JP6433512B2 - 高い機械的強度および延性特性を有する二重焼鈍鋼板、このような板の製造方法および使用 - Google Patents

Description

本発明は、冷間成形操作の実行を可能にする機械的強度および延性を同時に有する、二重焼鈍高強度鋼板の製造に関する。より詳細には、本発明は、９８０ＭＰａ以上の機械的強度、６５０ＭＰａ以上の降伏応力、１５％以上の均一伸びおよび２０％以上の破断時伸びを有する鋼に関する。

自動車の安全性に対するますます厳しくなる要件および高騰する燃料価格と併せて、温室効果ガス排出の低減に対する強い需要により、電動式陸上車の製造者は、構造の機械的強度性能を維持しながら部品の厚さを、ひいては自動車の重量を低減するために、自動車本体に改善された機械的強度を提供する鋼をより多く使用するようになった。この目的のために、高強度、および亀裂を出現させることなく成形するための十分な成形性を組み合わせた鋼が、ますます重要となってきている。従って、時と共に、また次々と、様々なレベルの機械的強度を提供する鋼の多くの種類が提案されている。これらの種類には、ＤＰ（二相）鋼、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼、多相鋼およびさらには低密度鋼（ＦｅＡｌ）が含まれる。

従って、このますます軽量化する自動車に対する需要に対応するべく、薄い厚さを補償するためのますます強固な鋼を有する必要がある。しかし、炭素鋼の分野において、機械的強度の増加は、一般に延性の喪失を伴うことが知られている。さらに、電動陸上車の製造者は、高レベルの延性を示す鋼を必要とするますます複雑な部品を設計している。

ＥＰ１３６５０３７Ａ１は、重量パーセントで以下の化学成分：Ｃ：０．０６から０．２５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５から３％、Ｍｎ：０．５から３％、Ｐ：０．１５以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、場合により、重量パーセントで以下の成分：Ｍｏ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：少なくとも０．１％、Ｃａ：０．００３％以下および／またはＲＥＭ：０．００３％以下の少なくとも１つを含有する鋼であって、主に面積パーセントで５０％以上に相当する焼戻しマルテンサイトもしくは焼戻しベイナイト、または全体構造に対する空間率に関して１５％以上に相当する焼戻しマルテンサイトもしくは焼戻しベイナイトで構成され、またフェライト、焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトも含む微細構造、ならびに、面積パーセントで３％から３０％に相当する焼戻しオーステナイトを含み、また場合によりベイナイトおよび／またはマルテンサイトも含み、残留オーステナイトは、０．８％以上の濃度Ｃ（ＣγＲ）を有する第２相構造と組み合わされた鋼を説明している。この特許出願では、例えば自動車産業において使用される板の厚さを、ひいては重量を大幅に低減するのに必要な、十分に高い強度レベルの達成が可能とはならない。

さらに、ＵＳ２０１１０１９８００２Ａ１は、１２００ＭＰａ超の機械的強度、１３％超の伸びおよび５０％超の穴拡張率を有する、高強度の溶融めっきされた鋼、ならびに、以下の化学組成：０．０５から０．５％の炭素、０．０１から２．５％のケイ素、０．５から３．５％のマンガン、０．００３から０．１００％のリン、０．０２％までの硫黄および０．０１０から０．５％のアルミニウム、不純物からなる残余部分から出発する、この鋼を製造するための方法を説明している。この鋼の微細構造は、面積パーセントとして、０から１０％のフェライト、０から１０％のマルテンサイトおよび６０から９５％の焼戻しマルテンサイトを含み、Ｘ線回折により決定される割合で、５から２０％の残留オーステナイトを含有する。しかしながら、この発明による鋼により達成される延性レベルは低く、この延性レベルは、この出願に含まれる情報に基づいて得られる生成物から出発する部品の成形に悪影響を与える。

最後に、「良好な焼入れ性を有する新たに開発された高強度低合金ＴＲＩＰ補助鋼の疲労強度」という題の出版物は、自動車用途における、以下の組成：０．４％のＣ、１．５％のＳｉ、１．５％のＭｎ、０から１．０％のＣｒ、０から０．２％のＭｏ、０．０５％のＮｂ、０から１８ｐｐｍのＢを有する鋼の研究を示している。この鋼は、従来の鋼の疲労強度を超える非常に良好な疲労強度を示す。この特性は、Ｂ、ＣｒおよびＭｏの添加によってさらに向上する。この鋼の微細構造は、塑性応力緩和による予亀裂およびこれらの伝播、ならびにオーステナイトからの変態中のマルテンサイトの形成を防止する、高レベルの準安定残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を有する。この記事は、優れた強度−延性の妥協点を提供する鋼を製造するための方法を開示しているが、開示される化学組成および製造方法は、工業生産に適合しないだけでなく、被覆性の問題をもたらす。

欧州特許出願公開第１３６５０３７号明細書 米国特許出願公開第２０１１／０１９８００２号明細書

本発明の目的は、上述の問題を解消することである。本発明は、９８０ＭＰａ以上の機械的強度、６５０ＭＰａ以上の弾性限度と共に、１５％以上の均一伸び、２０％以上の破断時伸びを有する冷間圧延鋼、およびこの鋼の製造方法を利用可能にする。本発明はまた、安定に製造され得る鋼を利用可能にする。

この目的のために、本発明の対象は、組成が、重量パーセントで、０．２０％≦Ｃ≦０．４０％、好ましくは０．２２％≦Ｃ≦０．３２％、０．８％≦Ｍｎ≦１．４％、好ましくは１．０％≦Ｍｎ≦１．４％、１．６０％≦Ｓｉ≦３．００％、好ましくは１．８％≦Ｓｉ≦２．５％、０．０１５≦Ｎｂ≦０．１５０％、好ましくは０．０２０≦Ｎｂ≦０．１３％、Ａｌ≦０．１％、Ｃｒ≦１．０％、好ましくはＣｒ≦０．５％、Ｓ≦０．００６％、Ｐ≦０．０３０％、Ｔｉ≦０．０５％、Ｖ≦０．０５％、Ｍｏ＜０．０３％、Ｂ≦０．００３％、Ｎ≦０．０１％を含み、組成の残りは、鉄および処理から生じる不可避の不純物を含み、微細構造は、面積パーセントで、１０から３０％の残留オーステナイト、３０から６０％の焼鈍マルテンサイト、５から３０％のベイナイト、１０から３０％の未加工マルテンサイトおよび１０％未満のフェライトで構成される鋼板である。

好ましくは、本発明による鋼板は、亜鉛もしくは亜鉛合金コーティングまたはアルミニウムもしくはアルミニウム合金コーティングを備える。これらのコーティングは、鉄と合金化されても、またはされなくてもよく、亜鉛鉄板（ＧＩ／ＧＡ）と呼ばれる。

理想的には、本発明による板は、機械的強度が９８０ＭＰａ以上であり、降伏応力が６５０ＭＰａ以上であり、均一伸びが１５％以上であり、破断時伸びが２０％以上であるような機械的挙動を示す。

本発明のさらなる対象は、冷間圧延、二重焼鈍および場合によりコーティングされた鋼板を製造するための方法であって、順に、以下の各ステップ：
− 本発明による組成を有する鋼が得られ、
− この鋼が、半完成品に鋳造され、次いで
− この半完成品が、再加熱された半完成品を得るために１１００℃から１２８０℃の間の温度Ｔ_ｒｅｃｈにされ、次いで
− この再加熱された半完成品が、熱間圧延板を得るために熱間圧延され、熱間圧延の終わりの温度Ｔ_ｆｌは、９００℃以上であり、次いで
− この熱間圧延板が、巻回された熱間圧延板を得るために４００から６００℃の間の温度Ｔ_ｂｏｂで巻回され、次いで
− この巻回された熱間圧延板が、周囲温度まで冷却され、次いで
− この巻回された熱間圧延板が、伸ばされて酸洗処理され、次いで
− この熱間圧延板が、冷間圧延板を得るために３０から８０％の間の加工率で冷間圧延され、次いで
− この冷間圧延板が、２から５０℃／秒の間の速度Ｖ_Ｃ１で、ＴＳ１＝９１０．７−４３１．４＊Ｃ−４５．６＊Ｍｎ＋５４．４＊Ｓｉ−１３．５＊Ｃｒ＋５２．２＊Ｎｂから９５０℃の間の温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}まで、３０から２００秒の間の期間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}の間加熱することにより、１回目に焼鈍され、式中の含有率は重量パーセントで表現され、次いで
− この板が、３０℃／秒以上の速度で周囲温度まで冷却することにより冷却され、次いで
− この板が、２から５０℃／秒の間の速度Ｖ_Ｃ２で、Ａｃ１からＴＳ＝９０６．５−４４０．６＊Ｃ−４４．５＊Ｍｎ＋４９．２＊Ｓｉ−１２．４＊Ｃｒ＋５５．９＊Ｎｂの間の温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}まで、３０から２００秒の間の期間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}の間再加熱することにより、２回目に焼鈍され、次いで
− この板が、３０℃／秒以上の速度で、４２０℃から４８０℃の間の冷却終了温度Ｔ_ＯＡまで冷却することにより冷却され、次いで
− この板が、５から１２０秒の間の期間ｔ_ＯＡの間、４２０から４８０℃の温度範囲内に保持され、次いで
− 場合により、板を周囲温度まで冷却する前に、この板上にコーティングが施される
を含む方法である。

１つの好ましい実施形態において、冷間圧延の前に、板が加熱され、次いで５から２４時間の期間、４００℃から７００℃の間の温度で保持されるように、この巻回された熱間圧延板の基本的焼鈍が行われる。

好ましくは、板は、５から１２０秒の間、４２０から４８０℃の間の冷却終了温度Ｔ_ＯＡで等温的に保持される。

好ましくは、二重焼鈍冷間圧延板は、次いで、コーティングの堆積の前に０．１から３％の間の冷間圧延率で冷間圧延される。

１つの好ましい実施形態において、二重焼鈍された板は、最終的に、１０時間から４８時間の間の保持時間ｔ_ｂａｓｅの間、１５０℃から１９０℃の間の保持温度Ｔ_ｂａｓｅまで加熱される。

好ましくは、Ｔ_ＯＡでの保持の終わりに、以下の元素：Ａｌ、Ｚｎ、Ａｌ合金またはＺｎ合金の１つの液体浴中で板が溶融めっきされる。

本発明による二重焼鈍およびコーティングされた冷間圧延板、または本発明による方法によって製造された二重焼鈍およびコーティングされた冷間圧延板は、電動陸上車用の部品の製造に使用される。

本発明の他の特性および利点は、以下の説明において明らかとなる。

本発明によれば、重量による炭素含有率は、０．２０から０．４０％の間である。本発明の炭素含有率が０．２０重量％未満である場合、機械的強度が不十分となり、残留オーステナイト分率がまだ不十分であり、１５％超の均一伸びを達成するには十分安定ではない。０．４０％を超えると、抵抗溶接の場合熱影響域（ＨＡＺ）または溶融域において低靭性の微細構造が形成されるため、溶接性が次第に低下する。１つの好ましい実施形態において、炭素含有率は、０．２２から０．３２％の間である。この範囲内では、溶接性は十分であり、オーステナイトの安定化が最適化され、未加工マルテンサイトの分率は本発明により指定される範囲内である。

本発明によれば、マンガン含有率は、０．８から１．４％の間である。マンガンは、置換型固溶体により硬化する元素である。マンガンは、オーステナイトを安定化し、変態温度Ａｃ３を低下させる。従って、マンガンは、機械的強度の増加に寄与する。本発明によれば、所望の機械的特性を得るためには、０．８重量％の最低含有率が必要である。しかしながら、１．４％を超えると、マンガンのγ形成特性が、冷却終了温度Ｔ_ＯＡでの保持の間に生じるベイナイト変態速度の低下をもたらし、ベイナイト分率は、６５０ＭＰａ超の弾性強度を達成するにはまだ不十分である。好ましくは、マンガン含有率は、１．０％から１．４％の間の範囲内で選択されるが、この範囲により、ベイナイト分率の低下のリスクを増加させる、従って降伏応力を低下させることなく、または、本発明による板の溶接性に悪影響を有する溶接合金における焼入れ性を増加させることなく、満足のいく機械的強度が組み込まれる。

ケイ素含有率は、１．６から３．０％の間でなければならない。この範囲内では、ケイ素の添加により残留オーステナイトの安定化が可能となり、このため焼鈍サイクルの間、より具体的にはベイナイト変態の間の炭化物の析出が大幅に低下する。これは、セメンタイトへのケイ素の可溶性が非常に低いこと、およびこの元素がオーステナイト中の炭素の活性を増加させることから生じる。従って、任意のセメンタイトの形成に先行して、界面においてＳｉ排除ステップが生じる。従って、オーステナイトの炭素濃縮は、二重焼鈍およびコーティングされた鋼板上の周囲温度での安定化をもたらす。この後、例えば成形による外部応力の印加によって、このオーステナイトのマルテンサイトへの変態が生じる。また、この変態の結果、損傷に対する抵抗性が改善される。ケイ素はまた、強力な固溶体硬化元素であり、従って、本発明により指定される弾性および機械的強度レベルの達成を可能にする。本発明により指定される特性に関して、３．０％を超える量でのケイ素の添加は、フェライトを著しく促進し、指定される機械的強度は達成されない。さらに、表面欠陥および亜鉛または亜鉛合金コーティングの非接着をもたらす、高接着性酸化物が形成される。従って、最低含有率は、オーステナイトに対する安定化効果を得るために、１．６重量％に設定されなければならない。ケイ素含有率は、上述の効果を最適化するためには、好ましくは１．８から２．５％の間となる。

クロム含有率は、１．０％に制限されなければならない。初析フェライトは、多量に存在すると、本発明による板に必要な機械的強度を低下させるため、この元素によって、焼鈍中に上述の保持温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}またはＴ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}から冷却される間、初析フェライトの形成を制御することが可能となる。また、この元素によって、ベイナイト微細構造の硬化および精緻化が可能となる。しかし、この元素は、ベイナイト変態速度を大幅に低下させる。しかしながら、１．０％を超えるレベルでは、６５０ＭＰａを超える降伏応力を達成するにはベイナイト分率がまだ不十分である。

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、微量レベルで、即ち各元素に対して０．０５％で存在するが、この理由は、単にこれらの費用がマンガンの費用よりもはるかに高いためである。

アルミニウム含有率は、０．１重量％に制限される。アルミニウムは、フェライトの形成を促進する強力なα形成元素である。アルミニウム含有率が高いと、Ａｃ３点が上昇し、従って焼鈍に必要なエネルギー入力の点で工業工程が高費用となる。また、アルミニウム含有率が高いと、耐火物の腐食、および圧延より上流側の鋼の鋳造中にノズルが詰まるリスクが増加する。アルミニウムはまた、負の方向に偏析し、マクロ偏析をもたらし得る。過剰量では、アルミニウムは熱間延性を低下させ、連続鋳造における欠陥の出現のリスクを増加させる。鋳造条件を厳密に制御しないと、ミクロおよびマクロ偏析欠陥は、最終的に焼鈍鋼板において中心偏析をもたらす。この中心バンドは、周囲のマトリックスよりも硬く、材料の成形性に悪影響を有する。

硫黄含有率は、０．００６％未満でなければならない。０．００６％を超えると、変形への適合性を低下させる硫化マンガンとも呼ばれるＭｎＳ等の硫化物の過剰の存在により、延性が低下する。

リン含有率は、０．０３０％未満でなければならない。リンは、固溶体において硬化する元素であるが、特に粒界において偏析する傾向、またはマンガンと共偏析する傾向のため、スポット溶接への適合性および熱間延性を大幅に低下させる。これらの理由のため、リンの含有率は、スポット溶接への適切な適合性を達成するために、０．０３０％に制限されなければならない。

ニオブ含有率は、０．０１５から０．１５０％の間でなければならない。ニオブは、炭素および／または窒素と共に硬化する析出物を形成する特異な性質を有するマイクロ合金元素である。熱間圧延操作の時点ですでに存在するこれらの析出物は、焼鈍の間再結晶を遅延させ、従って微細構造を精緻化し、このためニオブは材料の硬化に寄与し得る。ニオブはまた、構造に対する精緻化効果により、伸び性能を低下させることのない高温焼鈍を可能にすることによって、生成物の伸び性能を改善することを可能にする。しかしながら、ニオブ含有率は、過度に高い熱間圧延力を回避するために、０．１５０％に制限されなければならない。さらに、０．１５０％を超えると、ニオブの正の効果に関して、特に微細構造の精緻化による硬化効果に関して、効果が飽和に達する。一方、ニオブ含有率は０．０１５％以上でなければならず、この含有率により、フェライトが存在する場合、およびフェライトの硬化が望ましい場合には、このような硬化を得ることが可能となり、また同様に、残留オーステナイトのより高い安定化のための十分な精緻化を得ることが可能となり、またさらに、本発明により指定されるような均一伸びを保証することが可能となり、Ｎｂ含有率は、上述の効果を最適化するためには、好ましくは０．０２０から０．１３の間である。

チタンおよびバナジウム等の他のマイクロ合金元素は、ニオブと同じ利益を有するが、生成物の延性をより強力に低下させるという固有の特徴を有するため、これらの元素は、０．０５％の最大レベルに限定される。

窒素含有率は、材料の時効現象を防止するため、および固化中の窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の析出を、ひいては半完成品の脆化を最小限にするため、０．０１％に制限される。

ホウ素およびモリブデンは、不純物のレベルであり、即ち、個々に、ホウ素の場合０．００３未満、モリブデンの場合０．０３未満のレベルである。

組成の残りは、鉄および処理から生じる不可避の不純物からなる。

本発明によれば、第１の焼鈍後の鋼の微細構造は、面積パーセントで、１０％未満のポリゴナルフェライトを含有しなければならず、微細構造の残りは、未加工の、または焼戻しマルテンサイトで構成される。ポリゴナルフェライト含有率が１０％を超える場合、第２の焼鈍後の鋼の機械的強度および降伏応力は、それぞれ９８０ＭＰａ未満および６５０ＭＰａ未満となる。さらに、第１の焼鈍の終わりのポリゴナルフェライト含有率が１０％を超えると、第２の焼鈍の終わりのポリゴナルフェライト含有率が１０％を超えることとなり、このため本発明の仕様に対して過度に低い降伏応力および機械的強度がもたらされる。

第２の焼鈍後の鋼の微細構造は、面積パーセントで、１０から３０％の残留オーステナイトを含有しなければならない。残留オーステナイト含有率が１０％未満である場合、残留オーステナイトが過度に安定となり、鋼の加工硬化を大きく増大させる機械的応力下でマルテンサイトに変態することができず、事実上、均一伸びの増加につながるネッキングの出現を遅延させるため、均一伸びは１５％未満となる。残留オーステナイト含有率が３０％を超える場合、第２の焼鈍および冷却終了温度Ｔ_ＯＡにおける保持の間炭素の濃縮が不十分であるため残留オーステナイトは不安定となり、第２の焼鈍後の鋼の延性が低下し、このため１５％未満の均一伸びおよび／または２０％未満の全伸びがもたらされる。

さらに、本発明による鋼は、第２の焼鈍後、面積パーセントで３０から６０％の焼鈍マルテンサイトを含有しなければならず、焼鈍マルテンサイトは、第２の焼鈍の間焼鈍された、第１の焼鈍から得られたマルテンサイトであり、より少ない量の結晶学的欠陥により未加工マルテンサイトから区別され、格子内の炭化物の非存在により焼戻しマルテンサイトから区別される。焼鈍マルテンサイト含有率が３０％未満である場合、炭素の濃縮が不十分であるため残留オーステナイト含有率が過度に低くなり、また未加工マルテンサイトのレベルが過度に高くなることから、鋼の延性は過度に低くなり、このため１５％未満の均一伸びがもたらされる。焼鈍マルテンサイト含有率が６０％を超える場合、残留オーステナイトが過度に安定となり、機械的応力の作用下でマルテンサイトに変態することができず、この効果として本発明による鋼の延性が低下するため、鋼の延性が過度に低くなり、１５％未満の均一伸びおよび／または２０％未満の全伸びがもたらされる。

さらに本発明によれば、第２の焼鈍後の鋼の微細構造は、面積パーセントで５から３０％のベイナイトを含有しなければならない。微細構造内のベイナイトの存在は、残留オーステナイトの炭素濃縮において担う役割によって正当化される。ベイナイト変態の間、および多量のケイ素の存在のため、炭素は、ベイナイトからオーステナイトに再分配され、この効果として周囲温度でオーステナイトが安定化する。ベイナイト含有率が５％未満である場合、残留オーステナイトは十分に炭素濃縮されず、また十分に安定とならず、このため未加工マルテンサイトの存在が促進され、このため延性の大幅な低下がもたらされる。すると、均一伸びは１５％未満となる。ベイナイト含有率が３０％を超える場合、機械的応力の作用下でマルテンサイトに変態できない過度に安定な残留オーステナイトがもたらされ、この効果として１５％未満の均一伸びおよび／または２０％未満の全伸びがもたらされる。

最後に、本発明による、および第２の焼鈍後の鋼は、面積パーセントで１０から３０％の未加工マルテンサイトを含有しなければならない。未加工マルテンサイトの含有率が１０％未満である場合、鋼の機械的強度が９８０ＭＰａ未満となる。未加工マルテンサイトの含有率が３０％を超える場合、残留オーステナイト含有率が過度に低くなり、鋼は十分に延性とならず、均一伸びが１５％未満となる。

本発明による板は、任意の好適な方法により製造され得る。

第１のステップは、本発明による組成を有する鋼を製造することである。次いで、この鋼から半完成品が鋳造される。鋼は、インゴットとして、またはスラブの形態で連続的に鋳造され得る。

再加熱温度は、１１００から１２８０℃の間でなければならない。鋳造された半完成品は、全ての点において鋼が圧延中に経験する高い変形に有利な温度に達するように再加熱された半完成品を得るために、１１００℃を超える温度Ｔ_ｒｅｃｈにされなければならない。またこの温度範囲により、オーステナイト範囲内となること、および鋳造により生じる析出物の完全溶解を確実とすることが可能となる。しかしながら、温度Ｔ_ｒｅｃｈが１２８０℃を超える場合、オーステナイト粒が不必要に成長してより粗い最終構造をもたらし、液体酸化物の存在に関連する表面欠陥のリスクが増加する。当然ながら、スラブを再加熱することなく、鋳造直後に鋼を熱間圧延することも可能である。

次いで、半完成品は、鋼の構造が完全にオーステナイトとなる温度範囲内で熱間圧延される。圧延終了温度Ｔ_ｆｌが９００℃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必要とし得、またはさらに圧延機を破壊し得る。好ましくは、圧延がオーステナイト範囲内で生じることを保証し、従って圧延力を制限するために、９５０℃を超える圧延終了温度が順守される。

次いで、熱間圧延された生成物が、４００から６００℃の間の温度Ｔ_ｂｏｂで巻回される。この温度範囲により、巻回に関連した準等温保持に続く、冷却後のマルテンサイト分率を最小限にするための緩やかな冷却の間、フェライト、ベイナイトまたはパーライト変態を得ることが可能となる。６００℃を超える巻回温度は、望ましくない表面酸化物の形成をもたらす。巻回温度が４００℃未満と過度に低い場合、冷却後の生成物の硬度が増加し、このため後の冷間圧延中に必要な力が増加する。

次いで、熱間圧延された生成物は、本質的に知られている方法に従い、必要に応じて酸洗処理される。

場合により、巻回された熱間圧延板の中間的バッチ焼鈍が、５から２４時間の間の期間、Ｔ_ＲＢ１からＴ_ＲＢ２の間で行われるが、Ｔ_ＲＢ１＝４００℃であり、Ｔ_ＲＢ２＝７００℃である。この熱処理により、熱間圧延板の全ての点において１０００ＭＰａ未満の機械的強度を有し、従って板の中心と周縁部との間の硬度差を最小限にすることが可能となる。このため、形成される構造の軟化により、続く冷間圧延ステップが大幅に促進される。

次いで、好ましくは３０から８０％の間の加工率範囲で冷間圧延が行われる。

次いで、冷間圧延された生成物の第１の焼鈍が、好ましくは連続焼鈍ラインで、２から５０℃毎秒の平均加熱速度Ｖ_Ｃで行われる。焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}に関して、この加熱速度範囲により、再結晶および構造の適正な精緻化を得ることが可能となる。２℃毎秒未満では、表面脱炭のリスクが大幅に増加する。５０℃毎秒を超えると、ソーキング中に微量の非再結晶および不溶性炭化物が出現し、この結果、残留オーステナイト分率が低下し、この低下は延性に望ましくない効果を有する。

加熱は、温度ＴＳ１から９５０℃の間の焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}まで行われるが、ＴＳ１＝９１０．７−４３１．４＊Ｃ−４５．６＊Ｍｎ＋５４．４＊Ｓｉ−１３．５＊Ｃｒ＋５２．２＊Ｎｂであり、温度は℃であり、化学組成は重量パーセントであり、Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}がＴＳ１未満である場合、ポリゴナルフェライトの存在が１０％超に促進され、従って本発明により指定される範囲を超える。逆に、Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}が９５０℃を超える場合、オーステナイト粒径が大幅に増加し、この増加は、最終的な微細構造の精緻化に、ひいては６５０ＭＰａ未満となる弾性限度のレベルに対して望ましくない効果を有する。

温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}での３０から２００秒の間の保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}により、以前に形成された炭化物の溶解、特にオーステナイトへの十分な変態が可能となる。３０秒未満では、炭化物の溶解が不十分となる。さらに、２００秒を超える保持時間は、連続焼鈍ラインの生産性要件、特にコイルの進行速度と調和することが困難である。さらに、９５０℃を超えるＴ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}の場合と同じオーステナイト粒の粗大化のリスクが生じ、このリスクは６５０ＭＰａ未満の弾性限度を有するリスクと同じである。従って、保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}は、３０から２００秒の間である。

第１の焼鈍の保持の終わりに、板は周囲温度まで冷却されるが、冷却速度Ｖ_ｒｅｆ１は、フェライトの形成を防止するのに十分速い。この目的のために、この冷却速度は３０℃毎秒超であり、この速度により、１０％未満のフェライトを有し、残りはマルテンサイトである微細構造を得ることが可能となる。好ましくは、第１の焼鈍の終わりに完全にマルテンサイトの微細構造が得られることが優先される。

次いで、表面脱炭のリスクを回避するために、好ましくは連続亜鉛めっき焼鈍ラインにおいて、２℃毎秒超の平均加熱速度Ｖ_Ｃで、すでに１度焼鈍されている冷間圧延された生成物の第２の焼鈍が行われる。好ましくは、平均加熱速度は、保持中、残留オーステナイト分率を低下させる効果を有する不溶性炭化物の存在を防止するためには、５０℃毎秒未満でなければならない。

鋼は、温度Ａｃ１＝７２８−２３．３＊Ｃ−４０．５＊Ｍｎ＋２６．９＊Ｓｉ＋３．３＊Ｃｒ＋１３．８＊ＮｂからＴＳ２＝９０６．５−４４０．６＊Ｃ−４４．５＊Ｍｎ＋４９．２＊Ｓｉ−１２．４＊Ｃｒ＋５５．９＊Ｎｂの間の焼鈍温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}まで加熱されるが、温度は℃であり、化学組成は重量パーセントである。Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}がＡｃ１未満である場合、第１の焼鈍により生じるマルテンサイトの焼戻しのみが生じるため、本明細書により指定される微細構造を得ることが不可能である。Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}がＴＳ２を超える場合、焼鈍マルテンサイト含有率が３０％未満となり、このため、生成物の延性を大きく低下させる多量の未加工マルテンサイトの存在が促進される。

温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}での３０から２００秒の間の保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}により、以前に形成された炭化物の溶解、特にオーステナイトへの十分な変態が可能となる。３０秒未満では、炭化物の溶解が不十分となり得る。さらに、２００秒を超える保持時間は、連続焼鈍ラインの生産性要件、特にコイルの進行速度と調和することが困難である。さらに、２００秒を超えると、Ｔ _{ｓｏａｋｉｎｇ１}の場合と同じオーステナイト粒の粗大化のリスクが生じ、このリスクは６５０ＭＰａ未満の弾性限度を有するリスクと同じである。従って、保持時間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}は、３０から２００秒の間である。

第２の焼鈍における保持の終わりに、板は、Ｔ_ＯＡ１＝４２０℃からＴ_ＯＡ２＝４８０℃の間の冷却終了温度Ｔ_ＯＡに達するまで冷却されるが、冷却速度Ｖ_ｒｅｆ２は、フェライトの大量形成、即ち１０％超の含有率を防止するのに十分速く、この冷却速度は、２０℃毎秒超である。

冷却終了温度は、Ｔ_ＯＡ１＝４２０℃からＴ_ＯＡ２＝４８０℃の間でなければならない。４２０℃未満では、形成されるベイナイトが硬く、このため１５％未満の均一伸びとなり得る延性に対する悪影響を有するリスクがある。さらに、この温度は、一般に４６０℃の温度である亜鉛浴を板が通過する場合には低すぎ、浴の継続的冷却をもたらす。温度Ｔ_ＯＡが４８０℃を超える場合、オーステナイトを安定化させるために利用可能な炭素を低減する浸炭相であるセメンタイトを析出させるリスクがある。さらに、溶融亜鉛めっきの場合、温度が過度に高い、即ち４８０℃を超えると、液体Ｚｎを蒸発させると共に、浴と鋼自体との間の反応が制御不能となるリスクがある。

Ｔ_ＯＡ１（℃）からＴ_ＯＡ２（℃）の温度範囲内での保持時間ｔ_ＯＡは、ベイナイト変態を、ひいてはオーステナイトの炭素濃縮によるこのオーステナイトの安定化を許容するためには、５から１２０秒の間でなければならない。この保持時間はまた、本発明によるベイナイト含有率を保証するために５秒超でなければならず、さもなくば弾性限度が６５０ＭＰａ未満に低下する。この保持時間はまた、ベイナイト含有率を本発明において指定されるように３０％に限定するためには１２０秒未満でなければならず、さもなくば残留オーステナイト含有率は１０％未満となり、鋼の延性が過度に低下し、この低下は、１５％未満の均一伸びおよび／または２０％未満の全伸びにより現れる。

Ｔ_ＯＡ１（℃）からＴ_ＯＡ２（℃）の間のこの保持の終わりに、二重焼鈍された板は、周囲温度への冷却前に、溶融めっきにより亜鉛または亜鉛合金（Ｚｎは重量パーセントで過半数の元素に相当する。）の堆積物でコーティングされる。好ましくは、亜鉛または亜鉛合金コーティングは、本質的に知られている任意の電気分解または物理化学的方法により、裸の焼鈍された板の上に施され得る。アルミニウムまたはアルミニウム合金（Ａｌは重量パーセントで過半数の元素に相当する。）のベースコーティングもまた、溶融めっきにより堆積され得る。

好ましくは、次いで、降伏応力および曲げ性を改善するために、冷間圧延および二重焼鈍およびコーティングされた板に対して、１０から４８時間の間の保持時間ｔ_ｂａｓｅの間、１５０℃から１９０℃の間の保持温度Ｔ_ｂａｓｅで、バッチ焼鈍後の熱処理が行われる。この処理は、バッチ後焼鈍と呼ばれる。

以下において、限定されない実施例に基づいて本発明を例示する。

以下の表に示される、重量パーセントで表現される組成を有する鋼を調製した。表１は、実施例における板の製造に使用された鋼の化学組成を示す。

表１中の参照ＤおよびＥは、組成が本発明により指定される組成ではない鋼を特定している。本発明に適合しない含有率には下線が付されている。

特に、参照ＤおよびＥは、析出硬化がないことにより最終的な板の降伏応力および機械的強度を制限するニオブが組成に含まれているため、本発明に適合しないことが留意される。

また、参照ＤおよびＥは、ケイ素含有率が指定範囲外であるため、本発明に適合しないことが留意される。３．００％を超えるケイ素含有率は、過剰量のフェライトを促進し、指定された機械的強度が達成されない。１．６０重量％未満では、所望の延性を得るためには残留オーステナイトの安定化が不十分である。

さらに、参照Ｄは、炭素含有率が指定値よりも低く、このため板の最終強度および延性が制限されることから、本発明に適合しないことが留意される。さらに、マンガン含有率が過度に高く、このため板におけるベイナイトの最終的な量が制限され、この効果として、過剰量の未加工マルテンサイトの存在の結果、板の延性が制限される。

上記組成に対応する板は、表２に示される製造条件下で製造された。

これらの組成から出発して、ある特定の板を、異なる焼鈍条件に供した。熱間圧延前の条件は同一であり、再加熱は１２００℃から１２５０℃の間、圧延終了温度は９３０℃から９９０℃の間、および巻回は５４０℃から５６０℃の間であった。次いで、熱間圧延された生成物を全て酸洗処理し、次いですぐに５０から７０％の間の加工率で冷間圧延した。

表２はまた、冷間圧延後の焼鈍された板の製造条件を示し、記号表示は以下の通りである。

再加熱温度：Ｔ_ｒｅｃｈ
圧延終了温度：Ｔ_ｆｌ
巻回温度：Ｔ_ＢＯＢ
冷間圧延加工率
第１の焼鈍中の加熱速度：Ｖ_Ｃ１
第１の焼鈍中の保持温度：Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}
第１の焼鈍中のＴ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}での保持時間：ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}
第１の焼鈍中の冷却速度：Ｖ_ｒｅｆ１
第２の焼鈍中の冷却速度：Ｖ_Ｃ２
第２の焼鈍中の保持温度：Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}
第２の焼鈍中のＴ_{ｓｏａｋｉｎｇ２} での保持時間：ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}
第２の焼鈍中の冷却速度：Ｖ_ｒｅｆ２
冷却終了温度Ｔ_ＯＡ
温度Ｔ_ＯＡでの保持時間：ｔ_ＯＡ
計算された温度Ａｃ１、ＴＳ１およびＴＳ２（℃）

表２中の参照Ａ５からＡ６、Ｂ１からＢ４、Ｃ２からＣ５、Ｄ１およびＤ２、Ｅ１からＥ６は、表１中に示される組成を有する鋼に基づいて本発明に適合しない条件下で製造された鋼を指す。本発明に適合しないパラメータには下線が付されている。

参照Ａ５、Ａ６、Ｂ２からＢ４、Ｃ２からＣ４、Ｄ１およびＤ２は、第１の焼鈍中の保持温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}が計算された温度ＴＳ１よりも低く、このため第１の焼鈍において多量のフェライトが促進され、従って第２の焼鈍後の板の機械的強度が制限されることから、本発明に適合しないことが留意されるべきである。

また、参照Ｅ２、Ｅ３およびＥ４は、これらの化学組成により、および第２の焼鈍中の保持温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}が計算された温度ＴＳ２よりも高く、このため第２の焼鈍後の焼鈍マルテンサイトの量を低減する効果があり、過剰量の未加工マルテンサイトにより板の最終的な延性を制限することから、本発明に適合しないことが留意されるべきである。

また、参照Ｂ１は、温度Ｔ_ＯＡが４２０℃から４８０℃の範囲外であり、このため第２の焼鈍後の残留オーステナイトの量が制限され、従って板の延性が制限されることから、本発明に適合しないことが留意されるべきである。

また、参照Ｃ５は、本発明および特許請求の範囲に適合する、第２の焼鈍の単一の焼鈍のみが板に対して行われるため、本発明に適合しないことが留意されるべきである。第１の焼鈍が行われないことにより、微細構造中に焼鈍マルテンサイトが存在しないこととなり、このため板の最終降伏応力および機械的強度が大きく制限される。

最後に、２つの参照Ｅ５およびＥ６は、本発明に適合せず、第２の焼鈍における冷却速度Ｖ_Ｒｅｆ２は３０℃毎秒未満であり、このため冷却中のフェライトの形成が促進され、このため板の弾性限度および機械的強度を低下させる効果があることが留意される。

実施例Ａ１からＡ４、Ｃ１は、本発明による実施例である。

次いで、ＩＳＯ１２．５×５０試験片を使用して機械的特性が測定され、表１中に示される化学組成に基づく材料の断面をとることにより、調製された微細構造中に存在する相のそれぞれの含有率が、表２に記載される方法に基づいて分析される。冷間圧延の方向と平行な方向におけるこれらの機械的特性を得るために、一軸引張試験を行った。

各焼鈍後の相のそれぞれの含有率、および得られた機械的引張強度特性が、以下の表３に入力されているが、略語は以下の通りである。

％Ｍ１：第１の焼鈍後のマルテンサイトの面積パーセント
％Ｆ１：第１の焼鈍後のフェライトの面積パーセント
％Ｍ２：第２の焼鈍後のマルテンサイトの面積パーセント
％Ｆ２：第２の焼鈍後のフェライトの面積パーセント
％ＲＡ：第２の焼鈍後の残留オーステナイトの面積パーセント
％ＡＭ：第２の焼鈍後の焼鈍マルテンサイトの面積パーセント
％Ｂ：第２の焼鈍後のベイナイトの面積パーセント
降伏応力：Ｒｅ
機械的強度：Ｒｍ
均一伸び：Ａｌ．Ｕｎｉｆ．
全伸び：Ａｌ．Ｔｏｔａｌ．

表３中のＡ５およびＡ６、Ｂ１からＢ４、Ｃ２からＣ５、Ｄ１およびＤ２、Ｅ１からＥ６は、表１中に示される組成を有する鋼から表２中に記載される条件下で製造された鋼を指す。本発明に適合しない機械的特性および相の分率には下線が付されている。

実施例Ａ１からＡ４およびＣ１は、本発明による実施例である。

参照Ａ５、Ａ６、Ｄ１およびＤ２は、降伏応力が６５０ＭＰａ未満であることから本発明に適合しないことが留意されるべきであるが、このことは、計算された温度ＴＳ１よりも低い保持温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}に起因する、第１の焼鈍の終わりの多量のフェライト、および第２の焼鈍の終わりの焼鈍マルテンサイトの低い分率により説明される。

また、参照Ｂ２からＢ４およびＣ２からＣ４は、機械的強度が９８０ＭＰａ未満であることから本発明に適合しないことが留意されるべきであるが、このことは、計算された温度ＴＳ１未満の保持温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}に起因する、第２の焼鈍の終わりの未加工マルテンサイトの分率を制限する第１の焼鈍後の１０％超のフェライトの量により説明される。

また、参照Ｂ１は、降伏応力が６５０ＭＰａ未満であり、機械的強度が９８０ＭＰａ未満であることから本発明に適合しないことが留意されるべきであるが、このことは、４２０℃未満の圧延終了温度Ｔ_ＯＡに起因する、第２の焼鈍の終わりの過度に少ない量の未加工マルテンサイトにより説明される。

また、参照Ｅ１からＥ６は、降伏応力が６５０ＭＰａ未満であり、機械強度が９８０ＭＰａ未満であることから、本発明に適合しないことが留意されるべきである。これらの実施例の非適合性は、不適切な化学組成、具体的には過度に低いレベルの硬化元素（炭素、ケイ素）、およびニオブが存在しないことによる析出硬化の喪失の結果である。この効果は、参照Ｅ２からＥ６においては、本発明により教示される方法が順守されておらず、得られた相の量が指定範囲外であることから、さらにより顕著である。

最後に、参照Ｃ５は、本発明により教示される第２の焼鈍の方法に対応する単一の焼鈍のみが適用されており、この結果、本発明により指定される降伏応力および機械的強度を達成するために必要な焼鈍マルテンサイトが存在しないことから、本発明に適合しないことが留意されるべきである。

本発明はまた、特に液体亜鉛浴における溶融めっき工程に続く合金化熱処理を使用して、亜鉛または亜鉛合金のコーティングを施すのに好適な鋼板を利用可能にする。

最後に、本発明は、従来の組立方法、例えば限定されない一例としてのみ挙げると抵抗スポット溶接等において、良好な溶接性を示す鋼を利用可能にする。

本発明による鋼板は、電動陸上車用の構造部品、補強および安全構成要素、耐摩耗性材料または変速機ディスクの製造に有利に使用され得る。

Claims (15)

1. 組成が、重量パーセントで表現して、
   ０．２０％≦Ｃ≦０．４０％
   ０．８％≦Ｍｎ≦１．４％
   １．６０％≦Ｓｉ≦３．００％
   ０．０１５≦Ｎｂ≦０．１５０％
   Ａｌ≦０．１％
   Ｃｒ≦１．０％
   Ｓ≦０．００６％
   Ｐ≦０．０３０％
   Ｔｉ≦０．０５％
   Ｖ≦０．０５％
   Ｍｏ＜０．０３％
   Ｂ≦０．００３％
   Ｎ≦０．０１％
   を含み、組成の残りは、鉄および処理から生じる不可避の不純物により構成され、微細構造は、面積パーセントで、１０から３０％の残留オーステナイト、３０から６０％の焼鈍マルテンサイト、５から３０％のベイナイト、１０から３０％の未加工マルテンサイトおよび１０％未満のフェライトで構成され、機械的強度が、９８０ＭＰａ以上であり、降伏応力が、６５０ＭＰａ以上であり、均一伸びが、１５％以上であり、破断時伸びが、２０％以上である、鋼板。
2. 組成が、重量パーセントで表現して、
   ０．２２％≦Ｃ≦０．３２％
   を含む、請求項１に記載の鋼板。
3. 組成が、重量パーセントで表現して、
   １．０％≦Ｍｎ≦１．４％
   を含む、請求項１または２に記載の鋼板。
4. 組成が、重量パーセントで表現して、
   １．８％≦Ｓｉ≦２．５％
   を含む、請求項１から３のいずれかに記載の鋼板。
5. 組成が、重量パーセントで表現して、
   Ｃｒ≦０．５％
   を含む、請求項１から４のいずれかに記載の鋼板。
6. 組成が、重量パーセントで表現して、
   ０．０２０％≦Ｎｂ≦０．１３％
   を含む、請求項１から５のいずれかに記載の鋼板。
7. 亜鉛または亜鉛合金のコーティングを備える、請求項１から６のいずれかに記載の鋼板。
8. アルミニウムまたはアルミニウム合金のコーティングを備える、請求項１から６のいずれかに記載の鋼板。
9. 請求項１から６のいずれかに記載の機械的強度を有する二重焼鈍冷間圧延鋼板の製造方法であって、順に、
   請求項１から６のいずれかに記載の組成を有する鋼が得られ、次いで
   この鋼が、半完成品に鋳造され、次いで
   この半完成品が、再加熱された半完成品を得るために１１００℃から１２８０℃の間の温度Ｔ_ｒｅｃｈにされ、次いで
   この再加熱された半完成品が、熱間圧延板を得るために熱間圧延され、熱間圧延の終わりの温度Ｔ_ｆｌは、９００℃以上であり、次いで
   この熱間圧延板が、巻回された熱間圧延板を得るために４００から６００℃の間の温度Ｔ_ｂｏｂで巻回され、次いで
   この巻回された熱間圧延板が、周囲温度まで冷却され、次いで
   この巻回された熱間圧延板が、伸ばされて酸洗処理され、次いで
   この熱間圧延板が、冷間圧延板を得るために３０から８０％の間の加工率で冷間圧延され、次いで
   この冷間圧延板が、２から５０℃／秒の間の速度Ｖ_Ｃ１で、ＴＳ１＝９１０．７−４３１．４＊Ｃ−４５．６＊Ｍｎ＋５４．４＊Ｓｉ−１３．５＊Ｃｒ＋５２．２＊Ｎｂから９５０℃の間の温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}まで、３０から２００秒の間の期間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ１}の間加熱することにより、１回目に焼鈍され、式中の含有率は重量パーセントで表現され、次いで
   この板が、３０℃／秒以上の速度で周囲温度まで冷却することにより冷却され、次いで
   この板が、２から５０℃／秒の間の速度Ｖ_Ｃ２で、Ａｃ１からＴＳ２＝９０６．５−４４０．６＊Ｃ−４４．５＊Ｍｎ＋４９．２＊Ｓｉ−１２．４＊Ｃｒ＋５５．９＊Ｎｂの間の温度Ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}まで、３０から２００秒の間の期間ｔ_{ｓｏａｋｉｎｇ２}の間再加熱することにより、２回目に焼鈍され、式中の含有率は、重量パーセントで表現され、次いで
   この板が、３０℃／秒以上の速度で、４２０℃から４８０℃の間の冷却終了温度Ｔ_ＯＡまで冷却することにより冷却され、次いで
   この板が、５から１２０秒の間の期間ｔ_ＯＡの間、４２０℃から４８０℃の温度範囲内に保持され、次いで
   場合により、この冷間圧延および焼鈍された板上にコーティングが施され、
   この板が、周囲温度まで冷却される
   各ステップを含む、製造方法。
10. 冷間圧延の前に、巻回された熱間圧延板が加熱され、次いで５から２４時間の間の期間、４００℃から７００℃の間の温度で保持されるように、前記板のいわゆるバッチ焼鈍がさらに行われる、請求項９に記載の製造方法。
11. 板が、５から１２０秒の間、４２０から４８０℃の間の冷却終了温度Ｔ_ＯＡで等温的に保持される、請求項９または１０に記載の製造方法。
12. 二重焼鈍冷間圧延板が、次いで、コーティングの堆積の前に０．１から３％の間の冷間圧延率で冷間圧延される、請求項９から１１のいずれかに記載の製造方法。
13. 板が、最終的に、１０時間から４８時間の間の保持時間ｔ_ｂａｓｅの間、１５０℃から１９０℃の間の保持温度Ｔ_ｂａｓｅまで加熱される、請求項９から１２のいずれかに記載の製造方法。
14. Ｔ_ＯＡでの保持の終わりに、以下の元素：アルミニウム、亜鉛、アルミニウム合金または亜鉛合金の１つの液体浴中で板が溶融めっきされる、請求項９から１１のいずれかに記載の製造方法。
15. 自動車部品の製造のための、請求項１から８のいずれかに記載の板、または請求項９から１４のいずれかに記載の方法により製造された板の使用。