JP6805271B2 - オーステナイト系マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、オーステナイト系マトリックスを有するＴＷＩＰ鋼板及びこのＴＷＩＰ鋼の製造方法に関する。本発明は、自動車の製造に特によく適している。
自動車の軽量化の観点から、自動車の製造に高強度鋼を使用することが知られている。例えば、構造部品の製造のために、そのような鋼の機械的特性を改善しなければならない。しかし、鋼の強度を向上させても、高強度鋼の伸び、ひいては成形性が低下する。これらの問題を克服するために、良好な成形性を有する双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）が登場した。これらの製品が非常に良好な成形性を示すとしても、極限引張強度（ＵＴＳ）及び降伏応力（ＹＳ）等の機械的特性は自動車用途を満たすのに十分高くない場合がある。
これらの鋼の強度を向上させながら良好な加工性を維持するためには、冷間圧延と、続いて転移を除去するが双晶を維持する回復処理によって、高密度の双晶を誘起することが知られている。しかし、２つの処理、即ち、回復処理及び再結晶処理は競合する。実際、両方の処理間の運動速度論は非常に接近しているので、回復処理を制御することは困難である。従って、再結晶を回避するために、回復処理を制御する方法を提供する必要がある。
特許出願ＫＲ２０１４００１３３３３は、優れた曲げ性及び伸びを有する高強度及び高マンガン鋼板の製造方法を開示しており、この方法は、以下の工程：
− 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：１．１〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１０％、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００５０％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下を含み、残部が鉄及びその他の不可避的不純物である鋼インゴット又は連続鋳造スラブを１０５０〜１３００℃に加熱することによる均質化処理工程；
− 均質化処理された鋼インゴット又は連続鋳造スラブを８５０〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する工程；
− 熱間圧延鋼板を４００〜７００℃で巻き取る工程；
− 巻き取られた鋼板を冷間圧延する工程；
− 冷間圧延鋼板を４００〜９００℃で連続焼鈍する工程；
− 任意に、溶融亜鉛めっき又は電気亜鉛めっきによる被覆工程；
− 連続焼鈍された鋼板を１０〜５０％の圧下率で再圧延する工程；及び
− 再圧延された鋼板を３００〜６５０℃で２０秒間〜２時間の間再熱処理する工程
を含む。
− 重量％で、炭素（Ｃ）：０．４〜０．７％、マンガン（Ｍｎ）：１２〜２４％、アルミニウム（Ａｌ）：１．１〜３．０％、ケイ素（Ｓｉ）：０．３％以下、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１０％、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００５０％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３％以下、窒素（Ｎ）：０．０４％以下を含み、残部が鉄及びその他の不可避的不純物である鋼インゴット又は連続鋳造スラブを１０５０〜１３００℃に加熱することによる均質化処理工程；
− 均質化処理された鋼インゴット又は連続鋳造スラブを８５０〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する工程；
− 熱間圧延鋼板を４００〜７００℃で巻き取る工程；
− 巻き取られた鋼板を冷間圧延する工程；
− 冷間圧延鋼板を４００〜９００℃で連続焼鈍する工程；
− 任意に、溶融亜鉛めっき又は電気亜鉛めっきによる被覆工程；
− 連続焼鈍された鋼板を１０〜５０％の圧下率で再圧延する工程；及び
− 再圧延された鋼板を３００〜６５０℃で２０秒間〜２時間の間再熱処理する工程
を含む。
しかし、皮膜は第２の冷間圧延の前に堆積されるので、金属皮膜が機械的に損傷するリスクが非常に高い。また、再加熱工程は皮膜堆積後に実現されるので、鋼と皮膜との相互拡散が現れ、皮膜、ひいては皮膜の所望の特性の顕著な変化がもたらされる。さらに、再加熱工程は広範囲の温度及び時間で実施することができ、これらの要素のいずれも該明細書で、実施例ですら詳細に特定されていない。そして、この方法を実施することにより、ＴＷＩＰ鋼を得るために多くの工程が実施されるので、生産性が低下し、コストが上昇するリスクがある。最後に、特許出願ＫＲ２０１４００１３３３３は、再結晶化と回復との間の競合について全く述べていないので、再結晶化を回避するために回復工程を制御する方法は開示されていない。
したがって、本発明の目的は、高い強度、優れた成形性及び伸びを有するＴＷＩＰ鋼を提供することにより、上記の欠点を解決することであり、そのようなＴＷＩＰ鋼は回復されている。本発明は、このＴＷＩＰ鋼を得るために、特に実施が容易な方法を利用できるようにすることを目的とする。
この目的は、請求項１に記載のＴＷＩＰ鋼板を提供することによって達成される。鋼板は、請求項２〜１２の特徴も備えることができる。
本発明の別の対象は、請求項１３に記載のＴＷＩＰ鋼板を提供する方法である。この方法はまた、請求項１４〜２０の特徴を備えることができる。
本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な説明から明らかになるであろう。
本発明を説明するために、非限定的な例の様々な実施形態及び試験を、特に以下の図面を参照して説明する。
以下の用語が定義される。
− ＵＴＳ：極限引張強度（ＭＰａ）、
− ＹＳ：降伏強度（ＭＰａ）、
− ＵＥ：均一伸び、及び
− ＴＥ：全伸び（％）。
− ＵＴＳ：極限引張強度（ＭＰａ）、
− ＹＳ：降伏強度（ＭＰａ）、
− ＵＥ：均一伸び、及び
− ＴＥ：全伸び（％）。
本発明は、重量で、
０．１＜Ｃ＜１．２％、
１３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
０．１≦Ｓｉ≦３．０％、
０．１≦Ｃｕ≦５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％、
０．１≦Ａｌ≦４．０％、及び
０．１≦Ｖ≦２．５０％を、
− Ａｌの量が＜２．０％である場合、Ａｌ／Ｖの重量比は０．２〜８の間である、又は
− Ａｌの量が≧２％のとき、Ｖの量は＞０．２５％である
ように含み、並びに
純粋に任意に
Ｎｂ≦０．５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｔｉ≦０．５％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
のような元素１種以上を含み、組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避的不純物から構成される、
オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延され及び回復されたＴＷＩＰ鋼板に関する。
０．１＜Ｃ＜１．２％、
１３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
０．１≦Ｓｉ≦３．０％、
０．１≦Ｃｕ≦５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％、
０．１≦Ａｌ≦４．０％、及び
０．１≦Ｖ≦２．５０％を、
− Ａｌの量が＜２．０％である場合、Ａｌ／Ｖの重量比は０．２〜８の間である、又は
− Ａｌの量が≧２％のとき、Ｖの量は＞０．２５％である
ように含み、並びに
純粋に任意に
Ｎｂ≦０．５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｔｉ≦０．５％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
のような元素１種以上を含み、組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避的不純物から構成される、
オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延され及び回復されたＴＷＩＰ鋼板に関する。
いかなる理論にも拘束されることを意図するものではないが、本発明によるＴＷＩＰ鋼板は、この特定の微細構造、特に上記のようにＶに対するＡｌの量の組み合わせによって、全伸びのような機械的特性の改善を可能とする。実際、Ｖに関してＡｌの特定の量を外れると、鋼が十分に強化されないリスクがある。
鋼の化学組成に関して、Ｃは微細構造の形成及び機械的特性において重要な役割を果たす。Ｃは、積層欠陥エネルギーを増加させ、オーステナイト相の安定性を促進する。１３．０〜２５．０重量％の範囲のＭｎ含有量と組み合わされた場合、この安定性は０．１％以上の炭素含有量に対して達成される。バナジウム炭化物が存在する場合、Ｍｎ含有量が高いと、オーステナイト中の炭化バナジウム（ＶＣ）の溶解度が増加することがある。しかし、Ｃ含有量が１．２％を超えると、例えば、バナジウムの炭化物又は炭窒化物の過剰な析出のために延性が低下するリスクがある。好ましくは、炭素含有量は、場合により最適な炭化物又は炭窒化物の析出と合わせて、十分な強度を得るために、０．２０〜１．２重量％の間、より好ましくは０．５〜１．０重量％の間、有利には０．７１〜１．０重量％の間である。
Ｍｎも、強度を高め、積層欠陥エネルギーを増加させ、オーステナイト相を安定化させるための必須元素である。その含有量が１３．０％未満であると、マルテンサイト相が形成されるリスクがあり、これは変形性を著しく低下させる。また、マンガンの含有量が２５．０％を超えると、双晶の形成が抑制され、このため強度は向上するものの、室温での延性が低下する。好ましくは、積層欠陥エネルギーを最適化し、変形の影響下でマルテンサイトの形成を防止するために、マンガン含有量は１５．０〜２４．０の間、より好ましくは１７．０〜２４．０％の間である。また、Ｍｎ含有量が２４．０％を超える場合、完全転位滑りによる変形モードよりも、双晶化による変形モードは有利ではない。
Ａｌは、鋼の脱酸素に特に有効な元素である。Ｃと同様に、Ａｌは変形マルテンサイトを形成するリスクを低下させる積層欠陥エネルギーを増加させ、それによって延性及び遅れ破壊耐性を改善する。しかし、Ａｌは、Ｍｎが液状鉄中の窒素の溶解度を高めるので、Ｍｎ含有量が高い鋼中に過剰に存在する場合には、欠点である。過剰に多量のＡｌが鋼中に存在すると、Ｎは、Ａｌと結合するところ、高温転化中の粒界の移動を妨害する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の形で析出し、連続鋳造において亀裂のリスクを非常に明らかに高める。さらに、後述するように、本質的に炭窒化物からなる微細な析出物を形成するためには、十分な量のＮが利用可能でなければならない。好ましくは、Ａｌ含有量は２％以下である。Ａｌ含有量が４．０％を超えると、双晶の形成が抑制され、延性が低下するリスクがある。
バナジウムも、本発明の文脈内で重要な役割を果たす。本発明によれば、Ｖの量は０．１≦Ｖ≦２．５％、好ましくは０．１≦Ｖ≦１．０％のようなものである。好ましくは、Ｖは析出物を形成する。いずれの理論にも拘束されることを意図するものではないが、窒化物、炭化物又は炭窒化物析出物の形態のバナジウムが再結晶を遅延させて、そのため再結晶化のリスクなしに回復工程を実施できるように思われる。好ましくは、鋼中のそのような元素の体積分率は０．０００１〜０．０５％である。好ましくは、バナジウム元素は主に粒内位置に局在する。有利には、バナジウム元素は、７ｎｍ未満、好ましくは０．２〜５ｎｍの間の平均サイズを有する。
アルミニウム及びバナジウムの量に対する上記の制限に加えて、これらの元素は以下の条件を順守しなければならない。
− Ａｌが厳密に２．０％未満の場合、Ａｌ／Ｖの重量比は０．２〜８の間でなければならず、
− Ａｌが２．０％以上の場合、Ｖの量は厳密に０．２５％を超える。
− Ａｌが厳密に２．０％未満の場合、Ａｌ／Ｖの重量比は０．２〜８の間でなければならず、
− Ａｌが２．０％以上の場合、Ｖの量は厳密に０．２５％を超える。
Ｖに対するこれらの特定のＡｌ量によって、Ａｌは鋼中の固溶体中に存在し、回復工程中に、バナジウムの析出物に加えて再結晶を遅らせ、したがってＴＷＩＰ鋼の機械的特性、例えば、全延びを増加させると考えられる。
ＡｌＮの過剰な析出及び凝固時の体積欠陥（ブリスター）の形成を防止するために、窒素含有量は０．１％以下でなければならない。さらに、バナジウム、ニオブ、チタン、クロム、モリブデン及びホウ素等の元素が窒化物の形態で析出することができる場合、窒素含有量は０．１％を超えてはならない。
ケイ素も鋼の脱酸素及び固相の硬化に有効な元素である。しかし、３．０％の含有量を超えると、ケイ素は伸びを低下させ、特定の組立処理中に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、ケイ素はこの限界以下に保たれなければならない。好ましくは、ケイ素の含有量は０．６％以下である。
同様に、０．１〜５．０％の間の含有量を有する銅は、銅金属の析出によって鋼を硬化させる手段の１つである。また、銅は再結晶の遅延に作用すると考えられる。しかし、この含有量を超えると、銅は熱間圧延板の表面欠陥の出現の原因となる。好ましくは、銅の量は２．０％未満である。
硫黄及びリンは、粒界を脆化させる不純物である。十分な熱間延性を維持するために、それぞれの含有量は０．０３０％及び０．０８０％を超えてはならない。
ある程度のホウ素は、０．００５％まで、好ましくは０．００１％まで添加することができる。この元素は粒界で偏析し、それらの結合力を高める。理論に拘束されることを意図するものではないが、これは、プレス成形による成形後の残留応力の減少、及びそのようにして成形された部品の応力下での、より良好な耐食性をもたらすと考えられる。この元素は、オーステナイト粒界で偏析し、その結合力を高める。ホウ素は、例えば、ボロカーバイド及びボロナイトライドの形態で析出する。
ニッケルは、溶液硬化によって鋼の強度を高めるために任意に使用することができる。しかし、とりわけ、コストの理由から、ニッケル含有量を１．０％以下、好ましくは０．３％以下の最大含有量に制限することが望ましい。
チタン及びニオブも、析出物を形成することによって硬化及び強化を達成するために任意に使用され得る元素である。しかし、Ｎｂ又はＴｉの含有量が０．５０％を超えると、過度の析出により靱性が低下するリスクがあり、避けなければならない。好ましくは、Ｔｉの量は、０．０４０重量％〜０．５０重量％の間又は０．０３０重量％〜０．１３０重量％の間である。好ましくは、チタン含有量は、０．０６０重量％〜０．４０重量％の間であり、例えば、０．０６０重量％〜０．１１０重量％の間である。好ましくは、Ｎｂの量は、０．０７０重量％〜０．５０重量％の間又は０．０４０〜０．２２０重量％の間である。好ましくは、ニオブ含有量は、０．０９０重量％〜０．４０重量％の間、有利には０．０９０重量％〜０．２０重量％の間である。
クロム及びモリブデンは、溶液硬化によって鋼の強度を高めるための任意の元素として使用することができる。しかし、クロムは積層欠陥エネルギーを低下させるので、その含有量は１．０％を超えてはならず、好ましくは０．０７０％〜０．６％の間である。好ましくは、クロム含有量は０．２０％〜０．５％の間である。モリブデンは０．４０％以下の量、好ましくは０．１４％〜０．４０％の間の量で添加することができる。
さらに、いかなる理論にも拘束されることを意図するものではないが、バナジウム、チタン、ニオブ、クロム及びモリブデンの析出物は、遅延亀裂に対する感度を低下させることができ、延性及び靱性を低下させることなくそうすることができると思われる。したがって、好ましくは、炭化物、窒化物及び炭窒化物の形態で、チタン、ニオブ、クロム及びモリブデンから選択される少なくとも１つの元素は０．０１〜０．０２５％の間の量で存在する。
任意に、錫（Ｓｎ）は０．０６〜０．２重量％の間の量で添加される。いかなる理論にも拘束されることを意図するものではないが、錫は貴な元素であり、高温では単独で薄い酸化膜を形成しないため、溶融亜鉛めっき前の焼鈍において、Ｓｎはマトリックスの表面に析出し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化体好適元素が、表面に拡散することを抑制し、もって亜鉛めっき性を向上させると信じられている。しかし、Ｓｎの添加量が０．０６％未満では、その効果が顕著でなく、Ｓｎの添加量を増加させると選択的酸化物の形成が抑制され、一方、Ｓｎの添加量が０．２％を超えると、添加されるＳｎにより熱間脆性がひきおこされ、高温加工性が悪化する。したがって、Ｓｎの上限は０．２％以下に制限される。
鋼は、デベロップメントに起因する不可避的不純物も含むことができる。例えば、不可避的不純物としては、Ｏ、Ｈ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｚｎ及びＷが挙げられるが、これらに限定されるものではない。例えば、各不純物の重量含有量は、０．１重量％未満である、
好ましい実施形態では、以下の式が満たされることを保証するように、ＴＷＩＰ鋼がＡｌ、Ｖ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｂを含む：
１０５．１＊Ａｌ％−３５８．１＊Ｖ％≦２７９．６７＊Ｃ％−１１＊Ｍｎ％
＋３０＊Ｓｉ％−６９．０２＊Ｃｕ％＋７８．３＊Ｎｂ％＋１４４
１０５．１＊Ａｌ％−３５８．１＊Ｖ％≦２７９．６７＊Ｃ％−１１＊Ｍｎ％
＋３０＊Ｓｉ％−６９．０２＊Ｃｕ％＋７８．３＊Ｎｂ％＋１４４
実際、いずれの理論にも拘束されることを意図するものではないが、上記方程式が満たされると、ＴＷＩＰ鋼の機械的特性がさらに改善されると思われる。
好ましくは、鋼の粒子の平均サイズは５μｍまで、好ましくは０．５〜３μｍの間である。
本発明によれば、鋼板は回復され、それは、鋼板がまだ再結晶化されていないことを意味する。好ましい実施形態では、鋼の回復分率は７５％を超え、好ましくは９０％を超える。好ましくは、回復分率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）又は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって決定される。
好ましい実施形態では、鋼板は金属皮膜で覆われる。金属皮膜は、アルミニウム系皮膜又は亜鉛系皮膜とすることができる。
好ましくは、アルミニウム系皮膜は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１％〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１％〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌである。
有利には、亜鉛系皮膜は、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部はＺｎである。
例えば、被覆鋼板は、皮膜堆積の後に行われる焼鈍工程後に得られる合金化溶融亜鉛めっきされた鋼板である。
好ましい実施形態では、鋼板は０．４〜１ｍｍの間の厚さを有する。
本発明によるＴＷＩＰ鋼板の製造方法は、以下の工程を含む。
Ａ． 上記の組成を有するスラブの供給工程、
Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、及びそれを熱間圧延する工程、
Ｃ． 巻き取り工程、
Ｄ． 第１の冷間圧延工程、
Ｅ． 再結晶焼鈍工程、
Ｆ． 第２の冷間圧延工程、及び
Ｇ． 回復加熱処理工程。
Ａ． 上記の組成を有するスラブの供給工程、
Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、及びそれを熱間圧延する工程、
Ｃ． 巻き取り工程、
Ｄ． 第１の冷間圧延工程、
Ｅ． 再結晶焼鈍工程、
Ｆ． 第２の冷間圧延工程、及び
Ｇ． 回復加熱処理工程。
本発明によれば、この方法は、上記の組成を有する鋼でできた半製品、例えば、スラブ、薄いスラブ、又はストリップの供給工程Ａ）を含み、そのようなスラブは鋳造される。好ましくは、鋳造された投入原料は、１０００℃を超える、より好ましくは１０５０℃を超える、有利には１１００〜１３００℃の間の温度に加熱されるか、又は鋳造後、中間冷却なしにそのような温度で直接使用される。
次いで、熱間圧延が、好ましくは８９０℃を超える、より好ましくは１０００℃を超える温度で行われ、例えば、通常、２〜５ｍｍ、さらには１〜５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップを得る。延性の欠如による亀裂の問題を回避するために、圧延終了温度は、好ましくは８５０℃以上である。
熱間圧延後、ストリップは、特定の機械的特性の低下をもたらすものである、炭化物（本質的にセメンタイト（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃ））の顕著な析出が起こらないような温度で巻き取られる必要がある。巻き取り工程Ｃ）は、５８０℃以下、好ましくは４００℃以下の温度で実行される。
その後の冷間圧延操作、続いて再結晶焼鈍が行われる。これらの追加の工程により、熱間圧延時に得られる粒径よりも小さい粒径がもたらされ、したがってより高い強度特性がもたらされる。もちろん、厚さが、例えば、０．２ｍｍ〜数ｍｍの範囲、好ましくは０．４ｍｍ〜４ｍｍの範囲のより薄い厚さの製品を得ることが望ましい場合には、冷間圧延は実施されなければならない。上記の方法で得られた熱間圧延生成物は、可能な前酸洗処理が通常の方法で行われた後に冷間圧延される。
第１の冷間圧延工程Ｄ）は、３０〜７０％の間、好ましくは４０〜６０％の間の圧下率で行われる。
この圧延工程の後、粒子は高度に加工硬化され、再結晶焼鈍操作を実施する必要がある。この処理は、延性を回復させると同時に強度を低下させる効果を有する。好ましくは、この焼鈍は連続的に行われる。有利には、再結晶焼鈍Ｅ）は、７００〜９００℃の間、好ましくは７５０〜８５０℃の間で、例えば、１０〜５００秒、好ましくは６０〜１８０秒の期間中に実現される。この焼鈍の間、好ましくは、窒化物、炭化物又は炭窒化物の形態の少なくとも１つのバナジウム元素が析出して、このため再結晶を遅らせることができる。
次いで、１〜５０％の間、好ましくは１０〜４０％の間、より好ましくは２０〜４０％の間の圧下率で第２の冷間圧延工程Ｆ）が実行される。これは、鋼の厚さの減少を可能にする。また、上記の方法で製造された鋼板は、再圧延工程を経てひずみ硬化によって増加した強度を有することができる。さらに、この工程により高密度の双晶が誘起され、鋼板の機械的性質が改善される。
第２の冷間圧延後、再圧延鋼板の高い伸び及び曲げ性をさらに確保するために回復工程Ｇ）が実現される。回復は、変形双晶を維持しながら、鋼の微細構造における転位の除去又は再配列によって特徴付けられる。変形双晶及び転位の両方は、圧延工程のような材料の塑性変形によって導入される。
好ましい実施形態では、回復工程Ｇ）は、バッチ焼鈍炉又は連続焼鈍炉において、鋼板を４１０〜７００℃の間の温度で加熱することによって実施される。この場合、それの後に溶融めっき工程Ｇ）、即ち、連続焼鈍で皮膜析出用鋼板の表面を準備し、その後、溶融浴の性質に応じて４１０〜７００℃の間の温度を有する溶融金属浴に鋼板を浸漬することができる。
別の好ましい実施形態では、回復工程Ｇ）は、溶融めっきによって実施される。この場合、再結晶焼鈍後に溶融めっきを行う特許出願ＫＲ２０１４１３３３３とは異なり、回復工程と溶融めっきとを同時に実行して、コスト削減及び生産性の向上を図ることができる。
この実施形態では、鋼の微細構造における回復工程は、連続焼鈍における鋼表面の準備中に始まり、溶融浴への浸漬中に達成されると思われる。
鋼表面の準備は、好ましくは鋼板を周囲温度から溶融浴の温度、即ち、４１０〜７００℃の間に加熱することによって行われる。好ましい実施形態では、熱サイクルは、鋼を溶融浴の温度を超える温度で加熱する少なくとも１つの加熱工程を含むことができる。例えば、鋼板表面の準備は６５０℃で数秒間行うことができ、続いて亜鉛浴に５秒間浸漬することができ、浴温は４５０℃の温度である。
好ましくは、溶融浴の温度は、溶融浴の性質に応じて４１０〜７００℃の間である。
有利には、鋼板はアルミニウム系浴又は亜鉛系浴に浸漬される。好ましくは、溶融浴への浸漬は、１〜６０秒の期間中、より好ましくは１〜２０秒の間の期間中、有利には１〜１０秒の間の期間中行われる。
好ましい実施形態では、アルミニウム系浴は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌである。好ましくは、この浴の温度は５５０〜７００℃の間、好ましくは６００〜６８０℃の間である。
別の好ましい実施形態では、亜鉛系浴は、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部はＺｎである。好ましくは、この浴の温度は４１０〜５５０℃の間、好ましくは４１０〜４６０℃の間である。
溶融浴は、インゴットの供給又は溶融浴中の鋼板の通過からの不可避的不純物及び残留元素も含むことができる。例えば、任意の不純物は、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢｉから選択され、各追加元素の重量含有量は０．３重量％未満である。インゴットの供給又は溶融浴中の鋼板の通過からの残留元素は、５．０重量％まで、好ましくは３．０重量％までの含有量を有する鉄であり得る。
有利には、回復工程Ｇ）は、１秒〜３０分の期間中、好ましくは３０秒〜１０分の間の期間中実施される。
例えば、焼鈍工程は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るための皮膜堆積後に行うことができる。
このようにして、本発明による方法により、高強度、優れた成形性及び伸びを有するオーステナイト系マトリックスを含むＴＷＩＰ鋼板を得ることができる。
本発明による方法では、そのようなＴＷＩＰ鋼板は、２回の冷間圧延工程により、多数の双晶を誘起し、その後、転位は除去されるが双晶は維持される回復工程によって達成される。
この実施例では、以下の重量組成を有するＴＷＩＰ鋼板を使用した。
まず、サンプルを１２００℃の温度で加熱し、熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度を８９０℃に設定し、熱間圧延後４００℃で巻き取りを行った。その後、５０％の冷間圧延圧下率で第１の冷間圧延を実行した。その後、７５０℃で１８０秒間再結晶焼鈍を行った。その後、３０％の冷間圧延圧下率で第２の冷間圧延を実行した。
最後に、サンプル１について、回復加熱工程を合計４０秒間実施した。鋼板を、炉内で６７５℃まで加熱することによりまず準備し、４００〜６７５℃の間で費やされた時間は３７秒であり、次いで９重量％のケイ素、３重量％までの鉄を含み、残部はアルミニウムである溶融浴に３秒間浸漬した。溶融浴の温度は６７５℃であった。
サンプル２については、回復加熱処理を合計４０秒間実施した。鋼板を、炉内で６７５℃まで加熱することによりまず準備し、４００〜６７５℃の間で費やされた時間は３４秒であり、次いで９重量％のケイ素、３重量％までの鉄を含み、残部はアルミニウムである溶融浴に６秒間浸漬した。溶融浴の温度は６７５℃であった。
サンプル３〜５については、回復加熱処理を合計９０秒間実施した。鋼板を、炉内で６５０℃まで加熱することによりまず準備し、４６０〜６５０℃の間で費やされた時間は８４秒であり、次いでそれぞれ亜鉛浴に６秒間浸漬した。溶融浴の温度は４６０℃であった。
サンプル６及び７については、回復加熱処理を合計３０秒間実施した。鋼板を、炉内で６２５℃まで加熱することによりまず準備し、４６０〜６２５℃の間で費やされた時間は２４秒であり、次いでそれぞれ亜鉛浴に６秒間浸漬した。溶融浴の温度は４６０℃であった。サンプル１〜７の微細構造をＳＥＭで分析して、回復工程中に再結晶化が起こらなかったことを確認した。機械的特性を決定した。結果を以下の表に示す。
結果は、本発明による重量比Ａｌ／Ｖを有するサンプル１は回復したことを示す。これに対して、試験２は再結晶化した。
サンプル１の機械的特性は、サンプル２の機械的特性よりも良好である。
本発明のサンプル５は、回復加熱処理後に回復した。これに対して、サンプル３及び４は再結晶化した。さらに、サンプル５の機械的特性、特にＵＴＳ及びＹＳは、サンプル３及び４の機械的特性よりも高かった。
本発明のサンプル７は、回復加熱処理後に回復した。これに対して、サンプル６は再結晶化した。さらに、サンプル７の機械的特性、特にＵＴＳ及びＹＳは、サンプル６の機械的特性よりも高かった。
Claims (19)
- 重量で、
０．１≦Ｃ≦１．２％、
１３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
０．１≦Ｓｉ≦３．０％、
０．１≦Ｃｕ≦５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％、
０．１≦Ａｌ≦４．０％、及び
０．１≦Ｖ≦２．５０％を、
− Ａｌの量が＜２．０％である場合、Ａｌ／Ｖの重量比は０．２〜８の間である、又は
− Ａｌの量が≧２％のとき、Ｖの量は＞０．２５％である
ように含み、並びに
純粋に任意に、
Ｎｂ≦０．５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｔｉ≦０．５％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
からなる群から選択される元素１種以上を含み、組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避的不純物から構成される、
オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延され及び回復されたＴＷＩＰ鋼板。 - Ｖの量が０．１〜１．０重量％の間である、請求項１に記載の鋼板。
- Ａｌの量が２．０重量％以下である、請求項１から２のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼中に、窒化物、炭化物又は炭窒化物の形態の少なくとも１つのバナジウム元素が存在する、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼板。
- Ｃｕの量が２．０％重量未満である、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
- Ｎｂの量が０．０７０〜０．５０重量％の間である、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
- Ｓｉの量が０．６重量％以下である、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
- Ａｌ、Ｖ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＮｂの重量による量が以下の式：
１０５．１＊Ａｌ％−３５８．１＊Ｖ％≦２７９．６７＊Ｃ％−１１＊Ｍｎ％
＋３０＊Ｓｉ％−６９．０２＊Ｃｕ％＋７８．３＊Ｎｂ％＋１４４
を満たす、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。 - 鋼板が金属皮膜で覆われている、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板がアルミニウム系皮膜又は亜鉛系皮膜で覆われている、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
- アルミニウム系皮膜が、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部がＡｌである、請求項１０に記載の鋼板。
- 亜鉛系皮膜が、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部がＺｎである、請求項１０に記載の鋼板。
- 以下の工程：
Ａ． 請求項１から８のいずれか一項に記載の組成を有するスラブの供給工程、
Ｂ． そのようなスラブを１０００℃を超える温度で再加熱し、及びそれを少なくとも８５０℃の最終圧延温度で熱間圧延する工程、
Ｃ． ５８０℃以下の温度で巻き取る工程、
Ｄ． ３０〜７０％の間の圧下率を伴う第１の冷間圧延工程、
Ｅ． ７００〜９００℃の間での再結晶焼鈍工程、
Ｆ． １〜５０％の間の圧下率を伴う第２の冷間圧延工程、並びに
Ｇ． 回復加熱処理工程
を含む、請求項１から１２のいずれか一項に記載のＴＷＩＰ鋼板の製造方法。 - 回復工程Ｇ）が、バッチ焼鈍炉又は連続焼鈍炉において４１０〜７００℃の間の温度で鋼板を加熱することによって行われる、請求項１３に記載の方法。
- 回復工程Ｇ）が、溶融めっきによって行われる、即ち、連続焼鈍において皮膜堆積のための鋼板の表面を準備し、ここで、準備とは、周囲温度から、溶融金属の性質に応じて４１０℃〜７００℃の間の溶融金属浴の温度にまで鋼板を加熱することにより行われ、その後、鋼板を、溶融金属浴中に浸漬することによって行われる、請求項１３に記載の方法。
- 浴がアルミニウム系であり、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部がＡｌである、請求項１５に記載の方法。
- 浴が亜鉛系であり、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部がＺｎである、請求項１５に記載の方法。
- 回復工程Ｇ）が１秒〜３０分間行われる、請求項１３から１７のいずれか一項に記載の方法。
- 回復工程Ｇ）が３０秒〜１０分間行われる、請求項１８に記載の方法。
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