JP6342336B2 - 高強度焼付硬化性低密度鋼およびその製造方法 - Google Patents

高強度焼付硬化性低密度鋼およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、高強度焼付硬化性低密度鋼およびその製造方法に関する。
鉄鋼業界は、車輌の炭素放出低減のための継続的な取り組みにおいて、自動車メーカーと共同して、鋼鉄の加工性や完成品の安全性に影響を与えずに炭素放出の減量を可能にする鋼鉄を得ようと、継続的に努力している。将来のＣＯ２排出規制を満たすためには、自動車の燃費を削減しなければならない。この削減に向けた１つの方法は、車体の重量を軽くすることである。低密度且つ高強度の鋼鉄はこれに貢献し得る。同じ厚さで、低密度鋼を使用すると自動車部品の重量は軽量化される。公知の高強度鋼鉄に関する問題は、シートを車の部品に形成する際に、材料が高強度であるが故に成形性を損なうことである。
二相鋼のような通常の高強度鋼鉄ではより薄いシートを使用できるため、軽量化が可能となる。しかしながら、より薄い部品は、剛性、クラッシュ耐性およびデント耐性などの他の特性にマイナスの影響を及ぼすであろう。これらのマイナスの影響を解消するには、軽量化の効果が失われることにはなるが鋼鉄の厚みを厚くするか、あるいはこれもまた望ましくないが、部品の形状を変えるしかない。
本発明の目的は、完成部品における高強度と、自動車部品を形成する前の優れた成形性とを兼ね備える低密度鋼を提供することである。
優れた剛性およびデント耐性を有する高強度鋼鉄を提供することも本発明の目的である。
本発明の目的は、重量パーセントで以下の成分を含んでなるフェライト鋼ストリップまたはシートを提供することによって達成することができる：
Ｃ（総炭素含有量）を０．０１％以下、
Ｓｉを０．５％以下、
Ｍｎを１．０％以下、
Ａｌを５％〜上限１０％、
Ｎを０．０１０％以下、
Ｔｉを０．０１９％以下、
Ｎｂを０．０８％以下、
Ｚｒを０．１％以下、
Ｖを０．１％以下、
Ｓを０．０１％以下、
Ｐを０．１％以下、
所望により、Ｂを５〜５０ｐｐｍ、並びに
残部として鉄および不可避不純物。
ここで、
Ｃ（溶質炭素含有量）＝Ｃ（総炭素含有量）
・Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］
・Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］
・（１２／９３）×Ｎｂ
・（１２／９１）×Ｚｒ
・（１２／５１）×Ｖ
ここで、Ｘ，Ｙ，Ｚは、
・Ｘ＝２×１２／（２×３２）×Ｓ、
・Ｙ＝２×１２／（４×４８）×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）、
・Ｚ＝１２／４８×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４×４８／（２×３２）×Ｓ）、
であり、ここで、
Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝ＸおよびＹの小さい方の値であり、
Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝Ｙが負の場合は０であり、
Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］＝０およびＺの大きい方の値であり、
Ｃ（溶質炭素含有量）が少なくとも０．０００５（５ｐｐｍ）である。
特に記載のない限り、全ての％は重量パーセントである。誤解を避けるために、前述の式は、市販のスプレッドシートプログラム、例えばＭｉｃｒｏｓｏｆｔ Ｅｘｃｅｌで入力される場合、式の正しい解釈が得られる。たとえば、当業者はこの式中で炭素（１２）およびＮｂ（９３）の原子質量を理解するので、１２／９３×Ｎｂは（１２／９３）×Ｎｂと正しく解釈される。これは、（変更すべきところは変更して）式中の他の数値についても同じである。したがって、蛇足ながら、
Figure 0006342336
 である。
本発明による鋼鉄は、アニーリングおよび任意の亜鉛メッキステップ後に、鋼鉄が固溶体中に炭素（溶質炭素含有量）を含有することを可能にするように適合された化学組成を有する。この固溶体中の炭素によって、鋼鉄が例えば塗料焼付サイクルで焼付硬化性であることが可能になる。自動車部品は、ミルから得られる鋼鉄から形成され、成分は、その最終形状に形成された後に塗装され、焼き付けられる。
加えて、本発明による鋼鉄は、自動車部品を形成する前、すなわち塗装焼き付け操作前の良好な成形性と、塗装焼付操作後の高い強度とを兼ね備える。
本発明者らは、塗料焼付サイクルにおいて焼付硬化性である鋼鉄について、少なくとも５ｐｐｍの溶質炭素（溶質炭素含有量）が鋼鉄中に存在しなければならないことを見出した。溶質炭素の量が少ないと、効果はごくわずかであるか、または再現できない。
溶質炭素のレベルはまた、臨界上限値（critical upper value）を越えない可能性もある。なぜなら、鋼鉄は好ましくは自然老化しないからである。自然老化は室温での過飽和固溶体の自発老化であり、鋼鉄の物理的特性の自発変化を含み、これは、熱間もしくは冷間圧延後または最終熱処理後、例えばストリップを加工する前に顧客へ輸送する間または顧客で保管する間、大気温度で保持されると起こる。この自然老化は、自動車部品の形成中の加工性における予測不能な変動に至るので望ましくないと見なされる機械的特性の変化を含む。また、表面品質は、いわゆるリューダー線（Luder-line）の形成により悪影響を受ける可能性がある。また、固溶体中の炭素レベルが高すぎると、焼付硬化前の成形性の低下が起こり得る。
そのような理由で、最大で５０ｐｐｍの溶質炭素が好ましい。さらに好適な最大値は４０ｐｐｍの溶質炭素（すなわち０．００４％）である。
本発明の１つの実施形態において、溶質炭素含有量は少なくとも０．００１０（１０ｐｐｍ）および／または最高でも０．００３０（３０ｐｐｍ）である。これによって、安定なプロセスおよび再現可能な特性が達成される。
窒素、特に遊離窒素（すなわち、固溶体中窒素）は、製鋼において望ましくないが、避けられない。チタンを場合によって添加して、窒素を結合させてＴｉＮにすることができる。鋼鉄中の大量のアルミニウムも、全ての窒素が結合することを保証し得る。このことは、マトリックスが固溶体中の窒素を実質的に含まないことを意味する。
所望によりホウ素を鋼鉄に添加する。その存在は必須ではないが、二次的製品が脆化する傾向を抑制するのに役立つ可能性がある。添加される場合、最低５ｐｐｍのホウ素が必要である。
本発明の１つの実施形態において、マンガン含有量は少なくとも０．１％である。別の実施形態において、アルミニウム含有量は少なくとも６％および／または最高でも９％であり、好ましくは最高でも８％である。
鋼鉄は、好ましくはカルシウム処理される。化学組成は、したがってカルシウム処理にふさわしい量のカルシウムも含有し得る。
本発明による鋼鉄では、鋼鉄中の総炭素含有量の優れた制御と組み合わせて、固溶体中の炭素の量をマイクロ合金化元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ）の添加によって制御する。
ＴｉまたはＮｂの量は、厳密に制御されなくてはならない。チタンまたはニオブは多すぎると、炭素と結合して炭化物を形成するか、またはイオウの存在下で炭硫化物を形成する。結果として、溶質炭素が得られなくなり、焼付硬化性も得られない。
本発明による固溶体中の炭素の量は、次にように、総炭素含有量（Ｃ＿ｔｏｔａｌ）から炭素を含んでなる沈殿を差し引くことによって算出される。
Ｃ（溶質炭素含有量）＝Ｃ（総炭素含有量）
・Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］
・Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］
・（１２／９３）×Ｎｂ
・（１２／９１）×Ｚｒ
・（１２／５１）×Ｖ、
ここで、Ｘ，Ｙ，Ｚは、
・Ｘ＝２×１２／（２×３２）×Ｓ、
・Ｙ＝２×１２／（４×４８）×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）、
・Ｚ＝１２／４８×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ−４×４８／（２×３２）×Ｓ）、
であり、ここで、
Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝ＸおよびＹの小さい方の値であり、
Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝Ｙが負の場合は０であり、
Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］＝０およびＺの大きい方の値である。
これらの式の解釈については本明細書中の上記を参照のこと。Ｔｉの添加は、窒素と結合するために有益であるが、厳密には必要ではない。上限で０．０１９％までのＴｉを鋼鉄に添加して、主に窒素と結合してＴｉＮにすることができ、副次的に溶質炭素の量を制御することができる。チタン含有量は０．０１９％以下、例えば上限でも０．０１８％もしくは０．０１５％、またはさらには最高でも０．０１２％でなければならない。
チタンが合金化元素として添加される場合、チタン含有量の好適な最小値は０．００５％である。Ｎｂが添加される場合の好適な最小値は０．００８％である。ＶおよびＺｒ添加される場合の好適な最小値はそれぞれ０．００２および０．００４である。
好ましい実施形態によると、本発明によるフェライト鋼の組成は、以下の基本組成（重量パーセント）を有する。
Ｃ（総炭素含有量）を０．０１％以下、
Ｓｉを０．５％以下、
Ｍｎを１．０％以下、
Ａｌを５％〜上限１０％、
Ｎを０．０１０％以下、
Ｔｉを０．０１９％以下、
Ｎｂを０．０８％以下、
Ｚｒを０．１％以下、
Ｖを０．１％以下、
Ｓを０．０１％以下、
Ｐを０．１％以下、
所望により、Ｂを５〜５０ｐｐｍ、並びに
残部として鉄および不可避不純物
この組成では、鋼鉄に添加されたチタンはなく、存在するチタンは不可避不純物である。
合金化元素として、または不可避不純物としてのチタンは、まずＴｉＮを形成する。過剰の窒素が存在する場合、残りの窒素はアルミニウムと結合する。過剰のチタンがある場合、残りのチタンは、全てのチタンが消費されるまでＴｉ４Ｃ２Ｓ２を形成する。因子Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］は、全ての遊離窒素がＴｉＮと結合した後にＴｉ４Ｃ２Ｓ２の形成によってどのくらい炭素が消費されるかを算出する。計算の結果、Ｙについて負の値になる場合、その因子はゼロに設定される。
チタンが全く無い場合、ＴｉＮまたはＴｉ４Ｃ２Ｓ２は形成されず、Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］はゼロになる。因子Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］は、ＴｉＮおよびＴｉ４Ｃ２Ｓ２を形成に関与した後、どの程度の炭素がチタンと結合するかを決定する。
他の３つの因子はＮｂＣ、ＺｒＣおよびＶＣの形成に関与し、それによって因子Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］およびＭａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］と合わせて鋼鉄中の溶質炭素の量を決定する。
チタンを添加しないかもしくはごく少量だけ添加することによって、および／または特定量のＮｂを添加することによって、焼付硬化のために利用可能な充分な溶質炭素が存在するようになる。溶質炭素のレベルを５０ｐｐｍよりも低く、好ましくは４０ｐｐｍよりも低く制御することによって、本発明による鋼鉄は焼付硬化可能であり、自然老化耐性がある。
第２の態様によるフェライト鋼ストリップの製造方法は、
鋼スラブまたは肉厚ストリップを
・連続キャスティング、または
・薄スラブキャスティング、または
・ベルトキャスティング、または
・ストリップキャスティング
により準備する工程、
所望により、続いて前記鋼スラブまたはストリップを最高でも１２５０℃の再加熱温度で再加熱する工程、
前記スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも８５０℃の熱間圧延仕上げ温度で熱間圧延工程を終了する工程、
熱間圧延ストリップを５５０〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程、
を含んでなる方法が提供される。
好ましい実施形態において、コイリング温度は少なくとも６００℃である、および／または熱間圧延仕上げ温度は少なくとも９００℃である。
前記熱間圧延ストリップは、その後、
４０〜９０％の冷間圧下率で熱間圧延ストリップを冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造する工程、
連続アニーリングプロセスにおいて７００〜９００℃のピーク金属温度で前記冷間圧延ストリップをアニーリングする工程、
溶融亜鉛めっき若しくは電気亜鉛めっき、またはヒート・トゥ・コート（heat-to-coat）プロセスでアニーリングされたストリップを所望により亜鉛めっきする工程、
を含んでなる工程によりさらに加工することができる。
熱間圧延ストリップを、通常、冷間圧延工程前に酸洗いし清浄化する。１つの実施形態において、連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度は少なくとも７５０℃、好ましくは少なくとも８００℃である。
１つの実施形態において、冷間圧下率は少なくとも５０％である。
１つの実施形態において、熱間圧延ストリップの厚さは１〜５ｍｍであり、および／または冷間圧延ストリップの厚さは０．４〜２ｍｍである。
本発明の１つの実施形態において、熱間圧延ストリップを連続アニーリング工程においてアニーリングし、所望により溶融亜鉛めっき工程において亜鉛めっきを行う。アニーリングは、また、いわゆるヒート・トゥ・コートサイクルに関与し得る。ヒート・トゥ・コートサイクルで、溶融亜鉛めっきを実施するために充分な温度であるが、通常の連続アニーリングステップほど高くない温度まで、熱間圧延鋼鉄を再加熱する。再加熱の間、熱間圧延後に熱間圧延されたコイルの徐冷中に沈殿し得る炭素を再度固溶体にする。アニーリングおよび／または亜鉛メッキの後、固溶体中の炭素の沈殿を回避するためには、鋼鉄を急速冷却しなければならない。自動車部品または他の製品を成形によって製造するために、この亜鉛めっきされた鋼鉄シートを使用し、続いて塗装し、焼き付ける場合、塗装焼付によって、塗料焼付サイクルと関連して強度が確実に増加する。
本発明をここで以下の非限定的な実施例によってさらに説明する。
鋼鉄を製造し、１ｍｍの厚さを有する冷間圧延鋼シートに加工した。熱間圧延されたストリップは３．０ｍｍの厚さを有していた。鋼鉄の化学組成を表１に記載する。
Figure 0006342336
スラブをキャスティングし、スラブを最高１２５０℃の温度で再加熱することによって、鋼鉄を製造した。この温度が最高温度である。なぜなら、さらに高い再加熱温度では、過度の粒成長が起こり得るからである。熱間圧延の間の仕上げ温度は９００℃であり、コイリング温度は６５０℃であり、続いて酸洗いし、冷間圧延（６７％）し、８００℃のピーク金属温度で連続アニーリングし、溶融亜鉛メッキする。鋼鉄３ａは１６ｐｐｍのＢも含有していた。
Figure 0006342336
表２で示された結果は、１４〜２４ｐｐｍまたは３１ｐｐｍまでの量の溶質炭素の存在が、加工硬化上で約４０ＭＰａの増加と鋼鉄の基本強度をもたらすことを明らかに示している。本発明者等は、５〜５０ｐｐｍの溶質炭素レベルでこの効果があることを見出した。

Claims (14)

  1. 重量パーセントで、
    Ｃ（総炭素含有量）を０．０１％以下と、
    Ｓｉを上限で０．２％と、
    Ｍｎを０．１〜１．０％と、
    Ａｌを５％〜上限１０％と、
    Ｎを０．０１０％以下と、
    Ｓを０．０１％以下と、
    Ｐを０．１％以下と、
    Ｔｉを０．００５〜０．０１９％、
    Ｎｂを０．００８〜上限０．０８％、
    Ｖを０．００２〜０．１％、および
    Ｚｒを０．００４〜０．１％、
    の少なくとも１種と、
    所望により、Ｂを５〜５０ｐｐｍと、
    残部として鉄および不可避不純物と、
    からなり、
    Ｃ（溶質炭素含有量）＝Ｃ（総炭素含有量）
    −Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］
    −Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］
    −（１２／９３）×Ｎｂ
    −（１２／９１）×Ｚｒ
    −（１２／５１）×Ｖ、
    ここで、Ｘ，Ｙ，Ｚは、
    Figure 0006342336
     であり、
    Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝ＸおよびＹの小さい方の値であり、
    Ｍｉｎｉｍｕｍ［Ｘ，Ｙ］＝Ｙが負の場合は０であり、
    Ｍａｘｉｍｕｍ［Ｚ，０］＝０およびＺの大きい方の値であり、
    Ｃ（溶質炭素含有量）が少なくとも０．０００５（５ｐｐｍ）である、フェライト鋼ストリップまたはシート。
  2. Ｃ（溶質炭素含有量）が上限で０．００５０（５０ｐｐｍ）である、請求項１記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  3. Ｍｎが少なくとも０．１％である、請求項１または２記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  4. Ａｌが少なくとも６％、および／または上限で９％である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  5. Ｃ（総炭素含有量）が少なくとも０．００１０％（１０ｐｐｍ）である、請求項１〜４のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  6. Ｃ（溶質炭素含有量）が少なくとも０．００１０％（１０ｐｐｍ）、および／または上限で０．００４０％（４０ｐｐｍ）である、請求項１〜５のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  7. Ｎが上限で０．００５％（５０ｐｐｍ）である、請求項１〜６のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  8. 鋼鉄の比重が６８００〜７３００ｋｇ／ｍ３である、請求項１〜７のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップまたはシート。
  9. 請求項１〜８のいずれか一項に記載のフェライト鋼ストリップの製造方法であって、 鋼スラブまたは肉厚ストリップを
    ・連続キャスティング、または
    ・薄スラブキャスティング、または
    ・ベルトキャスティング、または
    ・ストリップキャスティング
    により準備する工程、
    所望により、続いて前記鋼スラブまたはストリップを最高でも１２５０℃の再加熱温度で再加熱する工程、
    前記スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも８５０℃の熱間圧延仕上げ温度で熱間圧延工程を終了する工程、
    熱間圧延ストリップを５５０〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程、
    を含んでなる、方法。
  10. 前記熱間圧延ストリップを、
    ・連続アニーリングステップで再加熱し、所望によりそれに続いて溶融亜鉛めっきし、続いて急速冷却する、または
    ・ヒート・トゥ・コートステップで再加熱し、続いて溶融亜鉛めっきし、急速冷却する、請求項９記載の方法。
  11. フェライト鋼ストリップを製造する方法であって、
    請求項９記載のフェライト鋼ストリップを４０〜９０％の冷間圧下率で冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造する工程、
    前記冷間圧延ストリップを連続アニーリングプロセスにおいて７００〜９００℃のピーク金属温度でアニーリングする工程、
    所望により、アニーリングされた前記ストリップを溶融亜鉛めっき若しくは電気亜鉛めっき、またはヒート・トゥ・コートプロセスにおいて亜鉛めっきする工程、
    を含んでなる、方法。
  12. 前記連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度が、少なくとも７５０℃である、請求項１１記載の方法。
  13. 前記冷間圧下率が少なくとも５０％である、請求項１１または１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 前記熱間圧延ストリップの厚さが１〜５ｍｍであり、および／または前記冷間圧延ストリップの厚さが０．４〜２ｍｍである、請求項９〜１３のいずれか一項に記載の方法。
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