JP6411330B2 - 高強度成形性熱間圧延鋼シートから製造した自動車シャシ部品 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車シャシ部品、等に好適な高強度鋼シートに、より詳しくは、少なくとも550MPaの引張強度及び成形性の優れた組合せを有する高強度熱間圧延鋼シートに、及びその製造方法に関する。
燃料経済性及び二酸化炭素排出量に関する要求が高まるにつれて、より高い引張強度及びより小さな厚さを有する自動車用熱間圧延鋼シートが開発されている。特に、より高い引張強度及びより小さな厚さは、自動車用シャシ部品に使用される熱間圧延鋼シートに要求されている。他方、自動車用シャシ部品は、通常、複雑な形状を有し、それらに使用する熱間圧延鋼シートは、高伸長及び優れた伸びフランジ成形性並びに高い引張強度が要求される。さらに、シャシ及びサスペンション部品の重要な運転中の必要条件は、高耐疲労性である。
公知の高強度鋼に関する主要な問題は、高強度鋼が、伸びフランジ成形の際に縁部亀裂を受け易いことである。フランジ成形は、部品の縁部を曲げて剛性を加えるための曲げ操作である。伸びフランジ成形は、中央に向かって内側に湾曲する曲がった縁部を造る曲げ操作である。特定材料の伸びフランジ性を決定するための一般的な試験は、穴広げ試験である。
穴広げ率は、熱間圧延高強度鋼の成形性／伸びフランジ性を特徴づけるために最近開発された。穴広げ試験は、打ち抜いた、又は機械加工した穴に円錐形のパンチを押し込み、打ち抜いた、又は機械加工した穴を広げることにより、行われる。試験試料の孔の初期直径ｄ０を測定する。試験試料の広がる穴の縁部に亀裂が観察された場合、パンチの移動を直ちに停止し、試験試料の穴の最終直径ｄｆを、初期直径と同様に測定する。
穴広げ値λを下記の等式を使用して計算する。
シャシ及びサスペンション用途における高強度鋼(ＨＳＳ)に関連する主な問題は、疲労破損に対する感受性である。追加の硬質相、例えばマルテンサイト及びベーナイト、をフェライト系マトリックス中に使用するＨＳＳ強化は、疲労亀裂開始及び伝搬に対する乏しい耐性を示すことが公知である。疲労性能は、疲労強度の定義により、即ち、指定された負荷サイクル数(例えば100000サイクル)の後、疲労破損が起きていない応力として定量される。
本発明の目的は、少なくとも550MPaの引張強度、高伸長及び優れた伸びフランジ性を有する高強度熱間圧延鋼シートを提供することである。
本発明のさらなる目的は、複雑な形状を有する自動車用シャシ部品の製造に好適な、少なくとも550MPaの引張強度を有する高強度熱間圧延鋼シート、及びその製造方法を提供することである。
本発明のさらなる目的は、自動車用シャシ部品の製造に使用した場合、疲労破損に対する優れた耐性示す、少なくとも550MPaの引張強度を有する高強度熱間圧延鋼シートを提供することである。
本発明のさらなる目的は、引張強度が少なくとも580MPaであり、穴広げ率が少なくとも90％である、上記の目的による高強度熱間圧延鋼シートを提供することである。
本発明のさらなる目的は、引張強度が少なくとも750MPaであり、穴広げ率が少なくとも60％である、上記の目的による高強度熱間圧延鋼シートを提供することである。
本発明のさらなる目的は、引張強度が少なくとも980MPaであり、穴広げ率が少なくとも30％である、上記の目的による高強度熱間圧延鋼シートを提供することである。
引張強度及び穴広げ性の関係を示すグラフである。 バナジウム含有量に対する析出強化を示すグラフである。 バナジウム含有量に対する析出強化を示すグラフである。 引張強度及び穴広げ性の関係を示すグラフである。 Ｓ−Ｎ疲労曲線を示すグラフである。 降伏強度に対してプロットした、図５からのS-N曲線に由来する、100000サイクルにおける破損に関する疲労強度を示すグラフである。 鋼シート2G-630、2I-600及び2I-630に対応するS-N曲線を示すグラフである。
これらの目的は、少なくとも550MPaの引張強度及び成形性の優れた組合せを有する高強度熱間圧延鋼シートであって、(重量％で)
・最大0.15％のＣ
・最大0.5％のＳｉ
・0.5〜2.0％のＭｎ
・最大0.06％のＰ
・最大0.008％のＳ
・最大0.1％のSol．Ａｌ
・最大0.02％のＮ
・0.02〜0.45％のＶ
・0.05〜0.7％のＭｏ
・所望により0.01〜0.1％のＮｂ
・残部Ｆｅ及び不可避な不純物
を含み、鋼シートが、析出強化され、実質的に単相フェライト系微細構造を有し、該微細構造におけるフェライト相の体積画分が97％以上であり、該微細構造における析出物が、Ｍｏ及びＶ及び所望によりＮｂを含む複合炭化物の微細析出物を含んでなる、高強度熱間圧延鋼シートを提供することにより達成される。
本発明は、高冷間伸び成形性並びに高伸び−フランジ成形性の組合せを有する高強度鋼を提供し、伸びフランジ成形から生じる早期の縁部亀裂の問題を解決する。この高強度と成形性の優れた組合せは、微粒子及び実質的に単相延性フェライト系微細構造強化と高密度微細析出物に由来する。単相フェライト系微細構造は、高伸長を提供し、早期の縁部亀裂を起こさずに、高伸びフランジ成形性を与えるが、これは、内部応力がほとんど無く、炭素濃度が高い相成分又はチタン系介在物が無いためであり、これらは、550MPa以上の引張強度を有する高強度鋼を伸びフランジ成形する際の、早期の縁部亀裂を引き起こす可能性がある核形成箇所として作用する。その結果、鋼は、高強度、高伸長及び高穴広げ性を示す。さらに、鋼は、該微細構造のために、優れた疲労特性を示す。炭素濃度が高い相成分及び／又はチタン系介在物並びに微細構造の微粒状的性質の全てが、高疲労耐性に貢献すると考えられる。成形性及び耐疲労性に対するチタンの有害な影響の可能性のため、この鋼におけるチタンの量をできるだけ低く抑え、不可避な不純物のレベルを確実に超えないことが不可欠である。本発明の鋼において、チタンを合金化元素としては意図的に加えない。チタンは、プロセスに使用するスクラップ金属からの混入物として、又は他の合金添加剤中の不純物としては存在することができる。チタン含有量が成形特性に悪影響を及ぼすレベルを限定するのは困難であるが、本発明者らは、Ｔｉの含有量が0.015％未満、好ましくは0.010％未満である場合に、チタン析出物を形成する危険性は小さいことを見出した。
鋼中の合金化元素の役割は、次の通りである。
Ｃは、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏと共に析出物を形成し、高度の析出強化を与える。望ましい強度を達成するのに必要なＣの量は、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの量によって異なる。しかし、炭素濃度が高い相成分の形成を阻止するための最大量は、0.15％であるが、炭素濃度が高い相成分が形成された場合、穴広げ性及び耐疲労性にとって有害である
Ｓｉは、著しい固溶強化を与え、セメンタイト及びパーライトの形成を遅延し、それによって、伸びフランジ成形性を損なう粗い炭化物の形成を抑制する。しかし、圧延負荷を下げ、表面問題を抑え、疲労特性を最適化するために、Ｓｉ含有量は低いのが好ましい。その理由から、Ｓｉ含有量は、0.5％を超えてはならない。
Ｍｎは、固溶強化を与え、フェライト系変態温度及びフェライト系変態率を抑える。フェライトマトリックスの十分な固溶強化が必要であり、変態の際の析出強化を最大にするためには、低い変態温度が必要である。従って、Ｍｎ含有量は、少なくとも0.5重量％にすべきである。しかし、2重量％より高いＭｎ含有量は、偏析につながることがあり、伸びフランジ成形性を損なう。従って、Ｍｎ含有量は、0.5〜2.0重量％の範囲内にすべきである。好ましくは、最小Ｍｎ含有量は1.2％である。
Ｐは、固溶強化を与える。しかし、高レベルでは、Ｐ偏析が、伸びフランジ成形性を損なう。従って、Ｐ含有量は、0.06重量％以下にすべきである。
高Ｓ含有量は、伸びフランジ成形性を損なう。従って、Ｓ含有量は、0.008重量％以下にすべきである。
Ａｌは、脱酸剤として添加する。しかし、高すぎるＡｌは、伸びフランジ成形性を損なう。従って、酸化物(Ａｌ sol)として存在しないＡｌ含有量は、0.1重量％以下である。総アルミニウム含有量は、ＡｌｘＯｙ＋Ａｌ solとしてのＡｌである。Ａｌ solに好適な最小含有量は0.02％である。
Ｎｂは、結晶粒微細化及び析出強化を与える。結晶粒微細化は、強度及び伸長の良好なバランスにとって重要であり、疲労性能を改良することに貢献すると考えられる。他方、ニオブは、熱間圧延の際に再結晶の遅延も引き起こし、従って、常に望ましい元素ではない。従って、本発明におけるニオブの存在は、所望による。しかし、微細Ｎｂ複合炭化物に基づく析出強化は、単相フェライト系微細構造に基づく望ましい強度レベルと、高伸長及び高穴広げ性の組合せに貢献し、この貢献が望ましい場合、Ｎｂ含有量は、少なくとも0.01重量％にすべきである。0.1重量％を超えるＮｂレベルでは、Ｎｂは、熱間圧延鋼の、高降伏強度を達成する効率を失い、望ましくない高圧延力につながる。従って、存在する場合、Ｎｂ含有量は、0.01〜0.1重量％にすべきである。
Ｖは、析出強化を与える。微粒のＶ複合炭化物に基づく析出強化は、単相フェライト系微小構造に基づく望ましい強度レベルと、高伸長及び高穴広げ性の組合せを達成するのに不可欠である。Ｖ含有量は、0.02〜0.45重量％にすべきである。好適な最小Ｖ含有量は、0.04％である。
Ｍｏは、セメンタイト及びパーライト形成を抑える。これは、単相フェライト系微小構造を達成するのに重要である。さらに、Ｍｏは、高度の析出強化を達成するために、Ｎｂ及び／又はＶを基剤とする微粒複合炭化物析出物を達成するのに必要である。Ｍｏは、微粒複合炭化物析出物の粗粒化も阻止し、それによって粗粒化する析出物の析出硬化の低減を阻止すると考えられる。従って、Ｍｏ含有量は、0.05〜0.7重量％の範囲内にすべきである。好適な最小Ｍｏ含有量は、0.1％である。
Ｎは、低く、即ち0.02％(200ppm)以下にすべきである。高すぎるＮ含有量は、低温伸び及び伸びフランジ成形性を損なう。重量百分率で表したＡｌ及びＮの含有量が等式
を満足させる場合、実質的にフェライト系微細構造の析出強化に貢献する主要な析出モードは、Ｖ及びＭｏ及び所望によりＮｂを基剤とする複合炭化物析出物である。重量百分率で表したＡｌ及びＮの含有量が等式
を満足させる場合、該複合炭化物析出物に加えて、窒化物及び／又は炭窒化物析出物が活性化される。好適な最小Ｎは、0.002％(即ち20ppm)である。
引張強度が550MPa以上である従来の高強度鋼は、それらの強度を、炭素濃度が高い相成分から部分的に得ており、ニオブ、バナジウム及び／又はチタン炭窒化物析出物に基づく従来の析出強化と組合せているか、否かに関係ない。それらの微細構造は、炭素濃度が高い、及び比較的硬質の相成分とともに埋め込まれた比較的軟質のフェライト系マトリックスからなるか、又は引張強度が700MPaより高い場合、部分的又は完全にベーナイト系又はマルテンサイト系微細構造からなることができる。欧州特許第1338665号は、引張強度が550MPa以上の高強度鋼に関する別の概念を記載しているが、その高強度鋼は、単相フェライト系微細構造に基づき、その中にフェライトが、チタンと組合せた他の元素を基剤とする高密度の微細炭化物で析出強化されている。欧州特許第1790737号及び欧州特許第1616970号は、多相、即ち単相フェライト系ではない、微細構造に基づく、別の概念を記載している。どちらの概念でも、フェライトは析出強化されており、チタンとモリブデン及び所望により追加のニオブ及び／又はバナジウムの組合せを基剤とする高密度の微細炭化物析出物を含む。これらのチタン系析出物は、成形性及び疲労特性に悪影響を及ぼすことが分かっている。
本発明の鋼は、その強度が、実質的に単相の微粒子フェライト系微細構造に由来し、その微細構造が、高密度の、モリブデンとバナジウム及び／又はニオブ(存在する場合)の組合せを基剤とする微細炭化物析出物で析出強化されている。この概念は、チタンの使用を明らかに回避し、伸びフランジ成形性を損なうことがある、大きなチタン濃度が高い混在物の存在を阻止している。さらに、高チタン含有量は、最終的な微細構造の中に比較的高度の内部応力をもたらすことがあり、これは、伸びフランジ成形性にとって有害であり、穴広げ性を損なう。低ニオブ含有量を使用して十分な結晶粒微細化を達成することと、バナジウム及びモリブデンを使用して十分な析出強化を達成することの組合せで、高チタンの使用と比較して最終的な微細構造における内部応力を少なくする。これは、伸びフランジ成形性に好ましい影響を及ぼし、実質的に穴広げ性を改良する。
引張強度が700MPaより高い、完全にベーナイト系又はマルテンサイト系鋼の伸びフランジ成形する際の応力局在化は、それらの均質な微細構造のために抑制される。しかし、これらの高強度鋼の微小構造は、単相フェライト系微細構造及び類似の引張強度を有する鋼程、同程度のひずみを受け入れることはできない。その結果、これらの鋼は、本発明が提供する延性の単相フェライト系微細構造と比較して、低温伸び成形性が著しく低い。
微細構造が、体積で少なくとも97％の析出強化された、実質的に単相微粒フェライト系マトリックスを含む場合、その微細構造は、実質的に単相フェライト系微細構造と見なされ、本発明の目的はそのような微細構造で達成することができる。しかし、微細構造は、体積で少なくとも98％、より好ましくは少なくとも99％、可能であれば100％の析出強化された、実質的に単相の微粒フェライト系マトリックスを含むのが好ましい。
本発明の一実施態様では、本発明の高強度熱間圧延鋼シートの引張強度は、少なくとも550MPa、好ましくは少なくとも580MPaである。
本発明の一実施態様では、本発明の高強度熱間圧延鋼シートの引張強度は、少なくとも580MPaであり、穴広げ率は少なくとも90％である。
本発明の一実施態様では、本発明の高強度熱間圧延鋼シートの引張強度は、少なくとも750MPaであり、穴広げ率は少なくとも60％である。
本発明の一実施態様では、本発明の高強度熱間圧延鋼シートの引張強度は、少なくとも980MPaであり、穴広げ率は少なくとも30％である。
本発明の一実施態様では、鋼シートは、析出強化され、実質的に単相フェライト系微細構造を有し、該微細構造中にあるフェライト相の体積画分は、97％以上であり、該微細構造中にある析出物が、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂを含む複合炭化物の微細析出物を含む。単相フェライトマトリックスの利点は、伸長及び穴広げ性に関して高い成形性を示すこと、及び高い耐疲労破損性を示すことである。ニオブの使用は、熱−機械的に制御された圧延により達成される結晶粒微細化に貢献し、引張強度及び耐疲労性の両方に貢献する。さらに、ニオブ、バナジウム及びモリブデンは、十分な析出強化を与えることに関連し、550MPa以上、好ましくは580MPa以上の引張強度を達成する。ニオブは、結晶粒微細化及び析出強化の両方を経由して全体的な強度に貢献し、ニオブの増加に伴う結晶粒強化の増加は、バナジウム及び／又はモリブデン含有量の減少による析出強化程度の減少を相殺するのに使用でき、望ましい強度レベルを達成する。これは、合金コストの低減になる。
一実施態様では、鋼シートが、析出強化され、実質的に単相フェライト系微細構造を有し、該微細構造におけるフェライト相の体積画分が97％以上であり、該微細構造における析出物が、Ｍｏ及びＶを含み、Ｎｂを含まない複合炭化物の微細析出物を含む。この鋼は、実質的にニオブを含まない。単相フェライトマトリックスの利点は、伸長及び穴広げ性に関して高い成形性を示し、良好な耐疲労破損性を示すことである。バナジウムの使用は、再結晶させる調整された圧延により達成される結晶粒微細化に貢献し、引張強度及び耐疲労性に貢献する。さらに、バナジウム及びモリブデンは、十分な析出強化を与え、550MPa以上、好ましくは580MPa以上の引張強度を達成する。バナジウム及びモリブデンを含み、ニオブを含まない複合材料を使用する有益性は、熱間ストリップミルで圧延負荷を低くし、これによって寸法寛容度が広がる。さらに、このニオブを含まない組成物の使用は、この鋼の従来の熱間ストリップミル(ＨＳＭ)の等級で製造できるのみならず、コンパクトストリップ製造(ＣＳＰ)ラインにおける製造もでき、エネルギー消費を少なくし、処理コストの低下につながる。
先行する請求項のいずれかによる鋼シートでは、鋼が、
・少なくとも1.2％のＭｎ及び／又は
・少なくとも0.02％のＡｌ sol及び／又は
・少なくとも0.04％のＶ及び／又は
・少なくとも0.1％のＭｏ及び／又は
・少なくとも0.02％のＣ及び／又は
・少なくとも0.002％のＮ
を含む。
好ましい実施態様では、本発明の鋼シートは、微小構造が、炭素濃度が高い微細構造成分、例えばパーライト、セメンタイト、マルテンサイト又はベーナイト、を実質的に含まない、好ましくは全く含まない、及び／又はチタン系析出物又はチタン系介在物を実質的に含まない、好ましくは全く含まない。炭素濃度が高い微細構造成分およびチタン系介在物の存在は、穴広げ性を損ない、耐疲労破損を低下させる。さらに、ニオブ及び／又はバナジウムを基剤とする、実質的にチタンを含まない組成物の使用により、ニオブ及び／又はバナジウムを包含する析出元素を溶解させるのに、より低い再加熱温度を使用することができる。最終製品で望ましい析出物の体積及び分布を形成するために、熱間ストリップミルでスラブを再加熱する際に、合金添加剤を溶体中に入れなければならない。チタン合金化方法の欠点は、鋳造の際に形成される粗いチタン炭化物を溶解させるのに、非常に高い再加熱温度が必要になることである。バナジウム及びバナジウム／ニオブ組成物は、著しく低い再加熱温度を必要とする。これはエネルギー消費にとって有益であり、再加熱炉における処理量が大きくなり、従って生産性が高くなり、さらに、より低い再加熱温度は、ケイ素添加が表面状態に対して有する有害な影響を制限する。また、チタンで合金化しないことにより、高温割れの危険性が少なくなり、それによって鋳造するスラブを連続的に高温−装填する必要が無くなる。これは、処理経路に、より高い融通性を与える。
一実施態様で、重量百分率で表したＣ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの含有量が式
を満足する、本発明の鋼を提供する。
Ｃ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの含有量をこのように釣り合わせることにより、本発明者らは、安定した、再現性のある特性が達成されることを見出した。
好ましくは、
は、1.2以上である。
一実施態様で、重量百分率で表したＮｂ、Ｖ及びＭｏの含有量が式
又は
を満足する、本発明の鋼を提供する。
別の実施態様では、
の比が1.0以上である。
Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの含有量をこのように釣り合わせることにより、本発明者らは、安定した、再現性のある特性が達成されることを見出した。
一実施態様で、重量百分率で表したＣ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＡｌの含有量が式
を満足する、本発明の鋼を提供する。
Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＡｌの含有量をこのように釣り合わせることにより、本発明者らは、安定した、再現性のある特性が達成されることを見出した。
好ましくは、
は、1.2以上である。
一実施態様で、重量百分率で表したＣ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＡｌの含有量が式
で、
を満足する、本発明の鋼を提供する。
Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＡｌの含有量をこのように釣り合わせることにより、本発明者らは、安定した、再現性のある特性が達成されることを見出した。好ましくは、
は、1.2以上である。
一実施態様では、鋼シートが表面上に亜鉛系めっきを有する、本発明の鋼を提供する。鋼に、従来の亜鉛系被覆、例えば溶融亜鉛めっき又は電気亜鉛めっき、を施すことにより、鋼及びそこから製造した部品が、腐食に対して保護される。
第二の態様により、本発明は、少なくとも550MPaの引張強度と成形性の優れた組合せを有する高強度鋼シートの製造方法であって、最大0.15％のＣ、最大0.5％のＳｉ、0.5〜2.0％のＭｎ、最大0.06％のＰ、最大0.008％のＳ、最大0.1％のSol．Ａｌ、最大0.02％のＮ、0.02〜0.45％のＶ、0.05〜0.7％のＭｏ、所望により0.01〜0.1％のＮｂ、及び残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含んでなる鋼スラブを熱間圧延し、該熱間圧延をＡｒ3変態点以上の仕上げ熱間圧延温度で仕上げ、熱間圧延した鋼シートを700〜585℃の温度範囲でコイル巻きする、方法でも具体化される。
一実施態様では、熱間圧延鋼シートを約10℃/s〜約150℃/sの平均冷却速度でコイル巻き温度に冷却し、所望により該方法が、鋼シートの表面に亜鉛系のめっきを施すことを含む。
第二の態様により、本発明は、本発明の、及び/又は本発明により製造された高強度熱間圧延鋼シートを使用する自動車用シャシ部品であって、好ましくは自動車用シャシ部品を製造するための高強度熱間圧延鋼シートが、
・少なくとも750MPaの引張強度及び少なくとも60％の穴広げ率を有し、引張強度(ＴＳ)、総伸長(Ｅｌ)、及びシート厚さｔ(mm)が等式
を満足する、又は
・少なくとも980MPaの引張強度及び少なくとも30％の穴広げ率を有し、引張強度(ＴＳ)、総伸長(Ｅｌ)、及びシート厚さｔ(mm)が等式
を満足する、又は
・少なくとも760MPaの降伏強度、0.9の最小降伏比、及び少なくとも60％の穴広げ率、及び1000MPaの、破損までの100000サイクルに対する最小疲労強度(Δσ)を有し、及び引張強度(ＴＳ)、総伸長(Ｅｌ)、及びシート厚さｔ(mm)が等式
を満足する。
ここで本発明を、下記の、本発明を制限しない例によりさらに説明する。
例−シリーズ１
化学組成を表１に示す鋼Ａ〜Ｏを、表２に示す条件下で熱間圧延し、3.0〜3.6mmの範囲内の厚さを有する鋼シート１〜２４を製造した(ＲＨＴ＝再加熱温度、ＦＲＴ＝仕上げ圧延温度、ＣＴ＝コイル巻き温度、ＹＳ＝降伏強度、ＵＴＳ＝極限引張強度、Ｅｌ＝伸長)。表１、４及び８における原子比Ａ＝（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｍｏ）／Ｃ及び原子比Ｂ＝Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）に注意。熱間圧延鋼シートは、酸洗してから引張試験及び穴広げ試験にかけた。引張特性は、鋼シートから、圧延方向に平行に、JIS No.5試験片を取り、引張強度試験を試験片に対してEN10002-1/ISO 6892-1により行った。場合により、引張試験片の表面粗さを、試験片を穏やかに研磨して薄くすることにより除去した。伸びフランジ性の基準と考えられる穴広げ率λを決定するために、サイズ90mm平方の鋼試料3点を各鋼シートから切り取り、続いて直径10mmの穴を試料中に打ち抜いた。試料の穴広げ試験は、上側バーリングで行った。60°の円錐形パンチを下から押し上げ、厚さを貫通する亀裂が形成される時の穴直径ｄｆを測定した。穴広げ率は、下記の式を使用し、ｄ０＝10mmで計算した。
微細構造は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡(SEM)及び後方散乱電子回折(EBSD)を使用して同定し、微小構造における相成分を同定し、セメンタイト及び／又はパーライトの総画分を測定した。さらに、EBSDを使用して平均結晶粒度を測定した。供試鋼シートの引張特性及び穴広げ率を表２に示す。表２には、供試鋼シートの微細構造の、種類の評価も示す。供試鋼シートの平均結晶粒度を表３に示す。
本発明の試験の鋼シート1〜15は、フェライト画分が97％以上の実質的に単相フェライト微細構造を有し、チタン系析出物又は介在物を含まず、該微細構造中に析出したＮｂ及び／又はＶをＭｏと共に含む複合炭化物を含む。これらは全て、550MPa以上のＵＴＳを、高総伸長及び高穴広げ性との組合せで有する。Ｍｏの存在は、本発明にとって、高度の穴広げ性を与える、実質的に単相フェライト微細構造に基づく、高強度を達成するのに不可欠である。Ｍｏの役割は、Ｎｂ及び／又はＶとＭｏを含む、高密度の微細複合炭化物が存在するために、セメンタイト及び／又はパーライトの形成を抑制し、最終微細構造の高析出強化を促進することである。
上記の本発明による例とは対照的に、比較例の鋼シート16〜24は、セメンタイト及び／又はパーライトが存在する(鋼シート16〜23)ために、フェライトの体積画分97％未満を含んでなる微細構造、又はチタン系介在物を含む微細構造(鋼シート24)を有する。これらの比較例の鋼シートは、類似のＵＴＳを有する本発明の例の鋼シート1〜15よりも、著しく低い穴広げ性を有するが、これは、フェライトの体積画分が97％未満であるか、又はチタン系介在物の存在のために、穴広げ試験の際に早期の縁部亀裂を起こし、円錐形パンチの横側に走る比較的長い破断を開始するためである。これを図１で説明するが、白丸は本発明の例を、黒丸は比較例を示す。線は、それぞれ、白丸及び黒丸を通る線型回帰を表し、本発明の例が、与えられたＵＴＳで、常により高い穴広げ率(λ値)を示すことを分かり易く示す。
全ての本発明の、及び比較例の、降伏強度に対する析出強化(σｐ)の計算された貢献は、表３に示す。析出強化σｐは、下記の等式を使用して計算した。
(ｄは、mmで表した結晶粒度である)
σ0＝53.9MPa、及び固溶強化は、
により計算し、遊離(可溶)窒素％Ｎｆの量は無視できると仮定した。本発明の例の計算された析出強化は、使用したＣ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏに応じて、約150〜ほとんど500MPaの範囲内である。これは、Ｃ、Ｎｂ、及びＶの類似の量を含むが、Ｍｏは含まない組成物により達成される析出強化の量よりも著しく高い。Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの好適なレベルを使用して達成することができる析出強化の非常に高い程度は、本発明の例の鋼シート12及び13に示す。これら2つの鋼シートの計算された析出強化は、約450〜470MPaであり、全体的な降伏強度は940MPaに近い。そのような高い降伏強度は、Ｎｂ及び／又はＶからなり、Ｍｏは含まず、Ｎｂ及び／又はＶを含む炭化物析出物だけで強化された、実質的にフェライト微小構造を有する組成物による鋼シートでは達成できない。そのような組成物による鋼シートで達成できる最大降伏強度は、第一にＮｂ及び／又はＶの量に応じて、典型的には550〜650MPaの範囲内である。
析出強化に対するＭｏの役割は、約56mwt％(即ち1/1000重量％)Ｎｂ及び0.19wt％Ｍｏを基剤とする組成物を有する鋼シート18と、約55mwt％Ｎｂを基剤とし、Ｍｏは含まない組成物を有する鋼シート22との間の降伏強度を比較することにより、さらに説明する。比較例の両鋼シートは、類似の条件下で熱間圧延し、両鋼シートは、フェライト、セメンタイト、及びパーライトからなる類似の微粒微細構造を有していた。Ｍｏを含む鋼シート18の降伏強度は、Ｍｏを含まない鋼シート22より62MPa高い。この追加強度は、Ｎｂ及びＭｏを含む複合炭化物を基剤とする追加析出強化に主として由来する。表３に示す全体的な降伏強度に対する、析出強化の貢献を計算した結果は、Ｍｏの添加により析出強化が約40MPaだけ増加したことを示す。これは、類似のＮｂ及び／又はＶレベルで、通常のＮｂ及び／又はＶ炭化物析出物で達成できる強化を超えて、析出強化を実質的に増加させるには、Ｍｏを使用する必要性があることを示している。Ｎｂ及び／又はＶをＭｏとの組合せで使用することにより、高度の析出強化を達成することができ、高強度と、高伸長及び高伸びフランジ性の両方との組合せを与える、実質的に単相フェライト微細構造を得る。
析出強化の増加に対するＭｏの有益な役割を、バナジウム含有量(mwt％で示す)に対する析出強化(MPaで示す)を示す図２でさらに説明する。黒丸は、0.06Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ組成物を含み、630℃でコイル巻きして製造した本発明による例の鋼シート3、7〜9、及び12〜13に対する計算された析出物に対応する。実線は、黒丸を通る線型回帰を表す。黒三角は、0.06Ｎｂ−Ｍｏ組成物を含み、650℃でコイル巻きした比較例による鋼シート18の計算された析出強化に対応する。線型回帰は、約40〜60ppmの窒素を含む0.06Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ組成物に対する直線を示し、バナジウムと、十分な量のモリブデンとの組合せが、約1400MPa/wt％のバナジウムにより析出強化Δσｐを引き上げている。経験則として、表１に示すＭｎ及びＣ含有量を与えられたとして、モリブデンの非存在下におけるバナジウム及び40〜60ppmの窒素レベルが、630〜650℃でのコイル巻きに対して、約890MPa/wt％で析出強化Δσｐを引き上げている。図2における破線は、計算された析出強化を、バナジウム含有量の関数として、630〜650℃でコイル巻きし、モリブデンを含まない0.06Ｎｂ−Ｖ組成物による鋼シートに関して示す。破線上の白三角は、650℃でコイル巻きした、0.06Ｎｂ組成物による、バナジウム及びモリブデンを含まない比較例の鋼シート22に対応する。実線と破線の間の違いは、バナジウム析出強化の貢献を増加させることに対する、モリブデン添加の有益な影響を表し、単相フェライト系微小構造を有する高強度鋼シートを製造するためには、モリブデンが必要であることを示している。
図３は、図２のグラフと類似のグラフを示すが、データは、630〜650℃でコイル巻きし、0.03Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ組成物を含む(黒丸で示す本発明の例の鋼シート2および4〜6)および0.03Ｎｂ−Ｖ組成物(破線)を含む、両方共窒素レベルが40〜60ppmである、鋼シートに対応する。黒三角は、0.03Ｎｂ−Ｍｏ組成物を含み、バナジウムを含まない比較例の鋼シート20に関する計算された析出強化に対応する。図２におけるように、矢印は、モリブデン添加により引き起こされた増加を表す。
望ましい強度レベルを有し、実質的にセメンタイト及び／又はパーライトを含まないフェライト微細構造を有し、高伸長及び高穴広げ性を有する鋼シートを製造するために、Ｃ、Ｎｂ及び／又はＶ、及びＭｏの量を釣り合わせる必要がある。Ｍｏと組合せたＮｂ及び／又はＶの量が、比較例の鋼シート18〜21の場合のように、Ｃの量に対して低すぎる場合、微細構造は、実質的に単相フェライト系にはならず、かなりの量のセメンタイト及び／又はパーライトが微細構造中に存在し、穴広げ性を損なう。Ｍｏの量がＮｂ及び／又はＶの量と比較して低すぎる場合、析出強化の量は、最適にはならず、望ましい強度レベルは、微粒単相フェライト系微細構造により達成されない。
図4は、フェライト−ベーナイト(ＦＢ)、コンプレックスフェーズ(ＣＰ)およびジユアルフェーズ(ＤＰ)鋼シートを含む、従来の熱間圧延した高強度低合金(ＨＳＬＡ)鋼及び熱間又は冷間圧延したアドバンスト高強度(ＡＨＳ)鋼と比較した、引張強度及び穴広げ性に関する本発明の例の優位性を説明する。明らかに、本発明の例は、それらの実質的に単相フェライト系微細構造により、多相微細構造及び類似の引張強度を有するＨＳＬＡ又はＡＨＳ鋼シートより実質的に高い穴広げ性値を与える。図４は、本発明が、高強度及び高伸びフランジ成形性の優れた組合せが必要とされる鋼用途に、現在のＨＳＬＡ又はＡＨＳ鋼シートより明らかな有益性を提供することを示している。そのような用途の例は、シャシ及びサスペンション部品である。
シャシ及びサスペンション用途向けの鋼シートは、高強度と優れた低温伸び及び伸びフランジ成形性の組合せを必要とするだけではなく、高い耐疲労破損性も必要としている。疲労特性を制御する主なファクターは、微小構造である。一般的に、小さな結晶粒度及びパーライト、ベーナイト及び／又はマルテンサイトを包含する、比較的硬い、炭素濃度が高い相成分が無い均質な微細構造が、疲労特性にとって有益であると考えられる。多相微細構造中の相成分間の硬さの違いは、応力局在化のために疲労にとって有害であり、耐疲労性に対する有害な影響が、炭素濃度が高い相成分およびマトリックス間の硬さの違いが増加するにつれて、増加すると考えられる。炭素濃度が高い相成分とは別に、応力局在化を等しく促進する大きなチタン系析出物も、耐疲労性を損なうことがある。図５は、Ｓ−Ｎ(破損(Ｎｆ)までのサイクルの関数として応力(MPaで表す))疲労曲線を、冷間圧延した(CR)DP800及びCP800、熱間圧延した(HR)HSLA S700及びチタン及びモリブデンを基剤とする高析出強化した実質的に単相フェライト系熱間圧延鋼等級(HR-F800)に典型的と考えられるデータと共に示す。これらの曲線は、−１の最大負荷(Ｒ値)の比による単軸高サイクル疲労試験を使用して測定した。図５のデータは、炭素濃度が高い相成分の疲労特性に対する上記の有害な影響を立証している。破損まで100000サイクルの疲労強度(Δσで表す)は増加し、フェライトマトリックスとマルテンサイト島との間の高硬度差を伴う二重相微細構造から、主としてフェライトマトリックス及びベーナイトからなる、従って、相成分間の硬度の差がはるかに小さいコンプレックスフェーズ微小構造へ行く。図5のデータから、HR-S700及びHR-F800に関して示すデータから明らかなように、微小構造中の相成分間の硬度差がさらに減少するにつれて、疲労強度がさらに増加することを確かめられるが、HR-S700及びHR-F800は、パーライトの小さな、又は無視できる画分だけを含んでなる、主としてフェライト系微細構造をそれぞれ有し、負荷サイクルの際に比較的低い程度の応力局在化に貢献する。しかし、両鋼シートの組成物はチタンを含み、それらの微細構造が、大きなチタン系混在物を含む。上記の原則に従って、負荷サイクルの際に応力局在化への道を与える、炭素濃度が高い相成分および大きなチタン系混在物を含まない、本発明による例の、実質的に単相フェライト系微細構造鋼シート1〜16は、優れた疲労強度を有する。図６は、降伏強度(MPaで示す)に対してプロットした、図５からのS-N曲線に由来する、100000サイクルにおける破損に関する疲労強度を示す。この線は、線型回帰を表し、降伏強度と疲労強度の間の明らかな相関関係を示し、疲労強度に対する微細構造の上記の影響を立証している。このことを指示する例として、図５及び６は、降伏強度が少なくとも760MPaであり、最小降伏比が0.9である熱間圧延した鋼シートに関して、100000サイクルに対する最小疲労が1000MPaであることを示しており、これは、本発明で特許権請求するようなＭｏ、Ｖ及び所望によりＮｂを含む複合炭化物析出物で析出強化した実質的に単相フェライト系微細構造に基づく。
例−シリーズ２
表４に示す化学組成を有する鋼2A〜2Kを、表５及び６に示す条件下で熱間圧延し、鋼シート1〜66を製造し、熱間圧延は、最終厚さが約3.0〜3.5mmであった。ランアウトテーブル上の冷却速度は、表５及び６に挙げた全ての熱間圧延鋼シートに関して50℃／sであった。熱間圧延鋼シートは、酸洗してから試験(引張試験、穴広げ試験、曲げ性試験、及び疲労試験)した。場合により、鋼シートは、穏やかに研磨し、熱間圧延による表面粗さを除去してから試験した。
鋼シート1〜66の引張特性を表5及び6に示す。引張試験及び穴広げ試験は、例−シリーズ１と全く同様に行った。鋼シート1〜61の穴広げ率を表５に示す。
多くの鋼シートを曲げ試験にもかけた。曲げ角度は、VDA規格238-100に記載されている手順に従う３点曲げ装置を使用して測定した。この規格は、試験条件、工具、幾何学的構造及び実験設定並びに曲げ性限界評価を規定している。VDA規格238-100は、曲げ角度αｔを計算する方法も規定している。厚さが異なった鋼間を直接比較できるように、材料厚さｔの平方根に等しい厚さ補正ファクターを一般的に使用する。厚さが1mmより異なった材料の角度は、式
を使用して再度計算する。
曲げ試験の際、パンチを移動させ、鋼シートの曲げを押すのに必要な力を監視する。これによって、曲げ試験の際に達成される最大ひずみを測定することができる。鋼シート62〜66の測定された曲げ角度及び曲げ試験の際に達成された最大ひずみを表６に示す。鋼シートの試験は、２方向で、即ち圧延方向に対して平行及び直角に行った。表６に報告する曲げ角度は、VDA 238-100により測定した曲げ角度に基づいて再計算した値αｔ＝１ｍｍである。
微細構造は、光学顕微鏡により確認し、微細構造中の相成分を確認し、セメンタイト及び／又はパーライトの総画分を測定した。
光学顕微鏡及びＴＥＭ／ＥＤＸ分析は、本発明の例の鋼シート1〜66が、実質的に単相フェライト微細構造を有し、フェライト画分が97％以上であり、チタン系析出物又は介在物を含まず、Ｎｂ及び／又はＶを含み、Ｍｏが該微細構造中に析出した複合炭化物を含む。
高密度の複合炭化物で強化し、延性のフェライト微細構造に対して十分な強度を与えた鋼シート1〜66の実質的に単相フェライト微細構造は、引張伸長、穴広げ容量並びに曲げ性に関して優れた成形性を有する。これは、鋼シート1〜66に関する表５及び６で報告した引張特性、穴広げ率、及び曲げ角度から明らかである。
多くの鋼シートを、英国標準方法、疲労試験、第一部(一般的原則の手引き−BS3518：第一部)による、S−N疲労曲線(破損までのサイクル(Nf)の関数としての応力(MPaで示す))を作成することにより、疲労応答に関して試験した。S−N曲線は、単軸疲労試験に基づいて、−１の最大負荷(R値)の比で決定した。疲労応答に対する表面粗さによる干渉無しに、微小構造の疲労応答をできるだけ多く試験する試みの中で、試料は、研磨してから疲労試験を行った。組成物2Gに関して、630℃でコイル巻きした一つの鋼シートを疲労応答に関して試験した。組成物Ｉに関して、2つの鋼シート、即ち600℃でコイル巻きした1鋼シート(試料Ｉ-600)及び630℃でコイル巻きした1鋼シート(試料Ｉ-630)、を疲労応答に関して試験した。3試料全ての熱間圧延条件及び引張特性は表７に示す。図７は、鋼シート2G-630、2I-600及び2I-630に対応するS-N曲線を示す。図7にプロットしたデータは、高引張伸長と、高穴広げ容量及び/又は曲げ性との組合せの他に、本発明による例の鋼シートの実質的に単相フェライト微小構造が、優れた疲労強度も与えることを示している。図７におけるデータは、図５におけるHR-F800のデータと一致している。
例-シリーズ３
表8に化学組成を示す鋼3A及び3Bを、表9に示す条件下で熱間圧延し、鋼シート1〜8を熱間圧延で最終厚さ約3.0〜3.5mmに製造した。ランアウトテーブル上の2種類の冷却速度、即ち50および100℃/s、を使用した。熱間圧延鋼シートを酸洗してから、引張試験及び穴広げ試験にかけた。場合により、鋼シートは、穏やかに研磨し、熱間圧延による表面粗さを除去してから、試験した。
試料の引張及び穴広げ試験は、上側をバーリングして行い、例１及び２に記載するのと全く同じ様式で行った。鋼シート1〜8の引張特性は表９に示す。鋼シート1〜8の穴広げ率は表９に示す。
光学顕微鏡は、本発明の例の鋼シート1〜8が、97％以上のフェライト画分を有する実質的に単相フェライト微細構造を有し、チタン系析出物又は介在物を含まず、Ｎｂ及び/又はＶを含み、Ｍｏが該微細構造中に析出している複合炭化物を含むことを示している。
鋼シート1〜8の、高密度の複合炭化物で強化され、延性フェライト微細構造に十分な強度を与える、実質的に単相フェライト微細構造は、鋼シート1〜8に関して表９に示す引張特性及び穴広げ率から明らかなように、引張伸長、穴広げ容量に関して優れた成形性を有する。

Claims (13)

  1. 少なくとも550MPaの引張強度及び成形性の優れた組合せを有する高強度熱間圧延鋼シートであって、重量％で
    ・最大0.15％のＣ
    ・最大0.5％のＳｉ
    ・0.5〜2.0％のＭｎ
    ・最大0.06％のＰ
    ・最大0.008％のＳ
    ・最大0.1％のＡｌ sol
    ・最大0.02％のＮ
    ・0.02〜0.45％のＶ
    ・0.05〜0.7％のＭｏ
    ・0.01〜0.058％のＮｂ
    ・残部Ｆｅ及び不可避な不純物
    のみからなり、
    前記高強度熱間圧延鋼シートは、析出強化された単相フェライト系微細構造であって、該単相フェライト系微細構造におけるフェライト相の体積画分が９７％以上であり、パーライトとセメンタイトを総画分で３％を超えて含むことはない単相フェライト系微細構造を有し、該単相フェライト系微細構造における析出物がＭｏ及びＶ及び所望によりＮｂを含む複合炭化物の析出物を含んでなり、
    ・引張強度が少なくとも580MPaで、穴広げ率が90％以上、又は
    ・引張強度が少なくとも750MPaで、穴広げ率が60％以上、又は
    ・引張強度が少なくとも980MPaで、穴広げ率が30％以上
    であることを特徴とする、高強度熱間圧延鋼シート。
  2. 前記単相フェライト系微細構造における前記析出物は、Ｍｏ及びＶ及びＮｂを含む複合炭化物の析出物からなる、請求項１に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  3. 前記単相フェライト系微細構造における前記析出物は、Ｍｏ及びＶを含む複合炭化物の析出物を含み、この複合炭化物の析出物はＮｂを含まない、請求項１に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  4. 前記鋼が、
    ・少なくとも1.2％のＭｎ及び／又は
    ・少なくとも0.02％のＡｌ sol及び／又は
    ・少なくとも0.04％のＶ及び／又は
    ・少なくとも0.1％のＭｏ及び／又は
    ・少なくとも0.02％のＣ及び／又は
    ・少なくとも0.002％のＮ
    を含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  5. 前記単相フェライト系微細構造がチタン系析出物又はチタン系介在物を含まない、請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  6. 重量百分率で表したＣ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの前記含有量が式
    を満足する、請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  7. 重量百分率で表したＮｂ、Ｖ及びＭｏの前記含有量が式
    を満足する、請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  8. 重量百分率で表したＣ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＡｌの前記含有量が式
    を満足する、請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  9. 重量百分率で表したＡｌ及びＮの前記含有量が式
    を満足し、かつ前記単相フェライト系微細構造が前記複合炭化物の析出物に加えて、Ｖ及び所望によりＮｂを含む窒化物及び／又は炭窒化物の析出物も含む、請求項８に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  10. 前記鋼シートが、表面上に亜鉛系めっき被覆を有する、請求項１〜９のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼シート。
  11. 析出強化された単相フェライト系微細構造であって、該単相フェライト系微細構造におけるフェライト相の体積画分が９７％以上であり、パーライトとセメンタイトを総画分で３％を超えて含むことはない単相フェライト系微細構造を有し、該単相フェライト系微細構造における析出物がＭｏ及びＶ及び所望によりＮｂを含む複合炭化物の析出物を含み、少なくとも550MPaの引張強度を有し、かつ、
    ・引張強度が少なくとも580MPaで、穴広げ率が90％以上、又は
    ・引張強度が少なくとも750MPaで、穴広げ率が60％以上、又は
    ・引張強度が少なくとも980MPaで、穴広げ率が30％以上
    である高強度熱間圧延鋼シートの製造方法であって、
    最大0.15％のＣ、最大0.5％のＳｉ、0.5〜2.0％のＭｎ、最大0.06％のＰ、最大0.008％のＳ、最大0.1％のSol．Ａｌ、最大0.02％のＮ、0.02〜0.45％のＶ、0.05〜0.7％のＭｏ、0.01〜0.058％のＮｂ、及び残部Ｆｅ及び不可避な不純物のみからなる鋼スラブを熱間圧延し、前記熱間圧延をＡｒ3変態点以上の仕上げ熱間圧延温度で仕上げ、前記熱間圧延した鋼シートを700〜585℃の温度範囲でコイル巻きすることを特徴とする、方法。
  12. 前記鋼シートを10℃/s〜150℃/sの平均冷却速度でコイル巻き温度に冷却する、請求項１１に記載の方法。
  13. 前記高強度熱間圧延鋼シートの表面に亜鉛系のめっきを施すことをさらに含む、請求項１１又は１２に記載の方法。
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