(57)【要約】  本発明は、冷間圧延及び熱処理された鋼板であって、重量パーセントで表される以下の元素、すなわち  ０．１０％≦炭素≦０．６％  ４％≦マンガン≦２０％  ５％≦アルミニウム≦１５％  ０≦ケイ素≦２％  アルミニウム＋ケイ素＋ニッケル≧６．５％を含み、及び以下の任意選択元素、すなわち  ０．０１％≦ニオブ≦０．３％  ０．０１％≦チタン≦０．２％  ０．０１％≦バナジウム≦０．６％  ０．０１％≦銅≦２．０％  ０．０１％≦ニッケル≦２．０％  セリウム≦０．１％  ホウ素≦０．０１%  マグネシウム≦０．０５％  ジルコニウム≦０．０５％  モリブデン≦２．０％  タンタル≦２．０％  タングステン≦２．０％の１つ以上を含むことができ、残部は鉄及び製錬によって生じる不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、面積率において１０〜５０％のオーステナイトを含み、前記オーステナイト相は粒内カッパ炭化物を含んでもよく、残部は、規則化フェライト及びＤ０３組織（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｘ）３Ａｌの秩序フェライトであって、任意に、最大２％の粒内カッパ炭化物（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｘ）３ＡｌＣｘを含むものであり、前記鋼板が、９００ＭＰａ以上の極限引張強度を呈する、鋼板を取り扱う。また、本発明は、製造方法及び車両部品を製造するためのそのようなグレードの使用も扱う。【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延及び熱処理された鋼板であって、重量パーセントで表される以下の元素、すなわち
０．１０％≦炭素≦０．６％
４％≦マンガン≦２０％
５％≦アルミニウム≦１５％
０≦ケイ素≦２％
アルミニウム＋ケイ素＋ニッケル≧６．５％
を含み、及び以下の任意選択元素、すなわち
０．０１％≦ニオブ≦０．３％
０．０１％≦チタン≦０．２％
０．０１％≦バナジウム≦０．６％
０．０１％≦銅≦２．０％
０．０１％≦ニッケル≦２．０％
セリウム≦０．１％
ホウ素≦０．０１%
マグネシウム≦０．０５％
ジルコニウム≦０．０５％
モリブデン≦２．０％
タンタル≦２．０％
タングステン≦２．０％
の１つ以上を含むことができ、残部は鉄及び製錬によって生じる不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、面積率において１０〜５０％のオーステナイトを含み、前記オーステナイト相は粒内カッパ炭化物を含んでもよく、残部は、規則的フェライト及びＤ０３組織（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｘ）３Ａｌの秩序フェライトであって、任意に、最大２％の粒内カッパ炭化物（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｘ）３ＡｌＣｘを含むものであり、前記鋼板が、９００ＭＰａ以上の極限引張強度を呈する、鋼板。
【請求項２】
アルミニウム、マンガン及び炭素量が、０．３＜（Ｍｎ／２Ａｌ）  ×  ｅｘｐ（Ｃ）＜２となるようなものである、請求項１に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、７．４以下の密度及び９％以上の一様伸びを呈する、請求項１又は２に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼板。
【請求項４】
次の工程、すなわち
−  請求項１又は２に記載の組成を有する冷間圧延鋼板を提供する工程、
−  ６００秒未満の期間中、７５０〜９５０℃の間の均熱温度まで前記冷間圧延鋼板を加熱し、次いで該板を室温まで冷却する工程、
−  １０秒〜１０００時間の期間中、１５０〜６００℃の均熱温度まで該板を再加熱し、次いで該板を冷却する工程
を含む、冷間圧延及び熱処理された鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の製造された鋼板又は請求項４に記載の方法で製造された鋼板の、車両の構造部品又は安全部品の製造のための使用。
【請求項６】
前記鋼板をフレキシブル圧延することによる、請求項５に記載の部品。
【請求項７】
請求項５又は６に記載の部品を含む車両。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車産業に適した、９％以上の一様伸びと共に９００ＭＰａ以上の引張強さを有する、低密度鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境規制により、自動車メーカーは、自身の車両からのＣＯ２排出量を継続的に削減してゆくことを強いられている。そのためには、自動車メーカーはいくつかの選択肢を持っている。その選択肢の主なものは、車両の重量を減らすこと、あるいはそのエンジンシステムの効率を上げることである。この２つの手法の組み合わせによって、しばしば進歩が達成される。本発明は、第一の選択肢、すなわち、動力車の重量の削減に関連する。この非常に特殊な分野では、二方面的な代案がある。
【０００３】
第一の道は、鋼の厚さを減少させながら、その機械的強度のレベルを増加させることからなる。残念ながら、この解決法は、機械的強度の増加に伴う延性の不可避な損失は言うまでもなく、特定の自動車部品の剛性の法外なまでの低下及び乗客にとって不快な状態を作り出す音響的問題の出現のために限界がある。
【０００４】
第二の道は、他の、より軽い金属と合金化することによって鋼の密度を低下させることからなる。これらの合金の中で、鉄−アルミニウム合金と呼ばれる低密度のものは、魅力的な機械的及び物理的特性を有しながら、その重量を大幅に低減することを可能にする。この場合、低密度とは７．４以下の密度を意味する。
【０００５】
ＪＰ２００５／０１５９０９号は、２０％を超える非常に高いマンガン含有量及び最大１５％のアルミニウムを含有する低密度ＴＷＩＰ鋼について記載しており、その結果、より軽量な鋼マトリックスが得られるが、開示された鋼は、溶接性の問題と共に、圧延中の高い変形抵抗を示す。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−０１５９０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、以下を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にすることである。
【０００８】
−  ７．４以下の密度、
−  ９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上の極限引張強度、
−  ９％以上の一様伸び。
【０００９】
好ましくは、このような鋼はまた、成形、特に圧延に対して良好な適性を有し、良好な溶接性及び良好な被覆性を有することができる。
【００１０】
本発明の別の目的は、製造パラメータの変化に対しロバストである一方で、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を可能にすることでもある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
この目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することによって達成される。また、前記鋼板は、請求項２〜３に記載の特徴を備えることができる。別の目的は、請求項４に記載の方法を提供することによって達成される。別の態様は、請求項５〜７に記載の部品又は車両を提供することによって達成される。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】（ａ）Ｄ０３組織の暗視野像を示す。（ｂ）対応する回折パターン、ゾーン軸［１００］Ｄ０３を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の所望の鋼を得るために、その組成は非常に重要であり、したがって、組成の詳細な説明を以下の記載で提供する。
【００１４】
炭素含有量は０．１０〜０．６％の間であり、重要な固溶体強化元素として作用する。また、炭素はカッパ炭化物（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣｘの生成を促進する。炭素はオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト変態温度Ｍｓの大幅な低下を引き起こし、その結果かなりの量の残留オーステナイトが確保され、それによって塑性が増加する。炭素含有量を上記の範囲に維持することで、必要なレベルの強度及び延性を鋼板に与えることが確実になる。また、何らかのＴＲＩＰ効果を未だ得ながらマンガン含有量を減少させることができる。
【００１５】
マンガンの含有量は４〜２０％の間でなければならない。この元素はガンマジニアス（ｇａｍｍａｇｅｎｅｏｕｓ）である。アルミニウム含有量に対するマンガン含有量の比率は、熱間圧延後に得られる組織に大きな影響を及ぼす。マンガンを添加する目的は、本質的にはフェライトに加えて、オーステナイトを含む組織を得、オーステナイトを室温で安定化させることである。マンガン含有量が４未満では、オーステナイトの安定化は不十分であり、焼鈍ラインからの出口での冷却中にマルテンサイトへの早期変態のリスクを伴うだろう。また、マンガンの添加はＤ０３ドメインを増加させ、より高温及び／又はより低量のアルミニウムでのＤ０３の十分な析出を得ることを可能にする。２０％を超えると、本発明に悪影響を及ぼすフェライトの割合が減少し、したがって要求された引張強さに達することがより困難になることがある。好ましい実施形態では、マンガンの添加は１７％に制限される。
【００１６】
アルミニウム含有量は５〜１５％の間であり、好ましくは５．５〜１５％の間である。アルミニウムはアルファジニアス（ａｌｐｈａｇｅｎｅｏｕｓ）元素であり、したがってフェライト、特にＤ０３組織の秩序フェライト（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｘ）３Ａｌ（Ｘは、Ｄ０３に溶ける任意の溶質添加物、例えばＮｉである）の形成を促進する傾向がある。アルミニウムは２．７という密度を有し、機械的特性に重要な影響を及ぼす。アルミニウム含有量が増加するにつれて、転位の移動度が減少するため、一様伸びは減少するが、機械的強度は増し、弾性限界も増加する。４％未満では、アルミニウムの存在による密度低下の有益性が低くなる。１５％を超えると、秩序フェライトの存在が期待される限界を超えて増加し、鋼板に脆性をもたらし始めるため、本発明に悪影響を及ぼす。好ましくは、アルミニウム含有量は、更なる脆弱な金属間析出の形成を防止するために、９％未満に制限される。
【００１７】
上記の制限に加えて、好ましい実施形態では、マンガン、アルミニウム及び炭素含有量は、以下の関係を満たす。
【００１８】
０．３＜（Ｍｎ／２Ａｌ）ｘ  ｅｘｐ（Ｃ）＜２
【００１９】
０．３未満では、オーステナイト量が少なすぎる危険性があり、延性が不十分になる可能性がある。２を超えると、オーステナイト体積率が４９％より高くなってしまい、それによってＤ０３相の析出の電位を低下させる可能性がある。
【００２０】
ケイ素は、鋼の密度を下げることを可能にする元素であり、固溶体硬化にも有効である。さらに、ケイ素はＢ２相に対してＤ０３相を安定化させるという有益な効果がある。その含有量は２．０％に制限される。何故なら、それを超えるレベルでは、この元素は表面欠陥を生じる接着性の強い酸化物を形成する傾向があるからである。表面酸化物が存在すると、鋼の濡れ性が損なわれ、潜在的な溶融亜鉛めっき作業中に欠陥が生じる可能性がある。好ましい実施形態では、ケイ素含有量は１．５％に制限されることが好ましい。
【００２１】
本発明者らは、目標とする特性に到達することを可能にするＤ０３の必要な析出を得るためには、シリコン、アルミニウム及びニッケルの累積量が少なくとも６．５％に等しくなければならないことを発見した。
【００２２】
ニオブは、結晶粒を微細化するために、任意の元素として、本発明の鋼に０．０１〜０．３％の量添加することができる。結晶粒の微細化は、強度と伸びの間の良好な均衡を得ることを可能にし、疲労特性の改善に寄与すると考えられている。しかし、ニオブは熱間圧延中に再結晶を遅延させる傾向があり、したがって常に望ましい元素というわけではない。このため、ニオブは任意選択元素とされる。
【００２３】
チタンは、ニオブと同様の方法で、結晶粒の微細化のために、任意の元素として、本発明の鋼に０．０１％〜０．２％の量添加することができる。さらに、チタンはＢ２相に対してＤ０３相を安定化させるという有益な効果がある。したがって、窒化物、炭化物又は炭窒化物として析出しないチタンの非結合部はＤ０３相を安定化させる。
【００２４】
バナジウムは、任意の元素として０．０１％〜０．６％の量で添加することができる。バナジウムを添加すると、焼鈍中に微細な炭窒化物化合物を形成することができ、これらの炭窒化物は、更なる硬化を与える。さらに、バナジウムはＢ２相に対してＤ０３相を安定化させるという有益な効果がある。したがって、窒化物、炭化物又は炭窒化物として析出しないバナジウムの非結合部はＤ０３相を安定化させる。
【００２５】
銅は、鋼の強度を増加させ及びその耐食性を改善するために、任意の元素として、０．０１％〜２．０％の量添加することができる。このような効果を得るには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有量が２．０％を超えると、表面形態を劣化させる可能性がある。
【００２６】
ニッケルは、鋼の強度を高め及びその靭性を改善するために、任意の元素として、０．０１〜２．０％の量添加することができる。ニッケルは秩序フェライトの形成にも寄与する。このような効果を得るには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有量が２．０％を超えると、Ｄ０３生成に有害となるであろうＢ２を安定化させる傾向がある。
【００２７】
セリウム、ホウ素、マグネシウム又はジルコニウムのような他の元素は、以下の割合で、個別に又は組み合わせて添加することができる。すなわち、ＲＥＭ≦０．１％、Ｂ≦０．０１、Ｍｇ≦０．０５及びＺｒ≦０．０５である。これらの元素は、示された最大含有量レベルまで、凝固中のフェライト粒を微細化することを可能にする。
【００２８】
最後に、モリブデン、タンタル及びタングステンは、Ｄ０３相をさらに安定化させるために添加することができる。これらは、最大含有量レベルまで、個別に又は組み合わせて添加することができる。すなわち、Ｍｏ≦２．０、Ｔａ≦２．０、Ｗ≦２．０である。これらのレベルを超えると、延性が損なわれる。
【００２９】
本発明によって請求される板の微細組織は、面積率で、１０〜５０％のオーステナイトを含み、前記オーステナイト相は、任意に粒内（Ｆｅ、Ｍｎ）３ＡｌＣｘカッパ炭化物を含み、残部はフェライトであり、フェライトは規則化フェライト及びＤ０３組織の秩序フェライト、並びに任意に最大２％の粒内カッパ炭化物を含む。
【００３０】
１０％未満のオーステナイトでは、少なくとも９％の一様伸びは得られない。
【００３１】
本発明鋼には規則化フェライトが存在し、鋼に高い成形性及び伸びを付与し、また、ある程度幾分かの疲労破壊に対する耐性を付与する。
【００３２】
本発明の構成内のＤ０３秩序フェライトは、その化学量論が（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｘ）３ＡＩである金属間化合物によって規定される。秩序フェライトは、面積率で０．１％、好ましくは０．５％、より好ましくは１．０％、有利には３％を超える最小量で本発明の鋼中に存在する。好ましくは、このような秩序フェライトの少なくとも８０％は、３０ｎｍ未満、好ましくは２０ｎｍ未満、より好ましくは１５ｎｍ未満、有利には１０ｎｍ未満、又はさらに５ｎｍ未満の平均サイズを有する。この秩序フェライトは、９００ＭＰａのレベルに達することができる、合金に強度を与える第２の焼鈍工程中に形成される。秩序フェライトが存在しない場合、９００ＭＰａの強度レベルに到達することはできない。
【００３３】
カッパ炭化物は、本発明の構成において、その化学量論が（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡＩＣｘ（ここで、ｘは厳密に１よりも小さい）である析出物によって規定される。フェライト結晶粒内部のカッパ炭化物の面積率は２％にまで届くことができる。２％を超えると、延性が低下し、９％を超える一様伸びが達成されない。加えて、フェライト粒界周辺においてカッパ炭化物の制御されていない析出が起こり、その結果、熱間及び／又は冷間圧延の間に加える力が増加する可能性がある。カッパ炭化物はオーステナイト相の内部にも存在することができ、好ましくは３０ｎｍ未満のサイズのナノサイズ粒子として存在することができる。
【００３４】
本発明の鋼板は、任意の適切な方法によって得ることができる。しかし、以下に記載される本発明による方法を使用することが好ましい。
【００３５】
本発明による方法は、上記の本発明の範囲内の化学組成を有する鋼の半完成鋳造を提供することを含む。鋳造は、インゴットに、又は連続的にスラブ又は薄いストリップの形のいずれかで行うことができる。
【００３６】
単純化の目的で、本発明による方法を、半完成品としてスラブの例を挙げてさらに記載する。連続鋳造後にスラブを直接圧延することができるか、又は最初に室温まで冷却し、その後再加熱することができる。
【００３７】
熱間圧延に供されるスラブの温度は１２８０℃未満でなければならない。何故ならば、この温度より高いと、粗大なフェライト結晶粒が形成されるおそれがあり、その結果、熱間圧延中にこれらの結晶粒が再結晶する能力を低下させるからである。初期フェライト粒径が大きいほど、再結晶が起こりにくくなり、そのことは、フェライトの再結晶の点で工業的に費用がかかり好ましくないため、１２８０℃を超える再加熱温度を避けなければならないことを意味する。粗大なフェライトはまた「ローピング（ｒｏｐｉｎｇ）」と呼ばれる現象を増幅させる傾向がある。
【００３８】
フェライトの存在下で少なくとも１回の圧延パスで圧延を行うことが望まれる。その目的は、オーステナイトを安定化させる元素のオーステナイトへの分配を高め、脆性をもたらす可能性のあるフェライト中の炭素飽和を防止することである。最終的な圧延パスは、８００℃より高い温度で実施される。何故ならば、この温度より低いと鋼板は圧延性の有意な低下を示すからである。
【００３９】
好ましい実施形態では、スラブの温度は十分に高く、臨界間温度範囲で熱間圧延を完了することができ、最終圧延温度が８５０℃を超えたままである。８５０℃〜９８０℃の間の最終的な圧延温度は、再結晶化及び圧延に好都合な組織を有するために好ましい。圧延機にかかる可能性がある過大な負荷を避けるために、９００℃を超えるスラブの温度で圧延を開始することが好ましい。
【００４０】
次いで、この方法で得られた板を、好ましくは１００℃／秒以下の冷却速度で巻取り温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は６０℃／秒以下である。
【００４１】
次いで熱間圧延鋼板を６００℃未満の巻取り温度で巻取る。何故ならばその温度を超えると、フェライト内部のカッパ炭化物析出を最大２％までに制御することができないおそれがあるためである。６００℃を超える巻取り温度は、オーステナイトの著しい分解を起こし、そのような相の必要量を確保することを困難になる。したがって、本発明の熱間圧延鋼板の好ましい巻取り温度は４００℃〜５５０℃の間である。
【００４２】
４００〜１０００℃の間の温度で任意のホットバンド焼鈍を行い、冷間圧延性を向上させることができる。ホットバンド焼鈍は連続焼鈍又はバッチ焼鈍とすることができる。均熱の持続時間は、ホットバンド焼鈍が連続焼鈍（５０秒〜１０００秒の間）かバッチ焼鈍（６時間〜２４時間の間）かに依存する。
【００４３】
次いで、熱間圧延板を、厚みで３５〜９０％の間の圧下率で冷間圧延する。
【００４４】
次いで、得られた冷間圧延鋼板に２段階焼鈍処理を施し、目標とする機械的特性及び微細組織を鋼に付与する。
【００４５】
第１の焼鈍工程において、冷間圧延鋼板は、好ましくは１℃／sより大きい加熱速度で、７５０℃〜９５０℃の間の保持温度にまで６００秒未満の持続時間で加熱され、強加工硬化初期組織の９０％より大きい再結晶速度を確保する。次いで、板は室温まで冷却されるが、フェライト内部又はオーステナイト−フェライト界面のカッパ炭化物を制御するために、３０℃／秒より大きい冷却速度が好ましい。
【００４６】
第１の焼鈍工程の後に得られた冷間圧延鋼板は、次いで、少なくとも１０℃／時の加熱速度で１５０〜６００℃の間の保持温度まで、１０秒〜１０００時間、好ましくは１時間〜１０００時間、又はさらには３時間〜１０００時間の間の持続時間再び再加熱し、その後室温まで冷却することができる。これは、Ｄ０３秩序フェライト及び場合によりオーステナイト内部におけるカッパ炭化物の形成を効果的に制御するために行われる。保持時間は、使用する温度によって異なる。
【００４７】
次いで、電着又は真空コーティングのような任意の適切な方法により、冷間圧延鋼板を亜鉛又は亜鉛合金のような金属コーティングでコーティングすることができる。ジェット蒸着は、本発明による鋼をコーティングするための好適な方法である。
【００４８】
また、これは、亜鉛又は亜鉛合金コーティングについて４６０〜５００℃の温度までの再加熱を意味する、溶融コーティングであってもよい。このような処理は、鋼板のあらゆる機械的特性又は微細組織を変化させないように行わなければならない。
【実施例】
【００４９】
本明細書に示されている以下の試験、実施例、比喩的例示及び表は、本質的に制限的ではなく、例示の目的のみで考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示す。
【００５０】
表１にまとめられた組成及び表２にまとめられた処理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にまとめた。
【００５１】
【表１】
2021507110.tif 000002
【００５２】
【表２】
2021507110.tif 000003
2021507110.tif 000004
【００５３】
【表３】
2021507110.tif 000005
【００５４】
相比率並びにオーステナイト及びフェライト中のカッパ析出を、電子線後方散乱回折法及び透過型電子顕微鏡観察によって決定する。
【００５５】
Ｄ０３の析出は、「Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：  Ａ、２５８巻、１〜２号、１９９８年１２月、第６９〜７４頁、Ｎｅｕｔｒｏｎ  ｄｉｆｆｒａｆｃｔｉｏｎ  ｓｔｕｄｙ  ｏｎ  ｓｉｔｅ  ｏｃｃｕｐａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎａｌ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ  ａｔ  ｓｕｂ  ｌａｔｔｉｃｅｓ  ｉｎ  Ｆｅ３  Ａｌ  ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ（Ｓｕｎ  Ｚｕｑｉｎｇ、Ｙａｎｇ  Ｗａｎｇｙｕｅ、Ｓｈｅｎ  Ｌｉｚｈｅｎ、Ｈｕａｎｇ  Ｙｕａｎｄｉｎｇ、Ｚｈａｎｇ  Ｂａｉｓｈｅｎｇ、Ｙａｎｇ  Ｊｉｌｉａｎ）に記載されているように、電子顕微鏡による回折及び中性子回折によって決定される。
【００５６】
試験Ｅの試料についていくつかの微細組織解析を行い、Ｄ０３組織の画像を図１(ａ)及び図１（ｂ）に再現する。
【００５７】
（ａ）Ｄ０３組織の暗視野像
（ｂ）対応する回折パターン、ゾーン軸［１００］Ｄ０３。矢印は（ａ）の暗視野像に用いた反射を示す。
【００５８】
次に、これらの鋼板の特性を評価し、結果を表４にまとめた。
【００５９】
【表４】
2021507110.tif 000006
【００６０】
降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥを、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定する。密度はＩＳＯ規格１７．０６０に従ってピクノメトリーで測定する。
【００６１】
これらの実施例は、本発明による鋼板が、その特定の組成及び微細組織のおかげで、目標とする全ての特性を示す唯一のものであることを示す。
【図１】
2021507110.tif 000007
【国際調査報告】
2021507110.tif 000008
2021507110.tif 000009
2021507110.tif 000010