JP4738735B2 - 超高張力鋼シート、超高張力鋼シートの製造方法、及び前記方法により得られた超高張力鋼シート - Google Patents

超高張力鋼シート、超高張力鋼シートの製造方法、及び前記方法により得られた超高張力鋼シート Download PDF

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Description

発明の詳細な説明
発明の分野
本発明は超高張力鋼シート、超高張力鋼シートの製造方法、及び前記方法により得られた超高張力鋼シートに関する。
背景技術
自動車産業において、安全性と機能的要求を放棄することなく部品の厚さを減らすことを可能とするために、より高張力な材料の使用に対する要求がある。良好な成形性を持つ超高張力鋼（ＵＨＳＳ）シートがこの問題に対する解決を提供することができる。
幾つかの文献がかかるＵＨＳＳ製品を記載している。特に文献ＤＥ１９７１０１２５は（質量％で）０．１〜０．２％のＣ、０．３〜０．６％のＳｉ、１．５〜２．０％のＭｎ、０．０８％以下のＰ、０．３〜０．８％のＣｒ、０．４％以下のＭｏ、０．２％以下のＴｉ及び／またはＺｒ、０．０８％以下のＮｂを含む高引張り強さ（９００ＭＰａ以上）の延性鋼ストリップを製造する方法を記載する。この材料は熱間圧延により製造される。しかし、この方法の欠点は薄い厚さ（例えば２ｍｍ以下）に対しては圧延力が劇的に増えるので、製造される可能な厚さに限界があることである。この限界の理由は、最終製品のみならず熱間圧延機の仕上げ列の温度におけるこの材料の強度が非常に高いためである。また高Ｓｉ含量が表面品質に関して問題を引き起こすことも周知である。なぜなら、酸洗後のＳｉ酸化物の存在は酸洗後に不規則で非常に高い粗さを持つ表面を作るからである。更に腐食保護を考慮してかかる高Ｓｉ含有基材を溶融亜鉛めっきすると、自動車用には不十分な表面外観を導き、更に表面上に無めっき点が存在する危険性を高める。
文献ＪＰ ０９１７６７４１は均質性及び疲労特性に優れた高靭性熱間圧延鋼ストリップの製造を記載する。この鋼は（質量％で）＜０．０３％のＣ、＜０．１％のＡｌ、０．７〜２．０％のＣｕ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００３〜０．００５０％のＢ及び＜０．００５０％のＮを含む組成を持つ。この熱間圧延製品はベイナイト容量％が９５％以上でマルテンサイト容量％が＜２％の構造を持つ。この発明の欠点は、上述のように熱間圧延により作り出されることができる厚さに限界があること、及び合金元素としてかなりの量のＣｕを使用することである。この元素は、特別な製品のためのみに使用され、例えば深絞り鋼、構造鋼及び自動車用の典型的な高張力鋼で用いられる組成中には一般的に望まれない。従って、Ｃｕの存在はもし大多数の製品が低い不純物水準でしかＣｕを含むことを許されない等級を含むなら製鋼プラントのスクラップの処理及び管理をずっとより困難にする。更に銅は溶接後のＨＡＺ部の靭性を大きく低下させることが知られており、従って溶接性を害する。また銅は熱脆性の問題と関連することが多い。
文献ＥＰ ００１９１９３は主として微粒フェライトを含み、その中にマルテンサイトの粒子が分散されている二相鋼を作成する方法を記載する。この組成は０．０５〜０．２％のＣ、０．５〜２．０％のＳｉ、０．５〜１．５％のＭｎ、０〜１．５％のＣｒ、０〜０．１５％のＶ、０〜０．１５％のＭｏ、０〜０．０４％のＴｉ、及び０〜０．０２％のＮｂを含む。前記鋼の製造は巻取られた熱間圧延鋼ストリップを８００〜６５０℃の範囲内の温度に１分間以上維持し、この鋼ストリップの巻取りを解き、この鋼ストリップを４５０℃以下の温度に１０℃／秒を越える速度で冷却することによる。マルテンサイトの量を５％から２５％へと変化させることにより引張強さが４００〜１４００ＭＰａの範囲で伸びが４０〜１０％の範囲で変えられることができることが記載されている。その欠点は、上述のように熱間圧延により作り出される厚さに限界があること並びに溶融亜鉛めっきに対して問題を提起する高Ｓｉ含量を使用することである。
文献ＥＰ ８６１９１５は高靭性高引張強さを持つ鋼及びそれを製造する方法を記載する。引張強さは９００ＭＰａ以上であり、その組成は（質量％で）０．０２〜０．１％のＣ、＜０．６％のＳｉ、０．２〜２．５％のＭｎ、１．２〜２．５％のＮｉ、０．０１〜０．１％のＮｂ、０．００５〜０．０３％のＴｉ、０．００１〜０．００６％のＮ、０〜０．６％のＣｕ、０〜０．８％のＣｒ、０〜０．６％のＭｏ、及び０〜０．１％のＶを含む。またホウ素の添加が検討されている。この鋼の微細構造は微細構造中少なくとも９０容量％を占めるマルテンサイト（Ｍ）と下部ベイナイト（ＬＢ）の混合組織であるかもしれず、ＬＢは混合構造中少なくとも２容量％を占め、旧オーステナイト粒子のアスペクト比は３以上である。前記鋼の製造は鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の温度に加熱し；この鋼スラブをオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上となるように鋼板に圧延し；圧延をＡｒ３点以上の温度で終了し；そしてこの鋼板をＡｒ３点以上の温度から５００℃以下の温度まで鋼板の厚さ方向の中心で測定して１０℃／秒〜４５℃／秒の冷却速度で冷却することからなる。この発明の欠点は典型的な炭素鋼製造プラントではそんなに数多くは使われていないかなりの量のＮｉの添加であり（先に引用した文献のＣｕと同じスクラップの管理の問題を提起する）、並びに熱間圧延に対する制約である。
文献ＷＯ ９９０５３３６は優れた靭性を持つ超高張力で溶接可能なホウ素含有鋼を記載する。その引張強さは９００ＭＰａ以上であり、その微細構造は主として微粒下部ベイナイト、微粒ラス状マルテンサイト、またはそれらの混合物を含む。その組成は（質量％で）約０．０３％〜約０．１０％のＣ、約１．６％〜約２．１％のＭｎ、約０．０１％〜約０．１０％のＮｂ、約０．０１％〜約０．１０％のＶ、約０．２％〜約０．５％のＭｏ、約０．００５％〜約０．０３％のＴｉ、及び約０．０００５％〜約０．００２０％のＢを含む。このホウ素含有鋼は（ｉ）０重量％〜約０．６重量％のＳｉ、（ｉｉ）０重量％〜約１．０重量％のＣｕ、（ｉｉｉ）０重量％〜約１．０重量％のＮｉ、（ｉｖ）０重量％〜約１．０重量％のＣｒ、（ｖ）０重量％〜約０．００６重量％のＣａ、（ｖｉ）０重量％〜約０．０６重量％のＡｌ、（ｖｉｉ）０重量％〜約０．０２重量％のＲＥＭ、及び（ｖｉｉｉ）０重量％〜約０．００６重量％のＭｇからなる群から選ばれた少なくとも一つの添加物を更に含む。この文献に記載の加工法は熱間圧延のみに限定されており、急冷停止温度までの急冷がそれに続き、更に空冷が続く。ＭｏとＶ含量の大きさを考慮するとこの加工法の費用は極めて高くつく。
発明の目的
本発明の目的は、熱間圧延により作るのが不可能または非常に困難な薄い厚さのＵＨＳＳシートを提供することにある。
更なる目的は、良好な腐食保護と超高張力特性の両方を保持するシートを提供することにある。
発明の概要
本発明は、質量％（以下同じ）で以下の組成、
Ｃ ：０．１０００〜０．２５００％、
Ｍｎ：１．２０００〜２．００００％
Ｓｉ：０．１５００〜０．３０００％
Ｐ ：０．０１００〜０．０６００％
Ｓ ：０．００５０％以下
Ｎ ：０．０１００％以下
Ａｌ：０．１０００％以下
Ｂ ：０．００１０〜０．００３５％
Ｔｉ係数＝Ｔｉ−３．４２Ｎ＋０．００１０：０．０４００％以下（０を含む）
Ｎｂ：０．０２００〜０．０８００％
Ｃｒ：０．２５００〜０．７５００％
Ｍｏ：０．１０００〜０．２５００％
Ｃａ：０．００５０％以下（０を含む）を持ち、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる超高張力鋼シートに関する。
本発明の好ましい実施態様では、前記超高張力鋼シート中のＣの含有量は０．１２００〜０．２５００％であり、さらに好ましくは０．１２００〜０．１７００％であり、特に好ましくは０．１５００〜０．１７００％である。
本発明の好ましい実施態様では、前記超高張力鋼シート中のＰの含有量は０．０１００〜０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０２００〜０．０４００％であり、なおさらに好ましくは０．０２５０〜０．０３５０％である。本発明の別の好ましい実施態様では、前記超高張力鋼シート中のＰの含有量は０．０５００〜０．０６００％である。
本発明の好ましい実施態様では、前記超高張力鋼シート中のＮｂの含有量は０．０２５０〜０．０５５０％であり、好ましくは０．０４５０〜０．０５５０％である。
本発明は超高張力鋼シートを製造する方法にも関し、それは次の段階：
− 本発明による組成を持つ鋼スラブを調製する段階、
− Ａｒ３温度より高い仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基材を形成する段階、
− 熱間圧延された基材を４５０℃〜７５０℃の巻取り温度ＣＴに冷却する段階、
− 冷却された基材を前記巻取り温度ＣＴで巻取る段階、
を含むことを特徴とする。
本発明のこの側面の好ましい実施態様では、前記巻取り温度はベイナイト開始温度Ｂｓより高い。
本発明のこの側面の好ましい実施態様では、前記方法は前記スラブを前記熱間圧延段階前に１０００℃以上に加熱する段階を更に含む。
本発明のこの側面の好ましい第一実施態様では、前記方法は次の段階：
− 酸洗された基材を８０秒以下の時間、４８０℃〜７００℃でソーキング（均熱）する段階、
− ソーキングされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
− 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
− 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
を更に含む。
最終冷却された基材は２％以下の圧延率で調質圧延を受けさせることができる。溶融亜鉛めっきの代わりに、酸洗された基材は電気亜鉛めっき段階を受けさせることができる。
本発明のこの側面の第二実施態様では、前記方法は次の段階：
− 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
− 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
− 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度に冷却する段階、
− 冷却された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
を更に含む。
これに代えて、前記第二実施態様で、前記焼鈍段階の後に次の段階が続けられることができる：
− 焼鈍された基材を４６０℃以下の温度に２℃／秒以上の冷却速度で冷却する段階、
− 冷却された基材を４６０℃以下の前記温度で２５０秒以下の時間保持する段階、
− 保持された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階。
本発明のこの側面の第三実施態様では、前記方法は次の段階：
− 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
− 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
− 焼鈍された基材を亜鉛浴の温度に２℃／秒以上の冷却速度で冷却する段階、
− 冷却された基材を前記亜鉛浴で溶融亜鉛めっきする段階、
− 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
を更に含む。
最終冷却された基材は２％以下の圧延率で調質圧延を受けさせることができる。溶融亜鉛めっきの代わりに、酸洗された基材は電気亜鉛めっき段階を受けさせることができる。
本発明は本発明の方法により製造された超高張力鋼シートにも関し、それは少なくともベイナイト相及び／またはマルテンサイト相を含み、ベイナイト相とマルテンサイト相の合計が３５容量％より高いようなものである。本発明のこの側面の好ましい実施態様では、前記鋼シートは１０００ＭＰａ以上の引張強さを持つ。
本発明は更に冷間圧延段階を含む本発明の方法により製造された超高張力鋼シートにも関し、前記シートは３５０ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１６００ＭＰａの引張強さ、５％〜１７％の伸びＡ８０を持つ。前記シートは好ましくは厚さが０．３ｍｍ〜２．０ｍｍである鋼シートである。
本発明は更に熱間圧延段階を含むが冷間圧延段階を含まない本発明の方法により製造された超高張力鋼シートにも関し、前記シートは５５０ＭＰａ〜９５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの引張強さ、５％〜１７％の伸びＡ８０を持つ。
本発明による鋼シートは縦方向及び横方向の両方で６０ＭＰａより高い焼付硬化性ＢＨ２を持つことができる。
図面の簡略説明
図１は本発明による熱間圧延されたシートの全体微細構造を示す。
図２は図１のシートの詳細な微細構造の例を示す。
図３と４は本発明による冷間圧延されかつ焼鈍されたシートの微細構造を示す。
好適実施例の詳細な説明
本発明によれば次の組成を持つ超高張力鋼シートが提案される。示された最も広い範囲の適用は適切な加工パラメーターと組み合わせて、希望の多相微細構造、良好な溶接性並びに優れた機械的性質、例えば８００〜１６００ＭＰａの引張強さ、を持つシートをもたらすことができるであろう。好適範囲は機械的性質のより狭い範囲、例えば１０００ＭＰａの保証された最低引張強さ、または溶接性へのより厳しい要求（最大のＣ−範囲、次項参照）に関連する。
Ｃ：０．１０００〜０．２５００％。第一好適範囲は０．１２００〜０．２５００％である。第二好適範囲は０．１２００〜０．１７００％である。第三好適範囲は０．１５００〜０．１７００％である。最低炭素含量は、炭素が焼入性のために最も重要な元素であるので強度水準を確保するために必要である。請求された範囲の最大値は溶接性に関連する。機械的性質へのＣの効果は例示的組成Ａ，Ｂ及びＣ（表１，１３，１４，１５）により示されている。
Ｍｎ：１．２０００〜２．００００％、好ましくは１．５０００〜１．７０００％。Ｍｎは低費用で焼入性を増大するために添加されるが被覆性を確保するために請求された最大値に制限される。それはまた固溶体強化を通して強度を増やす。
Ｓｉ：０．１５００〜０．３０００％、好ましくは０．２５００〜０．３０００％。Ｓｉは鋼結晶構造がオーステナイトからフェライトへと変態される際の鋼結晶構造中の炭素の再分配速度を増やすことが知られており、それはオーステナイトの分解を減速する。それは炭化物形成を抑制し、全体強度に貢献する。請求された範囲の最大値は溶融亜鉛めっきを実施する能力に、特にぬれ性、被覆接着性及び表面外観の点で関連する。
Ｐ：本発明の第一実施態様によれば、Ｐ含量は０．０１００〜０．０５００％である。第一好適範囲は０．０２００〜０．０４００％である。第二好適範囲は０．０２５０〜０．０３５０％である。Ｐは固溶体強化による全体強度に貢献し、Ｓｉと同様に、それはまた最終変態が起こる前にオーステナイト相を安定化することができる。
本発明の第二実施態様によればＰ含量はこの説明で述べた他の合金元素に対する本発明の範囲と組み合わせて、０．０５００〜０．０６００％である。例示的組成ＤとＥ（表１６／１７）が機械的性質へのＰの効果を示す。
Ｓ：０．００５０％以下。Ｓ含量が高過ぎると成形性を低下させるので、Ｓ含量は制限されねばならない。
Ｃａ：０．００５０％以下（０を含む）：圧延後の変形性に有害な影響を持つＭｎＳ（伸長されるときＭｎＳは割れ開始を容易に導く）の代わりに球状ＣａＳで残留硫黄を結合させるために鋼はＣａ処理されねばならない。
Ｎ：０．０１００％以下。
Ａｌ：０〜０．１０００％。ＡｌはＴｉとＣａが添加される前にこれらの元素が酸化物の形で失われずかつそれらの意図した役目を果たすことができるように脱酸目的のためにのみ添加される。
Ｂ：０．００１０〜０．００３５％、好ましくは０．００２０〜０．００３０％。ホウ素は１０００ＭＰａ以上の引張強さに到達できるための焼入性のために重要な元素である。ホウ素はフェライト領域を温度−時間−変態図のより長い時間方向に向けて非常に効果的に変位させる。
Ｔｉ係数＝Ｔｉ−３．４２Ｎ＋０．００１０：０．０４００％以下（０を含む）、好ましくは０．００５０〜０．０２００％。ＴｉはＢがその役目を完全に果たすことができるように全Ｎを結合するために添加される。そうでなければＢの一部は結果として焼入性の損失を持ってＢＮに結合される。最大Ｔｉ含量は強度水準を付加するが成形性を極めて大きく減少するＴｉ−Ｃ含有析出物の量を制限するために限定される。
Ｎｂ：０．０２００〜０．０８００％。第一好適範囲は０．０２５０〜０．０５５０％である。第二好適範囲は０．０４５０〜０．０５５０％である。Ｎｂはオーステナイトの再結晶化を抑制し、微細炭化物析出による粒の成長を制限する。Ｂと組み合わせてそれはオーステナイト粒界での大きなＦｅ２３（ＣＢ）６析出物の成長を防ぎ、従ってＢはその焼入作用を実施するために自由に保たれる。より微細な粒はまた良好な延性をある水準に保ちながら強度増加に貢献する。フェライト核形成はオーステナイト未再結晶温度でのオーステナイトに蓄積された歪のため強化される。０．０５５０％以上のＮｂの増加は強度水準をもはや増加しないことが見出された。より低いＮｂ含量は低い圧延力（特に熱間圧延機において）という利点をもたらし、それが一鋼製造業者が製造できる寸法窓を増大する。
Ｃｒ：０．２５００〜０．７５００％、Ｃｒ＞０．５％は表面でのＣｒ−酸化物形成によりぬれ性をそこなうことが知られているので、溶融亜鉛めっき性の理由のため好ましくは０．２５００〜０．５０００％。Ｃｒはベイナイト開始温度を減少させ、Ｂ，Ｍｏ及びＭｎと一緒にベイナイト領域を分離させる。
Ｍｏ：０．１０００〜０．２５００％、好ましくは０．１６００〜０．２０００％。Ｍｏは強度、ベイナイト開始温度の減少及びベイナイト形成の臨界冷却速度の減少に貢献する。
組成の残りは鉄及び不可避的不純物により満たされる。
Ｂ，Ｍｏ及びＣｒ（及びＭｎ）の組み合わせは、ＴＴＴ曲線図におけるベイナイト領域を分離可能とする。これは、熱間圧延シートに対して主要成分としてベイナイトを含む微細構造を容易に得ることを可能とする。包含量を下げるようにＳを０．００５０％以下に制限するために、かつＭｎＳ形成を防ぐために、鋼はＣａ処理される。そのとき残留ＣａとＳは球状ＣａＳで見出され、それらは変形性に対してＭｎＳよりかなり有害性が小さい。更に、Ｓｉ含有量は現存する鋼に比べて制限されており、それがこの組成を持つ熱間圧延並びに冷間圧延されたシートに対して亜鉛めっき性を確保する。
本発明は同じく前記鋼シートを製造する方法に関する。
この方法は次の段階：
− 上に規定されたような本発明による組成を持つ鋼スラブを調製する段階、
− もし必要なら、Ｎｂがその役目を完全に果たすことができるように炭化ニオブを溶解するために前記スラブを１０００℃以上、好ましくは１２００℃以上の温度に再加熱する段階（ただし、スラブの再加熱はもし鋳造がライン内で熱間圧延設備に続くなら不必要である）、
− スラブを熱間圧延して熱間圧延された基材を形成する段階（この段階では熱間圧延の最終スタンドの仕上げ圧延温度ＦＴはＡｒ３温度より高い。好ましくはもし熱間圧延巻取りシートのＡ８０伸び（ＥＮ１０００２−１標準規格による引張り試験測定）が引張強さを変えることなく増大される必要があるなら、より低いＦＴが使用される（しかしなおＡｒ３以上、例えば７５０℃）。８５０℃のＦＴに比べて７５０℃のＦＴによりＡ８０の１０％の相対増加が得られるが、より高い仕上げ圧延力を要する）、
− 熱間圧延された基材を４５０℃〜７５０℃の巻取り温度ＣＴに、好ましくはＣＴに連続冷却により、典型的には４０−５０℃／秒で、冷却する段階（なお段階的冷却も使用されることができる）、
− ４５０℃〜７５０℃の巻取り温度ＣＴで冷却された基材を熱間圧延機で巻取る段階（ここで巻取り温度は熱間圧延シート並びに冷間圧延及び焼鈍後のシートの両方の機械的性質に重要な影響を持つ（実施例参照）。全ての場合において、好ましい最低巻取り温度は５５０℃以上であり、かつベイナイト開始温度より高い。従ってベイナイト変態が巻取られたシート内で完全に起こる。ベイナイト開始温度Ｂｓは実施例の組成に対して、６℃／分より高い仕上げ圧延機後の冷却速度に対しては＜５５０℃である。ベイナイト開始温度のちょうど上の巻取り温度は熱間圧延機で何らの加工問題ももたらさない。Ｂｓ以上のＣＴでの巻取りは材料がランアウト・テーブル上でなく巻取り中に変態することを確実とする。ベイナイト領域の分離は従って加工耐久性を増やし、かくして冷却条件の変化に関して機械的性質のより高い安定性を保証する）、
− 巻取られた基材を酸洗して酸化物を除去する段階、
を含む。
本発明の第一実施態様によれば、これらの段階の後に次の段階が続けられる：
− 酸洗された基材を８０秒以下の時間、４８０℃〜７００℃の温度で、好ましくは６５０℃以下でソーキングする段階、
− ソーキングされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
− 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
− 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
− 所望により２％以下の圧延率で調質圧延する段階。
この熱間圧延シートの溶融亜鉛めっきは、もしその厚さが熱間圧延のみで材料を作るに十分な程高いならば、行うことができ、溶融亜鉛めっきされた熱間圧延最終シートを提供する。
第二実施態様によれば、酸洗段階の後に次の段階が続けられる：
− 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを（例えば５０％に）減少させる段階、
− 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
− 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度に冷却する段階、
− 冷却された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階。
これに代えて、焼鈍段階後の冷却は２℃／秒以上の冷却速度でいわゆる４６０℃以下の過時効温度まで実施されることができる。この場合、シートは室温への最終冷却を行う前に一定の時間、典型的には１００−２００秒の間この温度に保たれる。
第三実施態様によれば、酸洗段階の後に次の段階が続けられる：
− 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを（例えば５０％に）減少させる段階、
− 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
− 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
− 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
− 溶融亜鉛めっきされた基材を室温に最終冷却する段階。
第二及び第三実施態様による両方法の後に２％以下の圧延率での調質圧延段階が続けられることができる。冷間圧延後の本発明の鋼基材の厚さは最初の熱間圧延シート厚及び十分な高水準で冷間圧延を実施するための冷間圧延機の能力により１ｍｍ以下であることができる。従って、０．３〜２．０ｍｍの厚さが可能である。好ましくは低Ｒｅ／Ｒｍ比及び材料の高歪硬化能力を持たせるためにストレッチャーレベラー／調質圧延は用いられない。
焼鈍段階時の好適最大ソーキング温度は適用された巻取り温度及び目的とする機械的性質に依存する：より高い巻取り温度はより柔らかいホットバンドを導き（特別の冷間圧延機で与えられることのできる冷却圧延減少の最大量を増やす）、同じソーキング温度及び冷却速度に対し引張強さ水準を下げる（実施例参照）。同じ巻取り温度に対し、より高いソーキング温度は一般的に他の加工パラメーターを一定に保ちながら引張強さ水準を増加する。
シートが溶融亜鉛めっきされない場合、電気Ｚｎめっきが耐食性を増やすために適用されることができる。
得られた熱間圧延されたまたは冷間圧延されたシートはフェライト、マルテンサイト及び種々の種類の所望によりベイナイトを含む多相構造を持ち、かつ所望により室温で存在する残留オーステナイトをいくらか含む。具体的な機械的性質が実施例中に与えられる。
６８０℃以下の巻取り温度に対し、熱間圧延シートは実施された全ての実験室試験及び工業試験において連続降伏（降伏点伸びまたはリューダス歪の存在しない降伏動作）を示し、かつ調質圧延の適用なしでこれを示した。
また冷間圧延シートも全ての実験及び試験において連続降伏挙動を示したが、一般的に熱間圧延シートより低い降伏強さの引張強さに対する比Ｒｅ／Ｒｍを持つ（典型的には冷間圧延シートは０．４０〜０．７０のＲｅ／Ｒｍを持ち、熱間圧延シートは０．６５〜０．８５のＲｅ／Ｒｍを持つ）。これはこの材料が高歪硬化により特徴付けられることを意味する：可塑性変形を開始するのに必要な初期力はかなり低く保たれることができ、それが材料の初期変形を容易とするが、材料は数％の変形後の高加工硬化のため既に高強度水準に到達している。
最終冷間圧延シートは良好な延性と組み合わせて超高張力を示す：３５０ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの降伏強さＲｅ、８００ＭＰａ〜１６００ＭＰａの引張強さＲｍ及び５％〜１７％の伸びＡ８０（８０ｍｍの基準シートで測定された総伸び）を持つめっきなしの、電気めっきされたまたは溶融亜鉛めっきされた材料が加工パラメーターの特別の値により製造されることができ、通常の現存熱間圧延機で熱間圧延のみによっては到達されることができない１．０ｍｍより薄い厚さの材料でさえ製造されることができる（標準規格ＥＮ１０００２−１による機械的性質測定）。今日市場にありかつ１０００ＭＰａより高い引張強さＲｍを示す冷間圧延超高張力鋼（他の組成に基づく）は一般に例えばそれらの高Ｓｉ含量のために溶融亜鉛めっきされることができず、または同じ強度水準に対して本発明のシートにより得られる結果より低い伸びを示す。
更に、本発明のシートは非常に大きな焼付硬化能力を示す：ＢＨ０値は横及び縦方向の両方で３０ＭＰａを越え、ＢＨ２は両方向で１００ＭＰａさえ越える（ＢＨ０とＢＨ２は標準規格ＳＥＷ０９４により測定された）。これは塗料焼付時に白く塗装された本体に対してさえ材料はより高い降伏強さを取得するであろうこと、従って構造の剛性が増えることを意味する。
適用された巻取り温度の関数として巻取り後に得られる種々の熱間圧延された微細構造は全て割れの導入なしに冷間圧延を実施可能とする。これは材料の超高張力及び前記超高張力の結果としての低い変形性のために前もって期待されなかった。
工程の安定性に関して、焼鈍後の冷却速度が２℃／秒ほど低くてもなお超高張力性を提供することは注目すべきである。これは寸法が殆どの場合最大ライン速度及び焼鈍後の最大冷却速度を決定するので寸法の大きな変動が全く一定の性質を持って製造されることができることを意味する（実施例参照）。例えばフェライトとマルテンサイトからなる二相構造を持つ伝統的な高張力鋼または超高張力鋼においては、より高い冷却速度が通常適用されなければならず（典型的には２０−５０℃／秒）、一つの単一の操作で製造されることができる寸法範囲はより限定される。
冷間圧延が必要でないより大きな厚さに対しては、熱間圧延され酸洗されたシート自体がなお超高張力性を保ってしかもより耐食性の利益を持って溶融亜鉛めっきされることができる。例えばＣＴ＝５８５℃で巻取られているが調質圧延またはストレッチャーレベラーで更に加工されていない非めっきの酸洗され熱間圧延されたシートの性質は典型的にはＲｅが６８０−７７０ＭＰａ、Ｒｍが１０６０−１０９０ＭＰａそしてＡ８０が１１−１３％であるが、一方熱間圧延された基材を溶融亜鉛めっきラインを通過させた後（例えば６５０℃のソーキング帯域を持つ）、その性質はなおＲｅが８００−８３０ＭＰａ、Ｒｍが９７０−９８０ＭＰａそしてＡ８０が１０％である（標準規格ＥＮ１０００２−１による機械的性質測定）。
従来技術の刊行物に記載された組成に関して上述した種々の欠点は本発明の組成が適用されるとき発生しない：Ｍｏの限定された使用及びＶの除去のため費用は限定され、Ｃｕ及びＮｉのような伝統的な炭素鋼（非ステンレス）製造で普通の元素が使用されておらず、最も重要なことであるが溶融亜鉛めっき性を確保するためにＳｉが制限されている。本発明の溶融亜鉛めっきされた熱間圧延鋼の表面外観は自動車の露出されていない適用のために十分であり、一方より高いＳｉ含量を持つ基材は一般的に自動車適用のためには不充分な表面外観を導き、更に表面上の無めっき点の存在のより高い危険性を持つ。
本発明の超高張力鋼の溶接性に関して、点溶接（例えば交差引張試験による標準規格ＡＦＮＯＲ Ａ８７−００１に基づいて評価した）結果及びレーザー溶接結果は従来予想された超高張力鋼の問題である満足すべき溶接性を立証した。
好適実施例−複数の例の詳細な説明
１．組成例Ａ
表１は本発明による超高張力鋼シートの工業的鋳造の組成の第一例を示す。以下に述べられる全ての引張試験の機械的性質は標準規格ＥＮ１０００２−１により、焼付硬化値は標準規格ＳＥＷ０９４により測定されたことは注目すべきである。
１．１熱間圧延シート−組成Ａ
加工段階は：
スラブ再加熱 １２４０−１３００℃
熱間圧延機仕上げ ８８０−９００℃
巻取り温度 ５７０−６００℃
酸洗
調質圧延またはストレッチャーレベラーなしであった。
得られた非被覆酸洗シートの巻取り物中の種々の位置の機械的性質が表２にまとめられている。それから分かるようにこのシートはその機械的性質が非常に等方性である。
得られたシートの０及び２％の一軸予備歪後の焼付硬化性は表３に与えられている。
材料を亜鉛浴温度に冷却する前に４０−８０秒の間６００−６５０℃の間の温度でソーキング領域と溶融亜鉛めっきを有する溶融亜鉛めっきラインを通過させた後の、機械的性質はＲｅが８００−８３０ＭＰａ、Ｒｍが９７０−９８０ＭＰａそしてＡ８０が９．５−１０．５％であり、非被覆シートとの差は微細構造のわずかな変化（炭化物析出）のためである。
熱間圧延シートの微細構造は典型的には表４に記載された複数の相からなる。表４に特徴付けられる材料に対応する典型的な微細構造は図１と２に与えられている。
図１は５７０−６００℃の巻取り温度で加工された、本発明による熱間圧延シートの全体的微細構造を記載する。いわゆるＬｅ Ｐｅｒａエッチング剤によるエッチング後の光学顕微鏡写真の淡色領域はＸ線回折測定後に立証されるようにマルテンサイトである。
図２は走査電子顕微鏡写真での図１のシートの詳細微細構造の例を記載する。円で囲んだ帯域１はマルテンサイトを示し、一方灰色領域２は上部ベイナイトを示す。
５７０−６００℃（ここでは機械的性質は殆ど一定である）から約６５０℃への巻取り温度の変化は機械的性質の次の変化：Ｒｅ６００ＭＰａ、Ｒｍ９００ＭＰａ及びＡ８０１４−１５％を導く。
１．２冷間圧延シート−組成Ａ
巻取り温度ＣＴを変えることを伴う熱間圧延シートの更なる加工は、表５から１２に示される冷間圧延シート特性を導く（全ての厚さ１ｍｍ、５０％冷間圧延減少）：
冷間圧延シートの微細構造は巻取り温度、ソーキング温度及び冷却速度（及び冷間圧延減少）に依存する。従ってフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの％分布はこれらのパラメーターの関数であるが、一般的に１０００ＭＰａより高い引張強さを達成するためにはベイナイト成分とマルテンサイト成分の合計は光学顕微鏡写真（十分に描写するために５００×拡大）で４０％以上であることは注目される。
典型的な最終冷間圧延及び焼鈍された微細構造の例が図３と４に与えられている。
図３は５５０℃の巻取り温度、５０％の冷間圧延減少、７８０℃の最大ソーキング温度及び引き続いての２℃／秒の冷却速度で加工され、３８％マルテンサイト、９％ベイナイト及び５３％フェライトの微細構造をもたらす、本発明による冷間圧延及び焼鈍されたシートの５００倍に拡大された微細構造（Ｌｅ Ｐｅｒａエッチング剤）を記載する。この構造に関する機械的性質は表７に見出される。
図４は７２０℃の巻取り温度、５０％の冷間圧延減少、８２０℃の最大ソーキング温度及び引き続いての１００℃／秒の冷却速度で加工され、４８％マルテンサイト、４％ベイナイト及び４８％フェライトの微細構造をもたらす、本発明による冷間圧延及び焼鈍されたシートの５００倍に拡大された微細構造（Ｌｅ Ｐｅｒａエッチング剤）を記載する。この構造に関する機械的性質は表６に見出される。図４において、三つの相が認められ：暗灰色領域５はフェライトであり、淡灰色領域６はマルテンサイトであり、そして濃黒色領域７はベイナイトである。
超高張力水準の材料、特に１０００ＭＰａより高い引張強さを持つ範囲のそれらを考慮すると、加工パラメーターの幾つかの組み合わせが１４−１５％までの例外的に良好な変形性さえ示す。
２．組成例Ｂ／Ｃ
表１３は本発明のＵＨＳＳ鋼の組成に関して二つの追加的鋳造物を記載する。その組成はＢ及びＣと指示される。組成ＡとＢから作られたスラブは次の段階を受け、本発明による鋼シートをもたらす：
− 熱間圧延、仕上げ温度Ａｒ３以上、
− 巻取り６３０℃、
− 酸洗、
− ５０％減少により１．６ｍｍへの冷間圧延、
− ８２０℃の最大ソーキング温度までの焼鈍、
− １０℃／秒での亜鉛浴温度への冷却、
− 溶融亜鉛めっき、
− 室温への冷却。
組成Ｃから作られたスラブは同様の加工を得たが、１．０ｍｍへの６０％冷間圧延減少及び室温への冷却後に０〜１％の特別の調質圧延を受けた。
組成Ａ，Ｂ及びＣを持つ三つの溶融亜鉛めっきされた鋼シートの機械的性質は表１４と１５に示されている。これらの例は機械的性質における炭素含量の影響を立証する。低い炭素含量は溶接のために好都合であると知られている低炭素同等物をもたらす。
３．組成例Ｄ／Ｅ
最後に、表１６は本発明による二つの更なる鋳造物のＤとＥと表示された組成を示す。これらの組成を持つスラブは次の段階：
− ２ｍｍの厚さへの仕上げ温度Ａｒ３以上の熱間圧延、
− ５５０℃での巻取り、
− 酸洗、
を受けさせた。
ＥＮ１０００２−１により測定された熱間圧延シート（非被覆）の機械的性質が表１７に示されている。明らかに、組成Ｅ（５２０ｐｐｍのＰ）を持つシートは組成Ｄ（２００ｐｐｍのＰ）を持つシートに比べてかなり増加した引張強さＲｍを持つが、伸びＡ８０％は変化しないままである。Ｐ以外の他の元素は両組成ＤとＥで同じ量で示されているという事実を考慮すると、固定された伸び値を保ちながら強度性質におけるかなりの上昇は組成Ｄに比べて組成Ｅにおけるリンの量の上昇に起因している。
強化効果を与えるＴｉ，ＮｂまたはＭｏのような他の元素は伸びに負の影響力を持つ傾向があることは知られている。従って、本発明の一つの好適組成は希望の機械的性質を保証するために、０．０２００％の最少リン量を必要とする。
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本発明による熱間圧延されたシートの全体微細構造を示す。 図１のシートの詳細な微細構造の例を示す。 本発明による冷間圧延されかつ焼鈍されたシートの微細構造を示す。 本発明による冷間圧延されかつ焼鈍されたシートの微細構造を示す。

Claims (26)

  1. 質量％（以下同じ）で以下の組成、
    Ｃ ：０．１０００〜０．２５００％、
    Ｍｎ：１．２０００〜２．００００％
    Ｓｉ：０．１５００〜０．３０００％
    Ｐ ：０．０１００〜０．０６００％
    Ｓ ：０．００５０％以下
    Ｎ ：０．０１００％以下
    Ａｌ：０．１０００％以下
    Ｂ ：０．００１０〜０．００３５％
    Ｔｉ係数＝Ｔｉ−３．４２Ｎ＋０．００１０：０．０４００％以下（０を含む）
    Ｎｂ：０．０２００〜０．０８００％
    Ｃｒ：０．２５００〜０．７５００％
    Ｍｏ：０．１０００〜０．２５００％
    Ｃａ：０．００５０％以下（０を含む）を持ち、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる超高張力鋼シートであって、前記超高張力鋼シートがベイナイト相とマルテンサイト相の両方を含み、ベイナイト相及びマルテンサイト相の合計が３５容量％以上であり、前記超高張力鋼シートの引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴する超高張力鋼シート。
  2. Ｃの含有量が０．１２００〜０．２５００％であることを特徴とする請求項１に記載のシート。
  3. Ｃの含有量が０．１２００〜０．１７００％であることを特徴とする請求項２に記載のシート。
  4. Ｃの含有量が０．１５００〜０．１７００％であることを特徴とする請求項３に記載のシート。
  5. Ｐの含有量が０．０１００〜０．０５００％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一つに記載のシート。
  6. Ｐの含有量が０．０５００〜０．０６００％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一つに記載のシート。
  7. Ｐの含有量が０．０２００〜０．０４００％であることを特徴とする請求項５に記載のシート。
  8. Ｐの含有量が０．０２５０〜０．０３５０％であることを特徴とする請求項７に記載のシート。
  9. Ｎｂの含有量が０．０２５０〜０．０５５０％であることを特徴とする請求項１から８のいずれか一つに記載のシート。
  10. Ｎｂの含有量が０．０４５０〜０．０５５０％であることを特徴とする請求項１から９のいずれか一つに記載のシート。
  11. 超高張力鋼シートを製造する方法において、それが次の段階：
    − 請求項１から１０のいずれか一つに記載の組成を持つ鋼スラブを調製する段階、
    − Ａｒ３温度より高い仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基材を形成する段階、
    − 熱間圧延された基材を４５０℃〜７５０℃の巻取り温度ＣＴに冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記巻取り温度ＣＴで巻取る段階、
    − 巻取られた基材を酸洗して酸化物を除去する段階、
    を含むことを特徴とする方法。
  12. 前記巻取り温度ＣＴがベイナイト開始温度Ｂｓより高いことを特徴とする請求項１１に記載の方法。
  13. 前記熱間圧延段階前に前記スラブを１０００℃以上に加熱する段階を更に含むことを特徴とする請求項１１または１２に記載の方法。
  14. 次の段階：
    − 酸洗された基材を８０秒以下の時間、４８０℃〜７００℃の温度でソーキングする段階、
    − ソーキングされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
    − 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
  15. 最終冷却された基材を２％以下の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
  16. 酸洗された基材を電気亜鉛めっきする段階を更に含むことを特徴とする請求項１１，１２または１３のいずれか一つに記載の方法。
  17. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
  18. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で４６０℃以下の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を４６０℃以下の前記温度で２５０秒以下の時間保持する段階、
    − 保持された基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
  19. 次の段階：
    − 酸洗された基材を冷間圧延して厚さを減少させる段階、
    − 厚さを減少させた基材を７２０℃〜８６０℃の最大ソーキング温度に加熱して焼鈍する段階、
    − 焼鈍された基材を２℃／秒以上の冷却速度で亜鉛浴の温度に冷却する段階、
    − 冷却された基材を前記亜鉛浴中で溶融亜鉛めっきする段階、
    − 溶融亜鉛めっきされた基材を２℃／秒以上の冷却速度で室温に最終冷却する段階、
    を更に含むことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一つに記載の方法。
  20. 最終冷却された基材を２％以下の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１７または１８に記載の方法。
  21. 最終冷却された基材を２％の圧延率で調質圧延する段階を更に含むことを特徴とする請求項１９に記載の方法。
  22. 最終冷却されたまたは調質圧延された基材を電気亜鉛めっき被覆する段階を更に含むことを特徴とする請求項１７，１８または２０のいずれか一つに記載の方法。
  23. ３５０ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１６００ＭＰａの引張強さ、及び５％〜１７％の伸びＡ８０を持つことを特徴とする請求項１７から２２のいずれか一つに記載の方法により製造された超高張力鋼シート。
  24. 前記超高張力シートが０．３ｍｍ〜２．０ｍｍの厚さの鋼シートであることを特徴とする請求項２３に記載の超高張力鋼シート。
  25. ５５０ＭＰａ〜９５０ＭＰａの降伏強さ、８００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの引張強さ、及び５％〜１７％の伸びＡ８０を持つことを特徴とする請求項１１から１６のいずれか一つに記載の方法により製造された超高張力鋼シート。
  26. 縦方向と横方向の両方で６０ＭＰａ以上の焼付硬化性ＢＨ２を持つことを特徴とする請求項２３から２５のいずれか一つに記載の超高張力鋼シート。
JP2003523701A 2001-08-29 2002-08-28 超高張力鋼シート、超高張力鋼シートの製造方法、及び前記方法により得られた超高張力鋼シート Expired - Lifetime JP4738735B2 (ja)

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