特表 2022-520485 機械的特性が改善された高強度鋼

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2022-03-30

(54)【発明の名称】機械的特性が改善された高強度鋼

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20220323BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20220323BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20220323BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301U

C22C38/00 301T

C22C38/38

C21D9/46 F

C21D9/46 J

【審査請求】未請求

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2021548172

(86)(22)【出願日】2020-02-11

(85)【翻訳文提出日】2021-10-18

(86)【国際出願番号】 EP2020053448

(87)【国際公開番号】W WO2020169410

(87)【国際公開日】2020-08-27

(31)【優先権主張番号】19157858.2

(32)【優先日】2019-02-18

(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】500252006

【氏名又は名称】タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ

【氏名又は名称原語表記】ＴＡＴＡ ＳＴＥＥＬ ＩＪＭＵＩＤＥＮ ＢＶ

(74)【代理人】

【識別番号】100091487

【弁理士】

【氏名又は名称】中村 行孝

(74)【代理人】

【識別番号】100120031

【弁理士】

【氏名又は名称】宮嶋 学

(74)【代理人】

【識別番号】100120617

【弁理士】

【氏名又は名称】浅野 真理

(74)【代理人】

【識別番号】100172557

【弁理士】

【氏名又は名称】鈴木 啓靖

(72)【発明者】

【氏名】ペトラ、シェダ

(72)【発明者】

【氏名】ステファヌス、マシュー、コルネリス、ファン、ボーマン

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA06

4K037EA09

4K037EA11

4K037EA16

4K037EA17

4K037EA18

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4K037EA23

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA31

4K037EA32

4K037EB05

4K037EB08

4K037EB09

4K037EB12

4K037FE01

4K037FE02

4K037FG00

4K037FG01

4K037FJ01

4K037FJ05

4K037FJ06

4K037FK02

4K037FK03

4K037FK08

4K037FL02

4K037GA05

4K037JA06

(57)【要約】

本発明は、中間量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＡｌを有する高強度鋼ストリップであって、高強度鋼ストリップが、体積％で、フェライト及びベイナイト：合計５０～９０％、マルテンサイト：１５％未満、残留オーステナイト：５～１５％を含み、残部が、合計５までのパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物である、高強度鋼ストリップに関する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、以下の元素：
Ｃ：０．１２～０．１８
Ｍｎ：２．００～２．６０
Ｓｉ：０．３０～０．７７
Ｃｒ：０．１０～０．７０
Ａｌ：０．３９未満
Ｓ：０．００５未満
Ｎ：０．０１５未満
Ｐ：０．０３未満
場合により、
Ｎｂ：０．０６未満
Ｍｏ：０．２０未満
Ｔｉ：０．０４未満
Ｖ：０．２０未満
Ｂ：０．００４未満
Ｃａ：０．００４未満
から選択される１種又は２種以上の元素
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物である、高強度鋼ストリップであって、
前記高強度鋼ストリップが、体積％で、
フェライト及びベイナイト：合計５０～９０
マルテンサイト：１５未満
残留オーステナイト：５～１５
を含み、残部が合計５までのパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物であり、総計が１００体積％である、ミクロ組織を有する、前記高強度鋼ストリップ。

【請求項2】

前記高強度鋼ストリップが、体積％で、
フェライト：１５～５５
ベイナイト：３５～７５
マルテンサイト：１０未満、好ましくは１～５
残留オーステナイト：５～１０
のうちの１種又は２種以上を含み、残部が合計５までのパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物であり、総計が１００体積％である、ミクロ組織を有する、請求項１に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項3】

Ｃの量が、重量％で、０．１３～０．１８、好ましくは０．１４～０．１７であり、かつ／あるいは、Ｍｎの量が、重量％で、２．００～２．５０、好ましくは２．１０～２．４５、より好ましくは２．１５～２．４０である、請求項１又は２に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項4】

Ｓｉ＋Ｃｒの量が、重量％で、１．３０以下、好ましくは１．２０以下、より好ましくは１．１０以下、より一層好ましくは１．００以下、より一層好ましくは０．９０以下、最も好ましくは０．８４以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項5】

Ｓｉの量が、重量％で、０．３０～０．７０、より好ましくは０．３５～０．６５、より一層好ましくは０．４０～０．６０であり、かつ／あるいは、Ｃｒの量が、重量％で、０．１５～０．６５、より好ましくは０．２０～０．６０、より一層好ましくは０．２５～０．６０であり、かつ／あるいは、Ａｌの量が、重量％で、０．１０未満、より好ましくは０．０５未満である、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項6】

Ｎｂの量が、重量％で、０．０４未満、好ましくは０．０３未満、より好ましくは０．０２未満であり、かつ／あるいは、Ｔｉの量が、重量％で、０．０３未満、より好ましくは０．０２０未満、最も好ましくは０．０１未満である、請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項7】

Ｂの量が、重量％で、０．００２未満、好ましくは０．００１未満、最も好ましくは０．０００６未満であり、かつ／あるいは、Ｖの量が、重量％で、０．１０未満、好ましは０．０５未満、最も好ましくは０．０２未満であり、かつ／あるいは、Ｍｏの量が、重量％で、０．１０未満、好ましくは０．０５未満、最も好ましくは０．０２未満である、請求項１～６のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項8】

Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ及びＢのうちの１種又は２種以上が不純物として存在する、請求項１～７のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項9】

以下の特性：
９５０～１２００ＭＰａ、好ましくは９８０～１１８０ＭＰａの引張強度（Ｒｍ）
６２０ＭＰａ以下、好ましくは６００ＭＰａ以下の調質圧延前の降伏強度（Ｒｐ）
１２％超の全伸び（Ａ_ＪＩＳ５）
１５％超の穴広げ性能（ＨＥＣ）
のうちの１又は２以上を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項10】

全伸び（Ａ_ＪＩＳ５）が、１３％超、好ましくは１４％超、より好ましくは１５％超である、請求項９に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項11】

穴広げ性能（ＨＥＣ）が、２０％超、好ましくは２５％超、より好ましく３０％超である、請求項９又は１０に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項12】

以下の条件：
（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧５５０、好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧６００、より好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧６５０、最も好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧７００
を満たす、請求項９～１１のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項13】

前記高強度鋼ストリップが、亜鉛系コーティングによりコーティングされており、前記コーティングされた高強度鋼ストリップの調質圧延後の降伏強度Ｒ_ｐが、７４０ＭＰａ以下、好ましくは７２０ＭＰａ以下、より好ましくは７００ＭＰａ以下である、請求項１～１２のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップ。

【請求項14】

請求項１～１３のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・請求項１～１３のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－３０℃）～（Ａ_ｃ３＋３０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは５～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを１０～９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、２～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを２０～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３８０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持し、次いで、少なくとも４℃／秒の冷却速度ＣＲ３で３００℃未満の温度まで冷却する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・前記コーティングされたストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法。

【請求項15】

請求項１～１３のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・請求項１～１３のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－３０℃）～（Ａ_ｃ３＋３０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは５～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを１０～９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、２～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを２０～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３８０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・次いで、前記ストリップを亜鉛めっき浴中で溶融めっきして、亜鉛コーティング又は亜鉛系コーティングを形成させ、次いで、少なくとも４℃／秒の冷却速度で３００℃未満の温度まで冷却する工程；
・前記コーティングされたストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法。

【請求項16】

請求項１～１３のいずれか一項に記載の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・請求項１～１３のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－５０℃）～（Ａ_ｃ３＋４０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは１～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを最大で９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、０．５～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを５～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３３０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・場合により、次いで、前記ストリップを亜鉛めっき浴中で溶融めっきして、亜鉛コーティング又は亜鉛系コーティングを形成する工程；
・次いで、前記コーティングされたストリップを少なくとも４℃／秒の冷却速度で３００℃未満の温度まで冷却する工程；
・前記コーティングされたストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、機械的特性が改善された高強度鋼に関する。本発明はまた、そのような高強度鋼を製造することができる方法に関する。

【背景技術】

【0002】

高強度での延性の強化は、広範な市場にとって望ましい。特に自動車業界では、法律が燃費及び安全性の向上を推進しているため、より高い強度の成形可能な高強度鋼への動きがある。高強度及び超高強度のストリップ鋼は、自動車メーカーにホワイトボディの軽量化の可能性と、電気自動車及びハイブリッド車への移行に起因する重量増加を相殺する機会を提供する。さらに、高強度鋼及び超高強度鋼は、現代の乗用車の耐衝撃性を決定する上で重要な役割を果たす。

【0003】

高強度鋼及び超高強度鋼の広範な用途には、多くの場合、従来の炭素マンガン鋼に期待され得るよりも高いレベルの成形性が必要である。成形部品における残留延性の向上は、衝突時の完全性に有益である。過去数年間にいくつかの高強度鋼種が開発されており、最初の見積もりとして、引張伸び（tensile elongation）は、成形性及び衝撃完全性の両方の簡単な尺度であると考えられていた。しかしながら、先進高強度鋼（ＡＨＳＳ：advanced high strength steel）の最近の開発により、エッジ延性（edge ductility）が同様に重要な役割を果たすことが示されている。

【0004】

強度が増すと、引張伸び及び／又はエッジ延性（穴広げ率として測定）は低くなる。通常、伸び及びエッジ延性は相反する特性である。すなわち、伸びが向上すると、エッジ延性が低下し、その逆も同様である。したがって、ＡＨＳＳシートの最適な成形性は、伸びとエッジ延性との間の妥協点である。これは、プレスにおけるＡＨＳＳシートからの複雑な自動車部品の形成だけでなく、衝突時の部品の変形能にも影響を及ぼす。

【0005】

高強度鋼シートの開発では、鋼に大量の合金化元素を使用することでこれらの問題を克服することが試みられてきた。オーステナイトを安定化するために合金（主にマンガン）を大量に添加することによって、成形性の大幅な向上も達成される可能性がある。例としては、中マンガン鋼及び双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ）鋼がある。オーステナイトは本質的にフェライトよりも延性があり、双晶により非常に効果的な加工硬化メカニズムを提供することができる。このような鋼は、非常に高い強度（通常は１０００ＭＰａ）において非常に高い伸び（通常は３０～５０％）を達成する可能性がある。しかしながら、降伏強度が比較的低く、成形部品の強度を高くするには、大きな負荷を均一に加える必要がある。さらに、非常に高レベルの合金は、従来のプロセスを超える大規模生産に問題を含む。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

本発明の目的は、引張伸び及び穴広げ率の観点から最適化された特性を備えた高強度鋼種を提供することである。

【0007】

本発明のさらなる目的は、低降伏強度を有する高強度鋼種を提供することである。

【0008】

本発明の別の目的は、比較的少量の合金化元素を有する高強度鋼種を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0009】

これらの目的のうちの１つ又は複数は、本発明によれば、重量％で、以下の元素：
Ｃ：０．１２～０．１８
Ｍｎ：２．００～２．６０
Ｓｉ：０．３０～０．７７
Ｃｒ：０．１０～０．７０
Ａｌ：０．３９未満
Ｓ：０．００５未満
Ｎ：０．０１５未満
Ｐ：０．０３未満
場合により、
Ｎｂ：０．０６未満
Ｍｏ：０．２０未満
Ｔｉ：０．０４未満
Ｖ：０．２０未満
Ｂ：０．００４未満
Ｃａ：０．００４未満
から選択される１種又は２種以上の元素
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物である、高強度鋼ストリップであって、
前記高強度鋼ストリップが、体積％で、
フェライト及びベイナイト：合計５０～９０
マルテンサイト：１５未満
残留オーステナイト：５～１５
を含み、残部が合計５までのパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物であり、総計が１００体積％である、ミクロ組織を有する、前記高強度鋼ストリップで提供することによって達成される。

【発明を実施するための形態】

【0010】

本発明者らは、適切な合金化戦略を選択し、処理中にミクロ組織の特徴を調整することにより、高強度を有する二相鋼のバランスのとれた特性が実現されることを見出した。

【0011】

本発明は、成形性のために最適化された特性を有する二相鋼に焦点を合わせている。高い穴広げ率（ＨＥＣ値）を得るためには、ミクロ組織に大量のベイナイトが含まれている必要がある。合金化元素としてＳｉを使用すると、炭素を含まないベイナイトが形成され、過剰な炭素がオーステナイトに拡散して安定化する。残留オーステナイトは、伸びに優れ、したがって、成形中の鋼シートの成形性を向上させる。この目的で残留オーステナイトは存在する。残留オーステナイトは準安定であり、成形中にマルテンサイトに変態する。これにより、成形部品の強度が向上する。しかしながら、ベイナイトの割合が高いと伸びには不向きであり、残留オーステナイトは穴の拡大には不向きである。したがって、高い割合のベイナイト（ＨＥＣに適し、伸びには適さない）と、残留オーステナイト（伸びに優れ、ＨＥＣには適さない）とを有するバランスのとれたミクロ組織が、高強度で成形性に優れた二相鋼用に設計された。マルテンサイトの量は比較的少なく、高いＨＥＣ値を提供し、フェライトは降伏強度を低くするために存在する。

【0012】

好ましくは、上記の本発明による鋼のミクロ組織は、体積％で、フェライト：１５～５５、ベイナイト：３５～７５、マルテンサイト：１０未満、好ましくは１～５、残留オーステナイト：５～１０のうちの１種又は２種以上を含み、残部が合計５までのパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物であり、総計が１００体積％である、ミクロ組織を有する。これにより、鋼の成形性が最適化される。

【0013】

フェライト（１５～５５％）：フェライトは、成形可能で加工硬化可能である基板を提供するために必要であり、二相特性及び低い降伏比（yield ratio）を達成するために重要である。この制限を上回ると、最終的なミクロ組織に十分なベイナイト及び／又はマルテンサイトが含まれなくなり、したがって、強度が過度に低くなる。エッジ延性は十分ではなくなる。この制限を下回ると、降伏比が過度に高くなる。

【0014】

ベイナイト（３５～７５％）：ベイナイトは強度を提供する。ケイ素の存在下におけるベイナイトの変態は、炭素をオーステナイト相に送り、オーステナイト相における炭素レベルの富化を可能にし、周囲温度における（準）安定相の形成を可能にする。このプロセスはパーティショニング（partitioning）と呼ばれる。ベイナイトは、ひずみのマイクロスケールでの局在化が少ないため、強化相としてマルテンサイトよりも優れており、その結果、亀裂（fracture）に対する耐性が向上する。すなわち、エッジ延性が向上する。下限を下回ると、オーステナイトの安定化が不十分になり、エッジ延性が過度に低くなる。上限を上回ると、降伏強度が過度に高くなる。

【0015】

マルテンサイト（１５％未満）：マルテンサイトはアニーリングの最終焼入れ中に形成される。マルテンサイトもまた強度を提供する。上限を上回ると、強度が過度に高くなったり、かつ／あるいは、エッジ延性が過度に低くなる。ＤＰ引張応答を達成するために（降伏点伸びを抑制するために）、いくらかのマルテンサイトが好ましくは存在する。マルテンサイトは、好ましくは１０％未満、より好ましくは１～５％である。

【0016】

残留オーステナイト（５～１５）：残留オーステナイトはＴＲＩＰ効果により伸びを促進する。５％未満では、所望のレベルの伸びは達成されない。上限は組成によって設定される。好ましくは、上限は１０％である。

【0017】

鋼ストリップの処理により、少量のパーライト、セメンタイト、析出物及び介在物が、合計５％まで鋼に存在する場合がある。

【0018】

さらに、本発明による鋼は、比較的少量の炭素（０．１２～０．１８重量％）を比較的少量のケイ素（０．３０～０．７７重量％）と組み合わせる。これは、より多量の炭素及び／又はケイ素を含む鋼種と比較して、鋼シートの製造に有利である。

【0019】

合金化戦略については、以下で説明する。

【0020】

炭素（０．１２～０．１８）：所望の硬化性及び強度レベルを得るには、炭素（Ｃ）が必要である。炭素は、残留オーステナイトの安定化を可能にする。この範囲を下回ると、遊離炭素のレベルは、オーステナイトの所望の割合の安定化を可能にするのに不十分である可能性がある。結果として、所望のレベルの伸びが達成されない可能性がある。この範囲を上回ると、溶接性が問題になる。

【0021】

マンガン（２．００～２．６０）：マンガン（Ｍｎ）は、実質的な固溶体強化を実現し、オーステナイトを安定化し、硬化性を高めて、従来のアニーリングラインにおいて達成可能な冷却速度における硬質変態生成物（hard transformation product）の形成を促進する。この範囲を上回ると、鋼ストリップ表面の濡れ性が損なわれる。この最大レベルは、鋳造中のより強い偏析と、より高い値での（at higher values）ストリップ内のマルテンサイトのバンドの形成との観点においても考慮される。下限を下回るＭｎ含有量では、強度及び変態挙動が損なわれる。

【0022】

ケイ素（０．３０～０．７７）：ケイ素（Ｓｉ）の添加により固溶体強化が行われるため、高強度の達成が可能になり、オーステナイトの安定化が促進される。Ｓｉは、過時効中の炭化物の形成を非常に効果的に遅延させ、オーステナイトの安定化のために炭素を溶体中に保持する。フェライト及び硬質相（例えば、ベイナイト及びマルテンサイト）は、炭化物がない場合に延性が向上する。炭化物に閉じ込められていない遊離炭素は、オーステナイトに分配される可能性がある。許容可能なコーティング性のために、Ｓｉの強制添加は最大レベルの０．７７重量％を下回る必要がある。Ｓｉはフェライト安定化元素であるため、適切な変態挙動を保証して、比較的低い降伏強度の鋼製品を製造する。鋳造中のＳｉの偏析は、Ｍｎと比較してエッジ延性に悪影響を及ぼさない。

【0023】

クロム（０．１０～０．７０）：クロム（Ｃｒ）を使用して硬化性を高め、過時効温度まで冷却したときの高温変態生成物（high temperature transformation product）の形成を遅延させることができる。したがって、Ｃｒの添加により、フルスケールの製造ラインにおいてより容易に達成されるより低い冷却速度の利用を可能にすることができる。Ｃｒは硬化性作用があるため、強度を高める効果もある。下限を下回るＣｒ含有量において、変態挙動は、所望の強度レベルを提供するには不十分である。マルテンサイトが過度に多くなく、十分なベイナイトが形成されるように、最大レベルが課せられる。

【0024】

アルミニウム（０．３９未満）：アルミニウム（Ａｌ）は、鋳造前に溶鋼を脱酸するために使用される。さらに、少量のＡｌを使用して、冷却停止中の変態温度及び反応速度を調整することができる。高レベルのＡｌは、フェライトからオーステナイトへの変態温度範囲を従来の設備と適合性のないレベルに上昇させる可能性がある。したがって、Ａｌ酸化物及び溶質アルミニウムの形態における鋼中のアルミニウムの総量は０．３９重量％未満である必要がある。

【0025】

硫黄（Ｓ：０．００５未満）：硫黄（Ｓ）は避けることが好ましいが、製鋼プロセスにおいて必然的に存在する。一般に、硫黄含有量が少ないほど、エッジ延性及び成形性に優れている。

【0026】

窒素（Ｎ：０．０１５未満）：窒素（Ｎ）の含有量は、連続鋳造プラントで一般的な最大０．０１５重量％に制限される。

【0027】

リン（Ｐ：０．０３未満）：リンは溶接時に鋼を脆くする可能性があるため、その量は最大０．０３重量％に制限される。

【0028】

場合により、以下の元素：Ｎｂ（０．０６未満）、Ｍｏ（０．２０未満）、Ｔｉ（０．０４未満）及びＶ（０．２０未満）の１種又は２種以上を鋼組成に含めることができる。これらの元素を使用して、熱間圧延中間製品及び最終製品のミクロ組織を微細化することができる。微細化されたミクロ組織は、エッジ延性のさらなる改善につながり得る。これらの元素はまた、強化作用を提供する。

【0029】

ホウ素（Ｂ：０．００４未満）：ホウ素（Ｂ）を使用して、変態挙動及び強度を最適化することができる。ホウ素は、オーステナイト冷却中のフェライト形成を抑制する。ホウ素を添加すると、鋼の硬化性が向上する。

【0030】

カルシウム（Ｃａ：０．００４未満）：カルシウム（Ｃａ）の添加は、主にＳ含有量の高い鋼に有益である。カルシウムの添加により、硫化マンガン介在物の形態が変化する。カルシウムを添加すると、介在物は細長い形状ではなく球状になる。これらの細長い介在物の回避は、エッジ延性にとって有益である。Ｃａ処理は、硬質アルミナ介在物の形成も防ぐ。

【0031】

好ましい実施形態によれば、Ｃの量は、重量％で、０．１３～０．１８、好ましくは０．１４～０．１７であり、かつ／あるいは、Ｍｎの量は、重量％で、２．００～２．５０、好ましくは２．１０～２．４５、より好ましくは２．１５～２．４０である。

【0032】

Ｃ及びＭｎの範囲は、適切な変態挙動及び強度レベルを提供するために正しいバランスが見出されるように選択される。上で説明したように、Ｍｎ及びＣはオーステナイト安定化元素である。好ましい範囲は、鋼のその他の元素と組み合わせて最適化された強度及び成形性を提供する。

【0033】

さらに好ましい実施形態によれば、Ｓｉ＋Ｃｒの量が、１．３０以下、好ましくは１．２０以下、より好ましくは１．１０以下、より一層好ましくは１．００以下、より一層好ましくは０．９０以下、最も好ましくは０．８４以下である。

【0034】

Ｓｉ及びＣｒはフェライトを安定化させる元素である。低降伏強度の製品にはフェライトの形成が必要である。しかしながら、フェライトの割合が過度に高いと、強度及び／又はエッジ延性が低下する。したがって、Ｓｉ＋Ｃｒが１．３以下であることが、適切な変態挙動、すなわち、相間の適切なバランス（フェライトがあまり形成されない）を確保するための条件である。鋼シートの生産性を高めるために、Ｓｉ＋Ｃｒの量がさらに少ないことが好ましい。

【0035】

その点において、Ｓｉの量が、重量％で、０．３０～０．７０、より好ましくは０．３５～０．６５、より一層好ましくは０．４０～０．６０であり、かつ／あるいは、Ｃｒの量が、重量％で、０．１５～０．６５、より好ましくは０．２０～０．６０、より一層好ましくは０．２５～０．６０であり、かつ／あるいは、Ａｌの量が、重量％で、０．１０未満、より好ましくは０．０５未満であることが好ましい。これらの好ましい範囲は、適切なミクロ組織の形成と鋼の良好な生産性とのための最適な条件を提供する。

【0036】

通常、そのような元素のコストを考慮すると、オプションの元素は少量であることが好ましい。その点において、Ｎｂの好ましい量は、重量％で、０．０４未満、好ましくは０．０３未満、より好ましくは０．０２未満であり、Ｔｉの好ましい量は、重量％で、０．０３未満、より好ましくは０．０２０未満、最も好ましくは０．０１未満であり、Ｂの好ましい量は、重量％で、０．００２未満、好ましくは０．００１未満、最も好ましくは０．０００６未満であり、Ｖの好ましい量は、重量％で、０．１０未満、好ましくは０．０５未満、最も好ましくは０．０２未満であり、Ｍｏの好ましい量は、重量％で、０．１０未満、好ましくは０．０５未満、最も好ましくは０．０２未満である。

【0037】

Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ及びＢのうちの１種又は２種以上が不純物として存在することも見込まれる。この理由は、本発明に従って所望の成形性に到達するためにそのような元素を添加する必要がないためである。

【0038】

本発明の好ましい実施形態によれば、高強度鋼ストリップは、以下の特性：
９５０～１２００ＭＰａ、好ましくは９８０～１１８０ＭＰａの引張強度（Ｒｍ）
６２０ＭＰａ以下、好ましくは６００ＭＰａ以下の調質圧延前の降伏強度（Ｒｐ）
１２％超の全伸び（Ａ_ＪＩＳ５）
１５％超の穴広げ性能（ＨＥＣ：hole expansion capacity）
のうちの１又は２以上を有する。

【0039】

伸び及び穴の拡大に関するこれらの下限は、特に組み合わせた場合に、プレスでの成形中に鋼の非常に優れた成形性を提供する。

【0040】

好ましくは、全伸び（Ａ_ＪＩＳ５）は、１３％超、より好ましくは１４％超、最も好ましくは１５％超である。高強度鋼、特に引張強度が少なくとも９５０ＭＰａである鋼についてのこのような高い伸びレベルは、高いＨＥＣ値と少量の合金化元素との組み合わせでは例外である。

【0041】

好ましくは、穴広げ性能（ＨＥＣ）は、２０％超、より好ましくは２５％超、最も好ましくは３０％超である。このような高いＨＥＣ値は、鋼の成形性に非常に良好である。

【0042】

本発明者らは、上記の機械的特性が、以下の条件：
（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧５５０、好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧６００、より好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧６５０、最も好ましくは（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐ≧７００
を満たす場合に、本発明による高強度鋼ストリップが優れた成形性を有することを見出した。高い必要がある特性Ａ_ＪＩＳ５、ＨＥＣ及びＲ_ｍが、低い必要がある特性Ｒ_ｐと組み合わされるように、式（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐは、最も重要な機械的特性を効果的に組み合わせている。

【0043】

好ましい実施形態によれば、高強度鋼ストリップが亜鉛系コーティングによりコーティングされており、コーティングされた高強度鋼ストリップの調質圧延後の降伏強度Ｒ_ｐが、７４０ＭＰａ以下、好ましくは７２０ＭＰａ以下、より好ましくは７００ＭＰａ以下である。亜鉛めっき浴中で亜鉛をコーティングすることにより、鋼の降伏強度が高くなる。

【0044】

第２の態様による本発明は、本発明の第１の態様の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・本発明の第１の態様による組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（coiling temperature：ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－３０℃）～（Ａ_ｃ３＋３０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは５～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを１０～９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、２～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを２０～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３８０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持し、次いで、少なくとも４℃／秒の冷却速度ＣＲ３で３００℃未満の温度まで冷却する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・前記ストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法に関する。

【0045】

本発明者らは、この方法を使用することにより、必要なミクロ組織を有する鋼ストリップを製造することができることを見出した。

【0046】

本発明の第３の態様によれば、本発明の第１の態様の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・本発明の第１の態様の組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－３０℃）～（Ａ_ｃ３＋３０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは５～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを１０～９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、２～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを２０～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３８０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・次いで、前記ストリップを亜鉛めっき浴中で溶融めっきして、亜鉛コーティング又は亜鉛系コーティングを形成させ、次いで、少なくとも４℃／秒の冷却速度ＣＲ３で３００℃未満の温度まで冷却する工程；
・前記コーティングされたストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法が提供される。

【0047】

本発明の第３の態様に従った方法を使用することにより、亜鉛めっきされた高強度鋼シートが製造される。亜鉛系コーティングは、例えば、０．７～５％のＡｌ及び／又は０．３～５％のＭｎを含むことができる。

【0048】

本発明の第４の態様によれば、本発明の第１の態様の高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
・請求項１～１３のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を鋳造し、熱間圧延して、厚み２．０～４．０ｍｍのストリップを得、５００～６５０℃の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る工程；
・前記ストリップを４０～８０％の圧下率で冷間圧延する工程；
・前記ストリップを（Ａ_ｃ３－５０℃）～（Ａ_ｃ３＋４０℃）の温度Ｔ１まで、好ましくは１～２５℃／秒の平均加熱速度ＨＲで、加熱して、完全オーステナイトミクロ組織又は部分オーステナイトミクロ組織を形成させる工程；
・次いで、前記ストリップを最大で９０秒の時間ｔ１の間、Ｔ１で保持し、次いで、０．５～１２℃／秒の冷却速度ＣＲ１で、５７０～７３０℃、好ましくは６００～７３０℃の範囲の温度Ｔ２まで徐冷する工程；
・次いで、前記ストリップを５～７０℃／秒の冷却速度ＣＲ２で、３３０～４７０℃、好ましくは４００～４５０℃の温度Ｔ３まで急冷し、次いで、２５～１００秒の時間ｔ２の間、（Ｔ３－５０℃）～（Ｔ３＋５０℃）の温度Ｔ４で保持する工程であって、時間ｔ２の終了時のＴ４が（Ｔ３－３０℃）～（Ｔ３＋３０℃）である工程；
・場合により、次いで、前記ストリップを亜鉛めっき浴中で溶融めっきして、亜鉛コーティング又は亜鉛系コーティングを形成させる工程；
・次いで、前記コーティングされたストリップを少なくとも４℃／秒の冷却速度で３００℃未満の温度まで冷却する工程；
・前記コーティングされたストリップを０．５％未満の圧下率で調質圧延する工程
を含む、前記方法が提供される。

【0049】

本発明者らは、本発明の第４の態様によるこの方法を使用することにより、必要なミクロ組織を有する鋼ストリップを製造することが可能であり、温度、時間並びに加熱速度及び冷却速度の設定に関する要件が広いことを見出した。

【実施例】

【0050】

本発明は、以下の例を参照して説明される。

【0051】

以下の表１に示される組成（元素の量が重量％で示されている）を使用して９種の合金が鋳造された。表に示されていない元素は不純物として存在する。

【0052】

【表1】

【0053】

表１において、第１列におけるＩは本発明に従った合金を示すが、Ｃは比較例の合金を示す。

【0054】

合金の相転移温度を表２に示す。それを超えるとミクロ組織が完全にオーステナイトで構成される温度（Ａ_ｃ３）、ベイナイト開始（Ｂ_Ｓ）温度及びマルテンサイト開始（Ｍ_Ｓ）温度を、℃で、表２に示す。

【0055】

【表2】

【0056】

Ａ_ｃ３及びＭ_Ｓ温度は、膨張率測定を使用して測定した。サンプルを９００℃まで平均加熱速度１１℃／秒で加熱した。次いで、サンプルを９００℃で３０秒間、保持する。次いで、サンプルを焼入れする。Ｂ_Ｓ温度は、ＪｍａｔＰｒｏ ｖ１０．２ツールを使用して計算された。

【0057】

例による高強度鋼ストリップを製造する方法は以下のとおりである。

【0058】

鋳鋼を４．０ｍｍの厚みに熱間圧延し、巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る。ストリップを７５％の圧下率で冷間圧延する。機械的特性を決定するために、実験室の連続アニーリングシミュレータを使用してストリップサンプルをアニーリングした。最初に、部分オーステナイトミクロ組織又は完全オーステナイトミクロ組織が得られるように、ストリップを平均加熱速度ＨＲで温度Ｔ_１まで加熱する。次いで、ストリップを時間ｔ_１、温度Ｔ_１で保持する。次いで、ストリップを冷却速度ＣＲ_１で温度Ｔ_２まで冷却し、次いで、冷却速度ＣＲ_２で温度Ｔ_３までさらに冷却する。次いで、過時効時間ｔ_２の間、ストリップを温度Ｔ_４（この場合はＴ_３に等しい）で保持する。この時間中、温度Ｔ_４は、発生する変態潜熱と自然冷却との両方によって変化し得る。次いで、ストリップを、通常４５０～４７０℃のＺｎ浴の温度を表す４５５℃にし、この温度で約１７秒間保持して、溶融亜鉛めっきステップをシミュレートする。次いで、ストリップを少なくとも４℃／秒の速度で３００℃未満に冷却する。次いで、ストリップを空気中で室温まで冷却する。

【0059】

例１６における合金Ｉのみが工場で製造されており、方法の設定は実験室の例とは異なり、製造されたストリップは従来の亜鉛メッキにより直接コーティングされた。

【0060】

表３に、冷却速度ＣＴの値、平均加熱速度ＨＲの値、並びに９種のサンプルの製造に使用されたそれぞれの温度、時間及び冷却速度の値を示す。

【0061】

【表3】

【0062】

製造されたサンプルのミクロ組織は、以下のように決定される。

【0063】

フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの体積分率は、膨張率測定データから、てこの原理（Lever rule）（混合物の線形法則（the linear law of mixtures））をデータに適用して、S. M. C. Van Bohemen in Scr. Mater. 69 (2013), p. 315-318 (参考文献［１］)の論文で得られたｂｃｃ及びｆｃｃ格子の熱収縮に関する非線形方程式を使用して評価された。完全オーステナイト化（Ｔ_１＞Ａ_ｃ３）後の冷却の場合、変態が発生しない高温範囲で測定された熱収縮は、ｆｃｃ格子に関して参考文献［１］で提案されている式で簡単に説明可能である。部分オーステナイト化（Ｔ_１＜Ａ_ｃ３）後の冷却の場合、高温範囲で測定された熱収縮は、混合規則（rule of mixtures）に従って別個の相成分の熱膨張係数（ＣＴＥ）によって決定される。次いで、冷却中の変態の開始は、高温範囲での熱膨張によって定義されるこの線からの膨張率測定データの最初の偏差によって特定される。残留オーステナイト（ＲＡ）は、Ｘ線回折測定によって決定され、ＲＡの分率は、膨張データのてこの原理分析の入力として使用された。

【0064】

この方法で決定されたフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの体積分率（体積％）を、１６種のサンプルについて表４に示す。

【0065】

【表4】

【0066】

サンプルの特性は以下のように決定される。

【0067】

引張特性（降伏強度（Ｒ_ｐ）、引張強度（Ｒ_ｍ）及び全伸び（Ａ_ＪＩＳ５））は、ＩＳＯ６８９２に準拠した方法で油圧サーボ試験機（servohydraulic testing machine）を使用して決定された。合金Ｉ（例１６）の場合のみ、全伸びＡ_ＪＩＳ５は使用されず、標準伸びＡ８０が使用された。

【0068】

ＨＥＣ値を決定するための穴広げ試験は、パンチ穴のあるサンプルに対してＩＳＯ １６６３０に記載されている試験方法を使用して実施された。サンプルは、円錐パンチから離れた上側にパンチエッジのバリ（burr）が存在するように配置される。

【0069】

この方法で決定された１６種のサンプルの特性を表５に示す。

【0070】

【表5】

【0071】

上記の例は、本発明に従う合金及び本発明に従う処理工程により、必要な機械的特性（引張強度及び降伏強度）並びに必要な強化された組み合わせ（高い全伸び及びＨＥＣ値）を有するサンプルが製造されることを示している。

【0072】

本発明の合金及びサンプルはまた、１．３重量％未満であり得る適度に低いケイ素及びクロムの合計量により、適切に高い特性を有する高強度鋼ストリップを得ることができることを示している。表１の合金Ｄ～Ｈにより示されているように、ケイ素及びクロムの合計量は、０．８５重量％よりもさらに低い場合があり、この合金は、全伸びが１２～１９％であり、ＨＥＣ値が１９～３６％である高強度鋼種をもたらし得る。

【0073】

データの分析により、本発明の例の特徴は、単一の要件、すなわち（Ａ_ＪＩＳ５×ＨＥＣ×Ｒ_ｍ）／Ｒ_ｐが５５０以上であることによって捉え得ることが明らかになった。この式は、上で定義された組成範囲及びプロセスの制限を有する本発明に当てはまる。例７を参照すると、特許請求の範囲内のすべての特性（Ｒ_ｐ、Ｒ_ｍ、Ａ_ＪＩＳ５、ＨＥＣ）を有するが、式は違いを示している。

【0074】

鋼の全体的な成形性は、この式によって評価され得る。この式は、所望のスタンピング性能を達成するために必要な最適化された特性（低降伏強度を有する高引張強度鋼についての高い伸び及び高いＨＥＣ）の重要性を強調している。したがって、それは高い伸び又は高い穴広げ性能の最適化であるだけでなく、両方ともの最適化である。

【国際調査報告】