特表 2024-538779 ハイブリッド高強度低合金の冷間圧延および焼鈍された鋼帯ならびにその製造方法

(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】2024-10-23

(54)【発明の名称】ハイブリッド高強度低合金の冷間圧延および焼鈍された鋼帯ならびにその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20241016BHJP

   C22C 38/14 20060101ALI20241016BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20241016BHJP

   C21D 1/18 20060101ALN20241016BHJP

   C21D 9/00 20060101ALN20241016BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301S

C22C38/14

C21D9/46 J

C22C38/00 301T

C21D9/46 G

C21D1/18 C

C21D9/00 A

【審査請求】未請求

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024522263

(86)(22)【出願日】2022-10-14

(85)【翻訳文提出日】2024-06-12

(86)【国際出願番号】 EP2022078693

(87)【国際公開番号】W WO2023062210

(87)【国際公開日】2023-04-20

(31)【優先権主張番号】21202973.0

(32)【優先日】2021-10-15

(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】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】ジャン、ジョゼフ、カンパニエーロ

【テーマコード（参考）】

4K037

4K042

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA09

4K037EA15

4K037EA18

4K037EA19

4K037EA23

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA31

4K037EA36

4K037EB05

4K037EB06

4K037EB11

4K037FD04

4K037FE01

4K037FE02

4K037FE03

4K037FG01

4K037FJ05

4K037FM02

4K037GA05

4K037JA06

4K042AA25

4K042BA01

4K042CA02

4K042CA03

4K042CA09

4K042CA12

4K042CA14

4K042DA01

4K042DB07

4K042DC02

4K042DC03

4K042DD01

4K042DD05

4K042DE05

4K042DF01

(57)【要約】

本発明は、ハイブリッド高強度低合金の冷間圧延および焼鈍された鋼帯ならびに該鋼帯の製造方法に関する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０９０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０６０、
Ｍｎ：１．０００～１．８００、
Ｓ：最大０．０１５、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１５、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０８０、
Ｎ：０．００２～０．００８、
Ｃａ＋ＲＥＭ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００１～０．００１０
Ｔｉ：最大０．０５０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる、ハイブリッド高強度低合金（ＨＳＬＡ）の冷間圧延および焼鈍された鋼帯であって、
前記鋼が、５２０～６８０ＭＰａの引張強さＲｍと、４６０～５８０ＭＰａの降伏強さＲｐとを有し、
Ｒｐ／Ｒｍが、０．７０～０．８０であり、
前記鋼のミクロ組織が、
ポリゴナルおよび／またはアシキュラーフェライトを含む析出強化フェライトマトリックスと、
セメンタイトと、２～１０％のマルテンサイトと、任意選択でパーライトおよびベイナイトのうちの１以上とを含む第二相と
を含み、
前記フェライトマトリックスの再結晶割合が、少なくとも８５％である、前記鋼帯。

【請求項2】

前記フェライトマトリックスが、未再結晶フェライトを含む、請求項１に記載の鋼帯。

【請求項3】

前記フェライトマトリックスの再結晶割合が、少なくとも８５％、好ましくは少なくとも８７％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項4】

ｔの１／１０の位置における前記フェライトマトリックスの平均結晶粒度が、４～８μｍである、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項5】

前記鋼が、少なくとも０．００１重量％のチタン、好ましくは少なくとも０．００５重量％のチタン、および／または、最大０．０３５重量％、好ましくは最大０．０２０重量％のチタンを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項6】

前記鋼が、少なくとも０．０００２重量％および／または最大０．０００８重量％のホウ素、好ましくは最大０．０００６重量％のホウ素を含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項7】

前記鋼が、最大０．０１０重量％のＳ、好ましくは最大０．００５重量％のＳを含む、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項8】

前記鋼が、最大０．０８５重量％のＣ、好ましくは最大０．０８０重量％のＣを含む、請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項9】

前記鋼が、少なくとも１．２００重量％のＭｎ、好ましくは少なくとも１．３５０重量％のＭｎ、および／または、最大１．６００重量％のＭｎ、好ましくは最大１．５５０重量％のＭｎを含む、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項10】

前記鋼帯に、金属コーティング、好ましくは溶融コーティングによる金属コーティングが設けられている、請求項１～９のいずれか一項に記載の鋼帯。

【請求項11】

重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０８０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０５０、
Ｍｎ：１．２００～１．５５０、
Ｓ：最大０．０１０、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１０、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０５０、
Ｎ：０．００２～０．００５、
Ｃａ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００１～０．００１０
Ｔｉ：０．００１～０．０２０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる、請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼帯であって、
前記鋼が、５２０～６８０ＭＰａの引張強さＲｍと、４６０～５８０ＭＰａの降伏強さＲｐとを有し、
Ｒｐ／Ｒｍが、０．７０～０．８０であり、
前記鋼のミクロ組織が、
ポリゴナルおよび／またはアシキュラーフェライトを含む析出強化フェライトマトリックスと、
セメンタイトと、２～１０％のマルテンサイトと、任意選択でパーライトおよびベイナイトのうちの１以上とを含む第二相と
を含み、
前記フェライトマトリックスの再結晶割合が、少なくとも８５％である、前記鋼帯。

【請求項12】

請求項１～１１のいずれか一項に記載のハイブリッド二相鋼帯を製造するための方法であって、以下のステップ：
・鋼スラブまたは鋼帯を連続的に鋳造し、前記スラブまたは前記鋼帯を熱間圧延して熱間圧延鋼帯とするステップであって、
前記熱間圧延鋼帯が、重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０９０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０６０、
Ｍｎ：１．０００～１．８００、
Ｓ：最大０．０１５、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１５、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０８０、
Ｎ：０．００２～０．００８、
Ｃａ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００２～０．０００６
Ｔｉ：０．００１～０．０５０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる組成を有し、
前記熱間圧延鋼帯が、２．０～４．５ｍｍの厚さを有し、
前記鋼帯がオーステナイトミクロ組織を有する間に、仕上げ圧延が行われる、前記ステップ；
・仕上げ圧延後の前記熱間圧延鋼帯を、好ましくは少なくとも３０℃／秒の冷却速度で、冷却するステップ；
・冷却された前記鋼帯を５００～６６０℃の巻き取り温度ＣＴで巻き取り、巻き取られた前記鋼帯を周囲温度まで冷却するステップ；
・巻き取られた前記鋼帯を巻き戻した後、酸洗し、圧下率が少なくとも４０％かつ最大８０％の冷間圧延を行うステップ；
・冷間圧延された前記鋼帯の連続焼鈍を、
ｉ．前記鋼帯を加熱するステップ；
ｉｉ．前記鋼帯を二相域焼鈍するステップ；
ｉｉｉ．二相域焼鈍された前記鋼帯を中間温度まで冷却するステップ；
ｉｖ．任意選択で、前記鋼帯を、前記中間温度で、５～１００秒の時間ｔ＿ｏａの間、保持するステップ；
ｖ．任意選択で、前記鋼帯を溶融コーティングするステップ；
ｖｉ．焼鈍された前記鋼帯中にマルテンサイト形成を誘発するのに十分な冷却速度で、前記鋼帯を焼鈍後巻き取り温度までさらに冷却するステップ；
ｖｉｉ．前記鋼帯を巻き取るステップ
により行うステップ；
ここで、前記鋼帯には、ａ）ステップｖの溶融コーティングによる金属コーティング、または、ｂ）ステップｖｉｉ後の冷間塗着技術による金属コーティングが、任意選択で設けられ；
・任意選択で、コーティングされた前記鋼帯を０．０５～３．００％の圧下率で調質圧延するステップ；
ここで、任意選択でコーティングされ、任意選択で調質圧延された前記鋼帯は、５２０～６８０ＭＰａの引張強さＲｍと、４６０～５８０ＭＰａの降伏強さＲｐとを有し、Ｒｐ／Ｒｍは、０．７０～０．８０であり；
・コーティングされた前記鋼帯を巻き取るか、あるいは、コーティングされた前記鋼帯を鋼板またはブランクに切断するステップ；
・任意選択で、その後、コーティングされた前記鋼帯、鋼板またはブランクを、スタンピング、曲げ、深絞り等の冷間成形操作によって、あるいは、温間プレス成形または熱間プレス成形によって成形するステップ
を含む、前記方法。

【請求項13】

前記調質圧延の圧下率が、最大２．５０％、好ましくは最大１．３０％、より好ましくは最大０．８０％、および／または、前記調質圧延の圧下率が、少なくとも０．１０％、好ましくは少なくとも０．２０％である、請求項１２に記載の方法。

【請求項14】

請求項１～１１のいずれか一項に記載のハイブリッド高強度低合金（ＨＳＬＡ）の冷間圧延および焼鈍された鋼帯を製造するための、請求項１２または１３に記載の方法であって、
前記鋼帯が、重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０８０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０５０、
Ｍｎ：１．２００～１．５５０、
Ｓ：最大０．０１０、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１０、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０５０
Ｎ：０．００２～０．００５、
Ｃａ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００１～０．００１０
Ｔｉ：０．００１～０．０２０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなり、
前記フェライトマトリックスの再結晶割合が、少なくとも８５％である、前記方法。

【請求項15】

請求項１２～１４のいずれか一項に記載の方法によって製造可能な、または、製造された、請求項１～１１のいずれか一項に記載の鋼の、自動車用途における使用。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ハイブリッド高強度低合金の冷間圧延および焼鈍された鋼帯ならびに該鋼帯の製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ鋼）は、当技術分野でよく知られている。ＨＳＬＡ鋼は自動車産業でよく使用されている。ＨＳＬＡ鋼は、例えばＶｅｒｂａｎｄ Ｄｅｒ Ａｕｔｏｍｏｂｉｌｉｎｄｕｓｔｒｉｅ（ＶＤＡ）の仕様で定義されている。２０１６年８月のＶＤＡ２３９－１００材料仕様を参照している。ＶＤＡによれば、冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、例えばＣＲ４２０ＬＡのような鋼種番号で示され、ここで、ＣＲは冷間圧延を表し、数字４２０は長手方向の降伏強さＲｐ_０．２（略してＲｐ）の下限を表し、ＬＡは低合金を表す。ＶＤＡ仕様は、高強度を提供するために、標準的な合金元素Ｃ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌとは別に、ＴｉおよびＮｂを含有するＨＳＬＡ鋼の化学組成を規定している。しかしながら、仕様におけるこれらの範囲は依然として非常に広い。もう１つの関連する国際規格は、金属材料の引張試験に関するＥＮ１０００２－１：２００１である。

【0003】

薄いＨＳＬＡ鋼帯、鋼板またはブランクは、通常、アルミニウムコーティングまたは亜鉛コーティングでコーティングされる。亜鉛コーティングが使用される場合、コーティングはしばしば、溶融亜鉛めっき（hot dip galvanised）または溶融亜鉛電気めっき（hot dip galvannealed）コーティングとして適用される。

【0004】

より高い強度レベルで冷間圧延されたＨＳＬＡ鋼には、その強度が高いため、熱間圧延された鋼帯を広い範囲（wide dimensions）で比較的薄いゲージに冷間圧延することが難しいという欠点がある。

【0005】

国際公開第２０１６／０３００１０号では、チタンおよびバナジウムを含有するＨＳＬＡ鋼に基づいたＣＲ４６０ＬＡが提案されている。しかしながら、このグレードは、ＣＲ４６０ＬＡの関連規格の機械的特性要件を満たしているが、冷間圧延および焼鈍された製品は、異なる方向（面内異方性）で機械的特性に大きな違いを受ける。さらに、バナジウムは、さらに大幅に変動する非常に高価な合金元素である。

【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、広い範囲（wide dimensions）で比較的薄いゲージに冷間圧延でき、必要な強度を有するＨＳＬＡ鋼板およびブランクを作製できるＨＳＬＡ鋼帯を提供することである。

【0007】

本発明のさらなる目的は、必要な伸びを有するそのようなＨＳＬＡ鋼帯、鋼板またはブランクを提供することである。

【0008】

本発明のさらなる目的は、機械的特性における面内異方性が低減されたそのようなＨＳＬＡ鋼帯、鋼板またはブランクを提供することである。

【0009】

本発明の別の目的は、そのようなＨＳＬＡ鋼帯の製造方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0010】

上記目的の１以上は、重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０９０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０６０、
Ｍｎ：１．０００～１．８００、
Ｓ：最大０．０１５、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１５、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０８０、
Ｎ：０．００２～０．００８、
Ｃａ＋ＲＥＭ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００１～０．００１０
Ｔｉ：最大０．０５０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる、ハイブリッド高強度低合金（Ｈ－ＨＳＬＡ）の冷間圧延および焼鈍された鋼帯であって、
前記鋼が、５２０～６８０ＭＰａの引張強さＲｍと、４６０～５８０ＭＰａの降伏強さＲｐとを有し、
Ｒｐ／Ｒｍが、０．７０～０．８０であり、
前記鋼のミクロ組織が、ポリゴナル（polygonal）および／またはアシキュラー（acicular）フェライトを含む析出強化フェライトマトリックス（precipitation strengthened ferritic matrix）と、
セメンタイトと、２～１０％のマルテンサイトと、任意選択でパーライトおよびベイナイトのうちの１以上とを含む第二相（second phase comprising cementite, between 2 and 10 % of martensite optionally accompanied by one or more of pearlite and bainite）と
を含む、前記鋼帯により達成される。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】図１Ａ～Ｂは、（図１Ａ）Ｎｂおよび（図１Ｂ）ＮｂＴｉのＫｌｅｍｍエッチング顕微鏡写真を示し、図１Ｃ～Ｄは、（図１Ｃ）Ｎｂおよび（図１Ｄ）ＮｂＴｉのＮｉｔａｌエッチング顕微鏡写真を示す。

【図2】図２Ａは、ＫｌｅｍｍエッチングされたＮｂサンプル（焼鈍温度＝８２０℃）の鋼の顕微鏡写真中のマルテンサイトの分布を示し、図２Ｂは、ＩｍａｇｅＪソフトウェアによる処理後を示し、図２Ｃは、マルテンサイトのサイズ分布を示す。

【図3】図３は、典型的な実験による加熱および冷却の曲線を示す。

【図4】図４の表１は、「ハイブリッド」特性を備えた鋼種を製造するための焼鈍サイクルの効果とともに、合金元素の効果を示す。

【発明を実施するための形態】

【0012】

従来の二相鋼は、クリーンであり、その結果、延性のあるフェライトマトリックス中に分散したマルテンサイトのミクロ組織を有しており、延性と高い引張強さとの優れた組み合わせを提供する。二相鋼の特有の好ましい特性は、クリーンなフェライトとマルテンサイトとの間の、強度および延性の大きな違いから生じる。

【0013】

従来のＨＳＬＡ鋼は、成形性および溶接性を維持するために、０．０５～０．２５％の炭素含有量を有する。他の合金元素としては、マンガンおよび少量の銅、ニッケル、ニオブ、窒素、バナジウム、クロム、モリブデン、チタン、カルシウム、希土類元素またはジルコニウムが挙げられる。銅、チタン、バナジウムおよびニオブは、強化の目的で添加され、炭素鋼のミクロ組織（通常、細粒フェライト－パーライト集合体である）を変化させ、ほぼ純粋なフェライトマトリックス中に合金炭化物の非常に微細な分散を生成して析出硬化フェライトを生成することを目的としている。

【0014】

本発明者は、慎重にバランスをとれば、ハイブリッドＨＳＬＡにおいて従来の二相および従来のＨＳＬＡの長所を組み合わせることが可能であることを発見した。このＨ－ＨＳＬＡは、延性のあるクリーンなフェライトマトリックス中の硬質マルテンサイト相から生じる二相鋼の成形性と、析出硬化フェライト－パーライト集合体の強度とを組み合わせている。二相鋼の特有の好ましい特性は、クリーンなフェライトとマルテンサイトとの間の、強度および延性の大きな違いから生じるが、結晶粒微細化および析出強化によってフェライトを強化することは、常識では理解し難い。

【0015】

強化析出物の成長を抑制するために焼鈍の温度および時間が意図的に制限されている場合、フェライトマトリックスは未再結晶フェライトを含み得る。未再結晶フェライトの存在は、全体の強度に寄与し得るが、これは、ある程度の異方性の犠牲を生じ得る。異方性の程度を制限するために、再結晶割合（recrystallised fraction）は、好ましくは少なくとも８５％、好ましくは少なくとも８７％である。したがって、再結晶割合を制御することにより、異方性の程度および機械的特性値は、それに応じて調整され得る。

【0016】

フェライトマトリックス中に未再結晶フェライトがある程度存在することは、必要とされるより高い強度レベルの実現を可能とするため、非常に重要である。しかしながら、必要とされる低い異方性を考慮すると、それは高すぎない方がよい。フェライトマトリックスのミクロ組織の再結晶割合は、少なくとも８５％、好ましくは少なくとも９０％、より好ましくは少なくとも９５％、より一層好ましくは少なくとも９８％であることが好ましい。好ましくは、フェライトマトリックスの平均結晶粒度（average grain size）は、少なくとも４μｍである。好ましくは、フェライトマトリックスの平均結晶粒度は、最大９μｍである。好ましくは、フェライトマトリックスの平均結晶粒度は、４～８μｍである。この平均結晶粒度は、鋼帯の表面直下である、厚さｔの１／１０の位置で測定される。

【0017】

鋼帯は、コーティングされていない状態、コーティングされた状態、または、調質圧延された状態で、特許請求の範囲に記載されている特性を備える。鋼帯は、任意選択の調質圧延（スキンパス圧延としても知られている）ステップにおいて、調質圧延され得る。鋼帯はまた、任意選択のコーティングステップにおいて、金属コーティングでコーティングされ得る。鋼帯はまた、任意選択の調質圧延および／または任意選択の金属コーティングの後でも、前述の機械的特性を備える。これは、スタンピング、曲げ、深絞り等の後続の成形操作、あるいは、温間プレス成形（warm press forming）または熱間プレス成形（hot press forming）の後に必ずしも当てはまるわけではない。

【0018】

任意選択の金属コーティングは、主に鋼帯の腐食に対する保護として機能する。

【0019】

本発明によるハイブリッドＨＳＬＡは、合金元素として、ニオブ（Ｎｂ）の添加と、任意選択でチタン（Ｔｉ）の添加とを必要とする。Ｎｂの存在は、結晶粒の微細化および析出強化に必要である。任意選択のＴｉも析出強化に寄与するが、マンガン（Ｍｎ）やＮｂなどの他の元素の還元を可能にするマルテンサイトの形成にも役立つ。

【0020】

本発明による鋼はまた、一般的なＨＳＬＡグレードと比較して、より高濃度のシリコン（Ｓｉ）を含有する。Ｓｉは、固溶強化元素として機能し、目標強度の達成を可能にする。しかしながら、Ｓｉは、フェライト促進元素であり、粘着性酸化物により熱間圧延鋼帯の表面に問題を引き起こすことが知られているため、その濃度は、鋼のミクロ組織中においてマルテンサイトを形成する能力を維持するために、かつ、良好な表面品質を維持するために、制限されるべきある。この表面品質は、熱間圧延鋼帯の表面だけでなく、冷間圧延鋼帯の表面、さらには亜鉛めっき鋼帯の表面にも関係する。炭素（Ｃ）の存在は、固溶体強化、炭化物の形成、ならびに、ベイナイトおよび特にマルテンサイト等の第二相の形成に必要である。０．０９０重量％を超える値では、硬質の第二相の体積が多すぎるリスクが増大し、０．０５０重量％未満では、硬質の第二相の体積が少なすぎるリスクが増大する。硬質の第二相の体積分率が高すぎるリスクを低減するために、鋼は、好ましくは最大０．０８５重量％のＣを含み、より好ましくは最大０．０８０重量％のＣを含む。また、炭素含有量が若干少なくなると、パーライトおよび／またはセメンタイトの量は減少する。

【0021】

通常の熱間圧延ＨＳＬＡ鋼は、熱間圧延中の再結晶の遅延によるマイクロ合金添加物（microalloying additions）の結晶粒微細化特性に依存し、程度は低いものの、析出硬化にも依存する。冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、析出硬化に依存し、程度は非常に低いものの、結晶粒微細化にも依存する。したがって、十分な成形性を備えた高強度の冷間圧延ＨＳＬＡ鋼を得ることが困難であることが判明している。国際公開第２０１６／０３００１０号では、チタンおよびバナジウムを含有するＨＳＬＡ鋼に基づいたＣＲ４６０ＬＡが提案されている。しかしながら、このグレードは、ＣＲ４６０ＬＡの関連規格の機械的特性要件を満たしているが、冷間圧延および焼鈍された製品には、異なる方向の機械的特性（面内異方性）に大きな違いが生じる。

【0022】

元素Ｃ、Ｓｉ、Ｎｂおよび任意選択のＴｉと第二相とが適切な割合で存在することにより、高降伏応力、高伸びおよび低異方性というハイブリッド特性を備えた鋼種の製造が可能になる。したがって、本発明による鋼は、ＨＳＬＡ鋼と二相鋼との間のハイブリッドである。したがって、このハイブリッド特性は、析出強化（ＨＳＬＡの側面）と、第二相、主にマルテンサイト（二相の側面）との複合効果（joint effect）によるものである。したがって、マルテンサイトの体積分率は非常に重要である。体積分率が低すぎる（＜２％）場合、材料の挙動は、通常の標準ＨＳＬＡグレードに近づく。体積分率が高すぎる（＞１０％）場合、材料の挙動は、降伏応力が低すぎる二相（ＤＰ）グレードに近づく。ハイブリッドＨＳＬＡの場合、０．７０≦Ｒｐ／Ｒｍ≦０．８０である。この比率が０．７０未満の場合、鋼はＤＰ鋼のように挙動し、降伏応力が低すぎる。この比率が０．８０を超えると、鋼は標準ＨＳＬＡと同様に挙動し、このグレードは低い全伸びおよび高い面内異方性を有する。２～１０％のマルテンサイトの存在により、機械的特性の面内異方性を非常に大幅に除去できる。

【0023】

任意選択のＴｉの添加は、マルテンサイトの形成を促進し、それによりＭｎを削減できる一方、Ｎｂは、結晶粒の微細化に使用される。Ｔｉの存在は、低温（＜８５０℃）での冷間圧延材料の焼鈍中の再結晶化にも役立つ。同様の焼鈍温度において、Ｔｉを含まないＨＳＬＡは、再結晶化が少なく、より低い割合のマルテンサイトを含む。したがって、より高い異方性およびより低い伸び値を有することになる。Ｔｉを使用しない場合は、より高温での焼鈍が必要とされ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）析出物の粗大化により強度がより低くなる。鋼は、任意選択で、少なくとも０．００１重量％のチタン、好ましくは少なくとも０．００５重量％のチタン、および／または、最大０．０３５重量％、好ましくは最大０．０２０重量％のチタンを含む。

【0024】

本発明による鋼をホットスタンピングおよび直接焼入れ用途により適したものにするために、任意選択で、少量のホウ素（Ｂ）を鋼に添加してもよい。鋼は、好ましくは少なくとも０．０００２重量％（＝２ｐｐｍ）および／または最大０．００１０重量％（＝１０ｐｐｍ）のホウ素、好ましくは最大０．０００８重量％のホウ素、より好ましくは最大０．０００６重量％のホウ素を含む。多すぎるホウ素は、多量のマルテンサイトおよびベイナイトの生成をもたらし、強度が増加しすぎて鋼の成形性が低下するため、ＣＲ４６０ＬＡの要件をもはや満たせなくなる。

【0025】

これらの鋼には、イオウ（Ｓ）およびリン（Ｐ）がほぼ不可避的不純物として含まれており、その量は、技術的および経済的に可能な限り低い値に制限されるべきである。鋼は、好ましくは最大０．０１０重量％のＳ、または、好ましくは最大 重量％のＳを含む。また、鋼は、好ましくは最大０．０１０重量％のＰ、または、好ましくは最大０．００５重量％のＰを含む。

【0026】

マンガンは、オーステナイト形成元素であり、その含有量が多すぎると、マルテンサイト形成のリスクが高まる。特にシリコン含有量が本発明による鋼の場合のように低い場合には、それが当てはまる。Ｍｎ含有量が低すぎると、低すぎる強度値をもたらす。本発明による鋼は、好ましくは少なくとも１．２００重量％のＭｎ、より好ましくは少なくとも１．３５０重量％のＭｎ、および／または、好ましくは最大１．６００重量％のＭｎ、より好ましくは最大１．５５０重量％のＭｎを含む。

【0027】

いくつかの用途でのエッジの伸びまたは曲げを改善するために、高強度低合金鋼種は、任意選択で、硫化物系介在物（sulphide inclusion）の制御により特定され得る。主に硫化マンガン介在物の形状および含有量を制御するために、特殊な製鋼手法が使用される。製造者はまず、超低イオウ製鋼手法（ultra-low sulphur steelmaking practices）を通じて硫化物系介在物を制限し得る。介在物の形状を制御するために、製造者は、溶鋼へのカルシウム（Ｃａ）および／または希土類元素（ＲＥＭ、例えばＣｅ）の添加も利用し得る。小さな球状粒子が好ましい。このため、任意選択のＣａ＋ＲＥＭは、硫化物系介在物の制御のための、鋼中のカルシウムと、Ｃｅ等の希土類元素との合計量を示す。存在する場合、これらの元素のいずれかの好適な最小量は、０．０００５重量％である。

【0028】

冷間圧延および焼鈍された鋼帯には、任意選択で、金属コーティングが設けられ、金属コーティングは、好ましくは溶融コーティングによって形成されるが、ＰＶＤ、ＣＶＤまたは電着等の冷間塗着技術（cold application techniques）も採用可能である。

【0029】

本発明の一実施形態において、金属コーティングは、亜鉛含有量が少なくとも９９％（別段規定される場合を除き、すべてのコーティングのパーセンテージは重量％である）の溶融浴に鋼板を通過させることによって連続プロセスで形成される溶融亜鉛めっき（ＧＩ）コーティングであってもよい。金属コーティングは、亜鉛合金コーティングである。金属コーティングは、好適に調製された鋼表面上に連続コーティングプロセスで電解的に形成される、少なくとも９９．９％の亜鉛含有量を有する電気亜鉛めっき（ＥＧ）コーティングであってもよい。

【0030】

金属コーティングは、少なくとも９９％の亜鉛含有量を含有する溶融浴に、準備された鋼帯を浸漬し、その後の焼鈍の結果として鉄が亜鉛層に拡散することによって生成される亜鉛－鉄合金コーティングであってもよい。得られる亜鉛－鉄コーティングは、通常１３質量％までの鉄含有量を有し、電気めっき（ＧＡ）コーティングと呼ばれる。金属コーティングは、シリコン含有量が８～１１％の溶融アルミニウム浴に、準備された鋼帯を通過させることによって形成される、アルミニウム－シリコン（ＡｌＳｉ）コーティングであってもよい。

【0031】

金属コーティングは、マグネシウムおよびアルミニウムと合金化した溶融亜鉛浴に、準備された鋼帯を通過させることによって形成される、亜鉛－マグネシウム（ＭＺ）コーティングであってもよい。好ましくは、亜鉛合金コーティング（Ｆｅ_２Ａｌ_５バリア層を含む）は、０．３～４．０％のＭｇおよび０．３～６．０％のＡｌと、任意選択で最大０．２％の１以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部である亜鉛とを含む。より好ましくは、コーティング中の合金元素の含有量は、１．０～２．０％のマグネシウムおよび１．０～３．０％のアルミニウムと、任意選択で最大０．２％の１以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部である亜鉛とを含む。より一層好ましい実施形態において、亜鉛合金コーティングは、最大１．６％のＭｇおよび１．６～２．５％のＡｌと、任意選択で最大０．２％の１以上の追加元素と、不可避的不純物と、残部である亜鉛とを含む。

【0032】

第２の態様によれば、本発明は、本明細書に上記されたおよび請求項１～１１のいずれか一項に記載された、本発明によるハイブリッド二相鋼帯を製造するための方法であって、以下のステップ：
・鋼スラブまたは鋼帯を連続的に鋳造し、前記スラブまたは前記鋼帯を熱間圧延して熱間圧延鋼帯とするステップであって、
前記熱間圧延鋼帯が、重量％で、
Ｃ：０．０５０～０．０９０、
Ｎｂ：０．０３０～０．０６０、
Ｍｎ：１．０００～１．８００、
Ｓ：最大０．０１５、
Ｓｉ：０．０５０～０．３００、
Ｐ：最大０．０１５、
Ａｌ＿ｓｏｌ：０．０２０～０．０８０、
Ｎ：０．００２～０．００８、
Ｃａ：最大０．００５０、
任意選択で、
Ｂ：０．０００２～０．０００６
Ｔｉ：０．００１～０．０５０
のうちの１以上、および、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる組成を有し、
前記熱間圧延された鋼帯が、２．０～４．５ｍｍの厚さを有し、
前記鋼帯がオーステナイトミクロ組織を有する間に、仕上げ圧延が行われる、前記ステップ；
・仕上げ圧延後の前記熱間圧延鋼帯を、好ましくは少なくとも３０℃／秒の冷却速度で、冷却するステップ；
・冷却された前記鋼帯を５００～６６０℃の巻き取り温度ＣＴで巻き取り、巻き取られた前記鋼帯を周囲温度まで冷却するステップ；
・巻き取られた前記鋼帯を巻き戻した後、酸洗し、４０～８０％の圧下率で冷間圧延を行うステップ；
・冷間圧延された前記鋼帯の連続焼鈍を、
ｉ．前記鋼帯を加熱するステップ；
ｉｉ．前記鋼帯を二相域焼鈍（intercritically annealing）するステップ；
ｉｉｉ．二相域焼鈍した前記鋼帯を中間温度まで冷却するステップ；
ｉｖ．任意選択で、前記鋼帯を、前記中間温度で、５～１００秒の時間ｔ＿ｏａの間、保持するステップ；
ｖ．任意選択で、前記鋼帯を溶融コーティングするステップ；
ｖｉ．焼鈍された前記鋼帯中にマルテンサイト形成を誘発するのに十分な冷却速度、すなわち、臨界冷却速度より高い冷却速度で、前記鋼帯を焼鈍後巻き取り温度（post-annealing coiling temperature）までさらに冷却するステップ；
ｖｉｉ．前記鋼帯を巻き取るステップ
により行うステップ；
ここで、前記鋼帯には、ａ）ステップｖの溶融コーティングによる金属コーティング、または、ｂ）ステップｖｉｉ後の冷間塗着技術による金属コーティングが、任意選択で設けられ；
・任意選択で、コーティングされた前記鋼帯を０．０５～３．００％の圧下率で調質圧延するステップ；
ここで、任意選択でコーティングされ、任意選択で調質圧延された前記鋼帯は、５２０～６８０ＭＰａの引張強さＲｍと、４６０～５８０ＭＰａの降伏強さＲｐとを有し、Ｒｐ／Ｒｍは、０．７０～０．８０であり；
・コーティングされた前記鋼帯を巻き取るか、あるいは、コーティングされた前記鋼帯を鋼板またはブランクに切断するステップ；
・任意選択で、その後、コーティングされた前記鋼帯、鋼板、またはブランクを、スタンピング、曲げ、深絞り等の冷間成形操作によって、あるいは、温間プレス成形または熱間プレス成形によって成形するステップ
を含む、前記方法にも具体化される。

【0033】

鋼の組成の重要性についてはすでに説明した通りである。さまざまな処理ステップはすべて、標準ＨＳＬＡの特性と標準ＤＰの特性との間の微妙なハイブリッドバランスの達成に貢献する。例えば、ベイナイトおよび特にマルテンサイト等の第二相を十分な量（ただし多すぎない）で形成するには、高い冷却速度が必要である。

【0034】

後続の処理ステップのために、熱間圧延鋼帯の開始状態を決定するという理由で、巻き取り温度も重要なパラメータである。巻き取り温度は、好ましくは最大６５０℃である。

【0035】

冷間圧延の圧下率は、最大７５％であることが好ましく、最大７０％であることがより好ましい。より低い冷間圧延の圧下率は、冷間圧延中の圧延力を制限し、それによって鋼帯の形状欠陥のリスクを軽減する。

【0036】

最初の冷間圧延ステップ後の連続焼鈍は、冷間圧延鋼帯の部分的なオーステナイト化を得るために、Ａｃ１温度とＡｃ３温度との間の温度に加熱して保持することを含む二相域焼鈍処理（intercritical annealing treatment）である。連続焼鈍後のミクロ組織は、ポリゴナルおよび／またはアシキュラーフェライトを含む析出強化フェライトマトリックスと；セメンタイトと、２～１０％のマルテンサイトと、任意選択でパーライトおよびベイナイトのうちの１以上とを含む第二相と；を含み、フェライトマトリックスの再結晶割合は、少なくとも８５％である。したがって、焼鈍後の冷却速度は、得られる連続焼鈍および冷間圧延された鋼帯においてオーステナイトからマルテンサイトへの変態を誘発するために、いわゆる臨界冷却速度よりも高くなければならない。この臨界冷却速度は、不安定なオーステナイトが安定なマルテンサイトに変態し得る最も遅い冷却速度として定義でき、通常の実験によって容易に決定できる。焼鈍後巻き取り温度がＭｆ温度より低い場合、マルテンサイトは安定である。

【0037】

一実施形態において、調質圧延の圧下率は、最大２．５０％、好ましくは最大１．３０％、より好ましくは最大０．８０％である。調質圧延の圧下率は、好ましくは少なくとも０．１０％、より好ましくは少なくとも０．２０％である。調質圧延の圧下率は、所望の最終特性、鋼帯形状および表面質感を得るために重要である。

【0038】

任意選択の調質圧延率は、最終特性と表面品質（平坦度、うねり、反り等の側面）との適切なバランスを得るために重要であり得る。そのバランスは常に同じであるとは限らない。場合によっては、鋼帯の平坦度の重要性が機械的特性より優先されることもあり（ただし、関連する規格によって課された要件が満たされている場合）、場合によっては、機械的特性が優先されることもある。化学的性質および加工を工夫することで、さまざまな要件のバランスを多少変えることができるが、常に関連する規格の要件内に収まる。ある調質圧延は、最大３．００％の調質圧延の圧下率（ＴＲＲ）が必要とされる。しかしながら、より高いＴＲＲは、鋼の成形性の可能性を損なうため、鋼帯の表面および形状の要件と強度および成形性の要件とのバランスをとるために、ＴＲＲをできる限り低くする必要がある。調質圧延の圧下率は、好ましくは最大２．５０％、より好ましくは最大１．３０％、より一層好ましくは最大１．００％である。調質圧延の圧下率は、好ましくは少なくとも０．１０％、より好ましくは少なくとも０．２０％、より一層好ましくは少なくとも０．５０、より一層少なくとも０．６５％である。

【0039】

冷間圧延および焼鈍されたハイブリッド二相鋼帯を製造する方法は、任意選択で、金属コーティングの形成を含み、好ましくは、溶融コーティングによって形成されるが、ＰＶＤ、ＣＶＤまたは電着等の冷間塗着技術も採用可能である。

【0040】

別の態様によれば、本発明は、本発明に従って製造された鋼の、自動車用途における使用にも具体化される。本発明による鋼の自動車用途は、車体構造、内側および外側パネル、ドアならびにトランククロージャーにおける用途、シャーシまたはサスペンション、あるいは、車輪、燃料タンク、ステアリングおよびブレーキシステムにおける用途からなり得るが、これらに限定されない。自動車用途は、乗用車における用途、または、トレーラー、トラック、電車、土木建築用車両等の他の車両における用途であってもよい。

【実施例】

【0041】

実施例および図面
以下、以下の非限定的な実施例および図面を用いて本発明を説明する。

【0042】

冷間圧延および焼鈍された製品
図４の表１に示す結果および考慮された焼鈍サイクルは、「ハイブリッド」特性を備えた鋼種を製造するための焼鈍サイクルの効果とともに、合金元素の効果を示す。高すぎるＮｂ、ＴｉまたはＣの含有量は、Ｒｐ／Ｒｍ＞０．８の鋼種を与え、高い割合の非再結晶領域を含有する。Ｓｉ濃度の低下は、ＶＤＡの強度仕様に達することを困難にする。ＮｂとＮｂＴｉ合金との比較は、Ｔｉを含むサンプルの方が、強度が高く、より高いマルテンサイトのパーセンテージおよびより高い再結晶度の形成のため、焼鈍温度の変化の影響を受けにくいことを示す。

【0043】

図１Ａ～Ｂは、（図１Ａ）Ｎｂおよび（図１Ｂ）ＮｂＴｉのＫｌｅｍｍエッチング顕微鏡写真を示す。マルテンサイトは、顕微鏡写真上で明るいスポットとして現れる。サンプルは８００℃で焼鈍された。図１Ｃ～Ｄは、（図１Ｃ）Ｎｂおよび（図１Ｄ）ＮｂＴｉのＮｉｔａｌエッチング顕微鏡写真を示し、８００℃で焼鈍したサンプルのポリゴナルフェライト（再結晶化＋未再結晶化）、アシキュラーフェライト、ならびに、パーライトおよびセメンタイト析出物の存在を示す。

【0044】

図１に示すように、エッチングされたサンプルの顕微鏡写真では、マルテンサイトが白いスポットとして現れる。エッチングは、標準的なＫｌｅｍｍエッチング（サンプルの表面を光学グレードまで研磨し、Ｋｌｅｍｍエッチング液（チオ硫酸ナトリウム飽和水溶液と１ｇのメタ重亜硫酸カリウム１ｇとの溶液）で数秒間表面をエッチングし、その後、エタノールで洗浄）によって実施した。これらのスポットは、マルテンサイト析出物のパーセンテージおよびその平均サイズを決定するために、科学画像を処理および分析するためのオープンソースソフトウェアＩｍａｇｅＪ（ｈｔｔｐｓ：／／ｉｍａｇｅｊ．ｎｉｈ．ｇｏｖ）を使用して分析した。エッチングされた画像は黒白画像に変換され、ソフトウェアはＫｌｅｍｍエッチングされたＮｂサンプル（焼鈍温度＝８２０℃）の鋼の顕微鏡写真中のマルテンサイトの分布を決定する（図２Ａ参照）。図２Ｂは、ＩｍａｇｅＪソフトウェアによる処理後、図２Ｃは、マルテンサイトのサイズ分布である。

【0045】

本発明による鋼のミクロ組織の光学的評価は、ミクロ組織の高度な再結晶化が、バランスのとれた特性の実現のための重要な寄与因子であることを明らかにする。ＥＢＳＤ測定により、光学測定値の正確性が確認された。ＳＥＭ条件は、１５ｋＶ、１２０μｍアパーチャ、高電流オンであった。ＥＢＳＤ条件は、作動距離１６ｍｍおよびスキャン速度１００ｆｐｓであった。３００×１０００μｍ^２（ステップサイズ０．５μｍ）および２００×２００μｍ^２（ステップサイズ０．２μｍ）のスキャンも同様の結果を与えた。

【0046】

【表1】

【0047】

【表2】

【0048】

ホットスタンピング
本発明による鋼は、ホットスタンピング用途にも適している。これは、ＮｂおよびＮｂＴｉ組成物をダイレクトホットスタンピングプロセスに供することで実証される。典型的なｔ－Ｔスケジュールは、次のとおりである：サンプルは再加熱炉で９００℃まで５～７分間加熱された。次いで、サンプルが炉から取り出され、冷却される前に、炉とホットプレスとの間の移動中に５～１０秒間空気中で冷却された。典型的な実験による加熱および冷却の曲線が図３に示される。このような曲線では、ホットプレスはおよそ８００℃で行われる。

【0049】

ホットプレス後のＮｂＴｉグレードは、さまざまな市販グレードと同等の機械的特性を有する（表４および５参照）。これらの結果は、本発明による鋼種の多用途性を強調し、これはバランスのとれた組成およびミクロ組織の結果である。

【0050】

【表3】

【0051】

【表4】

【図1A-1D】

【図2】

【図3】

【図4】

【国際調査報告】