特表 2024-538879 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法

(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】2024-10-24

(54)【発明の名称】冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20241017BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20241017BHJP

   C22C 38/52 20060101ALI20241017BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20241017BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301U

C22C38/54

C22C38/52

C21D9/46 F

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024525314

(86)(22)【出願日】2021-10-29

(85)【翻訳文提出日】2024-06-24

(86)【国際出願番号】 IB2021060008

(87)【国際公開番号】W WO2023073410

(87)【国際公開日】2023-05-04

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】515214729

【氏名又は名称】アルセロールミタル

(74)【代理人】

【識別番号】110001173

【氏名又は名称】弁理士法人川口國際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】パナヒ，デイモン

(72)【発明者】

【氏名】ソン，ヒョジン

(72)【発明者】

【氏名】チャラ，ベンカタ・サイ・アナンス

(72)【発明者】

【氏名】リン，ブライアン

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA06

4K037EA09

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4K037FC04

4K037FC05

4K037FD02

4K037FD03

4K037FD04

4K037FE01

4K037FE02

4K037FE03

4K037FF01

4K037FF02

4K037FG00

4K037FG01

4K037FJ01

4K037FJ05

4K037FJ06

4K037FK02

4K037FK03

4K037FL01

4K037GA05

4K037JA06

(57)【要約】

本発明は、重量パーセントで、０．２％≦Ｃ≦０．３５％、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．１％≦Ｓｉ≦０．６％、０％≦Ａｌ≦０．１％、０．０１％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１０％、０％≦Ｐ≦０．０２％、０％≦Ｓ≦０．０３％、０％≦Ｎ≦０．０９％を含み、任意元素を含むことができ、該鋼の微細組織は、面積率で、少なくとも８０％の焼戻しマルテンサイト、３～１５％のベイナイト、１％～７％のマルテンサイト、０～１２％のフェライト及び０～２％の残留オーステナイトを含む冷間圧延熱処理鋼板を扱う。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

冷間圧延熱処理鋼板であって、重量パーセントで表される以下の元素、すなわち、
０．２％≦Ｃ≦０．３５％、
０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、
０．１％≦Ｓｉ≦０．６％、
０％≦Ａｌ≦０．１％、
０．０１％≦Ｔｉ≦０．１％、
０．０００１％≦Ｂ≦０．０１０％、
０％≦Ｐ≦０．０２％、
０％≦Ｓ≦０．０３％、
０％≦Ｎ≦０．０９％
を含み、以下の任意の元素、すなわち、
０％≦Ｃｒ≦０．６％、
０％≦Ｎｂ≦０．０９％、
０％≦Ｍｏ≦０．９％、
０％≦Ｖ≦０．１％、
０％≦Ｎｉ≦２％、
０％≦Ｃｕ≦２％、
０％≦Ｃａ≦０．００５％、
０％≦Ｃｅ≦０．１％、
０％≦Ｍｇ≦０．０５％、
０％≦Ｚｒ≦０．０５％
の１つ以上を含むことができ、残余の組成は、鉄及び加工によって生じる不可避の不純物から構成され、該鋼の微細組織は、面積率で、少なくとも８０％の焼戻しマルテンサイト、３～１５％のベイナイト、１％～７％のマルテンサイト、０～１２％のフェライト及び０～２％の残留オーステナイトを含む冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項2】

前記組成が、０．２２％～０．３３％の炭素を含む、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項3】

前記組成が、０．５５％～１．４％のマンガンを含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項4】

前記組成が、０％～０．０６％のアルミニウムを含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項5】

前記組成が、０．１％～０．５％のケイ素を含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項6】

前記マルテンサイトが１％～６％である、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項7】

前記焼戻しマルテンサイトが８０％～９５％である、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項8】

前記板が、１４４０ＭＰａ以上の極限引張強さ及び１１２０ＭＰａ以上の降伏強度を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。

【請求項9】

以下の連続工程を含む冷間圧延熱処理鋼板の製造方法。
－ 請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼組成を提供する工程、
－ 前記半製品を１０００℃～１３００℃の温度まで再加熱する工程、
－ 熱間圧延仕上げ温度が８５０℃を超えるオーステナイト範囲で前記半製品を圧延して熱間圧延鋼板を得る工程、
－ 前記板を少なくとも５℃／秒の冷却速度で６８０℃以下の巻取り温度まで冷却し、及び前記熱間圧延板を巻き取る工程、
－ 前記熱間圧延板を室温まで冷却する工程、
－ 任意選択で、前記熱間圧延鋼板にスケール除去プロセスを実施する工程、
－ 任意選択で、熱間圧延鋼板に焼鈍を行ってもよい工程、
－ 任意選択で、前記熱間圧延鋼板にスケール除去プロセスを実施する工程、
－ 前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の圧下率で冷間圧延して冷間圧延鋼板を得る工程、
－ 次いで、前記冷間圧延鋼板を、室温から、Ａｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１５０℃の温度ＴＡまで、１℃／秒～３０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱し、それを１００～１０００秒間保持する工程、
－ 次いで、前記冷間圧延鋼板をＴＡから、Ｍｓ～Ｍｓ－１５０℃までの温度ＣＳ１まで、５℃／秒～２００℃／秒までの冷却速度ＣＲ１で冷却する工程、
－ 次いで、前記冷間圧延鋼板をＣＳ１温度で１～５００秒間保持する工程、
－ 次いで、少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却して冷間圧延熱処理鋼板を得る工程。

【請求項10】

前記巻取り温度が６８０℃～５００℃である、請求項９に記載の方法。

【請求項11】

ＣＳ１が２００℃～３５０℃である、請求項９又は１０に記載の方法。

【請求項12】

ＨＲ１が１℃／秒～２０℃／秒である、請求項９～１１のいずれか一項に記載の方法。

【請求項13】

ＴＡが８００℃～９００℃である、請求項９～１２のいずれか一項に記載の方法。

【請求項14】

請求項１～８のいずれか一項に従い得ることができる鋼板、又は請求項９～１３のいずれか一項に記載の方法によって製造された鋼板の、車両の構造部品の製造のための使用。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、車両用鋼板として好適な冷間圧延鋼板に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車部品には、２つの矛盾する要求、すなわち、成形の容易さ及び強度を満たす必要があるが、近年、地球環境問題を考慮して、自動車にも燃費向上という第三の要求が課せられている。したがって、現在、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリに適合し易いという基準に適合するために、高成形性を有する材料から作製されなければならず、同時に、燃費の向上のために車両を軽量化しながら、車両の耐衝突性及び耐久性のために強度を改善しなければならない。さらに、鋼部品は液体金属脆化を起こさずに溶接可能でなければならない。

【0003】

そのため、材料の強度を高めることによって自動車に使用される材料の量を減らすために、懸命な研究開発の努力がなされている。逆に、鋼板の強度を高めると成形性が低下するため、高強度及び高成形性を兼ね備えた材料の開発が必要とされている。

【0004】

高強度及び高成形性鋼板の分野における先行研究及び開発は、高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法をもたらしており、そのうちのいくつかは、本発明の最終的な評価のために本明細書に列挙されている。

【0005】

ＥＰ３５６１１１９号は、低降伏比及び優れた均一伸びを有する焼戻しマルテンサイト鋼を提供し、該焼戻しマルテンサイト鋼は重量％で、０．２～０．６％のＣ、０．０１～２．２％のＳｉ、０．５～３．０％のＭｎ、０．０１５％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．０１～０．１％のＡｌ、０．０１～０．１％のＴｉ、０．０５～０．５％のＣｒ、０．０００５～０．００５％のＢ、０．０５～０．５％のＭｏ、０．０１％以下のＮを含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物であり、０．４～０．６の降伏比を有し、引張強さと一様伸びの積（ＴＳ＊Ｕ－Ｅｌ）が１０，０００ＭＰａ％以上であり、面積率で焼戻しマルテンサイトを９０％以上、フェライトを５％以下、残余をベイナイトとした微細組織を有する。しかし、ＹＳ／ＴＳ比は達成されない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】欧州特許出願公開第３５６１１１９号明細書

【発明の概要】

【0007】

高強度及び高成形性鋼板の製造に関する既知の先行技術は、一方又は他方の欠落という欠点を有する。したがって、１４４０ＭＰａを超える強度を有する冷間圧延鋼板及びその製造方法が必要とされている。

【0008】

本発明の目的は、以下を同時に有する冷間圧延熱処理鋼板を利用できるようにすることにより、上記課題を解決することにある。
－ １４４０ＭＰａ以上、好ましくは１４７０ＭＰａを超える極限引張強さ、
－ １１２０ＭＰａを超える、好ましくは１１３０ＭＰａを超える降伏強度。

【0009】

好ましい実施形態では、冷間圧延熱処理鋼板は６．５％以上の全伸び率を有する。

【0010】

好ましい実施形態では、冷間圧延熱処理鋼板は０．７０を超えるＹＳ／ＴＳ比を示す。

【0011】

好ましくは、そのような鋼はまた、良好な溶接性及び被覆能力と共に、成形、特に圧延に良好な適合性を有することができる。

【0012】

本発明の別の目的はまた、製造パラメータのシフトに対してロバストでありながら、従来の工業用途に適合するこれらの板の製造方法を利用可能にすることである。

【0013】

本発明の冷間圧延熱処理鋼板は、その耐食性を改善するために、任意選択で亜鉛若しくは亜鉛合金、又はアルミニウム若しくはアルミニウム合金をコーティングしてもよい。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な説明から明らかになる。

【0015】

炭素は、鋼中に０．２％～０．３５％存在する。炭素は、焼鈍後の冷却時にフェライト及びベイナイトの形成を遅らせて鋼板の強度を高めるために必要な元素である。０．２％未満の含有率では、本発明の鋼は適度な引張強さ及び延性を有することはないであろう。一方、炭素含有率が０．３５％を超えると、溶接部及び熱影響部が著しく硬化し、溶接部の機械的特性が損なわれる。炭素の好ましい限度は０．２２％～０．３３％であり、より好ましい限度は０．２２％～０．３％である。

【0016】

本発明の鋼のマンガン含有率は０．５％～１．５％である。マンガンは強度を付与する元素であり、フェライトの形成を遅らせて鋼板の強度及び焼入性を付与するためには０．５％以上のマンガンが必要である。したがって、０．５５～１．４％などのより高い割合のマンガンが好ましく、より好ましくは０．６％～１．３％である。しかし、マンガンが１．５％を超えると、ベイナイト変態の等温保持時にオーステナイトからベイナイトへの変態が遅くなり延性が低下するなどの悪影響を及ぼす。また、マンガンが１．５％を超えると、マルテンサイトの形成が目標限度を超え、したがって伸びが低下する。さらに、マンガン含有率が１．５％を超えると、中心偏析が起こり、本鋼の溶接性も低下する。さらに、高いマンガン含有率は、鋼製造業者及び自動車産業にとって重要な基準である水素遅れ破壊の点で有害である。

【0017】

本発明の鋼のケイ素含有率は０．１％～０．６％である。ケイ素は、固溶強化による強度向上に寄与する元素である。ケイ素は、焼鈍後の冷却中に炭化物の析出を遅らせることができる構成成分であり、したがって、ケイ素はマルテンサイトの形成を促進する。しかし、ケイ素はフェライト形成剤でもあり、またＡｃ３変態点を上昇させ、これは焼鈍温度をより高い温度範囲に押し進め、これがケイ素の含有率が最大０．６％に維持される理由である。０．６％を超えるケイ素含有率はまた、脆化を強化する可能性があり、加えてケイ素はまたコーティング性を損なう。ケイ素の存在の好ましい限度は、０．１％～０．５％、より好ましくは０．１５％～０．４％である。

【0018】

本発明の鋼のアルミニウムの含有率は０～０．１％である。アルミニウムは、鋼を脱酸して酸素を捕捉するために、製鋼中に添加することができる。０．１％を超えるとＡｃ３点が高くなり、生産性が低下する。また、このような範囲内では、アルミニウムが鋼中の窒素と結合して窒化アルミニウムを形成して結晶粒のサイズを小さくし、またアルミニウムはセメンタイトの析出を遅らせるが、本発明ではアルミニウムの含有率が０．１％を超えると、窒化アルミニウムの量及びサイズは、穴広げ及び曲げに有害であり、またＡｃ３を、達成するのに工業的に非常に高価であるより高い温度範囲に押しやり、さらに焼鈍均熱中に結晶粒の粗大化を引き起こす。アルミニウムの好ましい限度は０％～０．０６％であり、より好ましくは０％～０．０５％である。

【0019】

チタンは、本発明の鋼に０．０１％～０．１％、好ましくは０．０１％～０．０９％添加される元素である。炭化物、窒化物及び炭窒化物の形成は、完全焼鈍がより細かくなった後の結果としての焼鈍均熱温度範囲の間の析出硬化によって本発明による鋼に強度を付与するのに適しており、製品の硬化につながる。しかし、チタンの含有率が０．１％を超えると、チタンが多量の析出物を形成することによって炭素を消費し、多量の析出物が鋼の延性を低下させる傾向があるため、本発明にとって好ましくない。

【0020】

ホウ素は必須元素であり、鋼を硬化させるために０．０００１％～０．０１０％、好ましくは０．００１％～０．００４％添加することができる。ホウ素は前記窒化物を阻止して窒化ホウ素を形成し、これが本発明の鋼に強度を付与する。ホウ素はまた、本発明の鋼に焼入性を付与する。しかし、ホウ素を０．０１０％より多く添加すると、鋼板の圧延性が著しく低下することがわかった。さらなるホウ素偏析が粒界で起こり得、これは成形性にとって有害である。

【0021】

本発明の鋼のリン含有率は０．０２％に制限される。リンは固溶体中で硬化する元素である。したがって、少なくとも０．００２％の少量のリンが有利であり得るが、リンは、特にその粒界での偏析又はマンガンとの共偏析の傾向に起因して、スポット溶接性及び熱間圧延性の低下などのその悪影響も有する。これらの理由から、その含有率は、好ましくは最大０．０１５％に制限される。

【0022】

硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含まれていてもよい。硫黄含有率は低いほど好ましいが、製造コストの観点から０．０３％以下、好ましくは最大で０．００５％である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合、特に、Ｍｎ及びＴｉと結合して硫化物を形成し、本発明の鋼の曲げ、穴広げ及び伸びに悪影響を与える。

【0023】

窒素は、材料の経年劣化を避けるため、鋼の機械的特性にとって悪影響のある凝固中の窒化物の析出を最小限に抑えるために０．０９％に制限される。

【0024】

モリブデンは任意元素であり、本発明の鋼において０％～０．９％存在する。モリブデンは焼入性及び硬度を向上させる上で有効な役割を果たし、少なくとも０．０１％の量で添加すると焼鈍後の冷却時にフェライト及びベイナイトの形成を遅らせる。Ｍｏはまた、熱間圧延製品の靭性に有益であり、製造がより容易となる。しかし、モリブデンの添加は、合金元素の添加のコストを過度に増加させるので、経済的な理由から、その含有率は０．９％に制限される。モリブデンの好ましい限度は０％～０．７％であり、より好ましくは０％～０．６％である。

【0025】

クロムは、本発明の鋼の任意元素であり、０％～０．６％存在する。クロムは、鋼に強度及び硬化を提供するが、使用する場合０．５％を超えると、鋼の表面仕上げを損なう。クロムの好ましい限度は０．０１％～０．５％、より好ましくは０．０１％～０．４％である。

【0026】

ニオブは任意元素であり、０％～０．０９％、好ましくは０．００１％～０．０８％、より好ましくは０．０１％～０．０７％存在し得る。炭窒化物の形成は、完全焼鈍がより細かくなった後の結果としての焼鈍均熱温度範囲の間の析出硬化によって本発明による鋼に強度を付与するのに適しており、製品の硬化につながる。しかし、ニオブ含有率が０．０９％を超える場合、多量の炭窒化物を形成することによってニオブが炭素を消費することは、多量の炭窒化物が鋼の延性を低下させる傾向があるため、本発明にとって好ましくない。

【0027】

バナジウムは、本発明の鋼に０％～０．１％、好ましくは０．００１％～０．１％添加され得る任意元素である。ニオブと同様に、バナジウムは炭窒化物に関与するため、硬化においてある役割を果たす。しかし、鋳造製品の凝固中に現れるＶＮを形成することにも関与する。Ｖの量は、穴広げに有害な粗いＶＮを回避するために０．１％に制限される。バナジウム含有率が０．００１％未満である場合、バナジウムは本発明の鋼にいかなる効果も与えない。

【0028】

本発明の鋼の強度を高め、耐食性を向上させるために、任意元素として銅を０％～２％添加してもよい。このような効果を得るためには最低０．０１％が好ましい。しかし、その含有率が２％を超えると、表面形態が悪化するおそれがある。

【0029】

任意元素としてニッケルを０～２％の量で添加すると、本発明の鋼の強度を高め、靭性を向上させることができる。このような効果を得るためには最低０．０１％が好ましい。しかし、その含有率が２％を超えると、ニッケルが延性低下の原因となる。

【0030】

カルシウムは、本発明の鋼に０％～０．００５％、好ましくは０．００１％～０．００５％添加され得る任意元素である。カルシウムは、特に介在物処理中に任意元素として本発明の鋼に添加される。カルシウムは、鋼の球状化の際に悪影響を及ぼす硫黄含有を補足することによって鋼の製錬に寄与する。

【0031】

セリウム、マグネシウム又はジルコニウムなどの他の元素は、以下の比率、すなわち、Ｃｅ≦０．１％、Ｍｇ≦０．０５％及びＺｒ≦０．０５％で個々に又は組み合わせて添加することができる。示された最大含有率レベルまで、これらの元素は、凝固中に介在物粒子を微細化することを可能にする。

【0032】

鋼の組成の残余は、鉄及び加工から生じる不可避の不純物からなる。

【0033】

本発明による鋼板の微細組織は、面積率で少なくとも８０％の焼戻しマルテンサイト、３％～１５％のベイナイト、１％～７％のマルテンサイト、０％～１２％のフェライト及び０～２％の残留オーステナイトを含む。

【0034】

微細組織中の相の表面分率は、以下の方法によって測定される。試料を鋼板から切り出し、研磨し、それ自体既知の試薬でエッチングして、微細組織を明らかにする。その後、断面を走査型電子顕微鏡、例えば、電界放出電子銃を有する走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」)を用いて、二次電子モードにおいて５０００倍を超える倍率で、検査する。

【0035】

フェライトの画分の測定は、ニタール又はピクラル／ニタール試薬エッチング後のＳＥＭ観察により行われる。残留オーステナイトの測定はＸＲＤによって行い、パーティションマルテンサイトについては、Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ、４０Ａ巻、２００９年５月－１０５９の刊行物中のＳ．Ｍ．Ｃ．Ｖａｎ Ｂｏｈｅｍｅｎ及びＪ．Ｓｉｅｔｓｍａに従って、膨張率測定試験を行った。

【0036】

焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細組織の少なくとも８０％を構成する。焼戻マルテンサイトは焼鈍後の特にＭｓ温度未満、より具体的にはＭｓ－１０℃未満で冷却時に形成される、マルテンサイトから生じる。このようなマルテンサイトは保持中に２００℃～Ｍｓ－１０℃の焼戻し温度Ｔｔｅｍｐｅｒで焼戻される。本発明の焼戻しマルテンサイトは、このような鋼に延性及び強度を付与する。好ましくは、焼戻しマルテンサイトの含有率は８０％～９５％、より好ましくは８０％～９０％である。

【0037】

ベイナイトは３％～１５％の量で含まれる。本発明の枠組みにおいて、ベイナイトは、炭化物を含まないベイナイト及び／又はラスベイナイトと粒状ベイナイトとを含むことができる。存在する場合、ラスベイナイトは、１ミクロン～５ミクロンの厚さのラスの形態である。存在する場合、炭化物を含まないベイナイトは、非常に低い密度の炭化物を有し、１００μｍ^２の面積単位当たり１００個未満の炭化物を有し、場合によっては島状オーステナイトを含有するベイナイトである。存在する場合、粒状ベイナイトは、粒内に炭化物が存在する粒の形態である。ベイナイトは改善された伸びを提供する。ベイナイトの好ましい存在は３％～１２％であり、より好ましくは３％～１１％である。

【0038】

フェライトは、本発明の鋼の面積分率で微細組織の０％～１２％を構成する。フェライトは、本発明の鋼に強度及び伸びを付与する。本鋼のフェライトは、ポリゴナルフェライト、ラスフェライト、針状フェライト、板状フェライト又はエピタキシャルフェライトを含み得る。本発明のフェライトは、焼鈍後の冷却時に形成される。しかし、フェライトの含有率が本発明の鋼中に１０％を超えて存在すると、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質相との硬度差が大きくなり、局部延性が低下し、全伸び及び降伏強度が低下するという事実により、降伏強度及び全伸びの両者を同時に得ることができない。本発明のフェライトの好ましい存在限度は、０％～１１％、より好ましくは０％～１０％である。

【0039】

マルテンサイトは、面積分率で微細組織の１％～７％を構成する。本発明は、冷間圧延鋼板の過時効保持後の冷却によりフレッシュマルテンサイトを形成する。マルテンサイトは、本発明の鋼に延性及び強度を付与する。しかし、フレッシュマルテンサイトの存在が１０％を超える場合、フレッシュマルテンサイトが残留オーステナイトと同じ量の炭素含有量を有し、したがってフレッシュマルテンサイトが脆く硬いという理由により、それは過剰な強度を付与するが、本発明の鋼の許容限度を超えて伸びを低下させる。したがって、本発明の鋼に対するフレッシュマルテンサイトの好ましい限度は１％～６％、より好ましくは１％～５％である。

【0040】

残留オーステナイトは、鋼中に０％～２％存在し得る任意の微細組織である。

【0041】

本発明による冷間圧延鋼板は、任意の適切な方法によって製造することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造物を提供することにある。鋳造は、インゴットにするか、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態、すなわち、スラブに対する約２２０ｍｍから薄いストリップに対する数十ミリメートルまでの範囲の厚さで連続的に行うことができる。

【0042】

例えば、スラブは半製品と見なされる。上記の化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、スラブは、好ましくは、鋳造中に直接軽圧下を受け、中心偏析及び気孔率低下の排除を確実にした。連続鋳造プロセスによって提供されるスラブは、連続鋳造後に高温で直接使用することができるか、又は最初に室温まで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱することができる。

【0043】

熱間圧延に供されるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１０００℃、好ましくは１１５０℃を超え、及び、１３００℃未満でなければならない。スラブの温度が１１５０℃未満であると、圧延機に過大な荷重がかかり、さらに仕上げ圧延時に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下することがあり、そのため鋼は、構造中に変態したフェライトが含まれた状態で圧延されることになる。さらに、工業的に高価であるため、温度は１３００℃を超えてはならない。

【0044】

スラブの温度は、オーステナイト領域で熱間圧延を完全に完了することができ、最終熱間圧延温度が８５０℃を超えたままになるように充分に高い。最終圧延が８５０℃を超えて行われることが必要であるが、これは、この温度を下回ると鋼板の圧延性が著しく低下するからである。

【0045】

次いで、このようにして得られた板を少なくとも５℃／秒の冷却速度で６８０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は、１００℃／秒以下かつ１０℃／秒よりも高い。その後、熱間圧延鋼板は、６８０℃未満、好ましくは５００℃～６８０℃、より好ましくは５２０℃～６７０℃の巻き取り温度で巻き取られる。その後、巻き取られた熱間圧延鋼板は、好ましくは室温まで冷却される。次いで、熱間圧延板を酸洗いなどの任意のスケール除去プロセスに供して、熱間圧延中に形成されたスケールを除去し、熱間圧延鋼板を任意のホットバンド焼鈍に供する前に熱間圧延鋼板の表面にスケールがないことを確実にすることができる。

【0046】

熱間圧延板は、１～９６時間、３５０℃～７５０℃の温度で任意のホットバンド焼鈍に供され得る。このようなホットバンド焼鈍の温度及び時間は、熱間圧延板の軟化を確実にし、熱間圧延鋼板の冷間圧延を容易にするように選択される。次いで、熱間圧延板は、ホットバンド焼鈍の間に形成されたスケールを除去するために、酸洗いなどの任意のスケール除去プロセスに供され得る。

【0047】

次いで、この熱間圧延鋼板を室温まで冷却した後、熱間圧延鋼板を３５～９０％の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る。

【0048】

次いで、冷間圧延鋼板を焼鈍に供して、本発明の鋼に目標とする微細組織及び機械的特性を付与する。

【0049】

焼鈍では、冷間圧延鋼板を室温から、Ａｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１５０℃の均熱温度ＴＡまで１℃／秒～３０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で加熱する。１℃／秒～２０℃／秒、より好ましくは１℃／秒～１０℃／秒の加熱速度ＨＲ１を有する。好ましいＴＡ温度は８００℃～９００℃である。

【0050】

次いで、冷間圧延鋼板を焼鈍均熱温度ＴＡに１００～１０００秒間保持して、均熱の終了時に１００％のオーステナイトを形成するのに充分な変態を確実にする。次いで、冷間圧延鋼板は、５℃／秒～２００℃／秒、好ましくは８℃／秒～１００℃／秒、より好ましくは１０℃／秒～７０℃／秒の平均冷却速度ＣＲ１で、Ｍｓ～Ｍｓ－１５０℃、好ましくは２００℃～３５０℃、より好ましくは２２０℃～３３０℃である冷却停止温度範囲ＣＳ１まで冷却される。鋼はＣＳ１温度で１秒～５００秒の時間保持される。この冷却工程の間に、本発明のマルテンサイトが形成される。ＣＳ１温度がＭｓ－４０℃より高い場合、本発明の鋼は、全伸びに有害である多すぎるオーステナイトを有し、ＣＳ１がＭｓ－１５０℃より低い場合、フレッシュマルテンサイトの量が多すぎ、全伸び目標が達成されない。

【0051】

次いで、冷間圧延鋼板を少なくとも１℃／秒の冷却速度で室温まで冷却して冷間圧延熱処理鋼板を得る。

【0052】

次いで、得られた冷間圧延熱処理鋼板は、任意選択で、既知の方法のいずれかによってコーティングすることができる。コーティングは、亜鉛若しくは亜鉛系合金で、又はアルミニウム若しくはアルミニウム系合金で作製することができる。

【0053】

コーティングされた製品の脱気を確実にするために、好ましくは１２時間～３０時間の間１７０～２１０℃で行われる任意選択のポストバッチ焼鈍を、製品をコーティングした後に行うことができる。その後、室温まで冷却して冷間圧延被覆鋼板を得る。

【実施例】

【0054】

本明細書に提示される以下の試験及び実施例は、本質的に非限定的であり、例示のみを目的として考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示し、広範な実験後に本発明者らによって選択されたパラメータの重要性を説明し、さらに本発明による鋼によって達成され得る特性を確立する。

【0055】

表１にまとめた組成及び表２に集めた加工パラメータを用いて、本発明による鋼板及びいくつかの比較グレードの鋼板の試料を調製した。これらの鋼板の対応する微細組織を表３にまとめ、特性を表４にまとめた。

【0056】

表１は、重量パーセントで表される組成を有する鋼を示し、各鋼についてのＡｃ３及びＭｓも示し、Ａｃ３温度及びＭｓ温度は、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ、２０３、７２１～７２７、１９６５で公開されたＡｎｄｒｅｗｓによって導き出される式から計算する。

【0057】

Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×（％Ｃ）＾（１／２）－１５．２×（％Ｎｉ）＋４４．７×（％Ｓｉ）＋１０４×（％Ｖ）＋３１．５×（％Ｍｏ）＋１３．１×（％Ｗ）－３０×（％Ｍｎ）－１１×（％Ｃｒ）－２０×（％Ｃｕ）＋７００×（％Ｐ）＋４００×（％Ａｌ）＋１２０×（％Ａｓ）＋４００×（％Ｔｉ）。

【0058】

Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×（％Ｃ）－３０．４×（％Ｍｎ）－１２．１×（％Ｃｒ）－１７．７×（％Ｎｉ）－７．５×（％Ｍｏ）

【0059】

【表1】

【0060】

表２は、表１の鋼に実施された焼鈍プロセスパラメータをまとめたものである。

【0061】

さらに、本発明及び参考例の鋼の焼鈍処理を行う前に、試料を１１５０℃～１３００℃の温度まで加熱し、熱間圧延した。全ての試行を、５５％の冷間圧延圧下率で冷間圧延した。

【0062】

【表2】

【0063】

表３は、面積率において、本発明の鋼及び参考試行の両方の微細構造組成を測定するための走査型電子顕微鏡等の異なる顕微鏡について標準に従って行われた試験の結果をまとめた。

【0064】

【表3】

【0065】

上記の表から、本発明による試行が全て微細組織の目標を満たすことがわかり、これは参考例には当てはまらない。

【0066】

表４は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の機械的特性及び表面特性をまとめている。

【0067】

＜表４：試行の機械的特性＞
降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ及び全伸びＴＥを、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定する。

【0068】

【表4】

【0069】

上記の表から、本発明による試験が全て目標特性を満たすことがわかり、これは参考例には当てはまらない。

【国際調査報告】