(57)【要約】  本発明は、冷間圧延熱処理鋼板であって、前記冷間圧延熱処理鋼板が、重量パーセントで  Ｃ：０．０３−０．２５％  Ｍｎ：３．５−８％  Ｓｉ：０．５−２．０％  Ａｌ：０．０３−２．０％  Ｔｉ≦０．０８０％  Ｎｂ≦０．０８０％  Ｖ≦０．２％  Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＞０．０１％  Ｓ≦０．０１０％  Ｐ≦０．０２０％  Ｎ≦０．００８％  を含み、  任意選択的に、重量パーセントで以下の元素の１つ以上  Ｍｏ：０．１−０．５％  Ｃｒ：０．０１−１％  Ｂ：０．０００５−０．００４％  を含み、組成の残部は、鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有する鋼から製造される、冷間圧延熱処理鋼板において、前記冷間圧延鋼板は、表面の割合により、−１０％〜３０％の残留オーステナイトにおいて、前記残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状マルテンサイト・オーステナイトとして存在し、そのような島状マルテンサイト・オーステナイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  Ａ  ｉｓｌａｎｄｓ）の８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有し、−最大で１％のフレッシュマルテンサイト、−最大で５０％の焼戻しマルテンサイト、−ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイトからなるミクロ組織を有する、冷間圧延熱処理鋼板に関する。また、その製造方法にも関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延熱処理鋼板であって、前記冷間圧延熱処理鋼板が、重量パーセントで
Ｃ：０．０３−０．２５％
Ｍｎ：３．５−８％
Ｓｉ：０．５−２．０％
Ａｌ：０．０３−２．０％
Ｔｉ≦０．０８０％
Ｎｂ≦０．０８０％
Ｖ≦０．２％
Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＞０．０１％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
を含み、
任意選択的に、重量パーセントで以下の元素の１つ以上
Ｍｏ：０．１−０．５％
Ｃｒ：０．０１−１％
Ｂ：０．０００５−０．００４％
を含み、
組成の残部は、鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有する鋼から製造される、冷間圧延熱処理鋼板において、
前記冷間圧延鋼板は、表面の割合により、
−１０％〜３０％の残留オーステナイトにおいて、前記残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状マルテンサイト・オーステナイトとして存在し、そのような島状マルテンサイト・オーステナイトの８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有し、
−最大で１％のフレッシュマルテンサイト、
−最大で５０％の焼戻しマルテンサイト、
−ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイト
からなるミクロ組織を有する、冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項２】
アルミニウム含有率が、最大で１．２％である、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項３】
ニオブ含有率が、少なくとも０．０１０％である、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項４】
炭素含有率が、少なくとも０．１０％である、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】
０．５μｍを超えるサイズを有する島状マルテンサイト・オーステナイトと前記オーステナイトフィルムとの割合の比率が、１．０未満である、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】
０．５μｍを超えるサイズを有する島状マルテンサイト・オーステナイトと前記オーステナイトフィルムとの割合の比率が、０．５未満である、請求項５に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項７】
フレッシュマルテンサイトの表面の割合が、１％未満である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項８】
島状マルテンサイト・オーステナイトの５％未満が、０．５μｍを超えるサイズを有する、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９】
アスペクト比が３を超えるオーステナイトフィルムの表面の割合が、少なくとも５％である、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１０】
冷間圧延熱処理鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされる、請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項１１】
冷間圧延熱処理鋼板が、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされる、請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項１２】
冷間圧延熱処理鋼板が、少なくとも７５０ＭＰａの降伏強さＹＳ、少なくとも１０００ＭＰａの引張強さＴＳ、少なくとも１２％の一様伸びＵＥ及び少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
【請求項１３】
冷間圧延熱処理鋼板の製造方法であって、前記製造方法が、以下の連続する
−スラブを得るために鋼を鋳造する工程において、前記鋼は、請求項１〜４のいずれか一項に記載の組成を有する工程と、
−前記スラブを１１５０℃〜１３００℃に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔで再加熱する工程と、
−前記再加熱したスラブをＡｒ３よりも高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得る工程と、
−前記熱間圧延鋼板を２０℃〜６００℃に含まれる巻き取り温度Ｔｃｏｉｌで巻き取る工程と、
−前記熱間圧延鋼板を焼鈍して、熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
−前記熱間圧延焼鈍鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程と、
−焼鈍によって完全オーステナイト組織を得るために、前記冷間圧延鋼板をＡｅ３〜Ａｅ３＋１００℃の第１の焼鈍温度に再加熱し、３０秒〜６００秒に含まれる保持時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程と、
−前記冷間圧延鋼板を０．５℃／秒〜２００℃／秒に含まれる冷却速度で、２０℃〜Ｍｓ−５０℃に含まれる焼入れ温度まで焼入れ、１〜２００秒に含まれる保持時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼入れ温度に維持する工程と、
−前記冷間圧延鋼板をＴΘ〜Ａｅ３−３０℃に含まれる第２の焼鈍温度に再加熱し、ＴΘは、それを超えるとセメンタイトが加熱により溶解する温度を示し、１００秒〜２０００秒に含まれる時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程と、
−前記冷間圧延鋼板を室温まで冷却する工程と、
−前記冷間圧延鋼板を１７０℃〜５００℃に含まれる温度で、３〜１２００秒に含まれる保持時間にわたって焼戻し、冷間圧延熱処理鋼板を得る工程と
を含む、製造方法。
【請求項１４】
熱間圧延鋼板に対して行われる焼鈍が、５００℃〜６８０℃に含まれる温度で、１０００秒〜５００００秒の間に行われるバッチ焼鈍である、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記冷間圧延鋼板の加熱速度が、１〜２００℃／秒に含まれる、請求項１３又は１４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１６】
少なくとも２枚の鋼板のスポット溶接継手の製造方法であって、以下の
−請求項１〜１２のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板、又は請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の方法により製造された冷間圧延熱処理鋼板を提供する工程と、
−第２の鋼板を提供する工程と、
−前記冷間圧延熱処理鋼板を前記第２の鋼板にスポット溶接する工程と
を含む、製造方法。
【請求項１７】
第２の鋼板が、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板、又は請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の方法により製造された冷間圧延熱処理鋼板である、請求項１６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い延性及び成形性を有する高強度鋼板及びそのような鋼板を得る方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用の車体構造部材及び車体パネルの部品などの様々なアイテムを製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼から製造された鋼板を使用することが知られている。
【０００３】
地球規模の環境保全の観点から自動車の燃料効率を向上させるために自動車の重量を低減するために、改善された降伏強さ及び引張強さを有する鋼板を得ることが望ましい。しかし、そのような鋼板はまた、良好な延性及び良好な成形性、より具体的には良好な伸びフランジ性を有さなければならない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
したがって、本発明の目的は、少なくとも７５０ＭＰａの降伏強さ、少なくとも１０００ＭＰａの引張強さ、少なくとも１２％の一様伸び及び少なくとも２０％の穴広げ率に達する鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することにより達成される。この鋼板は、請求項２〜１２のいずれか一項に記載の特徴を含むこともできる。別の目的は、請求項１３に記載の方法を提供することによって達成される。この方法は、請求項１４〜１５のいずれか一項に記載の特徴を含むこともできる。別の目的は、請求項１６又は１７に記載のスポット溶接継手を提供することによって達成される。
【発明を実施するための形態】
【０００６】
次に、本発明を、限定することなく、詳細に記述し、例によって説明する。
【０００７】
以下、Ａｅ１は、それを下回るとオーステナイトが完全に不安定になる平衡変態温度を示し、Ａｅ３は、それを超えるとオーステナイトが完全に安定する平衡変態温度を示し、Ａｒ３は、冷却によりミクロ組織が完全にオーステナイトのままになる温度を示し、ＴΘは、それを超えるとセメンタイトが加熱により溶解する温度を示し、Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度、つまり、オーステナイトが冷却によりマルテンサイトに変態し始める温度を示す。
【０００８】
特に指示がない限り、すべての組成に関するパーセンテージは、重量パーセント（重量％）で示されている。
【０００９】
本発明による鋼の組成は、重量パーセントにより、次のものを含む。
−十分な強度を確保し、十分な伸びを得るために必要な残留オーステナイトの安定性を向上させるためには、０．０３％≦Ｃ≦０．２５％。好ましくは、炭素含有率は、０．１％以上である。炭素含有率が高すぎる場合、熱間圧延された鋼板を冷間圧延することが極めて困難となり、溶接性が不十分になる。炭素含有率が０．０３％未満である場合、引張強さは目標値に達しない。
−十分な強度を確保し、オーステナイトの少なくとも一部を安定化させて、十分な伸びを得るためには、３．５％≦Ｍｎ≦８％。３．５％未満では、最終組織は不十分な残留オーステナイトの割合及び残留オーステナイト中の不十分なＭｎ含有率を含み、延性及び強度の望ましい組み合わせは達成されない。最大値は、延性に有害な偏析の問題を回避するために規定される。好ましくは、マンガン含有率は、３．７％以上である。
−０．５％≦Ｓｉ≦２．０％及び０．０３％≦Ａｌ≦２．０％。本発明によれば、Ｓｉ及びＡｌは共に重要な役割を果たす：ケイ素は平衡変態温度Ａｅ３未満に冷却するとセメンタイトの析出を遅らせる。したがって、少なくとも０．５％のＳｉ添加は、十分な量の残留オーステナイトを安定化させるのに役立つ。Ｓｉはさらに固溶体強化をもたらし、部分的なマルテンサイト変態の後に行われる即時の再加熱及び保持工程から生じる、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分配の間、炭化物の形成を遅らせる。含有率が高すぎると、表面に酸化ケイ素が形成され、鋼の被覆性が損なわれる。したがって、Ｓｉ含有率は２．０％以下である。
【００１０】
アルミニウムは、精錬中に液相で鋼を脱酸するのに非常に効果的な元素である。さらに、Ａｌは鋼のＡｅ１及びＡｅ３温度を上昇させるα生成元素である。したがって、少なくとも０．０３％のＡｌの添加により、二相領域（つまり、Ａｅ１とＡｅ３との間）は、以下でさらに詳細に説明するように、オーステナイト中のＭｎの分配に有利な温度範囲にある。介在物の発生を回避し、酸化の問題を回避し、材料の焼入れ性を確保するために、Ａｌ含有率は２．０％以下、好ましくは１．２％以下である。
【００１１】
本発明による鋼は、ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素を、少なくとも０．０１％の最小合計含有率で含有しなければならず、このような添加は、析出によるマルテンサイトラスの成長を制限することにより、回復したマルテンサイトを強化することを可能にする。
−熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、析出強化を付与するために、Ｎｂ≦０．０８０％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるニオブの最小量は、０．０１０％である。添加量が０．０８０％を超えると、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
−析出強化を付与するために、Ｔｉ≦０．０８０％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるチタンの最小量は、０．０１０％である。しかしながら、チタンの添加量が０．０８０％以上の場合、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
−析出強化を付与するために、Ｖ≦０．２％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるバナジウムの最小量は、０．０１０％である。しかしながら、バナジウムの添加量が０．２％以上の場合、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
【００１２】
鋼の残りの組成は、鉄及び製錬から生じる不純物である。この点で、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＮは、不可避の不純物である残留元素と見なされる。したがって、それらの含有率は、Ｎｉが０．０５％未満、Ｃｕが０．０３％未満、Ｓが０．０１０％未満、Ｐが０．０２０％未満及びＮが０．００８％未満である。
【００１３】
いくつかの元素は、本発明による鋼の組成物に任意に添加することができる。
−０．１％≦Ｍｏ≦０．５％。モリブデンは、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定化させて、分配中のオーステナイト分解を低減させ、高マンガン含有率に起因する可能性があり、穴広げ率に有害な中心偏析を低減する。さらに、Ｍｏは組織の微細化に役立つ。０．５％を超えると、Ｍｏの添加はコストがかかり、求められている特性を考慮すると非効果的である。
−炭化物の溶解を遅らせ、残留オーステナイトを安定化させるために、０．０１％≦Ｃｒ≦１％。最大１％のクロムが許容され、それを超えると、飽和効果が顕著となり、クロムの添加は役に立たず、費用もかかる。
−０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％。鋼の焼入れ性を高めるため。
【００１４】
好ましくは、鋼の組成は、鋼が０．４％以下の炭素当量Ｃｅｑを有するようなものであり、炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９−Ａｌ％／１８＋２．２×Ｐ％−３．２４×Ｂ％−０．１３３×Ｍｎ％×Ｍｏ％として規定される。
【００１５】
次に、本発明の冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織について説明する。
【００１６】
冷間圧延熱処理鋼板は、表面の割合により、
−１０％〜３０％の残留オーステナイトにおいて、前記残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状マルテンサイト・オーステナイト（いわゆる島状ＭＡ）として存在し、そのような島状ＭＡの８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有し、
−最大で１％のフレッシュマルテンサイト、
−最大で５０％の焼戻しマルテンサイト、
−ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイトからなる組織を有する。
【００１７】
表面の割合及びアスペクト比は、以下の方法により測定される：冷間圧延及び熱処理された試料を切り出し、研磨し、それ自体が既知の試薬でエッチングし、ミクロ組織を明らかにする。その後、試験片は、光学又は走査型電子顕微鏡、例えば、５０００倍を超える倍率で、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）装置及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）と連結した電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ−ＳＥＭ」）により検査される。
【００１８】
各構成要素の表面の割合の測定は、それ自体既知の方法による画像解析により行われる。残留オーステナイトの割合は、例えば、Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって測定される。
【００１９】
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、室温で残留オーステナイトである、少なくとも１０％のオーステナイトが含まれる。少なくとも１０％の表面の割合で存在する場合、残留オーステナイトは、延性の増加に寄与する。３０％を超えると、ＩＳＯ１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの必要なレベルは、２０％よりも低くなる。
【００２０】
残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状ＭＡ（マルテンサイト・オーステナイト）として存在し、そのような島状ＭＡの８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有する。
【００２１】
ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って必要なレベルの穴広げ率ＨＥＲを得るために、残留オーステナイトフィルムのアスペクト比の特定の最小値及び０．５μｍを超えるサイズを有する島状ＭＡの最大の割合を考慮する必要がある。
【００２２】
好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、０．５μｍを超えるサイズを有する島状ＭＡとオーステナイトフィルムとの割合の比率が１．０未満、さらに良好には０．５未満であるようなものである。
【００２３】
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、かかる島状ＭＡの５％未満が０．５μｍを超えるサイズを有するようなものである。
【００２４】
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、アスペクト比が３を超えるオーステナイトフィルムの表面の割合が少なくとも５％であるようなものである。
【００２５】
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、最大で１％のフレッシュマルテンサイト及び最大で５０％の焼戻しマルテンサイトが含まれる。実際、５０％より高い焼戻しマルテンサイトの割合により、１２％より低い一様伸びがもたらされるであろう。
【００２６】
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、フレッシュマルテンサイトの表面の割合が１％未満であるようなものである。
【００２７】
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイトが含まれる。そのような析出物が存在しない場合、この鋼のグレードは、本発明が目標とする引張強さの最小値を達成することができない。
【００２８】
焼戻しマルテンサイトは、第２の焼鈍後の冷却時に形成され、その後焼戻し工程中に焼戻しされたマルテンサイトである。回復したマルテンサイトは、第１の焼鈍後の冷却時に形成され、その後第２の焼鈍中に回復したマルテンサイトである。
【００２９】
回復したマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により観察される、研磨され、それ自体が既知の試薬、例えば、ナイタール試薬でエッチングされた試験片において、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトと区別することができる。
【００３０】
本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって製造することができ、当業者はその方法を規定することができる。しかしながら、以下の工程を含む本発明による方法を使用することが好ましい。
【００３１】
例えば、厚さ１．８〜６ｍｍの熱間圧延板は、前述のような組成を有する鋼を鋳造してスラブを得て、このスラブを１１５０℃〜１３００℃に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔで再加熱して、最終圧延温度がＡｒ３よりも高いこの再加熱したスラブを熱間圧延して熱間圧延鋼を得ることによって製造することができる。
【００３２】
最終圧延温度は、オーステナイト粒の粗大化を回避するために、最大で１０００℃であることが好ましい。
【００３３】
次に、熱間圧延鋼は、例えば、１℃／秒〜１２０℃／秒に含まれる冷却速度で冷却され、２０℃〜６００℃に含まれる温度Ｔｃｏｉｌで巻き取られる。
【００３４】
巻き取り後、鋼板は酸洗いすることができる。
【００３５】
次に、熱間圧延鋼板の冷間圧延性及び靱性を向上させるために、並びに高い機械的特性、特に高い強度及び高い延性を有する冷間圧延熱処理鋼板の製造に適した熱間圧延焼鈍鋼板を提供するために、熱間圧延鋼板を焼鈍する。
【００３６】
好ましい実施形態では、熱間圧延鋼板に対して行われる焼鈍は、５００℃〜６８０℃に含まれる温度で、１０００秒〜５００００秒の間に行われるバッチ焼鈍である。
【００３７】
次に、熱間圧延焼鈍鋼板は、任意に酸洗いされる。
【００３８】
次に、熱間圧延焼鈍鋼板は、例えば、０．７ｍｍ〜３ｍｍ、又はさらに良好には０．８ｍｍ〜２ｍｍの範囲であることができる厚さを有する冷間圧延鋼板を得るために、冷間圧延される。
【００３９】
冷間圧延圧下率は、好ましくは２０％〜８０％に含まれる。２０％未満では、その後の熱処理中の再結晶は好ましくなく、冷間圧延熱処理鋼板の延性を損なう可能性がある。８０％を超えると、冷間圧延中にエッジ割れのリスクがある。
【００４０】
次に、冷間圧延鋼板は、連続焼鈍ラインで熱処理される。
【００４１】
熱処理は、次の工程を含む：
−焼鈍によって完全オーステナイト組織を得るために、冷間圧延鋼板をＡｅ３〜Ａｅ３＋１００℃の第１の焼鈍温度に再加熱し、３０秒〜６００秒に含まれる保持時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程。
【００４２】
第１の焼鈍温度に対する再加熱速度は、好ましくは１℃／秒〜２００℃／秒に含まれる。
−冷間圧延鋼板を０．５℃／秒〜２００℃／秒に含まれる冷却速度で、２０℃〜Ｍｓ−５０℃に含まれる焼入れ温度まで焼入れ、１〜２００秒に含まれる保持時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼入れ温度に維持する工程。
【００４３】
冷却速度は、冷却時にパーライトが形成されないように選択される。鋼の各特定の組成及び各組織について、当業者は、膨張率測定によってオーステナイトのＭｓ開始変態点を測定する方法を知っている。
【００４４】
この焼入れ工程中に、オーステナイトは部分的にマルテンサイトに変態する。
【００４５】
焼入れ温度が２０℃よりも低い場合、最終組織中の回復したマルテンサイトの割合が高すぎて、１０％を超える十分な量の残留オーステナイトを安定化させることができない。さらに、焼入れ温度がＭｓ−５０℃よりも高い場合、最終組織中の回復したマルテンサイトの割合が低すぎて、所望の伸びを得ることができない。
−マルテンサイト中で鋼の伸びの減少をもたらすであろうイプシロン炭化物が形成されないように、２秒〜２００秒、好ましくは３秒〜７秒に含まれる保持時間にわたって、焼入れした鋼板を焼入れ温度に任意選択的に保持する工程。
−冷間圧延鋼板をＴΘ〜Ａｅ３−３０℃に含まれる第２の焼鈍温度に再加熱し、１００秒〜２０００秒に含まれる時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程。
【００４６】
この第２の焼鈍工程中に、セメンタイトが溶解し、炭素及びＭｎがマルテンサイトからオーステナイトに拡散し、それによって、オーステナイトの炭素及びＭｎが富化され、マルテンサイトが回復する。
−任意選択的に、鋼板を４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきする工程。任意の種類のコーティング、特に、亜鉛、又は亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−マグネシウム合金若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウム合金のような亜鉛合金、アルミニウム、又はアルミニウム−ケイ素のようなアルミニウム合金を使用することができる。
−第２の焼鈍工程の直後、又は溶融めっき工程を行った場合には溶融めっき工程の直後に、冷間圧延熱処理鋼板を得るために、冷間圧延鋼板を室温まで冷却する工程。冷却速度は、好ましくは１℃／秒より速く、例えば、２℃／秒〜２０℃／秒に含まれる。
【００４７】
この冷却工程中に、オーステナイトの一部は、フレッシュマルテンサイトに変態する場合がある。しかしながら、フレッシュマルテンサイトの表面の割合は５０％以下にとどまっている。
−室温まで冷却し、任意のコーティングを行った後、１７０℃〜５００℃に含まれる温度で、３〜１２００秒に含まれる保持時間にわたって、鋼板に焼戻し処理を施す（温度が高いほど、保持時間は短くなる）。この焼戻し処理は、アスペクト比が少なくとも３のオーステナイトフィルム又は０．５μｍ未満のサイズの小さな島状オーステナイトを有する焼戻しマルテンサイトに変わる大きな島状ＭＡ（０．５μｍを超えるサイズ）の割合を減少させることを目的としている。
−任意選択的に、室温まで冷却した後に、溶融めっき工程が行われていない場合には、鋼板は、電気化学的方法、例えば、電気亜鉛めっきによって、又はＰＶＤ若しくはジェット蒸着のような任意の真空めっき法によって、コーティングすることができる。任意の種類のコーティング、特に、亜鉛、又は亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−マグネシウム合金若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウム合金のような亜鉛合金を使用することができる。任意選択的に、電気亜鉛めっきによるコーティングの後、鋼板は脱気を施されてもよい。
【実施例】
【００４８】
組成を表１にまとめた２つのグレードを半製品に鋳造し、加熱、制御された熱間圧延及びその後の水冷を経て、焼入れ及び自己焼戻しによって達成される表２にまとめた加工パラメータに従って鋼板に加工した。
【００４９】
表１−組成
試験した組成を次の表にまとめ、元素含有率を重量パーセントで表す。
【００５０】
【表１】
2021505765.tif 000002
鋼Ａ及びＢは本発明によるものである。
【００５１】
所与の鋼について、当業者は、膨張率測定試験及び金属組織学分析によってＡｅ１、Ａｅ３及びＴΘ温度を測定する方法を知っている。
【００５２】
表２−加工パラメータ
鋳放しの鋼半製品を１２５０℃で再加熱し、熱間圧延し、次に、５５０℃で巻き取り、酸洗いし、５時間にわたって６００℃で焼鈍し、酸洗いし、５０％の圧下率で冷間圧延した。その後、次の条件で加工した。
【００５３】
【表２】
2021505765.tif 000003
【００５４】
次に、得られた試料を分析し、対応するミクロ組織要素及び機械的特性をそれぞれ表３及び表４にまとめた。
【００５５】
表３−ミクロ組織及び析出物
得られた鋼板のミクロ組織の相の割合を測定した。
【００５６】
【表３】
2021505765.tif 000004
γ：残留オーステナイトの表面の割合を表す
γアスペクト比：オーステナイトフィルムのアスペクト比を表す
ＭＡ：０．５μｍを超えるサイズの島状ＭＡの表面の割合を表す
ＦＭ：フレッシュマルテンサイトの表面の割合を表す
ＴＭ：焼戻しマルテンサイトを表す
ＲＭ：回復したマルテンサイト又は再結晶フェライトの表面の割合を表す
ＲＦ：再結晶フェライトの表面の割合を表す
ＲＭ中の析出物：回復したマルテンサイト中のＮｂ析出物の存在を表す
【００５７】
表４−機械的特性
試験した試料の機械的特性を測定し、次の表にまとめた。
【００５８】
【表４】
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【００５９】
降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ及び一様伸びＵＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定される。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の差異のため、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの値は、ＪＦＳ  Ｔ１００１（日本鉄鋼連盟規格）に従った穴広げ率λの値とは大きく異なり、比較することができない。
【００６０】
これらの実施例は、本発明による鋼板、すなわち実施例１及び２が、それらの特定の組成及びミクロ組織により、すべての目標とする特性を示す唯一のものであることを示している。
【国際調査報告】
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