特表 2024-526248 ＴＲＩＰ鋼およびその作製方法、冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板

(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】2024-07-17

(54)【発明の名称】ＴＲＩＰ鋼およびその作製方法、冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240709BHJP

   C22C 38/06 20060101ALI20240709BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20240709BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301S

C22C38/06

C21D9/46 G

C21D9/46 J

C22C38/00 301T

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023580529

(86)(22)【出願日】2022-06-29

(85)【翻訳文提出日】2024-02-26

(86)【国際出願番号】 CN2022102199

(87)【国際公開番号】W WO2023274281

(87)【国際公開日】2023-01-05

(31)【優先権主張番号】202110727388.5

(32)【優先日】2021-06-29

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】302022474

【氏名又は名称】宝山鋼鉄股▲分▼有限公司

(74)【代理人】

【識別番号】110001195

【氏名又は名称】弁理士法人深見特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】陳 濛 瀟

(72)【発明者】

【氏名】鐘 勇

(72)【発明者】

【氏名】王 利

(72)【発明者】

【氏名】謝 爽

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA06

4K037EA15

4K037EA16

4K037EA18

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4K037EA27

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4K037FJ06

4K037FK02

4K037FK03

4K037FK08

4K037FL01

4K037FL02

4K037GA05

4K037JA07

(57)【要約】

本発明では、ＴＲＩＰ鋼およびその作製方法、冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板が開示され、前記ＴＲＩＰ鋼は、質量パーセントで、以下の化学成分：Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、Ｆｅ≧９０％、を含む。本発明のＴＲＩＰ鋼は、炭素ケイ素マンガン鋼を基礎とし、炭素とケイ素とマンガンとアルミニウムの割合を最適化させることにより、従来のＴＲＩＰ鋼におけるＳｉが一部にＡｌで置き換えられることで、炭化物の析出が抑制され、残留オーステナイトが安定化され、ＴＲＩＰ鋼の力学的性質が確保されるとともに、鋼板の表面品質及びメッキ性が改善される。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量パーセントで、以下の化学成分：Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、Ｆｅ≧９０％、を含む、ＴＲＩＰ鋼。

【請求項2】

Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物、を含む、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項3】

Ｃの含有量は０．１７～０．２３％である、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項4】

Ｓｉの含有量は０．７～０．９％である、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項5】

Ｍｎの含有量は１．８～２．０％、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項6】

Ａｌの含有量は０．６～０．８％、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項7】

前記ＴＲＩＰ鋼の金相組織は、体積分率で、３８～５８％のフェライト、３０～５０％のベイナイト、１０～１２％の残留オーステナイトおよび≦２％のマルテンサイトを含む、請求項１－６のいずれ一項に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項8】

前記ＴＲＩＰ鋼のフェライトのうち、１０μｍ以下のフェライト結晶粒は８０％以上を占め、そのうち、５μｍ以下のフェライト結晶粒は６０％以上を占め、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下であり、前記残留オーステナイト結晶粒の平均Ｃ含有量１ｗｔ％以上である、請求項７に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項9】

前記ＴＲＩＰ鋼は、降伏強度が４２０ＭＰａ以上であり、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、破断伸び率が２５％以上であり、強度延性積は２３ＧＰａ．％を超える、請求項１－６のいずれ一項に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項10】

前記ＴＲＩＰ鋼は、降伏強度が４２０～６００ＭＰａであり、引張強度が８００～９５０ＭＰａであり、破断伸び率が２５％～３５％であり、強度延性積が２３ＧＰａ．％を超える、請求項１－６のいずれ一項に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項11】

以下の工程：
製錬、鋳造；
熱間圧延、巻取り；
冷間圧延；
連続焼鈍；
を含む、請求項１～１０中のいずれ一項に記載のＴＲＩＰ鋼の作製方法。

【請求項12】

前記作製方法におけるパラメータは、下記：
前記製錬、鋳造工程では、連続鋳造の過熱度は１５～３０℃とする；
前記熱間圧延工程では、スラブの加熱温度は１１５０～１２５０℃とし、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とする；
前記巻取り工程では、巻取り温度は５２０～６００℃とする；
前記冷間圧延工程では、冷間圧延圧下量は５０～７０％とする；
前記連続焼鈍工程では、まずは焼鈍保温温度８００～８６０℃で６０～２００ｓ保温し、さらに３～１０℃／ｓの第一冷却速度で急冷開始温度６９０～７３０℃まで冷却し、さらに３０～６０℃／ｓの第二冷却速度で急冷終了温度３５０～４５０℃まで冷却し、そして２００～４００ｓ保温する時効処理を行い、最後に２～１０℃／ｓの第三冷却速度で１５０℃以下まで冷却する、
の少なくとも一つを満たすように制御される、請求項１１に記載のＴＲＩＰ鋼の作製方法。

【請求項13】

請求項１１または１２に記載のＴＲＩＰ鋼の作製工程、および溶融亜鉛メッキ処理工程を含む、溶融亜鉛メッキＴＲＩＰ鋼板の作製方法。

【請求項14】

請求項１－１０のいずれ一項に記載のＴＲＩＰ鋼から作製された冷間圧延鋼板。

【請求項15】

請求項１４に記載の冷間圧延鋼、板および前記冷間圧延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛メッキ層を含む、溶融亜鉛メッキ鋼板。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、冶金技術の分野に関し、特にＴＲＩＰ鋼およびその作製方法、冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板に関する。

【背景技術】

【0002】

近年、車体軽量化の実現、省エネの達成、衝撃安全性の向上および製造コストの削減などの目的のため、自動車用の先端高張力鋼が広く利用されている。先端高張力鋼は、鋼板強度の向上により鋼板厚さが薄くなると同時に、優れた成形性能が保たれるため、現在では総合的な競争力が最も高い車体軽量化素材である。

【0003】

変態誘起可塑性（ＴＲＩＰ）効果に基づく先端高張力鋼では、高強度を保つと同時に、良好な延性も有する必要がある。顕微組織の観点から見ると、ＴＲＩＰ鋼はフェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなり、自動車のドア保護ロッド、バンパーおよびフロア構造部品の製造に主に使用される。

【0004】

ＴＲＩＰ鋼では、残留オーステナイトの体積分率および安定性は、力学的性質に影響を与える主な要因である。ＴＲＩＰ鋼では、残留オーステナイトを安定化させ、炭化物の析出を抑制することが重要である。従来のＴＲＩＰ鋼は、主にＳｉを高添加することで炭化物の析出を抑制するが、Ｓｉ含有量が高くなると、鋼材表面にＳｉ酸化物の層が形成され、材料のメッキ性に大きな影響を与える。同時に、第一世代の先端高張力鋼の中で現在最も優れた強度延性を有するＴＲＩＰ鋼でも、その強度延性は一般に２０ＧＰａ．％以下である。強度延性をさらに向上させるために、第三世代の自動車用先進高張力鋼の設計主旨は、主に次の通りである：（１）多量のＭｎを添加してオーステナイト逆変態プロセスを達成し、成形性に優れるオーステナイトを得るが、材料コストが高くなり、製造が困難になり、かつ高すぎるＭｎは溶接性にも悪影響を与える；（２）焼入れ分布(ＱＰプロセス)により一定量の残留オーステナイトを含むマルテンサイト鋼組織を得るが、これは焼鈍工程と装置に大きな課題をもたらす。

【0005】

例えば：中国発明特許ＣＮ２０１６１０８６７４１３．９には、２０ＧＰａ．％を超える強度延性を備えた経済的な高強度冷間圧延ＴＲＩＰ鋼およびその製造方法が記載され、当該ＴＲＩＰ鋼の主な化学成分は、重量パーセントで、以下の成分：Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．３～１．７％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．０２０％、Ａｌ：０．０２～０．０６％、残部はＦｅおよび不可避的不純物、を含む。その製造方法には、製錬、熱間圧延、酸洗冷間圧延、連続焼鈍が含まれる。この方法で得られる材料は、強度延性には優れているが、Ｓｉ含有量が高いため当該材料の表面品質が悪く、溶融亜鉛メッキ後の製品表面に色ムラが生じやすい。

【0006】

中国発明特許ＣＮ２０１３１０５２０９９８．３には、９８０ＭＰａ級の高強度延性の自動車用鋼板の熱処理工程が記載され、処理したＴＲＩＰ７８０冷間圧延鋼板を焼き入れした後、一定温度に加熱して分布させることで、強度延性が２６．３～２６．８ＧＰａ．％になり、伸び率が２３％以上になる９８０ＭＰａ級の高強度延性の自動車用鋼板を得る。その欠点は、急速焼入れおよび再分布工程には、高い装置の冷却および加熱性能が必要であり、現在の焼鈍装置ではその要件を完全に満たすことができない。

【0007】

中国発明特許ＣＮ２００８１０１１９８１８．Ｘには、高強度冷間圧延溶融亜鉛メッキ用ＴＲＩＰ鋼板およびその作製方法が記載され、その利点は、低Ｓｉの成分設計で、メッキ性が良好である。しかし、Ａｌ含有量が高すぎるため連続鋳造生産が困難となり、安定したバッチ生産が難しくなると同時に、成分中のＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ等の合金元素の添加で生産コストも増加するという欠点がある。

【0008】

中国発明特許ＣＮ２０１５１０５９６７７８．８には、ＴＲＩＰ鋼の表面品質を改善するための処理方法が記載され、これも、低Ｓｉ（≦０．５％）、高Ａｌ（１～５％）の成分設計で、焼鈍温度範囲が従来のＴＲＩＰ鋼より広いという利点があるが、高Ａｌの成分設計のため、安定した連続鋳造生産が難しく、得られる製品は引張強度が低く（４４５～５２０ＭＰａ）、強度延性はわずか１６～１８ＧＰａ．％である。

【0009】

中国発明特許ＣＮ２０１５１０１１２６７９．８には、３０ＧＰａ．％を超える強度延性を有する高Ａｌ中マンガン鋼の製造方法が記載され、当該ＴＲＩＰ鋼の利点は、高強度、高伸び率、低密度であり、車体軽量化のための材料選択を満たすことができるが、Ｍｎ、Ａｌ含有量が高すぎるため製造が困難になり、コストが高くなるという欠点がある。

【0010】

中国発明特許ＣＮ２０１１１０２８０８０４．８には、１０００ＭＰａ級以上の冷間圧延ＴＲＩＰ鋼およびその製造方法が記載され、Ｎｂ、Ｖのマイクロ合金と組み合わせる高Ｓｉ高Ａｌの成分設計で、材料はＲｍが１０００ＭＰａ以上である場合、伸び率Ａ_８０が１８％以上になる。しかし、高Ｓｉ、高Ａｌ、高Ｍｎの成分およびＮｂ、Ｖのマイクロ合金のため、連続鋳造生産は困難であり、材料の生産コストも増加する。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0011】

従来のＴＲＩＰ鋼における高Ｓｉ量による表面品質の低下、高Ｍｎ、Ａｌ量による連続鋳造生産過程の困難さ、及びＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ等の合金元素の使用による生産コストの増加などという問題を解決するために、本発明は、従来のＴＲＩＰ鋼におけるＳｉを一部Ａｌに置き換え、且つＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌの割合を最適化させることで、炭化物の析出を抑制し、残留オーステナイトを安定化させ、ＴＲＩＰ鋼の力学的性質を確保すると同時に、鋼板の表面品質及びメッキ性を改善し、加工の難しさおよび生産コストを削減することができる。

【0012】

本発明の目的の一つは、ＴＲＩＰ鋼の提供である。本発明の技術案で得られるＴＲＩＰ鋼は、良好なメッキ表面品質および高強度延性を有する。具体的には、その降伏強度は４２０ＭＰａ以上であり、例えば４２０～６００ＭＰａであり、引張強度は８００ＭＰａ以上であり、例えば８００～９５０ＭＰａであり、破断伸び率は２５％以上であり、例えば２５％～３５％であり、強度延性は２３ＧＰａ．％を超える。

【課題を解決するための手段】

【0013】

本発明のＴＲＩＰ鋼は、質量パーセントで、以下の化学成分：Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、Ｆｅ≧９０％、を含む。

【0014】

さらに、本発明のＴＲＩＰ鋼は、質量パーセントで、以下の化学成分およびそのパーセント含有量：Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物、を含む。

【0015】

一実施形態では、本発明のＴＲＩＰ鋼の均一延伸率（ＵＥＬ）は１８．５％以上、例えば１８．５～２６．０％である。

【0016】

本発明では、各元素の設計主旨は以下の通りである：
炭素（Ｃ）：炭素は、鋼板／鋼帯の強度、溶接性および成形性に直接影響する。炭素含有量が高いほど、鋼板強度の向上に有利である。炭素含有量が０．１５％未満であると、鋼板／鋼帯の強度が目標を満たさないが、炭素含有量が０．３０％を超えると、炭素当量が高すぎ、鋼板の溶接性が悪化しやすくなる。同時に、Ｃは、オーステナイト安定化元素でもあり、一定量のＣを含有するオーステナイトこそ、室温下でも安定に存在でき、ＴＲＩＰ効果で、材料の高強度延性の要求を満たすことができ。そのため、本発明では、炭素の質量パーセントは０．１５～０．３０％に、好ましくは、Ｃの含有量は０．１７～０．２３％に制御される。

【0017】

ケイ素（Ｓｉ）：ケイ素は、主に固溶体としてＴＲＩＰ鋼中に存在してベイナイト変態におけるセメンタイトの形成を抑制する。同時に、Ｓｉは、フェライトに分布してＣの化学ポテンシャルを高め、フェライトにおけるＣのオーステナイト内部への拡散を促進する。それは、炭素を多く含む残留オーステナイトの形成が、ＴＲＩＰ効果が生まれる基本条件だからである。材料の優れる可塑性を確保するために、Ｓｉ含有量は少なくとも０．６％以上である必要がある。しかし、Ｓｉは鋼板の表面品質を悪化させる元素でもあり、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、熱間圧延鋼板／鋼帯の表面にひどい熱間圧延酸化鉄皮膜が生成しやすく、鋼板／鋼帯の表面品質が悪化し、溶融亜鉛メッキ鋼板／鋼帯の生産に悪影響をもたらすだけでなく、鋼板／鋼帯のメッキ性も悪くなる。そのため、本発明では、ケイ素の質量パーセントは０．６～１．０％に、好ましくは、Ｓｉの含有量は０．７～０．９％に限定される。

【0018】

マンガン（Ｍｎ）：本発明のＴＲＩＰ鋼では、Ｍｎは、オーステナイト相領域を拡大させ、ＭｓおよびＭｆを減少させ、オーステナイト安定性および鋼の焼入れ性を向上させ、臨界変態速度を低下させ、残留オーステナイトの室温までの保存に有利であり、同時に重要な固溶強化元素でもある。ただし、注意する必要があるのは、鋼中のＭｎ含有量が高すぎると、耐腐食性能や溶接性能が悪化し、同時に結晶粒の粗大化傾向が悪化し、鋼の可塑性と靱性が低下することである。そのため、本発明では、Ｍｎの質量パーセントは１．７０～２．５０％に、好ましくは、Ｍｎの含有量は１．８～２．０％に制御される。

【0019】

アルミニウム（Ａｌ）：アルミニウムは、ケイ素に類似し、時効過程における炭化物の形成を抑制させて残留オーステナイトを安定化させることができるが、その効果はＳｉより弱い。Ｓｉとは異なるのは、Ａｌは、鋼材の表面品質に悪影響がなく、溶融亜鉛メッキ製品の表面品質の改善に有利である。Ａｌは、炭化物の形成を抑制する効果も有するので、ＴＲＩＰ鋼のメッキ性の改善のために、Ａｌを添加してＳｉを一部に置き換えてもよい。また、Ａｌは、Ａｃ３点を大きく上昇でき、Ａｌ含有量が高すぎると、熱間圧延終了および仕上げ圧延温度はいずれも高める必要があり、同時に２相域での焼鈍温度も相応に高める必要がある。Ａｌの質量パーセント含有量が０．９％を超えると、製鋼および連続鋳造過程に非常に不利であり、連続鋳造ノズルでのノジュールなどの問題が発生しやすくなる。そのため、優れた表面品質および良好な強度延性を両立するＴＲＩＰ鋼を得るために、本発明では、ＳｉとＡｌの複合添加で、ＳｉをＡｌに置き換えることで上記目的を達成する。ただし、Ａｌ含有量が０．５％未満の場合、必要な強度延性を達成するために、より多くのＳｉ（＞１．０％）を添加する必要があり、製品の表面品質が低下し、色ムラ、赤い鉄の鱗などの欠陥が発生する。そのため、本発明では、Ａｌの質量パーセントは０．５～０．９％に、好ましくは、Ａｌの含有量は０．６～０．８％に制御される。

【0020】

リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）は、鋼中の不純物元素であり、含有量が少ないほど鋼の純度が高く、性能が良くなる。そのうち、Ｐは一定の固溶強化の役割を果たし、炭化物の形成を抑制し、残留オーステナイトの安定性を向上させるのに有益であるが、Ｐの質量パーセントが高すぎると粒界が弱くなり、脆性が増加し、溶接性が悪化するため、Ｐの質量パーセントはＰ≦０．０１％に制御される必要がある。Ｎについては、Ｎの質量パーセントが高すぎると、製鋼や連続鋳造が困難になり、介在物の制限にも不利であるため、本発明では、Ｎの質量パーセントはＮ≦０．００７％に制御される。また、鋼中のＳ元素の質量パーセントが高すぎると、材料の可塑性が明らかに悪化するため、本発明では、Ｓの質量パーセントはＳ≦０．０１％に制御される。

【0021】

さらに、本発明のＴＲＩＰ鋼の金相組織は、体積分率で、３８～５８％のフェライト、３０～５０％のベイナイト、１０～１２％の残留オーステナイトおよび≦２％のマルテンサイトを含む。

【0022】

ベイナイト含有量が５０％を超えると材料強度が高く可塑性が不足し、ベイナイト含有量が３０％未満では強度が不足し可塑性が溢れるため、本発明では、ベイナイトの体積分率は３０～５０％に制御される。材料の優れた強度延性には残留オーステナイト含有量が重要であり、残留オーステナイトの体積分率を１０～１２％に制御されることで、一定のＴＲＩＰ効果を発揮し、鋼の強度延性を向上させる。マルテンサイトの体積分率を低く制御することで、材料の優れた強度延性を確保できる。

【0023】

さらに、本発明のＴＲＩＰ鋼のフェライトのうち、１０μｍ以下のフェライト結晶粒は８０％以上を占め、そのうち５μｍ以下のフェライト結晶粒は６０％以上を占める。残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下であり、残留オーステナイト結晶粒の平均Ｃ含有量は１ｗｔ％以上である。

【0024】

さらに、本発明のＴＲＩＰ鋼は、降伏強度が４２０ＭＰａ以上、例えば４２０～６００ＭＰａであり、引張強度は８００ＭＰａ以上、例えば８００～９５０ＭＰａであり、破断伸び率は２５％以上、例えば２５％～３５％であり、強度延性積は２３ＧＰａ．％を超える。

【0025】

本発明のもう一つ目的は、以下の工程：
製錬、鋳造；
熱間圧延、巻取り；
冷間圧延；
連続焼鈍。

【0026】

を含む、上記ＴＲＩＰ鋼の作製方法の提供である
さらに、上記製錬、鋳造工程では、連続鋳造の過熱度は１５～３０℃に制御される。

【0027】

連続鋳造過程において、溶鋼の連続注湯を円滑に進めるためには、溶鋼にある程度の過熱度が必要である。過熱度が１５℃未満であると、溶鋼を安定して連続注湯することができず、過熱度が３０℃を超えると、スラブ中心部の内部品質が悪化し、偏析や引け巣などの欠陥が発生しやすくなる。

【0028】

さらに、上記熱間圧延工程では、スラブの加熱温度は１１５０～１２５０℃に、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃に制御される。

【0029】

熱間圧延過程では、材料を軟化させ、成分を均一に拡散させるために、鋳造スラブは、まず、一定期間で、完全オーステナイトゾーンで高温で加熱される。中間スラブの板厚規定まで粗圧延した後、加熱炉内で発生した粗大組織が破壊・微細化され、仕上げ圧延により必要な板厚まで圧延され、均一で緻密な再結晶材組織が形成される。仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満であると、仕上げ圧延前にフェライトが析出し、最終組織中のベイナイト含有量が低下し、熱間圧延強度が不足し、その後の冷間圧延焼鈍性に影響を与える。スラブの加熱温度の上限や圧延過程での温度降下を考慮すると、仕上げ圧延終了温度は通常９５０℃を超えない。

【0030】

さらに、上記巻取り工程では、巻取り温度は５２０～６００℃とする。
さらに、上記冷間圧延工程では、冷間圧延圧下量は５０～７０％とする。

【0031】

熱間圧延巻取り温度は、熱間圧延の特性に影響を与える最も重要な工程の一つである。巻取り温度が６００℃を超えると、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎの内部酸化が起こりやすくなり、酸洗により表面破砕層が形成され、最終製品の表面品質に影響を与える。巻き取り温度が５２０℃未満であると、熱間圧延強度が高すぎるため、その後の冷間圧延に不利で、過度の変形抵抗が生じる。熱間圧延コイル表面の酸化鉄皮膜を除去するために酸洗した後に、５０～７０％の冷間圧延圧下量で鋼板を目標厚さにし、一定の変形エネルギーが蓄積され、その後の焼鈍と再結晶に有益となる。

【0032】

さらに、上記連続焼鈍工程では、まずは鋼板／鋼帯を焼鈍保温温度８００～８６０℃で６０～２００ｓ保温し、さらに３～１０℃／ｓの第一冷却速度で急冷開始温度６９０～７３０℃まで冷却し、さらに３０～６０℃／ｓの第二冷却速度で急冷終了温度３５０～４５０℃まで冷却し、そして２００～４００ｓ保温する時効処理を行い、最後に２～１０℃／ｓの第三冷却速度で１５０℃以下まで冷却する。

【0033】

冷間圧延後の変形組織は、２相域で８００～８６０℃の焼鈍保持温度で６０～２００ｓ焼鈍される。当該過程の主な目的は、冷間圧延後の鋼板の組織を再結晶させることであるが、温度が低すぎると鋼板組織の再結晶が不完全となり、温度が高すぎると鋼板組織が粗大化して析出物が分解し、鋼板の強度が低下する。そのため、本発明では、焼鈍保温温度を８００～８６０℃に制御される。当該過程の時間制御も重要で、時間が短すぎると鋼板組織の再結晶が不完全となり、オーステナイト安定化元素（Ｃ、Ｍｎ）の拡散が不十分になり、時間が長すぎると鋼板組織の結晶粒が異常に粗大化して析出物の分解などの異常状態が発生しやすくなるため、焼鈍保持時間は６０～２００ｓに制御される。この過程では、鋼板組織の一部がオーステナイト化され、フェライト中のＣ、Ｍｎなどのオーステナイト安定化元素がオーステナイトに移行する。

【0034】

次に、保温後の鋼帯は、第一冷却速度３～１０℃／ｓで６９０～７３０℃までゆっくり冷却される。当該過程では、鋼板組織中のオーステナイトの一部がフェライトに変化し、Ｃ、Ｍｎなどの元素がさらにオーステナイト中に濃化する。

【0035】

最後に、送風により徐冷した鋼帯を第二冷却速度３０～６０℃／ｓで３５０～４５０℃まで急冷し、次に、２００～４００ｓ保温する時効処理を行う。この過程では、冷却速度が遅すぎるとパーライトの生成が招かれ鋼板の性能が低下し、冷却速度が速すぎると製造の困難さや製造コストの増加につながるため、第二冷却速度は３０～６０℃／ｓに制御される。時効過程では、オーステナイトの一部がベイナイトに変態し、鋼帯の強度が向上する。相変態後、ベイナイト中の炭素がベイナイト変態しないオーステナイトに移行し、オーステナイトを室温まで安定に保存させる。当該段階では、残留オーステナイトの炭素含有量、体積分率、分布サイズが決定され、最終製品の性能に決定的な影響を与える。時効処理した後の鋼帯は、最終的に第三冷却速度２～１０℃／ｓで１５０℃以下まで冷却される。当該温度以下では素鋼の組織相変態が起こらなくなる。この過程では、時効過程中に残った残留オーステナイトが最終冷却過程で新しいマルテンサイトを形成し、鋼帯の可塑性に影響を与えるのを防ぐために、冷却速度が速すぎてはならない。

【0036】

さらに、上記ＴＲＩＰ鋼の作製方法は、溶融亜鉛メッキ処理工程を含む。
本発明のもう一つの目的は、上記ＴＲＩＰ鋼から作製された冷間圧延鋼板の提供である。

【0037】

例えば、鋼板／鋼帯を、製錬、鋳造；熱間圧延、巻取り；冷間圧延；連続焼鈍の工程を経て、冷間圧延鋼板を得る。

【0038】

本発明のもう一つの目的は、上記冷間圧延鋼板、および冷間圧延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛メッキ層を含む溶融亜鉛メッキ鋼板の提供である。

【0039】

例えば、本発明の時効処理を行った鋼帯に溶融亜鉛メッキ処理を施し、ベイナイト変態を完了した鋼帯を亜鉛釜に浸漬して表面亜鉛メッキを施すことにより、溶融亜鉛メッキ焼鈍鋼板を得る。

【0040】

一実施形態では、本発明は、さらに、溶融亜鉛メッキ鋼板の作製方法を提供する。それは、本発明のいずれかの実施形態に記載のＴＲＩＰ鋼の作製工程および溶融亜鉛メッキ処理工程を含む。さらに、本文に記載の時効処理を行ったＴＲＩＰ鋼帯を亜鉛釜に浸漬して表面亜鉛メッキを施すことにより、前記溶融亜鉛メッキ鋼板を作製する。

【0041】

上記冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板の顕微組織は、いずれもフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト及び微量なマルテンサイト相を含み、そのうちベイナイトの含有量は３０～５０％であり、残留オーステナイトの含有量は１０～１２％であり、マルテンサイトの含有量は２％以下であり、残りはフェライト相である。冷間圧延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板は、力学的性質に大差がない。

【0042】

本発明による有益な効果は以下の通りである：
１、本発明に記載のＴＲＩＰ鋼は、炭素ケイ素マンガン鋼を基礎とし、炭素とケイ素とマンガンとアルミニウムの割合が最適化され、従来のＴＲＩＰ鋼におけるＳｉが一部にＡｌで置き換えられることで、炭化物の析出が抑制され、残留オーステナイトが安定化され、ＴＲＩＰ鋼の力学的性質が確保されるとともに、鋼板の表面品質及びメッキ性が改善される。本発明の元素組成では、高Ｓｉ含有量のＴＲＩＰ鋼溶融亜鉛メッキ製品に遍在する色ムラ、メッキ漏れ等の表面欠陥問題が解決される。

【0043】

２、本発明では、最も基本的なＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ元素以外に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等のその他のいずれの高価な合金元素も添加されない。ＴＲＩＰ鋼の総合的な力学的性質および良好な表面メッキ性が確保される上で、原料の生産コストが最大限に低減され、鋼材の適用性が高まり、市場の促進に適し、良好な汎用の見通しを持つ。

【0044】

３、本発明では、仕上げ圧延終了温度、巻取り温度および連続焼鈍過程での温度及び冷却速度を正確に制御することにより、最終的に得られる冷間圧延鋼板及び溶融亜鉛メッキ鋼板は適切な組織分布および結晶粒径を有し、混晶や結晶粒粗大化等の現象による鋼の力学的性質への影響が避けられる。

【0045】

４、本発明の技術案では、良好な表面品質および総合的な力学的性質を有するＴＲＩＰ鋼が得られる。当該鋼の組織は、体積分率で、３８～５８％のフェライト、３０～５０％のベイナイト、１０～１２％の残留オーステナイトおよび≦２％のマルテンサイトを含み、そのうち１０μｍ以下のフェライト結晶粒は８０％以上を占め、そのうち５μｍ以下のフェライト結晶粒は６０％以上を占め、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下であり、残留オーステナイト結晶粒の平均Ｃ含有量は１ｗｔ％以上である。当該ＴＲＩＰ鋼は、降伏強度は４２０ＭＰａ以上（例えば４２０～６００ＭＰａ）であり、引張強度は８００ＭＰａ以上（例えば８００～９５０ＭＰａ）であり、破断伸び率は２５％以上（例えば２５％～３５％）であり、強度延性積は２３ＧＰａ．％を超える。

【0046】

図面は具体的な実施例を示すが、本発明を限定するものではない。

【図面の簡単な説明】

【0047】

【図1】図１は、本発明の実施例７のＴＲＩＰ鋼の微視組織形態図を示す；

【図2】図２は、本発明の実施例７のＴＲＩＰ鋼の鋼金相組織ＥＢＳＤ図を示す；

【図3】図３は、本発明の実施例７のＴＲＩＰ鋼の溶融亜鉛メッキ製品の表面形態図を示す；

【図4】図４は、本発明の比較例２のＴＲＩＰ鋼の溶融亜鉛メッキ製品の表面形態図を示す；

【図5】図５は、本発明の比較例１のＴＲＩＰ鋼の溶融亜鉛メッキ製品の表面形態図を示す。

【発明を実施するための形態】

【0048】

以下、本発明の実施形態について特定の具体的な実施例を挙げて説明するが、当業者であれば、本明細書に開示された内容から、本発明のその他の利点や効果を安易に理解できる。本発明を好ましい実施例に関連して説明するが、これは本発明の特徴がこの実施形態のみに限定される意味ではない。逆に、実施形態と併せて本発明を説明する目的は、本発明の請求の範囲に基づいて延びられる他の選択や改変をカバーするためである。本発明に対する深い見解を提供するために、以下の説明は、数多くの具体的な詳細を含んている。本発明は、これらの詳細がなくてもに実施できる。また、本発明の重点の曖昧化を避けるために、いくつかの具体的な詳細が説明から省略される。矛盾しない限り、本発明の実施例および実施例における特徴は互いに組み合わせることができる。

【0049】

実施例１－２０および比較例１－３
本発明では、実施例１－２０のＴＲＩＰ鋼を以下の工程で作製した：
工程１、製錬、連続鋳造：表１に示される化学成分に従って製錬し、連続鋳造により、スラブに鋳造した。連続鋳造では、タンディッシュの目標温度は液相線温度より１５～３０℃高い温度に制御され、かつ注湯過程では、動的軽圧下および電磁撹拌を行った。

【0050】

工程２、鋼スラブの熱間圧延：スラブの加熱温度は１１５０～１２５０℃とした。粗圧延後、仕上げ圧延で求められる厚さまで圧延した。仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とした。

【0051】

工程３、圧延後冷却、巻取り：圧延後では、水冷を行い、巻取り温度は５２０～６００℃とした。

【0052】

工程４、酸洗いで酸化鉄皮膜を除去した。
工程５、冷間圧延：５０～７０％の圧下量で求められる厚さまで上記熱間圧延スラグを冷間圧延した。

【0053】

工程６、連続焼鈍、溶融亜鉛メッキ：焼鈍保温温度８００～８６０℃で６０～２００ｓ保温し、さらに３～１０℃／ｓの第一冷却速度冷で急冷開始温度６９０～７３０℃まで冷却し、一定の割合のフェライトを得た。さらに、３０～６０℃／ｓの第二冷却速度で急冷終了温度３５０～４５０℃まで急冷した。そして、２００～４００ｓ保温する時効処理を行った。時効処理の後に、鋼帯／鋼板に対し溶融亜鉛メッキ処理を行った。最後に第三冷却速度２～１０℃／ｓで１５０℃以下まで冷却し、溶融亜鉛メッキ焼鈍鋼板の製品を得た。

【0054】

比較例１－３のＴＲＩＰ鋼も、製錬、連続鋳造、熱間圧延、巻取り、冷間圧延、連続焼鈍および溶融亜鉛メッキ工程により作製され、鋼における化学成分および作製過程のパラメータは表１－２に示される。

【0055】

表１には、実施例および比較例のＴＲＩＰ鋼における各化学元素の質量パーセントが示される。

【0056】

【表1】

【0057】

表２－１と表２－２には、実施例１－２０のＴＲＩＰ鋼および比較例１－３の比較鋼の具体的なパラメータが示される。

【0058】

【表2-1】

【0059】

【表2-2】

【0060】

表３には、実施例１－２０および比較例１－３のＴＲＩＰ鋼の力学的性質測定結果が示される。ＩＳＯ ６８９２：１９９８（金属材室温引張試験法）、Ｐ１４（Ａ_５０）引張サンプル標準で測定された。

【0061】

【表3】

【0062】

表３からわかるように、本実施例１－２０のＴＲＩＰ鋼は、強度が確保されると同時に、可塑性も非常に優れ、降伏強度は４２０～６００ＭＰａであり、引張強度は８００～９５０ＭＰａであり、破断伸び率は２５％～３５％である。同時に、前記材料の強度延性は２３ＧＰａ．％を超え、最高には２８ＧＰａ．％までにいたる。

【0063】

表４には、実施例１－２０のＴＲＩＰ鋼の顕微組織観察結果が示される。

【0064】

【表4】

表３および表４からわかるように、本発明実施例１－２０のＴＲＩＰ鋼の顕微組織は、体積分率で、３８～５８％のフェライト＋３０％～５０％のベイナイト＋１０％～１２％の残留オーステナイト＋微量マルテンサイト（≦２％）であり、フェライトのうち、１０μｍ以下の結晶粒が８０％以上を占め、そのうち、５μｍ以下の結晶粒が６０％以上を占め、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下であり、残留オーステナイト結晶粒の平均Ｃ含有量は１ｗｔ％以上である。つまり、本発明の各実施例のＴＲＩＰ鋼は、一定量の微細結晶粒フェライトを有し、そして良好な組織均一性を有する。同時に、本発明のＴＲＩＰ鋼は、高い含有量で残留オーステナイトを含有するため、変形中のＴＲＩＰ効果が確保され、各実施例のＴＲＩＰ鋼は、引張強度が８００ＭＰａ以上であると同時に、きわめて良好な可塑性を有することができる。

【0065】

鋼種成分システムには、ＳｉをＡｌに置き換えるという設計概念を採用して鋼組成におけるＳｉ含有量を低減させることで、鋼材の表面品質を大幅に高め、高Ｓｉ含有量の溶融亜鉛メッキ製品に遍在する色ムラ、メッキ漏れ等の表面欠陥問題を解決できる。図３および図４には、実施例７と比較例２で製造された溶融亜鉛メッキ製品の表面品質がそれぞれ示され、比較すれば、実施例７で表面品質が明らかに改善され、比較例２で板幅の中心部に存在する典型的な色ムラの表面欠陥がないことがわかる。同時に、図５には、比較例１で製造された溶融亜鉛メッキ製品の表面品質が示され、そのＳｉ含有量が低いものの、比較例１で製造時に用いられた熱間圧延の巻き取り温度が高すぎるため、表面色ムラの欠陥が表れた。

【0066】

図１は、実施例７のＴＲＩＰ鋼の微視組織形態図を示す。図２は、実施例７のＴＲＩＰ鋼の金相組織ＥＢＳＤ図を示す。

【0067】

図１および図２を組み合わせると、実施例7のＴＲＩＰ鋼の顕微組織は、５４．４３％のフェライト＋３３．１０％のベイナイト＋１０．６０％の残留オーステナイト＋１．８７％のマルテンサイトであり、フェライトのうち、１０μｍ以下の結晶粒が９３．２４％を占め、５μｍ以下の結晶粒が６２．８８％を占め、残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．６μｍである；及び／または残留オーステナイトのうち、平均Ｃ含有量が１．１８ｗｔ％であることが分かる。当該ＴＲＩＰ鋼は、良好な総合的力学的性質を有する。具体的に、その降伏強度は４９５ＭＰａであり、引張強度は８２１ＭＰａであり、均一伸び率は２４．９％であり、破断伸び率は３３．１％であり、強度延性積は２７．１８ＧＰａ．％である。

【0068】

このように、本発明に記載のＴＲＩＰ鋼は、炭素ケイ素マンガン鋼を基礎とし、鋼板の表面品質及びメッキ性を改善するために、一定のＡｌを添加してＳｉをＡｌに置き換えるとともに、他のいずれの高価な合金元素も添加せずに、従来のＴＲＩＰ鋼に一般的に採用されるＳｉ含有量を大幅に低減させる。炭素とケイ素とマンガンとアルミニウムの割合を最適化することで、優れた表面品質を有する高強度延性の冷間圧延鋼板およびその溶融亜鉛メッキ製品を得た。本発明の技術案で得られるＴＲＩＰ鋼は、同様な強度条件下で、より優れた伸び率を有するため、自動車安全構造品への応用の見通しが良好であり、特に複雑な形状を有し、成形性能に高い要求を有する車両構造品や安全品、例えばＡ／Ｂピラー、ドア衝突防止バー、縦ビーム、バンパーなどの製造に適す。

【0069】

本発明の特定の好ましい実施形態を参照して本発明を図示し、説明してきたが、当業者であれば、上記の内容は具体的な実施形態と併せて本発明をさらに詳細に説明したものであり、本発明の実施はこれに限らないことを理解されたい。当業者は、本発明の主旨および範囲から逸脱することなく、単純な推定または変更を行うことも含めて、形式および詳細において様々な変更を加えてもよい。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【手続補正書】

【提出日】2024-03-11

【手続補正1】

【補正対象書類名】特許請求の範囲

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正の内容】

【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量パーセントで、以下の化学成分：Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、Ｆｅ≧９０％、を含む、ＴＲＩＰ鋼。

【請求項2】

Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～１．０％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ａｌ：０．５～０．９％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００７％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物、を含む、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項3】

Ｃの含有量は０．１７～０．２３％である、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項4】

Ｓｉの含有量は０．７～０．９％である、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項5】

Ｍｎの含有量は１．８～２．０％、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項6】

Ａｌの含有量は０．６～０．８％、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項7】

前記ＴＲＩＰ鋼の金相組織は、体積分率で、３８～５８％のフェライト、３０～５０％のベイナイト、１０～１２％の残留オーステナイトおよび≦２％のマルテンサイトを含む、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項8】

前記ＴＲＩＰ鋼のフェライトのうち、１０μｍ以下のフェライト結晶粒は８０％以上を占め、そのうち、５μｍ以下のフェライト結晶粒は６０％以上を占め、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下であり、前記残留オーステナイト結晶粒の平均Ｃ含有量１ｗｔ％以上である、請求項７に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項9】

前記ＴＲＩＰ鋼は、降伏強度が４２０ＭＰａ以上であり、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、破断伸び率が２５％以上であり、強度延性積は２３ＧＰａ．％を超える、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項10】

前記ＴＲＩＰ鋼は、降伏強度が４２０～６００ＭＰａであり、引張強度が８００～９５０ＭＰａであり、破断伸び率が２５％～３５％であり、強度延性積が２３ＧＰａ．％を超える、請求項１に記載のＴＲＩＰ鋼。

【請求項11】

以下の工程：
製錬、鋳造；
熱間圧延、巻取り；
冷間圧延；
連続焼鈍；
を含む、請求項１～１０中のいずれか一項に記載のＴＲＩＰ鋼の作製方法。

【請求項12】

前記作製方法におけるパラメータは、下記：
前記製錬、鋳造工程では、連続鋳造の過熱度は１５～３０℃とする；
前記熱間圧延工程では、スラブの加熱温度は１１５０～１２５０℃とし、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とする；
前記巻取り工程では、巻取り温度は５２０～６００℃とする；
前記冷間圧延工程では、冷間圧延圧下量は５０～７０％とする；
前記連続焼鈍工程では、まずは焼鈍保温温度８００～８６０℃で６０～２００ｓ保温し、さらに３～１０℃／ｓの第一冷却速度で急冷開始温度６９０～７３０℃まで冷却し、さらに３０～６０℃／ｓの第二冷却速度で急冷終了温度３５０～４５０℃まで冷却し、そして２００～４００ｓ保温する時効処理を行い、最後に２～１０℃／ｓの第三冷却速度で１５０℃以下まで冷却する、
の少なくとも一つを満たすように制御される、請求項１１に記載のＴＲＩＰ鋼の作製方法。

【請求項13】

請求項１１に記載のＴＲＩＰ鋼の作製工程、および溶融亜鉛メッキ処理工程を含む、溶融亜鉛メッキＴＲＩＰ鋼板の作製方法。

【請求項14】

請求項１－１０のいずれか一項に記載のＴＲＩＰ鋼から作製された冷間圧延鋼板。

【請求項15】

請求項１４に記載の冷間圧延鋼、板および前記冷間圧延鋼板の表面に形成された溶融亜鉛メッキ層を含む、溶融亜鉛メッキ鋼板。

【国際調査報告】