JP2023139168A - 熱間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】自動車用鋼板としての使用に適した熱間圧延鋼板。
【解決手段】重量パーセントで、０．１１％≦Ｃ≦０．１６％、１％≦Ｍｎ≦２％、０．１％≦Ｓｉ≦０．７％、０．０２％≦Ａｌ≦０．１％、０．１５％≦Ｍｏ≦０．４％、０．１５％≦Ｖ≦０．４％、０．００２％≦Ｐ≦０．０２％、０％≦Ｓ≦０．００５％、０％≦Ｎ≦０．０１％を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、０％≦Ｃｒ≦０．５％、０％≦Ｎｂ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｃａ≦０．００５％、０％≦Ｂ≦０．００１％、０％≦Ｍｇ≦０．００１０％、０％≦Ｔｉ≦０．０１％を含み、０．３％≦Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ≦０．６％であり、残余はＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織は面積分率で、７０％～９０％のベイナイト、１０％～２５％のフェライト、ベイナイト及びフェライトの累積量は９０％以上、残留オーステナイト及びマルテンサイトの累積量は０％～１０％である、熱間圧延鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用鋼板としての使用に適した熱間圧延鋼板に関する。

自動車部品には、２つの矛盾した必要性、すなわち成形の容易さ及び強度を満たすことが要求されるが、近年では、地球環境への配慮の点から自動車には燃費向上という３つ目の要件も与えられている。このように、現在では、自動車部品は、複雑な自動車の組立体への取り付けの容易さという基準に適合すべく、高い成形性を有する材料で製作する必要があり、同時に、車両の重量を低減し燃費を向上させながら、車両の耐衝突性及び耐久性のための強度を向上させる必要がある。

そのため、材料の強度を上げることで自動車に利用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を低下させるので、高強度及び高成形性を併せ持つ材料の開発が必要である。

高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究及び開発により、高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法がもたらされ、そのいくつかを、本発明を最終的に理解するために本明細書に列挙する。

ＥＰ１１３８７９６号は、重量で０．０８％＜炭素＜０．１６％、１％＜マンガン＜２％、０．０２％＜アルミニウム＜０．１％、ケイ素＜０．５％、リン＜０．０３％、硫黄＜０．０１％、バナジウム＜０．３％、クロム＜１％、窒素＜０．０１５％、モリブデン＜０．６％であることを特徴とする、特に自動車部品製造に使用可能な非常に高い弾性限界及び機械的抵抗を有する熱間圧延鋼を請求している。しかし、ＥＰ１１３８７９６号の鋼は、自動車部品の製造に不可欠な穴広げ率を示していない。

ＥＰ２１７１１１２号は、８００ＭＰａよりも高い抵抗及び１０％よりも高い破断点伸びを有し、重量で０．０５０％≦Ｃ≦０．０９０％、１％＜Ｍｎ≦２％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．０５０％、０．１％≦Ｓｉ≦０．３％、０．１０％≦Ｍｏ≦０．４０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｐ≦０．０２５％、０．００３％≦Ｎ≦０．００９％、０．１２％≦Ｖ≦０．２２％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０２０％及び任意にＣｒ≦０．４５％を含み、残余は鉄及び製造に由来する不可避の不純物からなる組成を有する熱間圧延鋼板であって、前記板又は前記部品の微細組織が、表面分率で、少なくとも８０％の上部ベイナイトを含み、任意の残余が下部ベイナイト、マルテン及び残留オーステナイトからなり、マルテン含有量及び残留オーステナイトの含有量の合計が５％未満である熱間圧延鋼板に関する発明である。しかし、この発明では、自動車部品に要求される穴広げ率を示すこともできない。

欧州特許出願公開第１１３８７９６号明細書 欧州特許出願公開第２１７１１１２号明細書

本発明の目的は、同時に以下を有する熱間圧延鋼板を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することにある。
－ ９４０ＭＰａ以上、好ましくは９６０ＭＰａを超える引張強さ、
－ ８％以上、好ましくは９％を超える全伸び、
－ ４０％以上、好ましくは４５％を超える穴広げ率。

好ましい実施形態において、本発明による鋼板はまた、７５０ＭＰａ以上の降伏強度を示すことができる。

好ましい実施形態において、本発明による鋼板は、０．５以上の引張強さに対する降伏強度の比も示すことができる。

好ましくは、このような鋼は、良好な溶接性及び被覆性をもって、成形、特に圧延に対して良好な適性を有することもできる。

本発明の別の目的は、製造パラメータの変化に向けて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でもある。

本発明の熱間圧延鋼板は、その耐食性を改善するために、任意に亜鉛又は亜鉛合金で被覆することができる。

炭素は０．１１～０．１６％の間で鋼中に存在する。炭素は、フェライト形成を制御することで鋼板の強度を高めるために必要な元素であるとともに、炭素は炭化バナジウム又は炭化ニオブを形成することで析出強化による強度も鋼板に付与し、したがって、炭素は強度を高める上できわめて重要な役割を果たす。しかし、炭素含有量が０．１１％未満であれば、本発明の鋼に引張強さを付与することはできない。一方、炭素含有量が０．１６％を超えると、鋼は不十分なスポット溶接性を示し、自動車への応用が制限される。本発明における好ましい含有量は、０．１１％～０．１５％の間に保つことができる。

本発明の鋼のマンガン含有量は１％～２％の間である。この元素はガンマ生成性（ｇａｍｍａｇｅｎｏｕｓ）であり、Ｂｓ及びＭｓの温度にも影響するので、フェライト形成の制御に重要な役割を果たす。マンガンを添加する目的は、本質的に、鋼に焼入性を付与することである。少なくとも１重量％の量のマンガンが、鋼板に強度及び焼入性を提供するために見出されている。しかし、マンガン含有量が２％を超えると、マンガンは熱間圧延後の冷却中のオーステナイトの変態を遅らせるなどの悪影響を生じる。加えて、１．８％を超えるマンガン含有量は中心部偏析を促進し、したがって成形性を低下させ、また本鋼の溶接性を劣化させる。本発明における好ましい含有量は、１．３％～１．８％の間に保つことができる。

本発明の鋼のケイ素含有量は０．１％～０．７％の間である。ケイ素は特に微細組織のフェライト及びベイナイトに対する固溶強化剤である。さらに、ケイ素の含有量が高いと、セメンタイトの析出を遅らせることができる。しかし、ケイ素の不均衡な含有量は、本発明の鋼の被覆性に悪影響を及ぼす虎斑模様（ｔｉｇｅｒ ｓｔｒｉｐ）のような表面欠陥のような問題につながる。したがって、濃度は０．７％を上限として制御される。本発明における好ましい含有量は、０．２％～０．６％の間に保つことができる。

アルミニウムは、本発明の鋼中に０．０２％～０．１％の間で存在する元素である。アルミニウムはアルファ生成性であり、本発明の鋼に延性を付与する。鋼中のアルミニウムは窒素と結合して窒化アルミニウムを形成する傾向があるので、本発明の観点から、アルミニウム含有量はできるだけ低く、好ましくは０．０２％～０．０６％の間に保たなければならない。

モリブデンは本発明の鋼の０．１５％～０．４％を構成する必須元素であり、モリブデンは本発明の鋼の焼入性を高め、熱間圧延後の冷却時にフェライト及びベイナイトへのオーステナイトの変態に影響を及ぼす。しかし、モリブデンの添加は、合金元素の添加コストを過度に増大させるため、経済的理由からその含有量は０．４％に制限される。モリブデンの好ましい限界値は０．１５％～０．３％の間である。

バナジウムは本発明の鋼の０．１５％～０．４％の間を構成する必須元素である。バナジウムは炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することにより鋼の強度を高めるのに有効であり、経済的理由から上限は０．４％である。これらの炭化物、窒化物又は炭窒化物は、冷却の第２及び第３ステップ中に形成される。バナジウムの好ましい限界値は０．１５％～０．３％の間である。

本発明の鋼のリン成分は０．００２％～０．０２％の間である。リンは、特に粒界に偏析したり、マンガンと共偏析したりする傾向があるため、スポット溶接性及び高温延性を低下させる。これらの理由により、その含有量は０．０２％に制限され、好ましくは０．０１５％未満である。

硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含まれることがあり、本発明の観点からは、硫黄含有量はできるだけ低くすることが好ましいが、製造コストの観点からは０．００５％以下である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合は、硫黄は結合して、特にマンガンと結合して硫化物を形成し、本発明の鋼に対するその有益な影響を減少させる。したがって、好ましくは０．００３％未満である。

窒素は材料の老化を回避するために０．０１％に制限され、窒素は、バナジウム及びニオブとの析出強化によって本発明の鋼に強度を付与する窒化物を形成する。しかし、窒素の存在が０．０１％を超える場合には常に、窒素は本発明にとって有害な多量の窒化アルミニウムを形成する可能性があるので、窒素の好ましい上限は０．００５％である。

クロムは、本発明にとっては任意元素である。本発明の鋼中に存在することができるクロム含有量は０％～０．５％の間である。クロムは鋼に焼入性を提供する元素であるが、０．５％より高いクロムの高い含有量はマンガンと同様に中心部共偏析につながる。

ニオブは、本発明にとっては任意元素である。ニオブ含有量は、本発明の鋼に０％～０．０５％の間で存在し得るものであり、本発明の鋼に析出強化により強度を付与するために、炭化物又は炭窒化物を形成するために本発明の鋼に添加される。

本発明の鋼中のカルシウム含有量は０．０００１％～０．００５％の間である。カルシウムは、本発明の鋼に、任意元素として、特に包含物の処理の間に添加され、それにより、硫黄の有害作用を遅らせる。

０．３≦Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ≦０．６
モリブデン、バナジウム及びニオブの累積的な存在は、ニオブ及びバナジウムの両方が窒化物、炭窒化物又は炭化物を形成するのに対し、モリブデンは適切なフェライトの形成を保証するので、本発明の鋼に強度及び穴広げ率を付与するために０．３％～０．６％の間に保たれ、したがってこの式は、析出物の形成を確保することによって引張強さとの間のバランスをとり、適切なフェライトを確保することによって穴広げ率を付与するように本発明を支持する。

ホウ素又はマグネシウムのような他の元素は、個々に又は組み合わせて、以下の重量比で添加することができる。すなわち、ホウ素≦０．００１％、マグネシウム≦０．００１０％である。これらの元素は、示された最大含有量レベルまでは、凝固の間に結晶粒を微細化することを可能にする。

チタンは残留元素であり、０．０１％まで存在することができる。

本鋼の組成の残余は、鉄及び加工に起因する不可避の不純物からなる。

鋼板の微細組織は、以下を含む。

ベイナイトは、本発明の鋼の面積分率で微細組織の７０％～９０％を構成する。ベイナイトは母相として鋼の主要相を構成し、累積的に上部ベイナイト及び下部ベイナイトからなる。９４０ＭＰａ以上、好ましくは９６０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、７０％のベイナイトを有する必要がある。ベイナイトは第３の冷却ステップ中に形成を開始し、巻き取りまで生じる。

フェライトは、本発明鋼の面積分率で微細組織の１０％～２５％を構成する。フェライトは、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトを累積的に含む。フェライトは、本発明の鋼に成形性と同様に伸びを付与する。８％以上、好ましくは９％以上の伸びを保証するためには、１０％のフェライトを有する必要がある。本発明の鋼中には熱間圧延後の冷却時にフェライトが形成される。しかし、本発明の鋼中にフェライト含有量が２５％を超えて存在すると常に、この引張強さが達成されない。

強度と成形性のバランスを確保するために、ベイナイト及びフェライトの累積量は９０％より大きい。ベイナイト及びフェライトの累積的存在は、ベイナイト及びフェライトの存在により９４０ＭＰａの引張強さを付与し、成形性を保証する。

マルテンサイト及び残留オーステナイトは、本発明の鋼にとって任意の構成要素であり、面積分率により累積的に０％～１０％の間に存在し得、微量で見い出される。本発明においてマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの両方を含む。マルテンサイトは、本発明の鋼に強度を付与する。マルテンサイトが１０％を超えると、マルテンサイトは過度の強度を与え、降伏強度は許容上限を超える。好ましい実施形態において、マルテンサイト及び残留オーステナイトの累積量は２～１０％の間である。

上記の微細組織に加えて、熱間圧延鋼板の微細組織はパーライト及びセメンタイトのような微細組織成分を含まないが、微量で見られることがある。

本発明の鋼板は、任意の適切な方法によって生産することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造品を提供することからなる。鋳造は、インゴットへ、又は薄いスラブ又は薄いストリップの形態で連続的に行うことができる。すなわち、スラブのための約２２０ｍｍから薄いストリップのための数十ｍｍまでの範囲の厚さを有する。

例えば、上記の化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、ここで、スラブは、中心部偏析を回避し、公称炭素に対する局所炭素の比率を１．１０未満に保つようにするために、連続鋳造方法の間に、任意に直接軽圧下鋳造を受けた。連続鋳造方法によって提供されるスラブは、連続鋳造の後、高温で直接使用することができ、又は最初に室温まで冷却され、次いで、熱間圧延のために再加熱することができる。

熱間圧延を受けるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１２００℃であり、１３００℃未満でなければならない。スラブの温度が１２００℃より低い場合、圧延機に過大な荷重がかかる。したがって、スラブの温度は、１００％オーステナイト範囲で熱間圧延が完了できるように十分に高くすることが好ましい。１２７５℃を超える温度での再加熱は、生産性の損失を引き起こし、また工業的に費用がかかるため、避けなければならない。したがって、好ましい再加熱温度は、１２００℃～１２７５℃の間である。

本発明の熱間圧延仕上げ温度は、８５０℃～９７５℃の間、好ましくは８８０℃～９３０℃の間である。

このようにして得られた熱間圧延ストリップは、次いで、３段階冷却処理で冷却される。ここで、段階１の冷却は、熱間圧延の仕上げの直後に開始し、段階１では熱間圧延ストリップは、熱間圧延の仕上げから６５０℃～７２０℃の間の温度範囲に至り、４０℃／秒～１５０℃／秒の間の冷却速度で冷却される。好ましい実施形態において、段階１の冷却のための冷却速度は、４０℃／秒～１２０℃／秒の間である。

その後、段階２の冷却は、６５０℃～７２５℃の間の温度範囲から開始して、１秒～１０秒の間の時間、好ましくは２～９秒の間続き、段階２は、６２０℃～６９０℃の間で停止する。この段階の間、冷却は空冷によって行われ、時間の限界値は、この段階の間にさらに製造される鋼の予測されるフェライト微細組織に応じて決定され、フェライト微細組織が形成され、バナジウム及び／又はニオブのようなミクロ合金化元素は、窒化物、炭化物及び炭窒化物を形成して、鋼に強度を付与する。

次いで、段階３の冷却は、６２０℃～６９０℃の間の温度範囲から開始し、２０℃／秒より大きい冷却速度で４５０℃～５５０℃の間の巻取り温度範囲に至る。この冷却段階では、ベイナイト変態が始まり、このベイナイト変態は、冷却中に巻き取られた熱間圧延ストリップがＭｓ温度を通るまで継続し、その後ベイナイト変態は停止する。好ましい実施形態において、巻取り温度範囲は４７０℃～５３０℃の間である。

その後、熱間圧延ストリップを温度範囲が４５０℃～５５０℃の間、好ましくは４７０℃～５３０℃の間で巻取る。次に巻取られた熱間圧延ストリップを室温まで冷却し、熱間圧延鋼板を得る。

本明細書に提示された以下の試験、実施例、比喩的例示及び表は、本質的に限定的ではなく、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。

組成の異なる鋼製の鋼板を表１にまとめ、鋼板をそれぞれ表２に規定した処理パラメータに従って製造する。その後、表３に試験中に得られた鋼板の微細組織をまとめ、表４に得られた特性の評価結果をまとめた。

＜表２＞
表２は、表１の鋼に対し実施された処理パラメータをまとめたものである。

＜表３＞
表３は、発明の鋼及び参考鋼の両方の微細組織を決定するための、走査型電子顕微鏡のような異なる顕微鏡に関する標準に従って行われた試験の結果を例示する。

結果は本明細書に明記される。

＜表４＞
表４は、本発明の鋼及び参考の鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強度、全伸びを求めるため、ＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従った引張試験を行っている。

規格に従って実施された種々の機械的特性の結果をまとめる。

Claims (19)

1. 熱間圧延鋼板であって、重量パーセントで表される、以下の元素、すなわち
   ０．１１％≦炭素≦０．１６％
   １％≦マンガン≦２％
   ０．１％≦ケイ素≦０．７％
   ０．０２％≦アルミニウム≦０．１％
   ０．１５％≦モリブデン≦０．４％
   ０．１５％≦バナジウム≦０．４％
   ０．００２％≦リン≦０．０２％
   ０％≦硫黄≦０．００５％
   ０％≦窒素≦０．０１％
   を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、すなわち
   ０％≦クロム≦０．５％
   ０％≦ニオブ≦０．０５％
   ０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％
   ０％≦ホウ素≦０．００１％
   ０％≦マグネシウム≦０．００１０％
   ０％≦チタン≦０．０１％
   を含むことができる組成を有し、
   ここで、０．３％≦Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ≦０．６％
   であり、組成の残余は、鉄及び加工によって生じる不可避的不純物から構成され、前記鋼板の微細組織は、面積分率で、７０％～９０％のベイナイト、１０％～２５％のフェライトを含み、ここでベイナイト及びフェライトの累積量は少なくとも９０％であり、残留オーステナイト及びマルテンサイトの累積量は０％～１０％の間である、熱間圧延鋼板。
2. 前記組成が、０．２％～０．６％のケイ素を含む、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
3. 前記組成が、０．１１％～０．１５％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の熱間圧延鋼板。
4. 前記組成が、０．１５％～０．３％のバナジウムを含む、請求項３に記載の熱間圧延鋼板。
5. 前記組成が、１．３％～１．８％のマンガンを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。
6. 前記組成が、０．１５％～０．３％のモリブデンを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。
7. 前記組成が、０．０２～０．０６％のアルミニウムを含む、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。
8. 前記残留オーステナイト及びマルテンサイトの累積量が２～１０％の間である、請求項１～７のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。
9. ９５０ＭＰａ以上の引張強さ、及び４０％以上の穴広げ率を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板。
10. ９６０ＭＰａ以上の引張強さ、及び８％以上の全伸びを有する、請求項９に記載の熱間圧延鋼板。
11. 以下の連続ステップを含む熱間圧延熱処理鋼板の製造方法、すなわち
    － 請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼組成を提供するステップ、
    － 半完成品を１２００℃～１３００℃の間の温度に再加熱するステップ、
    － 熱間圧延仕上げ温度が８５０℃～９７５℃の間となるように、オーステナイト範囲において前記半製品を圧延して、熱間圧延鋼ストリップを得るステップ、
    － 次いで、前記熱間圧延ストリップを３段階冷却において冷却するステップであって、
    ・ 前記熱間圧延鋼板を冷却する段階１は、８５０℃～９７５℃の間の温度範囲から開始して、４０℃／秒～１５０℃／秒の間の冷却速度で６５０℃～７２５℃の間の温度範囲に至り、
    ・ 前記熱間圧延鋼板を冷却する段階２は、６５０℃～７２５℃の間の温度範囲から開始して、６２０℃～６９０℃の間の温度範囲に至り、前記段階２は１秒～１０秒の持続時間を有し、空冷であり、前記熱間圧延鋼板を冷却する段階３は、６２０℃～６９０℃の間の温度範囲から開始して、２０℃／秒より大きい冷却速度で４５０℃～５５０℃の間の温度範囲に至る、冷却するステップ、
    － その後、４５０～５５０℃の間の温度範囲で前記熱間圧延鋼ストリップを巻取るステップ、
    － 前記巻取った熱間圧延鋼ストリップを室温まで冷却するステップ。
12. 前記半完成品の再加熱温度が、１２００℃～１２７５℃の間である、請求項１１に記載の方法。
13. 前記熱間圧延仕上げ温度が、８８０℃～９３０℃の間である、請求項１１又は１２に記載の方法。
14. 前記巻取り温度範囲が、４７０℃～５３０℃の間である、請求項１１から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記段階１の冷却の冷却速度が、４０℃／秒～１２０℃／秒の間である、請求項１１～１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 前記段階３の冷却の冷却速度が、２５℃／秒以上である、請求項１１～１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 前記段階２の冷却の持続時間が、２秒～９秒の間である、請求項１１～１６のいずれか一項に記載の方法。
18. 車両の構造部品又は安全部品の製造のための、請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１１～１７の方法で製造された鋼板の使用。
19. 請求項１８に従い得られた部品を含む車両。