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技術 弾性率が改良された高強度低密度粒子強化鋼およびその製造方法

出願人 タタ、スティール、ネダーランド、テクノロジー、ベスローテン、フェンノートシャップ
発明者 チェン、リウクリスチャン、テオドルス、ビルヘルムズ、ラヘイ
出願日 2013年9月13日 (7年2ヶ月経過) 出願番号 2015-531579
公開日 2015年12月3日 (4年11ヶ月経過) 公開番号 2015-534605
状態 特許登録済
技術分野 金属圧延一般 薄鋼板の熱処理
主要キーワード 耐久財 電解被覆 耐久消費財 熱間圧延鋼 ショックマウント バケットアーム TiC粒子 建設産業
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この項目の情報は公開日時点(2015年12月3日)のものです。
また、この項目は機械的に抽出しているため、正しく解析できていない場合があります

図面 (5)

課題・解決手段

本発明は、弾性率が改良された粒子強化高強度低密度鋼およびその鋼を製造する方法に関するものである。

概要

背景

鉄鋼業界は、車輌炭素放出低減のための継続的な取り組みにおいて、自動車メーカー共同して、鋼鉄加工性完成品の安全性に影響を与えずに炭素放出の減量を可能にする鋼鉄を得ようと、継続的に努力している。将来のCO2排出規制を満たすためには、自動車の燃量の消費を削減しなければならない。この削減に向けたひとつの方法は、車体の重量を軽くすることである。低密度且つ高強度の鋼鉄はこれに貢献し得る。同じ厚さで、低密度鋼を使用すると自動車部品の重量は軽量化される。公知の高強度鋼鉄に関する問題は、シートを車の部品に形成する際に、材料が高強度であるが故に成形性が損なわれることである。

二相鋼のような通常の高強度鋼鉄ではより薄いシートを使用できるため、軽量化が可能となる。しかしながら、より薄い部品は、剛性クラッシュ耐性およびデント耐性などの他の特性に悪影響を及ぼすであろう。これらの悪影響を解消するには、軽量化の効果が失われることにはなるが鋼鉄の厚みを厚くするか、あるいはこれもまた望ましくないが、部品の形状を変えるしかない。

US6383662B1およびUS2010/033585A1には、軽量な元素であるアルミニウムを6〜10%と大量に添加することによる低密度鋼が開示されている。しかしながら、Alの大量の添加によって、弾性率(E−modulus)に悪影響が及ぼされる。車体構造に要求される剛性を満たすには、鋼の低弾性率は、鋼の寸法を増やすことによって補われなければならない。これにより、部品の重量、およびそれ故この種の鋼の重量の減少可能性は増加する。弾性率を向上させ、鋼の密度を減少させる公知の方法のひとつに、炭化物、窒化物酸化物またはホウ化物等の異なった性質セラミック粒子を取り込む方法がある。弾性率約205〜210GPaの鋼基材と比較して、これらの粒子は約300〜550GPaの範囲のはるかに高い弾性率を有する。

粉末治金は通常、鋼基材中に、セラミック粒子が均一に分散された状態で導入するために使われる。セラミック粒子の分散物を含まない従来の鋼と比較して、機械的特性が改良されているにもかかわらず、粉末冶金は深刻な実践的、金銭的制限がある。

金属粉末高表面積を有するため、金属粉末の反応を抑制することは困難である。圧縮および焼結の後でさえ、周期的付加の間に、裂け目を生じさせる役割をするおそれのある残留空隙が存在する可能性がある。基材中に粒子を一様に分布させることを達成するのは困難である。さらに、化学組成が基材/粒子を相互作用させ、それ故、焼結前の粉体表面汚染により、それらの凝集を制御することが困難になるのである。さらに、粉体冶金のような工程のコストは非常に高い。したがって、この種の工程は、少量生産に適している可能性はあるが、自動車や建設産業に必要な規模での経済生産には適さないのである。

概要

本発明は、弾性率が改良された粒子強化高強度低密度鋼およびその鋼を製造する方法に関するものである。

目的

本発明の目的は、従来の鋼に相当する弾性率を有する粒子強化高強度低密度鋼を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
1件
牽制数
0件

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請求項1

重量パーセントで、・Cを0.001〜0.4%以下、・Alを3〜9%以下、・Tiを1.5〜7%以下、・Bを0.6〜3.5%以下・Mnを5.0%以下、・Cr1%以下・Niを1%以下、・Moを1%以下、・Cuを1%以下、・Siを0.5%以下、・Nを0.040%以下、・Nbを0.2%以下、・Vを0.2%以下、・Sを0.01%以下、・Pを0.1%以下、・残部として鉄および不可避不純物、を含んでなる粒子強化鋼ストリップまたはシートであって、ここで、鋼の構造が少なくとも3重量%のΣ(TiB2+Fe2B+TiC)粒子を含んでなり、かつ、−0.5≦(Ti−2.22×B)≦1.6である、粒子強化鋼ストリップまたはシート。

請求項2

Tiが少なくとも2.0%、および/またはBが少なくとも1.0%である、請求項1に記載の鋼。

請求項3

Alが少なくとも4.0%、および/または、最大で8.5%である、請求項1または2に記載の鋼。

請求項4

鋼の比重が6700〜7300kg/m3である、請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼。

請求項5

鋼が熱間圧延鋼シートまたはプレートである、請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼。

請求項6

鋼が冷間圧延鋼シートである、請求項1〜5のいずれか一項に記載の鋼。

請求項7

(TiC+Fe2B+TiB2)粒子が組み込まれた基材が、フェライトおよび/またはオーステナイトを含んでなる、またはのみからなる、冷間圧延鋼シートである、請求項1〜6のいずれか一項に記載の鋼。

請求項8

粒子強化鋼ストリップまたはシートまたはプレートの製造方法であって、以下の工程、・所望によりカルシウム処理された、鋼スラブまたは肉厚ストリップを・連続鋳造、または・薄スラブ鋳造、または・ベルト鋳造、または・ストリップ鋳造によって提供する工程、ここで鋼組成が請求項1〜3のいずれか一項に記載のものであり、・所望により続いて鋼スラブまたはストリップを最大で1250℃の再加熱温度にて再加熱する工程、・スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも850℃の熱間圧延仕上げ温度熱間圧延プロセス仕上げる工程、・熱間圧延ストリップを500〜750℃のコイリング温度コイリングする工程、を含んでなる、方法。

請求項9

熱間圧延ストリップが以下の工程、・連続アニーリング工程、所望により続いて溶融亜鉛めっきを行い、続いて急速冷却を行う、または・ヒートトゥ・コート工程、続いて溶融亜鉛めっきおよび急速冷却を行う、で再加熱される、請求項8に記載の方法。

請求項10

・請求項5または6に記載の熱間圧延鋼ストリップを40〜90%の冷間圧下率冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造すること、・冷間圧延ストリップを700〜900℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または650〜800℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、アニーリングすること、・所望により、アニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒート・トゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、を含んでなる、請求項8または9に記載の方法。

請求項11

連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度が少なくとも750℃、好ましくは少なくとも800℃である、請求項10に記載の方法。

請求項12

冷間圧下率が少なくとも50%である、および/または冷間圧延ストリップの厚さが0.4〜2mmである、請求項10または11に記載の方法。

請求項13

溶融鋼粉末冶金によってではなくフェロアロイの使用により製造される、請求項8〜12のいずれか一項に記載の方法。

請求項14

建造物乗用車などの車両、耐久消費財トラック航空宇宙用途、およびその他工業用途に使用される、請求項1〜7のいずれか一項に記載の方法。

技術分野

0001

本発明は、粒子強化高強度低密度鋼およびその鋼を製造する方法に関するものである。

背景技術

0002

鉄鋼業界は、車輌炭素放出低減のための継続的な取り組みにおいて、自動車メーカー共同して、鋼鉄加工性完成品の安全性に影響を与えずに炭素放出の減量を可能にする鋼鉄を得ようと、継続的に努力している。将来のCO2排出規制を満たすためには、自動車の燃量の消費を削減しなければならない。この削減に向けたひとつの方法は、車体の重量を軽くすることである。低密度且つ高強度の鋼鉄はこれに貢献し得る。同じ厚さで、低密度鋼を使用すると自動車部品の重量は軽量化される。公知の高強度鋼鉄に関する問題は、シートを車の部品に形成する際に、材料が高強度であるが故に成形性が損なわれることである。

0003

二相鋼のような通常の高強度鋼鉄ではより薄いシートを使用できるため、軽量化が可能となる。しかしながら、より薄い部品は、剛性クラッシュ耐性およびデント耐性などの他の特性に悪影響を及ぼすであろう。これらの悪影響を解消するには、軽量化の効果が失われることにはなるが鋼鉄の厚みを厚くするか、あるいはこれもまた望ましくないが、部品の形状を変えるしかない。

0004

US6383662B1およびUS2010/033585A1には、軽量な元素であるアルミニウムを6〜10%と大量に添加することによる低密度鋼が開示されている。しかしながら、Alの大量の添加によって、弾性率(E−modulus)に悪影響が及ぼされる。車体構造に要求される剛性を満たすには、鋼の低弾性率は、鋼の寸法を増やすことによって補われなければならない。これにより、部品の重量、およびそれ故この種の鋼の重量の減少可能性は増加する。弾性率を向上させ、鋼の密度を減少させる公知の方法のひとつに、炭化物、窒化物酸化物またはホウ化物等の異なった性質セラミック粒子を取り込む方法がある。弾性率約205〜210GPaの鋼基材と比較して、これらの粒子は約300〜550GPaの範囲のはるかに高い弾性率を有する。

0005

粉末治金は通常、鋼基材中に、セラミック粒子が均一に分散された状態で導入するために使われる。セラミック粒子の分散物を含まない従来の鋼と比較して、機械的特性が改良されているにもかかわらず、粉末冶金は深刻な実践的、金銭的制限がある。

0006

金属粉末高表面積を有するため、金属粉末の反応を抑制することは困難である。圧縮および焼結の後でさえ、周期的付加の間に、裂け目を生じさせる役割をするおそれのある残留空隙が存在する可能性がある。基材中に粒子を一様に分布させることを達成するのは困難である。さらに、化学組成が基材/粒子を相互作用させ、それ故、焼結前の粉体表面汚染により、それらの凝集を制御することが困難になるのである。さらに、粉体冶金のような工程のコストは非常に高い。したがって、この種の工程は、少量生産に適している可能性はあるが、自動車や建設産業に必要な規模での経済生産には適さないのである。

0007

本発明の目的は、従来の鋼に相当する弾性率を有する粒子強化高強度低密度鋼を提供することである。

0008

本発明の目的は、また、経済的な方法で、本発明による粒子強化鋼製品量産方法を提供することである。

0009

本発明の目的は、また、粒子を導入するために粉末冶金技術を使うことなく、本発明による粒子強化鋼製品を量産する方法を提供することである。

0010

ひとつ以上のこれらの目的は、重量パーセントで、
・Cを0.001〜0.4%以下、
・Alを3〜9%以下、
・Tiを1.5〜7%以下、
・Bを0.6〜3.5%以下
・Mnを5.0%以下、
・Cr1%以下
・Niを1%以下、
・Moを1%以下、
・Cuを1%以下、
・Siを0.5%以下、
・Nを0.040%以下、
・Nbを0.2%以下、
・Vを0.2%以下、
・Sを0.01%以下、
・Pを0.1%以下、
・残部として鉄および不可避不純物
を含んでなる粒子強化鋼ストリップまたはシートであって、
ここで、鋼の構造が少なくとも3重量%のΣ(TiB2+Fe2B+TiC)粒子を含んでなり、かつ、
−0.5≦(Ti−2.22×B)≦1.6である、
粒子強化鋼ストリップまたはシートにより達成される。

図面の簡単な説明

0011

図1鋳放し(as−cast)状態の試料3の顕微鏡写真を示す。
図2に鋳放し状態の試料4の顕微鏡写真を示す。
図3熱間圧延された状態の試料3の顕微鏡写真を示す。
図4に熱間圧延された状態の試料4の顕微鏡写真を示す。
図5冷間圧延され、再結晶アニーリングされた状態の試料3の顕微鏡写真を示す。

0012

特に記載しない限り、全ての組成比率は重量パーセント(wt.%)である。不可避不純物は、原材料製造設備等の環境により、鋼中に不可避に含まれる元素である。

0013

炭素はオーステナイトの量と安定性を制御するための、および鋼の弾性率を増加させるTiC粒子を形成するための重要な元素である。

0014

アルミニウムは低密度を達成する鋼のコンセプトにとって、必須の元素である。3%未満では、密度減少が不十分であり、また9%を超えれば、延性と加工性に悪影響が及ぼされる。

0015

マンガンは、固溶体により基材を強化することに寄与し、またオーステナイトの安定剤である。Mnは延性と成形性に有利であるオーステナイト相の量と安定性を制御することに使用されうる。マンガンはまた硫黄結合に効果的であり、それ故、熱間圧延の際の高温割れリスクを減らす。適切な最小マンガン含有量は0.1%である。

0016

チタンは鋼の弾性率を増加させ、かつ鋼密度を減少させる、TiB2粒子およびTiC粒子を形成させるために重要な元素である。Tiの濃度は、Σ(TiC+Fe2B+TiB2)粒子の体積率が少なくとも3重量%であるようにされるべきである。適切な最大量は、Σ(TiC+Fe2B+TiB2)粒子が20重量%である。一態様において、チタンの含有量は2%である。

0017

ホウ素は鋼の弾性率を増加させるTiB2粒子およびTiC粒子を形成させるために重要な元素である。Bの濃度は、Σ(TiC+Fe2B+TiB2)粒子の体積率が少なくとも3重量%であるようにされるべきである。適切な最大量は、Σ(TiC+Fe2B+TiB2)粒子が20重量%である。一態様において、ホウ素の含有量は1%である。

0018

窒素はTiを消費しTiNを形成させる不純物元素であり、できる限り低濃度に抑えるべきである。許容最大窒素含有率は0.040%(400ppm)であるが、窒素は好ましくは0.020%未満に制御されるべきである。

0019

鋼の比重(specific density)が6700〜7300kg/m3である、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼。

0020

鋼は好ましくはカルシウム処理される。それ故、化学組成はカルシウム処理に一致した量のカルシウムを含有してもよい。

0021

一態様では、析出物の平均サイズは10μm未満、好ましくは5μm未満である。

0022

一態様では、アルミニウムの含有量は最大8.5%、および/または少なくとも4.0%である。

0023

第2の態様によると、高強度低密度鋼ストリップの製造方法であって、以下の工程、
鋼スラブまたは肉厚ストリップ
連続鋳造、または
薄スラブ鋳造、または
ベルト鋳造、または
ストリップ鋳造
によって提供する工程、
・所望により続いて鋼スラブまたはストリップを最大で1250℃の再加熱温度にて再加熱する工程、
スラブまたは肉厚ストリップを熱間圧延し、少なくとも850℃の熱間圧延仕上げ温度熱間圧延プロセス仕上げる工程、
熱間圧延ストリップを500〜750℃のコイリング温度コイリングする工程、
を含んでなる、方法が提供される。

0024

この方法によれば、本発明による鋼を従来の鋼製設備を用いて量産することができる。本発明による鋼の溶融鋼は、粉末冶金ではなくフェロアロイ(Ferro−alloys)の使用により製造される。粒子は、粉末状で溶融鋼に導入されるのではなく、溶融鋼の構成物質から形成される。これにより、鋼を非常に簡単に大量生産することができ、それ故より経済的である。好ましくは、再加熱温度が最大で1200℃である。

0025

好ましい態様において、コイリング温度は少なくとも600℃である、および/または熱間圧延仕上がり温度は少なくとも900℃である。

0026

所望により熱間圧延ストリップが、以下の工程、
・800〜1000℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または700〜850℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、再結晶アニーリングすること、
・所望により、アニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒートトゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、
を含んでなるプロセスに付されることが可能である。

0027

この熱間圧延ストリップは続いてさらに以下の工程、
熱間圧延鋼ストリップを40〜90%の冷間圧下率で冷間圧延して、冷間圧延ストリップを製造すること、
・冷間圧延ストリップを700〜900℃のピーク金属温度である連続アニーリングプロセスにおいて、または650〜800℃の最高温度であるバッチアニーリングプロセスにおいて、アニーリングすること、
・所望によりアニーリングされたストリップを溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛めっきまたはヒート・トゥ・コートプロセスで亜鉛めっきすること、
を含んでなるプロセスに付されることが可能である。

0028

(冷間圧延、または熱間圧延)鋼は、また、耐食性を向上させるために、例えば電解被覆または溶融めっきにより金属被覆を施されてもよい。この金属被覆は、好ましくは亜鉛または亜鉛合金被覆であり、被覆は電解被覆または溶融めっきによって適用される。亜鉛合金被覆における合金化元素はアルミニウム、マグネシウム、または他の元素であってよい。適切な被覆の例として、タタスチールによって開発されたMagizinc(登録商標)被覆が挙げられる。

0029

熱間圧延ストリップは、通常、冷間圧延工程前に酸洗いされ、清浄化される。一態様において、連続アニーリングプロセスにおけるピーク金属温度は少なくとも750℃、好ましくは少なくとも800℃である。

0030

一態様において、冷間圧下率は少なくとも50%である。

0031

一態様において、冷間圧延ストリップの厚さは0.4〜2mmである。

0032

第3の態様によると、本発明による鋼は、形鋼(sections)、橋または橋部品、建物等の建造物(static constructions)において、乗用車耐久消費財(yellow goods)、トラック、または航空用途等の車両において、使用される。乗用車等の自動車用途において、この種の鋼は、例えば、ブレーキサスペンションコンポーネントショックマウント(shock mounts)、ルーフボウ(roof bows)、および車両床(vehicle floors)に適用することができる。航空用途では、可能性のある用途はギアおよびベアリング等であり、建造物においては、形鋼に構造鋼の使用の可能性がある。消費耐久財における可能性のある用途には、バックホー(backhoes)および掘削機(excavators)のブームおよびバケットアーム構造がある。鋼は例えばストリップ、シート、セクション、またはロッドの形でよい。

0033

本発明をここで以下の非限定的な実施例によってさらに説明する。

0034

鋼は製造され、1mmの厚さを有する冷間圧延鋼シートに加工された。熱間圧延ストリップは3.0mmの厚さであった。その鋼の化学組成を表1に示す。

0035

0036

鋼は、スラブを鋳造し、そのスラブを最大1250℃の温度で再加熱することによって製造された。この温度が最大温度である。なぜなら、さらに高い再加熱温度では、過度粒成長が起こり得るからである。鋼3および鋼4で採用された再加熱温度はそれぞれ1175℃、および1150℃であった。熱間圧延の間の仕上げ温度は900℃であり、コイリング温度は700℃であり、続いて酸洗いし、冷間圧延(67%)し、800℃のピーク金属温度で連続アニーリングし、溶融亜鉛めっきした。鋼3のアニーリング温度は860℃であった。

0037

0038

図1〜4に、鋳放し状態(図1および図2)および熱間圧延された状態(図3および図4)の顕微鏡写真を示す。

0039

実施例

0040

図5に冷間圧延され、再結晶アニーリングされた状態の試料3の顕微鏡写真を示す。

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