JP7703020B2 - ９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高強度鋼の分野に属し、特に、９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼及びその製造方法に関する。
国民経済の発展に伴い、自動車の生産も大幅に増加し、板材の使用は増加し続けている。国内の自動車産業の多くのモデルの部品は、従来の設計で熱間圧延又は酸洗いされたプレートを使用する必要があり、例えば自動車のシャーシ部品、トーションビーム、車のサブフレーム、ホイールのスポークとリム、フロントとリアのアクスルアセンブリ、ボディ構造部品、シート、クラッチ、シートベルト、トラックボックスパネル、保護ネット、自動車用ビームなどのスペア部品がある。そのうち、シャシー用鋼は、自動車の総鋼消費量の２４～３４％を占めている。
乗用車の軽量化は、自動車業界の開発トレンドであるだけでなく、法規制の要件でもある。法規制では燃費が規定されているが、実際には形を変えたボディの軽量化の要求であり、高強度、薄肉、軽量化の材料への要求に反映されている。高強度と軽量化は、後続の新しいモデルにとって避けられない要件であり、必然的に鋼の等級の向上とシャーシ構造の変更につながる。たとえば、部品は、より複雑になり、材料性能、表面などの要求、及び、ハイドロフォーミング、ホットスタンピング、レーザー溶接などの成形技術の改善につながり、ひいては、材料の高強度、スタンピング、フランジ加工、スプリングバック、及び疲労特性などの性能に変換する。
外国と比較して、国内の高強度高穴広げ鋼の開発は、強度レベルが比較的低いだけでなく、性能安定性も劣っている。例えば、国内の自動車部品メーカーが使用する高穴広げ鋼は、基本的に引張強度６００ＭＰａ以下の高強度鋼であり、４４０ＭＰａ以下のレベルの高穴広げ鋼の競争は白熱する。引張強度７８０ＭＰａ級の高穴広げ鋼は、現在徐々にバッチで使用され始めているが、伸び率と穴広げ率という成形における２つの重要な指標に対する要求も高くなる。９８０ＭＰａ級の高穴拡広げ鋼はまだ研究開発・認証段階であり、量産段階には至っていない。しかし、強度がより高く、穴広げ率がより高い９８０高穴広げ鋼は、将来の必然的な開発傾向である。将来のユーザーの潜在的なニーズを満足するためには、穴広げ性に優れた９８０ＭＰａ級の高穴広げ鋼の開発が必要である。
現在、関連する特許文献のほとんどは、７８０ＭＰａ及びその以下の高穴広げ鋼である。９８０ＭＰａ級の高穴広げ鋼に関する文献は非常に少ない。中国特許出願ＣＮ１０６１１９７０２Ａは９８０ＭＰａ級熱間圧延高穴広げ鋼を開示しており、その組成設計の主な特徴は低炭素Ｖ－Ｔｉマイクロアロイ設計であり、ミクロ組織は粒状ベイナイトと少量のマルテンサイトであり、同時に、微量のＮｂとＣｒを添加している。
文献から分かるように、通常、材料の伸び率は穴広げ率に反比例し、即ち、伸び率が高いほど穴広げ率が低くなり、逆に伸び率が低いほど穴広げ率が高くなる。従って、高伸びと高穴広げを有するとともに、高強度を有する高穴広げ鋼を得ることは非常に困難である。
さらに、同じまたは類似の強化メカニズムの下で、材料の強度が高いほど、穴広げ率が低くなる。良好な可塑性と穴広げ・フランジング特性を備えた鋼を得るためには、両者のより良いバランスが必要である。もちろん、材料の穴広げ率は多くの要因と密接に関係しており、最も重要な要因には、組織の均一性、介在物と偏析制御のレベル、さまざまな組織タイプ、及び穴広げ率の測定などが含まれる。一般的に言えば、単一の均一な組織は、より高い穴広げ率を得るのに有利であるが、二相又は多相組織は、通常、穴広げ率の向上に不利である。
本発明の目的は、９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼及びその製造方法を提供することであり、前記高穴広げ鋼は、降伏強度が８００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度高穴拡げ鋼であり、コントロールアームやサブフレームなどの、高強度と薄肉化が要求される乗用車のシャシー部品に適用できる。
上記目的を達成するために、本発明の技術案は以下の通りである。
本発明の組成設計は、比較的低いＣ含有量を採用し、これにより、ユーザーが使用中に優れた溶接性を有することを確保し、得られた低炭素マルテンサイト組織が良好な穴拡げ性及び衝撃靭性を有することを確保できる。引張強度≧９８０ＭＰａを満たすことに基づいて、炭素含有量が低いほど良く；Ｓｉ含有量を高く設計し、プロセスに合わせてより多くの残留オーステナイトを取得し、それによって材料の可塑性を向上させる。同時に、より高いＳｉ含有量は、鋼の未再結晶温度を下げるのに有利であり、鋼がより低い仕上圧延温度で動的再結晶プロセスを完了することができ、それによってオーステナイト結晶粒と最終マルテンサイト結晶粒のサイズを微細化し、可塑性及び穴広げ率を改善する。
具体的には、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、化学組成の重量百分率が、Ｃ：０．０３％～０．０６％、Ｓｉ：０．８％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０８％、Ｎ：≦０．００４％、Ｍｏ：０．１％～０．５％、Ｔｉ：０．０１％～０．０５％、Ｏ：≦０．００３０％であり、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物である。
さらに、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％のうちの１種又は１種以上の元素をさらに含む。
いくつかの実施形態において、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、化学組成の重量百分率が、Ｃ：０．０３％～０．０６％、Ｓｉ：０．８％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０８％、Ｎ：≦０．００４％、Ｍｏ：０．１％～０．５％、Ｔｉ：０．０１％～０．０５％、Ｏ：≦０．００３０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｂ：≦０．００２％、Ｃａ：≦０．００５％、Ｎｂ：≦０．０６％、Ｖ：≦０．０５％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％であり、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物であり；好ましくは、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、少なくともＣｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉのうちの１種、好ましくは少なくともＣｒ及び／又はＢを含む。
前記Ｃｒ含有量は好ましくは０．２～０．４％であり；前記Ｃｕ及びＮｉの含有量はそれぞれ好ましくは０．３％以下であり；Ｎｂ及びＶの含有量はそれぞれ好ましくは０．０３％以下であり；Ｂ含有量は好ましくは０．０００５～０．００１５％であり；Ｃａ含有量は好ましくは０．００２％以下である。
さらに、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴拡大鋼のミクロ組織は、ベイナイト及び少量の残留オーステナイトである。好ましくは、前記９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼中の残留オーステナイトの割合は、体積比で５％以下である。
さらに、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、降伏強度が８００ＭＰａ以上、好ましくは８１５ＭＰａ以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上、より好ましくは１０３０ＭＰａ以上であり、横方向Ａ５０が１０％以上であり、冷間曲げ性能試験（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格し、穴広げ率が８０％以上、好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上である。好ましくは、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、－４０℃衝撃靭性が１４０Ｊ以上、好ましくは１５０Ｊ以上、より好ましくは１６０Ｊ以上である。
好ましくは、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、降伏強度が８１５ＭＰａ以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、横方向Ａ５０が１０％以上であり、冷間曲げ性能試験（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格し、穴広げ率が８５％以上であり、－４０℃衝撃靭性が１５０Ｊ以上である。
好ましくは、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼は、厚さが２～６ｍｍである。
本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の組成設計において：
炭素は、鋼における基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。炭素は、オーステナイトの相領域を拡大させ、オーステナイトを安定させる。炭素は、鋼中の格子間原子として、鋼の強度の向上に対して非常に重要な役割を有し、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が最も大きいである。本発明では、得ようとする組織が低炭素又は超低炭素のマルテンサイトであるため、引張強度が９８０ＭＰａ級の高強度鋼を得るためには、炭素含有量が０．０３％以上であることを確保する必要があり、でなければ、炭素含有量が０．０３％以下であると、室温まで完全に焼き入れても、その引張強度が９８０ＭＰａに達することができなく；しかし、炭素含有量が０．０６％を超えない。炭素含有量が高すぎると、形成される低炭素マルテンサイトの強度が高すぎ、伸び率と穴広げ率が両方とも低くなる。従って、炭素含有量は０．０３～０．０６％に制御する必要があり、好ましい範囲は０．０４～０．０５５％である。
ケイ素は、鋼中の基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。Ｓｉ含有量の増加は、固溶強化効果を向上させるだけでなく、さらに重要なことに、次の２つの役割を果たす。その１つは、鋼の未再結晶温度を大幅に下げて、鋼が非常に低い温度範囲で動的再結晶を完了できるようにすることである。このように、実際の圧延工程では、比較的低い仕上げ圧延温度で圧延を行うことができ、例えば８００～８５０℃の仕上げ圧延温度範囲内で圧延することができ、オーステナイトの結晶粒のサイズを大幅に減少させることができ、これにより最終的なマルテンサイトラスのサイズを小さくし、強度と可塑性を向上させるとともに、良好な穴広げ率を得るためにも有利である。Ｓｉのもう１つの重要な役割は、セメンタイトの析出を抑制することであり、適切な圧延プロセス条件の下で、特にマルテンサイト主体の組織が得られる場合、一定量の残留オーステナイトを保持することができ、伸び率を向上するのに有利である。よく知られているように、同じ強度レベルの条件ではマルテンサイトの伸び率が通常に最も低く、マルテンサイトの伸び率を向上させるためには、安定した残留オーステナイトを一定量保持することが重要な手段である。Ｓｉのこのような役割は、その含有量が０．８％以上に達した時のみに発現する。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎてはいけなく、でなければ、実際の圧延工程での圧延荷重が大きくなり、製品の安定生産に不利になる。よって、鋼中のＳｉ含有量は、通常に０．８～２．０％に制御し、好ましく範囲は１．２～１．６％である。
マンガンは、鋼中の最も基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。Ｍｎが、鋼の臨界焼入れ速度を低下させ、オーステナイトを安定化させ、結晶粒を微細化させ、オーステナイトのパーライトへの変態を遅延させるオーステナイト相領域を拡大する重要な要素であることはよく知られている。本発明では、鋼板の強度を確保するとともに、残留オーステナイトを安定化させるために、Ｍｎ含有量は通常１．０％以上に制御する。同時に、Ｍｎ含有量は通常２．０％を超えてはならなく、でなければ、製鋼時にＭｎの偏析が発生しやすく、スラブ連続鋳造時にも熱間割れが発生しやすい。よって、鋼中のＭｎ含有量は、通常１．０～２．０％に制御し、好ましい範囲は１．４～１．８％である。
リンは鋼中の不純物元素である。Ｐは、粒界に偏析しやすく、鋼中のＰ含有量が高い（≧０．１％）と、Ｆｅ２Ｐが形成され、結晶粒の周囲に析出し、鋼の可塑性及び靭性を低下させる。よって、Ｐ含有量が低いほど良好であり、通常０．０２％以内に制御され、製鋼コストを増加させないことが好ましい。
硫黄は鋼中の不純物元素である。鋼中のＳは、通常、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、特にＳ及びＭｎの含有量が比較的多いと、鋼中に多くのＭｎＳが形成され、ＭｎＳ自体がある程度の可塑性を有し、その後の圧延工程でＭｎＳが圧延方向に沿って変形し、鋼の横方向の可塑性を低下させるだけでなく、組織の異方性を増加させ、穴広げ性能に不利でるある。従って、鋼中のＳ含有量は低いほどよいが、本発明ではＭｎ含有量を多くする必要があることを考えると、ＭｎＳ含有量を低減するためには、Ｓ含有量を厳しく制御する必要がある。Ｓ含有量は０．００３％以内に制御する必要があり、好ましい範囲は０．００１５％以下である。
アルミニウムは、鋼中の役割が主に脱酸と窒素固定である。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの強力な炭化物形成元素が存在する場合、Ａｌの主な役割は脱酸と結晶粒の微細化である。本発明では、Ａｌは一般的な脱酸元素、及び結晶粒を微細化するための元素であり、その含有量は通常０．０２～０．０８％に制御すればよく、Ａｌ含有量が０．０２％未満であると結晶粒を微細化する効果がなく、同様に、Ａｌ含有量が０．０８％を超えると、結晶粒微細化効果は飽和する。従って、鋼中のＡｌ含有量は０．０２～０．０８％に制御すればよく、好ましい範囲は０．０２～０．０５％である。
窒素は本発明において不純物元素であり、その含有量が少ないほどよいである。しかし、窒素は製鋼工程において不可避的元素である。その含有量が少ないだけど、Ｔｉなどの強力な炭化物形成元素と結合して、形成されるＴｉＮ粒子は、鋼の特性、特に穴広げ性能に非常に悪影響を及ぼす。ＴｉＮは四角形であるため、その鋭い角とマトリックスの間に大きな応力集中があり、穴広げ変形の過程で、ＴｉＮとマトリックスの間の応力集中がクラックを形成しやすく、材料の穴広げ性能を大幅に低下させる。窒素含有量を極力抑える前提で、Ｔｉなどの強力な炭化物形成元素の含有量は少ないほどよい。本発明では、ＴｉＮによる悪影響を最小限にするために、微量のＴｉを添加して窒素を固定する。従って、窒素含有量は０．００４％以下に制御する必要があり、好ましい範囲は０．００３％以下である。
チタンは、本発明における重要な元素の一つである。Ｔｉは、本発明において主に２つの役割を果たす。その１は鋼中の不純物元素Ｎと結合してＴｉＮを形成し、「窒素固定」の役割を果たすことであり；その２は材料のその後の溶接プロセスにおいて、分散した微細なＴｉＮを一定量形成し、オーステナイト結晶粒のサイズを抑制し、組織を微細化し、低温靭性を改善することである。よって、鋼中のＴｉ含有量は、０．０１～０．０５％の範囲、好ましくは０．０１～０．０３％の範囲に制御する。
モリブデンは、本発明における重要な元素の１つである。モリブデンは、鋼に添加されると、フェライトとパーライトの相変態を大幅に遅らせることができる。モリブデンのこのような効果は、実際の圧延工程における各種プロセスの調整に有利であり、例えば、仕上げ圧延終了後、分割冷却を行ってもよく、空冷後に水冷してもよい。本発明では、空冷後に水冷するか、又は圧延後に直接水冷するプロセスを採用し、モリブデンの添加により、空冷工程中にフェライト又はパーライトなどの組織が形成されないようにすることができ、同時に、空冷工程で、変形したオーステナイトが動的に回復することができ、これは組織の均一性を向上するのに有利である。モリブデンは溶接軟化に対して強い耐性がある。本発明の主な目的は、単一の低炭素マルテンサイトと少量の残留オーステナイトの組織を得ることであり、低炭素マルテンサイトは溶接後に軟化する傾向があるため、一定量のモリブデンを添加すると、溶接軟化の程度を効果的に減少させることができる。従って、モリブデンの含有量は０．１～０．５％に制御する必要があり、好ましい範囲は０．１５～０．３５％である。
クロムは、本発明における添加可能な元素の１つである。少量のクロム元素の添加は、鋼の焼入れ性を向上させるためではなく、Ｂと結合して溶接後の溶接熱影響領域での針状フェライトの形成に有利であり、溶接熱影響領域の低温靭性を大幅に向上させることである。本発明に係わる最終適用部品は乗用車シャシー製品であるため、溶接熱影響領域の低温靭性は非常に重要な指標である。溶接熱影響領域の強度が過度に低下しないことを確保することに加えて、溶接熱影響領域の低温靭性も特定の要件を満たす必要がある。さらに、クロム自体にも一定の溶接軟化防止効果がある。従って、鋼中のクロムの添加量は通常０．５％以下であり、好ましい範囲は０．２～０．４％である。
ホウ素は、本発明における添加可能な元素の１つである。鋼中のホウ素の役割は、主に元のオーステナイト粒界に偏析して初析フェライトの形成を抑制することであり；鋼にホウ素を添加すると、鋼の焼入れ性も大幅に向上させる。しかし、本発明では、微量のホウ素元素を添加する主な目的は、焼入れ性を向上させることではなく、クロムと結合して溶接熱影響領域の組織を改善し、靭性の良好な針状フェライト組織を得ることである。鋼中のホウ素元素の添加は、通常０．００２％以下に制御し、好ましい範囲は０．０００５～０．００１５％である。
カルシウムは、本発明における添加可能な元素である。カルシウムは、ＭｎＳなどの硫化物の形態を改善し、長い帯状のＭｎＳなどの硫化物を球状のＣａＳに変化させることができ、これは、介在物の形態を改善するのに有利であり、それによって穴広げ性に対する長い帯状の硫化物の悪影響を軽減する。しかし、カルシウムの添加が多すぎると、酸化カルシウムの量が増加し、穴広げ性に不利である。従って、鋼中のカルシウムの添加量は通常０．００５％以下であり、好ましい範囲は０．００２％以下である。
酸素は製鋼プロセスにおいて不可避的に存在する元素であり、本発明では、一般に脱酸後に鋼中のＯ含有量が３０ｐｐｍ以下になり、鋼板の性能に顕著な悪影響を及ぼすことはない。よって、鋼中のＯ含有量は、３０ｐｐｍ以内に制御すればよい。
ニオブは、本発明における添加可能な元素の１つである。ニオブはチタンと同様に、鋼中の強力な炭化物元素であり、鋼にニオブを添加すると、鋼の未再結晶温度が大幅に上昇し、仕上げ圧延段階で転位密度の高い変形オーステナイトが得られ、その後の変態過程において最終的な相変態組織を微細化することができる。しかし、ニオブの添加量は多すぎてはならず、一方、ニオブの添加量が０．０６％を超えると、組織内に比較的粗大なニオブの炭窒化物が形成されやすくなり、一部の炭素原子が消費され、炭化物の析出強化効果が低下する。同時に、ニオブの含有量が高いと、熱間圧延形態のオーステナイト組織の異方性が容易に発生してしまい、その後の冷却相変態プロセス中に最終組織に継承され、穴広げ性能には不利である。よって、鋼中のニオブ含有量は通常０．０６％以下に制御し、好ましい範囲は０．０３％以下である。
バナジウムは、本発明における添加可能な元素である。バナジウムは、チタン、ニオブと同様に、強力な炭化物形成元素でもある。しかし、バナジウム炭化物の固溶温度又は析出温度は低く、通常、仕上げ圧延段階ですべてオーステナイトに溶解する。バナジウムは、温度が低下し相転移が開始する場合にのみ、フェライトに形成され始める。フェライト中のバナジウム炭化物の固溶度はニオブやチタンの固溶度よりも大きいため、フェライト中に形成されるバナジウム炭化物のサイズは大きくなり、析出強化に不利であり、鋼の強度に寄与するが、チタンよりも小さくなる。しかし、バナジウム炭化物の形成も一定量の炭素原子を消費するため、鋼の強度の向上には不利である。従って、鋼中のバナジウムの添加量は通常０．０５％以下であり、好ましい範囲は０．０３％以下である。
銅は、本発明における添加可能な元素である。銅は、鋼に添加すると、鋼の耐食性を向上させることができ、Ｐ元素と一緒に添加すると、耐食効果がより良くなり、Ｃｕの添加量が１％を超えると、特定の条件下で、ε－Ｃｕ析出相が形成されて、強力な析出強化効果を果たす。しかし、Ｃｕの添加は圧延工程で「Ｃｕ脆化」現象を起こしやすいため、「Ｃｕ脆化」現象をあまり起こさずに、ある応用の場合にＣｕの耐食性向上効果を十分に発揮させるために、通常にＣｕ元素の含有量を０．５％以内に制御し、好ましい範囲は０．３％以内である。
ニッケルは、本発明における添加可能な元素である。鋼にニッケルを添加すると、一定の耐食性があるが、耐食効果は銅よりも弱く、鋼にニッケルを添加しても鋼の引張特性にはほとんど影響しないが、鋼の組織と析出相を微細化し、鋼の低温靭性を大幅に改善することができ、同時に、銅が添加された鋼において、少量のニッケル添加により、「Ｃｕ脆化」の発生を抑えることができる。比較的多くのニッケルを添加しても、鋼自体の特性に明らかな悪影響がない。銅とニッケルを同時に添加すると、耐食性が向上するだけでなく、鋼の組織と析出相を微細化し、低温靭性が大幅に向上する。しかし、銅とニッケルはいずれも比較的高価な合金元素であるので、合金設計のコストを最小限に抑えるために、ニッケルの添加量は通常０．５％以下であり、好ましい範囲は０．３％以下である。
本発明の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1）製錬、鋳造
上記組成に従い、転炉又は電気炉の採用により製錬して、真空炉で２次精錬した後に、ビレット又はインゴットに鋳造する；
2）ビレット又はインゴットを再加熱し、加熱温度を１１００～１２００℃、保持時間を１～２時間とする；
3）熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、累積変形量が５０％以上になるように９５０℃以上で３～５パスの粗圧延を行い、その後、中間ビレットを９００～９５０℃、好ましくは９２０～９５０℃に保持し、さらに累積変形量が７０％以上、好ましくは８５％以上になるように３～５パスの仕上げ圧延を行い；仕上げ圧延温度を８００～９２０℃とする；
4）冷却
最初に０～１０秒間空冷し、その後５０℃／ｓ以上、好ましくは５０～８５℃／ｓの冷却速度で鋼ストリップをマルテンサイト変態開始点Ｍｓ以下に水冷して巻き取り、巻き取った後、室温まで冷却し、冷却速度は好ましくは２０℃／ｈ以下とする；
5）酸洗い
鋼ストリップの酸洗走行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの範囲内に調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、張力修正率を２％以下に制御して鋼ストリップの伸びの損失を減らし、その後リンスを行い、鋼ストリップの表面を乾燥させ、油を差す。
好ましくは、工程５）において酸洗後、３５～５０℃の温度範囲でリンスを行い、鋼ストリップの表面を１２０～１４０℃で乾燥させ、油を差す。
本発明の革新点は以下の通りである。
本発明は、組成設計において、低炭素又は超低炭素マルテンサイトの設計思想を採用し、比較的高いケイ素を添加してセメンタイトの形成を抑制及び減少させると同時に、比較的高いケイ素を添加することで、未再結晶温度を下げることもできるため、従来のオーステナイト領域の仕上げ圧延時に、変形したオーステナイトが動的再結晶プロセスを完了することができ、横方向と縦方向の特性の差が少ないオーステナイト結晶粒を得るのに有利であり、その後の冷却相変態プロセスでは、均一な組織を有するマルテンサイトと残留オーステナイトが得られる。組成設計において、比較的高いマンガン含有量は、オーステナイトを安定させる。一方、モリブデンはフェライトとパーライトの変態を大幅に遅らせる。マルテンサイトは鋼板に高強度を付与し、残留オーステナイトは鋼板に高い可塑性と冷間曲げ特性を付与し、均一で微細な組織は鋼板に高い穴広げ性能と優れた低温衝撃靭性を付与する。
圧延プロセスの設計において、粗圧延と仕上げ圧延の段階で、圧延のプロセスのリズムは、できるだけ早く完了する必要がある。仕上圧延後、最初に一定時間の空冷を行う。空冷の主な目的は次の通りである。組成設計においてマンガンとモリブデンの含有量が比較的高いため、マンガンはオーステナイトを安定化させる元素であり、モリブデンはフェライトとパーライトの相変態を大幅に遅らせる。従って、一定時間の空冷の過程で、圧延された変形オーステナイトは相変態が発生しなく、つまりフェライト組織を形成することなく、動的再結晶と緩和プロセスが発生する。変形したオーステナイトの動的再結晶により、均一な組織を持つほぼ等軸のオーステナイトを形成でき、オーステナイト結晶粒内の転位は緩和後に大幅に減少し、両方の組み合わせにより、その後の水冷焼入れ過程で均一な組織を持つマルテンサイトが得られる。マルテンサイト組織を得るためには、水冷却速度が低炭素マルテンサイトの臨界冷却速度よりも大きくなければならず、本発明では、マルテンサイトの臨界冷却速度は組成及びプロセスに応じて３０～５０℃／ｓであり、すべての組成設計がマルテンサイトを得ることができることを確保するために、鋼ストリップの水冷却の速度を５０℃／ｓ以上とする必要がある。
本発明に係るミクロ組織は低炭素又は極低炭素のマルテンサイトであるため、仕上圧延完了後に臨界冷却速度よりも大きい冷却速度で鋼ストリップをマルテンサイト変態開始点Ｍｓ以下まで冷却すればよい。冷却停止温度が異なると、室温での残留オーステナイト量が異なる。通常、最適な焼入れと冷却停止温度範囲があり、その範囲は合金組成によって異なるが、通常１５０～３５０℃である。良好な塑性と穴広げ率を備えた高強度鋼を得るためには、鋼ストリップをＭｓ点以下の特定の温度範囲まで急冷する必要がある。理論計算と実際の試験検証によると、鋼ストリップをＭｓ以下の範囲まで焼入れすると、総合性能に優れた組織が得られる。焼入れ温度がＭｓ以上の場合、残留オーステナイト量は多いであるものの、組織中にベイナイト組織が出現し、９８０ＭＰａ以上の強度要求を満足できなくなる。以上の理由から、巻取り温度はＭｓ以下に制御する必要がある。本発明が、強度、可塑性、靭性、冷間曲げ及び穴広げ性能に優れた９８０ＭＰａ級の高穴広げ鋼を得ることができるのは、まさにこの革新的な組成及びプロセス設計のアイデアに基づいている。
本発明は以下の有益効果を有する。
本発明は、比較的経済的な組成設計のアイデアと革新的な冷却プロセス経路を採用して、強度、可塑性、靭性、冷間曲げ及び穴広げ性能に優れた９８０ＭＰａ級の高穴広げ鋼を取得することができる。
本発明に記載の９８０ＭＰａ級の鋼コイル又は鋼板は、優れた強度と可塑性と靭性のマッチングを有し、また良好な冷間曲げ性能及び穴広げ・フランジ加工性能を有し、降伏強度が８００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、かつ厚さが２～６ｍｍである熱間圧延又は酸洗高穴広げ鋼であり、同時に、良好な伸び率（横方向のＡ５０≧１０％）と穴広げ性能（穴広げ率≧８０％）を備え、冷間曲げ性能試験（ｄ≦４ａ、１８０°）に合格し、自動車のシャーシやサブフレームなどの、高強度と薄肉化、及び穴広げ・フランジ加工が必要な部品の製造に適用でき、非常に幅広い用途の見通しがある。
図１は、本発明の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の製造方法のプロセスフロー図である。 図２は、本発明の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の製造方法中の圧延工程の模式図である。 図３は、本発明の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の製造方法中の冷却工程の模式図である。
図１～図３を参照して、本発明に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1）製錬、鋳造
上記組成に従い、転炉又は電気炉の採用により製錬して、真空炉で２次精錬した後に、ビレット又はインゴットに鋳造した；
2）ビレット又はインゴットを再加熱し、加熱温度を１１００～１２００℃、保持時間を１～２時間とした；
3）熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、累積変形量が５０％以上になるように９５０℃以上で３～５パスの粗圧延を行い、その後、中間ビレットを９００～９５０℃に保持し、さらに累積変形量が７０％以上になるように３～５パスの仕上げ圧延を行い；仕上げ圧延温度を８００～９２０℃とした；
4）冷却
最初に０～１０秒間空冷し、その後５０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼ストリップをマルテンサイト変態開始点Ｍｓ以下に水冷して巻き取り、巻き取った後、室温まで冷却した（冷却速度≦２０℃／ｈ）；
5）酸洗い
鋼ストリップの酸洗走行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの範囲内に調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、張力修正率を２％以下に制御し、リンスを３５～５０℃の温度範囲で行い、鋼ストリップの表面を１２０～１４０℃の間で乾燥させ、油を差した。
本発明に記載の高穴広げ鋼の実施例の組成は表１を参照し、表２及び表３は本発明の鋼の実施例の製造プロセスパラメータであり、そのうち、圧延工程において鋼ビレットの厚さが１２０ｍｍであり；表４は、本発明の実施例の鋼板の機械的性能である。引張特性（降伏強度、引張強度、伸び率）はＩＳＯ６８９２－２－２０１８国際標準に従って試験され、穴広げ率はＩＳＯ１６６３０－２０１７国際標準に従って試験され、－４０℃衝撃靭性はＩＳＯ１４５５６－２０１５国際標準に従って実施された。冷間曲げ性能は、ＩＳＯ７４３８－２００５国際標準に従って実施された。
表４から、鋼コイルの降伏強度はすべて８００ＭＰａ以上、引張強度は９８０ＭＰａ以上、伸び率は通常１０～１３％であり、衝撃エネルギーは比較的安定しており、－４０℃での低温衝撃エネルギーは１４０～１８０Ｊで安定しており、残留オーステナイト含有量は巻取り温度によって変化し、一般に２～５％の間で変化し、穴広げ率は８０％以上を満足することが分かる。
上記の実施例から、本発明に係る９８０ＭＰａ高強度鋼は、強度、可塑性、靭性及び穴広げ性の良好なマッチングを有し、自動車のシャシー構造などの高強度と薄肉化、及び穴広げ・フランジ成形が必要な部品（例えばコントロールアームなど）に特に適し、ホイールなどの穴フランジ成形が必要な複雑な部品にも適しており、非常に幅広い用途の見通しがあることが分かる。
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Claims (17)

  1. 化学組成の重量百分率が、Ｃ：０．０３％～０．０６％、Ｓｉ：０．８％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０８％、Ｎ：≦０．００４％、Ｍｏ：０．１％～０．５％、Ｔｉ：０．０１％～０．０５％、Ｏ：≦０．００３０％であり、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物である９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板であって、
    前記超高穴広げ熱間圧延鋼板は、降伏強度が８００ＭＰａ以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、横方向Ａ５０が１０％以上であり、穴広げ率が８０％以上であり、
    前記超高穴広げ熱間圧延鋼板は、超低炭素マルテンサイトおよび残留オーステナイトのミクロ組織を備え、前記残留オーステナイトは５体積％以下である、９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  2. 前記超高穴広げ熱間圧延鋼板は、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％のうちの１種又は１種以上の元素をさらに含む、ことを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  3. 化学組成の重量百分率が、以下の特徴の１つ以上を満たす請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板：
    Ｃｒ含有量は０．２～０．４％；
    Ｃｕ含有量は０．３％以下；
    Ｎｉの含有量は０．３％以下；
    Ｎｂ含有量は０．０３％以下；
    Ｖの含有量は０．０３％以下；
    Ｂ含有量は０．０００５～０．００１５％；
    Ｃａ含有量は０．００２％以下。
  4. 化学組成の重量百分率が、Ｃ：０．０３％～０．０６％、Ｓｉ：０．８％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０８％、Ｎ：≦０．００４％、Ｍｏ：０．１％～０．５％、Ｔｉ：０．０１％～０．０５％、Ｏ：≦０．００３０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｂ：≦０．００２％、Ｃａ：≦０．００５％、Ｎｂ：≦０．０６％、Ｖ：≦０．０５％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％であり、かつ少なくともＣｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉのうちの１種、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物である、ことを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  5. Ｃｒ及び／又はＢを含む、請求項４に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  6. 前記Ｃ含有量が０．０４～０．０５５％であることを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  7. 前記Ｓｉ含有量が１．２～１．６％であることを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  8. 前記Ｍｎ含有量が１．４～１．８％であることを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  9. 前記Ｓ含有量が０．００１５％以下に制御され、及び／又は前記Ｎ含有量が０．００３％以下に制御される、ことを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  10. 前記Ａｌ含有量が０．０２～０．０５％であることを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  11. 前記Ｔｉ含有量が０．０１～０．０３％、及び／又は前記Ｍｏ含有量が０．１５～０．３５％であることを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  12. 前記超高穴広げ熱間圧延鋼板は、－４０℃衝撃靭性が１４０Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  13. 前記超高穴広げ熱間圧延鋼板は、降伏強度が８１５ＭＰａ以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、横方向Ａ５０が１０％以上であり、穴広げ率が８５％以上であり、－４０℃衝撃靭性が１５０Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の９８０ＭＰａ超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板。
  14. 以下の工程を含む、請求項１～１３のいずれかに記載の９８０ＭＰａ超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板の製造方法：
    1）製錬、鋳造
    請求項１～１１に記載の組成に従い、転炉又は電気炉の採用により製錬して、真空炉で２次精錬した後に、ビレット又はインゴットに鋳造し；
    2）ビレット又はインゴットを再加熱し、加熱温度を１１００～１２００℃、保持時間を１～２時間とし；
    3）熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、累積変形量が５０％以上になるように９５０℃以上で３～５パスの粗圧延を行い、その後、中間ビレットを９００～９５０℃に保持し、さらに累積変形量が７０％以上になるように３～５パスの仕上げ圧延を行い；仕上げ圧延温度を８００～９２０℃とし；
    4）冷却
    最初に０～１０秒間空冷し、その後５０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼ストリップをマルテンサイト変態開始点Ｍｓ以下に水冷して巻き取り、巻き取った後、室温まで冷却し；
    5）酸洗い
    鋼ストリップの酸洗走行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの範囲内に調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、テンションレベリングプロセスの伸び率を２％以下に制御し、その後リンスを行い、鋼ストリップの表面を乾燥させ、油を差す。
  15. 工程５）において、酸洗後、３５～５０℃の温度範囲でリンスを行い、かつ鋼ストリップの表面を１２０～１４０℃で乾燥させ、油を差すことを特徴とする請求項１４に記載の９８０ＭＰａ超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板の製造方法。
  16. 工程３）において、３～５パスの仕上げ圧延の累積変形量が８５％以上になる、請求項１４に記載の９８０ＭＰａ超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板の製造方法。
  17. 工程４）において、水冷の冷却速度が５０～８５℃／ｓである、請求項１４に記載の９８０ＭＰａ超低炭素マルテンサイトと残留オーステナイト型の超高穴広げ熱間圧延鋼板の製造方法。
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