JP2015504486A - 1700から2200mpaの引張強度を有するマルテンサイト鋼 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2011年11月28日出願の米国仮出願第61/629,762号の米国特許法119条(e)に基づく利益を請求する。
材料および実験手順
表1は、0.22から0.28重量%の炭素含有量(鋼2、4および5)、1.5から2.0重量%のマンガン含有量(鋼1および3)ならびに0から0.02重量%のニオビウム含有量(合金2および3)の範囲を含む、本発明の範囲内にある一部の鋼の化学組成を示す。鋼組成の残りは、鉄および避けられない不純物である。
熱間圧延鋼のマイクロ構造および引張特性における組成の効果
図2a、2bおよび2cは、580℃の熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後の、2.0%Mn−0.2%Siおよび種々の炭素含有量(2aは0.22%Cを有し、2bは0.25%Cを有し、2cは0.28%Cを有する。)を有する実験鋼のSEM顕微鏡写真である。
図8aから8fは、鋼の引張特性における、均熱温度(830、850および870℃)および鋼組成物(図8aおよび8bは変動Cを示し、8cおよび8dは変動Mnを示し、8eおよび8fは変動Nbを示す。)の効果を示す。870から850℃への均熱温度の低下は、28から76MPaへの降伏強度(YS)の増大および30から103MPaへの最大引張強度(UTS)の増大をもたらしたが、これはより低い均熱温度でのより小さいグレインサイズに起因し得る。850から830℃への均熱温度のさらなる低下は、UTSの顕著な変化を導かなった。均熱温度の展延性への効果はなく、すべての実験鋼において均一/全伸びは3から4.75%である。2000MPaを超えるUTSおよび約3.5から4.5%の均一/全伸びは、0.28%C−2.0%Mn−0.2%Siを有する鋼において達成されたことを重視すべきである(図8aから8bを参照)。
表2は、75%の冷間圧延および焼鈍後の実験鋼の引張特性および曲げ特性におけるC、MnおよびNbの効果を要約する。焼鈍サイクルは:870℃まで冷間圧延バンド(約0.6mmの厚さ)を加熱し、均熱温度で60秒間等温保持し、810℃まで直ちに冷却し、この温度で25秒間等温保持し、続いて迅速な水急冷を含む。次いでパネルを油浴に200℃まで再加熱し、60秒間保持し、続いて空冷により、過時効処理をシミュレーションした。データは、炭素が強度に対して最も強い効果を有し、曲げ性に対してはわずかな効果を有することを示す。Nbの添加は、降伏強度を増大させ、曲げ性を改善する。曲げ性の改善は、伸びがほんの少し劣るにもかかわらず達成される。Nb保持鋼におけるMn含有量の1.5から2.0%への増大は、引張特性に顕著な効果を与えないが、曲げ性には大きな改善をもたらす。
炭素当量を低減するために、ひいては実施例1の鋼の溶接性を改善するために、0.28重量%の炭素および低減したマンガン含有量(実施例1の2.0重量%に対して約1.0重量%)を共に含有する鋼を製造した。合金は、スラブに鋳造し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍(シミュレーション)、過時効処理した。加えて、熱間圧延バンドおよび焼鈍製品の特性におけるMn含有量(1.0および2.0%のMn)の効果を詳細に記載する。
表3は、調査鋼の化学組成を示す。合金設計は、組み込まれたTi(鋼1および2)、B(鋼2および3)およびNb(合金3および4)の効果を分析した。
20mmの厚さのプレ圧延平板を1230℃まで2時間剪断および再加熱の後、平板を厚さ20mmから3.5mmに熱間圧延した。仕上げ圧延温度は、約900℃であった。約45℃/sの平均冷却速度にて制御冷却の後、各組成のホットバンドをそれぞれ580℃および660℃の炉中に1時間保持し、続いて24時間炉を冷却し、産業巻取りプロセスをシミュレーションした。2つの異なる巻取り温度を、この製品の製造のための熱間圧延中の利用可能なプロセスウィンドウを理解するために設計した。
熱間圧延バンドの両面を摩耗し、脱炭層を除去した後、鋼を実験室にて50%の冷間圧延し、さらなる焼鈍シミュレーションのために最終厚さ1.0mmを有する硬質鋼を得た。
鋼の機械的特性における焼鈍中の均熱および急冷温度の効果を、実験鋼のすべてについて調査した。焼鈍サイクルの概略を図10aおよび10bに示す。図10aは、830℃から870℃の異なる均熱温度を有する焼鈍プロセスを示す。図10bは、780℃から840℃の異なる急冷温度を有する焼鈍プロセスを示す。
3つのASTM−T標準引張試料を、室温引張テストのために各焼鈍バンドから調製した。1つの焼鈍サイクルにより加工処理されたサンプルを曲げテストのために選択した。この焼鈍サイクルは、冷間バンド(約1.0mmの厚さ)を850℃へ100秒間再加熱すること、810℃に直ちに冷却すること、急冷温度で40秒間の等温保持すること、続いて水急冷することを含んでいた。次いで鋼は、200℃まで100秒間再加熱し、続いて空冷を行って、過時効処理をシミュレーションした。圧延方向に沿った90°のフリーV曲げを、曲げ性特徴のために使用した。本試験において、ダイの半径の範囲は、2.75から4.00mmで0.25mmの増分で変動した。曲げテストの後のサンプル表面を、10倍の倍率で観察した。外側曲げ表面におけるサンプル上のクラック長さが0.5mmより小さい場合、クラックは、「マイクロクラック」と見なされる。0.5mmより長いクラックは、欠陥として認識される。視覚可能なクラックのないサンプルは、「テストに合格」と同定される。
表4は、熱間圧延の後の、異なるTi、BおよびNb含有量を有する鋼の化学組成を示す。インゴットの組成と比較して(表3)、熱間圧延の後に約0.03%の炭素および0.001%のBの損失があった。
図11aおよび11bは、580℃の熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後、室温での実験鋼(表4)の引張特性(JIS−T標準)を示す。ベース組成は、0.28%C−1.0%Mn−0.2%Siからなる。図11aは、4つの合金の強度をグラフに図示する一方で、図11bには、これらの展延性をプロットする。Ti、BおよびNbの添加が、571から688MPaへの最大引張強度の顕著な増大、375から544MPaの降伏強度の増大および全伸びおよび均一伸びの低下(TE:32から13%;UE:17から11%)を導いたことがわかる。NbのTi−B鋼への添加は、28から13%の全伸びの顕著な降下をもたらした。
図11および13における引張特性を比較して、巻取り温度の580℃から660℃への増大は、強度の低下および展延性の増大、冷間低下の可能性および向上したゲージ−幅能力に好ましい属性の増大を導いた。Ti、BおよびNbのベース鋼への添加は、580℃と比較して660℃のより高い巻取り温度での鋼の引張特性における効果がほとんどなかった。実験室において660℃での巻取り効果を試験する目的は、ホットバンド強度ならびに冷間圧延および焼鈍マルテンサイト鋼の強度の両方における、巻取り温度の効果を理解することであった。
図14aから14dは、焼鈍シミュレーションの後の鋼の引張特性における均熱温度(830℃、850℃および870℃)、巻取り温度(580℃および660℃)および合金組成(Ti、BおよびNbのベース鋼への添加)の効果を示す。図14aおよび14bは、異なる均熱温度およびそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度における4つの合金の強度をプロットする。図14cおよび14dは、異なる均熱温度およびそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度での4つの合金の展延性をプロットする。870℃から830℃への均熱温度の低下が、41MPaの降伏強度の増大および580℃の熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後のTi−B鋼については56MPaの最大引張強度をもたらしたことがわかる(図14a)。Ti−B−Nb鋼について、同じ温度でのシミュレーション巻取りの後(図14a)、最も高い強度は、850℃の均熱温度におけるものが示された(YS:1702MPaおよびUTS:1981MPa)。均熱温度のさらなる増大または低下は、Ti−B−Nb鋼の強度を改善しない。均熱温度は、660℃のシミュレーション巻取りの後のTi−B−Nb鋼におけるTi−Bについての強度に対して明らかな効果はなかった。両方の巻取り温度においてベースおよびTi鋼についての強度に対して顕著な効果はなく、実験鋼のすべてについて展延性に対する効果はなかった。
図14aおよび15aと図14bおよび15bとを比較して、580℃から660℃への巻取り温度の増大は、引張強度の顕著な変化を導かなかったが、結果として種々の焼鈍条件において実験鋼のすべてについて平均で約50MPaの降伏強度のわずかな低下をもたらした。巻取り温度を増大させることでは、TiおよびTi−B鋼における展延性への測定可能な効果はなかったが、ベースおよびTi−B−Nb鋼の展延性は約0.5%わずかに低下した。しかし、これらの小さい変化は、テスト変動の範囲内であるため、あまり顕著ではない。
図14aから14dおよび15aから15dに示されるように、0.28%C−1.0%Mn−0.2%Si鋼におけるTiおよびBの添加は、580℃および660℃の両方の巻取り温度において強度に顕著な効果はなかった。Nbの添加は、580℃の巻取り温度において降伏強度の45から103MPaの増大および引張強度の26から85MPaの増大をもたらした(図14a)が、660℃ではなかった(図14b)。660℃の巻取り温度においてわずかに良好な展延性を示したTi添加鋼を除いて(図14dおよび15d)、合金の添加は、一般に展延性のわずかな低下をもたす(<1%)。
表5は、580℃でのシミュレーション巻取り後の50%冷間圧延および焼鈍の後の鋼の引張特性および曲げ性におけるTi、BおよびNbの効果を要約する。焼鈍プロセスは、冷間バンド(約1.0mmの厚さ)を850℃に100秒間再加熱すること、810℃に直ちに冷却すること、「急冷」温度にて40秒間等温保持し、続いて水急冷を行うことからなっていた。次いで鋼は、200℃に100秒間再加熱され、続いて空冷されて、過時効処理(OA)をシミュレーションした。示されるように、合金組成を変動させることによって1850から2000MPaの最大引張強度を有する鋼を製造できた。C、MnおよびSiのみを有する鋼は、最良の曲げ性を示した。Nbの添加により、曲げ性のわずかな劣化を伴って強度が増大した。曲げ性の合格は、10倍倍率において0.5mmより小さい「マイクロクラックの長さとして定義された。
0.28%C−2.0%Mn−0.2%Siを有する鋼は、上記実施例1に示された。本発明者らは、0.28%C−1.0%Mn−0.2%Siを含有する実施例2の鋼とこの挙動を比較し、引張特性におけるMn(1.0および2.0%)の効果を調査した。両方の鋼の詳細な化学組成を表6に示す。
表7は、580℃で熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後のそれぞれ1.0%および2.0%のMnを有する鋼の引張特性を示す。熱間圧延バンドの引張特性に関して、より低いMn含有量を有する鋼は、より高いMn含有量を有する鋼よりも低い強度を示した(YSにおいて51MPa低く、UTSにおいて61MPa低い。)。これは、低いMn鋼について冷間圧延のより高い程度を促進し得る。
表9は、焼鈍シミュレーションの後、1.0%および2.0%Mnを有する鋼の引張特性および曲げ性を列挙する。1.0%Mnを有する鋼は、かなりの強度レベルにおいて良好な曲げ性(4.0tに対して3.5t)を示した。曲げ性の合格とは、10倍の倍率において0.5mmより小さいマイクロクラック長さとして定義される。
鋼の良好な溶接性を確実にするために、炭素当量(Ceq)は、0.44未満であるべきである。本鋼の炭素当量は以下のように定義される:
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
表10は、実施例3において調査された鋼の化学組成を示す。合金設計は、最終焼鈍製品における引張特性のC含有量およびB添加の効果の理解を組み込んだ。
プレ圧延された20mmの厚さの平板を1230℃で2時間剪断および再加熱した後、平板は、20mmから3.5mmの厚さに熱間圧延を行った。仕上げ圧延温度は約900℃であった。約45℃/sの平均冷却速度にて制御された冷却後、各組成のホットバンドは、それぞれ580℃および660℃での炉に1時間保持し、続いて24時間炉冷却し、産業巻取りプロセスをシミュレーションした。2つの異なる巻取り温度の使用は、この製品の製造のために熱間圧延の間に利用可能なプロセスウィンドウを理解するために設計した。
熱間圧延バンドの両面を摩耗し、脱炭層を除去した後、鋼を、50%の実験室で冷間圧延し、さらなる焼鈍シミュレーションのために最終厚さ1.0mmを有する硬質鋼を得た。
焼鈍プロセスは、それぞれ870℃、850℃および830℃への100秒間の冷間バンド(約1.0mmの厚さ)の再加熱を含み、最終特性への均熱温度の効果を調べる。810℃に直ちに冷却し、40秒間等温保持した後、水急冷を適用した。次いで鋼を200℃に100秒間再加熱し、続いて空冷して過時効処理をシミュレーションした。
焼鈍プロセスは、870℃へ100秒間冷間バンドを再加熱すること、およびそれぞれ840℃、810℃および780℃に直ちに冷却することを含み、鋼の機械的特性の急冷温度の効果を調べる。水急冷は、急冷温度にて保持された40秒間の等温保持の後に使用した。次いで鋼は、100秒間200℃に再加熱し、続いて空冷して、過時効処理をシミュレーションした。
焼鈍サイクルは、それぞれ790℃、810℃および830℃へ冷間圧延鋼を100秒間再加熱すること、種々の急冷温度(それぞれ770℃、790℃および810℃)に直ちに冷却すること、40秒間等温保持すること、続いて水急冷を含む。次いで鋼は、200℃に100秒間再加熱され、続いて空冷されて、過時効処理をシミュレーションした。
ASTM−T標準引張試料を、室温引張テストのために各焼鈍バンドから調製した。1つの焼鈍サイクルによって加工処理されたサンプルは、曲げテストのために選択された。この焼鈍サイクルは、100秒間850℃に冷間バンド(約1.0mmの厚さ)を再加熱すること、810℃に直ちに冷却すること、急冷温度で40秒間等温保持すること、続いて水急冷を含んでいた。次いで鋼は100秒間200℃に再加熱され、続いて空冷されて、過時効処理をシミュレーションした。圧延方向に沿った90°のフリーV曲げを、曲げ性特徴のために使用した。本試験において、ダイの半径の範囲は、2.75から4.00mmで0.25mmの増分で変動した。曲げテストの後のサンプル表面を、10倍の倍率で観察した。0.5mmより小さい、外側曲げ表面におけるサンプル上のクラック長さは、「マイクロクラック」と見なされ、0.5mmより長いクラックは、欠陥として認識される。いずれかの長さの視覚可能なクラックのないサンプルは、「テストに合格」と同定される。
図17aから17eは、580℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後の熱間圧延鋼(0.28から0.36%のC)の1000倍でのSEM顕微鏡写真である。炭素含有量の増大およびホウ素の添加は、マルテンサイト体積フラクションの増大を導いたが、これは焼入性を増大させる際のCおよびBの役割に起因し得る。図17aは、0.28Cを有する鋼のSEMである。図17bは、0.28C−0.002Bを有する鋼のSEMである。図17cは、0.32Cを有する鋼のSEMである。図17dは、0.32C−0.002Bを有する鋼のSEMである。図17eは、0.36Cを有する鋼のSEMである。
図18aから18bおよび図20aから20bにおいて引張特性を比較して、580℃から660℃の巻取り温度の増大が、強度の低下および展延性の増大を導いたが、これらの属性は増大する冷間低下の可能性、向上したゲージ−幅能力に好適である。0.28%から0.36%へのC含有量の増大およびベース鋼へのBの添加は、580℃と比較して660℃のより高い巻取り温度にて鋼の引張特性に対して効果が少なかった。実験室での660℃での巻取り効果を試験する目的は、ホットバンド強度ならびに冷間圧延および焼鈍マルテンサイト鋼の強度の両方における、巻取り温度の効果を理解することであった。
均熱温度(830℃、850℃および870℃)の効果
図21aから21dは、焼鈍シミュレーションの後の鋼の引張特性における、均熱温度(830℃、850℃および870℃)、巻取り温度(580℃および660℃)および合金組成(C含有量およびベース鋼へのB添加)の効果を示す。図21aおよび21bは、異なる均熱温度ならびにそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度での5つの合金の強度をプロットする。図21cおよび21dは、異なる均熱温度ならびにそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度での5つの合金の展延性をプロットする。2000から2100MPaを超えるまでのUTSレベルおよび3.5から5.0%のTEを有するマルテンサイト鋼は、0.32および0.36%C鋼組成を用いて、830および850℃の均熱温度にて実験室にて得ることができることがわかる。870℃から850℃への均熱温度の低下は、鋼の大部分についての強度のわずかな増大をもたらした。巻取り温度の増大は、ほとんどの場合で、強度に顕著な効果はなかったが、わずかに展延性を改善した。0.28から0.36%へのC含有量の増大は、約200MPaのUTSの増大をもたらした。0.002%Bのベース鋼への添加は、580℃の低い巻取り温度では強度が低下し、660℃の巻取り温度では低下しなかった。巻取り温度に拘わらず、展延性に対するB添加の顕著な効果はなかった。
図22aから22dは、焼鈍シミュレーションの後の鋼の引張特性における、急冷温度(780℃、810℃および840℃)、巻取り温度(580℃および660℃)および合金組成(C含有量およびベース鋼のB添加)の効果を示す。図22aおよび22bは、異なる急冷温度ならびにそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度での5つの合金の強度をプロットする。図22cおよび22dは、異なる急冷温度ならびにそれぞれ580℃および660℃の巻取り温度での5つの合金の展延性をプロットする。2100MPaに近いまたはこれを超えるUTSおよび3.5から5.0%のTEを有するマルテンサイト鋼は、870℃の均熱温度および種々の急冷温度における0.36%Cを有する鋼を用いて実験室にて得ることができることがわかる。図21aおよび21bの結果を比較して、0.36%Cだけでなく、0.32%Cを有する鋼は、熱処理されて、830および850℃での均熱温度での2000から2100MPaのUTSレベルおよび3.5から5.0%のTEを得ることができる。故に、約850℃の均熱温度は、最適な機械的特性を得るのを役立つ。840℃から780℃への急冷温度の低下は、Bの添加および巻取り温度にかかわらず、0.32および0.36%を有する鋼について引張特性における主要な効果はなかった。しかし、0.28%Cを有する鋼について840℃から780℃の急冷温度の低下(580℃の巻取り温度)は、B添加がない場合、100MPaの強度低下を導き、この効果はB添加がある場合明らかではなかった、即ち40MPaの増大に過ぎなかった。B添加は、特に相対的に低いC含有量を有する鋼について、引張特性の安定化に有益であることを示す。0.28から0.36%へのC含有量の増大は、特に660℃の高い巻取り温度に関して、約200から300MPaにUTSの増大をもたらし、展延性には明らかな変化はなかった。全体として、580℃での巻取りの後の鋼に比較して、660℃でコイルされた鋼の引張特性は、急冷温度に対して感受性が少なかった。
表11は、50%の冷間圧延および580℃でのシミュレーション巻取り後の焼鈍の後の鋼の引張特性および曲げ特性におけるCおよびBの効果を要約する。焼鈍プロセスは、850℃に冷間バンド(約1.0mmの厚さ)を100秒間再加熱すること、810℃に直ちに冷却すること、「急冷」温度で40秒間の等温保持すること、続いて水急冷からなっていた。次いで鋼は、200℃で100秒間に再加熱し、続いて空冷によって、過時効処理(OA)をシミュレーションした。表11に示されるように、合金組成を変動させることによって1830から2080MPaの最大引張強度を有する鋼を製造することができた。
0.28%Cおよび1.0%/2.0%Mnを有する鋼は、実施例1および2に上記で示された。ここで本発明者らは、引張特性におけるMnの効果(0.5%から2.0%)を調査するために、0.28%Cおよび0.5%Mnを含有する鋼とこうした鋼とを比較する。鋼の詳細な化学組成を表12に示す。
表14は、580℃で予めコイルされた焼鈍シミュレーション後の0.5%から2.0%Mnを有する鋼の引張特性および曲げ性を列挙する。鋼「28C−0.5Mn−Ti」は、1900MPaの匹敵するUTSレベルにおいて、鋼「28C−1.0Mn−Ti」(4.0tに比べて3.5t)より良好な曲げ性を示した。
Claims (17)
- マルテンサイト鋼合金であって、前記合金が、少なくとも1700MPaの最大引張強度を有する、マルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも1800MPaの最大引張強度を有する、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも1900MPaの最大引張強度を有する、請求項2に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも2000MPaの最大引張強度を有する、請求項3に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも2100MPaの最大引張強度を有する、請求項4に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、1700から2200MPaの最大引張強度を有する、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも3.5%の全伸びを有する、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも5%の全伸びを有する、請求項7に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、冷間圧延板、バンドまたはコイルの形態である、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記冷間圧延板、バンドまたはコイルが、1mm以下の厚さを有する、請求項9に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、以下の式を用いて0.44未満の炭素当量を有する、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金:
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
式中、Ceqが炭素当量であり、
C、Mn、Cr、Mo、V、NiおよびCuが、合金中の重量%単位の元素である。 - 前記合金が、0.22から0.36重量%の炭素を含有する、請求項1に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、0.22から0.28重量%の炭素を含有する、請求項12に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、0.28から0.36重量%の炭素を含有する、請求項12に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、0.5から2.0重量%のマンガンを含有する、請求項12に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、約0.2重量%のケイ素を含有する、請求項15に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、さらに1つ以上のNb、Ti、B、Al、N、S、Pを含有する、請求項15に記載のマルテンサイト鋼合金。
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