JP6404917B2 - 冷間圧延鋼板、製造方法および車両 - Google Patents

Description

本発明は、高い機械的特性、良好な成形性およびコーティングを受け取る良好な能力を同時に提示する冷間圧延鋼板を取り扱う。

鋼板は、具体的には、１０００−５０×Ａｌ ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ、１５％以上の均一伸びＵＥＩ、２０％以上の穴拡げ性ＨＥ、ならびに濡れおよびコーティング接着を可能にする反応性表面を要求する。

また、ケイ素またはアルミニウムを多量に含む鋼板のいくつかの実施形態は、低密度を有し、二相、多相、ベイナイトまたはＴＲＩＰ（変態誘起塑性）概念等のいわゆる高度な高強度鋼と比較して１０％を超えて軽い。

特に自動車産業では、安全性を向上させながら車両を軽量化する継続的な必要性がある。このように、様々な強度および成形性のレベルを提供する上述したもののような鋼のいくつかのファミリーが提案されている。

まず、硬化が、析出によって、および粒径の微細化によって同時に得られる微小合金元素を有する鋼が提案されている。そのような鋼の開発の後に、上述した高度な高強度鋼が続いた。

より高い引張強度レベルを得る目的で、特性の非常に有利な組み合わせ（引張強度／成形性）を有するＴＲＩＰ挙動を示す鋼が開発された。これらの特性は、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含むフェライトマトリックスからなるこのような鋼の構造に関連している。残留オーステナイトは、ケイ素またはアルミニウムを添加することによって安定化され、これらの元素はオーステナイトおよびベイナイト中の炭化物の析出を遅らせる。残留オーステナイトの存在により不変形板に高延性が与えられる。

さらにより高い引張強度、即ち８００から１０００ＭＰａよりも大きいレベルを達成するために、主にベイナイト構造を有する多相鋼が開発された。しかし、その成形性および穴拡げ性は次世代の自動車部品には不十分である。

国際出願ＷＯ２００９／１４２３６２号は、残留オーステナイトの量を増やすことができる最適な組成物中に、残留オーステナイトの安定性および遅れ破壊に対する耐性を高めるための適切な量のＡｌを添加することにより、耐遅れ破壊性、９８０ＭＰａ以上の引張強度、および２８％以上の伸びの改善を有する冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を開示する。この従来技術の１つ以上の態様では、その各々が、０．０５から０．３重量パーセントのＣ、０．３から１．６重量パーセントのＳｉ、４．０から７．０重量パーセントのＭｎ、０．５から２．０重量パーセントのＡｌ、０．０１から０．１重量パーセントのＣｒ、０．０２から０．１重量パーセントのＮｉおよび０．００５から０．０３重量パーセントのＴｉ、５から３０ｐｐｍのＢ、０．０１から０．０３重量パーセントのＳｂ、０．００８重量パーセント以下のＳ、残部がＦｅおよび不純物からなる高強度冷間圧延鋼板および亜鉛メッキ鋼板が提供される。しかし、このような鋼は合金元素の含有量が高いことに起因してコーティングすることが困難である。

国際出願ＷＯ２０１２／１４７８９８号は、優れた穴拡げ性および材料特性の安定性を有する高強度鋼板、ならびにその製造方法を提供することを目的とし、高強度鋼板は、低Ｃ鋼の組成中に少なくとも７８０ＭＰａのＴＳおよび少なくとも２２，０００ＭＰａ％のＴＳ×ＥＬを有する。高強度鋼は良好な成形性を有しており、および材料特性の安定性は質量％で、０．０３％から０．２５％のＣ、０．４％から２．５％のＳｉ、３．５％から１０．０％のＭｎ、０．１％以下のＰ、０．０１％以下のＳ、０．０１％から２．５％のＡｌ、０．００８％以下のＮ、および少なくとも１．０％のＳｉ＋Ａｌを含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物である成分組成を有し、鋼構造は、面積比で、３０％から８０％のフェライト、０％から１７％のマルテンサイト、ならびに体積比で、８％以上の残留オーステナイトを有し、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下である。しかし、このような鋼は合金元素の含有量が高いことに起因してコーティングすることが困難である。

最終的に、出願ＥＰ２３８３３５３号は、最小４％の破断時伸びＡ８０および９００から１５００ＭＰａの引張強度を有する鋼を開示する。それは、鉄および不可避な不純物および炭素（０．５％まで）、マンガン（４から１２％）、ケイ素（１％まで）、アルミニウム（３％まで）、クロム（０．１から４％）、銅（２％まで）、ニッケル（２％まで）、窒素（０．０５％まで）、リン（０．０５％まで）、および硫黄（０．０１％まで）、ならびに場合によりバナジウム、ニオブまたはチタンを含む、最大０．５％の１つ以上の元素を含む。この鋼で製造された平板に圧延された鋼製品は、３０から１００％のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトおよび残量のオーステナイトを含む。しかし、そのような鋼は、得られる鋼板の不十分な成形性につながる低い延性レベルを提示するであろう。

国際公開第２００９／１４２３６２号 国際公開第２０１２／１４７８９８号 欧州特許出願公開第２３８３３５３号明細書

本発明は、以下を同時に提示する冷間圧延鋼板を提供することを目的とする。
− １０００−５０×Ａｌ ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ
− １５％以上の均一伸びＵＥＩ
− ２０％以上の穴拡げ性ＨＥ、ならびに
− 濡れおよびコーティング接着を可能にする反応性表面

本発明は、第一の目的として、重量パーセントで以下を含む冷間圧延鋼板を対象にする。
０．１≦Ｃ≦０．５％
３．５≦Ｍｎ≦１０．０％
Ａｌ≦９．０％
Ｓｉ≦５．０％
０．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦９．０％
Ｔｉ≦０．２％
Ｖ≦０．２％
Ｎｂ≦０．２％
Ｂ≦０．００３５
Ｃｒ≦１％
Ｓ≦０．００４％
Ｐ≦０．０２５％
組成物の残部は、鉄および精錬に起因する不可避な不純物であり、微細構造は１０％から５０％のオーステナイト、２５％から９０％のフェライト、５％未満のカッパ（Ｋａｐｐａ）析出物および２５％未満のマルテンサイトを含み、前記冷間圧延鋼板は上面から連続した以下の層を提供する。
− 厚さが５０から３００ｎｍの範囲である純粋な金属鉄の最上層
− Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、ＣｒおよびＢの中から選ばれる酸化物の１つ以上の析出物を含み、厚さが１から８μｍの範囲である金属鉄で作られた第１の下層

また、本発明は、単独でまたは組み合わせて選ばれるさらなる追加の特徴を対象とすることもできる：
− 第１の下層の下にあり、フェライトで作られ、厚さが１０から５０μｍの範囲の第２の下層をさらに含む本発明に係る冷間圧延鋼板

好ましい実施形態において、本発明は、組成が以下を有する冷間圧延鋼板を対象とする：
− 組成が５．０から９．０％のマンガン含有率を有する冷間圧延鋼板、
− 組成が０．１から０．３％（０．１５から０．２５％の範囲がさらに好ましい）の炭素含有率を有する冷間圧延鋼板、
− 組成が１．５から９％（５から８％の範囲がさらに好ましい）のアルミニウム含有率を有する冷間圧延鋼板、
− 組成が１．５％以下のケイ素含有率（０．３％以下のケイ素含有率がさらに好ましい）を有する冷間圧延鋼板。

別の好ましい実施形態では、本発明の鋼は、以下を対象とする。
− 微細構造が、１５から４０％のオーステナイト（２０から４０％の間の範囲のオーステナイトがさらに好ましく、２５および４０％の範囲のオーステナイトが最も好ましい）を含む冷間圧延鋼板、
− 微細構造が５０から８５％の間のフェライトを含む冷間圧延鋼板、
− 微細構造が１５％未満のマルテンサイトを含み、このようなマルテンサイトが場合により焼戻しされる冷間圧延鋼板、
− 微細構造がカッパ析出物を含まない冷間圧延鋼板

理想的には、本発明の冷間圧延鋼板は、ＭＰａで表される１０００−５０×％Ａｌ以上の引張強度ＴＳ、１５％以上の均一伸びＵＥＩ、および２０％以上の穴拡げ性ＨＥを提示する。

本発明の別の目的は、本発明の冷間圧延鋼板をコーティングすることにより得られる金属被覆鋼板であり、そのようなコーティングは、溶融鍍金、電着、真空コーティングから選択される方法によって行われ、場合により加熱処理される。好ましい実施形態では、このような金属被覆鋼板は合金化溶融亜鉛めっきされる。

本発明の冷間圧延、および場合によりコーティングされた鋼板は、任意の適切な方法により製造することができる。このような方法は、通常の連続焼鈍ラインに適合性があり、方法のパラメータの変動に対して低い感度を有することが好ましい。

本発明の別の目的は、以下の工程を含む冷間圧延鋼板を製造する方法である。

組成が本発明に従う熱間圧延ストリップまたは薄いスラブを供給し、脱スケールする工程

熱間圧延ストリップまたは薄いスラブを、その後、冷間圧延鋼板を得るために３０％から７５％の間の冷間圧延比率で冷間圧延する工程

鋼板は、３０から７００秒の間、１℃／秒に少なくとも等しい加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで、Ｔ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）とＴ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）の間にある焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで加熱を受け、続いてその温度で均熱され、５５０℃からＴ_{ａｎｎｅａｌ}までの加熱および均熱の少なくとも最初の部分が、１００から６００ｎｍの間の厚さを有する酸化鉄最上層を生成するように酸化雰囲気で起こり、酸化鉄層は次いで完全に還元される。

酸化鉄層を完全に還元するために、２％から３５％の間のＨ２を含み、−１０℃未満の露点を有する還元雰囲気中で均熱の第２の部分の間にそのような還元が起こり、鋼板はさらに５℃／秒を超え、７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で室温まで冷却される。

場合により、均熱の第２の部分は、露点が−３０℃未満である雰囲気の中で起こる。

別の実施形態では、鋼板はＶ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却され、Ｔ_ＯＡで１０から３００秒の間の時間維持され、その後鋼板は、５℃／秒から７０℃／秒の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}で室温までさらに冷却される。

別の実施形態では、５℃／秒を超え、７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で室温までの鋼板の冷却後に還元も起こり、次いでそれは化学酸洗いすることによって行われる。

理想的には、コーティングは、溶融鍍金、電着および真空コーティングから選択される方法によって行われ、場合により加熱処理される。

好ましくは、金属コーティングは、合金化溶融亜鉛めっき熱処理によって行われる。

熱間圧延ストリップを得るための異なる方法が存在し、そのうちの一つは、以下の工程を含む方法である：
− スラブを得るために組成が本発明に従う鋼を鋳造する工程、
− １１００℃から１３００℃の間の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}でスラブを再加熱する工程、
− 熱間圧延鋼ストリップを得るために、８００℃から１２５０℃の間の温度で、再加熱されたスラブを熱間圧延する工程、
− ７００℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで少なくとも１０℃／秒の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}で熱間圧延鋼ストリップを冷却する工程、
− Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で、冷却された熱間圧延ストリップを巻き取る工程。

別の実施形態では、熱間圧延ストリップは、それ自体公知のコンパクトストリップ処理と呼ばれ、薄いスラブをもたらす処理によって得られ、このため熱間圧延工程が回避される。

別の実施形態では、熱間圧延ストリップは、４００℃から６００℃の間で１から２４時間の間のバッチ焼鈍、および６５０℃から７５０℃の間で６０から１８０秒の間の連続焼鈍から選択された方法を用いてさらに焼鈍される。

好ましい実施形態では、加熱のための直火炉を用いて、鉄の還元雰囲気は、２０から３５％の間のＨ_２を含み、残部は窒素および不可避な不純物である。

好ましい実施形態では、加熱のための放射管炉を用いて、鉄の還元雰囲気は、２から８％の間のＨ_２を含み、残部は窒素および不可避な不純物である。

場合により、冷間圧延および焼鈍された鋼は２００から４００℃の間の温度Ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で２００から８００秒の間の時間ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で焼戻しされる。

別の実施形態では、冷間圧延および焼鈍された鋼はリン酸塩変換処理を受ける。

別の実施形態では、焼鈍中に還元雰囲気を通過しなかった鋼は、その後、主たる金属表面をもたらす本発明の表面酸化物を除去するために、ギ酸、塩酸、硫酸等のような典型的な酸洗い浴を使用して、連続焼鈍ラインの出口で酸洗される。

本発明はまた、本発明の鋼板で作られた構造部品を備えた車両を対象とする。

本発明の他の特徴および利点は、詳細な説明の以下の段落を介して現れる。

結合された図は例として与えられ、本発明の範囲を限定するものと解釈してはならない。

図は以下のとおりである：
冷間圧延と焼鈍後の実施例Ａ２の微細構造を示す。暗い相がオーステナイトであり、白い相がフェライトである。 冷間圧延と焼鈍後の実施例Ａ２の引張曲線を示す。 本発明から製造された実施例Ａ６のＧＤＯＳプロファイルを示す。 本発明から製造された実施例Ａ３のＧＤＯＳプロファイルを示す。 Ａ６の実施例についての３点曲げ試験の結果を示す。 Ａ３の実施例についての３点曲げ試験の結果を示す。 Ａ４の実施例についての３点曲げ試験の結果を示す。 実施例Ａ２に係る焼鈍サイクルの熱経路を示す。 鋼Ｄ（０．２Ｃ ５Ｍｎ）の引張強度の安定性に対するＡｌの影響を示す。

本発明によれば、鋼の化学組成は、特性の目標を達成するためにバランスが図られる。以下の化学組成元素は重量パーセントで与えられる。

アルミニウム含有率は９．０％未満でなければならない。何故ならばそれは脆い金属間析出を避けるためにこの値よりも厳密に小さく保たなければならないからである。

残留オーステナイト中の炭素の増加によって残留オーステナイトの安定性を増加させるために、アルミニウムの添加は多くの面で興味深い。また、本発明者らは、驚くべきことに、Ａｌはフェライトを安定化させるはずであるにもかかわらず、本発明では、Ａｌ含有率が高いほど、焼鈍の間に形成されたオーステナイトの安定性がより良好になることを示した。

Ａｌの焼鈍添加の間のロバスト性の改善は、連続焼鈍ラインでの焼鈍時の温度に応じてオーステナイトの割合の変動を低下させる。

Ａｌが非再結晶温度を超える焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}での完全な再結晶とオーステナイトの安定化の組み合わせに有利に働くので、Ａｌが連続焼鈍のための大きな実現可能性の窓を開くことができる最も効率的な元素である。

Ａｌはまた、１０％まで鋼密度を低下させることができる。また、このような元素は、跳ね返り、水素脆性、剛性の損失のような高強度鋼の有害な影響を減少させる。図９に示すように、Ａｌが１．５％を超えると、鋼のロバスト性が向上し、デルタ引張強度が焼鈍温度の１０ＭＰａ／℃以下である。しかしながらＡｌは到達できる引張強度の影響を有する。Ａｌは、追加されたアルミニウムの割合で５０ＭＰａほど引張強度を低下させる。

アルミニウムと同様に、ケイ素は鋼の密度を低下させる元素である。ケイ素は固溶体を介して強度を高めるためにも非常に効率的である。しかし、ケイ素の含有率は、５．０％に制限される。何故ならばこの値を超えると、冷間圧延時に脆性の問題に直面するからである。

本発明によれば、炭素含有率は０．１０から０．５０％の間である。炭素はガンマ形成元素である。これは、Ｍｎと共に、オーステナイトの発生を推進する。０．１０％未満では、ＭＰａで表される１０００−５０×Ａｌを超える機械的強度を達成することは困難である。炭素含有率が０．５０％を超える場合には、冷間圧延性が低下し、溶接性が悪くなる。

マンガンは３．５％から１０．０％の間でなければならない。この元素、また、オーステナイト安定剤は、微細構造において十分なオーステナイトを安定させるために使用される。マンガンは、また、固溶体硬化、および微細構造上の微細化効果を有する。３．５％未満のＭｎ含有率に対しては、微細構造中の残留オーステナイトの安定化は、１５％を超える均一伸びおよびＭＰａで表される１０００−５０×％Ａｌを超える引張強度の組み合わせを可能にするのに十分ではない。１０．０％を超えると、溶接性が悪くなる。偏析および含有物は損傷特性を劣化させる。

チタン、バナジウムおよびニオブ等のマイクロ合金元素は、追加の析出硬化を得るために、０．２％未満の量でそれぞれ添加してもよい。特に、チタンおよびニオブは凝固時に粒径を制御するために使用される。しかし、この値を超えると飽和効果が得られるため、１つの制限は必要である。

クロムは、１％まで許容される。その制限を超えると、有害な表面酸化物が現れることがある。

０．００４％の硫黄含有率を超えると、延性は、特に穴拡げ試験中に、延性を低下させるＭｎＳのような過剰な硫化物の存在に起因して低下する。

リンは固溶体中で硬化するが、特に粒界での分離またはマンガンとの同時分離の傾向により、スポット溶接性や熱間延性を低下させる元素である。これらの理由から、その含有率は、良好なスポット溶接性を得るためには、０．０２５％、好ましくは０．０１５％に制限されなければならない。

本発明によって許容される最大のホウ素含有率は０．００３５％である。このような限界を超えると、粒子微細化に関して飽和レベルが予想される。

残部は鉄および不可避な不純物で構成される。

目標の特性に到達するために、本発明の鋼板の微細構造は、表面割合として、１０％から５０％のオーステナイト、２５から９０％のフェライト、５％未満のカッパ析出物および２５％未満のマルテンサイトを含まなければならない。

オーステナイトは延性をもたらす構造であり、その含有率は、本発明の鋼が、１５％を超える均一伸びを有し、十分な延性であるように１０％を超えなければならず、その含有率は５０％未満でならなければならない。何故ならばその値を超えると機械的特性のバランスが悪化するからである。

本発明におけるフェライトは、凝固中に形成された先行するフェライトからであろうとまたは熱間圧延鋼のベイナイトまたはマルテンサイトからであろうと、焼鈍時の回収および再結晶から得られた立方体の中心構造によって規定される。その含有率は、最少で、ＭＰａで表される（１０００−５０×％Ａｌ）の引張強度および少なくとも１５％の均一伸びを有するように２５から９０％の間でなければならない。

本発明におけるカッパは、その化学量論が（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌＣ_ｘである析出物によって規定されており、ここでｘは厳密に１未満である。析出物カッパの表面密度は５％まで上がることができる。５％を超えると、延性が低下し、１５％を超える均一伸びが達成されない。また、フェライト粒界の周囲の制御されない析出カッパが生じ、結果として熱間および／または冷間圧延時に加える力を増大させることがある。好ましくは、カッパ析出物の表面密度は２％未満であるべきである。微細構造が均一であるので、表面割合は体積割合に等しい。

マルテンサイトは、不安定なオーステナイトから均熱後の冷却中に形成される構造体である。その含有率は、穴拡げ性が２０％超過のままであるように２５％に制限されなければならない。好ましい実施形態では、このようなマルテンサイトは、コーティングの種類に応じて、コーティング工程の後または前のいずれかで、焼戻しされる。

本発明の鋼板の別の主な特徴はその反応性表面にあり、これは連続した以下の層を含むものとして説明することができる：
− 厚さが５０から３００ｎｍの範囲である純粋な金属鉄の最上層
− Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、ＣｒおよびＢの中から選ばれた酸化物の１つ以上の析出物を含み、厚さが１から８μｍの範囲である金属鉄で作られた第１の下層。

このような構造は、裸鋼のリン酸塩変換処理中の反応性、亜鉛またはアルミニウムコーティング等の金属コーティングの良好な湿潤性および密着性を保証する。これは、塗料の電着能力を向上させる。

そのような表面が得られる限り、任意の適切な製造方法を使用することができる。

一例では、本発明による鋼を製造する一つの方法は、本発明の化学組成を有する鋼を鋳造することを暗示する。

鋳鋼は、１１００℃から１３００℃との間で再加熱される。スラブ再加熱温度が１１００℃未満であると、Ａｌ＜４重量％については、圧延荷重が過度に増加し、熱間圧延工程が困難になる。また、Ａｌ≧４重量％については、最後の熱間圧延パスは圧延工程中の熱損失によりほとんど８００℃を超えるようには維持されない。１３００℃を超えると、酸化が非常に激しく、それは焼減りおよび表面劣化をもたらす。

再加熱スラブはその後、１２５０℃から８００℃の間の温度で熱間圧延することができ、最後の熱間圧延パスは８００℃以上の温度Ｔ_ｌｐで起こる。Ｔ _ｌｐが８００℃未満であると、熱間加工性が低下する。

鋼は、７００℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで少なくとも１０℃／秒の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}で冷却される。冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ}が１０℃／秒未満であり、Ａｌ≧４重量％およびＭｎ≧４重量％の場合には、フェライトとオーステナイトとの界面に有害なカッパ析出が起こる。

Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}は７００℃以下でなければならず、巻取温度が７００℃を超えると、以下からなる粗い微細構造を形成するおそれがある：
・ Ａｌ含有率が４重量％未満の場合、粗いフェライトおよびベイナイト構造
・ Ａｌ含有率が４重量％以上であり、Ｍｎが４％Ｍｎ量 を超える場合、フェライトとオーステナイトとの間の界面でのカッパ炭化物

次いで、冷間圧延鋼が得られるように、鋼は３０％から７５％の間の冷間圧延率で冷間圧延される。３０％未満では、その後の焼鈍時の再結晶が十分に支持されず、再結晶がないために１５％を超える均一な伸びが達成されない。７５％を超えると、冷間圧延時の縁割れのおそれがある。

その後、鋼は焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで少なくとも１℃／秒に等しい加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで加熱される。加熱速度が１℃／秒未満であると、再結晶のための力が低すぎ、目的の微細構造を達成することを妨げる。

主に１００から６００ｎｍの厚さを有する酸化鉄を生成するように、５５０℃からＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の終わりまでの加熱の間に、鋼は酸化性雰囲気を通過する。
・ 酸化鉄が１００ｎｍより薄い場合、酸化鉄があまりに早く消え、続く還元焼鈍時の合金元素の外部選択的酸化を再度可能にし、コーティング方法の間表面の反応性を妨げる。
・ 酸化鉄が６００ｎｍを超える場合、非接着性酸化鉄のおそれがあり、ピックアップ問題により炉のハースロールを汚染し、圧痕によって表面欠陥をもたらす。６００ｎｍを超える厚みは、また、還元性雰囲気が適用されるとき、均熱もしくは冷却、または均熱および冷却工程中に酸化鉄の部分的還元のみをもたらすことがある。

放射管が加熱炉中で使用される場合、鉄の還元雰囲気は、２から８％の間のＨ_２を含み、残部は窒素および不可避な不純物でなければならない。
・ Ｈ_２の含有率が２％未満では、雰囲気の還元能が完全に酸化鉄を還元するには低すぎる。
・Ｈ_２の含有率が８％を超えると、還元処理は完了するが、もはや経済的に実行可能でない。

次いで、鋼は、３０から７００秒の間、Ｔ_ｍｉｎ℃からＴ_ｍａｘ℃の間の温度で焼鈍される。オーステナイト割合およびその化学組成を制御することができるので、焼鈍温度を制御することはこの方法の重要な特徴である。焼鈍温度は、最終的な微細構造に必要な１０超過の残留オーステナイトを形成し、かつ５％を超えるカッパ炭化物の析出を回避するために十分に高くなければならない。焼鈍温度は５０％を超えるオーステナイトの形成を回避し、Ａｌ≧４重量％のときに１０００−５０×Ａｌ（％）未満の引張強度をもたらす粒子の粗大化を避けるために高すぎてはならない。焼鈍温度は、また、冷間圧延構造の十分な再結晶化を可能にするのに十分に高くなければならない。相変態は化学組成に依存するので、好ましいＴ_{ａｎｎｅａｌ}は、好ましくは、以下のように定義される：

焼鈍温度Ｔ_ｍｉｎはＴ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）のように定義される。この温度未満では、最小オーステナイト割合が形成されず、またはその安定性が高すぎ、制限された引張強度をもたらす。

焼鈍温度Ｔ_ｍａｘはＴ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）のように定義される。Ｔ_ｍａｘを超えると、あまりにも多くのマルテンサイトを形成するおそれもあり、制限された均一伸びと穴拡げ性をもたらす。

６００℃までのＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の間に、鋼は、典型的には−１０℃未満の鉄の酸化のための臨界露点未満の露点を適用する加熱時に形成される酸化鉄を還元するために、２％から３５％の間のＨ_２を含み、残部は窒素および不可避な不純物である雰囲気を通過する。
・ Ｈ_２の含有率が２％未満である場合、雰囲気の還元能力が完全に酸化鉄を還元するには低すぎる。
・ Ｈ_２の含有率が３５％より高い場合、還元処理は完了するが、もはや経済的に実行可能でない。

好ましくは、鉄の還元時の露点は、速い還元速度を可能にするように、−３０℃未満である。

好ましい実施形態では、Ｈ_２の含有率は２０％より高いが、３５％未満である。

− 別の実施形態では、還元工程は回避され、全体の焼鈍処理が完了した後に酸化鉄が酸洗い（ギ酸、塩酸、硫酸）により除去される。これは、鋼が還元雰囲気を通過しない場合、わずかな再酸化が起こることがあり、この層を除去しなければならないからである。本発明では：
・ 均熱の最初の部分は、加熱および均熱時間の９０％までを意味する。
・ 均熱の第２の部分は、残りの均熱時間、および６００℃までの焼鈍温度からの冷却を意味する。

鋼は、その後、典型的な焼鈍ラインの冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で冷却され、好ましくは、この冷却速度は５℃／秒を超え、７０℃／秒未満である。冷却速度が５℃／秒未満である場合には、Ａｌ含有率が４重量％を超えるとき５％を超えるカッパ炭化物を形成するおそれがある。典型的には−１０℃未満の鉄の酸化のための臨界露点未満の露点を適用して形成される還元された酸化鉄の再酸化を回避するために、冷却雰囲気は２％から３５％の間のＨ_２を含む。

− 場合により、鋼は、Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡに冷却され、Ｔ_ＯＡで１０から３００秒の間の時間維持される。例えば、溶融法によるＺｎコーティングを容易にするこのような熱処理は、最終的な機械的特性に影響を与えないことが示された。

鋼は、さらに、典型的な焼鈍ラインの冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}で室温まで冷却され、好ましくは、この冷却速度は、冷間圧延され焼鈍された鋼を得るために、５℃／秒を超え、７０℃／秒未満である。

別の実施形態では、鋼をＴ_ＯＡに保持した後、鋼は、Ｚｎ含有率が、パーセントで表して合金中最高であることを意味するＺｎまたはＺｎ合金で溶融鍍金される。

別の実施形態では、鋼をＴ_ＯＡに保持した後、鋼は、Ａｌ含有率が、パーセントで表して合金中最高であることを意味するＡｌまたはＡｌ合金で溶融鍍金される。

場合により、冷間圧延され焼鈍された鋼は２００から４００℃の間の温度Ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で２００から８００秒の間の時間ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}の間焼戻しされる。この処理は、不安定なオーステナイトから均熱後の冷却中に形成されることがあるマルテンサイトの焼戻しを可能にする。このため、マルテンサイトの硬さは減少し、穴拡げ性が向上する。２００℃未満では、焼戻し処理は十分に効率的ではない。４００℃を超えると、強度損失が高くなり、強度と穴拡げの間のバランスがもはや改善されない。

別の実施形態では、冷間圧延され焼鈍された鋼はリン酸塩変換処理を受ける。

別の実施形態では、冷間圧延され焼鈍された鋼は、電着または真空技術により適用されるＺｎ、Ｚｎ合金、ＡｌまたはＡｌ合金によってコーティングされる。Ｚｎ合金およびＡｌ合金は、それぞれＺｎおよびＡｌがコーティングの主要な構成成分であることを意味する。

半製品は、鋼鋳物から開発された。半製品の化学組成は、重量パーセントで表して、下記表１に示す。表１の鋼組成の残りの部分は鉄および精錬に起因する不可避な不純物からなる。

これらの鋼は、ホウ素を含まない。

製品は、最初に熱間圧延された。次いで、熱間圧延板を冷間圧延し、焼鈍する。製造条件は、次の略語と共に表２に示される。
・Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}は再加熱温度である
・Ｔ_ｌｐは仕上げ圧延温度である
・Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}は最後の圧延パスの後の冷却速度である
・Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}は巻取温度である。
・Ｒａｔｅは冷間圧下率である。
・Ｈ_ｒａｔｅは加熱速度である。
・Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は焼鈍時の均熱温度である。
・ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は焼鈍時の均熱期間である。
・Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}は均熱後の冷却速度である。
・ｔ_ＯＡ は冷間圧延板がＴ_ＯＡに維持される時間である。
・Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}はＴ_ＯＡ未満の冷却速度である。

生成物は、異なる焼鈍雰囲気下で焼鈍した。表３では、焼鈍雰囲気が提示され、完全な連続焼鈍サイクル後にギ酸で酸洗が示される。酸洗処理が適用された場合は「Ｙｅｓ」、「Ｎｏ」では酸洗処理を施さなかった。

露点および水素含有率を調整することにより、５５０℃からＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の終わりまでの焼鈍雰囲気が鉄にとって酸化である場合は、表示「酸化」が「５５０℃からＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の終わりまでの雰囲気」の欄中で設定された。雰囲気が鉄にとって還元である場合には、「還元」が設定された。さらに、焼鈍雰囲気のＨ_２含有率および露点が与えられる。

６００℃までのＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の間の焼鈍雰囲気が酸化鉄にとって還元である場合には、「還元」が「６００℃までのＴ_{ａｎｎｅａｌ}での均熱の間の雰囲気」の欄中で設定された。焼鈍雰囲気が鉄にとって酸化である場合には、「酸化」が表示される。さらに、焼鈍雰囲気のＨ_２含有率および露点が与えられる。

ここで、以下の表３において、ＥＧは、電気亜鉛メッキを表し、ＧＬは亜鉛メッキを表す。

試料Ａ６、Ｂ２、Ｆ２、Ｆ４およびＧ２は不良な表面反応性を生じさせる通常の還元雰囲気（露点＝−４０℃、５％Ｈ_２）下で焼鈍した。このような表面のＧＤＯＳプロファイルはＦｅ信号が非常に低く、Ｏ信号は高く、自由表面で５０％超過に達する第１区域によって特徴付けられる。その区域では、Ｍｎの濃縮も検出される。その層の下ではＦｅ信号が増加し、Ｏ信号は、１ナノメートルあたり約１％の割合で減少する。この酸素信号尾部は、測定中に酸素原子が部分的にスパッタし、部分的に基体に注入された外部の選択酸化層の存在の典型である。焼鈍シミュレータからＧＯＤＳ分析への試料の転送に起因していくらかの表面汚染が見える。図３では、（Ａ）において、焼鈍シミュレータからＧＯＤＳ分析への試料の転送に起因していくらかの表面汚染が見える。

表４は、以下のような特徴を提示する：
・ フェライト：「ＯＫ」は焼鈍された鋼板の微細構造において２５から９０％の間の体積割合を有するフェライトの存在を指す。「ＫＯ」は、フェライト割合がこの範囲外である比較例を指す。
・ オーステナイト：「ＯＫ」は焼鈍された鋼板の微細構造において１０から５０％の間の体積割合を有するオーステナイトの存在を指す。「ＫＯ」は、オーステナイト割合がこの範囲外である比較例を指す。
・ マルテンサイト：「ＯＫ」は焼鈍された鋼板の微細構造において２５％未満の体積割合を有するマルテンサイトの存在または非存在を指す。「ＫＯ」は、マルテンサイト割合が２５％を超える比較例を指す。
・ Ｋ：「ＯＫ」は５％未満の表面割合を有する微細構造カッパにおいて析出物の存在または非存在を指す。「ＫＯ」が記載されている場合、カッパ析出物の割合は５％を超える。
・ ＵＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対する長手方向における引張試験により測定した引張強度を指す。
・ＵＥＩ（％）は、圧延方向に対する長手方向における引張試験で測定された均一伸びを指す。
・ＨＥ（％）は標準ＩＳＯ １６６３０ ２００９に従った穴拡げ率を指す。穴拡げ率ＨＥ％を決定する方法が、カットエッジの形成に抵抗する金属の能力を評価するために使用される。これは、成形前の穴の初期直径Ｄ_ｉ、穴の縁上に観察される貫通亀裂時に決定される、成形後の最終孔径Ｄ_ｆを測定することからなる。次いで、それは以下の式を用いて穴拡げ性ＨＥ％に対する能力を決定する。

この方法では、初期の穴の直径は１０ミリメートルである。

Ｂ１は脆性挙動のために測定されなかった。Ｃ１については、微細構造の残りの部分（５０％）はベイナイトで構成される。Ｃ１は、本発明には低すぎる８２０ｍＰａの引張強度を示す。

表５は、亜鉛コーティングの電着による塗布性の結果を示す。

表面が、内部層（金属鉄からなり、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｒおよびＢならびに鉄よりも酸化性の他の元素の内部酸化物の析出物を含み、厚みが１から８μｍの範囲である）を覆い、脱炭層（主にフェライトで製造され、厚みが１０から５０μｍの範囲である）上に重ね合わされた、厚みが５０から３００ｎｍの範囲である、金属鉄の外部層からなる場合、標的表面および表面下微細構造は、「ＯＫ」と表示される。表面およびび表面下が標的表面と異なる場合、微細構造は、不十分「ＫＯ」と判断される。

コーティング品質は、被覆率およびコーティング密着性によって特徴付けられる。

被覆率は、完全な被覆率を肉眼で観察した場合、「ＯＫ」と表示され、コーティングされていない領域または裸のスポットのようなコーティングの欠陥が観察される場合には「ＫＯ」と表示される。

コーティングの密着性は、半径１．５ｍｍの先端を有する３ｍｍパンチを用いて１ｍｍ鋼板上の３点曲げ試験（１８０°）で試験した。接着「スコッチ」テープの適用および除去後に亜鉛コーティングの剥がれが観察されない場合、密着性は優れている「ＯＫ」と判断される。コーティングの剥がれまたは剥離が観察される場合、密着性は不十分「ＫＯ」と判断される。

図５において、コーティング密着性は、半径１．５ｍｍの先端を有する３ｍｍパンチを用いて１ｍｍ鋼板上の３点曲げ試験（１８０°）で試験した。亜鉛コーティングの非密着性が鋼例Ａ６（本発明外）で観察される。（ａ）では、被覆部分が見られ、曲げ試験時に低勧誘下にあった。（ｂ）では、コーティングの剥離後に鋼基体が見える。この部分は曲げ試験で高勧誘下にあった。

鋼板Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ７、Ａ８、Ｂ１、Ｂ３、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｆ３、Ｇ１およびＨ１は、その化学組成と処理方法が本発明によるとされる鋼板である。

試料Ａ３については、製造は酸化雰囲気（露点＝＋３０℃）に続いて還元性雰囲気下で行われた。表面は、図４に示されるように、Ｆｅ ＧＤＯＳ信号が最大値に到達し、酸素のＧＤＯＳ信号が最小値に到達する第１の層で形成されている。この層（Ｂ）は金属鉄で作られている。第２の層（Ｃ）は、１００ｎｍ当たり約１％の遅い速度での酸素信号の連続的減少により特徴付けられ、ＭｎおよびＡｌの内部選択的酸化物が析出した区域に相当する。それは、ここで４μｍの厚さに対応する、５％の酸素レベルまで拡張する。（Ａ）では、焼鈍シミュレータからＧＤＯＳ分析への試料の転送に起因していくらかの表面汚染が見られる。

試料Ａ３では、コーティングの密着性を、半径１．５ｍｍの先端を有する３ｍｍパンチを用いて１ｍｍ鋼板上の３点曲げ試験（１８０°）で試験した。図６に示すように、鋼例Ａ３（本発明の範囲内）に対し亜鉛コーティングの非常に良好な密着性が観察される。（ｃ）では、コーティングされた部分が観察され、ここは曲げ試験時に低勧誘下にあった。 （ｄ）では、コーティングは優れた密着性を示しており、この部分は曲げ試験で高勧誘下にあった。

図７に示されるように、Ａ４に対し、コーティングの密着性を、半径１．５ｍｍの先端を有する３ｍｍパンチを用いて１ｍｍ鋼板上の３点曲げ試験（１８０°）で試験した。鋼例Ａ４（本発明の範囲内）に対し亜鉛コーティングの非常に良好な密着性が観察される。（ｅ）では、コーティングされた部分が観察され、ここは曲げ試験時に低勧誘下にあった。 （ｆ）では、コーティングは優れた密着性を示しており、この部分は曲げ試験で高勧誘下にあった。

鋼板Ａ１の微細構造は図１によって示される。その引張曲線は図２に示される。

Ｂ２は、標的とされていない微細構造および塗布方法のため、本発明によらない。その焼鈍温度は標的外である。

Ａ５は、焼鈍中に酸化のみを受けた一方で、酸洗工程を受けなかった。その結果、コーティングの密着性および被覆率は悪い。

Ａ６、Ｂ２、Ｆ２、Ｆ４およびＧ２は、焼鈍中に還元のみを受けた。その結果、コーティングの密着性および被覆率は悪い。

本発明による鋼については、電気亜鉛めっき（ＥＧ）または亜鉛めっきを介して良好な塗布性に加えて、引張強度は、１０００−５０×Ａｌ ＭＰａより高く、その均一伸びが１５％を超える。また、穴の拡張も２０％以上である。

本発明の鋼板は、自動車産業の構造部品または***品の製造に有益に使用されるであろう。

Claims (24)

1. 重量パーセントで、
   ０．１≦Ｃ≦０．５％
   ３．５≦Ｍｎ≦１０．０％
   Ａｌ＜９．０％
   Ｓｉ≦５．０％
   ０．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦９．０％
   Ｔｉ＜０．２％
   Ｖ＜０．２％
   Ｎｂ＜０．２％
   Ｂ≦０．００３５
   Ｃｒ≦１％
   Ｓ≦０．００４％
   Ｐ≦０．０２５％
   を含み、組成の残部は、鉄および精錬に起因する不可避な不純物であり、微細構造は、１０％を超え、５０％未満のオーステナイト、２５％から９０％のフェライト、５％未満のカッパ析出物および２５％未満のマルテンサイトを含み（ここで、オーステナイト、フェライト、カッパ析出物およびマルテンサイトの合計は、１００％である。）、冷間圧延鋼板は上面から連続した以下の層：
   − 厚さが５０から３００ｎｍの範囲である純粋な金属鉄の最上層
   − Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、ＣｒおよびＢの中から選ばれた酸化物の１つ以上の析出物を含み、厚さが１から８μｍの範囲である金属鉄で作られた第１の下層
   − 第１の下層の下にあり、純粋なフェライトで作られ、厚さが１０から５０μｍの範囲の第２の下層
   を含み、
   ＭＰａで表される、１０００−５０×％Ａｌ以上の引張強度ＴＳ、１５％以上の均一伸びＵＥＩ、および２０％以上の穴拡げ性ＨＥを示す、
   冷間圧延鋼板。
2. 鋼組成が、５．０から９．０％のマンガン含有率を有する、請求項１に記載の冷間圧延鋼板。
3. 鋼組成が、０．１から０．３％の炭素含有率を有する請求項１または２に記載の冷間圧延鋼板。
4. 鋼組成が、０．１５から０．２５％の炭素含有率を有する、請求項１から３のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
5. 鋼組成が、１．５から９％のアルミニウム含有率を有する、請求項１から４のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
6. 鋼組成が、５から８％のアルミニウム含有率を有する、請求項１から５のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
7. 鋼組成が、１．５％以下のケイ素含有率を有する、請求項１から６のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
8. 鋼組成が、０．３％以下のケイ素含有率を有する、請求項１から７のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
9. 鋼微細構造が、２５から４０％の間のオーステナイトを含む、請求項１から８のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
10. 鋼微細構造が、５０から８５％の間のフェライトを含む、請求項１から９のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
11. 鋼微細構造が、１５％未満のマルテンサイトを含む、請求項１から１０のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
12. 鋼微細構造が、カッパ析出物を含まない、請求項１から１１のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
13. 請求項１から１２のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板をコーティングすることにより得られた金属被覆鋼板であって、前記コーティングは、Ｚｎ、Ｚｎ合金、ＡｌまたはＡｌ合金によるコーティングであって、溶融鍍金、電着、真空コーティングから選択される方法によって行われる金属被覆鋼板。
14. 鋼板が、合金化溶融亜鉛めっきされる、請求項１３に記載の金属被覆鋼板。
15. 以下の工程：
    − 組成が、請求項１から８のいずれか一項に従う熱間圧延ストリップまたは薄いスラブを供給し、脱スケールする工程、
    − 熱間圧延ストリップまたは薄いスラブを、冷間圧延鋼板を得るために３０％から７５％の間の冷間圧延比率で冷間圧延する工程、
    − ３０から７００秒の間、少なくとも１℃／秒の加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで、Ｔ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）とＴ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）の間にある焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで加熱を受ける鋼板を加熱する処理とそれに続くその温度での均熱とに供し、５５０℃からＴ_{ａｎｎｅａｌ}までの加熱と、均熱の少なくとも最初の部分とが、１００から６００ｎｍの間の厚さを有する酸化鉄最上層を生成するように酸化雰囲気で起こり、酸化鉄層は次いで完全に還元される工程、
    を含む請求項１から１２のいずれか一項に従った冷間圧延鋼板を製造する方法。
16. 酸化鉄層を完全に還元するために、２％から３５％の間のＨ_２を含み、−１０℃未満の露点を有する還元雰囲気中で均熱の第２の部分の間に前記還元が起こり、鋼板はさらに５℃／秒を超え、７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で室温まで冷却される請求項１５に記載の方法。
17. 均熱の第２の部分が、露点が−３０℃未満である雰囲気の中で起こる、請求項１６に記載の方法。
18. − 鋼板はＶ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却され、Ｔ_ＯＡで１０から３００秒の間の時間維持され、その後
    − 鋼板は、５℃／秒を超え、７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}で室温までさらに冷却される、
    請求項１６または１７に記載の方法。
19. ５℃／秒を超え、７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で室温までの鋼板の冷却後に前記還元が起こり、化学酸洗いすることによって行われる請求項１５に記載の方法。
20. 金属被覆鋼板を製造するために、Ｚｎ、Ｚｎ合金、ＡｌまたはＡｌ合金によるコーティングであって、溶融鍍金、電着および真空コーティングから選択される方法によって行われるコーティング工程をさらに含む、請求項１５から１９のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板を製造する方法。
21. 前記金属被覆鋼板が、合金化溶融亜鉛めっき熱処理を受ける、請求項２０に記載の方法。
22. 以下の工程：
    − スラブを得るために組成が請求項１から８のいずれか一項に従う鋼を鋳造する工程、
    − １１００℃から１３００℃の間の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}でスラブを再加熱する工程、
    − 熱間圧延ストリップを得るために、８００℃から１２５０℃の間の温度で、再加熱されたスラブを熱間圧延する工程、
    − ７００℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで少なくとも１０℃／秒の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}で熱間圧延ストリップを冷却する工程、
    − Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で、冷却された熱間圧延ストリップを巻き取る工程
    を含む方法で熱間圧延ストリップが得られる、請求項１５から２１のいずれか一項に記載の方法。
23. 熱間圧延ストリップが、４００℃から６００℃の間で１から２４時間の間のバッチ焼鈍、および６５０℃から７５０℃の間で６０から１８０秒の間の連続焼鈍から選択された方法を用いてさらに焼鈍される、請求項２２に記載の方法。
24. 請求項１から１４のいずれか一項に記載の鋼板で作られた構造部品を含む車両。

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