JP7119135B2 - 疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯およびそれらの製造方法 - Google Patents

疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯およびそれらの製造方法 Download PDF

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Description

技術分野
本発明は金属材料分野に属し、具体的には、主に自動車のシャーシ、サスペンションなどの製品の製造に適用され、疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯およびそれらの製造方法に関する。
背景技術
自動車の「軽量化」は、直接に排出量を削減し、燃費を向上することができ、今の自動車製造業界の開発目標である。自動車の「軽量化」の重要な対策の一つは、軟質鋼の代わりに高強度や超高強度の鋼板を適用することである。高強度鋼を大量に適用すると、２０～２５％の重量低減効果を達成できる。過去の１０年間、ホワイトボディ構造体には、高強度と高伸度を兼ね備える先進高強度鋼が広く適用されることで、「軽量化」が実現され、優れた省エネ効果と排出削減効果が実現された。現在、「軽量化」の概念はさらに自動車のシャーシやサスペンションシステムに広げられ、ますます厳しくなる環境保全の要求および市場の需要によっても、「軽量化」を実現するために自動車のシャーシ材料に高強度鋼を適用することが必要とされる。
しかしながら、自動車のシャーシやサスペンションシステムの構造体の場合、その成形工程では非常に高い穴拡げ特性が要求される。また、シャーシやサスペンションシステムの構造体の作動特性によっても、材料に比較的に高い疲労特性が要求される。ベイナイト組織を主体とする高強度鋼は、強度が高く、穴拡げ特性にも優れるため、現在の自動車のシャーシやサスペンションシステム部品の汎用的な鋼種になっているが、ベイナイト鋼の組成や組織は複雑で、且つ材料の高強度、高穴拡げ率および高疲労限度の３つの特性は相互に制約し合い、高強度、優れた穴拡げ特性および優れた疲労特性を兼ね備える鋼材を設計および製造することは非常に困難になる。
中国特許出願ＣＮ１０２６１２５６９Ａにおいて、引張強度が７８０ＭＰａを上回り、１０００万回折り曲げ疲労限度比が０．４５を上回り、穴拡げ率（元の穴は抜き穴）が３０～５０％である高強度熱間圧延鋼板は開示された。該鋼板は、高い強度とある程度の折り曲げ疲労限度を有するが、穴拡げ率が比較的に低い。
中国特許出願ＣＮ１０３１０８９７１Ａにおいて、引張強度が７８０ＭＰａを上回り、２００万回引張疲労限度が０．６６～０．７８であり、耐疲労特性に優れた高強度熱間圧延鋼板は開示された。しかしながら、該疲労限度は２００万回の負荷回数での疲労限度に過ぎず、公知常識によれば、疲労限度はサイクル数に反比例するため、該材料の疲労試験の負荷回数をさらに増やすと、その疲労限度はさらに低下してしまう。しかも、該特許出願は材料の穴拡げ特性を考慮しなかった。
中国特許出願ＣＮ１０１９０６５６７Ａにおいて、引張強度が７８０ＭＰａを上回り、穴拡げ率（元の穴は抜き穴）が４３～８９％にある、穴拡げ加工性に優れた高強度熱間圧延鋼板は開示された。中国特許出願ＣＮ１０４１３６６４３Ａにおいて、引張強度が７８０ＭＰａを上回り、穴拡げ率（元の穴はリーマ穴）が３７～１０３％にある高強度熱間圧延鋼板は開示された。しかしながら、上記の２件の出願はいずれも材料の疲労特性を考慮しなかった。
上記の４件の特許出願のいずれにも、Ｔｉ元素は材料強度の向上や旧オーステナイト結晶粒の成長の抑制を目的とする任意選択的な若しくは必須な有益元素である。しかしながら、Ｔｉ元素は高温で、鋼における一般的な不純物のＮ元素と大きな四角形（または三角形）の、脆く、鋭いエッジを持つＴｉＮ粒子を形成し、鋼材の折り曲げや穴拡げなどの成形特性に悪影響を及ぼし、且つ鋼材の疲労限度を大幅に低下させる。従来技術において、Ｔｉ元素による上記の悪影響を全く考慮しなかった。
また、引張強度が８００ＭＰａレベルで、ベイナイトを主体とし、且つ析出する炭化物を強化相とするタイプの材料（以下は単にこのタイプの材料という）の場合、強度、疲労限度および穴拡げ特性の三者は、相互に制約し合う特性である。まず、材料の強度は通常、穴拡げ特性に反比例するので、より高い強度、特に降伏強度を得るために、このタイプの鋼は炭化物による析出強化効果を必要とする。しかしながら、炭化物の大量析出と粗大化は、材料の穴拡げ特性をより酷く害する。また、一般的には、材料の降伏強度が高いほど、材料の疲労限度も高くなる；しかし、このタイプの材料の場合、降伏強度の向上は炭化物の大量析出に大きく依存するが、炭化物の大量析出と粗大化もこのタイプの材料の疲労限度を大幅に低下させる。したがって、このタイプの材料を、高強度、高穴拡げ特性および高疲労限度を兼ね備えるものにするための設計および製造は、非常に困難である。
発明の内容
本発明の目的は、引張強度≧７８０ＭＰａ、降伏強度≧６６０ＭＰａ、穴拡げ率特性の指標：元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率＞８５％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率＞１２０％；耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧５７０ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７２；より好ましくは、引張り強度≧７８０ＭＰａ、降伏強度≧６６０ＭＰａ、引張疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６００ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７５、穴拡げ率は、元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率＞８５％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率＞１２０％、疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯およびそれらの製造方法を提供することである。本発明にかかる超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は主に、自動車のシャーシやサスペンションシステム部品の製造に適用される。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
その組成が重量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１４％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．５５～２．００％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ≦０．００５％、Ｃｒ：０．１５～０．５０％、Ｖ：０．１～０．３５％、Ｎｂ：０．０１％～０．０６％、Ｍｏ：０．１５～０．５０％、およびＴｉ≦０．０２％であり、残部はＦｅと不可避的不純物であり；且つそれらの重量百分率で、上記の元素は、１．０≦［（Ｃｒ／５２）／（Ｃ／４）＋（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）］≦１．６という要件も満たす、疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｃ：０．０７～０．０９％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｓｉ：０．１～０．３％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｍｎ：１．７０～１．９０％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｃｒ：０．３５～０．５０％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｖ：０．１２～０．２２％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｍｏ：０．１５～０．３％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｎｂ：０．０２～０．０５％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ａｌ：０．０２～０．０４％である。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｔｉ≦０．００５％である。
より好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｔｉ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％である。
さらに、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、引張強度≧７８０ＭＰａ、降伏強度≧６６０ＭＰａ、穴拡げ率特性の指標：元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率＞８５％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率＞１２０％；耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧５７０ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７２のものである。
より好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６００ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７５のものである。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６４０ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．８のものである。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、Ａ５０≧１５．０％、より好ましくは≧１６．０％のものである。
好ましくは、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、穴拡げ率特性の指標：元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率≧９０％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率≧１２５％のものである。
本発明にかかる超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の微細組織は、下部ベイナイトを主体とするベイナイト微細組織である。
本発明にかかる鋼の成分設計において：
炭素（Ｃ）：炭素は、鋼板の強度、成形特性および溶接性に大きな影響を与える。炭素は他の合金元素と合金炭化物を形成し、鋼板の強度向上に寄与するが、炭素含有量が０．０７％未満であると、鋼の強度は目標要件を満たせず、炭素含有量が０．１４％を超えると、マルテンサイト組織および粗大なセメンタイトは生成しやすくなり、伸度および穴拡げ率の低下に繋がるため、本発明によれば、炭素含有量の範囲は０．０７～０．１４％に制御される。好ましい実施形態において、Ｃ含有量の範囲は０．０７～０．０９％とする。
ケイ素（Ｓｉ）：珪素は製鋼で脱酸に必要な元素であり、ある程度の固溶強化作用も有するが、０．１％未満であると、十分な脱酸効果を獲得しにくくなり；珪素含有量が０．５％を超えると、多角形のフェライト組織は生成しやすくなり、穴拡げ率の向上に不利であると共に、メッキ性の劣化にも繋がり、溶融亜鉛メッキ鋼板の生産に不利である。そのため、本発明によれば、ケイ素含有量は０．１～０．４％の範囲内に限定される。好ましい実施形態において、Ｓｉ含有量の範囲は０．１～０．３％とする。
マンガン（Ｍｎ）：マンガンは強度の向上に有効な元素であり、しかもコストも低いため、本発明はマンガンを主要な添加元素とする。しかし、マンガン含有量が２．００％を超えると、マルテンサイトは大量に生成し、穴拡げ特性に不利であり；マンガン含有量が１．５５％未満であると、鋼板の強度は不十分となる。したがって、本発明によれば、マンガン含有量は１．５５～２．００％に限定される。好ましい実施形態において、Ｍｎ含有量の範囲は１．７～１．９％とする。
アルミニウム（Ａｌ）：アルミニウムは製鋼過程において脱酸作用を有し、溶鋼の純粋度を向上させるために添加される元素である。アルミニウムは、鋼における窒素を固定して安定な化合物を形成させ、結晶粒を効率的に微細化することもできるが、アルミニウム含有量が０．０１％未満であると、効果が小さくなり：アルミニウム含有量が０．０５％を超えると、脱酸作用は飽和と成り、含有量をさらに増やすと、母材および溶接熱影響部に悪影響を及ぼす。したがって、本発明によれば、アルミニウム含有量は０．０１～０．０５％に限定される。好ましい実施形態において、Ａｌ含有量の範囲は０．０２～０．０４％とする。
ニオブ（Ｎｂ）：ニオブは変形オーステナイトの再結晶を有効に遅延させ、オーステナイト結晶粒の成長を阻止し、オーステナイトの再結晶温度を高め、結晶粒を微細化すると共に、強度と伸度を向上させることができる。しかし、ニオブ含有量が０．０６％を超えると、コストは高騰し、且つ効果も顕著でなくなるため、本発明によれば、ニオブ含有量は０．０６％以下に限定される。好ましい実施形態において、Ｎｂ含有量の範囲は０．０２～０．０５％とする。
バナジウム（Ｖ）：バナジウムの役割は、炭化物析出物の形成および固溶強化により鋼の強度を向上させることであるが、バナジウム含有量が０．３５％を超えると、その含有量をさらに増やしても効果は顕著ではなく、Ｖ含有量が０．１０％未満であると、沈殿強化効果は顕著でなくなる。したがって、本発明によれば、バナジウム含有量は０．１～０．３５％に限定される。好ましい実施形態において、Ｖ含有量の範囲は０．１２～０．２２％とする。
クロムとモリブデン（Ｃｒ、Ｍｏ）：クロムとモリブデンは、ＣＣＴ曲線におけるパーライトとフェライトの変態の潜伏期を延ばし、パーライトとフェライトの形成を阻害し、冷却においてベイナイト組織の獲得を容易にし、穴拡げ率の向上に有利である。それと共に、クロムとモリブデンは、圧延時のオーステナイト結晶粒の微細化および微細なベイナイトの生成に寄与し、且つ固溶強化および炭化物析出物の形成により鋼の強度を向上させるが、添加量が０．５％を超えると、コストは高騰し、溶接性は顕著に低下する。ＣｒとＭｏ含有量が０．１５％未満であると、ＣＣＴ曲線に対する影響は顕著でなくなる。したがって、本発明によれば、クロムとモリブデン含有量は両方とも０．１５～０．５％に限定される。好ましい実施形態において、Ｃｒ含有量の範囲は０．３５～０．５０％とする。好ましい実施形態において、Ｍｏ含有量の範囲は０．１５～０．３０％とする。
本文に記載の各元素の含有量範囲を互いに組み合わせて、本発明の１つまたは複数の好ましい技術的方案を形成できることは、理解すべきである。
また、上記の合金元素と炭素元素の量的関係はさらに、１．０≦［（Ｃｒ／５２）／（Ｃ／４）＋（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）］≦１．６という式を満たすべきであり、合金元素の添加は、固溶強化効果および炭化物析出効果により材料の強度を向上させることができる。しかし、固溶強化に比べて、炭化物析出効果のほうは、穴拡げ特性および疲労限度に対する悪影響が大きい。合金元素が多いほど、鋼における炭素元素と大量に結合し、粗大炭化物析出相を形成しやすくなる。したがって、設計基準を満たす強度および穴拡げ特性を兼ね備える材料の獲得を保証するために、合金元素と炭素元素の配合比を上記式で決定される範囲に入らせる必要がある。
チタン（Ｔｉ）：チタンは本発明において疲労限度を低下させる有害な元素に属し、Ｔｉ元素の添加で、このタイプの鋼種の強度を向上できるが、大きくて脆く、鋭いエッジを持つＴｉＮ粒子が生成し、疲労亀裂の潜在的な源となり、鋼材の疲労特性を大幅に低下させる。しかも、Ｔｉ元素の含有量が多いほど、形成されるＴｉＮ粒子のサイズも大きくなり、疲労特性に対する悪影響も酷くなる。また、Ｔｉ元素を大量に添加すると、粗大なＴｉＣの大量析出にも繋がり、穴拡げ特性を害する。したがって、Ｔｉ元素の含有量について、上限値を厳しく制御する必要がある。Ｔｉ元素を追加して添加しない場合、Ｔｉ≦０．０２％の必要があり、好ましくは、Ｔｉ≦０．００５％の必要がある。
鋼における不純物元素の上限は、Ｐ≦０．０１５％，Ｓ≦０．００４％，Ｎ≦０．００５％と制御され、鋼の品質が純粋なほど、効果も高くなる。さらにまた、最高の疲労限度を得るために、Ｔｉ元素の含有量が０．００３％未満であると保証する場合、Ｎ元素の含有量は≦０．００３％とする必要がある。
本発明にかかる疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の製造方法は、下記の工程を含む：
1)製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、ビレットを製錬・鋳造する；
2)圧延
ビレットを加熱し、加熱温度を１１００～１２５０℃にする；仕上圧延開始温度を９５０～１０００℃にし、仕上圧延終了温度を９００～９５０℃にする；
3)冷却・巻取り
以上のように圧延されたスラブを冷却速度≧３０℃／ｓで水冷し、巻取り温度を４５０～５８０℃にする；
4)酸洗。
さらに、工程３）で冷却して巻取りしてから、保温徐冷を行い、さらに酸洗し、ただし、保温緩冷ステップにおいて、４５０℃以上で２～４ｈ保温するように制御する。該保温徐冷において、熱延コイルを非加熱型保温装置に入れて、４５０℃以上で２～４ｈ保温しても良い。
上記工程２）において、スラブ加熱温度はオーステナイト結晶粒のサイズを影響する。超高強度複相鋼を製造する場合、ＶやＮｂなどの合金元素の添加で、炭化物を形成し、鋼板の強度を向上させる。スラブを加熱する時、これらの合金元素は、オーステナイトに溶解して完全な固溶体を形成しない限り、後段の冷却過程で微細な炭化物または窒化物を形成して強化作用を果たすことができないため、本発明によれば、スラブ加熱温度は１１００～１２５０℃に限定される。
上記工程２）において、仕上圧延終了温度が９００℃以上であると、微細で均一な組織が得られるが、仕上圧延終了温度が９００℃未満であると、熱間加工時に形成される帯状組織は残り、穴拡げ特性の向上に不利であるため、仕上圧延終了温度は９００℃以上に限定される。通常、圧延終了温度の上限を特に限定する必要が無いが、スラブ加熱温度を考慮すると、仕上圧延終了温度は９５０℃を超えない。
上記工程３）において、冷却速度を３０℃／ｓ以上に限定するのは、阻止過冷オーステナイトが多角形のフェライトやパーライトに変態すること、並びに高い温度で炭化物が析出することを阻止し、下部ベイナイトを主体とする微細組織を形成するためである。
上記工程３）において、巻取り温度は、高強度、高穴拡げ率および高疲労限度を得るために一番肝心なプロセスパラメータの一つである。巻取り温度が５８０℃を超えると、合金炭化物の激しい析出と粗大化により、フェライトの強度は低下し、鋼板の穴拡げ率および疲労限度のいずれにも悪影響を及ぼすが、一方、巻取り温度が４５０℃未満であると、より多くのマルテンサイト組織は形成し、材料の強度を向上させることができるが、穴拡げ率に悪影響を及ぼす。したがって、本発明によれば、巻取り温度は４５０～５８０℃に限定される。
さらに、熱間圧延保温の方法によって、このタイプの鋼種の引張強度をさらに向上させることができ、具体的には、巻取り後、熱間コイルを保温ピットに置き、熱間コイル自身の熱を利用して、４５０℃以上で２～４ｈ保温するように保温徐冷を行い、炭化バナジウムの微細な分散析出を促進することにより、穴拡げ率および疲労限度の顕著な低下を引き起こすことなく、本発明の材料の強度を顕著に向上させることができる。熱間コイルの保温プロセスにおいて、最低保温温度と保温時間は、最終製品の性能に影響を与える。ただし、保温温度が４５０℃未満であると、炭化バナジウム（モリブデン）が析出するための動力は不足となり、微細に分散した炭化バナジウム（モリブデン）析出物を形成できない。保温時間が２ｈ未満であると、炭化バナジウム（モリブデン）の析出は限られており、このタイプの鋼種の強度を向上できなくなるが、保温時間が４ｈを超えると、炭化バナジウム（モリブデン）が析出してから成長して粗大化し、このタイプの鋼種の穴拡げ率および疲労限度を顕著に低下させる。
自動車のシャーシやサスペンションシステム部品の材料に対する主な要求は、高強度および高穴拡げ特性であるが、７８０ＭＰａ以上の強度および少なくとも６０％以上の穴拡げ特性（元の穴は抜き穴）を達成するために、現在は通常、フェライトまたはフェライト＋ベイナイト組織を持つ鋼種（ベイナイト組織の含有量が５０％を超えるもの）を適用する。フェライトマトリックスは比較的に柔らかいので、通常、より多くの合金元素を添加して、固溶強化および微細な合金炭化物を形成することで、フェライトマトリックスを強化してより高い強度を得る必要がある。従来技術において、Ｔｉ元素は常にこのタイプの鋼種の強度を向上させるために必須なまたは任意選択的な有益元素として適用されたが、Ｔｉ元素は高温で、鋼におけるＮ元素と大きくて脆く、鋭いエッジを持つＴｉＮ粒子を形成し、このタイプの鋼種の穴拡げ特性に不利である。また、自動車用シャーシ部品の鋼材の疲労特性に対する要求がますます高くなるにつれて、本発明の研究により、大きくて脆く、鋭いエッジを持つＴｉＮ粒子が疲労亀裂の潜在的な源となり、このタイプの鋼種の疲労限度を大幅に低下させることは証明された。さらにまた、研究により、ＴｉＮ粒子は製鋼・連続鋳造（またはダイキャスト）過程で生成するため、後段の工程では、ＴｉＮ粒子のサイズや形態を変化させることもほとんどできないし、ＴｉＮ粒子を除去することもできないため、より高い穴拡げ特性および疲労特性を得るために、このタイプの鋼種は、Ｔｉ元素の含有量を可能な限り低減させる必要があることも見出された。
したがって、本発明はＴｉ元素フリーの成分設計構想を採用し、ＴｉＮ粒子の生成を低減させて高疲労限度を得るように、Ｔｉ元素を添加することなく、鋼におけるＴｉ含有量を厳しく制御すると共に、Ｍｏ－Ｖ複合および製造プロセスの最適化により、高強度、高穴拡げ率および高疲労限度を兼ね備える高強度熱間圧延鋼板を得る。該鋼板の組織は、鋼板の強度と靭性を保証するように、下部ベイナイトを主体とするベイナイト微細組織を有する。本発明にかかる鋼板の微細組織において、下部ベイナイトの組織含有量（体積比）は３０％～７０％の範囲内にある。下部ベイナイトの組織含有量が３０％未満であると、鋼板の強度は設計要求を満たせず；下部ベイナイトの組織含有量が７０％を超えると、鋼板の可塑性および穴拡げ特性を害する。ある実施形態において、本発明にかかる鋼板の微細組織において、下部ベイナイトの組織含有量は４０％～７０％である。合金元素Ｃｒ、Ｍｏを添加してフェライト変態領域を右にシフトさせることにより、臨界冷却速度を低下させることもできるし、下部ベイナイト組織の獲得も容易になる。ベイナイトの他に、本発明にかかる鋼板の微細組織はさらに、フェライト、炭化物析出物、および任意に焼戻マルテンサイトを含んでも良い。Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ合金元素を添加することにより、結晶粒を微細化し、分散した微細な炭化物を生成させ、鋼種の強度をより一層向上させる。しかし、炭化物は過剰に析出すると、さらに粗大化し、強度をより一層向上させることに不利であるだけでなく、鋼材の穴拡げ特性および疲労限度の低下にも繋がる。したがって、微細で分散的に分布した合金炭化物を得て、穴拡げ特性を向上させる目的を果たすように、最適化された熱間圧延プロセスが必要とされる。ある実施形態において、本発明にかかる鋼板の微細組織は、下部ベイナイトとフェライトの組織含有量の合計≧８０％、ただし、下部ベイナイトの組織含有量≧４０％のものである。
計測によれば、本発明で提供される超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯の特性は、下記の指標を満たす：
常温力学特性：
引張り強度≧７８０ＭＰａ；降伏強度≧６６０ＭＰａ。
穴拡げ率特性：
元の穴は抜き穴の場合：穴拡げ率は８５％を超える；
元の穴はリーマ穴の場合：穴拡げ率は１２０％を超える；
耐疲労特性：
高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧５７０ＭＰａ；
或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７２。
鋼の組成においてＴｉ≦０．００５％の場合、耐疲労特性は下記の指標を満たす：
高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６００ＭＰａ；
或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７５。
鋼の組成においてＴｉ≦０．００３％且つＮ≦０．００３％の場合、耐疲労特性は下記の指標を満たす：
高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６４０ＭＰａ；或いは
引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．８。
本発明で製造される超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯は、高強度、高穴拡げ特性および高疲労限度を兼ね備えており、前記超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯製品からは、溶融亜鉛メッキにより熱間圧延溶融亜鉛メッキ鋼板製品が得られ、該超高強度熱間圧延鋼板製品と鋼帯製品および溶融亜鉛メッキ鋼板製品は、自動車のシャーシやサスペンションシステム部品の製造に適用して自動車の「軽量化」を実現することができる。
図１は、本発明にかかる実施例Ｇ－１の鋼の微細組織の写真（１０００倍拡大）である。 図２は、比較例Ｐの鋼の微細組織におけるＴｉＮ粒子の形態の写真（１０００倍拡大）である。
具体的な実施形態
以下、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
表１に示される異なる組成の鋼を製錬してから、表２に示されるように加熱＋熱間圧延プロセスを実行し、厚さが４ｍｍ未満の鋼板を得た。横方向に沿ってＪＩＳ ５＃引張サンプルを採取して降伏強度および引張強度を測定し、板中央領域を採取して穴拡げ率および疲労限度を測定し、横方向サンプルを疲労限度の測定に使用し、サンプルサイズと実験方法はＧＢ ３０７５－２００８金属軸方向疲労試験方法を参照した；試験データを表２に示す。ただし、穴拡げ率は、中央部に穴のある試料をパンチ金型でダイ金型に押し込み、板の穴縁部がくびれたり貫通亀裂が生じたりするまで、試料の中央部の穴を拡げるといった穴拡げ試験で測定した。試料中央部の元の穴の製造方法は穴拡げ率の計測結果に大きな影響を与えるため、抜き穴およびリーマ穴によってそれぞれ試料中央部の元の穴を製造し、後段の試験および計測方法は、ＩＳＯ／ＤＩＳ １６６３０規格に規定される穴広げ率の計測方法に沿って行われた。疲労限度は、軸方向高サイクル引張疲労試験により測定し、ＧＢ ３０７５－２００８金属軸方向疲労試験方法を採用し、試験周波数を８５Ｈｚとし、負荷を１０００万回繰り返して掛けた後にも破壊しないサンプルの最大強度をその疲労限度ＲＬとした。
表１において、実施例Ａ～Ｈは本発明にかかる鋼であり、比較例Ｊ～Ｐでは、炭素またはマンガンまたはその他の合金元素の含有量が本発明の組成範囲から外れた。備考：表中、Ｍ（ａｌｌ）は組成中の（Ｃｒ／５２）／（Ｃ／４）＋（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）項の計算値を指す。
表１～３から分かるように、ＣやＭｎなどの合金成分が本発明の範囲から外れると、例えばＣとＭｎの含有量が低い場合、比較例Ｊおよび比較例Ｋの鋼の降伏強度は６６０ＭＰａを下回り、引張強度は７８０ＭＰａを下回った；ＣとＭｎの含有量が本発明の組成範囲を超える場合、熱間圧延された組織にはマルテンサイトが大量に含まれ、鋼の成形性に悪影響を及ぼし、穴拡げ特性を劣化させ、本発明の目的に不適切であり、例えば比較例ＩおよびＬの穴拡げ率はいずれも本発明よりも小さかった。
一方、Ｔｉ元素の含有量が本発明の範囲から外れると、鋼材の疲労限度に悪影響を及ぼす。例えば比較例Ｍ、Ｎ、Ｏ、Ｐを例にとると、比較例ＭおよびＰにおいて、Ｔｉ含有量が高まったことにより、鋼材は本発明で設計される強度基準を満たせたからといって、疲労限度は５７０ＭＰａよりも遥かに低く、疲労限度の比率も０．７２という最低設計基準よりも遥かに低かった；比較例ＮおよびＯにおいて、Ｔｉ含有量が低かったが、依然として本発明の最低上限値を超えたことにより、疲労限度および疲労限度の比率は本発明の要求を満たせなかった。それと共に、それらの２つの群の成分設計では、合金元素と炭素元素の配合比、即ちＭ（ａｌｌ）が本発明の設計の範囲に入らなかったため、２つの群の材料の穴拡げ特性はいずれも基準を満たせなかった。
表２～３から分かるように、コイルの圧延終了温度が低いと、例えば表２における比較用鋼Ａ－２およびＦ－１の場合、穴拡げ率は本発明の設計基準を満たせなかった；巻取り温度が５５０℃を超えると、例えば比較例Ｆ－２のように、パーライト組織および大量の炭化物析出物は発生し、穴拡げ特性を劣化させた。また、保温徐冷技術を採用する場合、例えば比較例Ｆ－３、Ｇ－３およびＨ－３のように、保温温度が低すぎると、炭化物の析出は阻害されることにより、鋼材の強度は不足となるが、保温時間が長すぎると、粗大な炭化物は大量に生成し、穴拡げ率に悪影響を及ぼした。
図１から分かるように、Ｇ－１の鋼は、Ｔｉ元素の含有量が極めて低く制御されたので、組織に大きな四角形のＴｉＮ粒子が無く、炭化物析出は主に微細に分散した（Ｍｏ，Ｖ）Ｃであった。一方、図２に示すように、比較例Ｐの鋼は、Ｔｉ元素によって強化する設計構想を採用したので、組織に大きな四角形のＴｉＮ粒子がよく見られ、且つ粒子の縁部で鋭いエッジを持っていた。また、本発明にかかる鋼には、ＭｏとＶの複合的な炭化物析出相からなる微細な分散析出物が分布している（図１に示すように）が、比較例Ｐの鋼のマトリックスにおけるＴｉＣ析出相（基体中的黒灰色団状、円形析出）は、サイズもより粗大で、分布も均一に分散していない（図２に示すように）ゆえ、材料の穴拡げ特性は低下した。
かくして、本発明は炭素マンガン鋼に基づき、組成範囲を合理的に制御し、且つ微量合金元素を添加し、Ｔｉ元素の含有量を制限し、汎用的な自動車用鋼生産ラインに基づき、巻取り温度をさらに制御し、且つ保温徐冷技術をさらに採用することにより、降伏強度Ｒｐ０．２≧６６０ＭＰａ、引張強度Ｒｍ≧７８０ＭＰａ、穴拡げ率≧８５％（元の穴は抜き穴）、穴広げ率≧１２０％（元の穴はリーマ穴）、高サイクル疲労限度ＲＬ≧５７０ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＲＬ／Ｒｍ≧０．７２、自動車のシャーシ、サスペンションなどの製品の製造に適用できる、穴拡げ特性および疲労特性の両方に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯を生産できる。
Figure 0007119135000001
Figure 0007119135000002
Figure 0007119135000003

Claims (14)

  1. その組成が重量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１４％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．５５～２．００％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ≦０．００５％、Ｃｒ：０．１５～０．５０％、Ｖ：０．１～０．３５％、Ｎｂ：０．０１％～０．０６％、Ｍｏ：０．１５～０．５０％、およびＴｉ≦０．０２％であり、残部はＦｅと不可避的不純物であり；且つ上記の元素は、１．０≦［（Ｃｒ／５２）／（Ｃ／４）＋（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）］≦１．６という要件も満たす、疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯であって、
    前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯は、引張強度≧７８０ＭＰａ、降伏強度≧６６０ＭＰａ、穴拡げ率特性の指標：元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率＞８５％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率＞１２０％；耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧５７０ＭＰａ、かつ引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７０であり、前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の微細組織において、下部ベイナイトの含有量は３０％～７０％を占める、疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  2. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｃ：０．０７～０．０９％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  3. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｓｉ：０．１～０．３％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  4. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｍｎ：１．７０～１．９０％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  5. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｃｒ：０．３５～０．５０％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  6. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｖ：０．１２～０．２２％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  7. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｍｏ：０．１５～０．３％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  8. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｔｉ≦０．００５％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  9. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の化学組成において、重量百分率で、Ｔｉ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％であることを特徴とする、請求項１に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  10. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯は、引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７２のものであることを特徴とする、請求項１～９のいずれかに記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  11. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯は、引張強度≧７８０ＭＰａ、降伏強度≧６６０ＭＰａ、穴拡げ率特性の指標：元の穴が抜き穴である場合の穴拡げ率＞８５％；元の穴がリーマ穴である場合の穴拡げ率＞１２０％；耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６００ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．７５のものであることを特徴とする、請求項１または８に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  12. 前記超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯は、耐疲労特性の指標：高サイクル疲労限度（１０００万回のサイクル）ＦＬ≧６４０ＭＰａ、或いは引張強度に対する疲労限度の比率ＦＬ／Ｒｍ≧０．８のものであることを特徴とする、請求項１または９に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯。
  13. 下記の工程を含む、請求項１～１２のいずれかに記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の製造方法。
    1)製錬・鋳造
    請求項１～９のいずれかに記載の化学組成に従って製錬・鋳造する；
    2)圧延
    加熱温度を１１００～１２５０℃にする；仕上圧延開始温度を９５０～１０００℃にし、仕上圧延終了温度を９００～９５０℃にする；
    3)冷却・巻取り
    冷却速度≧３０℃／ｓで、巻取り温度を４５０～５８０℃にする；
    4)酸洗。
  14. 工程３）で圧延して冷却、巻取りしてから、さらに４５０℃以上で２～４ｈ保温する保温徐冷を行うことを特徴とする、請求項１３に記載の疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板または鋼帯の製造方法。
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