特許 6290168 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6290168

(24)【登録日】2018年2月16日

(45)【発行日】2018年3月7日

(54)【発明の名称】高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20180226BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20180226BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20180226BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301U

   C22C38/58

   C21D9/46 F

【請求項の数】15

【全頁数】16

(21)【出願番号】特願2015-502386(P2015-502386)

(86)(22)【出願日】2013年4月2日

(65)【公表番号】特表2015-517029(P2015-517029A)

(43)【公表日】2015年6月18日

(86)【国際出願番号】EP2013056957

(87)【国際公開番号】WO2013144377

(87)【国際公開日】20131003

【審査請求日】2015年12月9日

(31)【優先権主張番号】PCT/EP2012/055912

(32)【優先日】2012年3月30日

(33)【優先権主張国】EP

【前置審査】

(73)【特許権者】

【識別番号】514248802

【氏名又は名称】フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング

【氏名又は名称原語表記】ＶＯＥＳＴＡＬＰＩＮＥ ＳＴＡＨＬ ＧＭＢＨ

(73)【特許権者】

【識別番号】000001199

【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所

(74)【代理人】

【識別番号】100123788

【弁理士】

【氏名又は名称】宮崎 昭夫

(74)【代理人】

【識別番号】100127454

【弁理士】

【氏名又は名称】緒方 雅昭

(72)【発明者】

【氏名】クリツァン、 ダニエル

(72)【発明者】

【氏名】パウル、 ステファン

(72)【発明者】

【氏名】ピヒラー、 アンドレアス

(72)【発明者】

【氏名】中屋 道治

【審査官】 鈴木 葉子

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００３−１９３１９３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−０５２１９９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−０３１４６２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−２０９４５０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−３３２０９９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／４６− ９／４８

Ｃ２１Ｄ ８／００− ８／１０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

ａ）重量％で以下の元素：
Ｃ ０．１５〜０．３
Ｍｎ ２．０〜３．０
Ｓｉ ０．４〜０．９
Ｃｒ ０．１〜０．３５
Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒ １．２〜１．８
Ａｌ ０．２〜０．８
Ｎｂ ＜０．１
Ｍｏ ＜０．３
Ｔｉ ＜０．２
Ｖ ＜０．１
Ｃｕ ＜０．５
Ｎｉ ＜０．５
Ｓ ≦０．０１
Ｐ ≦０．０２
Ｎ ≦０．０２
Ｂ ＜０．００５
Ｃａ ＜０．００５
Ｍｇ ＜０．００５
ＲＥＭ ＜０．００５
ただし前記Ａｌは、酸可溶性Ａｌを意味し、
残部 不純物のほかにＦｅ
からなる組成と、
ｂ）体積％で
残留オーステナイト ５〜１０
ベイナイト＋ベイニティックフェライト＋焼き戻しマルテンサイト ≧８０
ポリゴナルフェライト ≦１０
を含む多相ミクロ組織と、
ｃ）以下の機械的特性
引張強度（Ｒ_ｍ） ≧９８０ＭＰａ
伸び（Ａ_８０） ≧１０％
穴広げ率（λ） ≧４０％
とを有し、
以下の条件
Ｒ_ｍ×Ａ_８０ ≧１３０００ＭＰａ％
Ｒ_ｍ×λ ≧５００００ＭＰａ％
を満たす、ベイニティックフェライトのマトリックスを有する高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項2】

Ｃ ０．１５〜０．２５
Ｍｎ ２．２〜２．６
の少なくとも１つを満たす、請求項１に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項3】

Ｎｂ ０．０２〜０．０８
Ｍｏ ０．０５〜０．３
Ｔｉ ０．０２〜０．０８
Ｖ ０．０２〜０．１
Ｃｕ ０．０５〜０．４
Ｎｉ ０．０５〜０．４
Ｂ ０．０００５〜０．００３
Ｃａ ０．０００５〜０．００５
Ｍｇ ０．０００５〜０．００５
ＲＥＭ ０．０００５〜０．００５
の少なくとも１つを満たす、請求項１または２に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項4】

Ｓ ≦０．００３
Ｐ ≦０．０１
Ｎ ≦０．００３
Ｔｉ ＞３．４Ｎ
の少なくとも１つを満たす、請求項１から３のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項5】

マルテンサイト−オーステナイト成分（ＭＡ）の最大サイズが、５μｍ以下である、請求項１から４のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項6】

多相ミクロ組織が、体積％で
残留オーステナイト ５〜１０
ベイナイト＋ベイニティックフェライト＋焼き戻しマルテンサイト ≧８０
ポリゴナルフェライト ≦１０
マルテンサイト−オーステナイト成分（ＭＡ） ≦２０％
を含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項7】

鋼が、
Ｃ ０．１５〜０．１８
Ｍｎ ２．２〜２．４
Ｓｉ ０．７〜０．９
を含み、
鋼板は、以下の要件
（Ｒ_ｍ） ９８０〜１２００ＭＰａ
（Ａ_８０） ≧１１％
（λ） ≧４５％
を満たし、かつ
Ｒ_ｍ×Ａ_８０ ≧１３０００ＭＰａ％
Ｒ_ｍ×λ ≧５００００ＭＰａ％
を満たす、
請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項8】

鋼が、
Ｃ ０．１８〜０．２３
Ｍｎ ２．３〜２．７
Ｓｉ ０．７〜０．９
Ｃｒ ０．１〜０．３５
を含み、
鋼板が、以下の要件
（Ｒ_ｍ） １０５０〜１４００ＭＰａ
（Ａ_８０） ≧１０％
（λ） ≧４０％
を満たし、以下の条件
Ｒ_ｍ×Ａ_８０ ≧１３０００ＭＰａ％
Ｒ_ｍ×λ ≧５００００ＭＰａ％
を満たす、
請求項１から６のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項9】

比率（Ｍｎ＋Ｃｒ）／（Ｓｉ＋Ａｌ）≧１．６である、請求項１から８のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項10】

Ｓｉ＞１．１Ａｌを満たす、請求項１から９のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項11】

溶融亜鉛めっき層を備えていない、請求項１から１０のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板。

【請求項12】

請求項１から１１のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板を作製する方法であって、
ａ）請求項１から１１のいずれか一項に記載される組成を有する冷間圧延鋼帯を用意する工程と、
ｂ）鋼を完全にオーステナイト化するために、冷間圧延鋼帯を、Ａ_ｃ３温度を超える温度で焼なましする工程と、続いて
ｃ）フェライト形成を回避するのに十分な冷却速度であって、２０〜１００℃／秒である冷却速度で、冷間圧延鋼帯を、焼なまし温度Ｔ_ａｎから、３６０℃と４６０℃の間にある急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣまで冷却する工程と、続いて
ｄ）３６０℃と４６０℃の間にある過時効／オーステンパー温度Ｔ_ＯＡで、冷間圧延鋼帯をオーステンパーする工程と、
ｅ）冷間圧延鋼帯を、周囲温度まで冷却する工程と
を含み、
鋼板は、１３０００ＭＰａ％以上の強度−伸びバランスＲ_ｍ×Ａ_８０を有する高伸び型鋼板である、方法。

【請求項13】

請求項１から１１のいずれか一項に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板を作製する方法であって、
ａ）請求項１から１１のいずれか一項に記載される組成を有する冷間圧延鋼帯を用意する工程と、
ｂ）鋼を完全にオーステナイト化するために、冷間圧延鋼帯を、Ａ_ｃ３温度を超える温度で焼なましする工程と、続いて
ｃ）フェライト形成を回避するのに十分な冷却速度であって、２０〜１００℃／秒である冷却速度で、冷間圧延鋼帯を、焼なまし温度Ｔ_ａｎから、急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣ＜Ｔ_ＭＳまで冷却する工程と、ただしＴ_ＭＳは３００℃と４００℃の間にあり、続いて
ｄ）３６０℃と４６０℃の間にある過時効／オーステンパー温度Ｔ_ＯＡで、冷間圧延鋼帯をオーステンパーする工程と、
ｅ）冷間圧延鋼帯を、周囲温度まで冷却する工程と
を含み、
鋼板は、５００００ＭＰａ％以上の伸びフランジ性Ｒ_ｍ×λを有する高穴広げ性型鋼板である、方法。

【請求項14】

工程ｂ）において、焼なましは、９１０℃と９３０℃の間にある焼なまし温度Ｔ_ａｎで、１５０秒と２００秒の間の焼なまし保持時間ｔ_ａｎの間行われ、
工程ｃ）において、冷却は、２つの別個の冷却速度：５３０℃から５７０℃の間の温度までの、８０〜１００℃／秒の第１の冷却速度ＣＲ１、および急冷の停止温度Ｔ_ＲＣまでの、３５〜４５℃／秒の第２の冷却速度ＣＲ２を有する冷却パターンに従って行われ、
工程ｄ）において、鋼のオーステンパーは、１５０〜６００秒の期間（time interval）で行われる、請求項１２または１３に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板を作製する方法。

【請求項15】

工程ｃ）とｄ）の間に、鋼板に外部加熱が行われない、請求項１２または１３に記載の高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼板を作製する方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

技術分野
本発明は、自動車、建設資材等における用途に好適な高強度冷間圧延鋼板（high strength cold rolled steel sheet）、具体的には成形性に優れた高強度鋼板に関する。特に、本発明は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有する冷間圧延鋼板に関する。

【0002】

背景技術
多種多様な用途において、強度レベルの増加は、特に自動車産業における軽量構造物のための必要条件であるが、これは、車体質量の低減が燃料消費の節減をもたらすためである。

【0003】

自動車車体部品は、多くの場合鋼板から打ち抜かれ、薄板の複雑な構造部材を形成する。しかしながら、そのような部品は、複雑な構造部品には低すぎる成形性のため、従来の高強度鋼から作製することができない。この理由から、多相変態誘起塑性補助鋼（ＴＲＩＰ鋼）が、ここ数年非常に注目を集めている。

【0004】

ＴＲＩＰ鋼は、ＴＲＩＰ効果を生じ得る準安定残留オーステナイト相を含む多相ミクロ組織を有する。鋼が変形される際、オーステナイトはマルテンサイトに変態し、これにより著しい加工硬化が得られる。この硬化効果は、材料のネッキングに抵抗して板成形操作における破壊を遅らせるように作用する。ＴＲＩＰ鋼のミクロ組織は、その機械的特性を大きく改変し得る。ＴＲＩＰ鋼ミクロ組織の最も重要な側面は、残留オーステナイト相の体積パーセント、サイズおよびモルホロジーであるが、これは、これらの特性が、鋼が変形される際のオーステナイトからマルテンサイトへの変態に直接影響するためである。室温でオーステナイトを化学的に安定化するためのいくつかの手法がある。低合金ＴＲＩＰ鋼において、オーステナイトは、その炭素含量、およびオーステナイト結晶粒の微小なサイズにより安定化される。オーステナイトを安定化するために必要な炭素含量は、約１重量％である。しかしながら、鋼中の高炭素含量は、溶接性の低下のため、多くの用途において使用することができない。

【0005】

したがって、室温でオーステナイトを安定化するべく、オーステナイト中に炭素を濃縮するために、特定の処理経路が必要である。一般的なＴＲＩＰ鋼化学はまた、オーステナイトの安定化を助けるために、および炭素をオーステナイト中に分配するミクロ組織の形成を補助するために、他の元素を少量添加することを含む。最も一般的な添加は、共に１．５重量％のＳｉおよびＭｎである。ベイナイト変態中にオーステナイトが分解するのを妨げるために、一般にケイ素含量が少なくとも１重量％となるべきであることが必要と考えられている。ケイ素はセメンタイト中に固溶しないため、鋼のケイ素含量は重要である。US 2009/0238713は、そのようなＴＲＩＰ鋼を開示している。しかしながら、高ケイ素含量は、熱間圧延鋼の低い表面品質および冷間圧延鋼の低い被覆性の原因となり得る。したがって、他の元素によるケイ素の部分的または完全な置換が調査されており、Ａｌ系の合金設計に対して有望な結果が報告されている。しかしながら、アルミニウムの使用に関する欠点は、変態温度（Ａ_ｃ３）の上昇であり、これによって、従来の工業的焼なましラインにおける完全オーステナイト化が非常に困難または不可能となる。

【0006】

マトリックス相に応じて、以下の主要な種類のＴＲＩＰ鋼が挙げられる。

【0007】

ＴＰＦ ポリゴナルフェライト（polygonal ferrite）のマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＰＦ鋼は、すでに上述したように、ベイナイトおよび残留オーステナイトからの含有物（inclusions）を有する比較的軟質のポリゴナルフェライトからのマトリックスを含有する。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトに変態し、望ましいＴＲＩＰ効果をもたらし、これによって、鋼は、強度および絞り性（drawability）の優れた組合せを達成することができる。しかしながら、その伸びフランジ性（stretch flangeability）は、ミクロ組織がより均質でマトリックスがより強固であるＴＢＦ、ＴＭＦおよびＴＡＭ鋼と比較してより低い。

【0008】

ＴＢＦ ベイニティックフェライトのマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＢＦ鋼は、ベイニティックフェライトマトリックスが優れた伸びフランジ性を可能とするため、長い間知られ多くの注目を集めている。さらに、ＴＰＦ鋼と同様に、準安定残留オーステナイトアイランドからマルテンサイトへの歪み誘起変態により確実となるＴＲＩＰ効果が、その絞り性を大幅に改善する。

【0009】

ＴＭＦ マルテンシティックフェライト（martensitic ferrite）のマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＭＦ鋼もまた、強固なマルテンサイトマトリックス中に埋め込まれた準安定残留オーステナイトの微小アイランドを含有し、これによって、これらの鋼は、ＴＢＦ鋼と比較してさらにより良好な伸びフランジ性を達成することができる。これらの鋼もまたＴＲＩＰ効果を示すが、その絞り性は、ＴＢＦ鋼と比較してより低い。

【0010】

ＴＡＭ 焼なましされたマルテンサイトのマトリックスを有するＴＲＩＰ鋼
ＴＡＭ鋼は、新鮮なマルテンサイトの再焼なましにより得られる針状フェライトからのマトリックスを含有する。この場合も、歪み時の準安定残留オーステナイト含有物のマルテンサイトへの変態により、顕著なＴＲＩＰ効果が可能となる。その強度、絞り性および伸びフランジ性の有望な組合せにもかかわらず、これらの鋼は、その複雑で高額となる二重の熱サイクルに起因して、工業的には著しい注目を集めていない。

【0011】

ＴＲＩＰ鋼の成形性は、主として残留オーステナイト相の変態特性により影響され、一方この特性は、オーステナイト化学、そのモルホロジー、およびその他の因子により影響される。ISIJ International Vol. 50(2010)、No. 1、p. 162-168において、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有するＴＢＦ鋼の成形性に影響する側面が議論されている。しかしながら、この文献において考察された冷間圧延材料は、９５０℃で焼なましされ、塩浴中３００〜５００℃で２００秒間オーステンパーされた。したがって、高い焼なまし温度に起因して、これらの材料は従来の工業的焼なましラインにおける作製に適していない。

【0012】

発明の開示
本発明は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有し、優れた成形性を有する高強度冷間圧延鋼板、およびこの鋼板を工業規模で作製する方法に関する。特に、本発明は、従来の工業的焼なましラインにおける作製に適した特性を有する冷間圧延ＴＢＦ鋼板に関する。したがって、鋼は、良好な成形特性を有するだけでなく、同時にＡ_ｃ３温度、Ｍ_ｓ温度、オーステンパー時間および温度、ならびに、熱間圧延鋼板の表面品質および工業的焼なましラインにおける鋼板の処理性に影響する粘着性スケール等の他の因子に関して最適化されるであろう。

【0013】

詳細な説明
本発明は、特許請求の範囲において記載されている。

【0014】

冷間圧延高強度ＴＢＦ鋼板は、（重量％で）以下の元素：
Ｃ ０．１〜０．３
Ｍｎ ２．０〜３．０
Ｓｉ ０．４〜１．０
Ｃｒ ≦０．９
Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒ ０．５〜１．８
Ａｌ ０．０１〜０．８
Ｎｂ ＜０．１
Ｍｏ ＜０．３
Ｔｉ ＜０．２
Ｖ ＜０．２
Ｃｕ ＜０．５
Ｎｉ ＜０．５
Ｓ ≦０．０１
Ｐ ≦０．０２
Ｎ ≦０．０２
Ｂ ＜０．００５
Ｃａ ＜０．００５
Ｍｇ ＜０．００５
ＲＥＭ ＜０．００５
残部 不純物のほかにＦｅ
からなる鋼組成を有する。

【0015】

元素の限定について、以下で説明する。

【0016】

元素Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒの制限は、以下に記載の理由から、本発明に必須である。

【0017】

Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、オーステナイトを安定化する元素であり、残留オーステナイト相内の十分な炭素を得るために重要である。Ｃはまた、所望の強度レベルを得るために重要である。一般に、０．１％Ｃ当たり約１００ＭＰａの引張強度の増加が期待され得る。Ｃが０．１％未満である場合、９８０ＭＰａの引張強度を達成するのは困難である。Ｃが０．３％を超える場合、溶接性が低下する。この理由から、好ましい範囲は、所望の強度レベルに依存して、０．１５〜０．２５％、０．１５〜０．１８％、０．１７〜０．２０％、または０．１８〜０．２３％である。

【0018】

Ｍｎ：２．０〜３．０％
マンガンは、Ｍ_ｓ温度を低下させることによりオーステナイトを安定化し、冷却中にフェライトおよびパーライトが形成されるのを防止する、固溶強化元素である。さらに、Ｍｎは、Ａ_ｃ３温度を低下させる。２％未満の含量では、９８０ＭＰａの引張強度を得ることは困難となるかもしれず、またオーステナイト化温度が、従来の工業的焼なましラインには高すぎるかもしれない。しかしながら、Ｍｎの量が３％を超える場合、偏析の問題が生じる可能性があり、加工性が低下する可能性がある。したがって、好ましい範囲は、２．２〜２．６％、２．２〜２．４％および２．３〜２．７％である。

【0019】

Ｓｉ：０．４〜１．０
Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、薄い鋼板の強度を確保するために重要である。Ｓｉは、セメンタイト中に固溶せず、したがって、セメンタイトが形成し得る前にベイナイト粒界から離れてＳｉが拡散するのに時間をかけなければならないため、ベイナイト変態中の炭化物の形成を大幅に遅延させるように作用することになる。したがって、好ましい範囲は、０．６〜１．０％、０．７〜０．９％、および０．７５〜０．９０％である。

【0020】

Ｃｒ≦０．９
Ｃｒは、鋼板の強度の増加に効果的である。Ｃｒは、フェライトを形成し、パーライトおよびベイナイトの形成を阻害する元素である。Ａ_ｃ３温度およびＭ_ｓ温度は、Ｃｒ含量の増加により若干低下するのみである。しかしながら、ベイナイト変態の阻害（retardation）により、通常のライン速度を使用した場合に、従来の工業的焼なましライン上の処理が困難または不可能となる程、より長い保持時間が必要である。この理由から、Ｃｒの量は、好ましくは０．６％に制限される。好ましい範囲は、０〜０．４、０．１〜０．３５である。

【0021】

Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒ＝０．５〜１．８
Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒは、組み合わせて添加されると、相乗的な全く予想外の効果を有し、残留オーステナイトの量の増加をもたらし、ひいてはこれが展伸性（ductility）の改善をもたらす。これらの理由から、Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒの量は、好ましくは０．８〜１．８％の範囲に制限される。したがって、好ましい範囲は、１．０〜１．８％、１．２〜１．８％および１．４〜１．８％である。

【0022】

Ａｌ：０．０１〜０．８
Ａｌは、フェライト形成を促進し、また脱酸素剤としても一般的に使用されている。Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイト中に固溶せず、したがって、セメンタイトが形成し得る前にベイナイト粒界から離れて拡散する。Ｍ_ｓ温度は、Ａｌ含量の増加と共に増加する。Ａｌのさらなる欠点は、オーステナイト化温度が従来の工業的焼なましラインには高過ぎる恐れがあるほどに、Ａ_ｃ３温度の劇的な増加をもたらすことである。これらの理由から、Ａｌ含量は、好ましくは０．２〜０．８％に、より好ましくは０．４０〜０．７５％に制限される。Ａｌの含量は、酸可溶性Ａｌを指す。

【0023】

Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒに加えて、鋼は、任意選択で、ミクロ組織を調節し、変態速度に影響を与え、および／または鋼板の機械的特性の１つもしくは複数を微調整するために、以下の元素の１種または複数種を含有してもよい。

【0024】

Ｎｂ：＜０．１
Ｎｂは、結晶粒度の成長に対するその著しい影響のため、低合金化鋼において強度および靭性を改善するために一般的に使用される。Ｎｂは、ＮｂＣの析出によりマトリックスミクロ組織および残留オーステナイト相を精製すること（refining）によって、強度−伸びバランスを増加させる。０．１％を超える含量では、その効果は飽和する。

【0025】

したがって、好ましい範囲は、０．０２〜０．０８％、０．０２〜０．０４％および０．０２〜０．０３％である。

【0026】

Ｍｏ：＜０．３
Ｍｏは、鋼板の強度を改善するために添加され得る。Ｎｂと共にＭｏを添加することは、微細ＮｂＭｏＣの析出をもたらし、これは、強度および展伸性の組合せのさらなる改善をもたらす。

【0027】

Ｔｉ：＜０．２； Ｖ：＜０．２
これらの元素は、析出硬化に効果的である。Ｔｉは、０．０１〜０．１％、０．０２〜０．０８％、または０．０２〜０．０５％の好ましい量で添加され得る。Ｖは、０．０１〜０．１％または０．０２〜０．０８％の好ましい量で添加され得る。

【0028】

Ｃｕ：＜０．５； Ｎｉ：＜０．５
これらの元素は、固溶強化元素であり、耐腐食性にプラスの効果を有し得る。これらは、必要に応じて、０．０５〜０．５％または０．１〜０．３％の量で添加され得る。

【0029】

Ｓ：≦０．０１； Ｐ：≦０．０２； Ｎ：≦０．０２
これらの元素は、この種の鋼においては望ましくなく、したがって制限されるべきである。
Ｓ 好ましくは≦０．００３
Ｐ 好ましくは≦０．０１
Ｎ 好ましくは≦０．００３。

【0030】

Ｂ：＜０．００５
Ｂは、フェライトの形成を抑制し、鋼板の溶接性を改善する。認め得るほどの効果を有するためには、少なくとも０．０００２％が添加されるべきである。しかしながら、過剰量は、加工性を低下させる。好ましい範囲は、＜０．００４％、０．０００５〜０．００３％および０．０００８〜０．００１７％である。

【0031】

Ｃａ：＜０．００５； Ｍｇ：＜０．００５； ＲＥＭ：＜０．００５
これらの元素は、鋼中の含有物のモルホロジーを制御し、それにより、鋼板の穴広げ性（hole expansibility）および伸びフランジ性を改善するために添加され得る。好ましい範囲は、０．０００５〜０．００５％および０．００１〜０．００３％である。

【0032】

Ｓｉ＞Ａｌ
本発明による高強度冷間圧延鋼板は、ケイ素アルミニウムベースの設計を有し、すなわち、ベイナイト変態中のセメンタイト析出は、ＳｉおよびＡｌにより達成される。Ｓｉの量は低減されるが、好ましくはＡｌの量より多く、好ましくはＳｉ＞１．１Ａｌ、より好ましくはＳｉ＞１．３ＡｌまたはさらにＳｉ＞２Ａｌである。

【0033】

Ｓｉ＞Ｃｒ
本発明の鋼板において、過度のベイナイト変態を阻害するために、Ｓｉの量をＣｒの量より多くなるように制御し、Ｃｒの量を制限することが好ましい。この理由から、Ｓｉ＞Ｃｒ、好ましくはＳｉ＞１．５Ｃｒ、より好ましくはＳｉ＞２Ｃｒ、最も好ましくはＳｉ＞３Ｃｒを維持することが好ましい。

【0034】

冷間圧延高強度ＴＢＦ鋼板は、（体積％で）以下を含む多相ミクロ組織を有する。
残留オーステナイト ５〜２０
ベイナイト＋ベイニティックフェライト＋焼戻しマルテンサイト ≧８０
ポリゴナルフェライト ≦１０。

【0035】

残留オーステナイトの量は、５〜２０％、好ましくは５〜１６％、最も好ましくは５〜１０％である。ＴＲＩＰ効果のため、残留オーステナイトは、高い伸びが必要な場合の必須条件である。多量の残留オーステナイトは、伸びフランジ性を低下させる。これらの鋼板において、ポリゴナルフェライトは、ベイニティックフェライト（ＢＦ）で置き換えられ、ミクロ組織は、一般的に５０％を超えるＢＦを含有する。マトリックスは、高転位密度により強化されたＢＦラスからなり、ラスの間に残留オーステナイトが含有される。

【0036】

ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）成分は、残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなるミクロ組織内の個々のアイランドを表す。これらの２つのミクロ組織化合物は、アドバンスト高強度鋼（ＡＨＳＳ）に対する一般的なエッチング技術−レペラー（Le Pera）エッチングによって、また走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた調査によって識別することが困難である。当業者には非常に一般的であるレペラーエッチングは、例えば、「F.S.LePera、Improved etching technique for the determination of percent martensite in high-strength dual-phase steels Metallography、Volume 12、Issue 3、September 1979、Pages 263-268」に見出すことができる。さらに、穴の広がり等の特性にとって、ＭＡ成分の量およびサイズが重要な役割を果たす。したがって、工業的な実施においては、ＭＡ成分の割合およびサイズが、それらの機械的特性および成形性の点での相関のためにＡＨＳＳによりしばしば使用される。

【0037】

マルテンサイト−オーステナイト（ＭＡ）のサイズは、最大５μｍ、好ましくは３μｍであろう。少量のマルテンサイトが組織内に存在してもよい。ＭＡの量は、最大２０％、好ましくは最大１６％、最も好ましくは１０％未満であろう。

【0038】

冷間圧延高強度ＴＢＦ鋼板は、好ましくは以下の機械的特性を有する。
引張強度（Ｒ_ｍ） ≧９８０ＭＰａ
全伸び（Ａ_８０） ≧１０％
穴広げ率（hole expanding ratio）（λ） ≧４４％、好ましくは≧５０％。

【0039】

Ｒ_ｍおよびＡ_８０値は、欧州規格ＥＮ １０００２ Ｐａｒｔ １に従って得られ、試料は、ストリップの長手方向に沿って採取された。

【0040】

穴広げ率（λ）は、ＩＳＯ／ＷＤ１６６３０に従う穴広げ試験により決定された。この試験において、６０°の先端を有する円錐ポンチが、１００×１００ｍｍ^２のサイズを有する鋼板に形成された直径１０ｍｍの穿孔穴に押し込まれる。最初の亀裂が特定された時点で試験は終了され、穴の直径が互いに直交する２つの方向において測定される。計算には算術平均値が使用される。

【0041】

％での穴広げ率（λ）は、以下のように計算される。
λ＝（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ×１００
式中、Ｄｏは、開始時の穴の直径（１０ｍｍ）であり、Ｄｈは、試験後の穴の直径である。

【0042】

鋼板の成形特性は、強度−伸びバランス（Ｒ_ｍ×Ａ_８０）および伸びフランジ性（Ｒ_ｍ×λ）のパラメータによりさらに評価された。

【0043】

伸び型鋼板は、高い強度−伸びバランスを有し、高穴広げ性型（high hole expansibility type）鋼板は、高い伸びフランジ性を有する。

【0044】

本発明の鋼板は、以下の条件の少なくとも１つを満たす。
Ｒ_ｍ×Ａ_８０ ≧１３０００ＭＰａ％
Ｒ_ｍ×λ ≧５００００ＭＰａ％。

【0045】

本発明の鋼板の機械的特性は、合金組成およびミクロ組織により大きく調節され得る。

【0046】

本発明の１つの考えられる変形形態によれば、鋼は、０．１７〜０．１９Ｃ、２．３〜２．５Ｍｎ、０．７〜０．９Ｓｉ、０．６〜０．７Ａｌを含む。任意選択で、Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒは１．０〜１．８に調整され、さらに、鋼は、０．０２〜０．０３Ｎｂを含んでもよい。鋼板は、以下の要件：
（Ｒ_ｍ）＝９８０〜１２００ＭＰａ、（Ａ_８０）≧１１％、（λ）≧４５％、好ましくは≧５０％
の少なくとも１つを満たし、さらに、
Ｒ_ｍ×Ａ_８０≧１３０００ＭＰａ％、好ましくは≧１４０００ＭＰａ％、および
Ｒ_ｍ×λ≧５００００ＭＰａ％、好ましくは≧５５０００ＭＰａ％
の少なくとも１つを満たす。

【0047】

典型的な化学組成は、０．１７Ｃ、２．３Ｍｎ、０．８０Ｓｉ、０．３〜０．７Ａｌ、不純物のほかにＦｅの残部、を含んでもよい。

【0048】

本発明の別の考えられる変形形態によれば、鋼は、０．１８〜０．２３Ｃ、２．３〜２．７Ｍｎ、０．７〜０．９Ｓｉ、０．７〜０．９Ｃｒを含む。任意選択で、Ｓｉ＋０．８Ａｌ＋Ｃｒは１．３〜１．８に調整され、さらに、鋼は、０．０２〜０．０３Ｎｂを含んでもよい。鋼板は、以下の要件：
（Ｒ_ｍ）＝１０５０〜１４００ＭＰａ、（Ａ_８０）≧１０％、好ましくは≧１２％、（λ）≧４０％、好ましくは≧４４％
の少なくとも１つを満たし、さらに、
Ｒ_ｍ×Ａ_８０≧１３０００ＭＰａ％、好ましくは≧１５０００ＭＰａ％および
Ｒ_ｍ×λ≧５００００ＭＰａ％、好ましくは≧５２０００ＭＰａ％
の少なくとも１つを満たす。

【0049】

典型的な化学組成は、０．１９Ｃ、２．６Ｍｎ、０．８２Ｓｉ、０．３〜０．７Ａｌ、０．１０Ｍｏ、不純物のほかにＦｅの残部、を含んでもよい。

【0050】

本発明の鋼板は、従来のＣＡラインを使用して作製し得る。その処理は、
ａ）上に記載のような組成を有する冷間圧延鋼鋼帯を用意する工程と、
ｂ）鋼を完全に（fully）オーステナイト化するために、冷間圧延鋼鋼帯を、Ａ_ｃ３温度を超える焼なまし温度Ｔ_ａｎで焼なましする工程と、続いて、
ｃ）フェライト形成を回避するのに十分な冷却速度であって、２０〜１００℃／秒である冷却速度で、冷間圧延鋼鋼帯を、焼なまし温度Ｔ_ａｎから、急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣまで冷却する工程であって、
− 高穴広がり型（high hole expansion type）鋼板については、冷却停止温度Ｔ_ＲＣは、マルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳ未満であり、Ｔ_ＭＳは、３００℃と４００℃の間、好ましくは３４０℃と３７０℃の間にあり、
− 高伸び型（high elongation type）鋼板については、冷却停止温度Ｔ_ＲＣは、３６０℃と４６０℃の間、好ましくは３８０℃と４２０℃の間にある、工程と、続いて、
ｄ）３６０℃と４６０℃の間、好ましくは３８０℃と４２０℃の間にある過時効／オーステンパー温度Ｔ_ＯＡで、冷間圧延鋼帯をオーステンパーする工程と、
ｅ）冷間圧延鋼帯を、周囲温度まで冷却する工程と
を含む。

【0051】

そのプロセスは、好ましくは以下の工程をさらに含むであろう。
工程ｂ）において、焼なましは、９１０℃と９３０℃の間にある焼なまし温度Ｔ_ａｎで、１５０〜２００秒の間、好ましくは１８０秒である焼なまし保持時間ｔ_ａｎの間行われ、
工程ｃ）において、冷却は、２つの別個の冷却速度；５３０℃から５７０℃の間、好ましくは５５０℃である温度までの、８０〜１００℃／秒、好ましくは８５〜９５℃／秒、好ましくは約９０℃／秒の第１の冷却速度ＣＲ１、および急冷の停止温度Ｔ_ＲＣまでの、３５〜４５℃、好ましくは約４０℃／秒の第２の冷却速度ＣＲ２を有する冷却パターンに従って行われ、
工程ｄ）において、オーステンパーは、１５０秒と６００秒の間、好ましくは１８０秒と５４０秒の間にある過時効／オーステンパー保持時間ｔ_ＯＡで行われる。

【0052】

好ましくは、工程ｃ）とｄ）の間に、鋼帯に外部加熱が行われない。

【0053】

熱処理条件を調整する理由を、以下に記載する。

【0054】

焼なまし温度Ｔ_ａｎ＞Ａ_ｃ３温度：
鋼を完全にオーステナイト化することにより、鋼板中のポリゴナルフェライトの量が制御され得る。焼なまし温度Ｔ_ａｎが、鋼が完全にオーステナイトとなる温度Ａ_ｃ３未満である場合、鋼板中のポリゴナルフェライトの量が１０％を超える危険性がある。過剰のポリゴナルフェライトは、より大きなサイズのＭＡ成分をもたらす。

【0055】

急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣ：
急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣを制御することにより、鋼板中のＭＡ成分のサイズが制御され得る。急冷の冷却停止温度Ｔ_ＲＣがマルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳを超過する場合、ＭＡ成分のサイズはより大きくなり、これによってＲ_ｍ×λの積が高穴広がり型鋼板に必要な値未満に低下する。高伸び型鋼板の場合、冷却停止温度Ｔ_ＲＣは、マルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳを超えてもよい。

【0056】

オーステンパー温度Ｔ_ＯＡ：
オーステンパー温度Ｔ_ＯＡを、３６０℃と４６０℃の間、好ましくは３８０℃と４２０℃の間の温度に制御することにより、ＭＡ成分のサイズおよび残留オーステナイトＲＡの量を制御し得る。より低いオーステンパー温度Ｔ_ＯＡは、ＲＡの量を低下させる。より高いオーステンパー温度Ｔ_ＯＡは、ＲＡの量を低下させ、ＭＡ成分のサイズを増加させる。どちらの場合も、これは鋼板の均一な伸びＡｇおよび全伸びＡ_８０を低下させる。

【0057】

第１および第２の冷却速度、ＣＲ１、ＣＲ２：
５３０℃から５７０℃の間の、好ましくは５５０℃である温度までの、８０〜１００℃／秒、好ましくは８５〜９５℃／秒、好ましくは約９０℃／秒の第１の冷却速度ＣＲ１、および急冷の停止温度Ｔ_ＲＣまでの、３５〜４５℃、好ましくは約４０℃／秒の第２の冷却速度ＣＲ２を制御することにより、ポリゴナルフェライトの量を制御し得る。冷却速度の低下は、ポリゴナルフェライトの量を１０％超まで増加させる。

【0058】

本発明の一実施形態において、鋼板は、１３０００ＭＰａ％以上、好ましくは１５０００ＭＰａ以上の強度−伸びバランスＲ_ｍ×Ａ_８０を有する高伸び型鋼である。

【0059】

本発明の別の実施形態において、鋼板は、５００００ＭＰａ％以上、好ましくは５５０００ＭＰａ以上の伸びフランジ性Ｒ_ｍ×λを有する高穴広げ性型鋼である。

【0060】

例
表Ｉに従う化学組成を有するいくつかの試験合金Ａ〜Ｍを製造した。鋼板を製造し、表ＩＩに特定されるパラメータに従い、従来のＣＡラインにおいて熱処理に供した。いくつかの機械的特性と共に、鋼板のミクロ組織を検査したが、その結果を表ＩＩに示す。

【0061】

本発明の鋼板の結果を、比較用の鋼板の結果と比較すると、組織および機械的特性に対する特許請求される組成の好ましい影響が明らかである。表ＩＩは、いくつかの場合において残留オーステナイトの量が低過ぎたこと（番号１６、１７、２１、２２）、および他の場合においてフェライトの量が高過ぎたこと（番号１４、１５、１８、１９、２０）を示している。ほとんどの場合、穴の伸びフランジ性は低過ぎた。

【0062】

本発明の鋼板では、全く異なる挙動が見られた。これらの結果にある程度基づいて、高い伸びフランジ性および連続焼なましラインにおける作製のための改善された加工性を有する、任意選択でＣｒが添加されたＳｉ−Ａｌベースの合金設計を有する特許請求されるＴＢＦ鋼板が開発された。

【0063】

ミクロ組織の定量的測定
残留オーステナイトの量は、板の厚さの１／４の位置におけるＸ線分析により測定された。ＳＥＭにより撮影されたミクロ組織の写真を画像分析に供し、ＭＡの体積％、マトリックス相（ベイニティックフェライト＋ベイナイト＋焼き戻しマルテンサイト）の体積％、残留オーステナイトの体積％、およびポリゴナルフェライトの体積％のそれぞれを測定した。

【0064】

ベイニティックフェライト＋ベイナイト＋焼き戻しマルテンサイト：
ＳＥＭ写真の画像分析において白い点（または連続的に接続された白い点の直線配列で構成される白い線）が観察された結晶粒。

【0065】

ＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）：
ＳＥＭ写真の画像分析において白い点（または白い線）が観察されなかった結晶粒。

【0066】

【表1】

【0067】

【表2】

【0068】

産業上の利用可能性
本発明は、自動車等の車両のための優れた成形性を有する高強度鋼板に広く適用することができる。