JP6181065B2 - 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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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。
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。
本発明は、マルテンサイト鋼組成物およびこれらの製造方法に関する。より詳細には、マルテンサイト鋼は、１７００から２２００ＭＰａの範囲に及ぶ引張強度を有する。最も詳細には、本発明は、１７００から２２００ＭＰａの最大引張強度を有する薄ゲージ（≦１ｍｍの厚さ）の超高強度鋼およびこれらの製造方法に関する。
マルテンサイトマイクロ構造を有する低炭素鋼は、鋼板において得ることができる最も高い強度を有する先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）のクラスを構成する。鋼の炭素含有量を変動させることによって、ＡｒｃｅｌｏｒＭｉｔｔａｌは、２０年間にわたって、９００から１５００ＭＰａの範囲の引張強度を有するマルテンサイト鋼を製造している。マルテンサイト鋼は、側突および転回車両の保護のために高い強度を必要とする用途にますます使用されるようになっており、容易に圧延形成できるバンパーのような用途に長い間使用されていた。
現在のところ、良好な圧延形成性、溶接性、打抜加工性および耐遅れ破壊性を有する良好な１７００から２２００ＭＰａの最大引張強度を有する薄ゲージ（≦１ｍｍの厚さ）の超高強度鋼が、バンパービームのようなハングオン自動車部品の製造において需要がある。軽いゲージの高強度鋼は、代替材料、例えば軽量７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金からの競合問題を回避する必要がある。炭素含有量は、マルテンサイト鋼の最大引張強度を決定する際に最も重要な因子となっている。鋼は、超臨界焼鈍温度から冷却される場合に、マルテンサイトに完全に変態するのに十分な焼入性を有していなければならない。
本発明は、少なくとも１７００ＭＰａの最大引張強度有するマルテンサイト鋼合金を含む。好ましくは、合金は、少なくとも１８００ＭＰａ、少なくとも１９００ＭＰａ、少なくとも２０００ＭＰａまたはさらには少なくとも２１００ＭＰａの最大引張強度を有していてもよい。マルテンサイト鋼合金は、１７００から２２００ＭＰａの最大引張強度を有していてもよい。マルテンサイト鋼合金は、少なくとも３．５％、より好ましくは少なくとも５％の全伸びを有していてもよい。
マルテンサイト鋼合金は、冷間圧延板、バンドまたはコイルの形態であってもよく、１ｍｍ以下の厚さを有していてもよい。マルテンサイト鋼合金は、式Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５を用いて、０．４４未満の炭素当量を有していてもよく、式中、Ｃｅｑは炭素当量であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｉおよびＣｕは、合金中の重量％単位の元素である。
マルテンサイト鋼合金は、０．２２から０．３６重量％の炭素を含有してもよい。より詳細には、合金は、０．２２から０．２８重量％の炭素を含有してもよく、または別の方法として合金は、０．２８から０．３６重量％の炭素を含有してもよい。マルテンサイト鋼合金はさらに、０．５から２．０重量％のマンガンを含有してもよい。合金は、約０．２重量％のケイ素を含有してもよい。合金は、場合により、１つ以上のＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎ、Ｓ、Ｐを含有してもよい。
本発明は、１７００から２２００ＭＰａの範囲の引張強度を有するマルテンサイト鋼のファミリーである。鋼は、薄ゲージ（１ｍｍ以下の厚さ）の鋼板であってもよい。本発明はまた、非常に高い引張強度のマルテンサイト鋼を製造するための方法を含む。本発明の例および実施形態は、以下に示す。
［実施例１］
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。
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。
５つの４５Ｋｇスラブを実験室で鋳造した。１２３０℃で３時間の再加熱およびオーステナイト化の後、スラブを実験室ミルにおいて６３ｍｍから２０ｍｍの厚さに熱間圧延した。仕上げ温度は約９００℃であった。平板を熱間圧延の後に空冷した。
２０ｍｍの厚さのプレ圧延平板を１２３０℃に２時間剪断および再加熱した後、平板を、２０ｍｍから３．５ｍｍの厚さに熱間圧延した。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された冷却の後、それぞれの組成のホットバンドを５８０℃の炉中に１時間保持し、続いて２４時間炉冷却して、産業用巻取りプロセスを模倣した。
３つのＪＩＳ−Ｔ標準試料を、室温引張テストのためにそれぞれのホットバンドから調製した。ホットバンドのマイクロ構造の特徴付けは、長手方向の断面において四分の一の厚さ位置で走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって行った。
熱間圧延バンドの両面を摩耗し、脱炭層を除去した。次いでこれらを、７５％の実験室冷間圧延に供し、さらなる焼鈍シミュレーションのために最終厚さ０．６ｍｍを有する硬質鋼を得た。
焼鈍シミュレーションを、２つのソルトポットおよび１つの油浴を用いて行った。均熱および急冷温度の効果を、すべての鋼について分析した。熱処理の概略図を図１（ａ）および１（ｂ）に示す。図１（ａ）は、８３０℃から８７０℃の異なる均熱温度での焼鈍プロセスを示す。図１（ｂ）は、７８０℃から８４０℃の異なる急冷温度での焼鈍プロセスを示す。
均熱温度の効果を試験するために、焼鈍プロセスは、冷間圧延ストリップ（０．６ｍｍの厚さ）を８７０℃、８５０℃および８３０℃にそれぞれ再加熱し、続いて６０秒間等温保持することを含んでいた。サンプルを、８１０℃の温度で維持された第２のソルトポットに直ちに移し、２５秒間等温保持した。これには、水急冷が続いた。サンプルは、次いで油浴中で２００℃まで６０秒間再加熱し、続いて室温まで空冷して、過時効処理をシミュレーションした。均熱、急冷および過時効温度における保持時間は、このゲージに関してほぼ産業条件に近づくように選択した。
急冷温度の効果を試験するために、分析は、８７０℃まで６０秒間冷間圧延ストリップを再加熱し、続いて８４０℃、８１０℃および７８０℃に直ちに冷却した。急冷温度を２５秒間等温で保持した後、試料を水中に急冷した。次いで鋼を２００℃まで６０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。３つのＡＳＴＭ−Ｔ標準試料を、室温にて引張テストのためにそれぞれの焼鈍ブランクから調製した。
８７０℃の均熱温度にて加工処理し、８１０℃から急冷したサンプルを、曲げテストのために選択した。圧延方向に曲げ軸を有する９０°のフリーＶ曲げを、曲げ性特徴のために使用した。９０°ダイブロックおよびパンチを備えた専用のＩｎｓｔｒｏｎ機械テストシステムを、このテストのために利用した。異なるダイ半径を有する一連の交換可能なパンチが、サンプルをマイクロクラックなしで曲げることができる最小ダイ半径を決定するように促した。テストは、サンプルが９０°に曲がるまで１５ｍｍ／秒の一定ストロークで行った。８０ＫＮの力および５秒の滞留時間を最大曲げ角度にて配備し、この後負荷を開放し、試料を跳ね返えらせた。本テストにおいて、ダイ半径の範囲を、０．２５ｍｍ増分で１．７５から２．７５ｍｍまで変動させた。曲げテストの後でサンプル表面を、１０倍の倍率で観察した。０．５ｍｍより小さいサンプル曲げ表面におけるクラック長さが、「マイクロクラック」と考えられ、０．５ｍｍより大きいものはクラックとして認識され、テストは欠陥として標識された。視覚可能なクラックがないサンプルは、「テスト合格」と同定される。
熱間圧延バンドのマイクロ構造および引張特性
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。
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。
炭素含有量の増大は、体積フラクションおよびパーライトのコロニーサイズの増大をもたらした。実験鋼の室温での対応する引張特性を図３にプロットし、ここでＭＰａ単位の強度（グラフの上半分）およびパーセンテージ単位の展延性（グラフの下半分）を炭素含有量に対してプロットした。図３および本明細書において、ＵＴＳは、最大引張強度を意味し、ＹＳは降伏強度を意味し、ＴＥは全伸びを意味し、ＵＥは均一伸びを意味する。示されるように、炭素含有量の０．２２から０．２８％の増大は、最大引張強度を６０９から６３２ＭＰａにわずかに増大させ、降伏強度を４４０から４２６ＭＰａにわずかに低下させたが、展延性についてはほとんど変化しなかった（平均ＴＥおよびＵＥは、それぞれ約１６％および１１％である。）。
図４ａから４ｂは、５８０℃の熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後の、０．２２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．０２％Ｎｂおよび２つの異なるＭｎ含有量（４ａは１．４８％を有し、４ｂは２．０％を有する。）を有する実験鋼のＳＥＭ顕微鏡写真である。Ｍｎ含有量の増大は、体積フラクションおよびパーライトコロニーのサイズの増大をもたらした。より高いＭｎ鋼の大きなグレインサイズは、仕上げ圧延および後続の冷却中の粗粒化に起因し得る。熱間圧延仕上げ温度は約９００℃であったが、これは実験鋼の両方についてオーステナイト領域にあるが、より高いＭｎ鋼についてはＡｒ３温度よりも相当高い。故に、仕上げ圧延の間およびこの後、より高いＭｎ鋼のオーステナイトは、粗化の機会が増大し、相変態後により粗いフェライト−パーライトマイクロ構造をもたらした。
０．２２％Ｃ−２．０％のＭｎを有する実験鋼の室温における対応する引張特性を図５にプロットし、ここでＭＰａ単位の強度（グラフの上半分）およびパーセンテージ単位の展延性（グラフの下半分）をマンガン含有量に対してプロットする。示されるように、１．４８から２．０％のＭｎ含有量の増大は、６５５から６８０ＭＰａの最大引張強度の小さな増大、５４０から４１６ＭＰａへの降伏強度の顕著な低下およびＴＥについては２２から１８％およびＵＥについては１２から１１％のわずかな展延性の低下をもたらした。対応する降伏比（ＹＲ）は０．８から０．６に降下し、降伏点伸び（ＹＰＥ）は、３．１から０．３％に、Ｍｎ含有量が増大するにつれて低下した。Ｍｎによる固溶体の強化にも拘わらず、ＹＳ、ＹＲおよびＹＰＥにおける非常に大きい低下は、より高いＭｎ鋼のマルテンサイトの形成に起因し得る。少量のマルテンサイト（５％未満でさえある。）は、フェライトを囲む自由転移を創出し、ＤＰ鋼に関して周知であるように、初期の可塑変形を促進できる。加えて、より高いＭｎ鋼のより高い焼入性はまた、オーステナイトのグレインサイズを粗粒化し得る。
図６ａから６ｂは、５８０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後、０．２２％Ｃ−２．０％Ｍｎ−０．２％Ｓｉおよび異なるＮｂ含有量（６ａが０％を有し、６ｂが０．０１８％を有する。）を有する実験鋼のＳＥＭ顕微鏡写真である。Ｎｂ含有量の増大は、体積フラクションおよびパーライトのコロニーサイズの増大をもたらしたが、これは、Ｎｂを有する鋼の焼入性およびより低いパーライト形成温度によって説明できる。
０．２２％Ｃ−２．０％のＭｎを有する比較鋼の対応する引張特性を図７に示し、ここでＭＰａ単位の強度（グラフの上半分）およびパーセンテージ単位の展延性（グラフの下半分）をニオビウム含有量に対してプロットする。示されるように、０．０１８％Ｎｂの添加は、６０９から６８０ＭＰａへの最大引張強度（ＵＴＳ）の増大、４４０から４１６ＭＰａへの降伏強度（ＹＳ）の小さな低下および１１．８から１０．８％へのＵＥの低減に伴う１６．８から１８．０％への平均ＴＥのわずかな増大を導いた。対応する降伏比（ＹＲ）は０．７２から０．６１へ降下し、降伏点伸び（ＹＰＥ）はＮｂ含有量の増大に伴って２．３から０．３％に低下した。
冷間圧延および焼鈍シミュレーションの後の調査鋼の引張特性
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）。
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）。
図９ａから９ｆは、調査鋼の引張特性における、急冷温度（７８０、８１０および８４０℃）および鋼組成（図９ａおよび９ｂは変動Ｃを示し、９ｃおよび９ｄは変動Ｍｎを示し、９ｅおよび９ｆは変動Ｎｂを示す。）の効果を示す。１００％マルテンサイトが得られる場合に、強度および展延性における急冷温度の顕著な効果はない。均一／全伸びは、すべての実験鋼において２．７５から５．５％の範囲である。データは、広いプロセスウィンドウが焼鈍中に実行可能であることを示唆している。
図８ａ、８ｂ、９ａおよび９ｂは、Ｃ含有量の増大が、引張強度の顕著な増大をもたらすが、展延性にはほとんど効果がないことを示す。例として、８３０℃（均熱温度）−８１０℃（急冷温度）の焼鈍サイクルを考えると、ＹＳおよびＵＴＳの増大は、Ｃ含有量が０．２２から０．２８重量％に増大する場合に、それぞれ１６３および２３３ＭＰａである。１．５から２．０重量％のＭｎ含有量の増大は、強度および展延性に効果をほとんど示さない（図８ｃ、８ｄ、９ｃおよび９ｄを参照のこと）。Ｎｂの添加（約０．０２重量％）は、９４ＭＰａまでのＹＳの増大をもたらし、ＵＴＳにはほとんど効果がないが、２．４％の全伸びの低下をもたらす（図８ｅ、８ｆ、９ｅおよび９ｆを参照のこと）。
調査鋼の曲げ性
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。
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。
［実施例２］
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。
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。
熱調製
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。
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。
４つの４５Ｋｇのスラブ（それぞれの合金のうち１つ）を実験室で鋳造した。１２３０℃において３時間再加熱し、オーステナイト化した後、スラブを実験室ミルにおいて６３ｍｍから２０ｍｍの厚さに熱間圧延した。仕上げ温度は、約９００℃であった。平板は、熱間圧延の後空冷した。
熱間圧延およびマイクロ構造／引張特性の調査
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。
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。
ホットバンド組成の再チェックは、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）によって行われた。インゴット誘導データと比較して、炭素損失は、一般にホットバンドにおいて観察される。３つのＪＩＳ−Ｔ標準試料を、室温引張テストのためにそれぞれのホットバンドから調製した。ホットバンドのマイクロ構造の特徴付けは、長手方向の断面において四分の一の厚さで走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって行った。
冷間圧延
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。
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。
焼鈍シミュレーション
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。
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。
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℃に冷間バンドを１００秒間再加熱すること、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、鋼の機械的特性における急冷温度の効果を調査する。水急冷は、急冷温度で４０秒間等温保持された後に使用した。次いで鋼を２００℃まで１００秒間再加熱し、続いて空冷を行い、過時効処理をシミュレーションした。
焼鈍鋼の引張特性および曲げ性
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。
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。
ホットバンドの化学的分析
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。
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。
ホットバンドのマイクロ構造および引張特性
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１２ａから１２ｄに示されるように、６６０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後の鋼のマイクロ構造は、それぞれの実験室での加工処理された実験鋼についてフェライトおよびパーライトからなる。図１２ａから１２ｄは、それぞれベース合金、ベース合金＋Ｔｉ、ベース合金＋Ｔｉ、Ｂならびにベース合金＋Ｔｉ、ＢおよびＮｂの１０００倍でのＳＥＭ顕微鏡写真である。Ｂの添加は、わずかに大きなサイズのパーライトの島をもたすようである（図１２ｃ）。フェライト−パーライトマイクロ構造は、Ｎｂ添加鋼において圧延方向に沿って伸ばされるが（図１２ｄ）、これは、熱間圧延中のＮｂ添加によるオーステナイト再結晶化の遅延に起因し得る。故に、仕上げ圧延をオーステナイトの非再結晶領域に行い、伸ばされたフェライト−パーライトマイクロ構造を、変形オーステナイトから直接変態させた。
室温での実験鋼の対応する引張特性を、図１３ａから１３ｂに示す。図１３ａは、４つの合金の強度をグラフに示すが、図１３ｂに、これらの展延性をプロットする。Ｎｂ（０．０３％）の添加が、最大引張強度の５３５から５８８ＭＰａへの顕著な増大および降伏強度の３８３から４５２ＭＰａへの顕著な増大および全伸びの３１．３から２９．０％のわずかな低下および均一伸びの１７．８から１６．４％のわずかな低下を導いたことがわかる。
引張特性における巻取り温度の効果
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。
焼鈍シミュレーションの後の鋼の引張特性
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１５ａから１５ｄは、焼鈍シミュレーション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（ベース鋼へのＴｉ、ＢおよびＮｂの添加）の効果を示す。図１５ａおよび１５ｂは、異なる急冷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。さらに図１５ｃおよび１５ｄは、異なる急冷温度、ならびにそれぞれ５８０℃および６６０℃の巻取り温度における４つの合金の展延性をプロットする。８４０℃から７８０℃の急冷温度の低下は、５８０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後のベースおよびＴｉ鋼における降伏強度および約５０から６０ＭＰａの最大引張強度の両方の増大をもたらした（図１５ａ）。急冷温度は、６６０℃でのシミュレーション巻取りの後のベースおよびＴｉ鋼の強度に対する明らかな効果はなかった。また、両方の巻取り温度においてＴｉ−ＢおよびＴｉ−Ｂ−Ｎｂ鋼の強度に対する顕著な効果はなく、実験鋼のすべてについて展延性には顕著な効果はなかった。
巻取り温度（５８０℃および６６０℃）の効果
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。
組成（Ｔｉ、ＢおよびＮｂ）の効果
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％）。
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％）。
焼鈍シミュレーションの後の鋼の曲げ性
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。
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。
実施例１との比較−マンガンの効果
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。
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。
１．０および２．０％Ｍｎを有する熱間圧延バンドの引張特性
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８は、冷間圧延（１．０％Ｍｎを有する鋼について５０％冷間圧延低下および２．０％Ｍｎを有する鋼について７５％冷間圧延低下）および種々の焼鈍サイクルの後、それぞれ１．０％および２．０％Ｍｎを有する鋼の引張特性を示す。８７０℃（均熱）、８４０℃（急冷）および２００℃（過時効）の同じ焼鈍処理において、Ｍｎ含有量は、強度に顕著な効果を示さないことがわかる。８１０℃の同じ急冷温度において、８７０から８３０℃への均熱温度の低下は、１．０％のＭｎを有する鋼の強度に影響しなかったが、２．０％Ｍｎを有する鋼の強度は約９０ＭＰａ大きく増大した。これは、１．０％Ｍｎを有する鋼が、均熱温度（８７０から８３０℃）にも拘わらず強度が想到安定であることを示しており、２．０％Ｍｎを有する鋼は、おそらくより高い焼鈍温度での粗粒化のために、均熱温度により感受性である。１．０％Ｍｎを有する鋼は、より広いプロセスウィンドウにより製造中に、比較的加工処理し易い。
１．０および２．０％Ｍｎの焼鈍鋼の曲げ性
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。
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。
［実施例３］
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
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
故に、０．２８重量％のＣ含有量および１または２重量％のＭｎ含有量においては、溶接一体性が許容可能ではないと決定される。本発明の実施例は、Ｃｅｑを低減するように設計され、さらに強度および展延性の必要性を満たす。高い炭素含有量は、強度を増大させるために有益であるが、溶接性を劣化させる。炭素当量の式によれば、Ｍｎは、溶接性を劣化させる別の元素である。故に、十分な超高強度を達成するためおよびＵＴＳのＭｎ含有量の効果を試験するために特定量の炭素含有量（少なくとも０．２８％）を維持することが動機付けられる。本発明者らは、溶接性を改善するためにＭｎ含有量を低減するが、超高強度レベルを維持する。
熱調製
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。
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。
５つの４５Ｋｇスラブ（各合金の１つ）を実験室で鋳造した。１２３０℃で３時間の再加熱およびオーステナイト化の後、スラブを実験室ミルにおいて６３ｍｍから２０ｍｍの厚さに熱間圧延した。仕上げ温度は約９００℃であった。平板を熱間圧延の後に空冷した。
熱間圧延およびマイクロ構造／引張特性の調査
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。
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。
３つのＪＩＳ−Ｔ標準試料は、室温引張テストのためにそれぞれ熱間圧延鋼（「ホットバンド」として知られる。）から調製した。ホットバンドのマイクロ構造特徴付けは、長手方向の断面において四分の一の厚さで走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって行った。
冷間圧延および焼鈍シミュレーション
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。
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。
均熱の効果、急冷温度の効果ならびに鋼の機械的特性における焼鈍の間に熱および急冷温度の異なる組み合わせの比較を、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１６ａから１６ｃに示す。図１６ａは、８３０℃から８７０℃の種々の均熱温度を有する焼鈍サイクルを示す。図１６ｂは、７８０℃から８４０℃の種々の急冷温度で焼鈍サイクルを示す。図１６ｃは、均熱および急冷温度の種々の組み合わせを有する焼鈍サイクルを示す。
均熱温度の効果
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、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。
急冷温度の効果
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。
焼鈍サイクルの異なる組み合わせの効果
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。
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。
焼鈍鋼の引張特性および曲げ性
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。
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。
ホットバンドのマイクロ構造および引張特性
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。
（５８０℃の熱間圧延およびシミュレーション巻取り後の）室温での実験鋼の対応する引張特性を図１８ａおよび１８ｂに示す。図１８ａは、ホウ素を含むおよび含まない、炭素含有量に対する合金の強度をプロットする。図１８ｂは、ホウ素を含むおよび含まない炭素含有量に対する合金の展延性をプロットする。０．２８％から０．３６％の炭素含有量の増大は、５２９から６１５ＭＰａの最大引張強度での増大および３７４から４１７ＭＰａへの降伏強度の増大を導いた。全体の均一伸びは、それぞれ２９％および１５％にて同様に留まった。０．２８および０．３２％Ｃ鋼への０．００２％ホウ素の添加により、結果としてＵＴＳが約４０ＭＰａ増大した。
図１９ａから１９ｅは、６６０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取り後の熱間圧延鋼（０．２８から０．３６％Ｃ）の１，０００倍でのＳＥＭ顕微鏡写真である。図１９ａは、０．２８Ｃを有する鋼のＳＥＭである。図１９ｂは、０．２８Ｃ−０．００２Ｂを有する鋼のＳＥＭである。図１９ｃは、０．３２Ｃを有する鋼のＳＥＭである。図１９ｄは、０．３２Ｃ−０．００２Ｂを有する鋼のＳＥＭである。図１９ｅは、０．３６Ｃを有する鋼のＳＥＭである。ホウ素の添加により、わずかな粗粒化を導いたが、これは冷却中のＢ遅延相変態に起因し得る。故に、仕上げ圧延は、Ｂ添加鋼について相対的なオーステナイト粗粒径を有するオーステナイト領域に行われ、粗オーステナイトは、粗フェライト−パーライトマイクロ構造に直接変態された。
（６６０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後の）室温での対応する引張特性は、図２０ａおよび２０ｂに示す。図２０ａは、ホウ素を含むおよび含まない、炭素含有量に対する合金の強度をプロットする。図２０ｂは、ホウ素を含むおよび含まない、炭素含有量に対する合金の展延性をプロットする。０．２８％から０．３６％の炭素含有量の増大は、引張特性に顕著な影響を及ぼさなかった。０．２８および０．３２％Ｃ鋼の０．００２％ホウ素の添加により、強度にわずかな低下をもたらしたが、これは粗粒化によるものであり得る。観察された強度レベルに基づいて、鋼は、困難なく、軽ゲージに容易に冷間圧延されるはずである。
引張特性における巻取り温度の効果
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。
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。
焼鈍シミュレーションの後の鋼の引張特性
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。
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。
急冷温度（７８０℃、８１０℃および８４０℃）の効果
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。
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。
図２３ａから２３ｄは、（２３ａ−２３ｂ）引張強度および（２３ｃ−２３ｄ）展延性に対する組成および焼鈍サイクルの効果を例示する。図２２ａおよび２２ｂは、３つの異なる均熱／急冷温度対（７９０℃／７７０℃、８１０℃／７９０℃および８３０℃／８１０℃）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、３つの異なる均熱／急冷温度対ならびにそれぞれ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。７９０℃の均熱温度および７７０℃の急冷温度にて加工処理された鋼は、７９０℃の均熱温度にて不完全なオーステナイト化に起因し得る最低の強度を示した。図２４ａから２４ｄは、６６０℃でコイルされ、冷間圧延され、７９０℃／７７０℃の均熱／急冷温度対を用いて焼鈍された５つの合金の４つの顕微鏡写真である。わかるように、フェライトは、鋼組成の４つすべてについて焼鈍サイクルの後に形成された。同様に、図２４ｅから２４ｈは、８１０℃／７９０℃の均熱／急冷温度を用いて焼鈍された５つの合金の４つの顕微鏡写真である。フェライトの形成は、０．２８％Ｃおよび０．３２％Ｃを有する鋼について観察されることができる。Ｃ含有量の増大は、焼入性の増大をもたらし、結果としてフェライトは同じ焼鈍サイクルにおいてあまり形成されない。最後に、図２４ｉから２４ｌは、８３０℃／８１０℃の均熱／急冷温度を用いて焼鈍された５つの合金の４つの顕微鏡写真である。鋼の大部分は、これらの温度において焼鈍の後に最も高い強度を示し、これは得られたほぼ完全なマルテンサイトマイクロ構造に起因し得る。
焼鈍シミュレーションの後の鋼の曲げ性
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。
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。
実施例１および２の比較−０．２８％Ｃを有する鋼のマンガンの効果
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。
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１３は、０．５％から２．０％Ｍｎおよび５８０℃での熱間圧延およびシミュレーション巻取りの後のＴｉおよびＢの添加を有する鋼の引張特性を示す。Ｔｉ添加を伴う鋼に関して、０．５％から１．０％へのＭｎ含有量の増大は、降伏強度および引張強度の両方の増大、ならびに降伏比の増大を導いたが、展延性への顕著な効果はなかった。０．５％から１．０％Ｍｎを有するＴｉ添加された鋼へのＢの添加により、結果として強度の増大をもたらした。鋼「２８Ｃ−１．０Ｍｎ」と比較して、Ｔｉの添加は、強度および降伏比の両方を増大させるのに有益であったが、これはＴｉの析出硬化の効果に起因し得る。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。これは、低Ｍｎ鋼について冷間圧延のより高い程度を促進し得る。
図２５ａから２５ｄは、５８０℃での巻取り、冷間圧延（０．５および１．０％Ｍｎを有する鋼について５０％の冷間圧延低下および２．０％Ｍｎを有する鋼についての７５％の冷間圧延低下）ならびに種々の焼鈍サイクルの後の０．５％から２．０％Ｍｎを有する鋼の引張特性を示す。図２５ａから２５ｄのＸ軸は、均熱および急冷温度を示し、即ち８７０／８４０は、８７０℃での均熱および８４０℃での急冷を意味する。８５０℃−８１０℃（均熱−急冷温度）および２００℃（過時効）の同じ焼鈍処理にて、Ｍｎ含有量の０．５％から１．０％への増大は、Ｔｉを有する鋼については強度に顕著な効果はなかったが、ＴｉおよびＢの両方の添加を伴う鋼については強度に増大があり、展延性の増大があったことがわかる。Ｍｎ含有量の２．０％へのさらなる増大は、１００ＭＰａを超えるＵＴＳの顕著な増大、５０ＭＰａを超えるＹＳおよび展延性の低下を導いた。この効果は、８７０℃の高い均熱温度について適用可能でなかったが、この温度で２．０％Ｍｎを有する鋼は、強度の増大を示さなかった。これは、２．０％のＭｎを有する鋼は均熱温度に対してより感受性であることを示し、これはより高い焼鈍温度での粗粒化に起因し得る。８７０℃の均熱温度において、Ｍｎの０．５％から１．０％への増大は、結果として、８１０℃および７８０℃の急冷温度における強度および展延性の両方における増大をもたらした。０．５から１．０％Ｍｎを有する鋼は、より広いプロセスウィンドウのために、製造中に比較的容易に加工処理できる。
０．５から２．０％Ｍｎ（０．２８％Ｃ）を有する焼鈍鋼の曲げ性
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。
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。
本明細書に記載された開示は、本発明をすべて完全に開示するために記載された詳細な実施形態の形態で示されており、こうした詳細は、添付の特許請求の範囲に示され、規定される本発明の真の範囲を制限するものとして解釈されるべきではないことを理解する。
Claims (20)
- 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、且つ、１９８１ＭＰａ以下の最大引張強度を有し、当該合金が、以下の式を用いて０．４４未満の炭素当量
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、
を有し、そして
当該合金が、０．２２から０．２８重量％の炭素を含有し、
当該合金が、０．５から０．９９６重量％のＭｎ、０．１９７から０．２０４重量％のケイ素、０．０３４から０．０３９重量％のＡｌ、０．００４から０．００５重量％のＮ、０．００３重量％のＳ、及び０．００５から０．００７重量％のＰを含有し、残部が、鉄および避けられない不純物である、
マルテンサイト鋼合金。 - 前記合金が、少なくとも１８００ＭＰａ、且つ、１９８１ＭＰａ以下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、且つ、１９８１ＭＰａ以下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４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６に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、０．２重量％のケイ素を含有する、請求項１に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、さらに１つ以上の、０．０２９重量％以下のＮｂ、０．０２４重量％以下のＴｉ、０．０１８重量％以下のＢ、を含有する、請求項１に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 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、且つ、２００５ＭＰａ以下の最大引張強度を有し、当該合金が、以下の式を用いて０．４４未満の炭素当量
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、
を有し、そして
当該合金が、０．２２から０．３６重量％の炭素を含有し、
当該合金が、０．１９５から０．２０４重量％のケイ素を含有し、
当該合金が、０．５から０．９９６重量％のＭｎ、０．０２から０．０３９重量％のＡｌ、０．００４から０．００５３重量％のＮ、０．００３から０．００５重量％のＳ、及び０．００４から０．００７重量％のＰを含有し、残部が、鉄および避けられない不純物である、マルテンサイト鋼合金。 - 前記合金が、少なくとも１８００ＭＰａ、且つ、２００５ＭＰａ以下の最大引張強度を有する、請求項１０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、且つ、２００５ＭＰａ以下の最大引張強度を有する、請求項１１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、且つ、２００５ＭＰａ以下の最大引張強度を有する、請求項１２に記載のマルテンサイト鋼合金。
- 前記合金が、少なくとも３．５％の全伸びを有する、請求項１０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１４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１０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１６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１０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１０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、０．０２９重量％以下のＮｂ、０．０２４重量％以下のＴｉ、０．０１８重量％以下のＢ、を含有する、請求項１０に記載のマルテンサイト鋼合金。
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