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Description
本発明は、極めて高い機械的特性、特に優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた高い機械的強度を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼からの熱間圧延および冷間圧延板の製造に関する。
燃料節約および衝突の場合の安全性を考慮して、高強度鋼が自動車分野においてますます使用される。このことは、高い延性と高い引張強度を併せ持つ構造材料の使用を必要とする。これらの要求に満たすために、仏国特許第2,829,775号明細書は、熱間圧延あるいは冷間圧延可能であり、そして1200MPaを超え得る強度を有する、主要元素として鉄、炭素(2%まで)およびマンガン(10%〜40%)を有する例えばオーステナイト系合金を開示している。これらの鋼の変形モードは充分に高い積層欠陥エネルギーに対しては積層欠陥エネルギーのみに依存し、機械的変形の観察されるモードは双晶形成によるものであり、高加工硬化性を生じる。転位の伝播に対する障害として作用することにより、双晶は流動応力を増大させる。しかし、積層欠陥エネルギーがある限界を超える場合には、完全な転位滑りが主な変形機構となり、そして加工硬化性は低下する。前述の特許明細書は、積層欠陥エネルギーが極めて高い機械的強度と組み合わされて高加工硬化性が観察されるようなものであるFe−C−Mn鋼を開示している。
さらに、変形後に高引張残留応力が残存しがちなので、遅れ割れに対する感受性は、特に冷間形成操作後に機械的強度と共に増加するということが知られている。この金属中に場合によっては存在する原子状水素と組み合わされて、これらの応力は遅れ割れ、すなわち、変形後のある時間に起こる割れを生じやすい。水素は、結晶格子欠陥、例えばマトリックス/介在物界面、双晶境界および粒界への拡散により進行的に蓄積し得る。水素がある時間後に臨界濃度に達する場合に有害になり得るのは、粒界の領域においてである。一定の粒度のために、臨界レベルに達するのに必要な時間は、移動可能な水素の初期濃度、残留応力分布場の強度および水素拡散の動力学に依存する。
特定の状況では、少量の水素が、化学的酸洗いまたは電気化学的酸洗い、特別な雰囲気下の焼鈍、電気めっきまたは溶融亜鉛めっきなどの鋼製造のいくつかの段階で、およびプラズマ真空蒸着(PVD)中に導入され得る。潤滑油およびグリースを使用する次の機械加工操作は、また、高温でこれらの物質の分解後に水素生成の原因となる可能性がある。
例えば、中炭素鋼からなるボルトの製造において、遅れ割れに出くわす可能性があり、その製造は、冷間鍛造工程を含む。
米国特許第6,261,388号明細書は、ボルト、ギヤまたはシャフト用ワイヤーおよびバーの製造のための冷間鍛造鋼を開示している。組成物の主な元素は、次のとおりである。C:0.1〜0.4%、Mn:0.3〜1%、Si<0.15%、Cr:0.5〜1.2%、B:0.0003〜0.005%、Ti:0.020〜0.100%。マトリックスは、粒子結晶粒粗大化を制限するための微細TiまたはNb炭窒化物を含む。1000〜1400MPaの最大引張強度(UTS)を有する鋼の良好な耐遅れ割れ性は、Crに富む高密度な度合いを形成することによって得られ、それにより、耐腐食性を増大させ、したがって、腐食工程で生成される水素量を低減する。硫黄およびリンの低減は、また、耐遅れ割れ性を増大させるための解決策として発見された。しかし、これらの解決策は、ミクロ構造が本明細書で検討される完全オーステナイト鋼と全く異なる急冷および焼き戻された鋼に対応している。
さらに、鋼の耐性のレベルに応じて、遅れ割れに対する感受性を低減するために焼鈍処理が行われてもよいことが知られている。鉄および鋼上の電解析出に関係するISO標準2081−1986は、ボルト用高強度マルテンサイト鋼での焼鈍処理を定義している。焼鈍温度θおよび滞留時間tは、鋼の耐性とともに増大する。最も耐性のある鋼のために、θ=150〜220℃、t=24時間での焼鈍処理が、水素拡散を引き起こすことが推奨されている。
ISO標準2081−1986
しかし、文献は、これらの処理が、未加工の形態の板または帯鋼に適用される被覆物に適用可能でないことを示す。さらに、これらの処理は、低い延性を有するが、上記オーステナイト系Fe−C−Mn合金ではない中炭素マルテンサイト系鋼を扱い、その組成物は全く異なっている。マルテンサイトと比較される場合、水素拡散係数が、オーステナイトにおいて非常に異なることも知られている。
したがって、優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた極めて高い強度および延性を有する部品の製造のために、熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を有する必要がある。鋼板は、裸または亜鉛被覆されるべきである。高引張残留応力が冷間形成された部品にある場合でさえ、高い耐遅れ割れ性が得られるべきである。
靱性などの他の特性を低下することなく、耐遅れ割れ性を増大させるための単純な工程を提供する必要もある。
したがって、本発明の目的は、900MPaより高い最大引張強度、50%より高い破断伸びを有し、冷間形成に特に適切な、製造または使用のすべての段階で極めて高い耐遅れ割れ性を有する熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を提供することである。
本発明の目的は、さらに耐遅れ割れ性が単純な金属組織観察で評価されることができる被覆製品を提供することである。
この目的のために、本発明の1つの主題は、オーステナイト系鋼板または帯鋼であり、その化学組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であり、水素含有量Hmaxと量Xpとは、重量で表して、1000Hmax/Xp≦3.3の関係であり、この比率では、HmaxおよびXpの含有量は、同じ重量単位で表される、オーステナイト系鋼板または帯鋼である。
水素含有量Hmaxと量Xpとは、1000Hmax/Xp≦2.5の関係であることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、鋼板または帯鋼は、亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物で製造され、元素Yは、Ni、Cr、Mgのうちの1つまたは複数であるが、FeまたはMnでない。
本発明の他の目的は、ベース鋼上で亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物を有する上記ベース鋼を含む被覆鋼板であって、元素Yは、Ni、Cr、Mgの1つまたは複数であるが、FeまたはMnではなく、ベース鋼の組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であり、被覆物の厚さは、50μm以下であり、被覆物は、上記基材との界面に、鉄およびマンガンに富むZn合金層を含み、合金層の厚さは、1μm以上である、被覆鋼板である。
合金層の厚さは、4μm以上であることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、合金層の厚さは、7μm以上である。
ベース鋼上に亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物を有するベース鋼を含む鋼板は、鋼と亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことが好ましい。
金属被覆物層の金属は、Sn、Ni、Ti、Cu、WまたはAl、またはこれらの上記金属系合金から選択されることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、金属被覆物層は、0.1〜1μmの厚さを有する。
鋼の組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦0.50%のCを含むことが好ましい。
他の好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、0.50%<C≦0.70%のCを含む。
鋼の組成物は、重量で表して、0.70%<C≦1.05%のCを含むことが好ましい。
好ましい実施形態によれば、鋼の組成物は、17%≦Mn≦24%のMnを含む。
鋼の組成物は、重量で表して、16%≦Mn≦19%のMnを含むことが好ましい。
有利には、鋼組成物は、0.070%≦V≦0.40%のVを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムVpの量は、0.070%≦Vp≦0.140%である。
鋼組成物は、0.060%≦Ti≦0.40%のTiを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のチタンTipの量は、0.060%≦Tip≦0.110%であることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、0.090%≦Nb≦0.40%のNbを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のニオブNbpの量は、0.090%≦Nbp≦0.200%である。
鋼組成物は、0.20%≦Mo≦1.8%のMoを含み、析出した炭化物の形態のモリブデンMopの量は、0.20%≦Mop≦0.35%であることが好ましい。
有利には、上記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも75%は、粒内位置にある。
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物である組成物を供給することと、
鋼を半完成製品の形態で鋳造し、半完成製品を再加熱し、半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得、板をコイル化し、場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度は、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Xp:0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%を得ることと、
一連の少なくとも5つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す均熱後の水素含有量Hmaxと、量Xpとが、重量で表して、1000Hmax/Xp<3.3を満足するように、板は、少なくとも15秒の時間tの間、250〜900℃の温度θで均熱される少なくとも1つの均熱処理を行うこととを含む製造方法である。
鋼に、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物である組成物を供給することと、
鋼を半完成製品の形態で鋳造し、半完成製品を再加熱し、半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得、板をコイル化し、場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度は、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Xp:0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%を得ることと、
一連の少なくとも5つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す均熱後の水素含有量Hmaxと、量Xpとが、重量で表して、1000Hmax/Xp<3.3を満足するように、板は、少なくとも15秒の時間tの間、250〜900℃の温度θで均熱される少なくとも1つの均熱処理を行うこととを含む製造方法である。
温度θおよび時間tは、1000Hmax/Xp<2.5のように選択されることが好ましい。
半完成製品は、5〜20日の時間、900〜1000℃の温度で熱処理されることが好ましい。
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
裸の鋼板を供給し、組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であることと、
250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で上記板を均熱することとを含む製造方法である。
裸の鋼板を供給し、組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であることと、
250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で上記板を均熱することとを含む製造方法である。
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼帯鋼または板の製造方法であって、
ZnまたはZn−Y合金被覆鋼帯鋼または板を供給し、元素Yは、Ni、Cr、Mgの1つまたは複数であるが、FeまたはMnではなく、鋼組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であることと、
時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で帯鋼または板を均熱し、温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することとを含む製造方法である。
ZnまたはZn−Y合金被覆鋼帯鋼または板を供給し、元素Yは、Ni、Cr、Mgの1つまたは複数であるが、FeまたはMnではなく、鋼組成物は、重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Xpは、重量で表して、0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6%であることと、
時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で帯鋼または板を均熱し、温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することとを含む製造方法である。
本発明は、また、目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
ZnまたはZn−Y合金被覆物で上記板を被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、上記均熱は、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することとを含む製造方法を有する。
重量で表して、0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
ZnまたはZn−Y合金被覆物で上記板を被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、上記均熱は、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することとを含む製造方法を有する。
本発明は、さらに目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
上記のような鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
上記板の少なくとも1つの冷間圧延を行うことと、
上記板の少なくとも1つの焼鈍処理を行い、上記処理は、700〜870℃の温度Tsで、30〜180秒の時間、2〜10℃/秒の加熱速度Vhと、10〜50℃/秒の冷却速度とを含むことと、
上記板をZnまたはZn−Y被覆物で被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、上記均熱は、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することと
を含む製造方法を有する。
上記のような鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
上記板の少なくとも1つの冷間圧延を行うことと、
上記板の少なくとも1つの焼鈍処理を行い、上記処理は、700〜870℃の温度Tsで、30〜180秒の時間、2〜10℃/秒の加熱速度Vhと、10〜50℃/秒の冷却速度とを含むことと、
上記板をZnまたはZn−Y被覆物で被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、上記均熱は、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することと
を含む製造方法を有する。
時間および温度は、θ(℃)Ln(t(s))≧2450を満足することが好ましい。
有利には、時間および温度は、θ(℃)Ln(t(s))≧2750を満足する。
均熱温度θは、再結晶温度未満であることが好ましい。
均熱は、連続焼鈍によって行われることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、均熱は、バッチ焼鈍によって行われる。
均熱処理は、オープンコイル焼鈍によって行われることが好ましい。
他の好ましい実施形態によれば、均熱は、誘導加熱によって行われる。
加熱は、横断方向電磁場で行われることが好ましい。
本発明は、また、上記ステップによる製造方法を目的のために有し、鋼板は、冷間形成されて部品を得て、均熱は、部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする。
本発明は、また、目的として、自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造への、上記記載の、または上記記載による方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用を有する。
本発明の更なる特徴および利点は、実施例として示される下記の説明の過程および添付図面で明らかとなるであろう。
本発明者らは、多数の試みの後で、次の条件を観察することにより上述の種々の要求が対処可能であるということを理解した。
鋼の化学組成に関しては、炭素がミクロ構造の形成と機械的特性において極めて重要な役割を果たす。炭素は、積層欠陥エネルギーを増大させ、そしてオーステナイト相の安定性を促進する。15重量%〜26重量%の範囲のマンガン含有量と組み合わせられると、この安定性は、0.35%以上の炭素含有量に対して達成される。しかし、1.05%を超える炭素含有量に対しては、工業的な製造時のある熱処理の間の炭化物の過度の析出を防止することが困難となり、この析出が延性を低下させる。
好ましくは、充分な炭化物または炭窒化物の析出と組み合わせられた充分な強度を得るには、炭素含有量は、0.35重量%〜0.50重量%である。
炭素含有量が0.50%より高く、0.70%以下である場合、最大引張強度(UTS)は、900MPaより高く、炭化物および炭窒化物は、最善の方法で析出する。
炭素含有量が0.70%より高く、1.05%以下である場合、強度は、1050MPaより高い。
マンガンも強度の増大、積層欠陥エネルギーの増大およびオーステナイト相の安定化に必須の元素である。この含有量が15%未満であると、変形性を極めて著しく低下させるマルテンサイトを形成する危険性がある。さらには、マンガン含有量が26%を超えると、室温における最大引張強度は低下する。加えて、コストの理由のために、マンガン含有量が高いことは望ましくない。
積層欠陥エネルギーを最適化し、冷間変形の影響下でのマルテンサイトの形成を防止するためには、好ましくは、マンガン含有量は17%〜24%である。さらには、マンガン含有量が24%を超えると、双晶形成による変形モードは完全な転位滑りによる変形モードよりも不利である。
他の好ましい実施形態によれば、マンガン含有量は、16〜19%である。炭素含有量が0.70〜1.05%である場合、積層欠陥エネルギーは最適であるので、この範囲は特によく適している。
アルミニウムは、鋼の脱酸素に特に有効な元素である。炭素のように、アルミニウムは、積層欠陥エネルギーを増大させる。しかし、マンガンが液体鉄中の窒素の溶解性を増大させるために、アルミニウムは、高マンガン含有量を有する鋼中に過剰に存在する場合には障害となる。過剰に大量のアルミニウムが、鋼中に存在すると、アルミニウムと結合する窒素は、アルミニウム窒化物の形で析出し、これは、粒界のマイグレーションを阻害し、連続鋳造における割れの危険性を極めて著しく増大させる。0.050%以下のAl含有量は、AINの析出を防止する。
したがって、この析出と固化時の体積欠陥(ブローホール)の形成を妨げるためには、窒素含有量は、0.1%以下でなければならない。加えて、水素トラッピングに無効である粗い析出物を生じる恐れがあるので、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および固相硬化に有効な元素である。しかし、3%の含有量よりも上では、ケイ素は伸びを低下させ、しかるべき組み立て工程時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、この限界未満に保たれなければならない。
硫黄およびリンは、粒界を脆化する不純物である。充分な熱間延性を維持するには、これらの含有量は、それぞれ、0.030%および0.080%を超えてはならない。
場合によっては、ホウ素は、0.0005%〜0.010%の量で添加され得る。この元素は、オーステナイト系粒界で偏析し、これらの凝集を増大させる。0.0005%よりも下では、この効果は得られない。0.010%よりも上では、ホウ素は、ホウ炭化物の形態で析出し、この効果は飽和する。
ニッケルは、固溶硬化により鋼の強度を増大させるのに場合によっては使用され得る。ニッケルは、高破断時伸びの達成に寄与し、靭性を増大させる。しかし、再びコストの理由のために、ニッケル含有量を2%以下の最大含有量に制限することが望ましい。
同様に、場合によっては、5%を超えない含有量で銅を添加することは、銅金属の析出により鋼を硬化する一つの手段である。しかし、この限界よりも上では、銅は、熱間圧延鋼板中の表面欠陥の出現の原因となる。
析出物を形成することが可能である金属元素、例えば、バナジウム、チタン、ニオブ、クロムおよびモリブデンは、水素の含有量と関連して本発明の文脈内で重要な役割を果たす。これは、遅れ割れが、特にオーステナイト系粒界における水素の過剰の局所濃縮により引き起こされるためである。本発明者らは、本発明においてはっきりと規定されているタイプの析出物、性状、量、大きさおよび分布が遅れ割れに対する感受性を極めて著しく低下させ、延性および靭性を低下させることなく感受性を低下させるということが分かった。
本発明者らは、最初に、析出したバナジウム、チタンまたはニオブの炭化物、窒化物または炭窒化物が水素トラップとして極めて有効であるということを実証した。クロムまたはモリブデン炭化物も、この役割を果たし得る。したがって、室温においては、この水素は、これらの析出物とマトリックスとの間の界面で不可逆的にトラップされる。しかし、析出物の形態の金属元素の量が、析出物の性状および合計最大水素含有量に依存する臨界的な含量に等しいか、あるいはそれ以上であるためには、しかるべき工業的な条件下で遭遇し得る残存水素のトラッピングを確実なものとすることが必要である。炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物の形態の金属元素の量は、バナジウム、チタンおよびニオブの場合にはそれぞれVp、TipおよびNbpにより表され、そして炭化物の形態のクロムおよびモリブデンの場合にはCrpおよびMopにより表される。より一般的には、これらの金属元素(V、Ti、Nb、Mo、Cr)は、「X」によって表され、析出物の形態の対応量は、「Xp」によって表される。
この関連で、この鋼は、
量が0.050重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Vpが0.030重量%〜0.40重量%であるバナジウム(好ましくは、バナジウム含有量は、0.070%〜0.40%であり、量Vpは、0.070重量%〜0.140重量%である)、
量が0.040重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Tipが0.030%〜0.50%であるチタン(好ましくは、チタン含有量は、0.060%〜0.40%であり、量Tipは、0.060重量%〜0.110重量%である)、
量が0.070重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Nbpが0.040%〜0.40%であるニオブ(好ましくは、ニオブ含有量は、0.090%〜0.40%であり、量Nbpは、0.090重量%〜0.200重量%である)、
量が0.070重量%〜2重量%で、析出物の形態での量Crpが、0.070%〜0.6%であるクロム、
量が0.14重量%〜2重量%で、析出物の形態での量Mopが0.14%〜0.44%であるモリブデン(好ましくは、モリブデン含有量は、0.20%〜1.8%であり、量Mopは0.20%〜0.35%である)
から選択される1つ以上の金属元素Xを含有する。
量が0.050重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Vpが0.030重量%〜0.40重量%であるバナジウム(好ましくは、バナジウム含有量は、0.070%〜0.40%であり、量Vpは、0.070重量%〜0.140重量%である)、
量が0.040重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Tipが0.030%〜0.50%であるチタン(好ましくは、チタン含有量は、0.060%〜0.40%であり、量Tipは、0.060重量%〜0.110重量%である)、
量が0.070重量%〜0.50重量%で、析出物の形態での量Nbpが0.040%〜0.40%であるニオブ(好ましくは、ニオブ含有量は、0.090%〜0.40%であり、量Nbpは、0.090重量%〜0.200重量%である)、
量が0.070重量%〜2重量%で、析出物の形態での量Crpが、0.070%〜0.6%であるクロム、
量が0.14重量%〜2重量%で、析出物の形態での量Mopが0.14%〜0.44%であるモリブデン(好ましくは、モリブデン含有量は、0.20%〜1.8%であり、量Mopは0.20%〜0.35%である)
から選択される1つ以上の金属元素Xを含有する。
これらの種々の元素に対して表される最小値(例えば、バナジウムの場合には、0.050%)は、製造の加熱サイクル中で析出物を形成するのに必要とされる添加量に対応する。さらに多量の析出物を得るには、好ましい最小含有量(例えば、バナジウムの場合には、0.070%)が推奨される。
これらの種々の元素に対して表される最大値(例えば、バナジウムの場合には、0.50%)は、過剰の析出、または機械的性質を低下させる不適切な形態での析出、または本発明の不経済な実施に対応する。元素の添加を最適化するには、好ましい最大含有量(例えば、バナジウムの場合には、0.40%)が推奨される。
析出物の形態での金属元素の最小値(例えば、バナジウムの場合には、0.030%)は、遅れ割れに対する感受性を有効に低下させることを必要とする析出物の最小量に対応する。特に高い耐遅れ割れ性を得るには、好ましい最小量(例えば、バナジウムの場合には、0.070%)が推奨される。
析出物の形態での金属元素の最大値(例えば、バナジウムの場合には、0.40%)は、延性または靭性の劣化を示し、破壊は、析出物上で開始する。さらには、この最大値よりも上では、著しい析出が起こり、これは、冷間圧延後の連続焼鈍熱処理時に完全な再結晶化を防止し得る。
延性が可能な限り維持され、得られる析出物が焼鈍条件下で再結晶化に適合性であるには、析出物の形態での好ましい最大含有量(例えば、バナジウムの場合には、0.140%)が推奨される。
本発明者らは、Xpに対する水素含有量(Hmax×1000)の比率が3.3以下である場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。この比率では、HmaxおよびXp含有量は、同じ重量単位で表される。異なる元素Xが析出物の形態で存在するなら、比率1000Hmax/Xpの量Xpは、析出された異なる量の合計を示す。
この比率が2.5以下である場合、特に高い耐遅れ割れ性が得られる。したがって、あるレベルより低く水素含有量Hmaxを維持しなければならないように見え、このレベルは、上記金属析出物の量に応じる。
Hmaxは、特に、ZnまたはZn合金被覆物を有する、鋼板、裸の鋼板または被覆鋼板上で測定されることが可能な合計水素を示す。「合計」水素の用語は、本明細書において、「拡散性」水素との対照で使用され、例えば、200℃の温度で、純乾燥窒素の流れで脱ガスすることによって、例えば、フェライト鋼中で測定されることができる。しかし、オーステナイト鋼中の水素の拡散がフェライト鋼中でよりもはるかに低いので、拡散性水素とトラップ水素との区別は、実験的に得ることは明白でない。さらに、本発明者らは、全水素、つまり、拡散性水素とトラップ水素を測定することが、拡散性水素のみが現在の技術で測定される場合より、遅れ割れとのより信頼できる相関性を付与することを経験した。Hmaxの測定は、下記のとおりである。試料を充分な寸法に切断し、少なくとも1gの重量を付与する。誤った値をもたらす可能性があるあらゆる汚染を回避するために洗浄乾燥した後、試料は、純窒素の流れに置かれたチャンバー内で溶融される充分な高温で加熱される。セルは、気体の熱伝導性を測定し、水素の割合を検知する。これは、水素測定のための通常の手順に相当する。
この水素測定は、少なくとも5つの異なる試料で行われる。値Hmaxは、これらの異なる測定から得られる平均値
ではなく、個々のすべての水素測定の最大値を示す。本発明者らは、比率Hmax/Xpと耐水素割れ性との間で強い相関性を示し、一方、比率
との相関性は、満足されなかった。
さらには、本発明者らは、過剰に大きい平均の析出物の大きさがトラッピングの有効性を低下させるということが分かった。語句「平均の析出物の大きさ」は、例えば抽出レプリカを用い、続いて透過型電子顕微鏡観察により測定可能な大きさを意味すると本明細書では理解される。各析出物の直径(球形または殆ど球形の析出物の場合)または最長長さ(不規則形状の析出物の場合)が測定され、次にこれらの析出物に対する大きさの分布ヒストグラムが生成され、これから粒子の統計的に代表的な数、例えば、400より大きい数を計数することにより平均
が計算される。平均寸法
が20ナノメートルを超える場合は、析出物とマトリックスとの間の界面面積の減少により水素トラッピングの有効性は減少する。所与の析出物の量に対しては、20ナノメートルを超える平均の析出物の大きさも存在する析出物の密度を低下させ、したがって、トラッピング部位の間の距離を過度に増大させる。水素トラッピングのための界面面積も低下する。
しかし、平均粒子径
が7ナノメートル未満である場合には、析出物は、マトリックスとコヒーレントになるように形成し、したがってトラッピング能を低下させる傾向を有する。これらの極めて微細な析出物を制御する困難性も増大する。この平均値は、ナノメートルのオーダーの大きさを有する多数の極めて微細な析出物の存在を含み得る。
本発明者らは、遅れ割れに対する感受性を低下させるのに、析出物が粒内位置に有利に位置するということも分かった。これは、析出物の集団の少なくとも75%が粒内位置に在る場合、場合によっては存在する水素が脆化の潜在的な部位であるオーステナイト系粒界に蓄積せずにさらに均一に分布するためである。
元素YがNi、Cr、Mgの1つまたは複数であるが、FeまたはMnでない亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物によって被覆された上記組成物の鋼板または帯鋼の場合には、帯鋼または鋼板の一方または両方において、被覆物の厚さは、50μm以下であり、本発明者らは、この被覆物が、1μmの最小厚さを有する特定の合金層を含み、鉄に富む(層中に少なくとも6重量%の鉄を意味する)およびマンガンに富む(層中に少なくとも1.7重量%のMnを意味する)この層が、鋼基板と亜鉛または亜鉛−Y合金層との界面に位置する場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。
この合金層の厚さが4μmより大きい場合、向上された耐遅れ割れ性が得られ、厚さが7μmより大きい場合最適である。被覆物の全体が、向上された耐遅れ割れ性のための合金層によって構成されることができるので、上限は固定されない。理論に縛られることなく、この合金層の形成が、水素分布の均質化を向上するとともに、後述するように、被覆物と基板との界面に存在する可能性がある水素ピークを平らにすることが考えられる。
本発明による製造方法は、次の通り行われる。鋼は以下の組成物で製錬される。0.35%≦C≦1.05%、15%≦Mn≦26%、Si≦3%、Al≦0.050%、S≦0.030%、P≦0.080%、N≦0.1%の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム(0.050%≦V≦0.50%、0.040%≦Ti≦0.50%、0.070%≦Nb≦0.50%、0.14%≦Mo≦2%、0.070%≦Cr≦2%)から選択される少なくとも1つの金属元素X、および場合によっては、0.0005%≦B≦0.010%、Ni≦2%、Cu≦5%から選択される1つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなる。製錬後に、鋼は、半完成製品(例えば、スラブ)の形態で鋳造される。場合によっては、この半完成製品は、5〜20日の時間、900〜1000℃の温度で熱処理されてもよい。この熱処理は、水素の極めて低いレベルおよび最終製品の向上された耐遅れ割れ性を得ることを可能にする。
鋼半完成製品は、例えば、2から5〜10mmの厚さを有する帯鋼または鋼板を得るために再加熱され、熱間圧延、コイル化される。この帯鋼または鋼板は、場合によっては、0.2mm〜数ミリメートルの厚さに冷間圧延され、すなわち、再結晶を得るために連続焼鈍によって焼鈍される。
熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、および冷間圧延板の場合の焼鈍温度は、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態で金属元素の次の量Xpの析出物を得るように選択される。0.030%≦Vp≦0.40%、0.030%≦Tip≦0.50%、0.040%≦Nbp≦0.40%、0.14%≦Mop≦0.44%、0.070%≦Crp≦0.6。
特に、熱間圧延帯鋼に関して、コイル化温度は、Xpの析出の動力学が等温保持の状態で最大である範囲で選択されるであろう。半完成製品の再加熱が、1100〜1300℃である場合、圧延終了温度が890℃以上である場合、およびコイル化温度が580℃未満である場合、適切な析出物が得られる。
最終製品が、冷間圧延帯鋼である場合、熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度およびコイル化温度は、ホットコイル中の析出物の量を最小限にするように選択され、それにより、冷間圧延を促進する。再結晶のための連続焼鈍温度は、次いで、Xpの析出物を最大限にするように選択される。
上記パラメーターは、析出物の量に関して、次の好ましい範囲を得るためにより具体的に選択される。Xp:0.070%≦Vp≦0.140%、0.060%≦Tip≦0.110%、0.090%≦Nbp≦0.200%、0.20%≦Mop≦0.35%、0.070%≦Crp≦0.6%。
本発明によれば、均熱後の鋼板の水素含有量Hmaxおよび量Xpが、重量で表して、1000Hmax/Xp<3.3を満足するように、帯鋼または鋼板は、熱間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態および焼鈍状態で(冷間圧延工程および焼鈍工程は、最終的には1回より多く行われる)、次いで、少なくとも15秒の時間tに、250〜900℃の温度θで均熱される。
上述するように、Hmaxは、少なくとも5つの異なる水素測定から測定される最大値を示す。
この均熱処理は、1000Hmax/Xp<3.3が、これらの各均熱処理の終わりに留意されるという条件で、製造サイクルで1回または数回行われてもよい。
250℃未満の均熱温度θで、または15秒未満の時間、耐遅れ割れ性における向上は観察されない。900℃より高いと、粒成長は速く、降伏強度に対する不利益な影響を生じる。
組み合わせ(θ、t)が、1000Hmax/Xp<3.3である場合、耐遅れ割れ性は非常に向上される。組み合わせ(θ、t)が1000Hmax/Xp<2.5である場合、耐遅れ割れ性は極めて高い。
上記組成物を有する鋼板が、亜鉛または亜鉛−Y合金によって被覆される場合、発明者らは、均熱処理用パラメーター(θ、t)がθLn(t)≧2200、θが℃、tが秒である場合、耐遅れ割れ性の向上が得られることがわかった。
従来技術に反して、この均熱処理は、ZnまたはZn−Y合金被覆鋼板上で行われ、鋼基板は、オーステナイト系構造を有する。さらに、ZnまたはZn−Y合金被覆製品上での均熱処理は、基板とZnまたはZn−Y合金被覆物との界面で鉄と合金とされた層の形成を防止するために、従来低温で行われる。この層は、マルテンサイト基板からのいかなる水素除去も妨げると考えられる。本発明者らは、そのような合金層の存在が、ZnまたはZn−Y合金上層から存在するオーステナイト基板への水素拡散に対する障害の役割をすることが可能であるので、存在するオーステナイト基板の耐遅れ割れ性には実際には有益であることが分かった。このように、上記受けた均熱条件は、基板界面での合金層の形成、および基板および被覆物からの水素脱ガス量を制御する。
θ(℃)Ln(t(s))≧2450である場合、高い耐遅れ割れ性が得られ、θ(℃)Ln>(t(s))≧2750である場合、非常に高い耐遅れ割れ性が観察される。これらの特定の均熱条件は、鋼基板と、上記亜鉛または亜鉛−Y層との界面での鉄およびマンガンに富む層の形成と関連する。
これら3つの均熱条件(θ(℃)Ln(t(s))≧2200、2450または2750)によれば、それぞれ1μm、4μmおよび7μmの最小厚さを有するFeおよびMnに富む層が形成される。
裸の鋼板または被覆鋼板のための均熱処理は、次の特徴で行われる。
均熱の間の−30℃より低い露点を有する乾燥雰囲気
材料からの水素脱ガスのための駆動力を向上するために、純窒素またはアルゴン雰囲気を使用することによる、水素の最低割合
処理中に材料からの水素を富ませて、このようにして、脱ガス効率を限定することが可能な静的または滞留雰囲気と対照的な再生成された雰囲気の動的循環。
材料からの水素脱ガスのための駆動力を向上するために、純窒素またはアルゴン雰囲気を使用することによる、水素の最低割合
処理中に材料からの水素を富ませて、このようにして、脱ガス効率を限定することが可能な静的または滞留雰囲気と対照的な再生成された雰囲気の動的循環。
均熱処理は、再結晶を得る目的でないので、鋼の再結晶温度TRより低い温度θを限定することは有利である。
本発明の特定の条件における均熱は、理論に縛られることなく、被覆鋼板に次の効果を有する:
被覆物およびオーステナイト基板と被覆物との界面からの水素脱ガス、
鋼板の厚さによる水素分布の均質化、
上記特定の金属析出物上の存在するオーステナイト基板中での水素トラッピングの活性化、
残留非合金ZnまたはZn−Y合金被覆物、またはさらなる処理に由来する水素に対する障害の役割をするFeおよびMnに富むZnの合金層の形成。
被覆物およびオーステナイト基板と被覆物との界面からの水素脱ガス、
鋼板の厚さによる水素分布の均質化、
上記特定の金属析出物上の存在するオーステナイト基板中での水素トラッピングの活性化、
残留非合金ZnまたはZn−Y合金被覆物、またはさらなる処理に由来する水素に対する障害の役割をするFeおよびMnに富むZnの合金層の形成。
均熱処理は、例えば、連続焼鈍、バッチ焼鈍、誘導加熱による焼鈍などの異なる方法によって行われてもよい。好ましい実施形態によれば、均熱処理は、バッチ焼鈍によって行われてもよく、つまり、鋼板は、一般的に、コイルの形態であり、焼鈍炉に対して静止している。
特定の実施形態によれば、この均熱処理は、オープンコイル焼鈍によって有利に行われてもよい。これは、鋼板が、コイルの個々の連続ラップの間で分離して巻き付けられる技術を参照する。結果として、分離は、より容易な気体循環および交換を可能にする。コイル分離は、気体が、焼鈍および被覆物からのより容易な脱ガスの間に鋼板間で循環することを可能とする。
他の特定の実施形態によれば、均熱処理は、誘導加熱板または部品によって行われてもよい。上記鋼組成物が、磁性であるので、誘導加熱は、横断方向フラックスインダクタで有利に行われることが可能である。誘導コイルは、加熱する鋼板または部品の一方または両方に置かれる。磁界のラインは、長手方向および相対移動に垂直である。特定の利点は、鋼板または部品が薄く、横断方向フラックスインダクタで効率的で一様に加熱されるので、この加熱モードから得られる。
他の特定の実施形態によれば、本発明の条件における均熱は、鋼板から取り出され、例えば、スタンピング(stamping)によって冷間形成された部品上で行われてもよい。このように、熱処理が、水素脱ガスおよび被覆鋼の場合の界面合金層の形成を引き起こすだけでなく、部品の冷間形成中に導入される残留応力を効率的に低減する。
また、ZnまたはZn−Y合金板の場合には、ZnまたはZn−Y合金被覆物と、鋼基板との間の薄い中間金属層も、その堆積に使用される方法が水素の低いピックアップをもたらす、耐遅れ割れ性の向上に使用されることができる。この薄い金属中間層は、ZnまたはZn−Y合金被覆物、またはさらなる処理に由来する可能性がある水素に対する障害の役割をする。
製造工程は、下記のどおりである。上記組成物の裸の鋼板は、厚さが、例えば、0.1〜1μmの範囲の薄い金属被覆物で被覆される。この薄い層の金属は、Sn、Ni、Ti、Cu、WまたはAl、または、これらの金属系合金であってもよい。この被覆物は、例えば、電気めっきまたはPVDなどの方法によって行われてもよく、条件は、水素ピックアップを限定するためになされる。その後、ZnまたはZn−Y合金被覆は、電気めっきによって行われる。
非限定的な実施例によって、次の結果は、本発明によりもたらされる有利な特徴を示す。
以下の表1に付与された組成物を有する鋼が作製された。鋼Dは、さらなる水素トラップのために析出することが可能である金属元素Xをほとんど有さない。鋼は製錬され、半完成製品の形態で鋳造された。これらは、1180℃で再加熱され、950℃の圧延終了温度で、2.5〜3.5mmの厚さに熱間圧延され、さらに、500℃未満の温度でコイル化された。得られた帯鋼は、さらに、1〜1.5mmの厚さに冷間圧延された。帯鋼は、連続焼鈍処理を受けた。帯鋼のうちのいくつかは、被覆されていない状態でテストされ、他のもの(組成物A〜C)は、さらに、連続焼鈍後に被覆され、そのような状態でテストされた。被覆されていない状態または被覆された状態での詳細および結果は、以下に表される。
被覆されていない帯鋼または鋼板
冷間圧延板はすべて、オーステナイト系ミクロ構造の充分な再結晶を得るために、740℃〜810℃の均熱温度で連続的に焼鈍された。処理は、3℃/秒の加熱速度での加熱、および25℃/秒の冷却速度での冷却を含んでいた。ある場合には、同じ組成物のいくつかの冷間圧延板が、異なる条件で焼鈍された。参照符号A1、A2、A3は、例えば、条件1、2、3で焼鈍された組成物Aの鋼板を示す。A5およびC2と称する2枚の鋼板について、バッチ焼鈍によるさらなる均熱は、冷間圧延および連続焼鈍された鋼板上で行われた。処理の異なる温度(θ)および時間(t)が表2に示される。
冷間圧延板はすべて、オーステナイト系ミクロ構造の充分な再結晶を得るために、740℃〜810℃の均熱温度で連続的に焼鈍された。処理は、3℃/秒の加熱速度での加熱、および25℃/秒の冷却速度での冷却を含んでいた。ある場合には、同じ組成物のいくつかの冷間圧延板が、異なる条件で焼鈍された。参照符号A1、A2、A3は、例えば、条件1、2、3で焼鈍された組成物Aの鋼板を示す。A5およびC2と称する2枚の鋼板について、バッチ焼鈍によるさらなる均熱は、冷間圧延および連続焼鈍された鋼板上で行われた。処理の異なる温度(θ)および時間(t)が表2に示される。
焼鈍雰囲気の気体中で異なる処理条件、すなわち露点または水素含有量を使用することによって、水素含有量は変えられた。表2は、水素含有量Hmaxおよびバナジウム炭窒化物の形態で本明細書で析出物の量Xpを示し、それは、均熱後に鋼板上で測定された。本発明に対応する処理(連続またはバッチ焼鈍)は、すべて、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われた。量Xpは、選択的化学溶解、その後のICP−OES(誘導結合プラズマ−発光分光法)分析法によって様々な鋼板において決定された。Hmaxは、5つの試料を使用して、上記説明された方法によって測定された。平均寸法および粒界に対する局在性などの析出物の他の特性は、透過型電子顕微鏡を使用して観察される抽出レプリカに基づいて測定された。
表3は、これらの条件の下で得られた機械的特性、最大引張強度(UTS)および破断伸びAを示す。さらに、直径135mmの円形ブランクが、板から切断された。次いで、これらのブランクは、直径75mmのパンチを使用して、平底のカップ(カップテスト)を得るように十分に引き抜かれた。成形後、カップの弾性スプリングバックは、その直径を83mmに増加させる。このように、テスト(つまり、パンチ直径に対する最初のブランク径の比率)の重大性を特徴づける要因βは、1.8であった。カップは、深絞り(deep drawing)モードで変形され、それは、特に、カップ縁で、局部的に高い残留応力を生じる。応力の補足源として、カップは、それらの直径を75mmに低減する弾性圧縮を受けた。主な応力が、破断応力の大きさの程度であるので、これらの条件テストは厳しい。結果として起こる微小割れの存在は、成形直後、または3か月の待機後に、このテストにおいて確認され、それにより、遅れ割れに対する感受性も特徴づけた。より過酷な試験条件を得るために、直径を70mmに低減する塑性変形のテストも、いくつかの試料上で行われた。観察の結果は、表3に付与される。
1000Hmax/Xpが、3.3を超える場合、つまり、最大水素含有量が高すぎ、析出物の量が低すぎる組み合わせのために、試料によっては、厳しいテストの条件で微小割れを示し、75mmまでの圧縮が弾性変形を引き起こすので、遅れ割れの危険性が増大する。
1000Hmax/Xpが、2.5より低い場合、つまり、最大水素含有量がかなり低く、析出物の量が高い組み合わせについて、耐遅れ割れ性は、非常に厳しいテスト(70mmまでカップの塑性圧縮)の条件でさえ優れている。
被覆板
上述するように、組成物AおよびCを有する鋼板は冷間圧延され、次いで、800℃で180秒間連続焼鈍され、さらに、ZnSO4槽中で電気めっきを施すことによって各面上に7.5μmのZnで被覆された。
上述するように、組成物AおよびCを有する鋼板は冷間圧延され、次いで、800℃で180秒間連続焼鈍され、さらに、ZnSO4槽中で電気めっきを施すことによって各面上に7.5μmのZnで被覆された。
表4に示された温度(θ)および時間(t)の異なる条件で、−40℃の露点を有するアルゴン雰囲気中でバッチ焼鈍によって鋼板は均熱された。すべての条件について、最大引張強度は、1100MPaより高く、伸長は50%より長かった。遅れ割れに対する感受性は、深絞りされたカップ上で評価された。カップの絞り比(最初のブランク径/最終のカップ直径)は、1.8であった。次いで、カップは、万力の入口に垂直な方向(過酷な試験条件)に、直径が、82mmから75mm、または70mm(極めて過酷な試験条件)に低減されるような万力中でのカップ縁の圧縮の2つの応力レベルを受けた。さらに、被覆物および鋼基板での元素分布を評価するためにグロー放電発光分光法(GDOES)が行われた。
状態A1’〜A3’の鋼板は、合金層の不充分な厚さを示す。均熱温度は、これらの条件において低すぎる。図1は、200℃、1時間均熱された鋼板A1’の例を示す。合金層は、そのような状態で存在しない。図2は、表面近傍のGDOESによって測定されたFe、Mn、Zn、Hの分布を示す。図2の高強度は、被覆物または基板内の所与の元素の存在を示す。水素濃度は、著しい濃度ピークを有する被覆物において主に局部集中されている。被覆物と基板との界面が、実際に極めてシャープである一方、腐食のクレーターのまわりの望まれない発光により、GDOES技術は、人為的にこの界面を塗り潰す傾向があることに注意しなければならない。
θ(℃)Ln(t(s))≧2450の条件で処理された4μmより厚い合金層を有する試料は、極めて過酷な試験条件に対して優れた結果を示す。例えば、図3は、300℃で1時間均熱された鋼板A1’の例を示す。鉄およびマンガンに富む合金層の厚さは、5μmより大きい。GDOESによって測定され、図4に示されるように、水素分布は被覆物および基板においてより一様であり、したがって、多量の水素の蓄積を回避する。
7μmより厚い合金層を有し、θ(℃)L(t(s))≧2750の条件で処理された試料は、被覆物層および基板において一様な水素分布を示す。
したがって、厚さが1μmより大きい合金層の存在は、金属組織観察によって評価することが簡単であるので、本発明は、被覆鋼板に耐遅れ割れ性をもたらす便利な手段である。
本発明による鋼板は、900MPaより高い最大引張強度および50%より大きい破断伸びを有し、その条件は、冷間形成およびエネルギー吸収に特に適している。
本発明による熱間圧延板または冷間圧延板は、それらの極めて高い強度および延性のために、衝突の場合の安全性を向上しながら、車両重量を有効に低減する構造部品、補強要素または外部部品の形態で、自動車分野において有利に使用される。
Claims (34)
- 耐遅れ割れ性に優れたオーステナイト系鋼板であって、
前記鋼の組成物が、質量で表して、
0.35%≦C≦1.05%、
15%≦Mn≦26%、
Si≦3%、
Al≦0.050%、
S≦0.030%、
P≦0.080%、
N≦0.1%
の各元素、及び下記のバナジウム
0.050%≦V≦0.50%、
から選択される1つの金属元素Xを含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記1つの金属元素の量Xpが、質量で表して、
0.030%≦Vp≦0.40%、
であり、
一連の少なくとも5つの試料から測定される最大水素含有量を表す水素含有量Hmaxと、量Xpとが、質量で表して、1000Hmax/Xp≦3.3の関係である、オーステナイト系鋼板。 - 1000Hmax/Xp≦2.5であることを特徴とする、請求項1に記載の鋼板。
- 前記鋼板が、亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物を含み、元素Yが、Ni、Cr、Mgのうちの1つまたは複数であることを特徴とする、請求項1または2に記載の鋼板。
- 被覆鋼板であって、
前記被覆物の厚さが、50μm以下であり、
以下の組成を有するベース鋼が、質量で表して、
0.35%≦C≦1.05%、
15%≦Mn≦26%、
Si≦3%、
Al≦0.050%、
S≦0.030%、
P≦0.080%、
N≦0.1%
の各元素、及び下記のバナジウム
0.050%≦V≦0.50%、
から選択される1つの金属元素Xを含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記1つの金属元素の量Xpが、質量で表して、
0.030%≦Vp≦0.40%、
であり、
一連の少なくとも5つの試料から測定される最大水素含有量を表す水素含有量H max と、量X p とが、質量で表して、1000H max /X p ≦3.3の関係であり、
前記ベース鋼との界面の、厚さが1μm以上である、層中の鉄の含有量が少なくとも6質量%であり、層中のマンガンの含有量が少なくとも1.7質量%である、鉄およびマンガンに富むZn合金層、および
元素YがNi、Cr、Mgのうちの1つまたは複数である、亜鉛または亜鉛−Y合金層
を含む、被覆鋼板。 - 前記合金層の厚さが、4μm以上であることを特徴とする、請求項4に記載の鋼板。
- 前記合金層の厚さが、7μm以上であることを特徴とする、請求項4に記載の鋼板。
- 前記ベース鋼の上に亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物を有するベース鋼を含み、
前記鋼と前記亜鉛または亜鉛−Y合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことを特徴とする、請求項4に記載の組成物を有する、被覆鋼板。 - 前記金属被覆物層の金属が、Sn、Ni、Ti、Cu、WまたはAl、またはこれらの前記金属系合金から選択されることを特徴とする、請求項7に記載の鋼板。
- 前記金属被覆物層が、0.1〜1μmの厚さを有することを特徴とする、請求項7または8に記載の鋼板。
- 前記組成物が、質量で表して、0.35%≦C≦0.50%のCを含むことを特徴とする、請求項1〜9のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記組成物が、質量で表して、0.50%<C≦0.70%のCを含むことを特徴とする、請求項1〜10のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記組成物が、質量で表して、0.70%<C≦1.05%のCを含むことを特徴とする、請求項1〜11のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記組成物が、質量で表して、17%≦Mn≦24%のMnを含むことを特徴とする、請求項10または11に記載の鋼板。
- 前記組成物が、質量で表して、16%≦Mn≦19%のMnを含むことを特徴とする、請求項12に記載の鋼板。
- 前記組成物が、0.070%≦V≦0.40%のVを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムVpが、0.070%≦Vp≦0.140%であることを特徴とする、請求項1〜14のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも75%が、粒内位置にあることを特徴とする、請求項1〜16のいずれか一項に記載の鋼板。
- 優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、質量で表して、
0.35%≦C≦1.05%、
15%≦Mn≦26%、
Si≦3%、
Al≦0.050%、
S≦0.030%、
P≦0.080%、
N≦0.1%
の各元素、及び下記のバナジウム
0.050%≦V≦0.50%、
から選択される1つの金属元素Xを含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなる組成物を供給することと、
前記鋼を半完成製品の形態で鋳造することと、
前記半完成製品を再加熱することと、
前記半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得ることと、
前記板をコイル化することと、
場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度が、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Xp
0.030%≦Vp≦0.40%、
を得ることと、
一連の少なくとも5つの試料から測定される最大水素含有量を示す均熱後の水素含有量Hmaxと、量Xpとが、質量で表して、1000Hmax/Xp<3.3を満足するように、前記板が、少なくとも15秒の時間tの間、250〜900℃の温度θで均熱される少なくとも1つの均熱処理を行うことと
を含む、鋼板の製造方法。 - 前記温度θおよび前記時間tが、1000Hmax/Xp<2.5のように選択されることを特徴とする、請求項18に記載の製造方法。
- 前記半完成製品が、前記鋳造の後でかつ前記再加熱の前に、5〜20日の時間、900〜1000℃の温度で熱処理されることを特徴とする、請求項18または19に記載の製造方法。
- 優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼板を供給し、その鋼の組成が、請求項4に記載されたものであり、
250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を均熱することと
を含む、製造方法。 - 優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼板の製造方法であって、
ZnまたはZn−Y合金被覆鋼板を供給し、元素Yが、Ni、Cr、Mgの1つまたは複数であり、その鋼の組成が、請求項4に記載されたものであり、
時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を均熱し、前記温度および時間が、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することと
を含む、製造方法。 - 優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
質量で表して、
0.35%≦C≦1.05%、
15%≦Mn≦26%、
Si≦3%、
Al≦0.050%、
S≦0.030%、
P≦0.080%、
N≦0.1%
の各元素、及び下記のバナジウム
0.050%≦V≦0.50%、
から選択される1つの金属元素Xを含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
ここで一連の少なくとも5つの試料から測定される最大水素含有量を表す水素含有量H max と、量X p とが、質量で表して、1000H max /X p ≦3.3の関係であり、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
ZnまたはZn−Y合金被覆物で前記板を被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、前記均熱が、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することと
を含む、製造方法。 - 優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
請求項23による鋼組成物を供給することと、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を1100〜1300℃の温度に加熱することと、
890℃以上の圧延終了温度で前記半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を580℃より低い温度でコイル化することと、
前記板の少なくとも1つの冷間圧延を行うことと、
前記板の少なくとも1つの焼鈍処理を行い、前記処理が、700〜870℃の温度Tsで、30秒〜180秒の時間、2〜10℃/秒の加熱速度Vhと、10〜50℃/秒の冷却速度とを含むことと、
前記板をZnまたはZn−Y被覆物で被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも1つの均熱処理を行い、前記均熱が、時間tの間、250〜900℃の温度θで、−30℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ(℃)Ln(t(s))≧2200を満足することと
を含む、製造方法。 - θ(℃)Ln(t(s))≧2450であることを特徴とする、請求項22〜24のいずれか一項に記載の製造方法。
- θ(℃)Ln(t(s))≧2750であることを特徴とする、請求項22〜24のいずれか一項に記載の製造方法。
- 均熱温度θが、再結晶温度未満である、請求項21〜26のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記均熱が、連続焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項18〜27のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記均熱が、バッチ焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項18〜28のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記均熱が、オープンコイル焼鈍によって行われる、請求項29に記載の製造方法。
- 前記均熱が、誘導加熱によって行われることを特徴とする、請求項18〜26のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記均熱が、横断方向電磁場で行われることを特徴とする、請求項31に記載の製造方法。
- 前記鋼板が、冷間形成されて部品を得て、前記均熱が、前記部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする、請求項18〜32のいずれか一項に記載の製造方法。
- 自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造のための、請求項1〜17のいずれか一項に記載の、または請求項18〜33のいずれか一項に記載の方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用。
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