JP7019574B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼帯 - Google Patents
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-
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-
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Description
本発明は、良好な表面仕上げおよび向上した機械的強度、特に全体的な強度、延性および可塑性を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯に関する。また、本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法およびそれらからなる製品にも関する。
過去１０年間で、自動車産業において、車両を軽量化し、乗客の安全性および燃費を向上する継続的なニーズが存在している。この新しい挑戦への鉄鋼業界の回答は、より高強度の鋼鉄の急速な開発である。したがって、高強度鋼鉄が提案されてきた。これらの鋼鉄は、従来の鉄鋼グレードと比較して改善された機械的特性により特徴付けられ、以下の、二相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、ＴＲＩＰ支援二重相（ＴＡＤＰ）鋼、および複合相（ＣＰ）鋼という一般名称の下で知られている。ＴＲＩＰ支援二重相鋼は、残留オーステナイトの存在により更に延性を備える二重相鋼である。残留オーステナイトを含む相は二相より多く存在しているため、正しい名称はＴＲＩＰ支援多重相鋼とすべきであるが、便宜上、本明細書ではＴＲＩＰ支援二重相と呼ぶこととする。
複合相鋼は、通常は、二重相鋼よりも多くのベイナイトを含む異なる複数の相を備える鋼であり、より高いＲｐ、より低い延性であるが改善された伸びフランジ性をもたらす。ＴＲＩＰ支援鋼は、例えば、Ａｎｉｍｅｓｈ Ｔａｌａｐａｔｒａ，Ｊａｙａｔｉ Ｄａｔｔａ，Ｎ．Ｒ．Ｂａｎｄｈｙｏｐａｄｈｙａｙ，Ｃｈｅｍｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ １（１）：１８－２７，２０１３から知られている。複合相は、例えば、いずれも数年の間に発行された、Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ Ｐｒｏｄｕｃｔ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，２００７，著者：Ｂ．Ｃ．Ｄｅ ＣｏｏｍａｎおよびＪ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，ＡＩＳＴ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ（登録商標）により発行、Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｆｏｒ ｉｒｏｎ ａｎｄ ｓｔｅｅｌ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，第７章，Ｌｏｗ－Ｃａｒｂｏｎ Ｓｔｅｅｌ，第７．４．４節、Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｂａｉｎｉｔｉｃ，ｆｅｒｒｉｔｅ－ｂａｉｎｉｔｅ ａｄｎ ｃｏｍｐｌｅｘ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ，４１０頁、およびＶＤＡ ２３９－１００ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌ ｆｏｒ Ｃｏｌｄ Ｆｏｒｍｉｎｇ，ＶＤＡ－ｍａｔｅｒｉａｌ ｓｈｅｅｔから知られている。
ＴＲＩＰ支援鋼の機械的挙動は、化学組成、粒径、応力状態などのパラメータに関連し、これらは通常、組み合わせられ、鋼の微細構造および特性を非常に困難なタスクにしている。ＴＲＩＰ鋼と比較して、ＴＲＩＰ支援鋼は合金化度が低減されており、そのため、溶接性および成形性に対する寸法範囲（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ ｗｉｎｄｏｗ）の間のバランスが提供される。ＴＲＩＰ支援鋼についての大量の刊行物が存在するものの、依然として成形操作の間に良好に機能する、微細構造を有する鋼組成物を規定することは困難である。
ＴＲＩＰ支援鋼の高い合金量は、寸法範囲を制限し、溶接の間に問題を引き起こし、したがって溶接法の範囲を狭める。
リーンな合金化は、溶接法の制限を低減し、寸法範囲を最大化するために非常に重要である。リーンな合金化により製造コストを低減し、合金成分の一部は発がん性が疑われているため、より環境に優しい鋼を製造することができる。無駄ない合金化鋼組成物は過去に提案されてきたが、リーンな合金化鋼の強度は不十分であった。
リーンな合金化鋼は、コイルの長さおよび幅全体にわたって良好な均一性を有し、異なる変形方向、すなわち、圧延方向に対して縦方向、横方向および斜め方向に一定の変形特性を有することが非常に重要であることに留意すべきである。
また、亜鉛めっき鋼は良好な亜鉛めっき表面品質を有することも非常に重要である。
したがって、強度と延性の良好なバランスを有するＴＲＩＰ支援二相合金を提供することへの必要性が存在している。
さらに、改善された強度、最大抗張力、全伸び・一様伸び、およびひずみ－硬化指数（ｎ－値）を有する鋼帯を提供することへの必要性が存在している。
さらに、鋼の費用を低減するために、合金成分量の低い鋼帯を提供することへの必要性が存在している。
さらに、鋼帯の製造のしやすさ、および良好な品質のコーティングへの必要性が存在している。
したがって、鋼帯は、高い強度、良好な溶接性を有し、良好な表面品質を示さなければならない。これらの要件は、例えば、自動車部品のために形成される、工業的に製造したＴＲＩＰ支援二重相鋼型にとって特に重要であり、自動車部品は、ホワイトボディへ点溶接またはレーザ溶接される。あるいは、該部品を、ホワイトボディへ接着剤により接着させるか、または任意の他の公知の方法により接着させることができる。
複合相鋼は、等しい引張強度で顕著に高い降伏強度を示す。複合相鋼は、衝撃中の高いエネルギー吸収、エッジ延性および曲げ性により特徴付けられる。これは、成形性を犠牲にしている。
また、コイル長さおよび幅全体にわたって、良好な均質性を保持することも重要である。
したがって、等しい引張強度での高い降伏強度、衝撃中の高いエネルギー吸収、高い残留変形能、良好な穴広げ性、ならびにエッジ延性および曲げ性を有する複合相鋼帯を提供することへの必要性が存在している。
ＣＰおよびＴＡＤＰ鋼グレードへの強度は、さらに析出硬化により得られるが、これは寸法範囲を制限し、多くの場合には、コイル幅および長さ全体にわたって均質性を低下させる。また、異なる方向への伸びの異方性が最小であることが好ましい。
Ａｎｉｍｅｓｈ Ｔａｌａｐａｔｒａ， Ｊａｙａｔｉ Ｄａｔｔａ，Ｎ．Ｒ．Ｂａｎｄｈｙｏｐａｄｈｙａｙ，Ｃｈｅｍｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ １（１）：１８－２７，２０１３
Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ Ｐｒｏｄｕｃｔ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ， ２００７，著者：Ｂ．Ｃ．Ｄｅ ＣｏｏｍａｎおよびＪ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，発行元：ＡＩＳＴ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ（登録商標）、Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｆｏｒ ｉｒｏｎ ａｎｄ ｓｔｅｅｌ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，第７章，Ｌｏｗ－Ｃａｒｂｏｎ Ｓｔｅｅｌ，第７．４．４節、Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｂａｉｎｉｔｉｃ，ｆｅｒｒｉｔｅ－ｂａｉｎｉｔｅ ａｄｎ ｃｏｍｐｌｅｘ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ，４１０頁
ＶＤＡ ２３９－１００ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌ ｆｏｒ Ｃｏｌｄ Ｆｏｒｍｉｎｇ，ＶＤＡ－ｍａｔｅｒｉａｌ ｓｈｅｅｔ
したがって、本発明の目的は、鋼帯の成形性および加工性の間のバランスを取る、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯組成物を提供することである。
本発明のさらなる目的は、溶融亜鉛めっきの中の良好な被覆性を有する高強度亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらに別の目的は、良好な溶接性と、顕著な引張荷重下における異なる変形モードでの改善された変形性とを組み合わせた高強度亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明の目的は、圧延方向に対して０°、４５°および９０°の三方向での形状変形について、軟質相形態の最適化を可能にしながら、硬質相形態が強度およびＴＲＩＰ効果を付与する、ＴＲＩＰ支援鋼を提供することである。
本発明の別の目的は、良好な表面品質を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらに別の目的は、合金成分量が低く、その結果として可能な限り低コストである、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらなる目的は、より大きな寸法範囲を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。より大きな寸法範囲とは、より高い幅および厚み範囲を指す。
本発明のさらなる目的は、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の機械特性がコイル幅および長さ全体にわたって可能な限り低い、鋼強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらなる目的は、鋼帯が、ＴＲＩＰ支援二重相鋼帯であるか、または上記の改善された特性を有する複合相鋼帯である、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
これらの目的の一つ以上は、質量％において、以下の成分、
０．１０～０．２１％のＣ
１．４５～２．２０％のＭｎ
最大１．５０％のＳｉ
０．１～１．５０％のＡｌ
０．００１～０．０４％のＰ
０．０００５～０．００５％のＢ
０．００５～０．３０％のＶ
最大０．０１５％のＮ
最大０．０５％のＳ
および、所望により、以下から選択される１以上の成分、
最大０．００４％のＣａ
最大０．１０％のＮｂ
最大０．５０％のＣｒ
最大０．２０％のＭｏ
最大０．２０％のＮｉ
最大０．２０％のＣｕ
最大０．２０％のＴｉ、
ならびに、残部のＦｅおよび不可避不純物からなる組成物、
を含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することにより、本発明により達成することができる。
０．１０～０．２１％のＣ
１．４５～２．２０％のＭｎ
最大１．５０％のＳｉ
０．１～１．５０％のＡｌ
０．００１～０．０４％のＰ
０．０００５～０．００５％のＢ
０．００５～０．３０％のＶ
最大０．０１５％のＮ
最大０．０５％のＳ
および、所望により、以下から選択される１以上の成分、
最大０．００４％のＣａ
最大０．１０％のＮｂ
最大０．５０％のＣｒ
最大０．２０％のＭｏ
最大０．２０％のＮｉ
最大０．２０％のＣｕ
最大０．２０％のＴｉ、
ならびに、残部のＦｅおよび不可避不純物からなる組成物、
を含む、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することにより、本発明により達成することができる。
好ましい実施形態において、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯は、質量％において、上記の成分からなる。
好ましい実施形態において、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯は、ＴＲＩＰ支援二重相鋼帯または複合相鋼帯である。
溶融亜鉛めっきとは、溶融亜鉛合金浴により実施される亜鉛合金層を用いた鋼帯のコーティング方法を意味する。前記方法により得られたコーティングした鋼帯は、溶融亜鉛めっき鋼帯である。
発明者らは、鋼の主構成成分の量を慎重に選択することにより、すなわち、所望の特性、特に必要とされる、成形性、均質性、低異方性、加工性、強度および伸長性、ならびに同時に必要とされる溶接性、被覆性および表面品質などの所望の特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を製造することができることを見出した。
発明者らは、特に、ホウ素およびバナジウムを鋼組成物へ加えることが有利であることを見出した。
本発明は、良好な溶接性と組み合わせて良好な成形性を有する鋼組成物を提供する。これは、組成物がホウ素を利用することにより、粒界偏析を通して溶接性能を改善するためである。
ホウ素を加えることにより、熱間圧延中間鋼生成物を、さらなる処理のために適した微細構造を提供するコイル化温度ＣＴを得るのに十分な速さで冷却することができる。さらに、発明者らは、ホウ素を加えることにより、最終生成物の特性は、高い程度の均質性を有し、高強度鋼帯を製造することができることを見出した。三次元的な機械特性を維持しながら、または改善すらしながら、より大きな寸法範囲、すなわち、現在製造されているものと比較して、拡張された厚さ囲および／または拡張された幅を有する高強度鋼帯を製造することへの継続的な、産業界、特に自動車産業界からの要求が存在する。
ホウ素は、オーステナイト冷却の間のフェライト形成を抑制することが知られている。これは、鋼帯中の局所的炭素濃縮を最小化する。したがって、ＴＲＩＰ支援鋼が製造される場合には、ホウ素の使用は通常避けられる。しかしながら、発明者らは、驚くべきことに、フェライト核生成が必要とされないように、変態区間領域中で冷間圧延鋼帯を連続的に焼鈍することにより、本発明によるホウ素含有鋼組成物は、非常に良好なＴＲＩＰ支援鋼グレードをもたらすことを見出した。
さらに、ホウ素を加えることにより、鋼の焼入性が改善され、ほとんど合金成分を使用する必要がなくなる。これは、鋼帯の改善された寸法範囲をもたらし、鋼帯の幅全体にわたる鋼の機械特性を所望の範囲内に維持しながら、拡張された幅および厚さ範囲へ、より設計の自由度を高めることができる。
さらに、ホウ素は、粒界を分離し、粒界でリンと置換し、溶接性を改善するか、または鋼が良好な溶接性を達成しながら、鋼中でより高いリン量を有することを可能にする。
発明者らは、さらに、鋼組成物へバナジウムを加えることは有益であり、バナジウムは本発明による鋼強度鋼帯の製造のために必要不可欠な成分であることを見出した。バナジウムは析出強化を付与し、これにより微粒化および合金強化がもたらされる。バナジウム析出形成は、最終的な焼鈍の間に生じるが、熱間圧延および冷間圧延の間には生じない。これは、所望の寸法範囲をもたらす。
所望により、合金成分のみではなく、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉなどの不純物も追加のまたは混合析出物を形成することにより、析出強化に貢献することができる。小さな析出物は、さらなる強度を付与する。しかし、析出サイズが大きい場合、バナジウム析出物の潜在的な硬化は十分に利用されず、最も具体的には、高強度冷間圧延鋼帯を製造することを予定している場合、および焼鈍鋼帯を製造することを予定している場合である。後者の場合、発明者らは、その後の焼鈍工程の間に生じる微細析出硬化をより完全に利用することができるように、熱間圧延工程でのバナジウム析出を限定する必要があることを実証した。発明者らは、驚くべきことに、本発明によると、熱間圧延生成物において、析出物は全く存在しないかほとんど存在しないことを見出した。これは、低い溶解度を有する窒素含有析出物を、より高い溶解度を有するよりカーバイドリッチな析出物に有利になるように、避けることができる。さらに、中間熱間圧延生成物中のバナジウム析出を制限することにより、改善された寸法範囲を有する高強度生成物を得ることができる。
上記に基づき、発明者らは、本発明は熱間圧延およびその後の冷間圧延のためのより大きな寸法範囲を可能にすることを見出した。連続的な焼鈍の間に、析出物が形成され、これらは析出強化を加える。強度を加えることによって、最終生成物中の残留オーステナイトの更なる形成を可能にし、それによって、強度は必要とされる６５０ＭＰａ超を維持しながら、延性および硬化の増加をもたらす。
主構成要素の量の理由は、以下の通りである。
Ｃ：０．１０～０．２１質量％。炭素は、従来の焼鈍／亜鉛めっきラインに用いられる冷却速度で、マルテンサイトおよびベイナイトの焼入性と形成が保証されるために十分に高い量で存在しなければならない。マルテンサイトは、十分な強度を与えるために必要とされる。遊離炭素はまた、得られる強度レベルについての、改善された加工硬化能および良好な成形性を与える、オーステナイトの安定性も可能にする。１０質量％という下限値は、これらの理由のために必要である。０．２１質量％という上限値は、良好な溶接性を保証するために必要不可欠である。好ましくは、炭素の量は０．１０～０．２０質量％であり、より好ましくは０．１１～０．１９質量％であり、最も好ましくは０．１２～０．１８質量％である。この範囲において、ホウ素の存在によっても、鋼の溶接性を促進しながら、鋼の焼入性は最適化される。
Ｍｎ：１．４５～２．２０質量％。従来の連続的な焼鈍／亜鉛めっきラインの冷却速度内で、焼入性を向上し、したがって、マルテンサイトまたはベイナイトなどの硬化相の形成を容易にするために、マンガンを加える。マンガンはまた、引張強度を向上させ、フェライト相を強化し、さらに残留オーステナイトを安定化させる、固溶強化にも貢献する。マンガンは、ＴＲＩＰ支援二重相鋼の変態温度範囲を下げ、したがって必要とされる焼鈍温度を、従来の連続的焼鈍／亜鉛めっきラインにおいて容易に実現できるレベルへ下げる。１．４５質量％という下限値は、上記の理由により必要である。この下限値は、ホウ素などの他の元素を考慮して可能である。２．２０質量％という上限値は、中間熱間圧延生成物を、柔軟な変態生成物（フェライトおよびパーライト）への十分な変態を確保することで熱間圧延機内の許容可能な圧延荷重を保証し、冷間圧延機内の許容可能な圧延加重を保証するために課される。この上限値レベルは、鋳造中のより強い偏析、およびより高い値でのマルテンサイト帯域の形成を考慮して与えられる。好ましくは、マンガンの量は、１．４５～２．１０質量％であり、より好ましくは１．５０～２．１０質量％である。
Ｓｉ：最大１．５０質量％。ケイ素は、固溶強化を提供し、したがって、高強度の達成、フェライトマトリックスの強化によるオーステナイトの安定性を提供する。ケイ素は、過時効の間の炭化物の形成を非常に効果的に遅らせ、したがってオーステナイトの安定化のために炭素を溶液に維持する。上限値１．５０質量％は、高レベルのケイ素は粘着性の低減に起因する許容不可能なコーティング品質につながるため、鋼帯の被覆性の観点から定められる。好ましくは、ケイ素の量は０．０５～１．０質量％であり、より好ましくは、０．２０～０．８０質量％であり、最も好ましくは、０．３０～０．７０質量％である。
Ａｌ:０．１～１．５０質量％。アルミニウムは、脱酸素目的のために溶鋼へ加えられる。適切な量で、ベイナイト変態を加速し、したがって、従来の連続的な焼鈍／亜鉛めっきラインの焼鈍区間により定められる時間制限内でベイナイトの形成を可能にする。アルミニウムはまた、炭化物の形成を遅らせ、したがって炭素を溶液に維持し、過時効の間のオーステナイトへの分配を生じさせ、オーステナイトの安定化を促進する。さらに、Ａｌは、高温で窒素と析出を形成することができ、したがって、好ましくは、バナジウムをより高い溶解度を有する炭化バナジウムへ形成することを可能にする。これは、熱間圧延中間生成物においてバナジウムが析出しない、広範なコイル化温度の選択を可能にする。ＡＩＮ析出物／含有物はまた、スラブ再加熱の間、または連続的なスラブ鋳造の後における、オーステナイト粒径分布を制御する。高いアルミニウム含有量は、鋳造モールドスラグの毒性につながり、結果としてモールドスラグの粘性を増加させ、鋳造中の不適切な熱伝達や潤滑につながるために、上限値１．５０質量％が課される。好ましくは、アルミニウムの量は、０．１０～１．０質量％であり、より好ましくは０．２～０．９質量％であり、最も好ましくは０．２～０．８０質量％である。アルミニウムの下限値を上げることは、ケイ素の含有量を高くするのと同じ効果を有するが、ほとんど鋼強度を向上させず、良好な可鍛性を保証する。アルミニウムの上限値を下げると、鋼の可鍛性は向上する。
Ｐ：０．００１～０．０４質量％。リンは、粒界を分割するが残留オーステナイトの安定性を助けることが知られている元素である。その含有量は、溶接部部品へ行われた引張せん断試験の間に、十分な熱間延性を維持し、剥がれによる不具合を避けるように、０．０４質量％に限定されなければならない。好ましくは、リンの量は、０．００２～０．０３０質量％であり、より好ましくは０．００４～０．０２０質量％である。
Ｖ：０．００５～０．３０質量％、およびＮ：最大０．０１５質量％。バナジウムおよび窒素は、本発明により画定された量で存在する。バナジウムの含有量が０．００５質量％未満である場合、バナジウム析出強度は不十分である。バナジウム含有量が０．３０質量％超である場合、または窒素含有量が０．０１５質量％超である場合、析出は熱間圧延の間の早い段階で、または熱間圧延後に微細析出物の形態で生じ、これによって、寸法範囲が狭まるか、または連続焼鈍の間の粗雑化がもたらされ、析出強度が低減される。バナジウム量は、０．００５～０．３０質量％であり、好ましくは０．０１～０．２０質量％であり、より好ましくは０．０３～０．３０質量％であり、最も好ましくは０．０４～０．１５質量％である。連続鋳造プラントに典型的であるように、窒素含有量は最大０．０１５質量％に限定される。窒素量は、好ましくは０．００１～０．０１質量％であり、より好ましくは０．００１～０．００８質量％であり、最も好ましくは０．００１～０．００５質量％である。
Ｂ：０．０００５～０．００５質量％。ホウ素の添加により鋼の焼入性は改善され、他の合金成分をほとんど使用する可能性がなくなる。ホウ素の量は、０．０００５～０．００５質量％であり、好ましくは０．００１～０．００５質量％であり、より好ましくは０．００１～０．００４質量％である。
Ｓ：最大０．０５質量％。硫黄は、好ましくは避けられるが、鋼製造工程中に不可避的に存在する。量が少ないほど成形性は良好である。硫黄の量が０．０５質量％超である場合、マンガンおよび／またはカルシウム硫黄化物の形態で過剰に析出し、成形性を大幅に低減する。好ましくは硫黄の量は０．０００１～０．００３質量％であり、より好ましくは０．０００２～０．００２質量％である。
所望により、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａから選択される一つ以上の元素を、鋼組成物に添加してもよく、または不純物として存在していてもよい。
Ｃａ：最大０．００４質量％。所望によりカルシウムを加えても良い。カルシウムを添加することにより、硫化マンガン含有物の形態を修飾する。カルシウムを添加すると、含有物は、伸長された形態ではなくむしろ球状となる。ストリンガーとも呼ばれる伸長された硫黄含有物はまた、ラメラテアや剥離破壊が生じ得る脆弱性を伴う平面として機能し得る。硫黄含有量が非常に低い場合には、カルシウムを全く加えないことも可能である。Ｃａの量は好ましくは０～０．００３質量％であり、より好ましくは０～０．００２質量％である。
Ｔｉ：最大０．２０質量％。所望によりチタンを強化鋼へ加えることができ、窒素と結合させることができる。上限値０．２０質量％は、鋼のコストを抑えるために定められる。Ｔｉを全く加えないことも可能である。好ましくは、Ｔｉの量は０．０００１～０．１質量％であり、より好ましくは０．００１～０．０１質量％であり、最も好ましくは０．００１～０．００５質量％の間である。
Ｃｒ：最大０．５０質量％、Ｍｏ：最大０．２０質量％。所望により、ベイナイト変態を遅らせ、固溶硬化を促進する、クロムおよびモリブデンなどの元素を、それぞれ０．５０質量％および０．２０質量％を超えない量で加えても良い。クロムは、フェライトの形成を促進し、焼入性を向上するために加えられる。上限値０．５０質量％は、残留マルテンサイトを犠牲にしてマルテンサイトが多く形成し過ぎないようにするために定められる。クロムを全く加えないこともできる。好ましくは、Ｃｒの量は０．００１～０．５０質量％であり、より好ましくは０．００１～０．３５質量％であり、最も好ましくは０．００１～０．３０質量％である。Ｍｏの量は、鋼のコストを抑え、可能な限り大きく寸法範囲を維持するように、好ましくは０．００１～０．３５質量％であり、より好ましくは０．００５～０．１０質量％である。Ｍｏは、亜鉛コーティングを強化し質を改善するために加えることができる。Ｍｏはまた、析出形成により鋼強化を助ける。
Ｎｂ：最大０．１０質量％。所望により、ニオブを、好ましくは、０．００１～０．１０質量％、より好ましくは、０．００１～０．０８質量％、最も好ましくは、０．００１～０．０３質量％の量で加えることができる。Ｎｂを加えると、補完的な炭窒化物析出により強度は向上するが、熱間圧延力を加えることにより寸法範囲は狭まる。
Ｎｉ：最大０．２０質量％。所望により、ニッケルを、好ましくは、０．００５～０．１０質量％、より好ましくは０．００５～０．０５０質量％、最も好ましくは０．００５～０．０２０質量％の量で加えることができる。Ｎｉを全く加えないこともできる。Ｎｉは不純物として存在し得る。
Ｃｕ：最大０．２０質量％。所望により、銅を、０．００５～０．１０質量％、好ましくは０．００５～０．０５０質量％、より好ましくは、０．００５～０．０２０質量％の量で加えることができる。Ｃｕは、残留オーステナイトの安定性を改善し、析出強化を付与することができる。Ｃｕを全く加えないこともできる。Ｃｕは不純物として存在し得る。
上記の理由に加え、炭素、マンガン、ケイ素、アルミニウム、ホウ素、バナジウム、および窒素の範囲を、可能な限り均質な変態が与えられ、コイル冷却中に鋼ストリップが冷間圧延できるような正しいバランスが見つけられるように選択する。出発構造体が得られ、焼鈍ラインに迅速に炭素を溶解させることができ、本発明による焼入性および適切なフェライト／ベイナイト変態挙動を促進することができる。さらに、アルミニウムはベイナイト変態を加速し、ホウ素はベイナイト変態を減速するため、制限された過時効区画を有する従来の溶融亜鉛めっきラインにより許容される時間スケール内で、適切な品質のベイナイトを製造するために、アルミニウムとホウ素の間の適切なバランスは存在しなければならない。
上記の元素の絶対容量に加え、特定の元素の相対量が重要である。
好ましい実施形態によると、ＡｌおよびＳｉの量は、Ａｌ＋Ｓｉの量が０．７０～１．６０質量％となるように選択される。
最終生成物中の炭化物を抑制し、正しい組成で、十分な量のオーステナイトの安定性を保証し、所望の成形性の伸長を提供するために、アルミニウムおよびケイ素はともに、０．７０～１．６０質量％の間で維持しなければならない。Ａｌ＋Ｓｉの量は、好ましくは０．７０～１．５０質量％であり、より好ましくは０．８０～１．４０質量％であり、最も好ましくは０．８０～１．２０質量％である。
好ましくは、溶融亜鉛めっき鋼帯は、６５０ＭＰａ超、好ましくは６５０～１１６０ＭＰａ、より好ましくは７００～１１５０ＭＰａ、最も好ましくは７３０～１１３０ＭＰａの最大抗張力、および／または、調質圧延後に３００～７００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐ、好ましくは鋼帯の中央部と端部との間の差が、Ｒｐおよび／またはＲｍについて６０ＭＰａ未満であり、より好ましくは差が４０ＭＰａ未満であり、最も好ましくは３０ＭＰａ未満である。これらの強度レベルは、本発明による組成および処理により達成することができる。
コイル幅とコイル長さの全体にわたる強度の高い程度に加え、低い異方性を有することが重要である。低い異方性は、例えば、圧延方向に対して縦方向、横方向および斜め方向の引張方向などの変形特性の変化が４０ＭＰａ未満、好ましくは２０ＭＰａ未満、最も好ましくは１０ＭＰａ未満であることを意味する。したがって、本発明の一部は、低い異方性を実現する微細構造および質感の設計に関する。
本発明の目的は、上記組成の鋼帯であり、その微細構造は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイト、および／または析出物で強化したセメンタイトからなる。以下においては、残留オーステナイトという用語はまた、残渣オーステナイトの代わりに使用される。本発明の目的のために、残渣オーステナイトおよび残留オーステナイトという用語は、同じ意味を有する。
本発明によると、以下の工程：
ａ）鋳鋼を２．０～４．０ｍｍの厚さへ熱間圧延し、コイル化温度ＣＴで、コイル化熱間圧延鋼帯へコイル化する、工程と、
ｂ）前記鋼帯を酸洗する、工程と、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率で冷間圧延する、工程と、
ｄ）前記鋼帯を変態区間焼鈍する、工程と、
ｅ）前記鋼帯を過時効区間における焼鈍後に、過時効区間において、所望により、急冷および分割、または急冷および焼戻しする、工程と、
ｆ）前記鋼帯を調質圧延する、工程と、
を含む、高強度亜鉛めっき鋼帯の製造方法が提供される。
ａ）鋳鋼を２．０～４．０ｍｍの厚さへ熱間圧延し、コイル化温度ＣＴで、コイル化熱間圧延鋼帯へコイル化する、工程と、
ｂ）前記鋼帯を酸洗する、工程と、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率で冷間圧延する、工程と、
ｄ）前記鋼帯を変態区間焼鈍する、工程と、
ｅ）前記鋼帯を過時効区間における焼鈍後に、過時効区間において、所望により、急冷および分割、または急冷および焼戻しする、工程と、
ｆ）前記鋼帯を調質圧延する、工程と、
を含む、高強度亜鉛めっき鋼帯の製造方法が提供される。
溶融亜鉛めっきは、連続法により行うことができる。所望により、鋼帯はガルバニール仕上げしてもよい。
ＴＲＩＰ支援二相鋼の好ましい方法によると、該方法において、冷間圧延された材料は、上記工程ｄ）にしたがって、Ａｃ１温度に達するまで、４０℃／秒未満の加熱速度、および／または１～１００秒の中間酸洗期間を使用し、ＴＲＩＰ支援二相鋼中に存在するフェライト区画の９０％以上の再結晶化フェライトを有する鋼帯が得られ、ｎ４－６の値は０．１８以上である。
好ましい実施形態によると、鋼帯は、亜鉛合金コーティング層で溶融亜鉛めっき法によりコーティングされ、該コーティングは、溶融亜鉛合金浴により実施され、該亜鉛合金は、０．３～２．３質量％、好ましくは１．６～２．３質量％のマグネシウム、０．６～２．３質量％、好ましくは１．６～２．３質量％のアルミニウム、０．００１０質量％未満のケイ素、所望により、０．２質量％未満の１以上の追加の元素、不可避不純物、残部の亜鉛からなる。
高強度熱間圧延鋼帯を公知の方法により酸洗し、冷間圧延に適する表面仕上げを得る。冷間圧延を、例えば、２．０～４．０ｍｍの熱間圧延鋼帯の厚さから０．７～２．０ｍｍへ圧下することによるなど、標準条件下で行う。
好ましい実施形態によると、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯は、複合相鋼帯である。
好ましい実施形態によると、溶融亜鉛めっき鋼帯はＴＲＩＰ支援二相鋼帯である。
本発明によると、熱間圧延鋼帯の製造方法が提供され、該方法において、鋳造鋼を２．０～４．０ｍｍの厚さまで熱間圧延し、Ｂｓ＋５０℃～Ｍｓ、好ましくはＢｓ～Ｍｓ、最も好ましくはＢｓ－２０℃～Ｍｓ＋６０℃の間のコイル化温度ＣＴでコイル化する。
非常に高いＣＴは表面酸化につながることもあり、これによって、亜鉛めっき端部コーティングの質が低下し、均質性が低下する。
画定された範囲内のＣＴは、冷間圧延し、連続的に焼鈍した最終生成物に十分な強度を達成するために合金元素をほとんど必要としない。
材料は非常に硬くなり、このことにより均質性が低下するため、非常に低いＣＴは寸法範囲を狭める。さらに、非常に低いＣＴでは、マルテンサイトが形成され、これは実際的な鋼形状を付与しない。
したがって、発明者らは、中間熱間圧延生成物の良好な均質性および良好な鋼帯形状を保証する、最適なＣＴ範囲を見出した。
Ｂｓ＋５０℃～Ｍｓ、好ましくはＢｓ～Ｍｓ、最も好ましくはＢｓ－２０℃～Ｍｓ＋６０℃のＣＴでコイル化することにより、正しい圧下を伴う冷間圧延、適切な温度での焼鈍、およびその後の亜鉛めっきを可能にし、本発明による所望の強度および特性を有する亜鉛めっき鋼帯を得られる、明確に画定された微細構造が達成される。
熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、好ましくは５０～７０体積％のフェライト、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、好ましくは３０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、および１０体積％未満のセメンタイトおよび析出物／含有物から成る。合計は、最大１００％である。
そのような微細構造熱間圧延鋼帯は、更なる処理、特に、冷間圧延後の焼鈍工程などのために、適切な特性を有する。微細構造の質感は、低い異方性を保証するものである。
本発明の目的は、高強度冷間圧延ＴＲＩＰ支援二重相鋼帯の製造方法を提供することであり、該方法において、熱間圧延鋼帯を、４０％超の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延し、Ａｃ１～Ａｃ３温度、好ましくはＡｃ１＋５０℃～Ａｃ３－３０°の温度で連続的に焼鈍し、Ｂｓ温度以下、好ましくはＢｓ－５０°以下の温度で過時効させて、炭素中に部分的に残留オーステナイトを濃縮しながら、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを形成する。所望により、鋼帯を過時効区分において、急冷し、分割し、または急冷し、焼戻しする。
その後、鋼帯を、溶融亜鉛めっき、熱スプレーおよび電着を含む、公知の亜鉛めっき方法により、コーティング、好ましくは亜鉛コーティングする。溶融亜鉛めっきは、バッチ法または連続法により行うことができる。所望により、鋼帯を亜鉛めっきすることができる。鋼帯を、次に、０．７％未満、好ましくは０．５％未満の伸長率で調質圧延する。好ましくは、鋼帯を溶融亜鉛めっきする。
本発明の別の目的は、高強度冷間圧延ＴＲＩＰ支援二重相鋼帯の製造方法であって、該方法は、以下の工程、
ａ）本発明により製造した熱間圧延鋼帯を供給する工程、
（コイル化した前記熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、好ましくは５０～７０体積％のフェライトと、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、好ましくは３０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイトと、１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物とからなる（但し、これらの合計は最大１００％である。）微細構造を有する。当該微細構造は、最終生成物の低い異方性を保証するような質感である。）
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延する工程、
ｄ）前記鋼帯を、変態温度Ａｃ１～Ａｃ３、好ましくはＡｃ１＋５０℃～Ａｃ３－３０℃の焼鈍加熱温度に供し、その後温度がＡｃ３未満になるときの冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイトおよび含有物／析出物からなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を過時効処理する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分割、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．７％未満、好ましくは０．５％未満の伸長率で調質圧延する工程、
を含む。
ａ）本発明により製造した熱間圧延鋼帯を供給する工程、
（コイル化した前記熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、好ましくは５０～７０体積％のフェライトと、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、好ましくは３０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイトと、１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物とからなる（但し、これらの合計は最大１００％である。）微細構造を有する。当該微細構造は、最終生成物の低い異方性を保証するような質感である。）
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延する工程、
ｄ）前記鋼帯を、変態温度Ａｃ１～Ａｃ３、好ましくはＡｃ１＋５０℃～Ａｃ３－３０℃の焼鈍加熱温度に供し、その後温度がＡｃ３未満になるときの冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイトおよび含有物／析出物からなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を過時効処理する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分割、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．７％未満、好ましくは０．５％未満の伸長率で調質圧延する工程、
を含む。
所望により、工程ｆ）において、鋼帯をガルバニール処理することができる。
高強度熱間圧延鋼帯を、公知の方法により酸洗し、冷間圧延に適する表面仕上げを得る。冷間圧延を、標準的な条件、例えば、熱間圧延鋼帯の厚さを２．０～４．０ｍｍから０．７～２．０ｍｍへ圧下することにより実施する。
好ましい実施形態によると、ＴＲＩＰ支援二重相鋼を製造するための上記方法は、冷間圧延材料を変態区間焼鈍するように行われ、前記方法において、Ａｃ１温度、好ましくは３５０℃～Ａｃ１温度の温度範囲に達する前に、最大４０℃／秒の加熱速度、好ましくは最大２０℃／秒の加熱速度が使用され、および／または、１～１００秒の中間酸洗、好ましくは１～６０秒の中間酸洗が使用され、ＴＲＩＰ支援二重相鋼に存在するフェライト画分の９０％以上の再結晶化フェライトを有する鋼帯がもたらされ、また、０．１８以上のｎ４＿６値がもたらされる。中間酸洗は、ここでは、言及した時間での、遅い加熱、または遅い冷却、またはその両方を意味する。
別の好ましい実施形態によると、焼鈍加熱処理は、冷間圧延ＴＲＩＰＳ支援二重相鋼帯が２０～５０体積％のフェライト、好ましくは２５～４５体積％のフェライト、１５～２５体積％の残留オーステナイトおよびマルテンサイト、ならびに５～１５体積％の残渣オーステナイト含有量、好ましくは５～１３体積％の残留オーステナイトから構成され、残部は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトおよび含有物／析出物である。総合計は、最大１００％である。微細構造は、低い異方性、具体的には、縦、横、斜め方向における引張特性の変化が低くなるようにする。残留オーステナイト島状物／針状物の平均寸法は、２０ミクロンを超えず、好ましくは１０ミクロンを超えず、最も好ましくは５ミクロンを超えない。
微細構造は、５０ｎｍ未満、好ましくは３０ｎｍ未満、最も好ましくは２０ｎｍ未満のサイズを有する（炭窒化バナジウム）析出物により硬化される。
本発明の別の目的は、本発明による冷間圧延ＴＲＩＰ支援二重相鋼帯の製造方法を提供することであり、該方法において、冷間圧延鋼は、１０℃／秒以上の加熱速度Ｖｈｓで相を加熱する工程、Ａｃ１～Ａｃ３、好ましくはＡｃ１＋５０℃～Ａｃ３－３０℃の温度で、０～４５０秒、好ましくは０～４００秒の時間焼鈍する工程、その後、５℃／秒超、好ましくは１０℃／秒超の冷却速度ＶＣｓで相を冷却する工程、温度がＡｃ３未満に達した後、Ｂｓ未満、好ましくはＢｓ－５０度未満の過時効温度Ｔｏａまで、２０秒～５００秒、好ましくは３０秒～４５０秒の時間ｔｏａをかけて冷却する工程を含む、焼鈍加熱工程へ供される。所望により、過時効処理は、冷却および分割、または冷却および調質圧延を含む。所望により、鋼帯を、コーティングし、好ましくは上記のとおり亜鉛コーティングし、所望により焼鈍後に、０．７％未満、好ましくは０．５％未満の伸長率で調質圧延する。所望により、鋼帯をガルバニール処理する。好ましくは、鋼帯を溶融亜鉛めっきする。
本発明の更なる態様によると、本発明の第一の態様による高強度溶融亜鉛めっき複合相鋼帯を製造する方法を提供し、該方法において鋳造鋼は、２．０～４．０ｍｍの厚さへ熱間圧延され、Ｂｓ～Ｍｓ温度、好ましくはＢｓ－２０℃温度～Ｍｓ＋６０℃温度であるコイル化温度ＣＴでコイル化される。熱間圧延におけるコイル化温度は、冷間圧延後の焼鈍の間の析出のための固溶に利用可能であるより多くのバナジウムを維持するために、Ｂｓ温度未満、好ましくはＢｓ－２０℃未満が選択される。
Ｂｓ～Ｍｓ、好ましくはＢｓ～Ｍｓ、好ましくはＢｓ－２０℃～Ｍｓ＋６０℃のＣＴでコイル化するため、明確に定義された微細構造が達成され、適切な圧下率で冷間圧延され、焼鈍および亜鉛めっきされて、本発明による所望の強度および特性を有する亜鉛めっきされた鋼帯を得ることができる。
そのような微細構造を有する熱間圧延鋼帯は、特に冷間圧延後の焼鈍工程のための、適切な特性を有する。
好ましい実施形態によると、鋼帯は、４０％以上の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延される。
焼鈍処理を、次に、加工硬化構造を再結晶化するため、および本発明による特定の微細構造を付与するために実施する。この処理は、好ましくは、相の加熱、相の酸洗および過時効処理を含む連続的焼鈍により行われる。
好ましい実施形態によると、焼鈍加熱処理は、冷間圧延複合相鋼帯の微細構造が、２０～５０体積％のフェライト、好ましくは２５～４５体積％のフェライト、１５～２５体積％の残留オーステナイトおよびマルテンサイト、５～１５体積％の残渣オーステナイト（残留オーステナイト）、好ましくは５～１３体積％の残留オーステナイト、より好ましくは３～１３体積％の残留オーステナイト、最も好ましくは３～１２体積％の残留オーステナイトから成り、残部は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトおよび析出物／含有物である。合計は最大１００％である。
発明者らは、相の加熱の間に、加工硬化構造の再結晶化、セメンタイトの溶解、変態温度Ａｃ１超でのオーステナイトの成長、フェライト中での前記バナジウム炭窒化物の析出を観察した。これらの炭窒化物析出物は非常に小さく、この相の加熱後に、典型的には、５０ｎｍ未満、好ましくは３０ｍ未満の直径を有する。
本発明の別の目的は、高強度冷間圧延複合相鋼帯の製造方法を提供することであり、該方法は、以下の工程、
ａ）本発明により製造した熱間圧延鋼帯を供給する工程、
（コイル化した前記熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、好ましくは５０～７０体積％のフェライトと、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、好ましくは３０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイトと、１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物とからなる（但し、これらの合計は最大１００％である。）微細構造を有する。）
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延する工程、
ｄ）前記鋼帯を、Ａｃ１＋５０℃超で焼鈍加熱処理し、その後、温度がＡｃ３未満である場合の冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイト、析出物および含有物からなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を冷却する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分割、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を亜鉛コーティング、好ましくは溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．４～２．０％の圧下率、好ましくは０．４～１．２％の圧下率で調質圧延する工程、
を含む。
ａ）本発明により製造した熱間圧延鋼帯を供給する工程、
（コイル化した前記熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、好ましくは５０～７０体積％のフェライトと、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、好ましくは３０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイトと、１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物とからなる（但し、これらの合計は最大１００％である。）微細構造を有する。）
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程、
ｃ）前記鋼帯を４０％超の圧下率、好ましくは４５～７５％の圧下率で冷間圧延する工程、
ｄ）前記鋼帯を、Ａｃ１＋５０℃超で焼鈍加熱処理し、その後、温度がＡｃ３未満である場合の冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイト、析出物および含有物からなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を冷却する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分割、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を亜鉛コーティング、好ましくは溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．４～２．０％の圧下率、好ましくは０．４～１．２％の圧下率で調質圧延する工程、
を含む。
所望により、工程ｆ）において、鋼帯をガルバニール処理することができる。
工程ａ）における微細構造の質感は、最終生成物の低い異方性を保証するようにする。
好ましい実施形態において、冷間圧延複合相鋼帯は、１０℃／秒以上の加熱速度Ｖｈｓで相を加熱する工程、Ａｃ１＋５０℃超、好ましくはＡｃ１＋８０℃超の焼鈍温度で、０～４５０秒、好ましくは０～４００秒間焼鈍する工程、その後５℃／秒超、好ましくは１０℃／秒超の冷却速度Ｖｃｓで、相を冷却する工程を含み、温度がＡｃ３以下に達した後、Ｂｓ－５０℃未満、好ましくはＢｓ－１００℃未満の過時効温度へ、２０秒～５００秒、好ましくは３０秒～４５０秒のｔｏａかけて、相を冷却する工程を含む焼鈍加熱処理へ供される。所望により、鋼帯は、急冷および分割または急冷および焼戻しへ供される。所望により相を過時効処理した後、溶融亜鉛めっき、溶射および電着を含む公知の亜鉛めっき方法により、鋼帯をコーティング、好ましくは亜鉛コーティングする。溶融亜鉛めっきは、バッチ法または連続法により行うことができる。所望により、鋼帯を亜鉛めっきすることができる。好ましくは、鋼帯を溶融亜鉛めっきする。
本発明による高強度溶融亜鉛めっき複合相鋼帯を、次に、０．４～２．０％の圧下率、好ましくは０．４～１．２％の圧下率で張力圧延する。張力圧延のこのパーセンテージは、他の特性が複合相材料についての所望の範囲内に維持されながら、適切な収率および引張強度レベルなどの適切な特性を鋼帯へ付与することができる。得られた複合相鋼帯は、選択されたＣＴ、所定の焼鈍温度、過時効処理温度、および調質ミル伸長範囲により、製造することができる。
本発明による鋼帯種は、好ましくは、自動車産業における構造的部品または強化要素の製造のために用いられる。
本発明を以下に明らかにする。以下の結果は、非限定的な例示により、本発明により与えられる有利な特性を示す。
Ａ１－それよりも上の温度で、微細構造はフェライト（α－Ｆｅ）およびオーステナイトの混合物から構成され、Ａｃ１温度は、Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｕｌｔｒａ－Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｈｏｔ－ｒｏｌｌｅｄ Ｓｔｅｅｌｓ，Ｐｏｓｃｏ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｒｅｐｏｒｔ，９９６，５０－１２８中に、Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋらにより記載された式にしたがって計算した。
Ａ３－それよりも上の温度で、微細構造は完全にオーステナイトから構成される。ＡＣ３温度は、ＫＡＲＩＴＡ，Ｎ．Ｈｉｇｈ Ｃａｒｂｏｎ Ｈｏｔ－Ｒｏｌｌｅｄ Ｓｔｅｅｌ Ｓｈｅｅｔ ａｎｄ Ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ Ｔｈｅｒｅｏｆに記載の式に従って計算した。欧州特許出願ＥＰ２．１０３．６９７．Ａ１，２３．０９．２００９、１５頁。
Ａ１およびＡ３中の添え字ｃおよびｒは、それぞれ、加熱および冷却周期の変換を示す。
ｎ－値：加工硬化係数またはｎ－値は、一様伸びに密接に関係している。ほとんどの鋼板形成プロセスにおいて、成形性の限定は、局所的に薄くなること、すなわち「肉やせ」への抵抗により決定される。一軸引張試験において、肉やせは、鋼板の成形性の測定として解釈することができる、引張試験に由来する、一様伸び、ｎ－値、および一様伸びで開始する。鋼帯の成形性を改善することを目的とする場合、ｎ－値および一様伸びは、最も適した最適化パラメータである。
ｎ４＿６値は、４～６％の伸長率の焼入特性値である。
Ｒｍ（ＭＰａ）：引張強度－最大強度に相当する応力。
Ｒｐ（ＭＰａ）：降伏応力－比例的でない伸長が、伸縮計メーターゲージ長さ（Ｌｅ）と等しい応力。使用された記号は、Ｒｐ０，２などの所定のパーセンテージを付与する接尾辞を伴う。
Ａｇ（％）：一様伸び－パーセンテージでの比例的でない最大強度での伸び。
Ａ８０（％）：破断までの全伸び。
鋼板の伸びフランジ性を評価する指標である、穴広げ性は、多くの場合、円筒形パンチまたは円錐形パンチを用いた穴広げ試験により得られ、Ｍ．Ｗ．ＢＯＹＬＥＳ、Ｏｐｅｒａｔｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ＣＰ／０４／ＯＰ／０４ Ｐｒｏｃｅｆｕｒｅ ｆｏｒ Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｔｅｓｔｉｎｇ，ＢｒｉｔｉｓｈＳｔｅｅｌ Ｓｔｒｉｐ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ （１９９７）に従って測定した。
Ｂｓはベイナイト出発温度であり、Ｍｓはマルテンサイト出発温度である。ＢｓおよびＭｓは、Ｓ．Ｍ．Ｃ．ｖａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎにしたがって計算し、ベイナイトおよびマルテンサイト出発温度は、指数関数的な炭素依存性を用いて計算される。Ｍａｔｅｒｉａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２８，４（２０１２）４８７－４９５。
実施例１
鋼組成物Ｌ２を鋳造し、約９２０℃の温度Ａｃ３超の約９３０℃の最終温度まで熱間圧延して、約１００℃／秒の冷却速度で、約５１０℃のコイル化温度まで冷却した。材料を次に、１℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。突き当て定規は３．７ｍｍであった。材料を１．２ｍｍまで冷間圧延して、次に、約８４０℃の最高温度で連続的に焼鈍して、約４００℃まで冷却して、６０秒間この温度で維持して、その後、亜鉛めっきのために約４７０℃まで加熱して、最終的に室温まで冷却した。測定した引張特性は、表３に記載する。
鋼組成物Ｌ２を鋳造し、約９２０℃の温度Ａｃ３超の約９３０℃の最終温度まで熱間圧延して、約１００℃／秒の冷却速度で、約５１０℃のコイル化温度まで冷却した。材料を次に、１℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。突き当て定規は３．７ｍｍであった。材料を１．２ｍｍまで冷間圧延して、次に、約８４０℃の最高温度で連続的に焼鈍して、約４００℃まで冷却して、６０秒間この温度で維持して、その後、亜鉛めっきのために約４７０℃まで加熱して、最終的に室温まで冷却した。測定した引張特性は、表３に記載する。
実施例２
１．３ｍｍの寸法を有するＴ１鋼組成物からなるいくつかのコイルを、実施例１と同じ条件下で製造した。さらに、テンパーミル伸長率０．４％を適用した。均質性試験を、前記コイルの亜鉛コートした鋼帯最終生成物に行った。引張特性ＲｐおよびＲｍを、コイルの開始、中間、および最終で、コイルの中間幅位置、端部位置で測定した。図１に示される実験結果は、コイルの頭部、胴部および尾部での組成物Ｌ１の降伏応力、引張強度値であり、これらは最大３０ＭＰａで変化する。
１．３ｍｍの寸法を有するＴ１鋼組成物からなるいくつかのコイルを、実施例１と同じ条件下で製造した。さらに、テンパーミル伸長率０．４％を適用した。均質性試験を、前記コイルの亜鉛コートした鋼帯最終生成物に行った。引張特性ＲｐおよびＲｍを、コイルの開始、中間、および最終で、コイルの中間幅位置、端部位置で測定した。図１に示される実験結果は、コイルの頭部、胴部および尾部での組成物Ｌ１の降伏応力、引張強度値であり、これらは最大３０ＭＰａで変化する。
実施例３
鋼組成物からＴ１複合相鋼帯を実施例１と同様に熱間圧延し、１．３ｍｍへ冷間圧延して、約８０℃で少なくとも４０秒間記載にしたがって焼鈍して製造した。溶融亜鉛めっき後、約０．９％の圧下率で鋼帯を調質圧延した。得られた鋼帯は、表３の例と比較して向上したＲｐを有する複合相鋼である。
鋼組成物からＴ１複合相鋼帯を実施例１と同様に熱間圧延し、１．３ｍｍへ冷間圧延して、約８０℃で少なくとも４０秒間記載にしたがって焼鈍して製造した。溶融亜鉛めっき後、約０．９％の圧下率で鋼帯を調質圧延した。得られた鋼帯は、表３の例と比較して向上したＲｐを有する複合相鋼である。
実施例４
バナジウムを含まない鋼組成物Ｔ０およびバナジウムを含むＴ１を製造した。１．３ｍｍの寸法の冷間圧延鋼組成物Ｔ０およびＴ１を連続的に焼鈍した。７７０～８８０℃の範囲の温度で焼鈍均熱処理（ａｎｎｅｌｉｎｇ ｓｏａｋ）を行った。その後、試料を３９０～４７０℃で過時効処理し、４６０℃で数秒間亜鉛コーティングし、室温まで冷却した。引張試験を、各焼鈍条件で行った。
バナジウムを含まない鋼組成物Ｔ０およびバナジウムを含むＴ１を製造した。１．３ｍｍの寸法の冷間圧延鋼組成物Ｔ０およびＴ１を連続的に焼鈍した。７７０～８８０℃の範囲の温度で焼鈍均熱処理（ａｎｎｅｌｉｎｇ ｓｏａｋ）を行った。その後、試料を３９０～４７０℃で過時効処理し、４６０℃で数秒間亜鉛コーティングし、室温まで冷却した。引張試験を、各焼鈍条件で行った。
本発明による高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の作成の間、表１に示されるように、多数の鋼帯コイルが製造された。Ｔ０～Ｔ４は、ライン試験組成物であって調質圧延されており、Ｌ１～Ｌ４は、本発明により調質圧延しないで、実験室で鋳造した合金組成物である。
表２は、Ａｌ＋Ｓｉの合計、ベイナイト開始（Ｂｓ）温度およびマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度の計算値、鋳造組成物の相変態温度Ａｃ１およびＡｃ３の計算値を示す。
表３は、コイルの中間での、降伏力（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、一様伸び（Ａｇ）、全伸び（Ａ８０）および加工硬化係数（ｎ）またはｎ－値を示す。穴広げ率をＴ０およびＴ１について測定した。
表３において、全ての鋼帯は、７３０ＭＰａ超の高い強度Ｒｍを示す。Ｔ０とＴ１～Ｔ３の比較は、Ｒｍの実質的な差を明確に示し、バナジウムが存在している場合に、約８００ＭＰａの高強度鋼帯が得られる。したがって、バナジウムの添加により強度が増すことは明らかである。またこれは、Ｔ０とＴ１の穴広げ率が等しいにもかかわらず、Ｔ１の引張強度ＲｍがＴ０よりも高いことをサポートしている。
表３は、さらに、Ｌ４のバナジウム量が高いために、１０００ｍＰａ超の高い引張強度が得られることも示している。Ｌ１およびＬ３において強度Ｒｍは等しいが、より高いバナジウム含有量を有するＬ３は、より良好なｎ－値および伸び（Ａ８０）を示す。表３からより明らかなように、バナジウムを含む他の合金の量の変化は、改善した伸びおよびｎ－値を有する高強度鋼帯をもたらす。
Ｔ１合金は、熱間圧延され、冷間圧延され、本発明による複合相焼鈍周期を用いて連続焼鈍され、その後の０．９％で調質圧延される。結果を表４に示す。表４は、明らかに、複合相鋼特性を有する高強度鋼が得られることを示している。７８０～９２０ＭＰａの高いＲｐおよびＲｍは、複合相高強度鋼帯に典型的な値である。
表４：材料Ｔ１についてのコイル中間での引張特性。降伏力を、０．９％調質ミル伸長の後で測定した。引張特性はＬ５～Ｌ１４（調質圧延していない）について測定した。
図２は、引張試験からの引張強度値対ｎ－値のプロットを示し、図３は、算出した延性対引張強度を示す。ＴＲＩＰ支援二重相材料について、高い強度が得られながら、引張成形特性および深絞り成形特性が最適化されるように、加工硬化係数ｎおよび延性（Ａ８０＊ＲＭ）を最大化し、同時に引張強度Ｒｍを最大化することが重要である。
図２および３において、白色ダイヤモンド型符号および破線は、バナジウムを含まない例Ｔ０のデータを示す。実線および黒色および灰色四角形の符号は、バナジウムを含む例Ｔ１のデータを示す。
図２および３は、バナジウムを含む高組成物は、８００ＭＰａの強度レベルで加工硬化係数（図２）および延性（図３）の顕著な改善を可能にしながら、８００ＭＰａの範囲で、その強度を維持していることを明確に示している。これは、改善された成形性、特に改善された引張成形特性および深絞り成形特性をもたらす。
図４は、組成物Ｔ１に基づいて、上記の方法に従って製造した複合相鋼帯およびＴＲＩＰＳ支援二重相鋼帯の四分の一の厚さでの微細構造の画像である。
光学顕微鏡画像を、ピクラールエッチングおよびＳＭＢエッチングの後に得る。ピクラールエッチングしたもののグラフにおいて、暗色領域はベイナイト、マルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトを示す。ナイタルエッチングしたもののグラフにおいて、オフホワイト領域はフェライトを示す。ＳＭＢエッチングにおいて、暗灰色領域は、マルテンサイトの形成を示し、明色領域はフェライトを示す。
図４の左側のＴＲＩＰＳ支援二重相微細構造において、１０μｍの寸法を超え得るオフホワイト領域が存在する。これらの領域は、フェライトの存在を示し、大きな寸法のフェライトは、低い降伏応力が特徴的である材料を付与する。残留オーステナイト含有量を、Ｘ線回折により測定したところ、その量は約１０％であった。これにより、二重相材料へＴＲＩＰ支援特性を付与する。
左側のＴＲＩＰ支援二重相鋼帯と右側の複合相鋼帯との差異は、明確に見ることができる。複合相鋼帯の白色領域はより微細であり、（焼戻し）マルテンサイトの形成を指すＳＭＢエッチングにおいて、より多くの茶色領域が存在する。
複合相微細構造は、フェライト粒子がより微細であることを示している、より微細な明るいオフホワイト領域により特徴付けられる。ＳＭＢエッチングにおいては、より暗い灰色領域が存在し、これは、より低い炭素（焼戻し）マルテンサイトおよび／またはベイナイトの存在について典型的である。これらの現象の組合せは、より高いＲｐおよび顕著な残留オーステナイト含有量の低下につながる。これは、複合相タイプの鋼に典型的である。
表５：圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で実施した、引張試験の引張試験パラメータ
ＴＲＩＰＳ支援二重相鋼帯Ｔ１の最小異方性を、圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で引張試験を実施することにより測定した。表５は、これらの３方向おいて、ＲｐおよびＲｍおよびＡｇ、ｎ－値およびランクフォード係数またはｒ－値の最小差が存在することを示している。３方向全体についての引張値の最小さは、材料が圧延方向から独立して均質に変形可能であることを示している。最小異方性は、均質伸長または深絞り変形性にとって遊離である。Ｎ４＿６値は、０．１８またはこの値を超えており、これは、オーステナイト形成前の低加熱速度または酸洗に関連し、９０％以上の（析出含有）フェライトをオーステナイトが形成し始める前に再結晶化することを可能にする。この酸洗は、１～１００秒間、Ａｃ１温度以下の温度で温度を維持することができる。所望により、酸洗は、加熱または冷却軌道または、酸洗選択肢の人子の組合せからなる。酸洗による加熱に関係なく、加熱鋼帯を１～１００秒間、例えば、３５０°～Ａｃ１温度などの、Ａｃ１温度以下の温度領域に保持するように行う。
Claims (16)
- 質量％において、以下の成分、
０．１１～０．１９％のＣ
１．４５～２．２０％のＭｎ
最大１．５０％のＳｉ
０．１～１．５０％のＡｌ
０．００１～０．０４％のＰ
０．０００５～０．００５％のＢ
０．００５～０．３０％のＶ
最大０．０１５％のＮ
最大０．０５％のＳ
および、所望により、以下から選択される１以上の成分、
最大０．００４％のＣａ
最大０．１０％のＮｂ
最大０．５０％のＣｒ
最大０．２０％のＭｏ
最大０．２０％のＮｉ
最大０．２０％のＣｕ
最大０．２０％のＴｉ
（Ａｌ＋Ｓｉの量は、０．７０～１．６０質量％である。）
残部のＦｅおよび不可避不純物からなる組成物、
からなり、
６５０ＭＰａ超の最大抗張力Ｒｍ、および／または、調質圧延後に３００～７００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐを有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。 - Ａｌ＋Ｓｉの量が０．７０～１．５０質量％である、請求項１に記載の鋼帯。
- Ｃの量が０．１２～０．１８質量％である、請求項１または２に記載の鋼帯。
- Ｓｉの量が０．０５～１．０質量％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼帯。
- Ｂの量が０．００１～０．００５質量％である、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼帯。
- Ｖの量が０．０１～０．２０質量％である、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼帯。
- Ａｌの量が０．１～１．０質量％である、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼帯。
- Ｍｎの量が１．４５～２．１０質量％である、請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼帯。
- 前記鋼帯は、２０～５０体積％のフェライト、１５～２５体積％の残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる微細構造を有し、前記残留オーステナイトの含有量は５～１５体積％であり、残部は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトおよび析出物／含有物であり、合計は最大１００％である、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼帯。
- 前記耐力Ｒｐおよび／または最大抗張力Ｒｍについて、前記鋼帯の中央および端部の差は６０ＭＰａ未満である、請求項１～９のいずれか一項に記載の鋼帯。
- ａ）鋳鋼を２．０～４．０ｍｍの厚さへ熱間圧延し、コイル化温度ＣＴでコイル化し、前記コイル化した熱間圧延鋼帯は、４０～８０体積％のフェライト、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、ならびに１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物からなる微細構造を有し、合計は最大１００％である、工程と、
ｂ）前記鋼帯を酸洗する、工程と、
ｃ）前記鋼帯を４０％以上の圧下率で冷間圧延する、工程と、
ｄ）前記鋼帯を変態区間焼鈍する、工程と、
ｅ）前記鋼帯を過時効区間において焼鈍後に、所望により、急冷および分配、または急冷および焼戻しする、工程と、
ｆ）前記鋼帯を調質圧延する、工程と、
を含む、請求項１～１０のいずれか一項に記載の、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方法。 - 前記工程ａ）において、前記鋳鋼を２．０～４．０ｍｍの厚さへ熱間圧延し、Ｂｓ＋５０℃～Ｍｓ温度のコイル化温度ＣＴでコイル化し、４０～８０体積％のフェライト、２０～５０体積％のパーライトおよび／またはベイナイト、ならびに１０体積％未満のセメンタイト／析出物／含有物からなる微細構造を有し、合計は最大１００％である、中間熱間圧延鋼帯を得る、請求項１１に記載の方法。
- 前記冷間圧延材料は、請求項１１の工程ｄ）にしたがって変態区間焼鈍され、最大４０℃／秒の加熱速度が使用され、および／または、１～１００秒の中間酸洗が、Ａｃ１温度に達する前に使用され、ＴＲＩＰ支援二重相鋼中に存在するフェライト画分の９０％以上の再結晶化フェライトを有する鋼帯が得られ、０．１８以上のｎ４～６値が得られ、前記ｎ４～６値は４～６％の伸長率の焼入特性値である、ＴＲＩＰ支援二重相鋼の製造のための請求項１１または１２に記載の方法。
- 前記鋼帯がＴＲＩＰ支援二重相または複合相鋼帯である、請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼帯。
- ａ）請求項１１の工程ａ）による中間熱間圧延鋼帯を提供する工程と、
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程と、
ｃ）前記鋼帯を次に、４０％以上の圧下率で冷間圧延する工程と、
ｄ）前記鋼帯を、変態温度Ａｃ１～Ａｃ３の焼鈍加熱温度に供し、その後温度がＡｃ３未満になるときの冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイトおよび含有物／析出物からなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を過時効処理する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分配、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．７％未満の伸長率で調質圧延する工程、
を含む、請求項１～１０のいずれか一項に記載の、高強度冷間圧延ＴＲＩＰ支援二相鋼帯の製造のための、請求項１１に記載の方法。 - ａ）請求項１１の工程ａ）による中間熱間圧延鋼帯を提供する工程と、
ｂ）前記鋼帯を酸洗する工程と、
ｃ）前記鋼帯を次に、４０％超の圧下率で冷間圧延する工程と、
ｄ）前記鋼帯を、Ａｃ１＋５０℃超で焼鈍加熱処理し、その後、温度がＡｃ３未満である場合の冷却速度Ｖｃｓで１以上の相を冷却し、その後、前記鋼の微細構造がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、および所望によりマルテンサイトおよび／またはセメンタイトからなるように選択された、過時効時間ｔｏａの間、過時効温度Ｔｏａで、相を冷却する工程、
ｅ）所望により鋼帯を、過時効区分において、急冷および分配、または急冷および焼戻しに供する工程、
ｆ）前記鋼帯を溶融亜鉛めっきする工程、
ｇ）前記鋼帯を、０．４～２．０％の圧下率で調質圧延する工程、
を含む、請求項１～１０のいずれか一項に記載の、高強度冷間圧延ＴＲＩＰ支援二相鋼帯の製造のための、請求項１１に記載の方法。
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