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JP2017524819A - 改善された強度および成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法および得られたシート - Google Patents

改善された強度および成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法および得られたシート Download PDF

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Abstract

鋼シートを熱処理することによる、＞８５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、＞１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、＞１３％の全伸びおよび＞３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する高強度鋼シートを製造するための方法であって、前記鋼の化学組成が、０．１３％≦Ｃ≦０．２２％、１．２％≦Ｓｉ≦１．８％、１．８％≦Ｍｎ≦２．２％、０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｔｉ＜０．０５％、Ａｌ≦０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物である。前記シートは、ＴＡ＞８６５℃で、且つ＜１０００℃の焼鈍温度ＴＡに３０ｓを超える時間焼鈍され、次いで、急冷の直後に、オーステナイトおよび少なくとも５０％のマルテンサイトからなる構造を有するために、２７５℃から３７５℃の間の急冷温度ＱＴに、３０℃／ｓの冷却速度で冷却することによって急冷され、前記オーステナイトの含有量は、最終構造が、３％から１５％の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含有でき、フェライトを含まないことができるような量であり、次いで、３７０℃から４７０℃の間の分配温度ＰＴに加熱され、この温度において５０ｓから１５０ｓの間の時間Ｐｔ、維持され、次いで室温に冷却される。

Description

本発明は、改善された強度、延性および成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法ならびにこの方法で得られたシートに関する。
自動車車両のための種々の装備、例えば本体構造部材の部品および本体パネルを製造するために、通常、ＤＰ（二相）鋼またはＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼で製造されたシートを使用する。
例えば、マルテンサイト構造および／または一部の保持されたオーステナイトを含み、約０．２％のＣ、約２％のＭｎ、約１．７％のＳｉを含有するこうした鋼は、約７５０ＭＰａの降伏強度、約９８０ＭＰａの引張強度、８％を超える全伸びを有する。これらのシートは、Ａｃ３変態点より高い焼鈍温度から、Ｍｓ変態点よりも低い急冷温度に急冷し、続いてＭｓ変態点を超える過時効温度に加熱し、この温度にて所与の時間シートを維持することによって連続焼鈍ラインにおいて製造される。次いでシートを室温まで冷却する。
世界的な環境保全の観点から燃料効率を改善するために、自動車の重量を低減するという要望により、改善された降伏強度および引張強度を有するシートが所望される。しかしこうしたシートはまた、良好な延性および良好な成形性、より詳細には良好な伸びフランジ性を有していなければならない。
この点において、シートが、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、約１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１３％または好ましくは、少なくとも１４％の全伸びおよび３０％を超えるまたはさらに５０％を超えるＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従う穴広げ率ＨＥＲを有することが望ましい。穴広げ率に関して、測定方法の相違により、ＩＳＯ標準に従う穴広げ率ＨＥＲの値は、ＪＦＳ Ｔ １００１（日本鉄鋼連盟規格）に従う穴広げ率λの値とは全く異なり、比較できないことは強調されなければならない。
故に、本発明の目的は、こうしたシートおよびこれを製造する方法を提供することである。
この目的のために、本発明は、改善された強度および改善された成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法に関するものであって、前記シートが、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１３％の全伸びおよび少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、この方法は、前記鋼の化学組成が重量％単位で：
０．１３％≦Ｃ≦０．２２％
１．２％≦Ｓｉ≦１．８％
１．８％≦Ｍｎ≦２．２％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％
Ｎｂ≦０．０５％
Ｔｉ≦０．０５％
Ａｌ≦０．５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物である鋼シートを熱処理することによる。前記シートは、８６５℃より高いが、１０００℃未満である焼鈍温度ＴＡにて３０ｓを超える時間焼鈍される。次いで、前記シートは、急冷の直後に、オーステナイトおよび少なくとも５０％のマルテンサイトからなる構造を有するために、２７５℃から３７５℃の間の急冷温度ＱＴに、少なくとも３０℃／ｓの冷却速度で冷却することによって急冷され、前記オーステナイトの含有量は、最終構造、即ち処理および室温までの冷却後の構造が、３から１５％の間の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含有でき、フェライトは含まないことができるような量である。次いで、前記シートは、３７０℃から４７０℃の間の分配温度ＰＴまで加熱され、且つ前記シートをこの温度において５０ｓから１５０ｓの間の分配時間Ｐｔ、維持される。次いで前記シートを室温まで冷却する。
好ましくは、前記鋼の化学組成は、Ａｌ≦０．０５％になるようなものである。
好ましくは、急冷温度ＱＴは、３１０℃から３７５℃の間、特に３１０から３４０℃の間に含まれる。
好ましくは、この方法はさらに、前記シートが急冷温度ＱＴに急冷された後で、前記シートを分配温度ＰＴまで加熱する前に、急冷温度にて、２ｓから８ｓの間、好ましくは、３ｓから７ｓの間に含まれる保持時間、前記シートを保持する工程を含む。
本発明はまた、この鋼シートの化学組成が、重量％単位で：
０．１３％≦Ｃ≦０．２２％
１．２％≦Ｓｉ≦１．８％
１．８％≦Ｍｎ≦２．２％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％
Ｎｂ≦０．０５％
Ｔｉ＜０．０５％
Ａｌ≦０．５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物である鋼シートであって、前記シートが、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％の全伸びおよび少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有するものに関する。
鋼構造は、３から１５％の間の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含み、フェライトを含まない。
好ましくは、シートの化学組成は、Ａｌ≦０．０５％になるようなものである。
好ましくは、保持されたオーステナイトの平均結晶粒度は５μｍ以下である。
マルテンサイトおよびベイナイトの粒子またはブロックの平均サイズは、好ましくは、１０μｍ以下である。
本発明の例１のＳＥＭ顕微鏡写真を表す。 本発明の例２のＳＥＭ顕微鏡写真を表す。
ここで本発明を詳細に説明するが、限定するのではなく、本発明の２つの例のＳＥＭ顕微鏡写真を表す図１および図２によって示す。
本発明によれば、シートは、化学組成が重量％で以下を含有する鋼で製造された半製品の熱間圧延および場合により冷間圧延によって得られる：
− 満足する強度を確実にし、十分な伸びを得るために必須である保持されたオーステナイトの安定性を改善するために、０．１３％から０．２２％、好ましくは、０．１６％を超える、好ましくは、０．２０％未満の炭素。炭素の含有量が高過ぎると、熱間圧延されたシートは、冷間圧延を行うのには硬過ぎ、溶接性が不十分である。
− オーステナイトを安定化するため、固溶体強化を提供するためおよび過時効中の炭化物の形成を遅延するために、１．２％から１．８％、好ましくは、１．３％を超え、１．６％未満のケイ素。
− 少なくとも６５％のマルテンサイトを含有する構造を得るため、１１５０ＭＰａを超える引張強度を得るためおよび延性に有害な偏析問題を回避するために、十分な焼入性を有するように１．８％から２．２％、好ましくは、１．９％を超え、好ましくは、２．１％未満のマンガン。
− 焼入性を増大させるためにおよび本発明に従う過時効の間にオーステナイトの分解が生じないようにオーステナイトの分解を遅延させるために保持されたオーステナイトを安定化するように０．１０％から０．２０％のモリブデン。
− 脱酸のために液体鋼に通常添加される０．５％までのアルミニウム。Ａｌ含有量が０．５％を超える場合、オーステナイト化温度は高過ぎて到達できず、鋼は加工処理を行うのが産業上困難になる。好ましくは、Ａｌの含有量は０．０５％に限定される。
− Ｎｂの含有量は０．０５％に限定されるが、これはこうした値を超えると大きな沈殿物が形成し、成形性が低下して、１３％の全伸びに到達するのがより困難になるからである。
− Ｔｉの含有量は０．０５％に限定されるが、これはこうした値を超えると大きな沈殿物が形成し、成形性が低下して、１３％の全伸びに到達するのがより困難になるからである。
残部は鉄および鋼製造から得られる残留元素である。この点において、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ、Ｓ、ＰおよびＮは少なくとも、不可避の不純物である残留元素と考えられる。故に、これらの含有量は、Ｎｉについて０．０５％未満、Ｃｒについて０．１０％未満、Ｃｕについて０．０３％未満、Ｖについて０．００７％未満、Ｂについて０．００１０％未満、Ｓについて０．００５％未満、Ｐについて０．０２％未満およびＮについて０．０１０％未満である。
シートは、当業者によって既知の方法に従って熱間圧延および場合により冷間圧延によって調製される。
圧延後、シートは酸洗いまたは洗浄され、次いで熱処理される。
好ましくは、連続焼鈍ラインで行われる熱処理は以下の工程を含む：
− 構造が完全にオーステナイトであることを確実にするために鋼のＡｃ３変態点よりも高い、好ましくは、Ａｃ３＋１５℃より高い、即ち本発明に従う鋼について８６５℃を超えるが、オーステナイト粒子が粗大化し過ぎないために１０００℃未満の焼鈍温度ＴＡでのシートの焼鈍工程。シートは、焼鈍温度に維持され、即ちＴＡ−５℃からＴＡ＋１０℃に、化学組成が均質化するのに十分な時間維持される。維持時間は、好ましくは、３０秒を超えるが、３００秒を超える必要はない。
− フェライトおよびベイナイトの形成を回避するのに十分な冷却速度で、Ｍｓ変態点よりも低い急冷温度ＱＴにシートを冷却することによってシートを急冷する工程。急冷温度は、急冷の直後に、オーステナイトおよび少なくとも５０％のマルテンサイトからなる構造を有するために、２７５℃から３７５℃の間、好ましくは、２９０℃から３６０℃の間であり、このオーステナイトの含有量は、最終構造、即ち処理および室温までの冷却後の構造が、３から１５％の間の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含有でき、フェライトを含まないことができるような量である。好ましくは、急冷温度は３００℃を超え、特に３１０℃から３７５℃の間、例えば３１０から３４０℃の間に含まれる。３０℃／ｓを超える冷却速度は、焼鈍温度ＴＡからの冷却の間にフェライト形成を回避するために必要である。
− ３７０℃から４７０℃の間、好ましくは、３９０℃から４６０℃の間の分配温度ＰＴまでシートを再加熱する工程。４７０℃を超えると、標的とする鋼の機械的特性、特に少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度および少なくとも１３％の全伸びが得られない。再加熱速度は、再加熱が誘導ヒータにより行われる場合に高くでもよいが、５から２０℃／ｓの範囲の再加熱速度は、シートの最終特性に明らかな影響を与えなかった。故に加熱速度は、好ましくは、５℃／ｓから２０℃／ｓの間に含まれる。例えば再加熱速度は少なくとも１０℃／ｓである。好ましくは、急冷工程とシートの分配温度ＰＴへの再加熱工程との間で、シートは急冷温度に、２ｓから８ｓの間、好ましくは、３ｓから７ｓの間に含まれる保持時間、保持される。
− シートを分配温度ＰＴに５０ｓから１５０ｓの間の時間、維持する工程。分配温度でシートを維持することは、分配の間、シートの温度が、ＰＴ−１０℃からＰＴ＋１０℃の間に保持されることを意味する。
− シートを室温に冷却する工程。
こうした処理を用いて、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％の全伸びおよび少なくとも３０％またはさらに５０％のＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従う穴広げ率ＨＥＲを有するシートを得ることができる。
この処理により、最終的な構造、即ち分配および室温への冷却後に、３から１５％の間の残留オーステナイトと、８５から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含有し、フェライトを含まない構造を得ることができる。
さらに、平均オーステナイト結晶粒度は、好ましくは、５μｍ以下であり、ベイナイトまたはマルテンサイトのブロックの平均サイズは、好ましくは、１０μｍ以下である。
例として以下の組成を有する厚さ１．２ｍｍのシート：Ｃ＝０．１８％、Ｓｉ＝１．５５％、Ｍｎ＝２．０２％、Ｎｂ＝０．０２％、Ｍｏ＝０．１５％、Ａｌ＝０．０５％、Ｎ＝０．０６％、残部がＦｅおよび不純物であるシートは、熱間圧延および冷間圧延によって製造された。このシートの理論Ｍｓ変態点は３８６℃であり、Ａｃ３変態点は８４９℃である。
シートのサンプルは、焼鈍、急冷および分配によって熱処理され、機械的特性を測定した。シートは、急冷温度にて約３ｓ維持された。
処理条件および得られた特性を表１に報告する。
Figure 2017524819
この表において、ＴＡは焼鈍温度であり、ＱＴは急冷温度であり、ＰＴは分配温度であり、Ｐｔは分配時間であり、ＹＳは降伏強度であり、ＴＳは引張強度であり、ＴＥは全伸びであり、ＨＥＲはＩＳＯ標準に従う穴広げ率であり、ＲＡは最終構造中に保持されたオーステナイトの割合であり、ＲＡ結晶粒度は平均オーステナイト結晶粒度であり、Ｍ＋Ｂは最終構造中のベイナイトおよびマルテンサイトの割合であり、Ｍ＋Ｂ結晶粒度はマルテンサイトおよびベイナイトの粒子またはブロックの平均サイズである。
例１（この構造は図１に示され、保持されたオーステナイトが１０．４％と、マルテンサイトおよびベイナイトが８９．６％含まれる。）および例２（この構造は図２に示され、保持されたオーステナイトが６．８％と、マルテンサイトおよびベイナイトが９３．２％含まれる。）は、３００℃または３５０℃の急冷温度および９９ｓの分配時間で４５０℃の温度での分配により、シートが、８５０ＭＰａを超える降伏強度、１１００ＭＰａを超える引張強度、１３％より高い約１４％の全伸びおよび３０％を超えるＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従って測定された穴広げ率を有することを示す。急冷温度が３００℃（＋／−１０℃）である場合、全伸びは１３％より高くなることができ、穴広げ率は実施例２に示されるように非常に良好である：５７％。
Ｍｓより高い急冷温度を用いる先行技術に関連する例３および例４、即ちマルテンサイトでない構造は、目標とする降伏強度、全伸びおよび穴広げ率を同時に得ることはできないことを示す。
例５は、さらに、３４０℃の急冷温度、５０ｓの分配時間での４７０℃での分配を用いて、シートが８５０ＭＰａを超える降伏強度、１１００ＭＰａを超える引張強度、１３％より高い約１４％の全伸びおよび３０％を超えるＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従って測定された穴広げ率を有することを示す。
例６は、分配温度が高過ぎる場合に、即ち４７０℃を超える場合に、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度および少なくとも１３％の全伸びは得られないことを示す。

Claims (12)

  1. 鋼シートを熱処理することによる、改善された強度および改善された成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法であって、前記シートが、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１３％の全伸びおよび少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、前記鋼の化学組成が、重量％単位で：
    ０．１３％≦Ｃ≦０．２２％
    １．２％≦Ｓｉ≦１．８％
    １．８％≦Ｍｎ≦２．２％
    ０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％
    Ｎｂ≦０．０５％
    Ｔｉ≦０．０５％
    Ａｌ≦０．５％
    を含有し、残部はＦｅおよび不可避の不純物であり、且つ前記熱処理が、以下の工程：
    − ８６５℃より高いが、１０００℃未満である焼鈍温度ＴＡにて３０ｓを超える時間前記シートを焼鈍する工程、
    − 急冷の直後に、オーステナイトおよび少なくとも５０％のマルテンサイトからなる構造を有するために、２７５℃から３７５℃の間の急冷温度ＱＴに、少なくとも３０℃／ｓの冷却速度で冷却することによって前記シートを急冷する工程であって、前記オーステナイトの含有量は、最終構造、即ち処理および室温までの冷却後の構造が、３％から１５％の間の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含有でき、フェライトは含まないことができるような量である工程、
    − 前記シートを、３７０℃から４７０℃の間の分配温度ＰＴまで加熱し、且つ前記シートをこの温度において５０ｓから１５０ｓの間の分配時間Ｐｔ、維持する工程、ならびに
    − 前記シートを室温まで冷却する工程
    を含む、方法。
  2. 鋼の化学組成が、Ａｌ≦０．０５％となるようなものである、請求項１に記載の方法。
  3. 急冷温度ＱＴが３１０℃から３７５℃の間に含まれる、請求項１または２のいずれか一項に記載の方法。
  4. 急冷温度ＱＴが３１０℃から３４０℃の間に含まれる、請求項３に記載の方法。
  5. シートが前記急冷温度ＱＴに急冷された後でシートを分配温度ＰＴまで加熱する前に、急冷温度ＱＴにて、２ｓから８ｓの間、好ましくは３ｓから７ｓの間に含まれる保持時間、シートを保持する工程をさらに含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
  6. 鋼の化学組成が、重量％単位で：
    ０．１３％≦Ｃ≦０．２２％
    １．２％≦Ｓｉ≦１．８％
    １．８％≦Ｍｎ≦２．２％
    ０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％
    Ｎｂ≦０．０５％
    Ｔｉ＜０．０５％
    Ａｌ≦０．５％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物である鋼シートであって、前記シートが、少なくとも８５０ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％の全伸びおよび少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、鋼シート。
  7. 鋼構造が、３％から１５％の間の残留オーステナイトと、８５％から９７％の間のマルテンサイトおよびベイナイトの合計とを含み、フェライトは含まない、請求項６に記載の鋼シート。
  8. 鋼の化学組成がＡｌ≦０．０５％となるようなものである、請求項６または７のいずれか一項に記載の鋼シート。
  9. 全伸びが、少なくとも１４％である、請求項６から８のいずれか一項に記載の鋼シート。
  10. 穴広げ率が少なくとも５０％である、請求項６から９のいずれか一項に記載の鋼シート。
  11. 平均オーステナイト結晶粒度が５μｍ以下である、請求項６から１０のいずれか一項に記載の鋼シート。
  12. マルテンサイトおよびベイナイトの粒子またはブロックの平均サイズが１０μｍ以下である、請求項６から１１のいずれか一項に記載の鋼シート。
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