JP7051974B2 - オーステナイト微細構造を有するｔｗｉｐ鋼板の製造方法 - Google Patents

オーステナイト微細構造を有するｔｗｉｐ鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、高強度で優れた成形性及び伸びを有するＴＷＩＰ鋼板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。
自動車の重量を減らす観点から、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の、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。
良好な加工性を維持しながら、これらの鋼の強度を向上させるためには、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、高密度の双晶を誘導することが知られている。
特許出願ＫＲ２０１４００１３３３３号は、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、即ち、
－ 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行されるので、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、例えば、耐食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。最後に、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。
韓国特許出願公開第２０１４００１３３３３号明細書
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鋼を製造するための改善された方法を提供することである。それは、回復された被覆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し、そのような方法はコストを削減し、生産性の増加を有する。
この目的は、請求項１に記載の金属皮膜で被覆された冷間圧延され、回復されたＴＷＩＰ鋼板の製造方法を提供することによって達成される。この方法は、請求項２～１９の特徴も含むことができる。
別の目的は、請求項２０に記載の冷間圧延され、回復され、被覆されたＴＷＩＰ鋼板を提供することによって達成される。
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。
本発明は、以下の工程、即ち、
Ａ． 以下の組成を有する、即ち
０．１＜Ｃ＜１．２％、
１３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％、
Ｓｉ≦３．０％、
及び純粋に任意の基準で、１つ以上の元素、例えば
Ｎｂ≦０．５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｃｕ≦５．０％、
Ｔｉ≦０．５％、
Ｖ≦２．５％、
Ａｌ≦４．０％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
を含み、組成の残部が鉄及び開発から生じる不可避的不純物を構成するスラブの供給工程、
Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、そのスラブ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． 溶融めっきにより実施される回復加熱処理工程
を含むＴＷＩＰ鋼板の製造方法に関する。
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。それは、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含有率と組み合わされた場合、この安定性は０．１％以上の炭素含有率に対して達成される。しかし、Ｃ含有率が１．２％を超えると、延性が低下するリスクがある。好ましくは、炭素含有率は、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。その含有率が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、マンガンの含有率が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、マンガン含有率は１５．０～２４．０％の間である。また、Ｍｎ含有率が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、双晶による変形モードが好ましくない。
Ａｌは、鋼の脱酸素に特に有効な元素である。Ｃと同様に、Ａｌは積層欠陥エネルギーを増加させ、変形マルテンサイトを形成するリスクを低下させ、それによって延性及び遅れ破壊耐性を改善する。好ましくは、Ａｌ含有率は２％以下である。Ａｌ含有率が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。
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％の含有率を超えると、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、ケイ素の含有率は０．６％以下である。
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、それぞれの含有率は０．０３０％及び０．０８０％を超えてはならない。
いくつかのホウ素は、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、それらの結合を高めて粒界の亀裂を防止する。理論に拘束されるつもりはないが、これは、プレス成形による成形後の残留応力の減少、及びそれによる成形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。
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、ニッケル含有率を１．０％以下、好ましくは０．３％未満の最大含有率に制限することが望ましい。
同様に、５．０％を超えない含有率での銅の添加は、銅金属の析出による鋼の硬化及び遅れ破壊耐性の改善の１つの手段である。しかし、この含有率を超えると、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。
チタン、バナジウム及びニオブも、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の含有率が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、０．０４０～０．５０重量％の間又は０．０３０重量％～０．１３０重量％の間である。好ましくは、チタン含有率は、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重量％～０．２２０重量％の間である。好ましくは、ニオブ含有率は、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。好ましくは、バナジウムの量は、０．１重量％～２．５重量％の間、より好ましくは０．１～１．０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、その含有率は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、クロム含有率は０．２０～０．５％の間である。モリブデンは０．４０％以下、好ましくは０．１４％～０．４０％の間の量で添加することができる。
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つもりはないが、錫は貴な元素であり、高温ではそれのみで薄い酸化膜を形成しないため、溶融亜鉛メッキ前の焼鈍においてＳｎはマトリックスの表面に析出し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化促進元素が表面に拡散して酸化物を生成することを抑制し、それにより亜鉛めっき性を向上させる。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により高温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。
鋼はまた、開発から生じる不可避的不純物を含むことができる。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率は、０．１重量％未満である。
本発明によれば、この方法は、上記の組成を有する鋼製の半製品、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、又は中間冷却なしに鋳造後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、炭化物（本質的にセメンタイト（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃ））、即ち、特定の機械的特性を低下させるであろう何か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、熱間圧延ストリップで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、好ましくは０．４ｍｍ～４ｍｍのより薄い厚さの製品を得ることが望ましい場合には、それ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品は、通常の方法で考えられる事前の酸洗い操作が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％の間の圧下率で実施される。
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秒の間実行される。
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）が実行される。回復は、鋼の微細構造における双晶を維持しながら、転位の除去又は再配列によって特徴付けられ、転位欠陥は材料の塑性変形によって導入される。
本発明によれば、回復加熱処理は、溶融めっきによって、即ち、連続焼鈍における皮膜堆積用の鋼板の表面を調製し、その後溶融めっき浴に浸漬させることにより実施される。したがって、再結晶焼鈍後に溶融めっきを行う特許出願ＫＲ２０１４１３３３３号とは対照的に、回復工程及び溶融めっきは同時に実行され、それによりコストの削減及び生産性の向上が可能になる。
いずれの理論にも拘束されるつもりはないが、鋼の微細構造における回復処理は、連続焼鈍における鋼表面の調製中に始まり、溶融浴に浸漬する間に達成されると思われる。
鋼表面の調製は、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実施される。好ましい実施形態では、熱サイクルは、鋼を溶融浴の温度より高い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、鋼板表面の調製は６５０℃で数秒間実施することができ、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。
溶融浴はまた、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不純物及び残留元素を含むことができる。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率は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％までの含有率を有する鉄とすることができる。
有利には、回復工程Ｇ）は、１秒及び３０分、好ましくは３０秒～１０分の間実施される。好ましくは、溶融浴への浸漬は、１～６０秒、より好ましくは１～２０秒の間、有利には１～１０秒の間実施される。
例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、皮膜堆積後に焼鈍工程を行うことができる。
このようにして、本発明による方法から、オーステナイト型マトリックスを有するＴＷＩＰ鋼板を得ることができる。
本発明による方法では、高い強度、優れた成形性及び伸びを有する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。
Figure 0007051974000001
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℃で巻取りを実施した。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％の冷間圧延縮小率で第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調製し、４１０～６７５℃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、回復加熱工程を合計６５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調製し、４１０～６５０℃の間で費やされた時間は５９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６５０℃であった。
サンプル３については、炉内で４５０℃の温度で６０分間回復加熱処理を実施した。次いで、溶融亜鉛めっきにより亜鉛皮膜で鋼板を被覆し、この工程は、表面調製工程、続いて５秒間の亜鉛浴への浸漬を含んでいた。
サンプル４及び５については、回復加熱工程を合計６５秒間実施した。この鋼板を、炉内で６２５℃まで加熱（４１０～６５０℃の間に費やされた時間は１５秒である）することによりまず調製し、次いで３０秒間亜鉛浴に浸漬した。溶融浴温度は４６０℃であった。次いで、全ての微細構造をＳＥＭ、即ち、走査型電子顕微鏡で分析して、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。次に、サンプルの機械的特性を測定した。結果を以下の表に示す。
Figure 0007051974000002
結果は、本発明による方法を適用することによってサンプル１、２、４及び５が回復されたことを示す。試験３はまた、回復工程及び皮膜堆積工程（両方とも独立して実施された）を含む方法を適用することによって回復された。
全てのサンプル、特に試験４及び５の機械的特性は高い。
サンプル３を取り扱うために実施された方法は、本発明による方法よりも長い時間を要した。事実、工業的規模では、サンプル３の方法を実施するために、ラインスピードを大幅に落とさなければならず、その結果、生産性が大幅に低下し、重要なコストが増加する。

Claims (14)

  1. 以下の工程、即ち、
    Ａ． 以下の組成を有する、即ち
    ０．１＜Ｃ＜１．２％、
    １３．０≦Ｍｎ<２５．０％、
    Ｓ≦０．０３０％、
    Ｐ≦０．０８０％、
    Ｎ≦０．１％
    Ｓｉ≦３．０％、
    及び純粋に任意の基準で、１つ以上の元素、例えば
    Ｎｂ≦０．５％、
    Ｂ≦０．００５％、
    Ｃｒ≦１．０％、
    Ｍｏ≦０．４０％、
    Ｎｉ≦１．０％、
    Ｃｕ≦５．０％、
    Ｔｉ≦０．５％、
    Ｖ≦２．５％、
    Ａｌ≦４．０％、
    ０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
    を含み、組成の残部が鉄及び加工から生じる不可避的不純物を構成するスラブの供給工程、
    Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、そのスラブ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． 溶融めっきにより実施される回復加熱処理工程
    を含む、冷間圧延され、回復され、被覆されたＴＷＩＰ鋼板の製造方法であって、
    鋼板が、溶融浴の温度が５５０～７００℃の間であるアルミニウム系浴に浸漬されることにより回復され、ここで、アルミニウム系浴が、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、残部はＡｌであり、並びに
    冷間圧延され、回復され、被覆されたＴＷＩＰ鋼板が、極限引張強度１１８１ＭＰａ以上、硬度３６５ＨＶ以上、及び全伸び２３％以上を有する、製造方法。
  2. 再加熱が、１０００℃を超える温度で実施され、最終圧延温度が少なくとも８５０℃である、請求項１に記載の方法。
  3. 巻取り温度が、５８０℃以下の温度で実行される、請求項１又は２に記載の方法。
  4. 第１の冷間圧延工程（Ｄ）が、３０～７０％の間の圧下率で実行される、請求項１又は２に記載の方法。
  5. 再結晶焼鈍（Ｅ）が、７００～９００℃の間で実行される、請求項１又は２に記載の方法。
  6. 第２の冷間圧延工程（Ｆ）が、１～５０％の間の圧下率で実行される、請求項１又は２に記載の方法。
  7. 溶融めっき工程が、連続焼鈍におけるめっき堆積のための鋼表面の調製、続いて溶融浴への浸漬を含む、請求項１又は２に記載の方法。
  8. 鋼表面の調製中に、鋼板が周囲温度から溶融浴の温度まで加熱される、請求項７に記載の方法。
  9. 回復工程（Ｇ）が、１秒～３０分の間で実施される、請求項１又は２に記載の方法。
  10. 回復工程（Ｇ）が、３０秒～１０分の間で実施される、請求項９に記載の方法。
  11. 溶融浴への浸漬が、１～６０秒間で実施される、請求項１又は２のいずれか一項に記載の方法。
  12. 溶融浴への浸漬が、１秒間～２０秒間で実施される、請求項１１に記載の方法。
  13. 溶融浴への浸漬が、１～１０秒間で実施される、請求項１２に記載の方法。
  14. 請求項１から１３のいずれか一項に記載の方法から得られるオーステナイト型マトリックスを有する冷間圧延され、回復され、被覆されたＴＷＩＰ鋼板。
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