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JP5350255B2 - ケイ素合金化多相鋼からフラット鋼生成物を製造する方法 - Google Patents

ケイ素合金化多相鋼からフラット鋼生成物を製造する方法 Download PDF

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Description

発明の詳細な説明
本発明は、高張力のマルテンサイト鋼（hochfeste martensitischen Staehlen）から、フラット鋼生成物（Stahl-Flachprodukte；例えば、ストリップ又はシートメタルブランク）を製造する方法に関する。前記ＭＳ鋼は、多相鋼の群に属する。これらは、通常、ミクロ組織の相のタイプ、量、及び配置（Anordnung）によりその特性が決定される鋼に関する。従って、ミクロ組織中には、少なくとも2つの相（例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト）が存在する。その結果、これらは、通常の鋼と比較すると、優れた強度／成形性の組合せを有する。
前記製造手段では、特に、包晶凝固する組成の鋳造で問題が生じる。これらの鋼の品質（Stahlguete）の場合には、連続鋳造間で縦方向の亀裂が生じるリスクがある。前記縦方向の亀裂の出現は、鋳造されたスラブ又は薄スラブから製造される熱間圧延ストリップの品質を低下させ、使用不可能にすることができる。このリスクを防止するために、大規模な対策（例えば、増加した火炎処理）が必要であり、それによって、前記鋼品質を不経済的なものへ転換させてしまう。高いＡｌ含有量を有する鋳造鋼の場合には、粉末化フラックス（Giesspulver）での相互作用によって望ましくない効果も生じ、その結果、前記鋼製のフラット生成物の品質もネガティブな影響を受ける。
多相鋼は、これらの特殊な特徴のために、特に自動車製造にとって極めて興味深い。なぜなら、それらの強度が高いために、一方で、より小さい材料厚の使用が可能になると同時に、車両重量の削減を可能にし、そして、他方で、衝突の際の車体の安全性（衝突態様）を改良するからである。従って、ボディ全体の少なくとも均等な強度を有する多相鋼によって、前記多相鋼製の部品のシートメタル厚を、従来の鋼製のボディよりも減少させることができる。
通常、多相鋼は、コンバータースチールミル（Konverterstahlwerk）中で溶融され、そして、連続鋳造機でスラブ又は薄スラブへ鋳造され、次に、熱間圧延ストリップへ熱間圧延されて、巻き取られる。この場合には、特定のミクロ組織フラクションを調節する目的で、熱間圧延後での熱間圧延ストリップの選択的に制御された冷却によって、熱間圧延ストリップの機械的特性を変化させることができる。熱間圧延ストリップを冷間圧延ストリップへ冷間圧延して、より薄いシートメタル厚を得ることもできる（ＥＰ０９１０６７５Ｂ１、ＥＰ０９６６５４７Ｂ１、ＥＰ１１６９４８６Ｂ１、ＥＰ１３１９７２５Ｂ１、ＥＰ１３９８３９０Ａ１）。
８００ＭＰａを超える引張強度を有する高張力多相鋼からフラット生成物を製造することについての更なる問題は、前記鋼を圧延する際に、高い圧延力を付与する必要があることである。前記要件のために、通常、一般に入手可能な現在の製造機では、前記タイプの鋼から製造される高張力熱間圧延ストリップが、自動車産業により現在要求される要件を十分に満たさない幅及び厚さでしか、製造できないということが結果として生じる。特に、従来の装置では、十分な幅を有する厚さの小さいストリップを非常に良好に製造することができない。更に、従来の方法によって、８００ＭＰａを超える強度を有する冷間圧延ストリップを多相鋼から製造することが実際に困難であることが分かっている。
多相鋼から鋼ストリップを製造するための代替的な方法が、欧州特許ＥＰ１０７２６８９Ｂ１（ＤＥ６０００９６１１Ｔ２）中に提案されている。この公知方法によると、最初に、（以下、重量％で表示）Ｃ：０．０５及び０．２５％；Ｍｎ、Ｃｕ及びＮｉ：合計で０．５〜３％；Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．１〜４％；Ｐ、Ｓｎ、Ａｓ及びＳｂ：合計で０．１％まで；Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ及び希土類金属元素（ＲＥＭ）：合計で０．３％未満；並びに、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ：それぞれ１％未満；残余鉄及び不可避の不純物を含む鋼メルトを、厚さ０．５〜１０ｍｍ（特に、１〜５ｍｍ）を有する鋳造ストリップへ鋳造する。続いて、２５％〜７０％の間の範囲にある変形度（Umformgrad）で、鋳造ストリップを熱間圧延ストリップへ１回又は複数回のパスでインラインに熱間圧延する。この場合、最終熱間圧延温度は、Ａｒ３温度を超える。熱間圧延の終了時点で、得られる熱間圧延ストリップは、次に、２つの工程で冷却される。前記冷却の最初の工程では、温度が４００〜５５０℃の間の範囲に達するまで、冷却速度５〜１００℃／秒が維持される。次に、前記温度で、熱間圧延ストリップを滞留時間保持する。前記滞留時間は、５％を超える残余オーステナイト含有量を有する鋼がベイナイト変態するために必要とされる時間である。この場合、パーライトの形成も避けられるべきである。所望のミクロ組織を得るのに十分な滞留時間後で、変態プロセスが第２冷却工程の始まりによって中断される。前記第２冷却工程では、熱間圧延ストリップを４００℃未満の温度にして、３５０℃未満の巻き取り温度でコイルに巻き取る。
ＥＰ１０７２６８９Ｂ１に記載される方法では、ＴＲＩＰ特性（ＴＲＩＰ＝変態誘起塑性）を有し、そして、ベイナイトミクロ組織フラクションを有する熱間圧延ストリップを、多相鋼から単純な方法で製造することができる。前記鋼は、良好な成形性を有する比較的高い強度を有する。しかしながら、多くの用途（特に、自動車製造分野における）にとって、強度が不十分である。
従って、本発明の目的は、高張力フラット鋼生成物を、少ない労力で、幾何学的寸法の広い範囲で、製造することを可能にする方法を提供することからなる。
前述の先行技術に基づいて、本発明によると、前記目的は、
以下の組成（重量％で表示）
Ｃ： ０．１０ 〜 ０．１５％
Ｍｎ： ０．８０ 〜 １．２０％
Ｐ： ≦ ０．０３０％
Ｓ： ≦ ０．００４％
Ｓｉ： １．１０ 〜 １．３０％
Ａｌ： ０．０ 〜 ０．０５％
Ｎ： ≦ ０．００６０％
Ｃｒ： ０．３０ 〜 ０．６０％
Ｔｉ： ０．０８０ 〜 ０．１２０％
Ｎｂ： ０．０４０ 〜 ０．０６０％
Ｍｏ： ０．１５０ 〜 ０．２５０％
残余鉄及び不可避の不純物
を有し、そして、多相ミクロ組織を形成する鋼を、厚さ１〜４ｍｍを有する鋳造ストリップへ鋳造して；
８５０〜１０００℃の範囲にある最終熱間圧延温度、２０％を超える変形度で、前記鋳造ストリップを連続処理中にインラインで、０．５〜３．２ｍｍの範囲にある厚さを有する熱間圧延ストリップへ熱間圧延して；
前記熱間圧延ストリップを、４５０〜７００℃の範囲にある巻き取り温度で巻き取り；そして、
５％の最小破断伸びＡ８０での、８８０ＭＰａの最小引張強さＲｍを有する熱間圧延ストリップを得る；
フラット鋼生成物の製造方法によって達成される。
本発明は、高張力で、包晶凝固する多相鋼を熱間圧延ストリップへ加工するためのストリップ鋳造の可能性を利用する。この場合、鋳造ストリップそれ自体が小さい厚さを有しているので、自動車製造の分野で特に必要とされる厚さの小さいフラット生成物を製造するために、前記ストリップの熱間圧延の過程で比較的低い変形度のみを維持することが必要である。従って、本発明の方法によって、相当する鋳造ストリップの初めの厚さを特定することによって、熱間圧延ストリップを問題なく製造することが可能である。前記熱間圧延ストリップは、最適な特性分布での最大厚さ１．５ｍｍを有し、そして、前記熱間圧延ストリップから、例えば、車両の支持体構造用の部品を製造することができる。
熱間圧延間での変形度が低いために、このために必要とされる圧延力は、従来方法による熱間圧延スラブ又は薄スラブで必要とされる力よりも低く、その結果、幅の大きい熱間圧延ストリップ（従来方法で鋳造される同じ強度及び厚さを有する熱間圧延ストリップの幅よりも実質的に大きい）を、本発明の方法で問題なく製造することができる。従って、本発明によって、前記組成を有し、本発明により製造されるマルテンサイト鋼からなり、そして、１２００ｍｍを超える（特に、１６００ｍｍを超える）幅を有する高張力熱間圧延ストリップを確実に製造することができる。
前記利点とは別に、本発明方法に特有のそれらの特徴及びプロセス変数（例えば、熱間圧延最終温度、冷却、巻取り温度）のために、本発明により構成されるタイプの高張力鋼を加工するためのストリップ鋳造工程の本発明の適用は、本発明により処理されるタイプの重要な鋼組成の確実な鋳造の可能性（さらに、それらの凝固態様について）を提供する。従って、ストリップの鋳造に特有な、鋳造ストリップの非常に素早い凝固によって、従来の製造と比較すると、中央溶解（Mittenseigerungen）の出現のリスクを実質的に減少させることができ、その結果、本発明により製造される熱間圧延ストリップは、その断面及びその長さにわたって特に均一な特徴分布及びミクロ組織を有する。
本発明の方法の更なる特別な利点は、例えば、ＥＰ１０７２６８９Ｂ１に記載されるように、冷却中断の必要の結果としての、熱間圧延後と巻き取り後との間に維持されるべき、熱間圧延ストリップの特別な冷却サイクルを追加することなく、本発明により製造される熱間圧延ストリップが、少なくとも８８０ＭＰａの高い強度を有することである。本発明の方法を実施する場合には、熱間圧延を比較的厳密に限定される温度枠で終了すること、そして、巻取りを正確に規定された温度範囲で実施すること、だけが保証される必要がある。単一工程の冷却がその合間に実施される。
本発明の方法の更なる利点は、本発明により製造されるストリップの機械的特性の範囲における拡張を、冷却及び圧延条件を変化させることによって、単一の鋼分析に基づいて、達成することができることである。
本発明により製造される熱間圧延ストリップは、次の冷間圧延ストリップへの加工に特に適当である。従って、本発明の或る実際の実施態様では、熱間圧延ストリップが提供され、前記熱間圧延ストリップは、自動車車体製造用に必要とされる、厚さ０．５〜１．４ｍｍ（特に、０．７ｍｍ〜１．３ｍｍまで）を有する冷間圧延ストリップへ冷間圧延される。冷間圧延の間で生じる凝固を排除するために、冷間圧延ストリップを焼鈍温度７５０〜８５０℃で焼鈍することができる。この場合に、本発明の方法により製造される熱間圧延ストリップから製造される冷間圧延ストリップでは、最小引張強度８００ＭＰａを確実に保証することができる。同時に、冷間圧延ストリップの最小破断伸びＡ50は、５％である。焼鈍温度を７５０℃〜８０５℃の範囲に限定することによって、冷間圧延ストリップを少なくとも１０００ＭＰａの引張強度で製造することができる。これらの高強度にもかかわらず、この方法で焼鈍されるストリップでは、５％の最小破断伸びＡ50を保証することができる。最小引張強度８００ＭＰａを保証することができ、そして、改良された破断伸びを有する冷間圧延ストリップを、その一方で、焼鈍温度を８１０℃〜８５０℃の間の範囲へ限定することによって確実に製造することができる。
本発明の更なる有利な実施態様によると、冷間圧延ストリップは、それ自体が公知である方法により、金属コーティング（例えば、これを亜鉛コーティングであることができる）を提供される。
本発明により製造される熱間圧延ストリップの強度値及び伸び値を、最終熱間圧延温度及び巻き取り温度の相当する調整によって、大きな範囲にわたって調節することができる。例えば、得られた熱間圧延ストリップの１０％の最小破断伸びＡ８０と、８８０ＭＰａの最小引張強度Ｒｍとを有する熱間圧延ストリップを製造すべき場合には、これを、８５０〜１０００℃の最終熱間圧延温度、及び、５５０〜７００℃の巻き取り温度により達成することができる。
更に、５％の最小破断伸びＡ８０での少なくとも１０００ＭＰａの、保証された高い引張強さＲｍを有する熱間圧延ストリップを製造すべき場合には、このために、９００〜１０００℃の範囲にある最終熱間圧延温度、及び、４５０〜５５０℃の範囲にある巻き取り温度が選択される。
本発明を、模範的な実施態様に基づいて、以下に詳しく説明する。
本発明の効果を実証するために実施される試験において、表１に示される組成を有する本発明により構成される鋼を溶融し、双ロール鋳造機（Zweiwalzengiess-Maschine）で、１．６ｍｍ厚の鋳造ストリップへ鋳造した。
Figure 0005350255
ストリップを鋳造した後に、鋳造されたストリップを、最終熱間圧延温度ＷＥＴで、インラインに、１．２５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップへ直接熱間圧延した。続いて、それぞれの場合において得られた熱間圧延ストリップを、冷却工程中で巻き取り温度ＨＴまで冷却して巻き取った。巻き取り後に、得られる熱間圧延ストリップは、それらの製造の間でそれぞれ維持される最終熱間温度ＷＥＴ及び巻き取り温度ＨＴと共に表２に示される、引張強さＲｍ及び破断伸びＡ８０を有していた。
Figure 0005350255
この方法で製造される熱間圧延ストリップを、巻き取り及びピックリング後で、０．７ｍｍ厚の冷間圧延ストリップへ冷間圧延した。
前記冷間圧延ストリップＡを、８４０℃の温度で焼鈍して、ストリップを再結晶化した。１２．７％の破断伸びＡ50での、冷間圧延ストリップＡの引張強度Ｒｍは、８５１ＭＰａであった。
追加の冷間圧延ストリップＢを、再結晶化のために、８００℃の温度で焼鈍した。前記冷間圧延ストリップＢは、８．６％の破断伸びＡ50と、１００３ＭＰａの引張強度Ｒｍとを有していた。

Claims (14)

  1. フラット鋼生成物の製造方法であって、
    以下の組成（質量％で表示）
    Ｃ： ０．１０ 〜 ０．１５ ％
    Ｍｎ： ０．８０ 〜 １．２０ ％
    Ｐ： ≦ ０．０３０ ％
    Ｓ： ≦ ０．００４ ％
    Ｓｉ： １．１０ 〜 １．３０ ％
    Ａｌ： ０．０ 〜 ０．０５ ％
    Ｎ： ≦ ０．００６０ ％
    Ｃｒ： ０．３０ 〜 ０．６０ ％
    Ｔｉ： ０．０８０ 〜 ０．１２０ ％
    Ｎｂ： ０．０４０ 〜 ０．０６０ ％
    Ｍｏ： ０．１５０ 〜 ０．２５０ ％
    残余鉄及び不可避の不純物
    を有し、そして、多相ミクロ組織を形成する鋼を、厚さ１〜４ｍｍを有する鋳造ストリップへ鋳造して；
    ８５０〜１０００℃の範囲にある最終熱間圧延温度、２０％を超える変形度で、前記鋳造ストリップを連続処理中にインラインで、０．５〜３．２ｍｍの範囲にある厚さを有する熱間圧延ストリップへ熱間圧延して；
    前記熱間圧延ストリップを、４５０〜７００℃の範囲にある巻き取り温度で巻き取り；そして、
    ５％以上の破断伸びＡ８０ 及び８８０ＭＰａ以上の引張強さＲｍを有する熱間圧延ストリップを得る；
    前記製造方法。
  2. 熱間圧延ストリップの幅が、１２００ｍｍを超えることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
  3. 熱間圧延ストリップの厚さが、１．５ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
  4. 熱間圧延ストリップを、厚さ０．５〜１．４ｍｍを有する冷間圧延ストリップへ冷間圧延することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
  5. 冷間圧延ストリップを、焼鈍温度７５０〜８０５℃で焼鈍することを特徴とする、請求項４に記載の方法。
  6. 冷間圧延ストリップの引張強さが、１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項４又は５に記載の方法。
  7. 冷間圧延ストリップが、５％以上の破断伸びＡ５０を有することを特徴とする、請求項４〜６のいずれか一項に記載の方法。
  8. 冷間圧延ストリップを、焼鈍温度８１０〜８５０℃で焼鈍することを特徴とする、請求項４に記載の方法。
  9. 冷間圧延ストリップの引張強さが、８００ＭＰａを超えることを特徴とする、請求項４又は８に記載の方法。
  10. 冷間圧延ストリップが、５％以上の破断伸びＡ５０を有することを特徴とする、請求項４、８、又は９のいずれか一項に記載の方法。
  11. 熱間圧延又は冷間圧延ストリップに、金属コーティングを施すことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
  12. 金属コーティングが亜鉛コーティングであることを特徴とする、請求項１１に記載の方法。
  13. 得られた熱間圧延ストリップが１０％以上の破断伸びＡ８０ である場合に、巻き取り温度が５５０〜７００℃であることを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 得られた熱間圧延ストリップが１０００ＭＰａ以上の引張強さＲｍ である場合に、最終熱間圧延温度が９００〜１０００℃であり、そして、巻き取り温度が４５０〜５５０℃であることを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法。
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