改善した鋼鉄を車体で使用することを増加させる動機となっている。この点に関して、亀裂を伴わずに成形するための十分な成形性と共に高い強度を兼ね備えた鋼鉄の重要性は、さらに高まっている。機械的強度のレベルが異なる複数の種類の鋼鉄が長年にわたって引き続いて提案されている。これらの種類としては、ＤＰ（複相用）鋼、ＴＲＩＰ鋼（変態誘起塑性用）、多相鋼や、低密度鋼（ＦｅＡｌ）が挙げられる。

従って、より軽量の車両に対するこの要求に応えるべく、薄型化を補うために、ますます高強度の鋼鉄を得る必要がある。しかし炭素鋼分野では、機械的強度の向上には、一般に延性の低下が伴う。さらに、陸上車両メーカーは、高レベルの延性を有する鋼鉄を必要とするますます複雑な部品を設計している。

ＷＯ２０１２／１６４５７９は、以下の化学組成Ｃ：０．２５−０．５５、Ｓｉ：０．５−１．８、Ｍｎ：０．８−３．８、Ｃｒ：０．２−２．０、Ｔｉ：０．０−０．１、Ｃｕ：０．０−１．２、Ｖ：０．０−０．５、Ｎｂ：０．０−０．０６、Ａｌ：０．０−２．７５、Ｎ：＜０．００４、Ｐ：＜０．０２５、Ｓ：＜０．０２５を有する鋼鉄のベイナイトから主に構成される微細構造について記載している。この熱間ベイナイト系鋼の製造方法は、コイル状鋼板を周囲温度まで冷却する工程を含み、この工程により冷却中にベイナイト変態が起こる。この特許の枠内では、ベイナイト微細構造は、厚く高強度の鋼板を生じる熱間法によって得られる。薄型化させるための冷間圧延には、非常に大きな力を加える必要があり、該熱間鋼板は、自動車分野の要求事項を満足させる、軽量化という必須課題に応えることができない。

他方、ＥＰ１５５３２０２は、０．０６から０．６重量％のＣ；０．５から３重量％のＳｉ＋Ａｌ；０．５から３重量％のＭｎ；０．１５％未満のＰ；および０．０２重量％未満のＳを含み、これにより微細構造が面積率で３％を超える残留オーステナイト、３０％を超えるベイナイトフェライトおよび好ましくは５０％未満のポリゴナルフェライトを含む、水素含有率の上昇によって生じる脆性に対する耐性を備えた超高強度鋼について記載している。本発明で得た鋼鉄は、化学組成および冶金経路、即ち生産パラメータが幅広い範囲にわたるために、機械的特性が広く分散する特徴を有する。

国際公開第２０１２／１６４５７９号 欧州特許第１５５３２０２号明細書

本発明の目的は、上記の問題を解決することである。本発明によって９００ＭＰａを超える機械的強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％を超える均一伸びを有する冷間圧延鋼が提供される。本発明のさらなる主要な目的は、安定な生産に適切な鋼鉄を提供することである。製造ルートの強さは、本発明の主な構成要素である。

製造コストはこのため削減され、熱機械的製造条件が単純化され、製造ばらつきが低くなる。

この目的のために、本発明の目的は、９００ＭＰａ以上の機械的強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％以上の均一伸びを有する冷間圧延焼鈍鋼板であって、該鋼板の組成が重量パーセント表示で：０．２６％≦Ｃ≦０．４５％、好ましくは０．２６％≦Ｃ≦０．３５％、１．０％≦Ｍｎ≦３．０％、好ましくは１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、１．０％≦Ｓｉ≦３．０％、好ましくは１．４％≦Ｓｉ≦１．８％、Ａｌ≦０．１％、Ｃｒ≦１．５％、好ましくはＣｒ≦０．５％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｎｂ≦０．１％および好ましくはＮｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０２％、Ｖ≦０．０１５％、Ｎ≦０．０１％を含み、組成の残りが鉄および加工から生じる不可避不純物によって構成され、２５６×Ｃ＋４７×Ｍｎ＋１５０×Ｃｒ＋２２６０×Ｎｂ＞１４２であることが理解され、微細構造が面積率で１３から２５％の残留オーステナイト、１３から３０％の島状のマルテンサイトおよび残留オーステナイトによって構成され、残りがフェライトおよびベイナイトによって構成される、冷間圧延焼鈍鋼板である。

好ましくは、本発明による鋼鉄は、最大３０％のフェライトを含有する。

好ましくは、本発明による鋼鉄の全伸びは１４％を超え、１５％でさえある。

好ましくは、本発明による鋼鉄は、亜鉛コーティングもしくは亜鉛合金コーティングを含有し、またはアルミニウムコーティングもしくはアルミニウム合金コーティングさえ含有する。

本発明のさらなる目的は、９００ＭＰａ以上の強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％以上の伸びを有する焼鈍冷間圧延鋼板の製造方法であって：
本発明により請求する組成を有する鋼鉄を得る工程、次に
この鋼鉄を半完成製品の形態に鋳造する工程、次に
この半完成製品を１１５０℃から１２７５℃の温度Ｔ_ｒｅｃｈとして、再加熱した半完成製品を得る工程、次に
この再加熱した半完成製品を、熱間圧延終了温度Ｔ_ｆｌを８５０℃以上として熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程、次に
この熱間圧延鋼板を５４０から５９０℃の温度Ｔ_ｂｏｂにてコイリングして、コイル状熱間圧延鋼板を得る工程、次に
コイル状熱間圧延鋼板を周囲温度まで冷却する工程、次に、
場合により、鋼板が４００℃から７００℃の温度で５から２４時間の長さにわたって焼鈍されるように、このコイル状熱間圧延鋼板に基本焼鈍を行う工程。

この焼鈍コイル状熱間圧延鋼板を次にアンコイリングおよび酸洗して、冷間圧延に適切な熱間圧延鋼板を得る工程、次に
冷間圧延に適切なこの熱間圧延鋼板を３０から８０％の圧下率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、次に
この冷間圧延鋼板を２から５０℃／秒の速度Ｖ_Ｃにて７６０から１１００℃の温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}まで６０から６００秒の長さｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}にわたって再加熱することによって焼鈍する工程、次に
この冷間圧延鋼板を２０から１０００℃／秒の速度にて冷却終了温度_ＯＡが３６０℃から４４０℃となるように冷却することによって冷却する工程を含み：
Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}＜１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ１）、式中、Ｔ１＝−２０６Ｃ−４３Ｍｎ−１６４Ｃｒ−８９６Ｎｂ
Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}＞１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ２）、式中、Ｔ２＝５０Ｃ＋４Ｍｎ−１４Ｃｒ＋１３６４Ｎｂ−１３２であることが理解される、焼鈍冷間圧延鋼板の製造方法である。

温度を℃で、化学組成を重量パーセントで表して、
この冷間圧延鋼板を３６０から４４０℃の温度範囲で１００から２０００秒の期間Ｔ_ＯＡにわたって保持する。

この鋼板を３６０から４４０℃の冷却終了温度Ｔ_ＯＡにて１００から２０００秒にわたって等温的に保持することが好ましい。

圧延終了温度Ｔ_ｆｌが９００℃以上であることが好ましい。

亜鉛または亜鉛合金で電解析出または物理化学的析出などの適切な方法によってコーティングする前に、焼鈍鋼板を周囲温度まで冷却することが好ましい。

場合により、周囲温度まで冷却する前に、焼鈍冷間圧延鋼板を亜鉛または亜鉛合金で溶融亜鉛めっき法によってコーティングすることができる。

場合により、周囲温度まで冷却する前に、焼鈍冷間圧延鋼板をＡｌまたはＡｌ合金で溶融アルミニウムめっき法によってコーティングすることができる。

場合により、焼鈍鋼板を０．１から３％の冷間圧延率で再度冷間圧延する。

焼鈍して、場合によりコーティングした鋼板を次に、１５０から１９０℃の保持温度にて１０時間から４８時間の保持時間ｔ_ｂａｓｅにわたって焼鈍することが好ましい。

場合により、温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}における焼鈍の後および速度Ｖ_Ｃにおける冷却の前に、鋼板をホットスタンプすることができる。

本発明による冷間圧延焼鈍鋼板、または本発明による方法によって製造された冷間圧延焼鈍鋼板は、陸上車両用の部品製造に使用される。

本発明の他の特徴および利点を以下でより詳細に説明する。

本発明において、炭素含有率は、０．２６から０．４５％重量パーセントの間である。本発明の炭素含有率が０．２６重量％を下回る場合、機械的強度は不十分となり、１２％を超える均一伸びを得るには、残留オーステナイト分率はなお不十分である。０．４５％を上回ると溶接性がますます低下するのは、熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）または溶融部において、抵抗溶接によって、靱性が低い微細構造が形成されるためである。好ましい一態様において、炭素含有率は０．２６から０．３５％である。この範囲内では、溶接性は十分であり、オーステナイト安定化は最適化され、マルテンサイト分率は本発明で規定する範囲内にある。

マンガンは、置換型の固溶強化元素である。マンガンはオーステナイトを安定化させて、Ａｃ３変態温度を低下させる。従ってマンガンは、機械的強度の向上に寄与する。本発明において、所望の機械的特性を得るためには、最低１．０重量％の含有率が必要である。しかし、３．０％を超えると、マンガンのガンマ生成特徴は、自動車構造部品の形成特性に悪影響を及ぼす可能性がある、過度に顕著な縞状構造の形成につながり、コーティング性が低下する。１．４％から２．６％のマンガン含有率の区間において、本発明で請求する鋼板の溶接好適性に悪影響を及ぼす、形成中に望ましくない縞状構造が形成するリスクまたは溶接合金の硬化性が上昇するリスクを高めることなく、十分な機械的強度が得られることが好ましい。

残留オーステナイトは、ケイ素の添加によって安定化させることが可能であり、ケイ素は焼鈍サイクルの間に、最も詳細にはベイナイト変態の間に炭化物の析出を著しく遅延させる。析出の遅延は、セメンタイト中のケイ素の溶解度が非常に低く、この元素がオーステナイト中での炭素の活量を上昇させることから生じる。従って、セメンタイトの形成の前は必ず、界面におけるＳｉ排除の工程が起こる。従って、オーステナイト中の炭素を高濃度化することは、焼鈍鋼板での周囲温度におけるオーステナイトの安定化につながる。続いて、例えば形成中に外部応力を印加すると、このオーステナイトのマルテンサイトへの変態につながる。この変態の結果も、耐損傷性を改善するはずである。本発明の目的である特性に関して、３．０％を超える量のケイ素の添加によって、フェライトが著しく増加して所望の機械的強度が得られず、さらに表面欠陥につながる強付着性酸化物が形成される。オーステナイトに対する安定化効果を得るためには、最小量を１．０重量％に設定する必要もある。上記の効果を最適化するためには、ケイ素含有率は、好ましくは１．４％から１．８％となる。

クロム含有率を１．５％に制限する必要がある。この元素によって、この均熱温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}からの焼鈍開始時に、冷却の間の初析フェライトの形成を制御することができる。このフェライトは、大量であると、本発明による鋼板の必要な機械的強度を低下させる。この元素によっても、ベイナイト微細構造を硬化および微細化することができる。クロム含有率は、コスト上の理由でおよび過度の硬化を防止するために、０．５％未満とすることが好ましい。

ニッケルおよび銅は、マンガンの効果と本質的に同様の効果を有する。これらの２つの元素は、残留レベルで存在する。

アルミニウム含有率は０．１重量％に制限されている。アルミニウムは、フェライトの形成を増加させる、強力なアルファ生成元素である。高レベルのアルミニウムは、Ａｃ３温度を上昇させるので、工業的方法は、焼鈍に必要なエネルギー投入量の点でより高コストとなる。高レベルのアルミニウムによって、圧延上流の鋼鉄の鋳造の間に、耐火物の腐食およびノズル目詰まりのリスクが高まることにも留意すべきである。アルミニウムも負偏析してマクロ偏析につながることがある。アルミニウムは過剰な量では、連続鋳造中の熱間延性を低下させ、欠陥が発生するリスクを上昇させる。鋳造条件を厳密に制御しないと、マクロ偏析欠陥およびマクロ偏析欠陥によって、最終的に焼鈍鋼板の中央偏析が生じる。この中央の帯状部は、この周囲のマトリックスより硬くなり、材料の成形性に悪影響を有するようになる。

硫黄の含有率が０．００５％を上回ると、変形適性を低下させる硫化物、例えばＭｎＳ、即ち硫化マンガンが過剰に存在するために、延性が低下する。

リンは固溶状態で硬化するが、特にリンの粒界において偏析する傾向またはマンガンと共析する傾向があるために、スポット溶接および熱間延性のための適性を著しく低下させる元素である。これらの理由で、リンの含有率は、スポット溶接のための正しい適性を得るために、０．０２０％に制限する必要がある。

ニオブは、炭素および／または窒素によって硬化する析出物を形成する特別な特徴を有する、マイクロ合金元素である。これらの析出物は、熱間圧延操作時にすでに存在し、焼鈍中の再結晶を遅延させ、従って微細構造を微細化させて、このことが材料の硬化に寄与できる。構造を微細化する効果によって伸び性能を低下させることなく、高温焼鈍が可能になることによって、生成物の伸び特性を改善することも可能になる。これにもかかわらず、ニオブ含有率は、過剰な熱間圧延力を防止するために、および経済上の理由で０．１％に制限しなければならない。ニオブ含有率は、冷間圧延鋼板の過剰な硬化を回避するために、およびコスト上の理由で、０．０５％未満とすることが好ましい。別の実施形態において、ニオブ含有率は０．００１％以上であることが好ましく、これによりフェライトが存在する場合およびこのような硬化が望ましい場合、フェライトを硬化させることが可能となる。

残りのマイクロ合金元素、例えばチタンおよびバナジウムがそれぞれ０．０２％および０．０１５％の最大値にそれぞれ制限されるのは、これらの元素はニオブと同じ利点を有するものの、製品の延性を低下させる特別な特徴を有するためである。この制限は経済的でもある。

窒素は、材料のエージング現象を防止し、凝固中の窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の析出、ゆえに半完成製品の脆化を最小限に抑えるために、０．０１％に制限される。

組成の残りは、鉄および加工から生じる不可避不純物によって構成される。

本発明において、鋼鉄の微細構造は、面積率で１３から２５％のオーステナイトを含有する必要がある。残留オーステナイト含有率が１３％未満である場合、均一伸びは１２％未満となる。残留オーステナイトが２５％を超えると不安定となるのは、炭素が十分に高濃度化されず、鋼鉄の延性が低下するためである。弾性限界は７００ＭＰａとなる。

本発明による鋼鉄は、１３から３０％の島状ＭＡ、即ち島状の残留オーステナイトおよびマルテンサイトも含有する必要があり、マルテンサイトは未処理とすることができるか、またはいずれかの適切な方法で焼戻しすることができる。島状ＭＡの含有率が１３％未満である場合、９００ＭＰａの機械的強度が得られず、３０％を超える場合、均一伸びは１２％未満となる。

微細構造の残りは、ベイナイトおよび場合によりフェライトによって構成される。フェライトは、存在する場合、ポリゴナル型であることが好ましい。

本発明による鋼板は、いずれの適切な方法によっても製造できる。例えば、下記の工程を含むことができる本発明による方法を使用できる。

最初に、本発明による組成を有する鋼鉄を得る。次に半完成製品をこの鋼鉄から鋳造する。この鋳造は、インゴットの形態であるか、またはスラブの形態で連続的であることができる。

すべての箇所において鋼鉄が圧延中に高度に変形されるための好ましい温度に達するように、鋳造した半完成製品を次に１１５０℃を超える温度Ｔ_ｒｅｃｈまで上昇させて、再加熱半完成製品を得ることができる。この温度区間により、オーステナイト範囲内とすることが可能である。しかし、温度Ｔ_ｒｅｃｈが１２７５℃を超える場合、あいにくオーステナイト粒が成長して、より粗い最終構造となり、液体酸化物の存在に関連する表面欠陥のリスクが上昇する。もちろん、スラブを再加熱せずに鋳造の直後に熱間圧延を行うことも可能である。

従って半完成製品は、鋼鉄の構造が完全にオーステナイト性である温度範囲にて熱間圧延される。圧延終了温度Ｔ_ｆｌが８５０℃未満である場合、圧延力は非常に高く、大量のエネルギーを消費する可能性がある。圧延終了温度は９００℃を超えることが好ましい。

熱間圧延製品は次に、５４０から５９０℃の温度Ｔ_ｂｏｂにてコイリングされる。この温度範囲によって、コイリングに関連する擬等温均熱と、これに続く冷却後のマルテンサイト分率を最小化するための低速冷却の間に、フェライト変態、ベイナイト変態またはパーライト変態を行うことができる。５９０℃を超えるコイリング温度は、望ましくない表面酸化物の形成につながる。コイリング温度が低すぎて５４０℃を下回る場合、冷却後の製品の硬度が上昇して、これにより後の冷間圧延中に必要な力が大きくなる。

次に必要な場合は、熱間圧延製品を、これ自体が公知の方法を使用して酸洗する。

場合により、コイル状熱間圧延製品の中間基本焼鈍をＴ_ＲＢ１からＴ_ＲＢ２（Ｔ_ＲＢ１＝４００℃およびＴ_ＲＢ２＝７００℃）にて、５から２４時間の期間にわたって行う。

この熱処理によって、熱間圧延鋼板のすべての箇所において１０００ＭＰａより低い機械的強度を有することが可能となり、ゆえに鋼板の中心と端部との硬度差が最小限に抑えられる。これによって、形成された構造の焼戻しによる以下の冷間圧延工程が著しく容易となる。

次に鋼板を好ましくは３０から８０％の圧下率で冷間圧延する。

次に冷間圧延製品を好ましくは連続焼鈍装置で、１秒当たり２から５０℃の平均加熱速度Ｖ_Ｃで再加熱する。後述する焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}に関連して、この加熱速度範囲により構造の十分な再結晶および微細化を行うことができる。１秒に付き２℃を下回ると、表面脱炭のリスクが回避される。１秒に付き５０℃を上回ると、残留オーステナイト分率を低下させる効果を有する微量の非再結晶化不溶性炭化物が、均熱の間に存在することが回避される。

鋼板を温度７６０℃から１１００℃の焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}で加熱する。７６０℃未満のＴ_{ｓｏａｋｉｎｇ}温度により、存在する非再結晶性相が増加して、このことが伸びに悪影響を及ぼす。反対に、Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}が１１００℃を上回る場合、オーステナイト粒径が著しく増大し、このことは最終微細構造の微細化に、従って弾性限界のレベルに悪影響を及ぼす。

温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}における６０から６００秒の保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}によって、先に形成された炭化物の溶解、とりわけオーステナイトへの十分な変態が可能となる。６０秒を下回ると、炭化物の溶解が不十分となる。反対に、６００秒より長い保持時間が連続焼鈍装置の生産性要求事項、特にコイルの繰出し速度と適合することはまれである。従って、保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}は６０から６００秒である。

焼鈍均熱の完了時に、鋼板をＴ_ＯＡ１＝３６０℃からＴ_ＯＡ２＝４４０℃の温度Ｔ_ＯＡに達するまで、パーライトの形成を防止するのに十分な速さの冷却速度Ｖ_ｒｅｆで冷却する。この目的のために、この冷却速度は１秒に付き２０℃から１０００℃である。１秒に付き１０００℃を超えると、所望の温度Ｔ_ＯＡを正確に得ることが困難となる。３６０℃を下回ると、ベイナイト分率が高すぎて、残留オーステナイト分率は不十分であり、残留オーステナイト分率の安定性は結果として高すぎる。ここで伸びは不十分であり、即ち均一伸びは１２％未満である。４４０℃を上回ると、ベイナイト分率は低すぎて十分なオーステナイト分率を安定化できないが、望ましくないことに、存在する過剰なマルテンサイトの分率を上昇させる。ここで弾性限界または伸びは不十分である。

温度範囲Ｔ_ＯＡ１（℃）からＴ_ＯＡ２（℃）の保持時間ｔ_ＯＡは、ベイナイト変態を可能にするために、従ってこのオーステナイトへの炭素の高濃度化によるオーステナイトの安定化を可能にするために、１００秒より長くなければならない。保持時間ｔ_ＯＡはまた、残留オーステナイト分率を低下させる効果を有し、従って製品の延性に悪影響を及ぼす炭化物の析出を防止するために、２０００秒未満でなければならない。

焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}およびＴ_ＯＡにおける保持の温度よりなる対は、下の関係（１）および（２）によって定義され：
関係１：
Ｔ°_{ｓｏａｋｉｎｇ}＜１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ_１）、式中、Ｔ_１＝−２０６Ｃ−４３Ｍｎ−１６４Ｃｒ−８９６Ｎｂ
関係２：
Ｔ°_{ｓｏａｋｉｎｇ}＞１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ_２）、式中、Ｔ_２＝５０Ｃ＋４Ｍｎ−１４Ｃｒ＋１３６４Ｎｂ−１３２
温度を℃で、化学組成を重量パーセントで表す。この均熱は等温性であることが好ましい。

化学組成と焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}と保持温度Ｔ_ＯＡとの間のこれらの関係に従って、９００ＭＰａを超える強度、７００ＭＰａを超える弾性限界、最終的に、１２％を超える均一伸びを安定的に得ることができる。このことが本発明の必須ポイントであるのは、このことにより冶金生産経路が安定して、よって本発明の元素の温度および化学組成の範囲において、生産過程の変化および変動の関数として機械的応答が異ならない鋼板を得られるためである。

別の代替法は、周囲温度まで冷却する前に溶融めっきの形態で、ＺｎまたはＺｎ合金（重量パーセントで５０％を超えるＺｎ）を析出させることである。亜鉛または亜鉛合金コーティングは、いずれの公知の電解法または物理化学法によっても、裸焼鈍鋼板に適用できることが好ましい。アルミニウムまたはアルミニウム系合金（５０重量％を超えるアルミニウム）をベースとするコーティングも、溶融めっき法によって析出させることができる。

次に、弾性限界および曲げ性を改善するために、好ましくは冷間圧延、焼鈍および場合によりコーティングした鋼板に、１５０℃から１９０℃の保持温度Ｔ_ｂａｓｅにて１０時間から４８時間の保持時間ｔ_ｂａｓｅにわたって、後基本焼鈍処理を行うことができる。この処理は、「後基本焼鈍」と呼ばれる。

本発明を以下の非限定的な実施例によって説明する。

重量パーセントで表し、以下の表に示す組成を有する鋼鉄を調製した。表１は、本発明による鋼板の製造に使用した鋼鉄の化学組成を示す。

上の組成に対応する鋼板を、表２に示す製造条件に従って作製した。

これらの組成から開始して、ある鋼鉄を各種の焼鈍条件に供した。熱間圧延前の条件は同一であり、１２３０℃から１２７５℃での再加熱、９３０℃から９９０℃の圧延終了温度および５５０℃から５８０℃のコイリング温度である。次に熱間圧延製品をすべて酸洗して、次に鋼鉄によっては、ただちに冷間圧延するか、または冷間圧延前に焼鈍し、圧下率は６０から７０％であった。

表２は、以下の名称によって冷間圧延後に焼鈍した鋼板の製造条件も示す。
再加熱温度：Ｔ_ｒｅｃｈ
圧延終了温度：Ｔ_ｆｌ
コイリング温度：Ｔ_ＢＯＢ
基本焼鈍温度：Ｔ_ＲＢ
Ｔ_ＲＢにおける保持時間：ｔ_ＲＢ
冷間圧延圧下率
加熱速度：Ｖ_Ｃ
均熱温度：Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}
Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}における保持時間：ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}
冷却速度：Ｖ_ｒｅｆ
冷却終了温度Ｔ_ＯＡ
温度Ｔ_ＯＡにおける保持時間：ｔ_ＯＡ
関係１および２によって計算した温度

表２の参考Ａ１からＡ８、Ｂ１からＢ５、Ｂ７からＢ１２、Ｃ１からＣ５、Ｃ７からＣ１０、Ｃ１２、Ｃ１３、Ｃ１５、Ｄ１、Ｄ３からＤ５、Ｄ８、Ｄ９、Ｄ１２、Ｆ１、Ｇ１、Ｇ２、Ｇ５およびＧ６は、表１に示す組成の鋼鉄から本発明に適合しない条件下で製造した鋼板を示す。本発明に適合しないパラメータには下線を付ける。

２つの参考Ｄ１およびＤ５が本発明に適合しないのは、冷却終了温度Ｔ_ＯＡが３６０℃未満であるためであり、これにより大量のベイナイトフェライトおよび少量の残留オーステナイトが増加して、よって鋼板の延性が制限されることに留意すべきである。

２つの参考Ｃ１２およびＤ１２が本発明に適合しないのは、冷却終了温度が４４０℃を超えるためであり、これにより少量のベイナイトフェライトおよび不安定な残留オーステナイトが増加して、よって鋼板の延性および弾性限界が制限されることにも留意すべきである。

参考Ａ５、Ａ６、Ａ８、Ｂ１０、Ｂ１１、Ｃ１０およびＣ１５が本発明に適合しないのは、温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}がこれらの各組成に応じて関係１によって計算した温度よりも低いためであることにも留意すべきである。

参考Ａ２、Ａ３、Ａ７、Ｂ２、Ｂ３、Ｂ７、Ｃ２、Ｃ３、Ｃ７、Ｃ１３、Ｄ３およびＧ５が本発明に適合しないのは、温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}がこれらの各組成に応じて関係２によってまた計算した温度よりも高いためであることにも留意すべきである。

最後に、参考Ａ１、Ａ４、Ｂ１、Ｂ４、Ｂ５、Ｂ７、Ｂ９、Ｂ１２、Ｃ１、Ｃ４、Ｃ５、Ｃ８、Ｃ９、Ｄ４、Ｄ８、Ｄ９、Ｆ１、Ｇ１、Ｇ２およびＧ６が本発明に適合しないのは、冷却終了温度Ｔ_ＯＡが３６０℃−４４０℃の範囲外であるためであり、均熱温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}が関係１によって計算した温度より低い、または関係２によって計算した温度より高いかのどちらかであり、これにより上記の望ましくない結果が生じることに留意すべきである。

実施例Ｂ６、Ｃ６、Ｃ１１、Ｃ１４、Ｄ２、Ｄ６、Ｄ７、Ｄ１０、Ｄ１１、Ｄ１３、Ｄ１４、Ｅ１、Ｆ２、Ｇ３およびＧ４は、本発明によるものである。

次に、ＩＳＯ １２．５×５０に準拠した試験片を使用して、機械的特性を測定した。これらの機械的特性を測定するために印加する一軸引張応力を、冷間圧延方向に対して平行の方向に印加した。

引張応力下の機械的特性の測定値を下の表３に、以下の省略形で示す：
弾性限界：Ｒｅ
機械的強度：Ｒｍ
均一伸び：Ａｌ．Ｕｎｉｆ．
全伸び：Ａｌ．Ｔｏｔａｌ。

表３の参考Ａ１からＡ８、Ｂ１からＢ５、Ｂ７からＢ１２、Ｃ１からＣ５、Ｃ７からＣ１０、Ｃ１２、Ｃ１３、Ｃ１５、Ｄ１、Ｄ３からＤ５、Ｄ８、Ｄ９、Ｄ１２、Ｆ１、Ｇ１、Ｇ２、Ｇ５およびＧ６は、表１に示す組成の鋼鉄から表２に記載した条件に従って製造した鋼板を示す。本発明に適合しない機械的特性には下線を付ける。

実施例Ｂ６、Ｃ６、Ｃ１１、Ｃ１４、Ｄ２、Ｄ６、Ｄ７、Ｄ１０、Ｄ１１、Ｄ１３、Ｄ１４、Ｅ１、Ｆ２、Ｇ３およびＧ４は、本発明によるものである。

参考Ｂ１、Ｂ３、Ｂ４、Ｂ７、Ｂ８、Ｃ１、Ｃ３、Ｃ４、Ｃ７、Ｃ８、Ｄ１、Ｄ３およびＤ８が本発明に適合しないのは、弾性限界Ｒｅが７００ＭＰａ未満であるためであり、このことが冷却終了温度Ｔ_ＯＡが４４０℃を超えるためにベイナイトフェライトの量が少なすぎること、または均熱温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}が関係１によって計算した温度を下回るためにポリゴナルフェライトの量が多すぎることのどちらかを示すことに留意すべきである。

参考Ａ４からＡ６、Ａ８、Ｂ２、Ｂ１１、Ｃ５、Ｃ９、Ｃ１０、Ｃ１５、Ｄ５、Ｄ９、Ｆ１、Ｇ１、Ｇ２およびＧ６が本発明に適合しないのは、均一伸びが１２％未満であるためであり、このことが均熱温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}が関係２によって計算した温度より高いためにポリゴナルフェライトの量が少なすぎること、または冷却終了温度Ｔ_ＯＡが３６０℃を下回るために残留オーステナイトの量が少なすぎることのどちらかを反映することにも留意すべきである。

参考Ａ１、Ｂ５、Ｂ６、Ｂ１２およびＣ１２が本発明に適合しないのは、弾性限界Ｒｅおよび均一伸びがそれぞれ７００ＭＰａ未満および１２％未満であるためであり、このことが冷却終了温度が４４０℃を超えるために島状ＭＡの量が多すぎることを反映することにも留意すべきである。

最後に、参考Ａ２、Ａ３、Ａ７、Ｂ２、Ｃ２、Ｃ１３、Ｄ４、Ｄ１２およびＧ５が本発明に適合しないのは、弾性限界Ｒｅおよび機械的強度Ｒｍがそれぞれ７００ＭＰａ未満および９００ＭＰａ未満であるためであり、このことがポリゴナルフェライトの量が多すぎることおよび均熱温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}が関係１によって計算した温度を下回ること、ならびに冷却終了温度Ｔ_ＯＡが低すぎるために島状ＭＡの量が少なすぎることを反映することに留意すべきである。

本発明によって、特に従来の電気亜鉛めっき法による亜鉛または亜鉛合金コーティングの析出に適切な鋼板を得ることが可能となる。

本発明によって、特に、熱合金化処理が後続してもしなくてもよい、液体亜鉛浴中での溶融めっき法による亜鉛または亜鉛合金コーティングの析出に適切な鋼板を得ることも可能となる。

最後に、従来の組付け法、例えば、非限定的な一例として、抵抗スポット溶接への良好な適切さを有する鋼鉄を得ることも可能となる。

本発明による鋼板は、陸上車両に利用するための、構造部品、補強構成部品、安全構成部品、耐摩耗性品または変速ディスクの製造に好都合に使用できる。

Claims (18)

1. ９００ＭＰａ以上の機械的強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％以上の均一伸びを有する冷間圧延焼鈍鋼板であって、前記鋼板の組成が重量パーセント表示で：
   ０．２６％≦Ｃ≦０．４５％
   １．０％≦Ｍｎ≦３．０％
   １．０％≦Ｓｉ≦３．０％
   Ａｌ≦０．１％
   Ｃｒ≦１．５％
   Ｓ≦０．００５％
   Ｐ≦０．０２０％
   Ｎｂ≦０．１％
   Ｔｉ≦０．０２％
   Ｖ≦０．０１５％
   Ｎ≦０．０１％を含み、
   前記組成の残りが鉄および不可避不純物によって構成され、２５６×Ｃ＋４７×Ｍｎ＋１５０×Ｃｒ＋２２６０×Ｎｂ＞１４２であることが理解され、微細構造が面積率で１３から２５％の残留オーステナイト、１３から３０％の島状のマルテンサイトおよび残留オーステナイトによって構成され、残りがベイナイトおよび場合によりフェライトによって構成される、冷間圧延焼鈍鋼板。
2. 鋼板の組成が重量パーセント表示で
   ０．２６％≦Ｃ≦０．３５％
   を含む、請求項１に記載の鋼板。
3. 鋼板の組成が重量パーセント表示で
   １．４％≦Ｍｎ≦２．６％
   を含む、請求項１または２に記載の鋼板。
4. 鋼板の組成が重量パーセント表示で
   １．４％≦Ｓｉ≦１．８％
   を含む、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. 鋼板の組成が重量パーセント表示で
   Ｃｒ≦０．５％
   を含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
6. 鋼板の組成が重量パーセント表示で
   Ｎｂ≦０．０５％
   を含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. 鋼板の微細構造が最大３０％のフェライトを含む、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 鋼板の全伸びが１４％を超える、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. 亜鉛または亜鉛合金コーティングを有する、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. ９００ＭＰａ以上の強度、７００ＭＰａを超える弾性限界および１２％以上の均一伸びを有する冷間圧延焼鈍板の製造方法であって：
    請求項１から６のいずれか一項に記載の組成を有する鋼鉄を得る工程、次に
    この鋼鉄を半完成製品の形態に鋳造する工程、次に
    この半完成製品を１１５０℃から１２７５℃の温度Ｔ_ｒｅｃｈとして、再加熱した半完成製品を得る工程、次に
    この再加熱した半完成製品を、熱間圧延終了温度Ｔ_ｆｌを８５０℃以上として熱間圧延し、熱間圧延板を得る工程、次に
    この熱間圧延コイルを５４０から５９０℃の温度Ｔ_ｂｏｂにてコイリングして、コイル状熱間圧延板を得る工程、次に
    このコイル状熱間圧延板を周囲温度まで冷却する工程、次に、
    場合により、該板が４００℃から７００℃の温度で５から２４時間の期間にわたって焼鈍されるように、このコイル状熱間圧延板の基本焼鈍を行う工程、
    前記コイル状熱間圧延板をアンコイリングおよび酸洗して、冷間圧延のための熱間圧延板を得る工程、次に
    冷間圧延のための前記熱間圧延板を３０から８０％の圧下率によって冷間圧延して、冷間圧延板を得る工程、次に
    この冷間圧延板を２から５０℃／秒の速度Ｖ_Ｃにて７６０から１１００℃の温度ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}まで６０から６００秒の期間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}にわたって加熱することによって焼鈍する工程、次に
    この冷間圧延板を２０から１０００℃／秒の速度にて冷却終了温度Ｔ _ＯＡが３６０℃から４４０℃となるように冷却することによって冷却する工程であって：
    Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}＜１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ１）、式中、Ｔ１＝−２０６Ｃ−４３Ｍｎ−１６４Ｃｒ−８９６Ｎｂ
    Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ}＞１．６１９（Ｔ_ＯＡ−Ｔ２）、式中、Ｔ２＝５０Ｃ＋４Ｍｎ−１４Ｃｒ＋１３６４Ｎｂ−１３２
    （温度を℃、化学組成を重量パーセントで表す。）
    であることが理解される工程、
    この冷間圧延板を３６０から４４０℃の温度範囲内で１００から２０００秒の期間ｔ_ＯＡにわたって保持する工程
    を含む、冷間圧延焼鈍板の製造方法。
11. 前記板が３６０から４４０℃の冷却終了温度Ｔ_ＯＡにて１００から２０００秒にわたって等温的に保持される、請求項１０に記載の製造方法。
12. 温度Ｔ_ｆｌが９００℃以上である、請求項１０または１１の一項に記載の製造方法。
13. 請求項１０から１２のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍板を得て、この板を次に、亜鉛または亜鉛合金でコーティングする前に周囲温度まで冷却する、コーティング板の製造方法。
14. 請求項１０から１３のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍板を得て、この冷間圧延焼鈍板を次に、周囲温度まで冷却する前に亜鉛または亜鉛合金で溶融亜鉛めっき法によってコーティングする、コーティング板の製造方法。
15. 請求項１０から１２のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍板を得て、この冷間圧延焼鈍板を次に、周囲温度まで冷却する前に、ＡｌまたはＡｌ合金で溶融アルミニウムめっき法によってコーティングする、コーティング板の製造方法。
16. 請求項１０から１５のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍板を得て、次に前記板を０．１から３％の冷間圧延率で再度冷間圧延する、コーティング板の製造方法。
17. 前記板を次に１５０℃から１９０℃の均熱温度Ｔ_ｂａｓｅにて１０から４８時間の均熱時間ｔ_ｂａｓｅにわたって焼鈍する、請求項１０から１６のいずれか一項に記載の、場合によりコーティングされた冷間圧延焼鈍板の製造方法。
18. 自動車用部品の製造のための、請求項１から９のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板または請求項１０から１７のいずれか一項に記載の方法によって製造された板の利用。