JP6932323B2

JP6932323B2 - 低合金第３世代先進高張力鋼

Info

Publication number: JP6932323B2
Application number: JP2017560597A
Authority: JP
Inventors: ガーザ−マルティネズ、ルイス、ゴンザロ; トーマス、グラント、アーロン
Original assignee: クリーブランド−クリフススティールプロパティーズ、インク．
Priority date: 2015-05-20
Filing date: 2016-05-20
Publication date: 2021-09-08
Anticipated expiration: 2036-05-20
Also published as: RU2017141034A; AU2016264749B2; WO2016187576A1; CA2984029C; MX2017014796A; TW201704479A; CN107636186A; US10633727B2; BR112017023673A2; KR20180009785A; AU2016264749A1; JP2018518597A; EP3298174A1; AU2016264749C1; TWI631219B; EP3298174B1; KR20200015817A; KR102246531B1; CA2984029A1; CO2017011538A2

Description

優先権
本出願では、「最適な二相域焼鈍（ＩＮＴＥＲＣＲＩＴＩＣＡＬＡＮＮＥＡＬＩＮＧ）により得られた低合金第３世代先進高張力鋼」と題し、２０１５年５月２０日に提出された米国仮特許出願第６２／１６４，２３１号の優先権を請求し、この参照によりその全体が本明細書に組み込まれる。

自動車産業は、燃料効率の高い車両を得るために、より軽く、耐衝突性を高めるためにより強いが、成形可能である、費用対効果の高い鋼を探す不断の努力をしている。これらの需要を満たすように開発された鋼は、一般には第３世代先進高張力鋼として知られる。これらの素材の目標は、組成中の高額な合金を減量し、他の先進高張力鋼と比較して費用を下げつつ、成形性と強度を改善することである。

二相鋼は第１世代先進高張力鋼と考えられ、良好な強度・延性比率となるフェライトおよびマルテンサイトが混合した微細構造を有し、前記フェライトは延性を、前記マルテンサイトは強度を提供する。第３世代先進高張力鋼の微細構造の１つは、フェライト、マルテンサイト、およびオーステナイト（残留オーステナイトとも呼ばれる）を利用する。この３相微細構造では、前記オーステナイトが鋼の塑性変形をさらに拡大（またはその引張伸びのパーセンテージを増加）させることができる。オーステナイトに塑性変形をかけると、マルテンサイトに変形し、鋼全体の強度を増大させる。オーステナイトの安定性は、温度、ストレス、またはひずみをかけた場合の、オーステナイトのマルテンサイトへの変形に対する抵抗性である。オーステナイトの安定性はその組成によりコントロールされる。炭素およびマンガンなどの元素はオーステナイトの安定性を増大させる。シリコンはフェライト安定剤であるが、焼入性、前記マルテンサイトの初期温度（Ｍｓ）、および炭化物の形成に影響するため、Ｓｉの追加によりオーステナイトの安定性も増大する可能性がある。

二相域焼鈍は、フェライトおよびオーステナイトの結晶構造が同時に存在する温度での熱処理である。炭化物の溶解温度を超える二相域温度では、フェライトの炭素溶解性が最小限となるが、オーステナイトのＣの溶解性は比較的高い。前記二相間の溶解性の差は、前記オーステナイト中のＣ濃度の影響である。例えば、鋼のバルク炭素組成物が０．２５重量％である、すなわち、５０％のフェライトと５０％のオーステナイトが存在する場合、二相域温度のフェライト相の炭素濃度はほぼ０重量％であるが、オーステナイト相の炭素は、今度は０．５０重量％になる。最適化された二相域温度でオーステナイトの炭素濃度を高くするため、前記温度はセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）または炭化物の溶解温度を超える必要があり、すなわち、これはセメンタイトまたは炭化物が溶解する温度である。この温度は、最適な二相域温度と呼ばれる。最適なフェライト／オーステナイトの内容物が発生する最適な二相域温度は、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の溶解温度を超える温度領域であり、前記オーステナイトの炭素含有量が最大限となる温度である。

室温でオーステナイトを保持する性能は、いかに前記Ｍｓ温度が室温に近いかに依存する。前記Ｍｓ温度は以下の式により計算することができる。

Ｍｓ＝６０７．８−３６３．２＊［Ｃ］−２６．７＊［Ｍｎ］−１８．１＊［Ｃｒ］−３８．６＊［Ｓｉ］−９６２．６＊（［Ｃ］−０．１８８）２
式１
式中、Ｍｓは℃で表され、元素含有量は重量％で表される。
この出願の発明に関連する先行技術文献情報としては、以下のものがある（国際出願日以降国際段階で引用された文献及び他国に国内移行した際に引用された文献を含む）。
（先行技術文献）
（特許文献）
（特許文献１）米国特許出願公開第２０１０／１３９８１６号明細書
（特許文献２）米国特許出願公開第２０１４／１６６１６３号明細書

高張力鋼は、二相域焼鈍時にフェライトの容積が約２０〜８０％、オーステナイトの容積が約２０〜８０％となり、Ｍｓ温度は二相域焼鈍時のオーステナイト相で１００℃以下と計算される。二相域焼鈍はバッチ操作で行うことができる。代わりに、前記二相域焼鈍は連続操作で行うこともできる。高張力鋼は引張伸びが２０％以上、最大抗張力が８８０ＭＰａ以上を示す。

前記高張力鋼は０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．０〜５．０重量％のＭｎを有し、前記最適な二相域温度が７００℃を超えるようにＡｌおよびＳｉを追加することができる。前記高張力鋼は、代わりに、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉを有してもよい。または、前記高張力鋼は、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉ、０．０３０〜０．０５０重量％のＮｂを有してもよい。

熱間圧延後、前記高張力鋼の抗張力は１０００ＭＰａ以上、総伸長は１５％以上となる可能性がある。一部の実施形態では、熱間圧延後、前記高張力鋼の抗張力は１３００ＭＰａ以上、総伸長は１０％以上となる可能性がある。他の実施形態では、熱間圧延および連続焼鈍後、前記高張力鋼の抗張力は１０００ＭＰａ以上、総伸長は２０％以上となる可能性がある。

鋼帯を焼鈍する方法は、前記鋼帯の合金組成を選択する工程、前記合金内の炭化鉄が実質的に溶解し、前記鋼帯中のオーステナイト部分の炭素含有量がバルク帯組成の１．５倍以上となる温度を特定することで前記合金の最適な二相域焼鈍温度を決定する工程、および前記最適な二相域焼鈍温度で前記鋼帯を焼鈍する工程を有する。前記方法は、さらに、前記鋼帯を二相域焼鈍する工程を有することもできる。

図１は、本出願書類、実施例１の鋼の実施形態での位相分画、およびＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ（登録商標）で計算した温度（℃）に対するオーステナイトの炭素含有量を示す。図１ａは、温度（℃）に対する実施例１の合金４１の炭素含有量を示す。ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ（登録商標）により計算した。図２は、本出願書類、実施例１の鋼の実施形態について、最適な二相域加熱温度での熱サイクルを示す。図３は、実施例１の最適な二相域熱処理鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を示す。図４は、実施例１の鋼について１時間最適な二相域焼鈍を行った光学微細構造を示す。図５は、実施例１の鋼について４時間最適な二相域焼鈍を行った光学微細構造を示す。図６は、実施例１、合金４１の最適な二相域温度でホットバンドをバッチ焼鈍した光学微細構造を示し、前記微細構造はフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの基盤である。図７は、実施例１の合金４１のバッチ焼鈍熱サイクルを示す。図８は、実施例１の合金４１のバッチ焼鈍熱処理鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を示す。図９は、実施例１の合金４１に最適な温度でバッチ焼鈍を行った光学微細構造を示す。図１０は、７２０℃および７４０℃で実施例１の合金４１のバッチ焼鈍、次に連続焼鈍シミュレートを行った鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を示す。図１１は、７２０℃の最適温度で実施例１の合金４１をバッチ焼鈍し、続いて、塩入れ炉中、５分間、７２０℃で連続焼鈍シミュレートした鋼の光学微細構造を示す。図１２は、７２０℃の最適温度で実施例１の合金４１をバッチ焼鈍し、続いて、塩入れ炉中、５分間、７４０℃で連続焼鈍シミュレートした鋼の光学微細構造を示す。図１３は、実施例１の合金４１の連続焼鈍熱サイクルを示す。図１４は、実施例１の合金４１の連続焼鈍熱処理鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を示す。図１５は、実施例１の合金４１について、溶融鍍金ラインと類似の連続焼鈍温度サイクルを示す。図１６は、溶融亜鉛めっきラインの温度サイクルとピーク金属温度７５５℃を用いた、実施例１の合金４１の同時焼鈍鋼の操作ストレス−操作ひずみ曲線を示す。図１７は、実施例７の合金６１の鋼について、バッチ焼鈍したホットバンドの光学微細構造を示す。図１８は、ベルト式加熱炉で連続的に焼鈍し、シミュレーション焼鈍／酸洗い処理を行った、実施例７の合金６１のホットバンドの光学顕微鏡写真を示す。図１９は、二相域焼鈍／冷間圧延を行い、７５７℃の温度で連続焼鈍した実施例７の合金６１の走査電子顕微鏡写真画像を示す。

本出願書類の鋼の組成物では、炭素、マンガン、およびシリコンの量は、得られた鋼を二相域焼鈍する場合、式１を用いて計算したＭｓ温度が１００℃以下になるように選択する。

二相域温度でのフェライトとオーステナイトとの炭素の分配は、前記フェライトから前記オーステナイトへの炭素の拡散によって起こる。炭素の拡散率は温度に依存し、温度が高いほど拡散率は高くなる。本出願書類に記載された鋼では、二相域温度は十分高く、炭素が分配することができ（すなわち、フェライトからオーステナイトへの炭素の拡散）、これは例えば１時間未満などの実用的な時間で起こる。アルミニウムおよびシリコンなどの元素は変態点Ａ_１およびＡ_３を上昇させ、この二相域に入る温度を上昇させる。アルミニウムおよびシリコンを追加した場合、その結果二相域温度が高くなるため、最適な二相域温度が低く、アルミニウムおよびシリコンを追加していない、またはその追加が少ない合金と比較し、実用的な時間で炭素原子を分配することができる。

本出願書類の鋼の一実施形態は、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．０〜５．０重量％のＭｎを有し、前記最適な二相域温度が７００℃を超えるようにＡｌおよびＳｉを追加する。前記鋼の別の実施形態は、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉを有する。前記高張力鋼の別の実施形態は、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉ、０．０３０〜０．０５０重量％のＮｂを有する。

一実施例では、前記鋼が０．２５重量％のＣ、４重量％のＭｎ、１重量％のＡｌ、および２重量％のＳｉを有する。この実施例では、前記アルミニウム、およびシリコンを追加し、変態点の上限および下限（それぞれＡ３およびＡ１）を上昇させ、二相域温度領域により温度７００℃以上でフェライト３３〜６６％およびオーステナイト３３〜６６％となるようにする。全処理段階において、結晶粒の成長をコントロールするためにニオブを追加することができ、典型的には０．０４０重量％などの少量での追加である。

０．２５重量％のＣ、４重量％のＭｎ、１重量％のＡｌ、および２重量％のＳｉを含む鋼のバルク組成を用い、式１で計算したＭｓは約３３０℃である。フェライトが５５％、オーステナイトが４５％となる温度で前記合金を二相域焼鈍する場合、前記オーステナイトの炭素含有量は約０．５６重量％であり、炭素含有量が高いオーステナイトについて計算したＭｓ温度は約８７℃で室温により近い。この後この鋼を前記最適な二相域温度から室温（２５℃）に冷却した場合、オーステナイトの一部はマルテンサイトに変態するが、一部は保持される。

例として、マンガン含有量が約４重量％、Ｃが０．２５重量％の鋼はオーステナイト相で熱間圧延され、前記ホットバンドは高温（約６００〜７００℃）から室温にコイルおよび冷却される。マンガンおよび炭素含有量が比較的高いため、前記鋼は硬化することができ、ホットバンドの冷却速度が遅い場合でも、マルテンサイトを形成することが多いことを意味する。アルミニウムおよびシリコンを追加することで、フェライトが形成を始める温度が上昇し、これによりＡ_１およびＡ_３温度が上昇するため、フェライトの形成および成長が促される。前記Ａ_１およびＡ_３温度は高いため、フェライトの核形成と成長はより簡単に挙動する。したがって、今回の出願書類の鋼を熱間圧延から冷却する場合、ホットバンドの微細構造にはマルテンサイト、および若干のフェライトが含まれ、オーステナイト、炭化物、また可能性としては若干のベイナイト、および可能性としてはパーライト、および他の不純物を保持するものもある。この微細構造では、前記ホットバンドが高い強度を示すが、延性は十分であり、冷延可能であり、中間の熱処理はほとんどまたは全く必要ない。さらに、前記ＮｂＣ沈殿物は前記フェライトの形成を促し、結晶粒の成長をコントロールする核形成部位として機能する。

前記ホットバンド冷却時のフェライトの形成は、冷延可能な、より柔らかく、延性のホットバンドを提供するだけでなく、二相域焼鈍で確実にフェライトを存在させることで、その後の処理にも役立つ。マルテンサイトと炭化物のみから成る微細構造を二相域焼鈍温度に加熱した場合、一部のマルテンサイトはオーステナイトに戻り、一部のマルテンサイトは硬度調整され、徐々にフェライトおよび炭化物に分解を始める。しかし、そのような状況では、フェライトの形成が緩慢となることが多く、短時間では全く形成しない。冷却時、新たに逆転して形成したオーステナイトは新たなマルテンサイトに変換し、結果として生じた微細構造は新たなマルテンサイト、硬度調整されたマルテンサイト、わずかなフェライトと炭化物である。

一方、本出願書類の鋼では、フェライトがすでに冷延鋼板に存在し、核形成および成長する必要がない。二相域温度に加熱すると、前記マルテンサイトおよび炭化物は既に存在しているフェライト基質の周囲に炭素の多いオーステナイトを形成する。前記フェライト分画の冷却が二相域分画の影響を受ける場合、温度がＭｓ温度未満に下がるときにオーステナイトの一部はマルテンサイトに変換し、一部のオーステナイトは保持される。

本鋼のバッチ焼鈍プロセスでは、前記鋼を二相域で徐々に加熱し、前記鋼を０〜２４時間規定の温度とし、冷却もゆっくりと行う。バッチ焼鈍プロセスが最適な二相域温度で行われると、フェライトとオーステナイトとの間で炭素が分配される他、マンガンも分配される。マンガンは置換元素であり、その拡散は炭素と比較してゆっくりである。アルミニウムおよびシリコンを追加することで、変換点の温度を上昇させる効果により、バッチ焼鈍に典型的な時間的制約があってもマンガンの分配が可能となる。前記バッチ焼鈍の浸漬温度からの冷却時に、前記オーステナイトの炭素およびマンガン濃度はバルク鋼組成物よりも高くなる。連続焼鈍プロセスとして二相域温度に再加熱処理すると、大半が炭素を含み、マンガン質量分画が高くなることで、このオーステナイトはさらに安定になる。

鋼加工：合金４１
本出願書類の鋼の実施形態である合金４１を、典型的な製鋼手順に従い溶解し、鋳造した。合金４１の組成式を表１に示す。インゴットを切断、洗浄してから、熱間圧延を行った。幅１２７ｍｍ×長さ１２７ｍｍ×厚さ４８ｍｍのインゴットを３時間１２００℃に加熱し、約８回で約３．６ｍｍの厚さに熱間圧延した。熱間圧延の最終温度は９００℃超とし、最終バンドを６７５℃に設定した加熱炉に入れ、続いて約２４時間冷却させ、ゆっくりとしたコイル冷却をシミュレートした。ホットバンドの機械的張力特性を表２に示す。

すべての表について、ＹＳ＝降伏強さ、ＹＰＥ＝降伏点伸長、ＵＴＳ＝最大抗張力、ＴＥ＝総伸長である。ＹＰＥを示す場合、報告されたＹＳ値は降伏点上限であるが、そうでない場合、連続的な降伏が起こると、オフセット降伏強さは０．２％と報告されている。

フェライト（ｂｃｃ）、オーステナイト（ｆｃｃ）、およびセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の相分画計算値、および合金４１のオーステナイトの炭素含有量を温度でプロットし、図１および１ａに示す。

ホットバンドをビーズブラストし、酸洗いして表面の酸化膜を取り除いた。酸洗いしたホットバンドを約１．７５ｍｍの厚さに冷延した。冷延鋼帯に様々な加熱処理を行い、機械的張力特性を評価した。各熱処理で前記鋼の微細構造の特徴も決定した。

最適な二相域焼鈍、合金４１
実施例１の合金４１の最適な二相域焼鈍は、コントロールされた大気中、約１または４時間、７２０℃の温度まで冷延鋼帯を加熱することで適用した。浸漬時間の最後に前記鋼帯を環状炉の冷めた場所に置き、空気が冷める速度と同じ速度で前記鋼帯が室温に冷却されるようにした。最適な熱処理の熱サイクルを図２のダイヤグラムに示す。張力特性を特徴付け、表３に示す。熱処理鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を図３に示す。焼鈍後、微細構造はフェライト、マルテンサイト、およびオーステナイトの混合物で構成され、前記微細構造を図４および図５に示す。この熱処理により、第３世代ＡＨＳＳが標的とする特性を十分に上回る際立った特性が得られた。ＵＴＳは９７０ＭＰａ超、総伸長は３７％超であった。

最適な二相域温度でのバッチ焼鈍、合金４１
合金４１のホットバンドにバッチ焼鈍サイクルを行った。前記鋼は、コントロールされた大気中、７２０℃の温度まで、約１℃／分の速度で加熱した。前記鋼をこの温度で２４時間保持し、その後、約０．５℃／分の冷却速度において、約２４時間で室温まで冷却した。前記機械的張力特性を表４に示す。前記微細構造はフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの混合物で構成され、図６はバッチ焼鈍したホットバンドの光学顕微鏡写真を示す。バッチ焼鈍サイクルは前記マルテンサイトおよび残留オーステナイト周囲の炭素を凝集するだけでなく、マンガンも分配した。このホットバンドを冷延し、再度焼鈍する場合、前記炭素およびマンガンは拡散距離が長いわけではなく、オーステナイトを濃縮するため、室温まで安定化させる。

冷延した合金４１にバッチ焼鈍サイクルを行った。前記鋼は、コントロールされた大気の加熱炉中、７２０℃の温度まで、５．５５℃／分で加熱した。前記鋼をこの温度で１２時間保持し、その後、約１．１℃／分で室温まで冷却した。加熱サイクルを図７に示す。前記機械的張力特性を表５に示す。これらの特性の一部は二相鋼の張力特性と同様であり、抗張力は８９８ＭＰａ前後、総伸長は２０．６％であったが、ＹＳは低く４３０ＭＰａ前後であった。ＹＳが低かったのは、前記微細構造の残留オーステナイトが原因であると考えられる。操作ストレス−操作ひずみ曲線を図８に示す。光学顕微鏡の微細構造を図９に示す。

バッチ焼鈍後の連続焼鈍シミュレートサイクル、合金４１
バッチ焼鈍サイクルは好ましい炭素分配熱処理である。二相域温度では、ほぼすべての炭素がオーステナイトに濃縮される。マンガンのオーステナイトへの溶解性はフェライトよりも高いため、マンガンはフェライトからオーステナイトに分配または再分布する。マンガンは置換元素であり、その拡散率は介在元素である炭素よりも有意に遅く、分配にはより長い時間がかかる。シリコンおよびアルミニウムを追加した合金４１は、炭素およびマンガンの分割が実用的な時間で起こる温度で、望みの二相域温度を有するようにデザインされている。徐々に冷却すると、オーステナイトの一部はマルテンサイトに分解、一部は炭化物に分解し、オーステナイトはほとんど残らない。二相域のフェライトにはほぼ炭素が含まれない。次に前記鋼を連続的に焼鈍した場合、望みの二相域温度に再加熱し、炭素およびマンガンが相間を分配して拡散しなければならない距離は、最初の熱サイクルよりも短くなる。前記マルテンサイトおよび前記炭化物はオーステナイトに戻る。バッチ焼鈍サイクルではＣおよびＭｎを分配、配置するため、連続的に焼鈍すると、拡散距離は短くなり、オーステナイトへの逆転も早く起こる。

最適な二相域温度で冷間圧延およびバッチ焼鈍後、合金４１は、７２０℃または７４０℃の最適な二相域温度で前記鋼を５分間塩入れすることで、シミュレートした連続焼鈍プロセスを行った。得られた張力特性を表６に示す。第２の熱処理では、バッチ焼鈍の特性から鋼の第３世代ＡＨＳＳ特性を取り戻した。２つの温度にはいくつかの違いが認められ、例えば、より高い連続焼鈍温度の７４０℃では、ＹＳが４４３ＭＰａ、ＵＴＳが９８２ＭＰａ、Ｔ．Ｅ．が３０％となった。連続焼鈍温度７２０℃では、ＹＳがやや高く約４６７ＭＰａ、ＵＴＳは低く８８２ＭＰａ、Ｔ．Ｅ．は大きく３６．６％であった。より低い焼鈍温度７２０℃では、オーステナイトの容量分画が少なく、含有炭素の量が多いと考えられる。前記オーステナイトの炭素が多いと室温でより安定になり、より高い焼鈍温度の７４０℃と比較してＵＴＳは低く、Ｔ．Ｅ．％は高くなる。より高い焼鈍温度の７４０℃では、オーステナイトの容積分画は高くなるが、炭素含有量は低くなるため、安定性も低くなると考えられる。これら２つの熱処理の操作ストレス−ひずみ曲線を図１０に示し、対応する微細構造を図１１および１２に示す。

修正温度での連続焼鈍、合金４１
より簡単な熱処理サイクルの１つは、前記冷延鋼板を連続的に焼鈍するものである。時間が短く、炭化物炭素の分解動態が緩慢で、フェライトからオーステナイトへの炭素の拡散距離があるため、本合金の最適な二相域温度は、この熱処理プロセスでは効果が低い。したがって、これらの障壁を克服するため、前記合金の最適な温度よりも高い焼鈍温度が必要である。冷延合金４１には、前記鋼板を８５０℃前後に設定した環状炉に投入することで、シミュレート連続焼鈍サイクルを行った。前記鋼の温度は接点熱電対によりモニターした。望みのピーク温度に達するまで前記鋼を環状炉の加熱部分に置き、次に前記鋼を環状炉の冷めた部分に置き、徐々に冷却させた。７４０℃および７５０℃の２つのピーク金属温度（ＰＭＴ）を選択した。熱処理の温度プロフィールのダイヤグラムを図１３に示す。得られた張力特性を表７に示し、操作ストレス−ひずみ曲線を図１４に示す。いずれの張力検査でもやや降伏点伸長が示され、特にＰＭＴが７４０℃ではＹＰＥが約３．４％であり、フェライトにはまだ多量の炭素が残っており、オーステナイトに拡散する時間は十分ではなかったことを示している。より低い７４０℃のＰＭＴでは、前記鋼が７３４ＭＰａＹＳ、８５０ＵＴＳ、および２６．７％Ｔ．Ｅ．を示した。より高い７５０℃のＰＭＴでは、ＹＰＥは０．６％に低下し、ＹＳは低く５８２ＭＰａとなり、ＵＴＳは高く９８９ＭＰａとなり、Ｔ．Ｅ．は低く２４．１％となった。より高いＰＭＴではオーステナイトが多くなるが、ＹＳが低くＵＴＳが高いことから示されるとおり、このオーステナイトの炭素含有量は低かった。これらの特性は標的第３世代ＡＨＳＳよりもやや低いが、二相鋼で達成される特性を上回っており、ＴＲＩＰおよびＱ&Ｐなど、他のタイプのＡＨＳＳで報告されている特性と同等であるが、特別な熱処理は利用していない。

トンネルベルト炉における連続焼鈍、溶融鍍金ラインのシミュレーション、合金４１
連続焼鈍加熱サイクルをシミュレートする別の方法は、コンベアベルトを備えた環状炉を使用するものである。合金４１の冷延鋼板に、保護的なＮ_２雰囲気を用い、トンネルベルト炉で連続焼鈍刺激を行い、これは、７４８〜７８４℃のピーク金属温度で溶融鍍金の温度プロファイルを模倣している。サンプルの温度は熱電対を用いて記録したが、炉の温度は様々なトンネル部分の設定ポイントを変更することで変更した。２つの温度プロファイルと時間の実施例を図１５に示す。ピーク金属温度７５５℃で焼鈍した検体の操作ストレス−操作ひずみ曲線の例を図１６に示す。全シミュレーションについて、前記鋼の張力特性の概要を７４８〜７８４℃の温度について表８に示している。

別の合金４１の鋼は、ホットバンドの条件でバッチ焼鈍した。バッチ焼鈍後、前記鋼を約５０％冷延した。冷延鋼板を次にコンベアベルトを備えた環状炉を用いて連続焼鈍し、溶融鍍金ラインをシミュレートした。温度サイクルは図１５で認められたものと同等であった。ピーク金属温度は約７５０〜８００℃の範囲であった。得られた張力特性の概要を表９に示す。冷延前にホットバンドを焼鈍した鋼は、降伏強さが低く、抗張力も低いが、総伸長は高いことが示された。バッチ焼鈍サイクルでは、炭素とマンガンをクラスターに配置し、連続焼鈍サイクルではこれらの拡散距離が短くなり、オーステナイトが濃縮され、室温で安定化する。

製鋼および熱間圧延：合金６１
合金６１は、典型的な製鋼手順後に溶解および鋳造した。合金６１は０．２５重量％のＣ、４．０重量％のＭｎ、１．０重量％のＡｌ、２．０重量％のＳｉを有し、結晶粒の成長をコントロールするため、少量の０．０４０重量％Ｎｂを追加している（表１０）。インゴットを切断、洗浄してから、熱間圧延を行った。次に幅１２７ｍｍ×長さ１２７ｍｍ×厚さ４８ｍｍのインゴットを３時間約１２５０℃に加熱し、約８回で約３．６ｍｍの厚さに熱間圧延した。熱間圧延の最終温度は９００℃超とし、最終バンドを６４９℃に設定した加熱炉に入れ、続いて約２４時間冷却させ、ゆっくりとしたコイル冷却をシミュレートした。ホットバンドの機械的張力特性を表１１に示す。この後の処理の準備として、前記ホットバンドはビーズブラストし熱間圧延時および塩酸で酸洗い後に形成した酸化膜を取り除いた。

ホットバンドのバッチ焼鈍、合金６１
前記ホットバンドは最適な二相域温度でバッチ焼鈍した。前記バンドを１２時間７２０℃の最適な二相域温度まで加熱し、その温度で２４時間浸漬した。前記バンドを２４時間、炉内で室温まで冷却させた。コントロールしたＨ_２雰囲気下ですべての熱処理を行った。焼鈍したホットバンドの機械的張力特性を表１２に示す。高い抗張力および総伸長は二相タイプの微細構造に対応している。ＹＳ値が低いことは残留オーステナイトがある証拠である。図１７は、バッチ焼鈍したホットバンドの微細構造を示している。

ホットバンドの連続焼鈍または焼鈍酸洗いラインシミュレーション、合金６１
焼鈍／酸洗いラインに類似の条件をシミュレートするため、ベルト炉で前記ホットバンドを焼鈍した。焼鈍温度またはピーク金属温度は７５０〜７６０℃であり、加熱時間は約２００秒であり、その後空気を室温に冷却した。熱処理はＮ_２雰囲気下で行い、酸化を防止した。得られた機械的張力特性を表１３に示す。得られた抗張力および総伸長はすでに第３世代ＡＨＳＳの標的を凌ぎ、ＵＴＳ＊Ｔ．Ｅ．製品は３１，２０２ＭＰａ＊％であった。微細構造には、フェライト、オーステナイト、およびマルテンサイトの細かい分布が含まれる（図１８）。

二相域焼鈍冷延鋼板の連続焼鈍シミュレーション、合金６１
連続焼鈍したホットバンドまたは焼鈍／酸洗いをシミュレートしたホットバンドを５０％冷延した。ここで冷延された鋼に、保護的なＮ_２雰囲気下、ベルトトンネル炉中連続焼鈍熱処理を行った。前記炉の温度プロフィールおよびベルト速度は、連続溶融鍍金ラインプロファイルをシミュレートするようにプログラムした。焼鈍温度範囲は約７４７〜７８２℃でシミュレートした。得られた張力特性を表１４に示す。張力特性はすべて第３世代ＡＨＳＳの標的を超え、ＹＳは８０３〜８９２ＭＰａ、ＵＴＳは１１７６〜１３１０ＭＰａ、Ｔ．Ｅ．は２８〜３４％であった。ＵＴＳ＊Ｔ．Ｅ．製品はすべて、３７，０１７〜４１，４１２ＭＰａ＊％であった。得られた微細構造を図１９に示す。

まとめ
本開示で説明した張力特性の概要表を表１５および表１６に示す。前記鋼は、前記合金を最適な温度で焼鈍し、前記オーステナイトに炭素およびマンガンを濃縮する場合、フェライト、マルテンサイト、およびオーステナイトを有する微細構造を開発するためにデザインされた。この微細構造の組み合わせでは、第３世代先進高張力鋼の特性を十分に上回る機械的張力特性が得られる。前記鋼の張力特性は、安定化オーステナイトへの大量の合金化を利用した他の鋼と同様である（高用量のＭｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなど）。本出願書類の鋼に最適な二相域焼鈍を適用することで、前記炭素およびマンガンをオーステナイトを安定化する元素として用い、際立った張力特性が得られている。他のより典型的な熱処理でも、バッチ焼鈍および連続シミュレート焼鈍などの第３世代ＡＨＳＳの張力特性が得られた。連続焼鈍熱処理では第３世代のＡＨＳＳ標的よりも低いが、非常に近い特性が生じたが、生じた特性はＴＲＩＰおよびＱ&Ｐ鋼に示される特性と同等である。前記鋼をホットバンドまたは冷延状態でバッチ焼鈍した場合、炭素とマンガンがクラスター化し、後の二相域焼鈍が容易に、拡散距離が短くなる。これらの鋼を連続焼鈍した場合、第３世代のＡＨＳＳ標的の特性が示された。１つの実施形態でＮｂを追加するとＮｂＣが生じ、これが結晶粒の成長を回避し、フェライトが形成する核形成部位として機能することで、構造の結晶粒サイズをコントロールする。そのような実施形態の結晶粒サイズをコントロールすることで、ニオブを追加しない実施形態と比較して特性が改善する可能性があり、その張力特性は十分第３世代ＡＨＳＳの標的である。

Claims

０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．０〜５．０重量％のＭｎを有し、最適な二相域温度が７００℃を超えるようにＡｌおよびＳｉの添加量の合計で２．６〜３．６％が追加され、０〜０．０５０重量％のＮｂと、Ｆｅおよび不純物である残りを有する、高張力鋼であって、
前記最適な二相域温度はセメンタイト溶解温度を超える温度領域であり、および、オーステナイトの炭素含有量が最大になる温度であり、前記鋼は前記最適な二相域温度まで加熱されたときに２０〜８０体積％のフェライトと、２０〜８０体積％のオーステナイトとを含むものであり、Ｍｓ温度は最適な二相域温度でのオーステナイト相で１００℃以下と計算されるものであり、
冷却後、前記高張力鋼は、フェライト、オーステナイトおよびマルテンサイトを有し、少なくとも２０％の引張伸びと、少なくとも８８０ＭＰａの最大抗張力とを有する、高張力鋼。
請求項１記載の高張力鋼であって、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉ、および残りはＦｅ、および不純物を有する、高張力鋼。
請求項１記載の高張力鋼であって、０．２０〜０．３０重量％のＣ、３．５〜４．５重量％のＭｎ、０．８〜１．３重量％のＡｌ、１．８〜２．３重量％のＳｉ、０．０３０〜０．０５０重量％のＮｂ、および残りはＦｅ、および不純物を有する、高張力鋼。
請求項１記載の高張力鋼において、前記鋼は、少なくとも１０００ＭＰａの抗張力と、少なくとも１５％の総伸長とを有する、高張力鋼。
請求項１記載の高張力鋼において、前記鋼は、少なくとも１３００ＭＰａの抗張力と、少なくとも１０％の総伸長とを有する、高張力鋼。
請求項１記載の高張力鋼において、前記鋼は、少なくとも１０００ＭＰａの抗張力、少なくとも２０％の総伸長を有する、高張力鋼。