JP2023510137A - 高い穴広げ率を有する熱間圧延高強度鋼ストリップ - Google Patents

高い穴広げ率を有する熱間圧延高強度鋼ストリップ Download PDF

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Abstract

本発明は、通常の合金元素Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌの慎重な選択と、微量元素の添加とによる高強度鋼に関する。これにより、高強度及び高い穴広げ率を有する鋼を製造することができる。本発明はまた、この高強度鋼を製造する方法にも関する。

Description

本発明は、高強度及び高い穴広げ率を有する熱間圧延鋼ストリップに関する。
高強度鋼は、自動車業界において、使用中の性能を向上させ、及び／又は自動車の重量を削減し、燃料消費量を削減するために使用されている。しかしながら、例えば、比較的複雑な形状の自動車部品、例えば、自動車のシャーシ及びサスペンションに見られる部品の場合には、高強度のみでは、例えば、使用中の性能を向上させるために十分ではない。例えば、自動車のシャーシ部品に高強度鋼を使用する価値は、事故の場合に部品の完全性（component integrity）を維持するために崩壊強度（collapse strength）を高めることであり得る。しかしながら、鋼の強度が高いほど、部品を形成するブランクのせん断縁（sheared edge）又はパンチ穴の縁（punched edge）において鋼を割裂させることなく、鋼を自動車部品に成形することはより困難になる。この理由は、ほとんどの場合、強度の増加が、変態硬化（transformation hardening）を介したミクロ組織内の低温変態生成物の存在から得られるためである。しかしながら、これにより、最終的なミクロ組織の硬度の差が大きくなり、伸びフランジ性（stretch flangeability）が犠牲になる。したがって、高強度多相鋼、例えば、ＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼の適用は、特定の自動車用途、例えば、非常に精密で複雑な形状のシャーシ及びサスペンション部品に対するこれらの鋼タイプの成形性によって制限され、多相ＣＰ鋼の適用もまた、ある程度制限される。
さらに、部品の軽量化のための一般的なアプローチは、高強度鋼を使用することと、使用する鋼シートの厚みを減らして軽量化することとである。しかしながら、これにより剛性が低下する可能性がある。剛性は、自動車のホワイトボディ、シャーシ及びサスペンションにおける用途、及び／又は、自動車の座席及び内部（interior）における用途にとって重要である。例えば、自動車のシャーシ部品の場合、剛性の欠如は、乗用車のハンドリング及び乗客の安全性を犠牲にするため、剛性は重要な性能パラメータである。自動車のシャーシ部品の製造に使用する鋼の厚みを減らすことによる剛性の本質的な損失は、例えば、より深いフランジを作製すること、且つ／或いは、伸び及び／又は曲げの程度が増加したフランジを作製することにより、部品の形状を最適化することによって回復させ得る。自動車エンジニアが形状の最適化によって部品の剛性の増強を追求し得るために、使用する高強度鋼は、良好な延伸性（stretchability）（又は引張伸び）及び優れた伸びフランジ性（又は穴広げ性能）の点で優れた成形性を有している必要がある。
近年、鋼サプライヤーは、適度な最大引張強度Ｒｍ及び適度な全伸びＡ５０又はＡ８０の両方を有する高強度鋼タイプを開発した。これらの機械的特性は、鋼タイプの強度及び延伸性に関する情報を提供する。
しかしながら、自動車産業における高強度鋼の特定の用途のために、鋼が良好な伸びフランジ性を有することもまた要件である。伸びフランジ性は、シートのフランジにおける成形性だけでなく、シートの開口部の端部における成形性を示す。伸びフランジ性は、通常、シートの円形のパンチ穴を押し広げることによって測定され、穴広げ率λで示される。穴広げ率λは、多くの場合、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して決定される。この規格は、以下で順守される。
本発明の目的は、高い穴広げ率を有する熱間圧延高強度鋼を提供することである。
本発明の目的はまた、良好な伸び及び高い穴広げ率を有する高強度鋼を提供することである。
本発明のさらなる目的は、７６０ＭＰａ以上の引張強度及び５０％以上の穴広げ率を有する高強度鋼を提供することである。
本発明の別の目的は、９６０ＭＰａ以上の引張強度及び４０％以上の穴広げ率を有する高強度鋼を提供することである。
さらに、本発明の目的は、そのような高強度鋼であって、９±１％以上の全伸びＡ５０又はＡ８０も有する高強度鋼を提供することである。
本発明によれば、
Ｃ：０．０２～０．１３重量％；
Ｍｎ：１．２０～３．５０重量％；
Ｓｉ：０．１０～１．００重量％；
Ａｌ＿ｔｏｔ：０．０１～０．１０重量％；
Ｔｉ：０．０４～０．２５重量％；
Ｎ：０～０．０１０重量％；
Ｐ：０～０．１０重量％；
Ｓ：０～０．０１重量％；
任意選択で、
Ｂ：０～０．００５重量％；
任意選択で、
Ｃｕ：０～１．５重量％
Ｃｒ：０～１．０重量％
Ｍｏ：０～１．０重量％
Ｎｉ：０～０．５０重量％
Ｖ：０～０．３０重量％
Ｎｂ：０～０．１０重量％
のうちの１種又は２種以上；
鉄及び不可避的不純物：残部
からなる、熱間圧延高強度鋼ストリップであって、
Ｔｉ＋Ｎｂが、０．２５重量％以下であり、
Ｃｒ＋Ｍｏが、１．０重量％以下であり、
鋼が、体積％で、
ベイナイト：８５％以上
マルテンサイト及び残留オーステナイト：１０％以下
セメンタイト：０％超５％以下
介在物：不可避な量
からなるミクロ組織を有し、ここで、これらの合計は１００体積％であり、
鋼ストリップが、以下の機械的特性：
引張強度：７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下；
全伸び（Ａ５０）：１０％以上；
穴広げ率（λ）値：５０％以上
を有するか、或いは、以下の機械的特性：
引張強度：９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下；
全伸び（Ａ５０）：９％以上；
穴広げ率（λ）値：４０％以上
を有する、鋼ストリップが提供される。
この組成をこのミクロ組織とともに熱間圧延鋼に使用することにより、高強度、すなわち、７６０ＭＰａ以上の強度及び高い穴広げ率λを有する鋼を提供することが可能になる。通常通り、強度が高いほど成形性は低くなる。これはまた、穴広げ率にも当てはまる。本発明による熱間圧延鋼が、中程度の引張強度、例えば７６０～９６０ＭＰａの引張強度を有する場合には、穴広げ率は５０％以上であり得る。例えば、引張強度が９６０～１３８０ＭＰａである高強度鋼の場合には、穴広げ率は、低くなり得、例えば、４０％以上であり得る。
本発明による組成を使用することにより、ほぼ完全にベイナイトからなるミクロ組織が提供される。好ましくは、マルテンサイト及び残留オーステナイトは存在しない。しかしながら、熱間圧延及び巻き取り条件により、いくらかのセメンタイトが存在するが、５％未満である。さらに、少量の炭化物、析出物及び不可避的介在物が、鋼中に存在する場合がある。
図１は、実施例及び比較例を説明するために本明細書で使用される、異なる形態のベイナイト（例えば、フェライトベイナイト（ＦＢ：Ferritic Bainite）、粒状ベイナイト（ＧＢ：Granular Bainite）、上部ベイナイト（ＵＢ：Upper Bainite）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ：Cementite-Free Bainite））及び別個の構成要素（building block）（例えば、不規則な形状のベイニティックフェライト（irregular-shaped bainitic ferrite）（タイプ１）、ラス状ベイニティックフェライト（タイプ２）、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）並びにマルテンサイト及び／又は残留ベイナイト（Ｍ／ＲＡ））の定義を概略的に示す図である。
高強度及び高成形性、特に高い穴広げ率は、通常の合金元素Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌの慎重な選択と、微量元素の添加とから得られる。本発明による組成で使用される元素は、本明細書において以下に記載される。
炭素は、０．０２～０．１３重量％で存在する。Ｃは、ベイナイト形成元素であり、引張伸び及び穴広げ性能の点で十分な強度及び成形性を提供する最終的なミクロ組織を実現するために不可欠な元素である。十分な強度を達成するために、適切な最小Ｃ含有量は、０．０２重量％であり、好ましい実施形態では少なくとも０．０３重量％である。低いＣ含有量、好ましい実施形態では、最大で０．１２重量％、好ましくは最大で０．０９重量％、より好ましくは最大で０．０６重量％のＣ含有量は、最終的なミクロ組織の均一性に対する冷却速度依存性の影響を抑制し、高い穴広げ性能を促進するのに有益である。さらに、Ｃは、炭化物形成性のマイクロ合金元素、例えば、チタン、ニオブ又はバナジウムと結合して析出強化を実現するために不可欠な元素であり、炭化物形成性のマイクロ合金元素は、最終的なミクロ組織のセメンタイトの量を抑えるためにＣを可能な限り除去する。その他の合金元素、例えば、Ｔｉ、Ｎｂ及び／又はＶを最適化することにより、セメンタイトをほとんど含まないほぼ均一なベイナイト／ベイニティックフェライトミクロ組織を得ることができる。
マンガンは、１．２０～３．５０重量％で存在する。Ｍｎは固溶体硬化を提供し、さらに低炭素ベイナイトミクロ組織を促進するために不可欠な元素である。Ｍｎはオーステナイトを安定化し、所定の温度でベイナイト変態を遅らせるため、良好な焼入れ性が保証される。非常に高いＭｎ含有量の欠点は、連続鋳造鋼スラブの中心偏析の増加と、表面品質の低下とである。したがって、好ましくは、Ｍｎ含有量は、最大２．２０重量％である。
ケイ素は、固溶体硬化により鋼の強度を向上させるために、０．１０～１．００重量％で存在する。さらに、Ｓｉはセメンタイトの形成を抑制するのに有益である。しかしながら、より多くの量のＳｉを使用すると、鋼の溶接性及び被覆性が低下する。したがって、Ｓｉの量は、好ましくは最大０．９５重量％であり、好ましい実施形態では最大０．７０重量％、さらには最大０．６０重量％である。
アルミニウムは、０．０１～０．１０重量％で存在する。Ａｌは脱酸元素であり、鋼の清浄度を向上させる。効果を発揮するには、少なくとも０．０１重量％のＡｌが必要である。しかしながら、Ａｌは表面欠陥を引き起こす可能性があり、したがって、Ａｌ含有量は、最大０．１０重量％、好ましくは最大０．０５重量％である。
チタンは、０．０４～０．２５重量％で存在する。この理由は、チタンは焼入れ性を提供するためと、炭化物形成元素として、小さなＴｉベースの炭化物の形成を介して析出強化を提供しながら、可能な限り少量のセメンタイトを形成するのに役立つためとである。しかしながら、Ｔｉはまた、鋼の特定の化学組成に応じて、Ｎ、Ｓ及びＣと結合して、窒化物及び炭硫化物を形成する。このため、少なくとも０．０４重量％のＴｉが存在して、鋼中のすべてのＮ及びＳと結合し、鋼中のＣと結合するのに十分に過剰なＴｉを有する。０．２５重量％超のＴｉが存在する場合には、粗いＴｉ窒化物、炭窒化物及び炭化物が形成され、熱間圧延前のスラブの再加熱中に溶解することは困難である。さらに、これらの粗いＴｉ窒化物、炭窒化物及び炭化物は、鋼の穴広げ性能の低下をもたらす。好ましくは、０．０９～０．２１重量％のＴｉが存在して、常に十分なＴｉを有するが、強い粗大化の危険を冒さない。特定の実施形態では、０．０９～０．２０重量％、さらには０．１１～０．２０重量％のＴｉが存在し得る。その他の実施形態では、０．１２～０．１８重量％のＴｉが存在し得る。
ホウ素は、鋼の必要な特性を得るために必要ないが、０．０００５～０．００５重量％、すなわち、５～５０ｐｐｍで存在してもよい。Ｂは、鋼の焼入れ性を増強するのに非常に効果的である。これは、初析フェライトが形成されないか、又はほとんど形成されない場合でも、ランアウトテーブルで低炭素含有量及び／又は低冷却速度を使用することができることを意味する。Ｂはまた、降伏強度を高めるのに非常に適した合金元素でもある。好ましくは、少なくとも１０ｐｐｍのＢが存在して、すべてのＢが窒化ホウ素となるわけではないことを確実にする。十分なＴｉが存在する場合には、最初に窒化チタンが形成され、窒化ホウ素の形成が防止される。これにより、ホウ素を含まない状態が維持されるので、鋼の焼入れ性に対する最適な貢献に好ましい。
窒素は、不可避的元素であり、可能な限り低くする必要がある。Ｎは、最大０．０１０重量％で存在する必要がある。ＮはＴｉと窒化チタンを形成し、再加熱中にオーステナイトの結晶粒径を制御するための分散質として機能する。しかしながら、過度なＮは、過度な粗いＴｉＮ粒子をもたらし、穴広げ性能を損ない得る。好ましくは、Ｎ含有量は、０．００５重量％（５０ｐｐｍ）以下である。適切な最小Ｎ含有量は１０ｐｐｍである。
リンは不純物として存在し、Ｐは、最大０．１０重量％で存在する必要がある。過度なＰが存在する場合には、粒界での偏析が促進され、靭性及び溶接性が低下する。好ましくは、Ｐ含有量は最大で０．０１重量％である。
硫黄もまた、不純物として存在し、最大０．０１重量％で存在する必要がある。鋳造中にＭｎＳ粒子が形成される。粗いＭｎＳ粒子は、熱間圧延中に伸長し、穴広げ性能を損ない、せん断縁の品質を低下させるため、望ましくない。鋼中のＴｉは、存在するＴｉの量に応じて、Ｓ及びＣと結合してＴｉ４Ｓ２Ｃ２粒子を形成し得る。これらのＴｉ４Ｓ２Ｃ２粒子は、粗い粒子であり、これらもまた、穴広げ性能及びせん断縁の品質を損なうため、避ける必要がある。好ましくは、Ｓは、最大０．００５重量％で存在する。
いくつかの任意選択の元素が、鋼に存在し得る。
銅は、最大１．５重量％で存在し得る。Ｃｕは、低炭素ベイナイトのミクロ組織を促進し得、固溶体硬化を提供し得る。その他の元素が同じ結果を提供する場合には、Ｃｕは、好ましくは最大０．６重量％、より好ましくは最大０．１重量％で存在する。一実施形態において、Ｃｕは経済的に好ましい元素ではないため、Ｃｕは鋼に添加されず、したがって、Ｃｕは不純物としてのみ存在する。
クロムは、最大１．０重量％で存在し得る。Ｃｒは、主に焼入れ性の向上による変態強化（transformation strengthening）により、鋼の強度を向上させる。好ましくは、Ｃｒは、最大０．９重量％で存在し、特定の実施形態において、Ｃｒは、最大０．６重量％、さらには最大０．５重量％で存在する。一実施形態において、Ｃｒは、鋼に添加されず、したがって、Ｃｒは不純物としてのみ存在する。
モリブデンは、最大１．０重量％で存在し得る。Ｍｏは焼入れ性を高め、低炭素ベイナイトミクロ組織を促進する。さらに、Ｍｏは炭化物形成元素であるため、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶと結合して複合炭化物析出物を形成し得る。これらのＭｏベースの複合炭化物は、熱的に安定しており、その後、粗大化する傾向が少ないことが知られている。しかしながら、Ｍｏは、経済的に好ましい元素ではなく、したがって、より少量、好ましくは最大０．９重量％で使用される。特定の実施形態において、Ｍｏは、より少量、例えば、最大０．３５重量％、さらには最大０．２重量％又は最大０．１重量％で存在する。一実施形態において、Ｍｏは鋼に添加されず、したがって、Ｍｏは不純物として存在する。しかしながら、その他の実施形態について、Ｍｏは、例えば、０．８重量％まで添加される必要があり、好ましくは０．００５～０．７重量％のＭｏ、より好ましくは０．１～０．６重量％のＭｏ、より一層好ましくは０．２～０．５重量％のＭｏが添加される。
ニッケルは、最大０．５重量％で添加され得る。Ｎｉは、高強度レベルにおける靭性及び焼入れ性を向上させ、高温脆性に関するＣｕの悪影響を軽減することができる。しかしながら、コストの観点から、最大０．３重量％のＮｉが賢明である。Ｃｕ含有量が０．５重量％を超える場合の高温脆性を防ぐために、Ｎｉを０．５重量％まで添加することができる。好ましくは最大０．３重量％、より好ましくは最大０．２重量％、さらには最大０．１重量％のＮｉが添加される。一実施形態において、Ｎｉは鋼に添加されず、したがって、Ｎｉは不純物としてのみ存在する。
バナジウムは、０．３重量％まで鋼に存在し得る。しかしながら、Ｖは比較的高価な元素であり、その析出強化効果のためにＴｉを置き換えるため、及び炭化バナジウムを形成してセメンタイトの形成を低減するために主に使用される。したがって、好ましくは、Ｖは、鋼に最大０．２重量％で存在する。特定の実施形態において、Ｖは、最大０．１８重量％、さらには最大０．１重量％で存在する。Ｖはまた、鋼に全く添加されない可能性もあり、したがって、Ｖは不純物として存在する。
ニオブは、０．１０重量％まで鋼に存在し得る。Ｎｂは、部分的には析出硬化によって、しかし何よりも結晶粒微細化によって鋼の強度を向上させる。しかしながら、大量のＮｂの場合には、これらの効果は飽和する。したがって、好ましくは、最大０．０８重量％のＮｂが存在する。特定の実施形態では、最大０．０６重量％のＮｂが存在し、好ましい実施形態において、０～０．０４重量％のＮｂが存在し、好ましくは、０．０１～０．０４重量％のＮｂが鋼に存在する。その他の実施形態において、Ｎｂは鋼に添加されず、したがって、Ｎｂは不純物として存在する。
Ｔｉ及びＮｂは鋼中で同じ機能を有するので、Ｔｉ及びＮｂは、最大０．２５重量％である必要がある。
同様に、Ｃｒ及びＭｏは、最大１．０重量％である必要がある。
高強度及び高い穴広げ率を得るために、熱間圧延鋼のミクロ組織は、体積％で、少なくとも８５％のベイナイトで構成されている必要がある。好ましくは、可能な限り高い穴広げ率を得るために、ベイナイトの量は可能な限り多く、ベイナイトの形成に伴い、少量のセメンタイトが形成される（５％未満）。さらに、少量の炭化物、析出物及び不可避的介在物が鋼に存在し得る。さらに、鋼は、最大１０％のマルテンサイト及び残留オーステナイトを含み得、好ましくは、最大５％のマルテンサイト及び残留オーステナイトを含む。
本発明の目的は、一方の十分な程度の強度と、他方の十分な程度の穴広げ性能及び引張伸びとを組み合わせた、主にベイナイトのミクロ組織を得ることである。
この文書において、ベイナイトという用語には、フェライトベイナイト（ＦＢ）、粒状ベイナイト（ＧＢ）、上部ベイナイト（ＵＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）が含まれると理解する必要がある。
図１は、実施例及び比較例を説明するために本明細書で使用される、異なる形態のベイナイト（例えば、フェライトベイナイト（ＦＢ）、粒状ベイナイト（ＧＢ）、上部ベイナイト（ＵＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）及び別個の構成要素（例えば、不規則な形状のベイニティックフェライト（タイプ１）、ラス状ベイニティックフェライト（タイプ２）、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）並びにマルテンサイト及び／又は残留ベイナイト（Ｍ／ＲＡ））の定義を概略的に示す図である。
これらはすべて「複合」ミクロ組織（“composite” microstructure）と認められ、全ミクロ組織は、これらの「複合」ミクロ組織の１種から構成され得るか、又はこれらの「複合」ミクロ組織の２種又は３種以上の混合物から構成され得る。次いで、「複合」ミクロ組織は、１種又は２種以上の相の成分又は「構成要素」から構成され得る。これらの構成要素は、
・内部の転位密度が比較的低い、不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）、
・内部の転位密度が比較的高い、ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）、
・ラスの境界（lath boundary）及び粒界に比較的粗い粒子として存在し、且つ／或いは旧オーステナイト粒界にも比較的粗い粒子としてある程度存在する、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、
・マルテンサイト及び／又は残留オーステナイト（Ｍ／ＲＡ）
である。
これらの「構成要素」のほとんどは、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）によって特定され得、これはまた、これらの「構成要素」の面積又は体積分率の定量も可能にする。これは、（１）内部の転位密度が比較的低い不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）、（２）内部の転位密度が比較的高いラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）、（３）マルテンサイト及び（４）残留オーステナイトに当てはまる。ＥＢＳＤを介してこれらの「構成要素」の特定及び定量を実行するための実験方法は、この文書の実施例の記載でさらに詳細に説明されている。ＥＢＳＤによってセメンタイトを正確に特定することはできず、ましてや定量することはできない。セメンタイトを可視化するために、４％ピクラール溶液で数秒間エッチングした後の鋼サンプルの研磨された断面に対して、光学顕微鏡が一般的に使用される。しかしながら、光学顕微鏡の解像度が限られており、セメンタイト粒子の粒径が小さいため、セメンタイトの量を非常に正確に定量することは不可能である。これはまた、セメンタイト粒子の粒径が小さく、その他のミクロ組織の特徴、例えば、部分的にエッチングされた（サブ）粒界がセメンタイトの正確な定量を妨げるため、走査型電子顕微鏡をエッチングされた鋼サンプルと組み合わせて使用する場合にも当てはまる。したがって、鋼サンプルのピクラールエッチングと組み合わせた光学顕微鏡法を第一に使用して、セメンタイトがミクロ組織に存在するか否かを評価した。全ミクロ組織に存在するセメンタイトは、主に、ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）からなる上部ベイナイト（ＵＢ）の存在に関連しており、したがって、この構成要素（ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２））の体積分率に含まれる。
フェライトベイナイト（ＦＢ）は、内部の転位密度が比較的低い、不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）粒から構成されている。ベイニティックフェライト粒に固溶することができない過剰な炭素は、炭化物形成元素（例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏ）とともに析出プロセスで消費される。その結果、不規則な形状のベイニティックフェライト粒のみを含み、セメンタイト及び／又はＭ＋ＲＡを含まないかほとんど含まないフェライトベイナイトをもたらす。上記元素、特にＴｉによって析出に十分な反応速度（kinetics）を提供する温度領域において変態が生じる場合に、このタイプのベイナイトは好まれる。このタイプのベイナイトの不規則な形状のベイニティックフェライト粒は、Ｔｉベースの炭化物析出物により最適に強化される。このタイプのベイナイトを形成する、この高い温度範囲はまた、その比較的低い内部の転位密度を説明し、これは、このタイプのベイナイトが主に拡散メカニズム（diffusional mechanism）を介して形成されるためである。
粒状ベイナイト（ＧＢ）は、内部の転位密度が比較的低い、不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）粒から構成されている。ベイニティックフェライトに固溶することができない過剰な炭素は、炭化物形成元素（例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏ）とともに析出プロセスで部分的にのみ消費される。その結果、不規則な形状のベイニティックフェライト粒子を含むだけでなく、不規則な形状のベイニティックフェライト粒同士の間にいくらかのＭ＋ＲＡを含む粒状ベイナイト（ＧＢ）をもたらす。相変態プロセス中に移動するフェライト－オーステナイト変態界面を横切る炭素分配に十分な反応速度を提供する温度領域において変態が生じる場合に、このタイプのベイナイトは好まれる。このタイプのベイナイトの不規則な形状のベイニティックフェライト粒は、Ｔｉベースの炭化物析出物により部分的にのみ強化される。このタイプのベイナイトを形成する、この高い温度範囲はまた、その比較的低い内部の転位密度を説明し、これは、このタイプのベイナイトが主に拡散メカニズムを介して形成されるためである。マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトの量は、制限される必要があり、これは、せん断及び成形操作中のこれらの相成分の周囲の応力集中が時期尚早の亀裂核形成につながる可能性があるためである。
上部ベイナイト（ＵＢ）は、ラスの境界にセメンタイトを含む、ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）で構成されている。このタイプのベイナイトは、比較的低い変態温度に有利であり、その結果、このラス状ベイニティックフェライトは、比較的高い内部の転位密度を有し、これは、概して、より高い変態温度で一般に形成される上記の不規則な形状のベイニティックフェライトの内部の転位密度よりも高くなる。ラス状ベイニティックフェライトは、主に、より変位型のメカニズム（displacive oriented mechanism）を介して形成される。上部ベイナイト（ＵＢ）を形成するためのより低い変態温度は、これらの条件下では十分な反応速度が得られないために炭化物形成元素（例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏ）による炭素の最適な析出と対立する。結果として、上部ベイナイト（ＵＢ）は、ラスの境界にかなりの量のセメンタイトを含む。上部ベイナイト（ＵＢ）は、粒状ベイナイト（ＧＢ）よりも亀裂伝播に対する耐性が高い。これは、そのかなり小さい（有効な）結晶学的パケットサイズ（crystallographic packet size）のためである（パケットは、ベイナイトの結晶学的ユニットに対応し、小角粒界（＜１５°）によって互いに分離された結晶学的サブユニットからなり、その他の隣接するパケットと大角粒界（≧１５°）を有する）。上部ベイナイト（ＵＢ）の小さな結晶学的パケットサイズ、ひいては大量の大角粒界は、亀裂伝播を阻止するのに有益である。このため、ラス状ベイニティックフェライトとラス間のセメンタイトからなる上部ベイナイト（ＵＢ）は、良好な穴広げ性能に望ましい。ＥＢＳＤは、セメンタイトを（正確に）検出することができず、且つ、ミクロ組織に存在するセメンタイトは、主に上部ベイナイト（ＵＢ）のラス状ベイニティックフェライト構成要素の間に存在するため、ＥＢＳＤによって測定されたラス状ベイニティックフェライトの量はまた、ミクロ組織に存在するセメンタイトの量を含む。
セメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）もまた、ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）で構成されている。しかしながら、上部ベイナイト（ＵＢ）とは対照的に、セメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）は、セメンタイトを含まないが、代わりにラスの境界にマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトを含む。上部ベイナイト（ＵＢ）と同様に、セメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）は、比較的低い変態温度に有利であり、その結果、このタイプのベイナイトのラス状ベイニティックフェライトは、上部ベイナイト（ＵＢ）と同様に比較的高い内部の転位密度を有する。セメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）はまた、上部ベイナイト（ＵＢ）と同様に、Ｔｉベースの炭化物析出物により部分的にのみ強化される。
上記のように、本発明の目的は、一方の十分な程度の強度と、他方の十分な程度の穴広げ性能及び引張伸びとを組み合わせた、主にベイナイトのミクロ組織を得ることである。このベイナイトミクロ組織は、主にフェライトベイナイト（ＦＢ）及び／又は上部ベイナイト（ＵＢ）から構成されており、粒状ベイナイト（ＧＢ）又はセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）は全く含まないか、少量だけ含む。
これらのベイナイトミクロ組織は、熱間圧延後の加速冷却と、ランアウトテーブル及び／又はコイラーでの低温における相変態の実現とによって得られ得る。不規則な形状のベイニティックフェライト粒の間又はラス状ベイニティックフェライトの束の間のマルテンサイト及び／又は残留オーステナイト（Ｍ／ＲＡ）の量を制御する必要があり、マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量を最大１０％、好ましくは最大５％、より好ましくは最大３％、より一層好ましくは最大２％、より一層好ましくは最大１％に制限する必要があり、最も好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトが存在しないように制限する必要がある。
いくらかのマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）は、許容され得、強度と、均一伸びと、不連続な降伏挙動の抑制とに有益であり得る。しかしながら、マルテンサイト及び残留オーステナイトが過度に多いと、これらの相成分がパンチング中に内部の微小なボイド及び亀裂の核形成を促進するため、穴広げ性能が犠牲になり得る。これらの鋼内部の微小なボイド及び亀裂の密度がパンチ穴の縁の近くで過度に高いと、これらの微小なボイド及び亀裂の整列（alignment）及び合体（coalescence）が、早期の巨視的な破壊（fracture）及び破損（failure）を促進するため、穴広げ性能が損なわれる。
鋳造中の偏析による、又は主に相変態中の炭素分配を介した、目的のベイナイトミクロ組織を得るための炭素富化領域もまた、炭化鉄又はセメンタイト（ＦｅｘＣｙ）の形成につながり得る。このセメンタイトは、上部ベイナイト（ＵＢ）の固有の構成要素であり、上部ベイナイト（ＵＢ）を形成するための変態温度における最適な炭化物析出についての不十分な反応速度の結果である。それにもかかわらず、セメンタイトを形成するために利用可能な過剰量の炭素は、炭素及び炭化物形成元素（例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏ）の量が適切に釣り合うように、本発明に従って制限され得る。これは不可欠であり、過度にセメンタイトが多いと、成形性全般、特に穴広げ性能の低下につながるためである。しかしながら、少量のこれらのかなり小さな硬質相成分が、せん断縁の顕著に向上した品質を得るのに役立ち得るため、全ベイナイトミクロ組織におけるいくらかのセメンタイトは有益である。せん断の影響域における少量のセメンタイトの存在と、結果として生じるせん断縁又はパンチ穴の縁上又はその近くに位置する少量のセメンタイトの存在とは、局所的な破損の核生成ポイントを提供するのに役立ち得る。このように、少量のセメンタイトの存在は、せん断中に、過度に引き裂くことなく巨視的な破壊とそれに続く鋼の分離を促進するのに役立ち、一般にせん断縁のより滑らかな表面、特にそのせん断縁の破壊域（fracture zone）を残す。これは、せん断縁の疲労寿命（fatigue live）、ひいては、自動車のシャーシ部品の性能に有益である。しかしながら、セメンタイトが過度に多いと、せん断縁に近い鋼内部の内部損傷が過度に大きくなる。これは、ボイドの合体のリスクを高め、破壊の伝播を促進し、最終的には、例えば穴広げ性能試験における、早期の巨視的な破壊及び破損につながる。これに関連して、相当量の上部ベイナイト（ＵＢ）が有益であり、これは、結晶学的パケットサイズが小さいこのタイプのベイナイトは、結晶学的パケットサイズが大きい粒状ベイナイト（ＧＢ）と比較して、亀裂伝播に対する耐性が高いためである。
本発明者らは、重量％で表される炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの量が、以下の式：
Figure 2023510137000002
 ［式中、Ｔｉ＿ｓｏｌは、固溶体中の遊離Ｔｉの量として定義され、以下の式：
Figure 2023510137000003
 で表される。ここで、Ｔｉ及びＮの量は、重量％で表されている。］
を満たす場合に、セメンタイトの量と、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量とが、本発明を満たして制限され得ることを見出した。
好ましくは、この式の下限は０．５５、より好ましくは０．７５であり、上限は好ましくは２．１、より好ましくは１．８であり、セメンタイトの量及び／又はマルテンサイト及び残留オーステナイトの量をさらに制限する。
第１の好ましい実施形態によれば、中程度の高強度及び非常に良好な穴広げ率を有する高強度鋼が供給される。この鋼は、以下の限定された範囲の元素：
Ｃ：０．０２～０．０６重量％、好ましくは０．０２～０．０５重量％；
Ｍｎ：１．３０～２．２０重量％、好ましくは１．３０～２．００重量％；
Ｓｉ：０．１０～０．６０重量％；
Ｔｉ：０．０９～０．２０重量％、好ましくは０．１２～０．２０重量％；
Ｂ：０．００１０～０．００４重量％、好ましくは０．００１０～０．００３重量％
のうちの１種又は２種以上を有し、且つ／或いは、
以下の限定された範囲の任意選択の元素：
Ｃｕ：０～０．５重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｃｒ：０～０．８重量％、好ましくは０～０．６重量％；
Ｍｏ：０～０．３５重量％、好ましくは０～０．２重量％、より好ましくは０～０．１重量％；
Ｎｉ：０～０．２重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｖ：０～０．１８重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｎｂ：０～０．０６重量％、好ましくは０～０．０４重量％、より好ましくは０．０１～０．０４重量％
のうちの１種又は２種以上を含み、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏが、１．６重量％以上２．４重量％以下であり、
鋼が、体積％で、
ベイナイト：８５％以上
マルテンサイト及び残留オーステナイト：５％以下
セメンタイト：０％超５％以下、好ましくは０．０１％以上４％以下、より好ましくは０．０２％以上３％以下、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下、最も好ましくは０．０２％以上１％以下
介在物：不可避な量
からなるミクロ組織を有する。
炭素の量が限られているため、強度はそれほど高くないが、同時にＭｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏの量は、少なくとも１．６重量％である必要がある。このようにして、少なくとも８５％のベイニティックフェライトを有するミクロ組織を得ることができ、非常に良好な穴広げ率をもたらす。
この好ましい実施形態についてのすべての元素の制限は、上記の各元素量の選択に関する説明と一致しているが、鋼の強度が過度に低いと使用中の鋼の性能を低下させるため、鋼の強度が過度に低くならないように選択され、鋼の強度が過度に高いと一般に穴広げ率及び成形性が損なわれるため、鋼の強度が過度に高くならないように選択される。
好ましくは、この鋼のミクロ組織が、マルテンサイト及び残留オーステナイトを４％以下で有し、より好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを３％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを２％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを１％以下で有し、最も好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを有しない。特に、マルテンサイトは強度を高めるが、残留オーステナイトのように、鋼の穴の拡張を低下させるため、両方の相成分が少量で存在する必要がある。マルテンサイトが存在しないことが、成形性に最良である。
本発明による高強度鋼ストリップのこの好ましい実施形態の組成及びミクロ組織は、好ましくは、以下の機械的特性：
降伏強度：５７０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下、
引張強度：７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下、
全伸び（Ａ５０）：１０％以上、及び／又は
穴広げ率（λ）値：５０％以上、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上、最も好ましくは８０％以上
を有する。
したがって、この鋼タイプは、８００ＭＰａの強度を有し、要求の厳しい自動車部品に関する非常に良好な穴拡張を有する本質的にベイナイトである鋼を提供するのに非常に適している。
第２の好ましい実施形態によれば、向上した高強度及び良好な穴広げ率を有する高強度鋼が供給される。この鋼は、以下の限定された範囲の元素：
Ｃ：０．０３～０．１２重量％、好ましくは０．０４～０．０９重量％；
Ｍｎ：１．５０～２．２０重量％、好ましくは１．６０～２．００重量％；
Ｓｉ：０．２０～０．９５重量％、好ましくは０．４０～０．７０重量％；
Ｔｉ：０．１０～０．２０重量％、好ましくは０．１２～０．１８重量％；
Ｂ：０．００１０～０．００４重量％、好ましくは０．００１０～０．００３重量％
のうちの１種又は２種以上を有し、且つ／或いは、
以下の限定された範囲の任意選択の元素：
Ｃｕ：０～０．５重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｃｒ：０～０．８重量％、好ましくは０～０．５重量％；
Ｍｏ：０～０．８重量％、好ましくは０．００５～０．７重量％、より好ましくは０．１～０．６重量％、より一層好ましくは０．２～０．５重量％；
Ｎｉ：０～０．２重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｖ：０～０．１８重量％、好ましくは０～０．１重量％；
Ｎｂ：０～０．０６重量％、好ましくは０～０．０４重量％、より好ましくは０．０１～０．０４重量％
のうちの１種又は２種以上を含み、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏが、２．３重量％以上であり、
鋼が、体積％で、
ベイナイト：９０％以上
マルテンサイト及び残留オーステナイト：５％以下
セメンタイト：０％超５％以下、好ましくは０．０１％以上４％以下、より好ましくは０．０２％以上３％以下、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下、最も好ましくは０．０２％以上１％以下
介在物：不可避な量
からなるミクロ組織を有し、ここで、これらの合計は１００体積％である。
合金元素の量が多いため、特にＣの量が多く、Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏの量が少なくとも２．３重量％でなければならないため、より高い強度を得ることができる。一方で、ミクロ組織は９０％以上のベイナイトを含み、その結果、穴広げ率はやや低くなる。
好ましくは、この鋼のミクロ組織は、マルテンサイト及び残留オーステナイトを４％以下で有し、好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを３％以下で有し、より好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを２％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを１％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを有しない。ここでも、穴広げ率を損なわないように、特にマルテンサイト及び残留オーステナイトの量は多くしてはならない。
好ましくは、Ｃｒ＋２Ｍｏ≧０．２０重量％、より好ましくはＣｒ＋２Ｍｏ≧０．３０重量％、最も好ましくはＣｒ＋２Ｍｏ≧０．４０重量％である。Ｍｎの量を減少させるために、より多くのＣｒ＋２Ｍｏを添加する。せん断縁の品質又は穴広げ性能を損ない得る中心偏析を抑制するために、より多くのＣｒ＋２Ｍｏを添加する必要がある。
本発明による高強度鋼ストリップのこの好ましい実施形態の組成及びミクロ組織は、好ましくは、以下の機械的特性：
降伏強度：６７０ＭＰａ以上９９０ＭＰａ以下、
引張強度：９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下、
全伸び（Ａ５０）：９％以上、及び／又は
穴広げ率（λ）値：４０％以上、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上
を有する。
したがって、この鋼タイプは、１０００ＭＰａの強度を有し、要求の厳しい自動車部品に関する良好な穴拡張を有する本質的にベイナイトである鋼を提供するのに非常に適している。
好ましくは、この鋼タイプは、６０％以上のラス状ベイニティックフェライトと、４０％以下の不規則な形状のベイニティックフェライトとを含むミクロ組織を有する。上記のように、これは高強度及び高い穴広げ率を有する鋼を提供するのに有益である。
良好な穴広げ率が必要な場合には、乗用車又はトラックの部品、例えば、自動車のシャーシ部品、ホワイトボディの部品、又は乗用車若しくはトラックのフレーム若しくはサブフレームの部品は、好ましくは、上記のような鋼ストリップから製造される。
本発明の第２の態様によれば、上記のような高強度鋼を製造する方法が提供される。この方法は、請求項１３及び１４に記載されている。特に、以下の実施例からわかるように、製造方法の巻き取り温度は重要である。
次に、以下の非限定的な実施例を参照して、本発明を説明する。
例１
表１．１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｒを、表１．２及び１．３に示す条件下で約３．５ｍｍの厚みに熱間圧延し、それぞれ鋼シート１Ａ～１７Ｒ及び１８Ａ～３３Ｐを製造した。これらの鋼シートは、６７０ＭＰａ以上９９０ＭＰａ以下の降伏強度、９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下の引張強度、９％以上の全（Ａ５０）引張伸び、及び４０％以上の穴広げ率λを実現することを目的に製造された。
鍛造鋼ブロックを再加熱して約１２４０℃の温度（ＲＨＴ）にし、この温度で約４５分間保持した。再加熱後、鍛造ブロックを熱間圧延し、５回の圧延パスで厚み３５ｍｍから約３．５ｍｍに圧下した。最終圧延パス（ＴＩＮ）の温度は、９６０～９９０℃であった。仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）は、８７５～９１５℃であった。最終圧延パスの後、熱間圧延鋼をランアウトテーブルに移送し、水及び空気の混合物により４５０～４９５℃の温度（加速冷却を停止する温度（ＴＳＡＣ：Stop Accelerated Cooling Temperature））に４０～１００℃の冷却速度で積極的に冷却した。次いで、鋼を炉に移送して、緩やかなコイル冷却を繰り返した。これは、４５０℃（表１．２）及び５００℃（表１．３）の炉温度（ＣＴ－巻き取り温度）で行われた。
ＥＢＳＤ測定を、導電性樹脂に取り付けられ、１μｍまで機械的に研磨された、圧延方向に平行な断面（ＲＤ－ＮＤ面）に対して実施した。完全に変形のない表面を得るために、最終研磨ステップをコロイダルシリカ（ＯＰＳ）により行った。
ＥＢＳＤ測定に使用する走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）は、電界放出銃（ＦＥＧ－ＳＥＭ）を備えたＺｅｉｓｓ Ｕｌｔｒａ ５５マシン及びＥＤＡＸ ＰＥＧＡＳＵＳ ＸＭ ４ＨＩＫＡＲＩ ＥＢＳＤシステムである。ＥＢＳＤスキャンをシートのＲＤ－ＮＤ面で収集した。サンプルをＳＥＭで７０°の角度で配置した。加速電圧は、１５ｋＶであり、高電流オプションはオンであった。１２０μｍのアパーチャ（aperture）を使用し、スキャン中の通常の作動距離は１７ｍｍであった。サンプルの高い傾斜角を補正するために、スキャン中にダイナミックフォーカス補正を使用した。
ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ（ＴＳＬ）ソフトウェア：「Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＯＩＭ）ＤａｔａＣｏｌｌｅｃｔｉｏｎバージョン７．２」を使用して、ＥＢＳＤスキャンを捕捉した。通常、以下のデータ収集設定を使用した：バックグラウンド減算と組み合わせた５×５ビニングにおけるＨｉｋａｒｉカメラ（標準モード）。すべての場合で、サンプル厚みの１／４の位置に、スキャン領域を位置付け、スキャン領域に非金属介在物が含まれるのを可能な限り回避するように注意した。
すべての場合で、ＥＢＳＤスキャンサイズは１００×１００μｍ、ステップサイズは０．１μｍ、スキャン速度は約１００フレーム／秒であった。Ｆｅ（α）及びＦｅ（γ）を、菊池パターンのインデックスに使用した。データ収集中に使用したＨｏｕｇｈ設定は、以下のとおりである：
ビニングパターンサイズ（Binned pattern size）：約９６；
θセットサイズ（theta set size）：１；
ｒｈｏフラクション（rho fraction）：約９０；
最大ピークカウント：１０；
最小ピークカウント：５；
Ｈｏｕｇｈタイプ（Hough type）の設定：クラシック（classic）；
Ｈｏｕｇｈ解像度（Hough resolution）の設定：低；
バタフライコンボリューションマスク（butterfly convolution mask）：９×９；
ピーク対称性：０．５；
最小ピーク振幅（minimum peak magnitude）：１０；
最大ピーク距離：２０。
ＥＢＳＤスキャンを、ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアバージョン「８．０×６４［１２－１４－１６］」により、評価した。通常、データセットをＲＤ軸に対して９０°回転させて、測定方向に対して適切な方向でスキャンを取得した。標準の結晶粒拡張クリーンアップ（grain dilation clean-up）を実行した（結晶粒の許容誤差角度（ＧＴＡ：Grain Tolerance Angle）：５°、最小結晶粒サイズ：５ピクセル、使用した基準：結晶粒が、単一の拡張反復クリーンアップのために複数行を含む必要がある（a grain must contain multiple rows for a single dilation iteration clean-up））。次いで、疑似対称クリーンアップ（pseudo-symmetry clean-up）（ＧＴＡ：５、軸角度：３０°＠１１１）を適用した。
マルテンサイトの量を決定するために、ＥＢＳＤ画像品質（ＩＱ：Image Quality）マップを使用した。ＩＱが低い領域をＭＳエリアとして特定した。所与の実験条件では、通常、低いＩＱ閾値はＩＱヒストグラムのピーク－最大位置の約０．４（≒ 0.4 of the peak-maximum position）であった。しかしながら、低いＩＱ閾値をスキャンごとに手動でチェックして、マルテンサイトの面積分率に粒状ベイナイト又は上部ベイナイト領域からの粒界が含まれないようにした。
ＥＢＳＤのカーネル平均方位差（ＫＡＭ：Kernel Average Misorientation）マップの計算では、５番目に近い隣接部位を使用し、最大方位差は５°であった（カーネル内のすべてのポイントをＫＡＭ計算に使用した）。カーネル平均方位差は内部の転位密度の尺度であるため、カーネル平均方位差は、ベイニティックフェライトのタイプの特徴と認められる。内部の転位密度が比較的低い領域は、ＫＡＭ値が０～１°である領域に主に対応し、不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）領域（フェライトベイナイト（ＦＢ）及び粒状ベイナイト（ＧＢ）の構成要素）に分類される。内部の転位密度が比較的高い領域は、ＫＡＭ値が１～５°である領域に主に対応し、ラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）及びマルテンサイトに分類される。ラス状ベイニティックフェライト（上部ベイナイト（ＵＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）の構成要素）の量を決定するために、前の段落に記載の低ＩＱ基準によって決定したマルテンサイトの面積分率を、ＫＡＭ値が１～５°である面積分率から差し引いた。ＥＢＳＤはセメンタイトを（正確に）検出することができず、且つ、ミクロ組織に存在するセメンタイトは上部ベイナイト（ＵＢ）のラス状ベイニティックフェライト構成要素の間に主に存在するため、ＥＢＳＤによって測定されたラス状ベイニティックフェライトの量はまた、ミクロ組織に存在するセメンタイトの量も含む。
引張試験及び穴広げ性能試験の前に、熱間圧延シートをサンドブラストして酸化物層を除去した。表１．２のシート１Ａ～１７Ｒ及び表１．３のシート１８Ａ～３３Ｐの報告した引張特性は、ＥＮ １０００２－１／ＩＳＯ ６８９２－１（２００９）に準拠した圧延方向に平行な引張試験によるＡ５０引張形状に基づく（Ｒｐ＝０．２％耐力（offset proof）又は降伏強度；Ｒｍ＝最大引張強度；ＹＲ＝Ｒｍに対するＲｐとして定義される降伏比；Ａｇ＝均一引張伸び；Ａ５０＝引張伸び）。伸びフランジ性の基準となる穴広げ率λを決定するために、各シートから３個の正方形のサンプル（９０×９０ｍｍ２）を切り出し、次いで、サンプルに直径１０ｍｍの穴をフラットパンチでパンチングした。サンプルの穴広げ試験を、上部のバリに関して（with upper burring）行った。６０°の円錐パンチを下から押し上げ、厚み方向の亀裂が形成されたときに穴の直径ｄｆを測定した。穴広げ率λを、以下の式：
Figure 2023510137000004
 （式中、ｄ０＝１０ｍｍである）
を使用して計算した。シート１Ａ～１７Ｒ及びシート１８Ａ～３３Ｐのλ値をそれぞれ表１．２及び表１．３に示す。
鋼Ａ～Ｇは本発明の鋼である。これらの鋼について、以下の式：
Figure 2023510137000005
 ［式中、
上記式の上記元素は、重量％で表され、
固溶体中のチタンの量Ｔｉ＿ｓｏｌは、以下の式：
Figure 2023510137000006
 で定義され、ここで、Ｎは、重量％で示されている。］
によって、炭化物形成元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏの合計によるＣの量の除算として定義される原子比Ａは、０．４５～２．２（端点を含む）である。発明者らは、表１．１に示す原子比が０．６以上１．６以下である鋼Ａ～Ｆについて、表１．３に示すプロセス設定によって、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が、表１．３に示すように０．５％以下であり、且つ、表１．２に示すプロセス設定によって、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が、表１．２に示すように０．７％以下であることを見出した。これらの例はまた、マルテンサイト及び残留オーステナイトが存在する必要がないことも示している。
表１．１に記載された組成を有し、原子比Ａが０．４５～２．２（端点を含む）である鋼Ａ～Ｇはすべて、本発明の実施例として認められ、表１．２において対応する本発明の鋼シート１Ａ～７Ｇ及び表１．３において対応する本発明の鋼シート１８Ａ～２４Ｇはすべて、６７０ＭＰａ以上９９０ＭＰａ以下の降伏強度、９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下の引張強度、９％以上のＡ５０引張伸び、及び４０％以上の穴広げ率λを有する。
これらの特性は、フェライトベイナイト（ＦＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物からなるミクロ組織に由来し、後者は体積分率が６０％以上、典型的には６５～８０％である主要な相成分である。結果として、これらすべてのミクロ組織は、光学顕微鏡による目視検査に基づいてセメンタイトの存在の証拠を示している。セメンタイトの量の正確な定量は事実上不可能であるが、すべての実施例のセメンタイトの割合は最大で５％であると評価される。フェライトベイナイト（ＦＢ）の体積分率は、これらの実施例ではかなり低く、すなわち、約２０～３５％である。マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量は、すべての場合で１％未満であり、場合によっては、マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトは存在しない。ひいては、これらすべての実施例において、粒状ベイナイト（ＧＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）の量は、あまり認められない。
表１．１に記載の組成を有し、原子比Ａが２．２超である鋼Ｈ～Ｒは、すべて比較例と認められ、表１．２において対応する鋼シート８Ｈ～１７Ｒ及び表１．３において対応する鋼シート２５Ｈ～３３Ｐは、過度に高い降伏強度を有するか、或いは、９６０ＭＰａ未満の引張強度を有するか、或いは、Ａ５０引張伸びが９％未満又は穴広げ率λが４０％未満であるという点で過度に低い成形性を有する。
これらの特性は、実施例のようにフェライトベイナイト（ＦＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物から構成されるが、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の割合の増加又はマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の増加のいずれかに関して、実施例といくつかの本質的な違いを有するミクロ組織に由来する。これらの違いは、以下の比較例：
表１．２の比較例１０Ｊ～１２Ｌ及び表１．３の比較例２７Ｊ～２９Ｌ、並びに
表１．２の比較例１３Ｍ～１７Ｒ及び表１．３の比較例３０Ｍ～３３Ｐ
で強調されている。
実施例とは対照的に、表１．２の比較例１０Ｊ、１１Ｋ及び１２Ｌ並びに表１．３の比較例２７Ｊ、２８Ｋ及び２９Ｌのセメンタイトの割合は、５％超であると評価されている。この量のセメンタイトは、成形性、すなわち引張伸び及び／又は穴広げ性能を損なうと考えられている。
表１．２の比較例１３Ｍ～１７Ｒ及び表１．３の比較例３０Ｍ～３３Ｐの場合には、上部ベイナイト（ＵＢ）の量はかなり少なく、典型的な値は５０～６０％であり、フェライトベイナイト（ＦＢ）の量はかなり多く、典型的な値は約３５～５５％である。これらの比較サンプルの場合には、実施例の場合のように、セメンタイトの割合は０％超５％以下であると評価される。しかしながら、顕微鏡分析は、表１．２の比較例１３Ｍ～１７Ｒ及び表１．３の３０Ｍ～３３Ｐについて、炭素がマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトの形成をもたらしたことを示している。マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量は、すべての場合で１％超であり、ほとんどの場合、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量は、（十分に）４％を超えている。これは、これらの比較例では、粒状ベイナイト（ＧＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）の量が増加していることを示す。フェライトベイナイト（ＦＢ）の増加に伴う上部ベイナイト（ＵＢ）の割合の低下と、ＧＢ及び／又はＣＦＢの量の増加とは、これらの比較例の穴広げ性能が、この場合における実施例で観察された穴広げ性能よりも低いことに寄与すると考えられる。
降伏強度が６７０ＭＰａ以上９９０ＭＰａ以下であり、引張強度が９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下であり、Ａ５０引張伸びが９％以上であり、穴広げ率λが４０％以上である鋼を達成するために、鋼のミクロ組織は、
・少なくとも９０％のベイナイト、好ましくは少なくとも９５％のベイナイト、より好ましくは少なくとも９７％のベイナイト、より一層好ましくは少なくとも９８％のベイナイト、最も好ましくは少なくとも９９％のベイナイト
を含む必要があり、ここで、このベイナイトは、Ｔｉベースの複合炭化物析出物により強化された、主たる上部ベイナイト（ＵＢ）及びわずかな寄与（minor contribution）のフェライトベイナイト（ＦＢ）の混合物で構成され、それにおける鋼の全体的なミクロ組織は、
・少なくとも６０％のラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）（０％超５％未満のセメンタイト、好ましくは０．０１％以上４％以下のセメンタイト、より好ましくは０．０２％以上３％以下のセメンタイト、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下のセメンタイト、最も好ましくは０．０２％以上１％以下のセメンタイトを含む）、
・最大４０％の不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）、及び
・最大５％のマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）、好ましくは最大３％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、より好ましくは最大２％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、より一層好ましくは最大１％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、最も好ましくは不存在のマルテンサイト及び残留オーステナイト
で構成される。
Figure 2023510137000007
Figure 2023510137000008
Figure 2023510137000009
例２
表２．１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｊを、表２．２、２．３及び２．４に示す条件下で約３．５ｍｍの厚みに熱間圧延し、それぞれ鋼シート１Ａ～６Ｆ、７Ａ～１６Ｊ及び１７Ｇ～２０Ｊを製造した。これらの鋼シートは、５７０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の降伏強度、７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下の引張強度、１０％以上の全（Ａ５０）引張伸び、及び５０％以上の穴広げ率λを実現することを目的に製造された。
鍛造鋼ブロックを再加熱して約１２４０℃の温度（ＲＨＴ）にし、この温度で約４５分間保持した。再加熱後、鍛造ブロックを熱間圧延し、５回の圧延パスで厚み３５ｍｍから約３．５ｍｍに圧下した。最終圧延パス（ＴＩＮ）の温度は、９６０～９９０℃であった。仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）は、８７０～９０５℃であった。最終圧延パスの後、熱間圧延鋼をランアウトテーブルに移送し、水及び空気の混合物により一定の温度（加速冷却を停止する温度（ＴＳＡＣ））に４０～１００℃の冷却速度で積極的に冷却した。ランアウトテーブルでの冷却後、鋼を炉に移送して、４５０℃（表２．２）、５５０℃（表２．３）及び５００℃（表２．４）の炉温度（ＣＴ－巻き取り温度）で緩やかなコイル冷却を繰り返した。これらの試験の出口ランアウトテーブル温度（ＴＥ）は、それぞれ４６５～５１０℃、５４０～５８０℃及び５００～５５０℃であった。
不規則な形状のベイニティックフェライト、ラス状ベイニティックフェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量を決定するために使用するＥＢＳＤ手順は、例１で説明した手順と同じである。
引張試験及び穴広げ性能試験の前に、熱間圧延シートをサンドブラストして酸化物層を除去した。表１．２のシート１Ａ～６Ｆ、表２．３のシート７Ａ～１６Ｊ及び表２．４のシート１７Ｇ～２０Ｊの報告した引張特性は、ＥＮ １０００２－１／ＩＳＯ ６８９２－１（２００９）に準拠した圧延方向に平行な引張試験によるＡ５０引張形状に基づく（Ｒｐ＝０．２％耐力又は降伏強度；Ｒｍ＝最大引張強度；ＹＲ＝Ｒｍに対するＲｐとして定義される降伏比；Ａｇ＝均一引張伸び；Ａ５０＝引張伸び）。伸びフランジ性の基準となる穴広げ率λを決定するために、各シートから３個の正方形のサンプル（９０×９０ｍｍ２）を切り出し、次いで、サンプルに直径１０ｍｍの穴をフラットパンチでパンチングした。サンプルの穴広げ試験を、上部のバリに関して行った。６０°の円錐パンチを下から押し上げ、厚み方向の亀裂が形成されたときに穴の直径ｄｆを測定した。穴広げ率λを、以下の式：
Figure 2023510137000010
 ［式中、ｄ０＝１０ｍｍである。］
を使用して計算した。シート１Ａ～６Ｆ、シート７Ａ～１６Ｊ及びシート１７Ｇ～２０Ｊのλ値をそれぞれ表２．２、表２．３及び表２．４に示す。
鋼Ａ～Ｉは本発明の鋼である。これらの鋼について、以下の式：
Figure 2023510137000011
 ［式中、
上記式の上記元素は、重量％で表され、
固溶体中のチタンの量Ｔｉ＿ｓｏｌは、以下の式：
Figure 2023510137000012
 で定義され、ここで、Ｎは、重量％で示されている。］
によって、炭化物形成元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏの合計によるＣの量の除算として定義される原子比Ａは、０．４５～２．２（端点を含む）である。発明者らは、表２．１に示す原子比が０．８以上１．４以下である鋼Ａ～Ｉについて、表２．２に示すプロセス設定によって、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が、表２．２に示すように０．２％以下であり、且つ、表２．３に示すプロセス設定によって、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が、表２．３に示すように３．９％以下であり、且つ、表２．４に示すプロセス設定によって、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が、表２．４に示すように４．２％以下であることを見出した。これらの例はまた、マルテンサイト及び残留オーステナイトが存在する必要がないことも示している（表２．２参照）。
表２．１に記載された組成を有し、原子比Ａが０．４５～２．２（端点を含む）である鋼Ａ～Ｉはすべて、本発明の実施例として認められ、表２．２において対応する本発明の鋼シート１Ａ、２Ｂ及び４Ｄ～６Ｆ、表２．３において対応する本発明の鋼シート７Ａ～１５Ｉ及び表２．４において対応する本発明の鋼シート１７Ｇ～１９Ｉはすべて、５７０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の降伏強度、７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下の引張強度、１０％以上のＡ５０引張伸び、及び５０％以上の穴広げ率λを有する。表２．１に示す組成を有し、原子比Ａが２．２をはるかに超える鋼Ｊは、比較例として認められ、穴広げ率λが５０％未満であるために、表２．３において対応する鋼シート１６Ｊ及び表２．４において対応する鋼シート２０Ｊは、比較例として認められる。
降伏強度が５７０以上９００ＭＰａ以下であり、引張強度が７６０以上９６０ＭＰａ以下であり、全（Ａ５０）引張伸びが１０％以上であり、穴広げ率λが５０％以上である鋼の製造には、５２０～５７０℃の巻き取り温度を使用することが好ましい。表２．２、２．３及び２．４に示されている実施例に対応するデータ間の比較によると、５５０℃の巻き取り温度では、Ａ５０引張伸びは、４５０又は５００℃の低い巻き取り温度によるＡ５０引張伸びよりも大幅に高くなるが、依然として優れた穴広げ性能と、降伏強度及び引張強度の良好な値とを提供することが示される。
４５０℃で巻き取った例１Ａ～６Ｆのミクロ組織（表２．２）
実施例すべての特性は、フェライトベイナイト（ＦＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物からなるミクロ組織に由来し、後者は体積分率が６０％以上、典型的には６０～７５％である主要な相成分である。結果として、これらすべてのミクロ組織は、光学顕微鏡による目視検査に基づいてセメンタイトの存在の証拠を示している。フェライトベイナイト（ＦＢ）の体積分率は、これらの実施例ではかなり低く、すなわち、約２５～４０％である。マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量は、すべての場合で１％より十分に低く、場合によっては、マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトは存在しない。ひいては、これらすべての実施例において、粒状ベイナイト（ＧＢ）及びセメンタイトを含まないベイナイト（ＣＦＢ）は、あまり存在しない。
５ｐｐｍを超えるホウ素の添加が意図されない鋼Ｃの組成は、本発明の実施例と認められるが、４５０℃の巻き取り温度と組み合わせて使用すると、対応する鋼シート３Ｃ（表２．２）は、焼入れ性が不十分なために、引張強度が過度に低く、その値は７６０ＭＰａを下回る。これにより、鋼シート３Ｃが本発明の比較例となる。過度に低い強度は、５ｐｐｍを超えるホウ素の添加が意図されておらず、その後の焼入れ性が低いために、上部ベイナイト（ＵＢ）を犠牲にしてフェライトベイナイト（ＦＢ）の存在が増加することによって説明される。フェライトベイナイト（ＦＢ）の内部の転位密度が、上部ベイナイト（ＵＢ）の内部の転位密度よりもかなり低く、その結晶学的パケットサイズが大きいため、強度は低下する。
５５０℃で巻き取った例７Ａ～１６Ｊのミクロ組織（表２．３）
上記のように、５２０～５７０℃での巻き取りが好ましいオプションである。５５０℃での巻き取りにより得られたすべての実施例の特性は、フェライトベイナイト（ＦＢ）、粒状ベイナイト（ＧＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物で構成されるミクロ組織に由来し、前者（ＦＢ）は体積分率が６０％以上で、典型的には６０～７５％である主要な相成分である。上部ベイナイト（ＵＢ）の体積分率は、これらの実施例ではかなり低く、すなわち、約２５～４０％である。上部ベイナイトのこの少ない存在は、セメンタイトの輪郭を選択的に描くために４％ピクラール溶液でエッチングした後、光学顕微鏡による目視検査に基づくいくらかのセメンタイトの存在と関連している。マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量は、すべての場合で４％未満であり、ほとんどの場合で３％未満である。実施例について測定されたマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の最低量は０．５％である。
マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が非常に少ないため、これらすべての実施例の粒状ベイナイト（ＧＢ）の量は、比較的少量（≦２５％）と評価される。使用する巻き取り温度が比較的高いため、セメンタイトを含まないベイナイトの量はあまり存在しないと評価される。５５０℃である比較的高い巻き取り温度は、上部ベイナイト（ＵＢ）よりもフェライトベイナイト（ＦＢ）に有利である。この高い巻き取り温度は、何よりも先ずＴｉによる炭化物析出物であるが、Ｎｂ及び／又はＭｏによる炭化物析出物にも十分な反応速度を提供するため、上記元素による炭化物析出プロセスで炭素の多くが消費され、相変態中の炭素分配の量は制限される。これにより、その物質にマルテンサイト及び残留オーステナイト、又はセメンタイトが、ほとんど又はまったくなく、ＴｉＣ又はＴｉベースの複合炭化物析出物（例えば、Ｔｉ以外にＮｂ及び／又はＭｏを含む）で強化されたフェライトベイナイトが生成される。
鋼シート１６Ｊは、穴広げ率λが５０％未満であるために比較例である。この鋼シートのミクロ組織は、表２．３の実施例よりもわずかに少ない量のフェライトベイナイト（ＦＢ）を有し、その結果、わずかに高い割合の上部ベイナイト（ＵＢ）を有する。しかしながら、両方のベイナイト形態の割合は、この表の実施例の割合に近くなる。比較例１６Ｊのマルテンサイト及び残留オーステナイトの量は、実施例のマルテンサイト及び残留オーステナイトの量と同じ範囲であり、表２．３の実施例の多くと同様に２％をはるかに下回っている。鋼マトリックス中の固溶体に留まり得る炭素の量は非常に少なく、０．０２重量％未満であると想定される。過剰な炭素は、（１）セメンタイト、（２）マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトのいずれかの形成をもたらし、且つ／或いは（３）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏ等の元素との炭化物析出物を形成する。プロセス条件及び合金組成は、これらのミクロ組織要素が形成される程度を制御する。比較例１６Ｊの炭素量は、すべての実施例の炭素量よりもはるかに多く（表２．１）、炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏの量の合計ははるかに少ないので、比較例の原子比Ａは、２．２をはるかに上回り、値は３．４５である。このはるかに高い原子比Ａと、比較例１６Ｊのマルテンサイト及び残留オーステナイトの量が実施例のマルテンサイト及び残留オーステナイトの量と類似しているという所見とにより、比較例１６Ｊのミクロ組織は、すべての他の実施例よりも実質的に多くのセメンタイトを含むに違いないという結論がもたらされる。これは、セメンタイトの輪郭を選択的に描くために４％ピクラール溶液でエッチングした後、表２．３に示すすべての例のミクロ組織を目視検査することより確認される。セメンタイトの量の正確な定量は事実上不可能であるが、比較例１６Ｊのセメンタイトの割合は５％を超えると評価される一方、実施例のセメンタイトの割合は５％をはるかに下回ると評価される。
５００℃で巻き取った例１７Ｇ～２０Ｊのミクロ組織（表２．４）
実施例１９Ｉを除くすべての実施例の特性は、フェライトベイナイト（ＦＢ）、粒状ベイナイト（ＧＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物で構成されるミクロ組織に由来する。実施例１９Ｉはまた、フェライトベイナイト（ＦＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）の混合物で構成されるミクロ組織を有するが、マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が１％をはるかに下回っているため、粒状ベイナイト（ＧＢ）の量はあまり多くない。フェライトベイナイト（ＦＢ）の量は、典型的には４０～６０％であるが、上部ベイナイトの量は典型的には３５～６０％である。上部ベイナイトのこの少ない存在は、セメンタイトの輪郭を選択的に描くために４％ピクラール溶液でエッチングした後、光学顕微鏡による目視検査に基づくいくらかのセメンタイトの存在と関連している。マルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の量は、すべての場合で５％未満であり、ほとんどの場合で３％未満である。実施例について測定されたマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の最低量は０．４％である。
マルテンサイト及び残留オーステナイトの量が非常に少ないため、表２．４におけるほとんどの実施例の粒状ベイナイト（ＧＢ）の量は、比較的少量（≦２５％）と評価される。使用する巻き取り温度が依然として比較的高いため、セメンタイトを含まないベイナイトの量はあまり存在しないと評価される。５００℃である比較的高い巻き取り温度は、上部ベイナイト（ＵＢ）よりもフェライトベイナイト（ＦＢ）に有利である可能性がある。この高い巻き取り温度は、何よりも先ずＴｉによる少なくとも部分的な炭化物析出物であるが、Ｎｂ及び／又はＭｏによる少なくとも部分的な炭化物析出物にも十分な反応速度を提供するため、上記元素による炭化物析出プロセスで炭素の多くが消費され、相変態中の炭素分配の量は制限される。これにより、その物質にマルテンサイト及び残留オーステナイト、又はセメンタイトが、ほとんど又はほとんどまったくなく、ＴｉＣ又はＴｉベースの複合炭化物析出物（例えば、Ｔｉ以外にＮｂ及び／又はＭｏを含む）で部分的に強化されたフェライトベイナイトが生成される。
鋼シート２０Ｊは、穴広げ率λが５０％未満であるために比較例である。この鋼シートのミクロ組織は、表２．４の実施例と同じくらいの量のフェライトベイナイト（ＦＢ）及び上部ベイナイト（ＵＢ）を有する。比較例２０Ｊのマルテンサイト及び残留オーステナイトの量は、実施例のマルテンサイト及び残留オーステナイトの量と同じ範囲であり、表２．４の実施例の多くと同様に３％をはるかに下回っている。鋼マトリックス中の固溶体に留まり得る炭素の量は非常に少なく、０．０２重量％未満であると想定される。過剰な炭素は、（１）セメンタイト、（２）マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトのいずれかの形成をもたらし、且つ／或いは（３）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏ等の元素との炭化物析出物を形成する。プロセス条件及び合金組成は、これらのミクロ組織要素が形成される程度を制御する。比較例２０Ｊの炭素量は、すべての実施例の炭素量よりもはるかに多く（表２．１）、炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＭｏの量の合計ははるかに少ないので、比較例の原子比Ａは、２．２をはるかに上回り、値は３．４５である。このはるかに高い原子比Ａと、比較例２０Ｊのマルテンサイト及び残留オーステナイトの量が実施例のマルテンサイト及び残留オーステナイトの量と類似しているという所見とにより、比較例２０Ｊのミクロ組織は、すべての他の実施例よりも実質的に多くのセメンタイトを含むに違いないという結論がもたらされる。これは、セメンタイトの輪郭を選択的に描くために４％ピクラール溶液でエッチングした後、表２．４に示すすべての例のミクロ組織を目視検査することより確認される。セメンタイトの量の正確な定量は事実上不可能であるが、比較例２０Ｊのセメンタイトの割合は５％を超えると評価される一方、実施例のセメンタイトの割合は５％をはるかに下回ると評価される。
降伏強度が５７０以上９００ＭＰａ以下であり、引張強度が７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下であり、Ａ５０引張伸びが１０％以上であり、穴広げ率λが５０％以上である鋼を達成するために、鋼のミクロ組織は、
・少なくとも９０％のベイナイト、好ましくは少なくとも９５％のベイナイト、より好ましくは少なくとも９７％のベイナイト、より一層好ましくは少なくとも９８％のベイナイト、最も好ましくは少なくとも９９％のベイナイト
を含む必要があり、ここで、このベイナイトは、
・Ｔｉベースの複合炭化物析出物により強化された、上部ベイナイト（ＵＢ）、フェライトベイナイト（ＦＢ）及び場合により粒状ベイナイト（ＧＢ）の混合物、又は
・Ｔｉベースの複合炭化物析出物により強化された、主たるフェライトベイナイト（ＦＢ）並びに少量の上部ベイナイト（ＵＢ）及び粒状ベイナイト（ＧＢ）の混合物
で構成され、
それにおける鋼の全体的なミクロ組織は、好ましくは、
・最大４０％のラス状ベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ２）（０％超５％以下のセメンタイト、好ましくは０．０１％以上４％以下のセメンタイト、より好ましくは０．０２％以上３％以下のセメンタイト、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下のセメンタイト、最も好ましくは０．０２％以上１％以下のセメンタイトを含む）、
・少なくとも６０％の不規則な形状のベイニティックフェライト（ＢＦ、タイプ１）、及び
・最大５％のマルテンサイト及び残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）、好ましくは最大３％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、より好ましくは最大２％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、より一層好ましくは最大１％のマルテンサイト及び残留オーステナイト、最も好ましくは不存在のマルテンサイト及び残留オーステナイト
で構成される。
Figure 2023510137000013
Figure 2023510137000014
Figure 2023510137000015
Figure 2023510137000016

Claims (14)

  1. Ｃ：０．０２～０．１３重量％；
    Ｍｎ：１．２０～３．５０重量％；
    Ｓｉ：０．１０～１．００重量％；
    Ａｌ＿ｔｏｔ：０．０１～０．１０重量％；
    Ｔｉ：０．０４～０．２５重量％；
    Ｎ：０～０．０１０重量％；
    Ｐ：０～０．１０重量％；
    Ｓ：０～０．０１重量％；
    任意選択で、
    Ｂ：０～０．００５重量％；
    任意選択で、
    Ｃｕ：０～１．５重量％
    Ｃｒ：０～１．０重量％
    Ｍｏ：０～１．０重量％
    Ｎｉ：０～０．５０重量％
    Ｖ：０～０．３０重量％
    Ｎｂ：０～０．１０重量％
    のうちの１種又は２種以上；
    鉄及び不可避的不純物：残部
    からなる、熱間圧延高強度鋼ストリップであって、
    Ｔｉ＋Ｎｂが、０．２５重量％以下であり、
    Ｃｒ＋Ｍｏが、１．０重量％以下であり、
    鋼が、体積％で、
    ベイナイト：８５％以上
    マルテンサイト及び残留オーステナイト：１０％以下
    セメンタイト：０％超５％以下
    介在物：不可避な量
    からなるミクロ組織を有し、ここで、これらの合計は１００体積％であり、
    鋼ストリップが、以下の機械的特性：
    引張強度：７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下；
    全伸び（Ａ５０）：１０％以上；
    穴広げ率（λ）値：５０％以上
    を有するか、或いは、以下の機械的特性：
    引張強度：９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下；
    全伸び（Ａ５０）：９％以上；
    穴広げ率（λ）値：４０％以上
    を有する、鋼ストリップ。
  2. 以下の式：
    Figure 2023510137000017
     ［式中、Ｔｉ＿ｓｏｌは、
    Figure 2023510137000018
     として定義される。］
    が、０．４５の下限及び２．２の上限、好ましくは０．５５の下限及び２．１の上限、より好ましくは０．７５の下限及び１．８の上限を有する、請求項１に記載の鋼ストリップ。
  3. 鋼が、以下の限定された範囲の元素：
    Ｃ：０．０２～０．１２重量％；
    Ｍｎ：１．２０～２．２０重量％；
    Ｓｉ：０．１０～０．９５重量％；
    Ｔｉ：０．０９～０．２１重量％；
    Ｂ：０．００１０～０．００５重量％
    のうちの１種又は２種以上を有し、且つ／或いは、
    以下の限定された範囲の任意選択の元素：
    Ｃｕ：０～０．６重量％；
    Ｃｒ：０～０．９重量％；
    Ｍｏ：０～０．９重量％；
    Ｎｉ：０～０．３重量％；
    Ｖ：０～０．２０重量％；
    Ｎｂ：０～０．０８重量％
    のうちの１種又は２種以上を含む、請求項１又は２に記載の鋼ストリップ。
  4. 鋼が、以下の限定された範囲の元素：
    Ｃ：０．０２～０．０６重量％、好ましくは０．０２～０．０５重量％；
    Ｍｎ：１．３０～２．２０重量％、好ましくは１．３０～２．００重量％；
    Ｓｉ：０．１０～０．６０重量％；
    Ｔｉ：０．０９～０．２０重量％、好ましくは０．１１～０．２０重量％；
    Ｂ：０．００１０～０．００４重量％、好ましくは０．００１０～０．００３重量％
    のうちの１種又は２種以上を有し、且つ／或いは、
    以下の限定された範囲の任意選択の元素：
    Ｃｕ：０～０．５重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｃｒ：０～０．８重量％、好ましくは０～０．６重量％；
    Ｍｏ：０～０．３５重量％、好ましくは０～０．２重量％、より好ましくは０～０．１重量％；
    Ｎｉ：０～０．２重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｖ：０～０．１８重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｎｂ：０～０．０６重量％、好ましくは０～０．０４重量％、より好ましくは０．０１～０．０４重量％
    のうちの１種又は２種以上を含み、
    Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏが、１．６重量％以上２．４重量％以下であり、
    鋼が、体積％で、
    ベイナイト：９０％以上
    マルテンサイト及び残留オーステナイト：５％以下
    セメンタイト：０％超５％以下、好ましくは０．０１％以上４％以下、より好ましくは０．０２％以上３％以下、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下、最も好ましくは０．０２％以上１％以下
    介在物：不可避な量
    からなるミクロ組織を有し、ここで、これらの合計は１００体積％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼ストリップ。
  5. 鋼のミクロ組織が、マルテンサイト及び残留オーステナイトを４％以下で有し、好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを３％以下で有し、より好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを２％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを１％以下で有し、最も好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを有しない、請求項４に記載の鋼ストリップ。
  6. 鋼ストリップが、以下の機械的特性：
    降伏強度：５７０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下；
    引張強度：７６０ＭＰａ以上９６０ＭＰａ以下；
    全伸び（Ａ５０）：１０％以上；
    穴広げ率（λ）値：５０％以上、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上、最も好ましくは８０％以上
    を有する、請求項４又は５に記載の鋼ストリップ。
  7. 鋼が、以下の限定された範囲の元素：
    Ｃ：０．０３～０．１２重量％、好ましくは０．０４～０．０９重量％；
    Ｍｎ：１．５０～２．２０重量％、好ましくは１．６０～２．００重量％；
    Ｓｉ：０．２０～０．９５重量％、好ましくは０．４０～０．７０重量％；
    Ｔｉ：０．１０～０．２０重量％、好ましくは０．１２～０．１８重量％；
    Ｂ：０．００１０～０．００４重量％、好ましくは０．００１０～０．００３重量％
    のうちの１種又は２種以上を有し、且つ／或いは、
    以下の限定された範囲の任意選択の元素：
    Ｃｕ：０～０．５重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｃｒ：０～０．９重量％、好ましくは０～０．５重量％；
    Ｍｏ：０～０．８重量％、好ましくは０．００５～０．７重量％、より好ましくは０．１～０．６重量％、より一層好ましくは０．２～０．５重量％；
    Ｎｉ：０～０．２重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｖ：０～０．１８重量％、好ましくは０～０．１重量％；
    Ｎｂ：０～０．０６重量％、好ましくは０～０．０４重量％、より好ましくは０．０１～０．０４重量％
    のうちの１種又は２種以上を含み、
    Ｍｎ＋Ｃｒ＋２Ｍｏが、２．３重量％以上であり、
    鋼が、体積％で、
    ベイナイト：９０％以上
    マルテンサイト及び残留オーステナイト：５％以下
    セメンタイト：０％超５％以下、好ましくは０．０１％以上４％以下、より好ましくは０．０２％以上３％以下、より一層好ましくは０．０２％以上２％以下、最も好ましくは０．０２％以上１％以下
    介在物：不可避な量
    からなるミクロ組織を有し、ここで、これらの合計は１００体積％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼ストリップ。
  8. 鋼のミクロ組織が、マルテンサイト及び残留オーステナイトを４％以下で有し、好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを３％以下で有し、より好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを２％以下で有し、より一層好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを１％以下で有し、最も好ましくはマルテンサイト及び残留オーステナイトを有しない、請求項７に記載の鋼ストリップ。
  9. Ｃｒ＋２Ｍｏが、０．２０重量％以上、好ましくは０．３０重量％以上、より好ましくは０．４０重量％以上である、請求項７又は８に記載の鋼ストリップ。
  10. 鋼ストリップが、以下の機械的特性：
    降伏強度：６７０ＭＰａ以上９９０ＭＰａ以下；
    引張強度：９６０ＭＰａ以上１３８０ＭＰａ以下；
    全伸び（Ａ５０）：９％以上；
    穴広げ率（λ）値：４０％以上、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上
    を有する、請求項７～９のいずれか一項に記載の鋼ストリップ
  11. 鋼ストリップが、６０％以上のラス状のベイニティックフェライトと、４０％以下の不規則な形状のベイニティックフェライトとを含む、請求項７～１０のいずれか一項に記載の鋼ストリップ。
  12. 請求項１～１１のいずれか一項に記載の鋼ストリップから製造された乗用車又はトラックの部品、例えば、自動車のシャーシ部品、ホワイトボディの部品、又は乗用車若しくはトラックのフレーム若しくはサブフレームの部品。
  13. 請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
    スラブを鋳造する工程、ここで、スラブを鋳造する工程の後、固化したスラブを１０５０～１２６０℃の温度に再加熱し、スラブを熱間圧延する工程が続く、或いは、
    スラブ又はストリップを鋳造する工程、ここで、スラブ又はストリップを鋳造する工程の後、直ちに、スラブ又はストリップを熱間圧延する工程が続く；
    鋼スラブ又はストリップを、最終圧延スタンドの入口温度９６０～１１００℃で熱間圧延する工程；
    熱間圧延を８５０～１０８０℃、好ましくは８６０～１０００℃、最も好ましくは８７０～９５０℃の仕上げ圧延温度で仕上げる工程；
    熱間圧延鋼ストリップをランアウトテーブルにより１０～２５０℃／秒、好ましくは４０～２００℃／秒の冷却速度で、温度６００～４４０℃まで冷却する工程；
    その後、４２０～５８０℃、好ましくは４７０～５８０℃、より好ましくは５００～５７０℃、最も好ましくは５２０～５７０℃で巻き取る工程
    を含む、方法。
  14. 請求項１～３及び７～１１のいずれか一項に記載の鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
    スラブを鋳造する工程、ここで、スラブを鋳造する工程の後、固化したスラブを１０５０～１２６０℃の温度に再加熱し、スラブを熱間圧延する工程が続く、或いは、
    スラブ又はストリップを鋳造する工程、ここで、スラブ又はストリップを鋳造する工程の後、直ちに、スラブ又はストリップを熱間圧延する工程が続く；
    鋼スラブ又はストリップを、最終圧延スタンドの入口温度９６０～１１００℃で熱間圧延する工程；
    熱間圧延を８５０～１０８０℃、好ましくは８６０～１０００℃、最も好ましくは８７０～９５０℃の仕上げ圧延温度で仕上げる工程；
    熱間圧延鋼ストリップをランアウトテーブルにより１０～２５０℃／秒、好ましくは４０～２００℃／秒の冷却速度で、温度５５０～４２０℃まで冷却する工程；
    その後、３７０～５８０℃、好ましくは４２０～５３０℃、より好ましくは４２０～５００℃で巻き取る工程
    を含む、方法。
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