JP2018518597A - 低合金第3世代先進高張力鋼 - Google Patents
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Abstract
Description
本出願では、「最適な二相域焼鈍(INTERCRITICAL ANNEALING)により得られた低合金第3世代先進高張力鋼」と題し、2015年5月20日に提出された米国仮特許出願第62/164,231号の優先権を請求し、この参照によりその全体が本明細書に組み込まれる。
式1
式中、Msは℃で表され、元素含有量は重量%で表される。
本出願書類の鋼の実施形態である合金41を、典型的な製鋼手順に従い溶解し、鋳造した。合金41の組成式を表1に示す。インゴットを切断、洗浄してから、熱間圧延を行った。幅127mm×長さ127mm×厚さ48mmのインゴットを3時間1200℃に加熱し、約8回で約3.6mmの厚さに熱間圧延した。熱間圧延の最終温度は900℃超とし、最終バンドを675℃に設定した加熱炉に入れ、続いて約24時間冷却させ、ゆっくりとしたコイル冷却をシミュレートした。ホットバンドの機械的張力特性を表2に示す。
実施例1の合金41の最適な二相域焼鈍は、コントロールされた大気中、約1または4時間、720℃の温度まで冷延鋼帯を加熱することで適用した。浸漬時間の最後に前記鋼帯を環状炉の冷めた場所に置き、空気が冷める速度と同じ速度で前記鋼帯が室温に冷却されるようにした。最適な熱処理の熱サイクルを図2のダイヤグラムに示す。張力特性を特徴付け、表3に示す。熱処理鋼帯の操作ストレス−操作ひずみ曲線を図3に示す。焼鈍後、微細構造はフェライト、マルテンサイト、およびオーステナイトの混合物で構成され、前記微細構造を図4および図5に示す。この熱処理により、第3世代AHSSが標的とする特性を十分に上回る際立った特性が得られた。UTSは970MPa超、総伸長は37%超であった。
合金41のホットバンドにバッチ焼鈍サイクルを行った。前記鋼は、コントロールされた大気中、720℃の温度まで、約1℃/分の速度で加熱した。前記鋼をこの温度で24時間保持し、その後、約0.5℃/分の冷却速度において、約24時間で室温まで冷却した。前記機械的張力特性を表4に示す。前記微細構造はフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの混合物で構成され、図6はバッチ焼鈍したホットバンドの光学顕微鏡写真を示す。バッチ焼鈍サイクルは前記マルテンサイトおよび残留オーステナイト周囲の炭素を凝集するだけでなく、マンガンも分配した。このホットバンドを冷延し、再度焼鈍する場合、前記炭素およびマンガンは拡散距離が長いわけではなく、オーステナイトを濃縮するため、室温まで安定化させる。
バッチ焼鈍サイクルは好ましい炭素分配熱処理である。二相域温度では、ほぼすべての炭素がオーステナイトに濃縮される。マンガンのオーステナイトへの溶解性はフェライトよりも高いため、マンガンはフェライトからオーステナイトに分配または再分布する。マンガンは置換元素であり、その拡散率は介在元素である炭素よりも有意に遅く、分配にはより長い時間がかかる。シリコンおよびアルミニウムを追加した合金41は、炭素およびマンガンの分割が実用的な時間で起こる温度で、望みの二相域温度を有するようにデザインされている。徐々に冷却すると、オーステナイトの一部はマルテンサイトに分解、一部は炭化物に分解し、オーステナイトはほとんど残らない。二相域のフェライトにはほぼ炭素が含まれない。次に前記鋼を連続的に焼鈍した場合、望みの二相域温度に再加熱し、炭素およびマンガンが相間を分配して拡散しなければならない距離は、最初の熱サイクルよりも短くなる。前記マルテンサイトおよび前記炭化物はオーステナイトに戻る。バッチ焼鈍サイクルではCおよびMnを分配、配置するため、連続的に焼鈍すると、拡散距離は短くなり、オーステナイトへの逆転も早く起こる。
より簡単な熱処理サイクルの1つは、前記冷延鋼板を連続的に焼鈍するものである。時間が短く、炭化物炭素の分解動態が緩慢で、フェライトからオーステナイトへの炭素の拡散距離があるため、本合金の最適な二相域温度は、この熱処理プロセスでは効果が低い。したがって、これらの障壁を克服するため、前記合金の最適な温度よりも高い焼鈍温度が必要である。冷延合金41には、前記鋼板を850℃前後に設定した環状炉に投入することで、シミュレート連続焼鈍サイクルを行った。前記鋼の温度は接点熱電対によりモニターした。望みのピーク温度に達するまで前記鋼を環状炉の加熱部分に置き、次に前記鋼を環状炉の冷めた部分に置き、徐々に冷却させた。740℃および750℃の2つのピーク金属温度(PMT)を選択した。熱処理の温度プロフィールのダイヤグラムを図13に示す。得られた張力特性を表7に示し、操作ストレス−ひずみ曲線を図14に示す。いずれの張力検査でもやや降伏点伸長が示され、特にPMTが740℃ではYPEが約3.4%であり、フェライトにはまだ多量の炭素が残っており、オーステナイトに拡散する時間は十分ではなかったことを示している。より低い740℃のPMTでは、前記鋼が734MPa YS、850 UTS、および26.7% T.E.を示した。より高い750℃のPMTでは、YPEは0.6%に低下し、YSは低く582MPaとなり、UTSは高く989MPaとなり、T.E.は低く24.1%となった。より高いPMTではオーステナイトが多くなるが、YSが低くUTSが高いことから示されるとおり、このオーステナイトの炭素含有量は低かった。これらの特性は標的第3世代AHSSよりもやや低いが、二相鋼で達成される特性を上回っており、TRIPおよびQ&Pなど、他のタイプのAHSSで報告されている特性と同等であるが、特別な熱処理は利用していない。
連続焼鈍加熱サイクルをシミュレートする別の方法は、コンベアベルトを備えた環状炉を使用するものである。合金41の冷延鋼板に、保護的なN2雰囲気を用い、トンネルベルト炉で連続焼鈍刺激を行い、これは、748〜784℃のピーク金属温度で溶融鍍金の温度プロファイルを模倣している。サンプルの温度は熱電対を用いて記録したが、炉の温度は様々なトンネル部分の設定ポイントを変更することで変更した。2つの温度プロファイルと時間の実施例を図15に示す。ピーク金属温度755℃で焼鈍した検体の操作ストレス−操作ひずみ曲線の例を図16に示す。全シミュレーションについて、前記鋼の張力特性の概要を748〜784℃の温度について表8に示している。
合金61は、典型的な製鋼手順後に溶解および鋳造した。合金61は0.25重量%のC、4.0重量%のMn、1.0重量%のAl、2.0重量%のSiを有し、結晶粒の成長をコントロールするため、少量の0.040重量% Nbを追加している(表10)。インゴットを切断、洗浄してから、熱間圧延を行った。次に幅127mm×長さ127mm×厚さ48mmのインゴットを3時間約1250℃に加熱し、約8回で約3.6mmの厚さに熱間圧延した。熱間圧延の最終温度は900℃超とし、最終バンドを649℃に設定した加熱炉に入れ、続いて約24時間冷却させ、ゆっくりとしたコイル冷却をシミュレートした。ホットバンドの機械的張力特性を表11に示す。この後の処理の準備として、前記ホットバンドはビーズブラストし熱間圧延時および塩酸で酸洗い後に形成した酸化膜を取り除いた。
前記ホットバンドは最適な二相域温度でバッチ焼鈍した。前記バンドを12時間720℃の最適な二相域温度まで加熱し、その温度で24時間浸漬した。前記バンドを24時間、炉内で室温まで冷却させた。コントロールしたH2雰囲気下ですべての熱処理を行った。焼鈍したホットバンドの機械的張力特性を表12に示す。高い抗張力および総伸長は二相タイプの微細構造に対応している。YS値が低いことは残留オーステナイトがある証拠である。図17は、バッチ焼鈍したホットバンドの微細構造を示している。
焼鈍/酸洗いラインに類似の条件をシミュレートするため、ベルト炉で前記ホットバンドを焼鈍した。焼鈍温度またはピーク金属温度は750〜760℃であり、加熱時間は約200秒であり、その後空気を室温に冷却した。熱処理はN2雰囲気下で行い、酸化を防止した。得られた機械的張力特性を表13に示す。得られた抗張力および総伸長はすでに第3世代AHSSの標的を凌ぎ、UTS*T.E.製品は31,202MPa*%であった。微細構造には、フェライト、オーステナイト、およびマルテンサイトの細かい分布が含まれる(図18)。
連続焼鈍したホットバンドまたは焼鈍/酸洗いをシミュレートしたホットバンドを50%冷延した。ここで冷延された鋼に、保護的なN2雰囲気下、ベルトトンネル炉中連続焼鈍熱処理を行った。前記炉の温度プロフィールおよびベルト速度は、連続溶融鍍金ラインプロファイルをシミュレートするようにプログラムした。焼鈍温度範囲は約747〜782℃でシミュレートした。得られた張力特性を表14に示す。張力特性はすべて第3世代AHSSの標的を超え、YSは803〜892MPa、UTSは1176〜1310MPa、T.E.は28〜34%であった。UTS*T.E.製品はすべて、37,017〜41,412MPa*%であった。得られた微細構造を図19に示す。
本開示で説明した張力特性の概要表を表15および表16に示す。前記鋼は、前記合金を最適な温度で焼鈍し、前記オーステナイトに炭素およびマンガンを濃縮する場合、フェライト、マルテンサイト、およびオーステナイトを有する微細構造を開発するためにデザインされた。この微細構造の組み合わせでは、第3世代先進高張力鋼の特性を十分に上回る機械的張力特性が得られる。前記鋼の張力特性は、安定化オーステナイトへの大量の合金化を利用した他の鋼と同様である(高用量のMn、Cr、Ni、Cuなど)。本出願書類の鋼に最適な二相域焼鈍を適用することで、前記炭素およびマンガンをオーステナイトを安定化する元素として用い、際立った張力特性が得られている。他のより典型的な熱処理でも、バッチ焼鈍および連続シミュレート焼鈍などの第3世代AHSSの張力特性が得られた。連続焼鈍熱処理では第3世代のAHSS標的よりも低いが、非常に近い特性が生じたが、生じた特性はTRIPおよびQ&P鋼に示される特性と同等である。前記鋼をホットバンドまたは冷延状態でバッチ焼鈍した場合、炭素とマンガンがクラスター化し、後の二相域焼鈍が容易に、拡散距離が短くなる。これらの鋼を連続焼鈍した場合、第3世代のAHSS標的の特性が示された。1つの実施形態でNbを追加するとNbCが生じ、これが結晶粒の成長を回避し、フェライトが形成する核形成部位として機能することで、構造の結晶粒サイズをコントロールする。そのような実施形態の結晶粒サイズをコントロールすることで、ニオブを追加しない実施形態と比較して特性が改善する可能性があり、その張力特性は十分第3世代AHSSの標的である。
Claims (13)
- 二相域焼鈍時に約20〜80%の容積のフェライトと、約20〜80%のオーステナイトとを有する高張力鋼であって、Ms温度は二相域焼鈍時のオーステナイト相で100℃以下と計算される、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼において、前記二相域焼鈍はバッチ処理で行われる、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼において、前記二相域焼鈍は連続処理で行われる、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼であって、少なくとも20%の引張伸びと、少なくとも880MPaの最大抗張力とを有する、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼であって、さらに、0.20〜0.30重量%のC、3.0〜5.0重量%のMnを有し、最適な二相域温度が700℃を超えるようにAlおよびSiが追加される、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼であって、さらに、0.20〜0.30重量%のC、3.5〜4.5重量%のMn、0.8〜1.3重量%のAl、1.8〜2.3重量%のSi、および残りはFeを有し、典型的には製鋼時に不純物がみられる、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼であって、さらに、0.20〜0.30重量%のC、3.5〜4.5重量%のMn、0.8〜1.3重量%のAl、1.8〜2.3重量%のSi、0.030〜0.050重量%のNb、および残りはFeを有し、典型的には製鋼時に不純物がみられる、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼において、熱間圧延後、前記鋼は、少なくとも1000MPaの抗張力と、少なくとも15%の総伸長とを有する、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼において、熱間圧延後、前記鋼は、少なくとも1300MPaの抗張力と、少なくとも10%の総伸長とを有する、高張力鋼。
- 請求項1記載の高張力鋼において、熱間圧延および連続焼鈍後、前記鋼は、少なくとも1000MPaの抗張力、少なくとも20%の総伸長を有する、高張力鋼。
- 鋼帯を焼鈍する方法であって、
前記鋼帯の合金組成を選択する工程と、
前記合金内の炭化鉄が実質的に溶解し、かつ前記鋼帯のオーステナイト部分の炭素含有量がバルク帯組成の少なくとも1.5倍となる温度を特定することによって前記合金の最適な二相域焼鈍温度を決定する工程と、
前記最適な二相域焼鈍温度で前記鋼帯を焼鈍する工程と
を有する。 - 請求項6記載の方法であって、さらに、前記鋼帯を追加で二相域焼鈍する工程を有する、方法。
- 請求項7記載の方法であって、さらに、前記鋼帯を追加で二相域焼鈍する工程を有する、方法。
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