JP7232252B2 - 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、車両用鋼板としての使用に適した冷間圧延熱処理鋼板に関する。

自動車部品は、成形の容易さと強度という２つの矛盾した必要条件を満たす必要があるが、近年、地球環境への配慮から、自動車には燃費の向上という３つ目の要件も与えられている。したがって、現在では、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリへの取り付けの容易さという基準に適合すべく、成形性の高い材料で製作する必要があり、同時に、車両重量を低減し燃費を向上させながら、車両の耐衝突性及び耐久性の強度を向上させる必要がある。

したがって、材料の強度を高めることにより、自動車で使用される材料の量を低減するために、懸命な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の高強度化は成形性を低下させるため、高強度と高成形性とを両立させた材料の開発が求められている。

高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究開発により、高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法がもたらされ、そのいくつかは、本発明の最終的な評価のために本明細書に列挙されている。

ＵＳ９０７４２７２は、Ｃが０．１～０．２８％、Ｓｉが１．０～２．０％、Ｍｎが１．０～３．０％、残部が鉄及び不可避不純物から成る化学組成の鋼について記載している。微細組織には、５～２０％の間の残留オーステナイト、４０～６５％のベイナイトフェライト、３０～５０％のポリゴナルフェライト及び５％未満のマルテンサイトが含まれる。ＵＳ９０７４２７２は、伸びに優れた冷間圧延鋼板に言及しているが、そこに記載されている発明は、複雑な自動車部品の堅牢性を保ちながら、軽量化に欠かせない９００ＭＰａの強度を達成できていない。

ＵＳ２０１５／０１５２５３３は、高強度鋼の製造方法を開示しており、この高強度鋼は、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：１．９～２．２％、Ａｌ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．０５～０．２％、Ｎｂ：０．０１～０．０６％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎ：≦０．００８％、Ｍｏ：≦０．１％、Ｂ：≦０．０００７％、Ｔｉ：≦０．０１％、Ｎｉ：≦０．１％、Ｃｕ：≦０．１％を含み、残部が鉄及び不可避不純物である。特許出願ＵＳ２０１５／０１５２５３３に記載の方法で製造された鋼板の微細組織は、ベイナイトフェライトを含む５０～９０体積％のフェライト、５～４０体積％のマルテンサイト、最大１５体積％の残留オーステナイト、最大１０体積％の他の組織構成から成る必要がある。ＵＳ２０１５／０１５２５３３では、かなりの量のマルテンサイト（すなわち、最大４０％）が含まれるが、依然として９００ＭＰａの引張強度レベルを達成できていない。

ＵＳ２０１４／１７０４３９は、冷間圧延鋼板を提供する。鋼板の強度は１０００ＭＰａを超え、均一伸びは１２％を超え、Ｖ曲げ性は９０°を超える。鋼板の組成は、重量パーセントで表して、０．１５％≦Ｃ≦０．２５％、１．８％≦Ｍｎ≦３．０％、１．２％≦Ｓｉ≦２％、０％≦Ａｌ≦０．１０％、０％≦Ｃｒ≦０．５０％、０％≦Ｃｕ≦１％、０％≦Ｎｉ≦１％、０％≦Ｓ≦０．００５％、０％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｎｂ≦０．０１５％、Ｔｉ≦０．０２０％、Ｖ≦０．０１５％、Ｃｏ≦１％、Ｎ≦０．００８％、Ｂ≦０．００１％であり、このときＭｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦３％である。鋼の組成の残部は、鉄と、処理に起因する不可避不純物とから成る。微細組織には、面積パーセンテージで、５～２０％のポリゴナルフェライト、１０～１５％の残留オーステナイト、５～１５％のマルテンサイトが含まれ、残部はベイナイトである。ベイナイトはラスの形態をしており、ラス間に炭化物を含む。単位表面積あたり０．１マイクロメートルを超えるラス間炭化物の数Ｎは、５００００／ｍｍ^２以下である。また、製造方法及び自動車も提供されている。しかし、ＵＳ２０１４／１７０４３９は、鋼のリン酸塩処理については言及していない。

高強度及び高成形性の鋼板の製造に関連する既知の従来技術は、いずれか一方に課題があり、したがって、強度が１０００ＭＰａを超える冷間圧延鋼板及びその製造方法が必要である。

米国特許第９０７４２７２号明細書 米国特許出願公開第２０１５／０１５２５３３号明細書 米国特許出願公開第２０１４／１７０４３９号明細書

本発明の目的は、
－ １０００ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａを超える、さらには１２２０ＭＰａを超える極限引張強度と、
－ 表面の少なくとも９６％で良好なリン酸塩処理性と、
を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にしてこれらの問題を解決することである。

好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、７００ＭＰａ以上の降伏強度値を有し得る。

好ましくは、そのような鋼はまた、溶接性及び塗装性が良く、成形、特に圧延によく適合し得る。

本発明の別の目的はまた、製造パラメータの変化に対してロバストでありながら、従来の工業用途に適合するこれらの鋼板の製造方法を利用可能にすることである。

本発明の冷間圧延熱処理鋼板は、その耐食性を改善するために、亜鉛若しくは亜鉛合金、又はアルミニウム若しくはアルミニウム合金で任意にコーティングしていてもよい。

本発明によらない図である。本図は、内部酸化物により冷間圧延鋼板の表面に形成された亀裂と、内部に形成された内部酸化物層とを示す顕微鏡写真である。亀裂を示すために、亀裂の１つを１０として示す。冷間圧延鋼板は、表１の鋼種７に属す。 本発明による冷間圧延鋼板の表面を示す顕微鏡写真である。冷間圧延鋼板には内部酸化物層がない。冷間圧延鋼板は、表１の鋼種２に属す。 本発明によらない図である。本図は、内部酸化物により冷間圧延熱処理鋼板の表面に形成された亀裂と、内部に形成された内部酸化物層とを示す顕微鏡写真である。亀裂を示すために、亀裂の１つを２０として示す。冷間圧延鋼板は、表１の鋼種７に属す。 本発明による冷間圧延熱処理鋼板の表面を示す顕微鏡写真である。冷間圧延鋼板は、３ミクロン未満の内部酸化物層を有する。冷間圧延鋼板は、表１の鋼種２に属す。 本発明によらない冷間圧延熱処理鋼板上のリン酸塩処理を示す顕微鏡写真である。本図は、被覆の多孔性を示している。多孔性の１つを３０として強調表示する。本図は、表１の鋼種７に属す。 本発明による冷間圧延熱処理鋼板上のリン酸塩処理を示す顕微鏡写真である。示した鋼板は、表１の鋼種２に属し、リン酸塩処理被覆率は１００％である。

本発明の他の特徴及び利点は、以下の本発明の詳細な説明から明らかになるであろう。

炭素は、鋼中に０．１８％～０．２４％の間で存在する。炭素は、マルテンサイトなどの低温変態相を生成して鋼板の強度を高めるために必要な元素である。さらに炭素はまた、オーステナイト安定化において重要な役割を果たす。含有量が０．１８％未満の場合、オーステナイトを安定化させることができず、それにより、強度及び延性が低下する。一方、炭素含有量が０．２４％を超えると、溶接部及び熱影響部が著しく硬化し、溶接部の機械的特性が損なわれる。

本発明の鋼のマンガン含有量は、１．５％～２．５％の間である。マンガンは、強度を付与し、且つオーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを得る元素である。鋼板の強度及び焼入れ性を提供するため、並びにオーステナイトを安定化させるために、少なくとも約１．５重量％の量のマンガンを見出した。したがって、１．９～２．２％など、より高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガンが２．５％を超えると、ベイナイト変態の等温保持中にオーステナイトからベイナイトへの変態が遅くなり、延性の低下につながるなど、悪影響が生じる。さらに、マンガン含有量が２．５％を超えると、本鋼の溶接性も低下する。

本発明の鋼のケイ素含有量は、１．２％～２％の間である。成分としてのケイ素は、オーステナイトからの炭素の析出を遅らせる。したがって、１．２％のケイ素の存在により、炭素に富むオーステナイトは室温で安定する。しかしながら、２％を超えてケイ素を添加すると、上記の効果は改善されず、熱間圧延脆化などの問題が生じる。したがって、濃度は、上限の２％以内に抑えられている。

本発明の鋼のアルミニウム含有量は、０．０１～０．０６％の間である。このような範囲では、アルミニウムは、鋼中の窒素と結びついて窒化アルミニウムを形成し、粒子のサイズを小さくする。しかし、本発明では、アルミニウム含有量が０．０６％を超えると常に、Ａｃ３点が上昇し、生産性が低下する。

本発明の鋼のクロム含有量は、０．２％～０．５％の間である。クロムは、鋼に強度及び硬化をもたらす必須元素であるが、０．５％を超えて使用すると鋼の表面仕上げを損なう。

本発明の鋼のリン含有量は、０．０２％に制限される。リンは固溶体中で硬化する元素であり、さらに炭化物の形成を妨害する。したがって、少なくとも０．００２％の少量のリンが有利であり得るが、リンは、特に粒界で偏析又はマンガンと共偏析する傾向があるため、スポット溶接性及び熱間延性の低下などの悪影響も及ぼす。これらの理由から、その含有量は、好ましくは最大０．０１５％に制限される。

硫黄は、必須元素ではないが、鋼中に不純物として含まれていてもよい。硫黄含有量は、少ないほど好ましいが、製造コストの観点から、０．０３％以下、好ましくは０．００３％以下である。さらに、より多くの硫黄が鋼中に存在する場合、硫黄は結合して、特にＭｎ及びＴｉと硫化物を形成し、本発明に対するマンガンの有益な影響を低減する。

ニオブは、鋼に０％～０．０６％の間、好ましくは０．００１０～０．０６％の間添加してもよい任意の元素である。炭窒化物を形成して、析出硬化によって本発明による鋼に強度を与えるのに適している。ニオブは加熱中の再結晶化を遅らせるため、保持温度の最後に焼鈍完了後の結果として形成される微細組織は、より微細となり、製品の硬化をもたらす。しかし、ニオブ含有量が０．０６％を超えると、大量の炭窒化物が鋼の延性を低下させる傾向があるので、そのような炭窒化物量は本発明には好ましくない。

チタンは、本発明の鋼に０％～０．０８％の間、好ましくは０．００１％～０．０８％の間で添加してもよい任意の元素である。ニオブと同様に、チタンは炭窒化物に関与するので、硬化において役割を果たす。しかし、チタンは、鋳造品の凝固中に現れるＴｉＮの形成にも関与している。したがって、Ｔｉの量は、穴広げ性に有害である粗大なＴｉＮを避けるために、０．０８％に制限されている。チタン含有量が０．００１％未満である場合、本発明の鋼にいかなる影響も与えない。

バナジウムは、本発明の鋼に０％～０．１％の間、好ましくは０．００１％～０．０１％の間で添加してもよい任意の元素である。ニオブと同様に、バナジウムは炭窒化物に関与するので、硬化において役割を果たす。しかし、バナジウムは、鋳造品の凝固中に現れるＶＮの形成にも関与している。したがって、Ｖの量は、穴広げ性に有害である粗大なＶＮを避けるために、０．１％に制限されている。バナジウム含有量が０．００１％未満である場合、本発明の鋼にいかなる影響も与えない。

カルシウムは、本発明の鋼に０％～０．００５％の間、好ましくは０．００１％～０．００５％の間で添加してもよい任意の元素である。特に介在物処理中に、任意元素として本発明の鋼にカルシウムが添加される。カルシウムは、球状化の際に有害な硫黄含有成分を捕捉することにより、鋼の精錬に貢献する。

セリウム、ホウ素、マグネシウム又はジルコニウムなどの他の元素は、個別に、又は組み合わせて、以下の割合、セリウム≦０．１％、ホウ素≦０．０１％、マグネシウム≦０．０５％、ジルコニウム≦０．０５％で添加できる。示した最大含有量レベルまで、これらの元素によって凝固中に粒子を微細化することが可能になる。

本発明の鋼中に存在する合金元素の中でもとりわけ、ケイ素、マンガン、アルミニウム及びクロムは、鉄よりも酸化しやすい。上記の元素は、巻取り、熱間帯鋼焼鈍、焼鈍中、さらに他の同様の熱処理工程中に、鉄に加えて選択的酸化を受け、そのため内部酸化物を形成することがよく知られている。

図１は、本発明によらない冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、冷間圧延鋼板は内部酸化物の層を有し、これらの選択的酸化物は、酸素の分圧低下により、熱間圧延鋼板上に巻き取り中に形成され、これらの選択的酸化物はまた、冷間圧延鋼板の冷間圧延中に、粒界に亀裂を発生させる。図１では、冷間圧延鋼板の表面にも亀裂（１０）が示されている。図１はまた、１ミクロンを超える厚さを有する、冷間圧延鋼板の表面の内部酸化物も示す。同様に、焼鈍中に選択的酸化も行われる。

図２は、本発明による冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、冷間圧延鋼板は内部酸化物を含まない。

図３は、本発明によらない熱処理冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、熱処理冷間圧延鋼板は、内部酸化物の層を有し、これらの選択的酸化物は、酸素の分圧低下により、熱間圧延鋼板上に巻き取り中に、又は熱間圧延鋼板上に熱間帯鋼焼鈍中に、又は冷間圧延鋼板上に焼鈍中に形成され、これらの選択的酸化物はまた、冷間圧延鋼板の冷間圧延中に粒界に亀裂を発生させ、亀裂は焼鈍中に悪化する。図３では、熱処理冷間圧延鋼板の表面にも亀裂（２０）が示されている。図３はまた、厚さが３ミクロンを超える冷間圧延鋼板の表面の内部酸化物も示す。

図４は、本発明による熱処理冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、熱処理冷間圧延鋼板は内部酸化物の層を有し、本発明に従って厚さ３ミクロンまでの酸化物層は熱処理冷間圧延鋼板で許容可能である。

したがって、本発明は、内部酸化物の形成を制御するために、巻取り温度を５００℃未満に維持し、及び冷間圧延前に少なくとも１回の必須の酸洗を実施するなど、特定の工程パラメータを導入することを想定している。本発明は、最終的に冷間圧延熱処理鋼板の内部酸化物層を最大３ミクロンに維持する。好ましい実施形態では、そのような層は、鉄、ケイ素、マンガン及びクロムでできている。

別の実施形態では、冷間圧延後の冷間圧延鋼板に存在する内部酸化物層の厚さが１ミクロン以下であることが好ましい。

鋼の組成の残部は、鉄と、処理に起因する不可避不純物とから成る。

本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、０％～１５％の焼戻しマルテンサイト、１０％～１５％の残留オーステナイト、及び任意選択的に最大３０％のフェライトを含み、残部はベイナイトから成り、ベイナイト含有量は少なくとも５５％である。

ベイナイトは、鋼のマトリックスであり、最低でも５５％、好ましくは６０％含まれている。本発明の枠組みでは、ベイナイトは、ラスベイナイトとグラニュラーベイナイトから成る。グラニュラーベイナイトとは、炭化物の密度が非常に低いベイナイトであり、鋼が単位面積１００μｍ^２あたり１００個未満の炭化物を含むことを意味する。ラスベイナイトは、炭化物がラス間に形成された薄いフェライトラスの形状をしている。ラス間に存在する炭化物のサイズは、０．１ミクロンを超える大きさの炭化物の数が５０，０００／ｍｍ^２未満であるようなサイズである。ラスベイナイトは、鋼に適切な穴広げ性をもたらし、一方、グラニュラーベイナイトは、改善された伸びをもたらす。

焼戻しマルテンサイトは、０～１５％の量含まれている。１０００ＭＰａ以上の強度レベルを達成するような焼戻しマルテンサイト含有量であることが好ましく、マルテンサイト量が１５％を超えると、延性に悪影響を及ぼす。

残留オーステナイトは、１０～１５％の量含まれている。残留オーステナイトは、ベイナイトよりも炭素の溶解度が高いことが知られているため、有効な炭素トラップとして機能し、ベイナイトでの炭化物の形成を遅らせる。本発明の残留オーステナイトは、好ましくは０．９～１．１５％の間の炭素を含み、オーステナイト中の炭素の平均含有量は１．００％である。オーステナイトはまた、本鋼に延性を与える。

マルテンサイト及びオーステナイトは、本発明による鋼中に、孤立相として、又はマルテンサイト－オーステナイト島の形態で存在できるのが好ましい。

フェライトは、鋼中に０％～３０％の間で存在し得る。このようなフェライトは、ポリゴナルフェライト、ラスフェライト、針状フェライト、プレートフェライト又はエピタキシャルフェライトを含み得る。本発明ではフェライトの存在によって、鋼に成形性及び伸びを与えることができる。フェライトは、マルテンサイト及びベイナイトなどの硬質相との硬度差を増大させ、局部的に延性を低下させるため、フェライトの存在には負の影響がある。フェライトの存在が３０％を超える場合、目標の引張強度は達成されない。

本発明による鋼板は、任意の適切な方法によって生産することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造品を提供することにある。鋳造は、インゴットに、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態に連続的に行うことができ、すなわち、スラブの場合は約２２０ｍｍから薄いストリップの場合は最大数十ミリメートルの範囲の厚さである。

例えば、スラブは、半完成品とみなされる。上記の化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、スラブは、好ましくは、鋳造中に直接軽圧下鋳造を行って、中央偏析を排除し、気孔率を減少させる。連続鋳造工程によってもたらされるスラブは、連続鋳造後に高温で直接使用でき、又は最初に室温まで冷却してから熱間圧延のために再加熱してもよい。

熱間圧延に供されるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１０００℃であり、好ましくは１２００℃を超え、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１０００℃未満の場合、圧延機に過度の負荷がかかり、さらに、仕上げ圧延時に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下し、それによって、組織に変態フェライトが含まれる状態で鋼が圧延される。さらに、粗いフェライト粒子が形成されて粗大なフェライト粒子となり、熱間圧延中にこれらの粒子が再結晶化する能力を低下させるおそれがあるので、温度は１２８０℃を超えてはならない。フェライトの初期粒径が大きいほど再結晶化が難しくなり、つまり、再加熱温度が１２８０℃を超えると、工業的に高価であり、フェライトの再結晶化の点で好ましくないため、避けなければならない。

スラブの温度は、熱間圧延が完全にオーステナイト範囲で完了できるように十分に高く、仕上げ熱間圧延温度は８５０℃より高く、好ましくは９００℃より高いままであることが好ましい。最終的な圧延は８５０℃を超えて行う必要がある。この温度未満では、鋼板の圧延性が大幅に低下するためである。最終圧延温度は、再結晶化及び圧延に好都合な組織を得るために、９００～９５０℃の間が好ましい。

このようにして得られた鋼板は、次に、３０℃／秒を超える冷却速度で５００℃未満の温度にまで冷却される。マンガン、ケイ素及びクロムなどの合金元素の選択的酸化を避けるために、冷却温度は、５００℃未満に維持される。好ましくは、冷却速度は、３５℃／秒を超え、６５℃／秒以下である。その後、熱間圧延鋼板は巻き取られ、熱間圧延鋼板が巻き取られたままの状態で、オーステナイトのベイナイトへの変態が起こり、再輝現象により、巻き取られた熱間圧延鋼板の温度は上昇する。これらの酸化物は熱間圧延鋼板の表面に亀裂を形成するので、熱間圧延コイルの表面でのケイ素、マンガン、アルミニウム及びクロムの選択的内部酸化を避けるため、巻き取られた熱間圧延鋼板の温度は５７０℃未満に維持する必要がある。その後、巻き取られた熱間圧延鋼板は、室温にまで冷却することができる。次に、熱間圧延鋼板は酸洗などのスケール除去工程にかけて、熱間圧延中に形成されたスケールを除去し、熱間帯鋼の焼鈍前に熱間圧延鋼板の表面にスケールがないようにする。

次に、熱間圧延鋼板は、３５０℃～７５０℃の間の温度で１～９６時間、熱間帯鋼焼鈍に供する。このような熱間帯鋼焼鈍の温度及び時間は、熱間圧延鋼板を軟化させて、熱間圧延鋼板の冷間圧延を容易にするように選択される。さらに、熱間帯鋼焼鈍中の酸化を避けるため、熱間帯鋼焼鈍の雰囲気を制御する。熱間帯鋼焼鈍前のスケール除去工程は、必須ではなく、熱間帯鋼焼鈍が３５０℃～５００℃の間の温度範囲で、１～９６時間行われる場合、この温度範囲では酸化物層の厚さが増大する可能性は非常に低い。しかしながら、熱間帯鋼焼鈍が５００～７５０℃の間で実施される場合、そのような焼鈍の前にスケール除去工程を必ず行う必要がある。

次に、熱間圧延鋼板を室温にまで冷却し、焼鈍熱間圧延鋼板を得る。その後、焼鈍熱間圧延鋼板は、任意のスケール除去工程にかけてもよい。本発明によれば、少なくとも１つのスケール除去工程を、冷間圧延前に実施する必要がある。

次に、焼鈍熱間圧延鋼板を冷間圧延して、板厚３５～７０％減の冷間圧延鋼板を得る。得られた冷間圧延鋼板は、内部酸化物を実質的に含まない。

図２は、本発明による冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、冷間圧延鋼板は内部酸化物を含まないが、本発明によれば、酸洗後の冷間圧延鋼板及びＨＢＡ（ｈｏｔ ｂａｎｄ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ｏｆ ｓｔｅｅｌ ｓｈｅｅｔ、熱間帯鋼焼鈍鋼板）では、厚さ１ミクロンまでの酸化物層は許容可能である。

次に、冷間圧延鋼板を焼鈍に供し、本発明の鋼に目標の微細組織及び機械的特性を与える。

冷間圧延鋼板を連続焼鈍するためには、最初に１～２０℃／秒の間、好ましくは３℃／秒を超える加熱速度で、少なくとも１００秒間、好ましくは１０００秒間以下、Ａｃ１～Ａｃ３＋５０℃の間の均熱温度にまで加熱し、適切に再結晶化及び変態させて最低７０％のオーステナイト微細組織を得る。本発明による鋼のＡｃ１は、通常６８０～７５０℃の間である。本発明による鋼のＡｃ３は、通常８２０～９００℃の間である。

次に、鋼板は、１０℃／秒を超える冷却速度で、Ｍｓ－２０℃～Ｍｓ＋４０℃の間の冷却温度範囲にまで冷却され、Ｍｓは、次式：
Ｍｓ＝５６５－（３１＊［Ｍｎ］＋１３＊［Ｓｉ］＋１０＊［Ｃｒ］＋１８＊［Ｎｉ］＋１２＊［Ｍｏ］）－６００＊（１－ＥＸＰ（－０，９６＊［Ｃ］））
に従って計算される。

好ましい実施形態では、冷却速度は、３０℃／秒を超える。

次に、冷間圧延鋼板の温度をＭｓ＋１０～Ｍｓ＋１００℃の間の温度範囲にし、これは一般に３５０℃～４５０℃の間であり、少なくとも２００秒間、ただし１０００秒間以下、この温度範囲に保持する。この等温過時効は、炭素に富むオーステナイトを安定化させ、低密度炭化物ベイナイトの形成及び安定化に寄与し、本発明の鋼に目標の機械的特性を与える。

次に、冷間圧延鋼板は、２００℃／秒以下の冷却速度で室温にまで冷却される。この冷却中に、不安定な残留オーステナイトがＭＡ島の形態でフレッシュマルテンサイトに変態する可能性がある。

その段階で、０．８％未満の圧下率で任意のスキンパス又はレベリング処理を実施することができる。

図４は、本発明による熱処理冷間圧延鋼板を示す顕微鏡写真であり、鋼板は鋼サンプル２に属し、熱処理冷間圧延鋼板は、本発明に従って３ミクロン未満の内部酸化物層を有する。

次に、熱処理冷間圧延鋼板は、任意選択的に、電着又は真空コーティング又は任意の他の適切な方法によってコーティングされてもよい。

ポストバッチ焼鈍は、好ましくは１７０～２１０℃で１２時間～３０時間行われ、相間の硬度勾配を減らし、コーティングされた製品の脱気を確実にするために、コーティングされていない製品で焼鈍後に、又はコーティングされた製品でコーティング後に、任意に行うことができる。

本明細書に提示される以下の試験及び実施例は、本質的に非制限的であり、例示のみを目的とするとみなされるべきであり、本発明の有利な特徴を示し、広範な実験の後に発明者によって選択されたパラメータの重要性を説明し、本発明による鋼によって達成され得る特性をさらに詳細に説明する。

表１にまとめられた組成及び表２にまとめられた処理パラメータを用いて、本発明による鋼板及びいくつかの比較グレードの鋼板のサンプルを調製した。これらの鋼板の対応する微細組織を表３にまとめ、特性を表４にまとめた。

表１は、組成を重量パーセントで表した鋼を示している。

表２は、表１の鋼で実施した焼鈍工程パラメータをまとめたものである。

表１は、発明鋼及び参照鋼のベイナイト変態Ｂｓ及びマルテンサイト変態Ｍｓの温度も示している。Ｂｓ及びＭｓの計算は、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（２０１２）ｖｏｌ ２８，ｎ°４，ｐｐ４８７－４９５に公開されているＶａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎの式：
Ｂｓ＝８３９－（８６＊［Ｍｎ］＋２３＊［Ｓｉ］＋６７＊［Ｃｒ］＋３３＊［Ｎｉ］＋７５＊［Ｍｏ］）－２７０＊（１－ＥＸＰ（－１，３３＊［Ｃ］））
Ｍｓ＝５６５－（３１＊［Ｍｎ］＋１３＊［Ｓｉ］＋１０＊［Ｃｒ］＋１８＊［Ｎｉ］＋１２＊［Ｍｏ］）－６００＊（１－ＥＸＰ（－０，９６＊［Ｃ］））
を使用して行われる。

さらに、本発明の鋼及び参照鋼に焼鈍処理を行う前に、サンプルを１０００℃～１２８０℃の間の温度にまで加熱し、次に８５０℃を超える仕上げ温度で熱間圧延にかけた。

表３は、本発明の鋼と参照鋼との両方の微細組織組成を決定するための、走査型電子顕微鏡などのさまざまな顕微鏡の標準に従って行われた試験の結果をまとめている。

表４は、発明鋼と参照鋼との両方の、機械的特性及び表面特性をまとめたものである。引張強度及び降伏強度は、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って行う。

実施例は、本発明による鋼板が、それらの特定の組成及び微細組織のおかげで、すべての目標の特性を示す唯一の鋼板であることを示している。

Claims (15)

1. 熱処理冷間圧延鋼板であって、前記鋼板が、重量パーセントで、
   ０．１８％≦炭素≦０．２４％、
   １．５％≦マンガン≦２．５％、
   １．２％≦ケイ素≦２％、
   ０．０１％≦アルミニウム≦０．０６％、
   ０．２％≦クロム≦０．５％、
   リン≦０．０２％、
   硫黄≦０．０３％、
   を含み、及び任意選択的に、以下の元素
   ニオブ≦０．０６％、
   チタン≦０．０８％、
   バナジウム≦０．１％、
   カルシウム≦０．００５％
   を１つ以上含み、及び残部が鉄及び不可避不純物から成り、前記鋼板の微細組織が、面積分率で、０％～１５％の焼戻しマルテンサイト、１０％～１５％の残留オーステナイト、及び任意選択的に最大３０％のフェライトを含み、残部がベイナイトでできており、ベイナイト含有量が少なくとも５５％であり、及び前記鋼板の両表面に３ミクロン以下の内部酸化物層を有し、
   １０００ＭＰａ以上の引張強度及び９６％以上のリン酸塩処理被覆率を示す、熱処理冷間圧延鋼板。
2. 組成が、２．０％～２．３％のマンガンを含む、請求項１に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
3. 組成が、最大０．０１３％のリンを含む、請求項１又は２に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
4. 微細組織が、６０％を超えるベイナイトを含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
5. 残留オーステナイトが、０．９～１．１５％の間の炭素濃度を有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
6. １０５０ＭＰａ以上の引張強度及び９８％以上のリン酸塩処理被覆率を示す、請求項１～５に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
7. 両表面に厚さ最大２ミクロン以下の内部酸化物層を有する、請求項１～６に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
8. 両表面に厚さ最大１ミクロン以下の内部酸化物層を有する、請求項７に記載の熱処理冷間圧延鋼板。
9. 熱処理冷間圧延鋼板の製造方法であって、以下の連続ステップ：
   － 請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼組成を提供して半完成品を得るステップ、
   － 前記半完成品を１０００℃～１２８０℃の間の温度に再加熱するステップ、
   － 完全にオーステナイト範囲で前記半完成品を圧延するステップであって、熱間圧延仕上げ温度が８５０℃以上であり、熱間圧延鋼板を得るステップ、
   － 前記鋼板を３０℃／秒を超える冷却速度で５００℃以下の温度にまで冷却し、並びに前記熱間圧延鋼板を巻き取り、及び巻き取られた鋼板の温度を５７０℃未満に維持するステップ、
   － 前記熱間圧延鋼板を冷却するステップ、
   － 前記熱間圧延鋼板にスケール除去工程を実施するステップ、
   － 前記熱間圧延鋼板を５００～７５０℃の間の温度で１時間～９６時間、焼鈍に供するステップ、
   － 前記熱間圧延焼鈍鋼板に任意のスケール除去工程を実施するステップ、
   － 前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の間の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
   － 次に、前記冷間圧延鋼板を１～２０℃／秒の間の速度で、少なくとも１００秒間の均熱時間でＡｃ１～Ａｃ３＋５０℃の間の均熱温度にまで連続焼鈍するステップであって、前記温度及び時間が最低７０％のオーステナイトが得られるように選択されるステップ、
   － 次に、前記鋼板を１０℃／秒を超える速度でＭｓ－２０℃～Ｍｓ＋４０℃の間の温度にまで冷却するステップであって、Ｍｓは冷却前の初期オーステナイトのＭｓ温度であるステップ、次に、
   － 前記冷間圧延鋼板を３５０℃～４５０℃の間で２００～１０００秒間保持するステップ、次に
   － 前記鋼板を２００℃／秒以下の冷却速度で室温にまで冷却するステップ
   を含み、
   前記熱処理冷間圧延鋼板が、請求項１、４、５、７及び８のいずれか一項に記載の微細組織及び内部酸化物層を有し、請求項１又は６に記載の引張強度及びリン酸塩処理被覆率を有する、
   方法。
10. 熱処理冷間圧延鋼板の製造方法であって、以下の連続ステップ：
    － 請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼組成を提供して半完成品を得るステップ、
    － 前記半完成品を１０００℃～１２８０℃の間の温度にまで再加熱するステップ、
    － 完全にオーステナイト範囲で前記半完成品を圧延するステップであって、熱間圧延仕上げ温度が８５０℃以上であり、熱間圧延鋼板を得るステップ、
    － 前記鋼板を３０℃／秒を超える冷却速度で５００℃以下の冷却温度にまで冷却し、並びに前記熱間圧延鋼板を巻き取り、及び巻き取られた鋼板の温度を５７０℃未満に維持するステップ、
    － 前記熱間圧延鋼板を冷却するステップ、
    － 前記熱間圧延鋼板を３５０℃～５００℃の間の温度で１時間～９６時間、焼鈍に供するステップ、
    － 前記熱間圧延鋼板に、それを焼鈍する前又は後に、少なくとも１つのスケール除去工程を実施するステップ、
    － 前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の間の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
    － 次に、前記冷間圧延鋼板を１～２０℃／秒の間の速度で、少なくとも１００秒間の均熱時間でＡｃ１～Ａｃ３＋５０℃の間の均熱温度にまで連続焼鈍するステップであって、前記温度及び時間が最低７０％のオーステナイトが得られるように選択されるステップ、
    － 次に、前記鋼板を１０℃／秒を超える速度でＭｓ－２０℃～Ｍｓ＋４０℃の間の温度にまで冷却するステップであって、Ｍｓは冷却前の初期オーステナイトのＭｓ温度であり、次に、
    － 前記冷間圧延鋼板を３５０～４５０℃の間で２００～１０００秒間保持するステップ、次に
    － 前記鋼板を２００℃／秒以下の冷却速度で室温にまで冷却するステップ
    を含み、
    前記熱処理冷間圧延鋼板が、請求項１、４、５、７及び８のいずれか一項に記載の微細組織及び内部酸化物層を有し、請求項１又は６に記載の引張強度及びリン酸塩処理被覆率を有する、方法。
11. 前記熱間圧延鋼板の巻き取り前の前記冷却温度が、１５０℃～５００℃の間に設定される請求項９又は１０に記載の方法。
12. 前記冷間圧延鋼板が、８００℃～９００℃の間で１００秒～１０００秒の間、連続焼鈍される、請求項９～１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記熱処理された冷間圧延鋼板が、室温への冷却後に亜鉛又は亜鉛ベースの合金でさらにコーティングされる、請求項９～１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 車両の構造部品又は安全部品の製造のための、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項９～１３に記載の方法に従って製造された鋼板の使用。
15. 請求項１４に従って得られた部品を含む車両。

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