JP6967628B2 - A method for manufacturing an ultra-high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and the obtained alloyed hot-dip galvanized steel sheet. - Google Patents
A method for manufacturing an ultra-high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and the obtained alloyed hot-dip galvanized steel sheet. Download PDFInfo
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Description
本発明は、改善された引張強度及び改善された全伸びを有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造、並びにこの方法により得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。 The present invention relates to the production of a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having improved tensile strength and improved total elongation, and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by this method.
自動車車両の本体構造部材及び本体パネルの部品等の様々な備品を製造するためには、現在、ＤＰ（二相）鋼、多層、複雑相又はマルテンサイト鋼で作製された板を使用することが通常である。 Plates made of DP (duplex) steel, multilayer, complex phase or martensitic steel can now be used to manufacture various fixtures such as body structural members and body panel parts for automobile vehicles. It is normal.
例えば、高強度多層は、いくつかの残留オーステナイトを有する／有さないベイナイト−マルテンサイト構造を含んでもよく、また約０．２％のＣ、約２％のＭｎ、約１．５％のＳｉを含有し、これにより約７５０ＭＰａの降伏強度、約９８０ＭＰａの引張強度及び約１０％の全伸びがもたらされる。これらの板は、連続焼鈍ライン上で、Ａｃ３変態点より高い焼鈍温度からＭｓ変態点を超える過時効温度まで焼き入れし、板を所与の時間その温度に維持することにより製造される。任意選択で、板は、亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきされる。 For example, the high-strength multilayer may contain a bainite-martensite structure with / without some retained austenite, and may also contain about 0.2% C, about 2% Mn, about 1.5% Si. , Which results in a yield strength of about 750 MPa, a tensile strength of about 980 MPa and a total elongation of about 10%. These plates are manufactured by quenching on a continuous annealing line from an annealing temperature above the Ac3 transformation point to a superaging temperature above the Ms transformation point and keeping the plates at that temperature for a given period of time. Optionally, the plate is galvanized or alloyed hot dip galvanized.
地球環境保全の観点から燃料効率を改善するために自動車部品の重量を低減するには、改善された強度−延性バランスを有する板を有することが望ましい。しかしながら、そのような板はまた、良好な成形性も有さなければならない。 In order to reduce the weight of automobile parts in order to improve fuel efficiency from the viewpoint of global environmental protection, it is desirable to have a plate with an improved strength-ductility balance. However, such plates must also have good formability.
さらに、合金化溶融亜鉛めっきは、スポット溶接及びスタンピング後に改善された溶接性及び高い耐腐食性を提供するため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが望ましい。 Further, alloying hot-dip galvanizing provides improved weldability and high corrosion resistance after spot welding and stamping, so it is desirable to produce alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
この点において、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度ＴＳ及び少なくとも１７％の全伸びＴＥを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することが望ましい。これらの特性は、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ標準ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定される。測定方法の違いに起因して、特に使用される検体のサイズの違いに起因して、ＩＳＯ標準に従う全伸びの値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１−０５標準に従う全伸びの値とは非常に異なっており、特にそれよりも低い。さらに、堅牢である、すなわち方法パラメータの変動が、得られる機械的特性の重大な変動をもたらさないような製造方法により、合金化溶融亜鉛めっき板を製造することが望ましい。 In this respect, it is desirable to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength TS of at least 1450 MPa and a total elongation TE of at least 17%. These properties are measured according to the ISO standard ISO 6892-1 published in October 2009. Due to the difference in measurement method, especially due to the difference in the size of the sample used, the total elongation value according to the ISO standard is very different from the total elongation value according to the JIS Z 2201-05 standard. , Especially lower than that. Further, it is desirable to manufacture the alloyed hot dip galvanized plate by a manufacturing method that is robust, i.e., such that variations in method parameters do not result in significant variations in the resulting mechanical properties.
したがって、本発明の目的は、そのような板、及びそれを製造するための堅牢な方法を提供することである。 Therefore, it is an object of the present invention to provide such a plate, and a robust method for manufacturing it.
このために、本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法であって、
−重量％で、
０．３４％≦Ｃ≦０．４５％
１．５０％≦Ｍｎ≦２．３０％
１．５０≦Ｓｉ≦２．４０％
０％＜Ｃｒ≦０．７％
０％≦Ｍｏ≦０．３％
０．１０％≦Ａｌ≦０．７％、
及び任意選択で０％≦Ｎｂ≦０．０５％
を含み、残りはＦｅ及び不可避の不純物である化学組成を有する鋼で作製された冷間圧延鋼板を提供するステップと、
−鋼のＡｃ３変態点より高い焼鈍温度ＡＴで冷間圧延鋼板を焼鈍するステップと、
−鋼のＭｓ変態点より低く、１５０℃〜２５０℃の間に含まれる焼き入れ温度ＱＴまで冷却することにより、焼鈍された鋼板を焼き入れするステップと、
−焼き入れされた鋼板を、３５０℃〜４５０℃の間の分配温度ＰＴまで再加熱し、鋼板を、少なくとも８０秒の分配時間Ｐｔの間分配温度ＰＴに維持するステップと、
−亜鉛浴中での溶融めっきにより鋼板をコーティングし、続いて、４７０℃〜５２０℃の間に含まれる合金化温度ＧＡＴで合金化溶融亜鉛めっきを行うステップと
を連続して含む方法に関する。
Therefore, the present invention is a method for manufacturing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
-By weight%
0.34% ≤ C ≤ 0.45%
1.50% ≤ Mn ≤ 2.30%
1.50 ≤ Si ≤ 2.40%
0% <Cr ≤ 0.7%
0% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.10% ≤ Al ≤ 0.7%,
And optionally 0% ≤ Nb ≤ 0.05%
And the step of providing a cold rolled steel sheet made of steel having a chemical composition of Fe and an unavoidable impurity, the rest of which is:
-The step of annealing a cold-rolled steel sheet at an annealing temperature AT higher than the Ac3 transformation point of steel,
-A step of quenching an annealed steel sheet by cooling to a quenching temperature QT, which is lower than the Ms transformation point of steel and is contained between 150 ° C and 250 ° C.
-The step of reheating the hardened steel sheet to a distribution temperature PT between 350 ° C. and 450 ° C. and maintaining the steel sheet at the distribution temperature PT for a distribution time Pt of at least 80 seconds.
-A method comprising a continuous step of coating a steel sheet by hot dip galvanizing in a zinc bath and then performing alloying hot dip galvanizing at an alloying temperature GAT contained between 470 ° C and 520 ° C.
本発明の他の有利な態様によれば、方法は、単独で、又は任意の技術的に可能な組み合わせに従って考慮される以下の特徴の１つ以上をさらに含む：
−マルテンサイト及びオーステナイトからなる構造を有する焼き入れされた鋼板を得るために、焼き入れの間、焼鈍された鋼板は、冷却時のフェライト形成を回避するのに十分な冷却速度で焼き入れ温度ＱＴまで冷却される、
−前記冷却速度は、２０℃／秒以上である、
−焼き入れ温度は、２００℃〜２３０℃の間である、
−分配時間Ｐｔは、１００秒〜３００秒の間に含まれる、
−焼鈍温度ＡＴは、８７０℃〜９３０℃の間に含まれる、
−合金化温度ＧＡＴは、４８０℃〜５００℃の間に含まれる、
−鋼板は、５秒〜１５秒の間に含まれる時間ＧＡｔの間合金化温度ＧＡＴに維持される、
−鋼の組成は、Ａｌ≦０．３０％であるような組成である、
−鋼の組成は、０．１５％≦Ａｌであるような組成である、
−鋼の組成は、０．０３％≦Ｎｂ≦０．０５％であるような組成である、
−前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度ＴＳ及び少なくとも１７％の全伸びＴＥを示す。
According to another advantageous aspect of the invention, the method further comprises one or more of the following features considered alone or according to any technically possible combination:
-In order to obtain a hardened steel plate having a structure consisting of martensite and austenite, the steel plate annealed during quenching is hardened at a cooling rate sufficient to avoid ferrite formation during cooling. To be cooled to
-The cooling rate is 20 ° C./sec or higher.
-The quenching temperature is between 200 ° C and 230 ° C.
-Distribution time Pt is included between 100 and 300 seconds,
-Annealing temperature AT is contained between 870 ° C and 930 ° C.
-Alloying temperature GAT is contained between 480 ° C and 500 ° C.
-The steel sheet is maintained at the alloying temperature GAT for a time GAt included between 5 and 15 seconds.
-The composition of the steel is such that Al ≤ 0.30%.
-The composition of the steel is such that 0.15% ≤ Al.
-The composition of the steel is such that 0.03% ≤ Nb ≤ 0.05%.
-The alloyed hot-dip galvanized steel sheet exhibits a tensile strength TS of at least 1450 MPa and a total elongation TE of at least 17%.
本発明はまた、重量％で、
０．３４％≦Ｃ≦０．４５％
１．５０％≦Ｍｎ≦２．３０％
１．５０≦Ｓｉ≦２．４０％
０％＜Ｃｒ≦０．７％
０％≦Ｍｏ≦０．３％
０．１０％≦Ａｌ≦０．７％、
及び任意選択で０％≦Ｎｂ≦０．０５％を含み、
残りはＦｅ及び不可避の不純物である化学組成を有する鋼で作製された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼の構造は、５０％〜７０％のマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトからなる、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
The present invention is also in% by weight.
0.34% ≤ C ≤ 0.45%
1.50% ≤ Mn ≤ 2.30%
1.50 ≤ Si ≤ 2.40%
0% <Cr ≤ 0.7%
0% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.10% ≤ Al ≤ 0.7%,
And optionally include 0% ≤ Nb ≤ 0.05%
The rest is an alloyed hot-dip galvanized steel sheet made of Fe and steel with a chemical composition that is an unavoidable impurity, the structure of which is an alloy consisting of 50% to 70% martensite, retained austenite and bainite. Regarding hot-dip galvanized steel sheets.
本発明の他の有利な態様によれば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、単独で、又は任意の技術的に可能な組み合わせに従って考慮される以下の特徴の１つ以上を含む：
−鋼の組成は、Ａｌ≦０．３０％であるような組成である、
−鋼の組成は、０．１５％≦Ａｌであるような組成である、
−鋼の組成は、０．０３％≦Ｎｂ≦０．０５％であるような組成である、
−残留オーステナイトは、０．９％〜１．２％の間に含まれるＣ含量を有する、
−前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度ＴＳ及び少なくとも１７％の全伸びＴＥを示す。
According to another advantageous aspect of the invention, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprises one or more of the following features considered alone or according to any technically possible combination:
-The composition of the steel is such that Al ≤ 0.30%.
-The composition of the steel is such that 0.15% ≤ Al.
-The composition of the steel is such that 0.03% ≤ Nb ≤ 0.05%.
-Residual austenite has a C content between 0.9% and 1.2%.
-The alloyed hot-dip galvanized steel sheet exhibits a tensile strength TS of at least 1450 MPa and a total elongation TE of at least 17%.
ここで、本発明を詳細に説明するが、限定を導入することはない。 Here, the present invention will be described in detail, but no limitation is introduced.
本発明によれば、板は、重量％で以下を含む化学組成を有する鋼で作製された熱間圧延及び好ましくは冷間圧延鋼板を熱処理することにより得られる：
−満足のいく強度を確保し、また十分な伸びを得るために必要な残留オーステナイトの安定性を改善するための、０．３４％〜０．４５％の炭素。炭素含量が０．４５％を超える場合、熱間圧延板は冷間圧延するには硬過ぎ、溶接性が不十分である。
According to the present invention, the plate is obtained by heat-treating a hot-rolled and preferably cold-rolled steel sheet made of steel having a chemical composition comprising the following in weight%:
-0.34% to 0.45% carbon to ensure satisfactory strength and improve the stability of retained austenite required to obtain sufficient elongation. When the carbon content exceeds 0.45%, the hot rolled plate is too hard for cold rolling and the weldability is insufficient.
−コーティング性に有害となる板の表面における酸化ケイ素の形成を防止するための適切な手順により、オーステナイトを安定化し、固溶強化を提供し、分配の間炭化物の形成を遅延させるための、１．５０％〜２．４０％のケイ素。好ましくは、ケイ素含量は、１．８０％以上である。好ましくは、ケイ素含量は、２．２０％以下である。 -To stabilize austenite, provide solid solution strengthening and delay the formation of carbides during distribution, by appropriate procedures to prevent the formation of silicon oxide on the surface of the plate, which is detrimental to the coating property. .50% to 2.40% silicon. Preferably, the silicon content is 1.80% or more. Preferably, the silicon content is 2.20% or less.
−１．５０％〜２．３０％のマンガン。最小含量は、少なくとも５０％のマルテンサイトを含有する微細構造、及び少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度を得るために十分な硬化性を有するように定義される。最大値は、延性に有害である偏析問題が生じるのを回避するように定義される。 -1.50% to 2.30% manganese. The minimum content is defined to have a microstructure containing at least 50% martensite and sufficient curability to obtain a tensile strength of at least 1450 MPa. The maximum value is defined to avoid the segregation problem, which is detrimental to ductility.
−分配の間のオーステナイト分解を強力に低減するために、硬化性を増加させるため、及び残留オーステナイトを安定化するための０％〜０．３％のモリブデン及び０％〜０．７％のクロム。残留量に起因して、完全ゼロ値は除外される。実施形態によれば、組成は、０％〜０．５％のクロムを含む。好ましくは、モリブデン含量は０．０７％〜０．２０％の間に含まれ、クロム含量は、好ましくは０．２５％〜０．４５％の間に含まれる。 -0% to 0.3% molybdenum and 0% to 0.7% chromium to strongly reduce austenite degradation during distribution, to increase curability, and to stabilize retained austenite. .. Due to the residual amount, the complete zero value is excluded. According to embodiments, the composition comprises 0% to 0.5% chromium. Preferably, the molybdenum content is between 0.07% and 0.20% and the chromium content is preferably between 0.25% and 0.45%.
−０．１０％〜０．７％のアルミニウム。アルミニウムは、高レベルの伸び及び良好な強度−延性バランスを得るために、並びに製造方法の堅牢性を増加させるために、特に焼き入れ温度及び分配時間が変動する場合の得られる機械的特性の安定性を増加させるために添加される。焼鈍をより困難とする温度へのＡｃ３変態点の上昇を防止するために、０．７％の最大アルミニウム含量が定義される。好ましくは、アルミニウム含量は、０．１５％以上及び／又は０．３０％以下であり、これにより少なくとも１７％の全伸びＴＥ及び少なくとも１６％の均一伸びＵＥを得ることができる。好ましくは、アルミニウムは、脱酸段階の後の後期段階で添加される。 -0.10% to 0.7% aluminum. Aluminum provides stable mechanical properties, especially when quenching temperature and distribution time fluctuate, in order to obtain a high level of elongation and a good strength-ductility balance, as well as to increase the robustness of the manufacturing process. Added to increase sex. In order to prevent an increase in the Ac 3 transformation point to a temperature to the annealing more difficult, the maximum aluminum content of 0.7% is defined. Preferably, the aluminum content is 0.15% or more and / or 0.30% or less, which allows a total elongation TE of at least 17% and a uniform elongation UE of at least 16%. Preferably, aluminum is added later in the deoxidation step.
残りは、鉄及び残留元素又は製鋼から生じる不可避の不純物である。この点において、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓ、Ｐ及びＮが、不可避の不純物である残留元素として考慮される。したがって、一般に、それらの含量は、Ｎｉの場合０．０５％未満、Ｃｕの場合０．０５未満、Ｖの場合０．００７％未満、Ｂの場合０．００１％未満、Ｓの場合０．００５％未満、Ｐの場合０．０２％未満及びＮの場合０．０１０％未満である。 The rest are unavoidable impurities resulting from iron and residual elements or steelmaking. In this respect, at least Ni, Cu, V, Ti, B, S, P and N are considered as residual elements which are unavoidable impurities. Therefore, in general, their contents are less than 0.05% for Ni, less than 0.05 for Cu, less than 0.007% for V, less than 0.001% for B, and 0.005 for S. %, P is less than 0.02%, and N is less than 0.010%.
所望の微細構造と、生成物特性、特に増加した引張強度との最適な組み合わせを得るために、０％〜０．０５％のニオブ及び／又は０％〜０．１％のチタン等のマイクロ合金元素の添加が利用されてもよい。例えば、Ｎｂは、０．０３％〜０．０５％の間に含まれる量で添加される。 Microalloys such as 0% to 0.05% niobium and / or 0% to 0.1% titanium to obtain the optimum combination of desired microstructure and product properties, especially increased tensile strength. Addition of elements may be utilized. For example, Nb is added in an amount contained between 0.03% and 0.05%.
熱間圧延された板は、この鋼から既知の様式で製造され得る。 Hot-rolled plates can be made from this steel in a known manner.
例として、上記組成を有する板は、１２００℃〜１２８０℃の間の温度、好ましくは約１２５０℃に加熱され、好ましくは８５０℃未満の仕上げ圧延温度で熱間圧延され、次いで好ましくは５００℃〜７３０℃の間に含まれる温度で冷却及び巻回される。次いで、板は冷間圧延される。 As an example, a plate having the above composition is heated to a temperature between 1200 ° C. and 1280 ° C., preferably about 1250 ° C., hot rolled at a finish rolling temperature of preferably less than 850 ° C., and then preferably 500 ° C. to It is cooled and rolled at a temperature contained between 730 ° C. The plate is then cold rolled.
圧延後、板は酸洗又は洗浄され、次いで熱処理及び合金化溶融亜鉛めっきされる。 After rolling, the plates are pickled or washed, then heat treated and alloyed hot dip galvanized.
好ましくは連続焼鈍及び溶融めっきライン上で行われる熱処理は、以下の連続したステップを含む。 Preferably the heat treatment performed on the continuous annealing and hot-dip plating line comprises the following consecutive steps:
−完全にオーステナイトの構造を有する焼鈍された鋼板を得るために鋼のＡｃ３変態点以上である、好ましくはＡｃ３＋１５℃より高いが、オーステナイト粒を過度に粗大化させないために１０００℃未満である焼鈍温度ＡＴで、冷間圧延された板を焼鈍するステップ。一般に、８７０℃を超える温度が本発明による鋼に十分であり、この温度は９３０℃を超える必要はない。次いで、鋼板は、鋼内の温度を均一化するのに十分な時間、この温度に維持される、すなわちＡＴ−５℃〜ＡＴ＋１０℃の間に維持される。好ましくは、この時間は、３０秒超であるが、３００秒超である必要はない。焼鈍温度まで加熱するために、冷間圧延鋼板は、例えばまず典型的には２０℃／秒未満、例えば１０℃／秒未満の加熱速度で約６００℃の温度まで加熱され、次いで、典型的には１０℃／秒未満、例えば２℃／秒未満の加熱速度で約８００℃の温度まで再び加熱され、最終的に、５℃／秒未満、例えば１．５℃／秒未満の加熱速度で焼鈍温度まで加熱される。この場合、板は、４０〜１５０秒の間の焼鈍時間Ａｔの間、焼鈍温度ＡＴに維持される。 -Annealing temperature above the Ac3 transformation point of the steel to obtain an annealed steel sheet with a completely austenitic structure, preferably above Ac3 + 15 ° C, but below 1000 ° C to prevent excessive coarsening of austenite grains. The step of annealing a cold-rolled plate at AT. In general, temperatures above 870 ° C are sufficient for the steel according to the invention, and this temperature does not have to exceed 930 ° C. The steel sheet is then maintained at this temperature for a time sufficient to homogenize the temperature within the steel, i.e. between AT-5 ° C and AT + 10 ° C. Preferably, this time is greater than 30 seconds, but does not have to be greater than 300 seconds. To heat to the annealing temperature, the cold rolled steel sheet is first heated to a temperature of about 600 ° C., for example, typically at a heating rate of less than 20 ° C./sec, eg, less than 10 ° C./sec, and then typically. Is reheated to a temperature of about 800 ° C. at a heating rate of less than 10 ° C / sec, eg less than 2 ° C / sec, and finally annealed at a heating rate of less than 5 ° C / sec, eg less than 1.5 ° C / sec. Heated to temperature. In this case, the plate is maintained at the annealing temperature AT for the annealing time At between 40 and 150 seconds.
−Ｍｓ変態点より低く、１５０℃〜２５０℃の間に含まれる焼き入れ温度ＱＴまで冷却することにより、焼鈍された板を焼き入れするステップ。焼鈍された板は、冷却時のフェライト形成の形成を回避するのに十分な冷却速度で焼き入れ温度ＱＴまで冷却される。好ましくは、冷却速度は、２０℃／秒〜５０℃／秒の間に含まれ、例えば、２５℃／秒以上である。焼き入れの間の焼き入れ温度ＱＴ及び冷却速度は、マルテンサイト及びオーステナイトからなる構造を有する焼き入れされた板が得られるように選択される。焼き入れされた板内のマルテンサイト及びオーステナイト含量は、熱処理及び合金化溶融亜鉛めっきの後に、５０％〜７０％のマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトからなる最終構造を得ることができるように選択される。焼き入れ温度ＱＴが１５０℃未満である場合、最終構造内の分配されたマルテンサイトの割合は、十分な量の残留オーステナイトを安定化するには高過ぎ、したがって全伸びは１７％に達しない。さらに、焼き入れ温度ＱＴが３５０℃より高い場合、分配されたマルテンサイトの割合は、所望の引張強度を得るには低過ぎる。好ましくは、焼き入れ温度ＱＴは、２００℃〜２３０℃の間に含まれる。 A step of quenching an annealed plate by cooling to a quenching temperature QT, which is lower than the −Ms transformation point and is contained between 150 ° C and 250 ° C. The annealed plate is cooled to the quenching temperature QT at a cooling rate sufficient to avoid the formation of ferrite formations during cooling. Preferably, the cooling rate is between 20 ° C./sec and 50 ° C./sec, for example 25 ° C./sec or higher. The quenching temperature QT and cooling rate during quenching are selected so that a quenched plate having a structure consisting of martensite and austenite is obtained. The martensite and austenite content in the hardened plate is selected so that after heat treatment and alloying hot dip galvanizing, a final structure consisting of 50% to 70% martensite, retained austenite and bainite can be obtained. NS. When the quenching temperature QT is less than 150 ° C., the proportion of distributed martensite in the final structure is too high to stabilize a sufficient amount of retained austenite, so the total elongation does not reach 17%. Moreover, if the quenching temperature QT is higher than 350 ° C., the proportion of martensite distributed is too low to obtain the desired tensile strength. Preferably, the quenching temperature QT is between 200 ° C and 230 ° C.
−焼き入れされた板を、３５０℃〜４５０℃の間に含まれる分配温度ＰＴまで再加熱するステップ。加熱速度は、好ましくは少なくとも３０℃／秒である。 -The step of reheating the hardened plate to the distribution temperature PT contained between 350 ° C and 450 ° C. The heating rate is preferably at least 30 ° C./sec.
−板を、少なくとも８０秒、例えば８０秒〜３００秒の間に含まれる、好ましくは少なくとも１００秒の分配時間Ｐｔの間、分配温度ＰＴに維持するステップ。分配ステップの間、炭素が分配され、すなわちマルテンサイトからオーステナイトに拡散し、したがってオーステナイトは炭素に富む。分配の度合いは、保持ステップの期間と共に増加する。したがって、保持期間Ｐｔは、分配を可能な限り完全に提供するのに十分長くなるように選択される。しかしながら、長過ぎる期間は、オーステナイト分解及び過度のマルテンサイトの分配を、ひいては機械的特性の低減を引き起こし得る。したがって、分配時間は、フェライトの形成を可能な限り回避するように制限される。 -A step of maintaining the plate at a distribution temperature PT for a distribution time Pt of at least 80 seconds, preferably at least 100 seconds, comprising between 80 and 300 seconds. During the distribution step, carbon is distributed, i.e. diffuses from martensite to austenite, thus austenite is rich in carbon. The degree of distribution increases with the duration of the retention step. Therefore, the retention period Pt is chosen to be long enough to provide the distribution as completely as possible. However, too long a period can cause austenitic degradation and excessive martensite distribution, thus reducing mechanical properties. Therefore, the distribution time is limited to avoid the formation of ferrite as much as possible.
−亜鉛浴内で板を溶融めっきし、続いて合金化温度ＧＡＴで合金化溶融亜鉛めっきするステップ。合金化温度への加熱は、好ましくは、少なくとも２０℃／秒、好ましくは少なくとも３０℃／秒の加熱速度で行われる。好ましくは、合金化温度ＧＡＴは、４７０℃〜５２０℃の間に含まれる。さらに好ましくは、合金化温度は、５００℃以下及び／又は４８０℃以上である。板は、例えば５秒〜２０秒の間、好ましくは５秒〜１５秒の間、例えば８秒〜１２秒の間に含まれる時間ＧＡｔの間、合金化温度ＧＡＴに維持される。 -The step of hot dip galvanizing the plate in a zinc bath and then alloying hot dip galvanizing at the alloying temperature GAT. Heating to the alloying temperature is preferably carried out at a heating rate of at least 20 ° C./sec, preferably at least 30 ° C./sec. Preferably, the alloying temperature GAT is contained between 470 ° C and 520 ° C. More preferably, the alloying temperature is 500 ° C. or lower and / or 480 ° C. or higher. The plate is maintained at the alloying temperature GAT for a period of time Gat, including, for example, between 5 and 20 seconds, preferably between 5 and 15 seconds, for example, between 8 and 12 seconds.
−合金化溶融亜鉛めっき後に、合金化溶融亜鉛めっきされた板を室温まで冷却するステップ。室温までの冷却速度は、好ましくは、３〜２０℃／秒の間である。 -After alloying hot dip galvanizing, the step of cooling the alloyed hot dip galvanized plate to room temperature. The cooling rate to room temperature is preferably between 3 and 20 ° C./sec.
この熱処理及び合金化溶融亜鉛めっきにより、すなわち分配、合金化溶融亜鉛めっき及び室温への冷却後に、５０％〜７０％の間に含まれる表面割合を有するマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトからなる最終構造を得ることができる。 The final structure consisting of martensite, retained austenite and bainite with a surface ratio between 50% and 70% by this heat treatment and alloying hot dip galvanizing, ie after distribution, alloying hot dip galvanizing and cooling to room temperature. Can be obtained.
５０％〜７０％の間に含まれるマルテンサイトの割合により、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度を得ることができる。 Depending on the proportion of martensite contained between 50% and 70%, a tensile strength of at least 1450 MPa can be obtained.
さらに、この処理により、残留オーステナイト内で、少なくとも０．９％、好ましくは少なくとも１．０％、及び最大１．２％の増加したＣ含量を得ることができる。 In addition, this treatment can give an increased C content of at least 0.9%, preferably at least 1.0%, and up to 1.2% in retained austenite.
この熱処理により、少なくとも９００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度、少なくとも１６％の均一伸び及び少なくとも１７％の全伸びを有する板を得ることが可能である。 By this heat treatment, it is possible to obtain a plate having a yield strength of at least 900 MPa, a tensile strength of at least 1450 MPa, a uniform elongation of at least 16% and a total elongation of at least 17%.
例及び比較として、その重量％での組成、並びにＡｃ３及びＭｓ等の臨界温度が表Ｉに報告されている鋼でできた板を製造した。 By way of example and comparison, plates made of steel were produced whose composition by weight% and critical temperatures such as Ac3 and Ms are reported in Table I.
下線の値は、本発明によるものではない。 The underlined values are not due to the present invention.
いくつかの板を、８０秒の時間ｔＡの間温度ＴＡで焼鈍し、２５℃／秒の冷却速度で温度ＱＴで焼き入れすることにより熱処理し、４０℃／秒の再加熱速度で分配温度ＰＴに再加熱し、分配時間Ｐｔの間分配温度ＰＴに維持し、次いで時間ＧＡｔ又は１０秒の間合金化温度ＧＡＴで合金化溶融亜鉛めっきし、次いで５℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。 Several plates, annealing between a temperature T A of the 80 seconds time t A, and heat treatment by quenching a temperature QT at a cooling rate of 25 ° C. / sec, partitioned reheat rate of 40 ° C. / sec Reheat to temperature PT, maintain at distribution temperature PT for distribution time Pt, then alloyed hot-dip zinc plating at alloying temperature GAT for time GAt or 10 seconds, then to room temperature at a cooling rate of 5 ° C./sec. Cooled.
圧延方向に対して横方向における機械的特性を測定した。当技術分野において周知であるように、延性レベルは、そのような高強度鋼の場合、横方向よりも圧延方向において若干より良好である。測定された特性は、降伏強度ＹＳ、引張応力ＴＳ、均一伸びＵＥ及び全伸びＴＥである。 The mechanical properties in the lateral direction with respect to the rolling direction were measured. As is well known in the art, ductility levels are slightly better in the rolling direction than in the lateral direction for such high strength steels. The measured properties are yield strength YS, tensile stress TS, uniform elongation UE and total elongation TE.
処理の条件及び機械的特性は、表ＩＩに報告されている。 Treatment conditions and mechanical properties are reported in Table II.
これらの表において、ＡＴは焼鈍温度、ＱＴは焼き入れ温度、ＰＴは分配温度、Ｐｔは分配時間、及びＧＡＴは合金化温度である。 In these tables, AT is the annealing temperature, QT is the quenching temperature, PT is the distribution temperature, Pt is the distribution time, and GAT is the alloying temperature.
実施例１〜６は、本発明による組成を有する、特に０．１７％のＡｌを含む鋼を用いて、２１５℃又は２３０℃の焼き入れ温度ＱＴ、及び４００℃の分配温度ＰＴにより、高レベルの伸び及び良好な強度−延性バランスを有する鋼板を得ることができることを示している。実際に、実施例１〜６の板は全て、少なくとも９１０ＭＰａの降伏強度、少なくとも１４５０ＭＰａの引張強度、少なくとも１６．５％の均一伸びＵＥ及び少なくとも１７％、さらには２１％の全伸びＴＥを有する。 Examples 1-6 use steels having the composition according to the invention, particularly containing 0.17% Al, at high levels by quenching temperature QT at 215 ° C or 230 ° C and distribution temperature PT at 400 ° C. It is shown that a steel sheet having a good elongation and a good strength-ductility balance can be obtained. In fact, all the plates of Examples 1-6 have a yield strength of at least 910 MPa, a tensile strength of at least 1450 MPa, a uniform elongation UE of at least 16.5% and a total elongation TE of at least 17% and even 21%.
実施例１〜６の機械的特性の比較は、さらに、得られた所望の機械的特性が、２１５℃〜２３０℃の範囲の焼き入れ温度ＱＴに対して、及び１００秒〜３００秒の間に含まれる場合分配時間Ｐｔに対してほぼ非感受性であることを示している。したがって、得られた特性は、焼き入れ温度及び／又は分配時間の変動に対して非常に堅牢である。 A comparison of the mechanical properties of Examples 1-6 further shows that the desired mechanical properties obtained are for a quench temperature QT in the range of 215 ° C to 230 ° C and between 100 and 300 seconds. When included, it indicates that it is almost insensitive to the distribution time Pt. Therefore, the properties obtained are very robust to variations in quenching temperature and / or distribution time.
これと比較して、０．０４８％のＡｌを含有する鋼で作製された実施例７〜８の特性は、分配時間Ｐｔの変動に対してより感受性である。 In comparison, the properties of Examples 7-8 made of steel containing 0.048% Al are more sensitive to variations in distribution time Pt.
Claims (12)
−重量％で、
０．３４％≦Ｃ≦０．４５％
１．５０％≦Ｍｎ≦２．３０％
１．５０≦Ｓｉ≦２．４０％
０％＜Ｃｒ≦０．７％
０％≦Ｍｏ≦０．３％
０．１０％≦Ａｌ≦０．７％、
０％≦Ｎｂ≦０．０５％
を含み、残りはＦｅ及び不可避の不純物である化学組成を有する鋼で作製された冷間圧延鋼板を提供するステップと、
−鋼のＡｃ３変態点より高い焼鈍温度ＡＴに冷間圧延鋼板を加熱するステップであって、当該加熱するステップは、冷間圧延鋼板の２０℃／秒未満の加熱速度での６００℃の温度までの第一の加熱、次いで、１０℃／秒未満の加熱速度での８００℃の温度までの加熱、及び、５℃／秒未満の加熱速度での焼鈍温度ＡＴまでの加熱を含み、
−冷間圧延鋼板を４０〜１５０秒の間の焼鈍時間の間、焼鈍温度ＡＴに維持するステップと、
−鋼のＭｓ変態点より低く、１５０℃〜２５０℃の間に含まれる焼き入れ温度ＱＴまで冷却することにより、焼鈍された鋼板を焼き入れするステップと、
−焼き入れされた鋼板を、３５０℃〜４５０℃の間の分配温度ＰＴまで再加熱し、鋼板を、少なくとも８０秒の分配時間Ｐｔの間分配温度ＰＴに維持するステップと、
−亜鉛浴中での溶融めっきにより鋼板をコーティングし、続いて、４７０℃〜５２０℃の間に含まれる合金化温度ＧＡＴで合金化溶融亜鉛めっきを行うステップと
を連続して含み、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、５０％〜７０％のマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトからなる構造を有する、
方法。 A method for manufacturing alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
-By weight%
0.34% ≤ C ≤ 0.45%
1.50% ≤ Mn ≤ 2.30%
1.50 ≤ Si ≤ 2.40%
0% <Cr ≤ 0.7%
0% ≤ Mo ≤ 0.3%
0.10% ≤ Al ≤ 0.7%,
0% ≤ Nb ≤ 0.05%
And the step of providing a cold rolled steel sheet made of steel having a chemical composition of Fe and an unavoidable impurity, the rest of which is:
-A step of heating a cold-rolled steel sheet to a quenching temperature AT higher than the Ac3 transformation point of steel, in which the heating step is up to a temperature of 600 ° C. at a heating rate of less than 20 ° C./sec of the cold-rolled steel sheet. First heating, followed by heating to a temperature of 800 ° C. at a heating rate of less than 10 ° C./sec, and heating to a quenching temperature AT at a heating rate of less than 5 ° C./sec.
-The step of maintaining the cold rolled steel sheet at the annealing temperature AT for the annealing time between 40 and 150 seconds,
-A step of quenching an annealed steel sheet by cooling to a quenching temperature QT, which is lower than the Ms transformation point of steel and is contained between 150 ° C and 250 ° C.
-The step of reheating the hardened steel sheet to a distribution temperature PT between 350 ° C. and 450 ° C. and maintaining the steel sheet at the distribution temperature PT for a distribution time Pt of at least 80 seconds.
-Continuously includes the steps of coating the steel plate by hot dip galvanizing in a zinc bath and then performing hot dip galvanizing alloying at an alloying temperature GAT contained between 470 ° C and 520 ° C. The zinc-plated steel plate has a structure consisting of 50% to 70% martensite, retained austenite and bainite.
Method.
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