JP2023552463A - 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
以下の元素、すなわち、０．１％≦炭素≦０．５％、１％≦マンガン≦３．４％、０．５％≦ケイ素≦２．５％、０．０１％≦アルミニウム≦１．５％、０．０５％≦クロム≦１％、０．００１％≦ニオブ≦０．１％、０％≦硫黄≦０．００３％、０．００２％≦リン≦０．０２％、０％≦窒素≦０．０１％、０％≦モリブデン≦０．５％、０．００１％≦チタン≦０．１％、０．０１％≦銅≦２％、０．０１％≦ニッケル≦３％、０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦ホウ素≦０．００３％、０％≦セリウム≦０．１％、０％≦マグネシウム≦０．０１０％、０％≦ジルコニウム≦０．０１０％を含み、残りの組成は鉄及び不可避の不純物で構成される組成を有し、該圧延鋼板の微細組織は、面積分率で１０％～６０％のベイナイト、５％～５０％のフェライト、５％～２５％の残留オーステナイト、２％～２０％のマルテンサイト、０％～２５％の焼戻しマルテンサイトを含み、残余は焼鈍マルテンサイトであり、その含有率は１％～４５％である冷間圧延熱処理鋼板。
Description
本発明は、自動車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。
自動車部品には、２つの矛盾する必要性、すなわち、成形のしやすさ及び強度を満たすことが求められているが、近年は地球環境への配慮から自動車にも燃費向上という第３の要求が課されている。したがって、今や自動車部品は、複雑な自動車アセンブリにおける適合の容易さの基準に適合するために、高い成形性を有する材料で製造されなければならず、同時に、燃料効率を改善するために車両を軽量化しながら、車両の耐衝突性及び耐久性のために強度を改善しなければならない。
そこで、材料の強度を高めて、自動車に利用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発が進められている。逆に、鋼板の高強度化は成形性を低下させるので、高強度及び高成形性を兼ね備えた材料の開発が必要である。
高強度及び高成形性鋼板の分野における初期の研究開発は、高強度及び高成形性鋼板を製造するための幾つかの方法をもたらしてきたが、それらの幾つかを本発明の最終的評価のためにここに列挙する。
優れた延性を有する高強度冷間圧延鋼板を請求するＥＰ３１４４４０６号特許は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１％～０．３％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１％～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５％～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５％～３．０％、リン（Ｐ）：０．０４％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０２％以下（０％を除く）、鉄（Ｆｅ）及び不可避の不純物の残余を含み、ケイ素及びアルミニウム（Ｓｉ＋Ａｌ）（重量％）の合計が１．０％以上を満たし、微細組織が、面積分率により、短軸と長軸との比が０．４以上の多角形フェライトを５％以上、短軸と長軸との比が０．４以下の針状フェライトを７０％以下（０％を除く）、針状残留オーステナイトを２５％以下（０％を除く）、マルテンサイトの残余を含む。さらにＥＰ３１４４４０６号では引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼を想定している。
ＥＰ３００９５２７号は、優れた伸び、優れた伸びフランジ性、及び高い降伏比を有する高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法を提供する。この高強度冷間圧延鋼板はある組成及び微細組織を有する。この組成は、質量基準で、０．１５％～０．２７％のＣ、０．８％～２．４％のＳｉ、２．３％～３．５％のＭｎ、０．０８％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．０１％～０．０８％のＡｌ、及び０．０１０％以下のＮを含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物である。微細組織は、５μｍ以下の平均粒径及び３％～２０％の体積分率を有するフェライト、５％～２０％の体積分率を有する残留オーステナイト、及び５％～２０％の体積分率を有するマルテンサイト、残余がベイナイト及び／又は焼き戻しマルテンサイトである。粒径２μｍ以下の残留オーステナイト、粒径２μｍ以下のマルテンサイト、又はその混合相の総数は、鋼板の圧延方向と平行した厚さ断面２０００μｍ２当たり１５０個以上である。ＥＰ３００９５２７号の鋼板は、９６０ＭＰＡ以上の強度に達することができるが、２０％以上の伸びを達成できない。
本発明の目的は、以下を同時に備えた冷間圧延熱処理鋼板を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することである。
－ ９６０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａを超える最大抗張力、
－ ２０％以上、好ましくは２１％を超える全伸び
－ ９６０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａを超える最大抗張力、
－ ２０％以上、好ましくは２１％を超える全伸び
好ましい実施形態においては、本発明による鋼板は４７５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
好ましい実施形態において、本発明に係る鋼板は、０．４５以上の降伏強度／引張強さの比を有する。
好ましくは、このような鋼は、良好な溶接性及び被覆性と共に、成形、特に圧延に対して良好な適合性を有することもできる。
本発明の別の目的は、製造パラメータのシフトに向けて安定でありながら、従来の工業的用途に適合するこれらの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、任意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被覆することができる。
炭素は０．１％～０．５％で鋼中に存在する。炭素は、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させることにより本発明の鋼の強度を高めるために必要な元素であり、さらに炭素はオーステナイト安定化にも極めて重要な役割を果たし、したがって、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。したがって、炭素は２つの重要な役割を果たし、一つは強度を高め、もう一つは延性を付与するためのオーステナイトの保持である。しかし、０．１％未満の炭素含有率では、本発明の鋼が必要とする十分な量のオーステナイトを安定化することができない。一方、炭素含有率が０．５％を超えると、鋼は不十分なスポット溶接性を示し、自動車用部品への適用が制限される。炭素の好ましい限度は０．１５％～０．４５％であり、より好ましい限度は０．１５％～０．３％である。
本発明の鋼のマンガン含有率は１％～３．４％である。この元素はガンマ生成性（ｇａｍｍａｇｅｎｏｕｓ）である。マンガンを加える目的は、基本的にオーステナイトを含む組織を得ることである。マンガンは室温でオーステナイトを安定化させ、残留オーステナイトを得る元素である。少なくとも約１重量％の量のマンガンが、本発明の鋼に強度及び硬化性を提供するため、並びにオーステナイトを安定化するために必須である。したがって、提示された発明によれば、３％のようなより高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガン含有率が３．４％より高くなると、ベイナイト変態のため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を遅らせるなどの悪影響を生じる。また、マンガン含有率が３．４％を超えると、延性目標を達成できないだけでなく、本鋼の溶接性も悪化させる。マンガンの好ましい範囲は１．２％及び２．８％であり、より好ましい範囲は１．３％～２．４％の間である。
本発明の鋼のケイ素含有率は０．５％～２．５％である。ケイ素は過時効中の炭化物の析出を遅らせることができる成分であり、そのためケイ素の存在により、炭素に富んだオーステナイトは室温で安定化される。さらに、炭化物中のケイ素の溶解性が低いために、炭化物の形成を効果的に阻害又は遅延させ、したがって本発明により本発明の鋼にその基本的な機械的特性を付与するために求められる、ベイナイト組織中の低密度炭化物の形成も促進する。しかし、ケイ素の不均衡な含有率は、上記の効果を生じず、焼き戻し脆性などの問題につながる。したがって、その濃度は２．５％の上限内で制限される。ケイ素の好ましい限度は０．８％～２％であり、より好ましい限度は１．３％～１．９％である。
アルミニウムの含有率は０．０１％～１．５％である。本発明では、アルミニウムは、溶鋼中に存在する酸素を除去して、酸素が凝固プロセス中に気相を形成するのを防ぐ。また、アルミニウムは鋼中の窒素を固定して窒化アルミニウムを形成し、結晶粒のサイズを小さくする。１．５％を超えるより高い含有率のアルミニウムはＡｃ３点を高温に上昇させて生産性を低下させる。アルミニウムの好ましい限度は０．０１％～１％であり、より好ましい限度は０．０１％～０．５％である。
本発明の鋼のクロム含有率は０．０５％～１％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、１％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。１％未満のクロム含有率は、ベイナイト組織中の炭化物の分散パターンを粗くし、そのためベイナイト中で炭化物の密度を低く保つ。クロムの好ましい限度は０．１％～０．８％であり、より好ましい限度は０．２％～０．６％である。
ニオブは本発明の鋼中に０．００１％～０．１％で存在し、析出硬化によって本発明の鋼の強度を付与するために炭窒化物を形成するのに適している。ニオブはまた、炭窒化物としてのその析出を通して、及び加熱プロセスの際の再結晶を遅らせることにより、微細組織構成要素のサイズに影響を与えるものである。このように、保持温度の終了時及び完全な焼鈍の後の結果として形成されるより微細な微細組織は、製品の硬化につながる。しかし、０．１％を超えるニオブ含有率は、その影響の飽和効果が観察され、これは、ニオブの追加量が製品のいかなる強度改善ももたらさないことを意味するため、経済的には興味深くない。ニオブの好ましい限度は０．００１％～０．０９％であり、より好ましい限度は０．００１％～０．０７％である。
硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含有されることがあり、本発明の観点から、硫黄含有率はできるだけ低いことが好ましいが、製造コストの観点からは０．００３％以下である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在するならば、それは特にマンガンと結合して硫化物を形成するため、本発明に対するその有益な影響を減少させる。
本発明の鋼のリン構成成分は０．００２％～０．０２％の間であり、リンは、特に、粒界に偏析したりマンガンと共偏析したりする傾向があるため、スポット溶接性及び熱間延性を低下させる。これらの理由から、その含有率は０．０２％に制限され、好ましくは０．０１３％よりも低い。
材料の老化を避け、鋼の機械的特性に悪影響な凝固中の窒化アルミニウムの析出を最小にするために、窒素は０．０１％に制限される。モリブデンは、本発明の鋼の０％～０．５％を構成する任意の元素である。モリブデンは、硬化性及び硬度の改善において有効な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅らせ、ベイナイト中の炭化物の析出を回避する。しかし、モリブデンの添加は、合金元素の添加のコストを過度に増加させるため、経済的理由から、その含有率は０．５％に制限される。
チタンは、ニオブと同様に０．００１％～０．１％で本発明の鋼に添加できる任意の元素であり、炭窒化物に関与するので硬化に役割を果たす。しかし、チタンはまた、鋳造製品の凝固中に現れる窒化チタンを形成する。そのためチタンの量は０．１％に制限され、成形性に悪影響な粗い窒化チタンの生成を避ける。０．００１％未満のチタン含有率では、本発明の鋼に何ら影響を与えない。チタンの好ましい限度は０．００１％～０．０９％であり、より好ましい限度は０．００１％～０．０７％である。
銅は、本鋼の強度を高め、耐食性を向上させるために、任意の元素として０．０１～２％の量で添加することができる。そのような効果を得るためには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有率が２％を超えると、銅は表面形態を劣化させる可能性がある。
０．０１～３％の量のニッケルを任意の元素として加えて、鋼の強度を高め、その靭性を改善することができる。そのような効果を得るためには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有率が３％を超えると、ニッケルは延性の劣化を引き起こす。
カルシウム含有率は、本発明の鋼中に０．０００１％～０．００５％で添加することができる任意の元素である。カルシウムは、特に封入処理中に、任意の元素として本発明の鋼に添加される。カルシウムは、有害な硫黄分を球状に止め、硫黄の有害作用を抑えることにより、鋼の微細化に貢献する。
バナジウムは、炭化物又は炭窒化物を形成することによって鋼の強度を高めるのに有効であるため添加できる任意の元素であり、経済的観点からその上限は０．１％である。
セリウム、ホウ素、マグネシウム又はジルコニウムのような他の元素は、個別に又は組み合わせて、以下の割合、すなわち、セリウム≦０．１％、ホウ素≦０．００３％、マグネシウム≦０．０１０％及びジルコニウム≦０．０１０％で添加することができる。これらの元素は、示された最大含有率レベルまでは、凝固中の結晶粒を微細化することを可能にする。鋼の組成の残余は、鉄及び加工に起因する不可避の不純物からなる。
本発明による鋼板の微細組織は、面積分率で、１０％～５０％のベイナイト、５％～５０％のフェライト、５％～２５％の残留オーステナイト、２％～２０％のマルテンサイト、０％～２５％の焼戻しマルテンサイト、及び１％～４５％の焼鈍マルテンサイトの存在から構成される。
微細組織中の相の表面分率を以下の方法で決定する。すなわち、試験片を鋼板から切断し、研磨し、それ自体知られた試薬でエッチングし、微細組織を明らかにする。その断面は、その後、走査電子顕微鏡、例えば、二次電子モードで５０００倍より大きい倍率で電界放出銃を有する走査電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）によって検査される。
フェライトの分率の決定は、Ｎｉｔａｌ又はＰｉｃｒａｌ／Ｎｉｔａｌ試薬エッチング後のＳＥＭ観察により行う。
残留オーステナイトの決定はＸＲＤによって行われ、焼き戻しマルテンサイトについては、膨張率測定の研究がＳ．Ｍ．Ｃ． Ｖａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎ及びＪ． Ｓｉｅｔｓｍａ、Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ、第４０Ａ巻、２００９年５月－１０５９の刊行物に従って行われた。
ベイナイトは、本発明の鋼について面積分率で微細組織の１０％～６０％の間を構成する。２０％の全伸びを確保するには、ベイナイトを１０％にすることが必須である。ベイナイトの存在は好ましくは１２％～５５％の間であり、より好ましくは１３％～５２％の間である。
フェライトは、本発明の鋼に対して面積分率で微細組織の５％～５０％を構成する。フェライトは、本発明の鋼に伸びを付与する。本鋼のフェライトは、多角形フェライト、ラスフェライト、針状フェライト、板状フェライト又はエピタキシャルフェライトを含むことができる。２０％以上の伸びを確保するためには、フェライトを５％持つ必要がある。本発明のフェライトは、焼鈍時及び焼鈍後に行われる冷却時に形成される。しかし、本発明の鋼中にフェライト含有率が５０％を超えて存在する場合はいつでも、フェライトが引張強さ及び降伏強度の両方を低下させ、また、マルテンサイト及びベイナイトのような硬い相との硬度のギャップを増加させ、局部成形性を低下させるという事実のため、降伏強度及び全伸びの両方を同時に有することは不可能である。本発明のためのフェライトの存在に対する好ましい限度は６％～４９％である。
残留オーステナイトは鋼の面積分率で５％～２５％を構成する。残留オーステナイトは、ベイナイトよりも炭素の高い溶解度を有することが知られており、そのため有効な炭素トラップとして作用し、ベイナイト中の炭化物の生成を遅らせる。本発明の残留オーステナイト内部の炭素の割合は、０．９％より高いことが好ましく、１．２％より低いことが好ましい。本発明による鋼の残留オーステナイトは高められた延性を付与する。残留オーステナイトの好ましい限度は８％～２４％の間であり、より好ましくは１２％～２０％の間である。
マルテンサイトは、鋼の面積分率で２％～２０％を構成する。マルテンサイトは、本発明の鋼に引張強さを付与する。過時効後の冷却後の冷却中にマルテンサイトが生成する。マルテンサイトの好ましい限度は３％～１８％であり、より好ましくは４％～１５％である。
焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細組織の０％～２５％を構成する。マルテンサイトは、鋼がＴｃｍｉｎ～Ｔｃｍａｘの間で冷却され、過時効保持の際に焼戻される時に形成することができる。焼戻しマルテンサイトは、本発明に延性及び強度を付与する。焼戻しマルテンサイトが２５％を超えると、過剰な強度を与えるが、許容限度を超える伸びを減少させる。焼戻しマルテンサイトの好ましい限度は０％～２０％であり、より好ましくは０％～１８％である。
焼鈍マルテンサイトは面積分率で本発明の鋼の微細組織の１％～４５％を構成する。焼鈍マルテンサイトは本発明の鋼に強度及び成形性を付与する。ＴＳ～Ａｃ３の間の温度での第２の焼鈍中に焼鈍マルテンサイトが形成される。本発明の鋼により目標とする伸びに達するためには、これらの微細組織の構成要素の少なくとも１％を有する必要があるが、その量が４５％を超えると、本発明の鋼は強度及び伸びを同時に達成することができない。その存在に対する好ましい限度は２％～４０％であり、より好ましくは２％～３５％である。
上記の微細組織に加えて、冷間圧延熱処理鋼板の微細組織は、鋼板の機械的特性を損なうことなく、パーライトのような微細組織の構成成分を含まない。
本発明による鋼板は、任意の適切な方法によって製造することができる。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品の鋳造物を提供することからなる。鋳造は、インゴットにするか、薄いスラブ又は薄いストリップ（すなわち、厚さはスラブの場合約２２０ｍｍで、薄いストリップの場、最大数十ｍｍの範囲である。）の形態で連続的に行うことができる。
例えば、上述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、ここでスラブは、中心部偏析を回避し、公称炭素に対する局所炭素の比を１．１０未満に保つために、任意に、連続鋳造プロセスの間に、直接軽圧下を受ける。連続鋳造プロセスにより提供されたスラブは連続鋳造後に高温で直接使用されるか、まず室温まで冷却され、次いで熱間圧延のために再加熱されてもよい。再加熱温度は１１００～１２８０℃の間である。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１２００℃が好ましく、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１２００℃より低い場合、圧延機に過大な荷重がかかり、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することがあり、それによって鋼は変態フェライトが組織に含まれる状態で圧延されることになる。したがって、スラブの温度も、Ａｃ３～Ａｃ３＋２００℃の温度範囲で熱間圧延が完了でき、最終圧延温度がＡｃ３を超えたままになるように、十分に高いことが好ましい。１２８０℃を超える温度での再加熱は、工業的に費用がかかるため避けなければならない。
Ａｃ３～Ａｃ３＋２００℃の間の最終圧延温度範囲は、再結晶及び圧延に有利な組織を有するために好ましい。最終圧延パスをＡｃ３より高い温度で実施することが必要である。というのは、この温度未満では鋼板は圧延性の大幅な低下を示すからである。この方式で得られた板を、３０℃／秒を超える平均冷却速度で、６００℃未満でなければならない巻取温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は２００℃／秒以下であり、巻取温度は５７０℃未満であることが好ましい。
熱間圧延鋼板は熱間圧延鋼板の楕円化を避けるため６００℃未満、好ましくはスケール形成を避けるため５７０℃未満の巻取温度で巻取られる。巻取温度の好ましい範囲は、３５０℃～５７０℃の間である。任意のホットバンド焼鈍を施す前に巻き取られた熱間圧延鋼板を室温まで冷却する。
熱間圧延鋼板は、熱間圧延の際に形成されるスケールを除去するために、任意のスケール除去工程に供されてもよい。次に、熱間圧延板を４００～７５０℃の間の温度で少なくとも１２時間及び９６時間の間以下の任意のホットバンド焼鈍に供することができるが、熱間圧延された微細組織を部分的に変態させ、したがって微細組織の均質性を失わせないように、７５０℃未満に温度を維持する。その後、任意のスケール除去ステップを実施して、例えば、このような鋼板を酸洗することを通じて、スケールを除去することができる。この熱間圧延鋼板は、３５～９０％の間の厚さの圧下率で冷間圧延される。冷間圧延プロセスから得られた冷間圧延鋼板は、その後、２回の焼鈍サイクルを経て、微細組織及び機械的特性を本発明の鋼に付与する。
冷間圧延板の第１の焼鈍では、冷間圧延板を、３℃／秒より大きく、好ましくは５℃／秒より大きい加熱速度ＨＲ１で、ＴＳ～Ａｃ３の間の均熱温度まで加熱し、ここで、本鋼に対するＡｃ３及びＴＳは、以下の式を用いて計算される。
ＴＳ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
元素含有率は重量百分率で表される。
ＴＳ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
元素含有率は重量百分率で表される。
鋼板は、十分な再結晶及び強加工硬化初期組織の少なくとも５０％のオーステナイトへの変態を確保するために、１０秒～５００秒の間ＴＳ１に保持される。次に、板を、２５℃／秒より大きく、好ましくは５０℃／秒より大きい冷却速度ＣＲ１で室温まで冷却する。この冷却中に冷間圧延鋼板を任意に３５０～４８０℃の間、好ましくは３８０～４５０℃の間の温度範囲に保持でき、１０秒～５００秒の保持時間保持し、その後冷間圧延鋼板を室温まで冷却して焼鈍冷間圧延鋼板を得ることができる。
次に、３℃／秒より大きい加熱速度のＨＲ２で、ＴＳ～Ａｃ３の間の第２の焼鈍均熱温度ＴＳ２まで、冷間圧延焼鈍鋼板を第２の焼鈍のために加熱する。
ＴＳ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
元素含有率は重量百分率で表される。
ＴＳ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
元素含有率は重量百分率で表される。
１０秒～５００秒の間、最低５０％のオーステナイト微細組織を得るために十分な再結晶及び変態を保証する。ＴＳ２温度は常にＴＳ１温度以下である。次に、板を２０℃／秒より大きく、好ましくは３０℃／秒より大きく、より好ましくは５０℃／秒より大きい冷却速度ＣＲ２で、Ｔｃｍａｘ～Ｔｃｍｉｎの間にある範囲Ｔｓｔｏｐの温度まで冷却する。これらのＴｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは以下のように規定される。
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
元素含有率は重量百分率で表される。
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
元素含有率は重量百分率で表される。
その後、冷間圧延焼鈍鋼板を３８０℃～５８０℃の温度範囲ＴＯＡにし、１０秒～５００秒間保持して、適量のベイナイトの形成を確保するとともにマルテンサイトを焼戻して本発明の鋼に目標とする機械的性質を付与する。その後、冷間圧延焼鈍鋼板を少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、マルテンサイトを形成し、冷間圧延熱処理鋼板を得る。ＴＯＡの好ましい温度範囲は、３８０℃～５００℃であり、より好ましくは３８０℃～４８０℃である。
次に、冷間圧延熱処理鋼板を、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤ、溶融めっき（ＧＩ／ＧＡ）などの既知の工業プロセスのいずれかによって任意に被覆することができる。電気亜鉛めっきは、請求項に記載された冷間圧延熱処理鋼板の機械的特性又は微細組織のいずれをも変化又は改変しない。電気亜鉛めっきは、任意の従来の工業プロセス、例えば、電気めっきによって行うことができる。
本明細書に提示されている以下の試験、実施例、図示的例示及び表は、本質的に制限的でないものであり、例示のみを目的として考慮しなければならず、本発明の有利な特徴を示すものである。
組成の異なる鋼から作製された鋼板を列挙し、表１にまとめた。ここでは、それぞれ表２に規定したプロセスパラメータに従って鋼板を製造する。その後、試行（ｔｒａｉｌ）時に得られた鋼板の微細組織を表３にまとめ、得られた特性の評価結果を表４にまとめる。
表１は、重量百分率で表された組成を有する鋼を示す。本発明による板の製造のための鋼組成Ｉ１～Ｉ５だけでなく、この表はＲ１～Ｒ４で表に指定されている参照鋼組成も明記している。表１は、発明鋼と参照鋼との比較表としても機能する。表１はまた、以下の式によって鋼試料について規定されたＡｃ３の表を示す。
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
Ａｃ３＝９０１－２６２＊Ｃ－２９＊Ｍｎ＋３１＊Ｓｉ－１２＊Ｃｒ－１５５＊Ｎｂ＋８６＊Ａｌ
表１は本明細書中にある。
＜表２＞
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍プロセスパラメータをまとめたものである。鋼組成物Ｉ１～Ｉ７は本発明による板の製造のために役に立ち、この表はまたＲ１～Ｒ５によって表に指定される参照鋼を明記する。また、表２にＴｃｍｉｎ及びＴｃｍａｘの表を示す。これらのＴｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは、発明鋼及び参照鋼に対して以下のように規定される。
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍プロセスパラメータをまとめたものである。鋼組成物Ｉ１～Ｉ７は本発明による板の製造のために役に立ち、この表はまたＲ１～Ｒ５によって表に指定される参照鋼を明記する。また、表２にＴｃｍｉｎ及びＴｃｍａｘの表を示す。これらのＴｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは、発明鋼及び参照鋼に対して以下のように規定される。
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
また、発明鋼及び参照鋼に焼鈍処理を施す前に、全ての鋼を平均冷却速度４０℃／秒で熱間圧延後冷却した。次に、熱間圧延コイルを請求項に記載された通りに処理し、その後３０～９５％の圧さの圧下率で冷間圧延した。最終的な冷却速度は１℃／秒より上である。
発明鋼及び参照鋼の両方のこれらの冷間圧延鋼板を、本明細書の表２に列挙したように熱処理に供した。
＜表３＞
表３は、発明鋼及び参照鋼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のような異なる顕微鏡の標準に従って実施した試験の結果を例示している。残留オーステナイトを、１９７０年６月の第１巻のＳｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｈｅｒｍａｌ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙ Ｔｒｅａｔｅｄ ３０４ Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ ｉｎ Ｍｅｔａｌｌｕｒｉｇｉｃａｌ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓと題した出版物による磁気飽和測定によって測定する。フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトを、Ａｐｈｅｌｉｏｎソフトウェア及び中断した拡張率試験で実施した画像解析により観察する。
表３は、発明鋼及び参照鋼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のような異なる顕微鏡の標準に従って実施した試験の結果を例示している。残留オーステナイトを、１９７０年６月の第１巻のＳｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｈｅｒｍａｌ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙ Ｔｒｅａｔｅｄ ３０４ Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ ｉｎ Ｍｅｔａｌｌｕｒｉｇｉｃａｌ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓと題した出版物による磁気飽和測定によって測定する。フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトを、Ａｐｈｅｌｉｏｎソフトウェア及び中断した拡張率試験で実施した画像解析により観察する。
結果を本明細書に規定する。
＜表４＞
表４は、発明鋼及び参照鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強度及び全伸びを決定するため、ＭＥＴＡＬＬＩＣ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ － ＴＥＮＳＩＬＥ ＴＥＳＴＩＮＧ － ＭＥＴＨＯＤ ＯＦ ＴＥＳＴ ＡＴ ＲＯＯＭ ＴＥＭＰＥＲＡＴＵＲＥと題した２０２０年１０月２０日付第１１版に発行されたＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
表４は、発明鋼及び参照鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強度及び全伸びを決定するため、ＭＥＴＡＬＬＩＣ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ － ＴＥＮＳＩＬＥ ＴＥＳＴＩＮＧ － ＭＥＴＨＯＤ ＯＦ ＴＥＳＴ ＡＴ ＲＯＯＭ ＴＥＭＰＥＲＡＴＵＲＥと題した２０２０年１０月２０日付第１１版に発行されたＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
以下、規格に従って実施した各種機械的試験の結果を表にする。
Claims (15)
- 冷間圧延熱処理鋼板であって、重量百分率で表される以下の元素、すなわち、
０．１％≦炭素≦０．５％
１％≦マンガン≦３．４％
０．５％≦ケイ素≦２．５％
０．０１％≦アルミニウム≦１．５％
０．０５％≦クロム≦１％
０．００１％≦ニオブ≦０．１％
０％≦硫黄≦０．００３％
０．００２％≦リン≦０．０２％
０％≦窒素≦０．０１％
を含み、以下の任意元素、すなわち、
０％≦モリブデン≦０．５％
０．
００１％≦チタン≦０．１％
０．０１％≦銅≦２％
０．０１％≦ニッケル≦３％
０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦バナジウム≦０．１％
０％≦ホウ素≦０．００３％
０％≦セリウム≦０．１％
０％≦マグネシウム≦０．０１０％
０％≦ジルコニウム≦０．０１０％
の１種以上含むことができ、残りの組成は鉄及び不可避の不純物で構成される組成を有し、該圧延鋼板の微細組織は、面積分率で１０％～６０％のベイナイト、５％～５０％のフェライト、５％～２５％の残留オーステナイト、２％～２０％のマルテンサイト、０％～２５％の焼戻しマルテンサイトを含み、残余は焼鈍マルテンサイトであり、その含有率は１％～４５％である、冷間圧延熱処理鋼板。 - 前記組成が、０．８％≦ケイ素≦２％を含む、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記組成が、１．２％≦マンガン≦２．８％を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記組成が、０．０１％≦アルミニウム≦１％を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記組成が、０．００１％≦ニオブ≦０．０９％を含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記組成が、０．１％≦クロム≦０．８％を含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記焼鈍マルテンサイトが２％～４０％である、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記微細組織が、１２～５５％のベイナイトを含有する、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 前記微細組織が、８～２４％の残留オーステナイトを含有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- ９６０ＭＰａより大きい引張強さ及び２０％以上の全伸びを有する、請求項１～１０のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- ４７５ＭＰａを超える降伏強度を有する、請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法であって、以下のステップ、すなわち、
－ 請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼組成物を提供するステップ、
－ 該半製品を１１００℃～１２８０℃の間の温度まで再加熱するステップ、
－ 該半製品をオーステナイト範囲で圧延し、熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を超え、熱間圧延鋼板を得るステップ、
－ 板を３０℃／秒を超える平均冷却速度で６００℃未満の巻取温度まで冷却し、該熱間圧延板を巻き取るステップ、
－ 該熱間圧延板を室温まで冷却するステップ、
－ 任意に該熱間圧延鋼板にスケール除去ステップを施すステップ、
－ 任意に熱間圧延鋼板に対して４００℃～７５０℃の間の温度で焼鈍を行うステップ、
－ 任意に該熱間圧延鋼板にスケール除去ステップを施すステップ、
－ 該熱間圧延鋼板を圧下率３５～９０％の間で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
－ 次に、該冷間圧延鋼板を３℃／秒より大きい速度ＨＲ１でＴＳ～Ａｃ３の間にある均熱温度ＴＳ１まで加熱し、１０秒～５００秒の間に保持して第１の焼鈍を行うステップであって、ＴＳは以下のように規定されるステップ、
ＴＳ＝８３０－２６０＊Ｃ－２５＊Ｍｎ＋２２＊Ｓｉ＋４０＊Ａｌ
－ 次に該板を２５℃／秒より大きい速度で室温まで冷却し、冷却中に冷間圧延鋼板を、任意に３５０～４８０℃の間の温度範囲で１０～５００秒の間の時間保持して、冷間圧延焼鈍鋼板を得るステップ、
－ 次に、該冷間圧延焼鈍鋼板を、３℃／秒より大きい速度ＨＲ２で、ＴＳ～Ａｃ３の間の均熱温度ＴＳ２まで加熱し、ここで１０秒～５００秒間保持して第２の焼鈍を行うステップ、
－ 次に、該板を２０℃／秒より大きい速度ＣＲ２でＴｃｍａｘ～Ｔｃｍｉｎの間にある温度範囲Ｔｓｔｏｐまで冷却するステップであって、Ｔｃｍａｘ及びＴｃｍｉｎは以下のように規定され、
Ｔｃｍａｘ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－０．８６８＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
Ｔｃｍｉｎ＝５６５－６０１＊（１－Ｅｘｐ（－１．７３６＊Ｃ））－３４＊Ｍｎ－１３＊Ｓｉ－１０＊Ｃｒ＋１３＊Ａｌ－３６１＊Ｎｂ
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ及びＮｂは、鋼中の元素の重量％で表されるステップ、
－ 次に、該冷間圧延焼鈍鋼板を３８０～５８０℃の間の温度範囲ＴＯＡにし、５秒～５００秒間ＴＯＡで保持し、該焼鈍冷間圧延鋼板を１℃／秒より高い冷却速度で室温まで冷却して、冷間圧延熱処理鋼板を得るステップ
を含む、製造方法。 - ５７０℃未満の前記熱間圧延鋼板の巻取温度を有する、請求項１２に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
- 前記ＴＳ２温度がＴＳ１以下である、請求項１２又は１３に記載の冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
- 自動車の構造部品又は***品を製造するための、請求項１～１１のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１２～１４のいずれか一項に記載の方法により製造された鋼板の使用。
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