JP2023539650A - ９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０５～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ≧０．１％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である、９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法。本発明にかかる高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａであると共に、良好な伸び（横向Ａ_５０≧１１％）と穴拡げ性（穴拡げ率≧４０％）も有し、コントロールアームやサブフレームなどの、高強度・薄肉化が必要な乗用車シャーシ部品に使用可能である。

Description

本発明は、高強度鋼の分野に属し、特に、９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法に関する。

国民経済の発展に伴い、自動車の生産台数も大幅に増加し、板材の使用量も増え続けている。中国国内の自動車産業では、自動車のシャーシ部品、トーションビーム、セダンのサブフレーム、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、トラックのボックスパネル、保護ネット、車のビームなど、多くの車種の部品のオリジナル設計で、熱間圧延板や酸洗板の使用が要求されている。その中でも、シャーシ用鋼は、自動車に使われる鋼の総量の２４～３４％も占めている。

乗用車の軽量化は、自動車業界のトレンドであるだけでなく、法規制での要求でもある。法規制では燃費が規定されているが、これは実質的にボディの軽量化に対する要求であり、材料に反映すると、高強度、薄肉化、軽量化という要求になる。高強度化と軽量化は、将来の新型車に対する必然的な要求であり、それは必然的に、鋼の使用レベルの向上とシャーシ構造の変更に繋がる：例えば部品の複雑化により、材料の性能や表面などへの要求、並びに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も進歩し、その結果、材料の高強度、スタンピング、フランジング、反発、疲労などの性能に繋がる。

中国国内の高強度高穴拡げ性鋼の開発は、海外と比較すると、強度レベルが相対的に低いだけでなく、性能安定性も悪い。例えば、中国国内の自動車部品メーカーに使用されている高穴拡げ性鋼の殆どは、６００ＭＰａ以下の高硬度鋼であり、４４０ＭＰａ以下レベルの高穴拡げ性鋼の競争は激化している。現在、引張強度７８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼は徐々に量産されつつあるが、成形の２つの重要な指標である伸びと穴拡げ率に対する要求も高くなる。一方、９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼は、まだ研究開発・認証の段階にあり、まだ量産化の段階に至っていない。しかし、より高い強度とより高い穴拡げ率を持つ９８０ＭＰａ高穴拡げ性鋼は、必然的に今後発展の方向になる。今後のユーザーの潜在的なニーズに応えるために、良好な穴拡げ性を持つ９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼の開発が求められている。

関する既存の特許文献の大半は、７８０ＭＰａ以下レベルの高穴拡げ性鋼に関するものである。９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼に関する文献は殆どない。中国特許出願ＣＮ１０６１１９７０２Ａでは、粒状ベイナイトと少量のマルテンサイトの微細組織を有すると共に、ＮｂとＣｒが微量で添加された低炭素Ｖ－Ｔｉ微細合金化設計をその成分設計の主要な特徴とする９８０ＭＰａレベルの熱間圧延高穴拡げ性鋼が開示される。本発明とは、成分、プロセスや組織などの点で大きく異なっている。

文献によると、材料の伸びは通常、その穴拡げ率と反比例の関係にあり、即ち、伸びが高いほど穴拡げ率は低くなり、逆に、伸びが低いほど穴拡げ率は高くなる。そうすると、高伸びと高穴拡げ性を有すると同時に、高強度も有する高穴拡げ性鋼を獲得することは、非常に困難である。また、同一又は類似の強化機構であれば、材料の強度が高いほど穴拡げ率は低くなる。

塑性と穴拡げ・フランジング性に優れた鋼材を得るためには、両者のバランスをより良く取る必要がある。もちろん、材料の穴拡げ率は多くの要因と密接に関係しているが、中でも組織の均質性、介在物や偏析の制御レベル、組織の種類、穴拡げ率の測定などは、最も重要な要因である。一般に、単一で均質な組織は穴拡げ率の向上に有利であるが、二相又は多相の組織は穴拡げ率の向上に不利である。

発明の内容
本発明の目的は、９８０ＭＰａ以上のベイナイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法を提供することであり、前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａであると共に、良好な伸び（横伸びＡ_５０≧１１％）と穴拡げ性（穴拡げ率≧４０％）も有し、コントロールアームやサブフレームなどの、高強度・薄肉化が必要な乗用車シャーシ部品に使用可能である。

上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
本発明の成分設計によれば、ユーザーの使用時に優れた溶接性、得られたマルテンサイト組織の良好な穴拡げ性と衝撃靭性を確保するために、Ｃ含有量を低く設計する；引張強度≧９８０ＭＰａを満たす上で、炭素含有量が少ないほど良い；プロセスに合わせて、より多くの残留オーステナイトを得ることで、材料の塑性を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する；同時に、鋼の未再結晶温度を下げることに寄与し、より広い最終圧延温度域内で鋼に動的再結晶過程を完了させることで、鋼組織の異方性を改善し、オーステナイト結晶粒子及び最終のベイナイトラスのサイズを微細化させ、塑性と穴拡げ率を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する。

具体的には、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０５～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ≧０．１％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物である。

さらに、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．００５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含む。

いくつかの実施形態において、Ｍｏ含有量は重量百分率で０．１～０．５５％である。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０５～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ≧０．１％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｏ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．００５％、残部はＦｅと他の不可避不純物であり、且つ前記９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣａの中の少なくとも１種を含み、好ましくは、少なくともＣｒ及びＢの中の少なくとも１種又は２種ともを含む。

前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％である；前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％であり、前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％である。

いくつかの実施形態において、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、好ましくは≧８３０ＭＰａ、より好ましくは≧８５０ＭＰａであり、引張強度≧９８０ＭＰａ、好ましくは≧１０００ＭＰａ、より好ましくは≧１０２０ＭＰａであり、横伸びＡ_５０≧１１％であり、穴拡げ率≧４０％、好ましくは≧５０％である。

好ましくは、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の微細組織は、ベイナイトと残留オーステナイトである。体積比で、前記９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼における残留オーステナイトの含有量は１～５％である。

本発明にかかる高穴拡げ性鋼の成分設計において：
炭素は、鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。炭素はオーステナイト相領域を拡大させ、オーステナイトを安定化させる。炭素は鋼における間隙原子として、鋼の強度向上にとって非常に重要な役割を担い、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が一番大きい。本発明において、獲得しようとする組織は低炭素ベイナイトであるので、引張強度９８０ＭＰａレベルに達する高強度鋼を得るために、炭素含有量を０．０５％以上に確保しなければならず、さもないと、炭素含有量が０．０５％を下回ると、完全に室温まで焼入しても、その引張強度を９８０ＭＰａに達することができない。しかし、炭素含有量が０．１０％を上回ることも許容されず、炭素含有量が高すぎると、形成されるベイナイトの強度が高すぎて、且つ組織に多くの島状マルテンサイト－オーステナイト（Martensite-Austenite constituent）が生じやすく、伸びにも穴拡げ率にも不利である。よって、炭素含有量を０．０５～０．１０％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は０．０６～０．０８％である。

ケイ素は、鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。Ｓｉ含有量を増やすと、固溶強化効果を向上できるだけでなく、より重要なこととして、下記の２つの役割を担うこともできる。一つは、鋼の未再結晶温度を大幅に下げることで、非常に広い温度範囲内で鋼に動的再結晶を完了させることができる。そうすると、実際の圧延過程では、８００～９２０℃のような圧延終了温度範囲内で圧延することができ、横向と縦向の組織の差異を低減することで、強度と塑性の向上にも寄与するし、良好な穴拡げ率の獲得にも寄与する；Ｓｉのもう一つの重要な役割は、セメンタイトの析出に対する抑制であり、適切な圧延プロセス条件で、特にベイナイトを主体とする組織を得る場合に、残留オーステナイトを所定量で保留することができ、伸びの向上に寄与する。Ｓｉのこの役割は、一般にその含有量が０．５％以上にならないと発現できないが、Ｓｉ含有量が多すぎることも許容されず、さもないと、実際の圧延過程で圧延力の負荷が過大となり、安定した製品生産に不利である。よって、鋼において、Ｓｉ含有量は通常、０．５～２．０％の間に制御され、好ましい範囲は０．８～１．６％の間にある。

マンガンは、鋼における一番の基本元素であり、本発明にとって一番重要な元素の一つでもある。Ｍｎはオーステナイト相領域を拡大させる重要な元素であり、鋼の臨界冷却速度を低下させ、オーステナイトを安定化させ、結晶粒を微細化させ、オーステナイトからパーライトへの変態を遅延させることができる。しかし、本発明では、所定量のモリブデンが添加されており、モリブデンはフェライトやパーライトの生成の遅延及び臨界冷却速度の低下において、マンガンよりも遥かに大きな役割を果たす。よって、鋼におけるマンガン含有量は適切に低減しても良く、通常１．０％以上に制御されるが、Ｍｎ含有量が２．０％を超えることも通常許容されず、さもないと、製鋼時にＭｎの偏析が発生しやすくなると共に、スラブ連続鋳造時にも熱間割れが発生しやすくなる。よって、鋼において、Ｍｎ含有量は通常、１．０～２．０％に制御され、好ましい範囲は１．４～１．８％である。

リンは、鋼における不純物元素である。Ｐは極めて結晶粒界に偏在しやすく、鋼におけるＰ含有量は高い（≧０．１％）と、Ｆｅ_２Ｐを形成して結晶粒の周辺に析出し、鋼の塑性と靭性を低下させるので、その含有量は少ないほど良く、一般的には０．０２％以内に制御することが好ましく、且つ製鋼コストも高騰しない。

硫黄は、鋼における不純物元素である。鋼におけるＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成することが普通であり、特にＳとＭｎの含有量が両方とも高い場合、鋼において多くのＭｎＳが形成されるが、ＭｎＳ自身は若干の塑性を有し、後続の圧延過程において、ＭｎＳは圧延方向に沿って変形するので、鋼板の横方向の塑性を低下させるだけでなく、組織の異方性も増加させ、穴拡げ性に不利である。よって、鋼におけるＳ含有量は少ないほど良く、本発明におけるＭｎ含有量を高いレベルにしなければならないことも考慮すると、ＭｎＳ含有量を低減させるために、Ｓ含有量を厳しく制御しなければならず、Ｓ含有量を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、鋼において主に脱酸と窒素固定の役割を担う。Ｔｉなどの強炭化物形成元素の存在を前提として、Ａｌは主に脱酸と結晶粒微細化の役割を担う。本発明において、Ａｌは一般的な脱酸元素及び結晶粒微細化元素として、その含有量は通常０．０２～０．０８％に制御すれば良い。Ａｌ含有量が０．０２％未満であると、結晶粒微細化に寄与できず、同様に、Ａｌ含有量が０．０８％以上であると、その結晶粒微細化効果は飽和してしまう。よって、鋼において、Ａｌ含有量は通常、０．０２～０．０８％の間に制御すれば良いが、好ましい範囲は０．０２～０．０５％の間にある。

窒素は、本発明において不純物元素に属し、その含有量は低いほど良い。しかし、窒素は製鋼過程において不可避な元素である。その含有量が少ないが、Ｔｉなどの強炭化物形成元素と結合すると、形成されたＴｉＮ粒子は鋼の性能、特に穴拡げ性に非常に悪い影響を与える。また、ＴｉＮは四角い形状をしているため、その鋭利な角と基板との間に大きな応力集中が存在し、穴拡げ変形過程で、ＴｉＮと基板との間の応力集中によりクラックが発生しやすく、穴拡げ性を大きく低下させる。窒素含有量を可能な限り制御することを前提として、Tiなどの強炭化物形成元素の含有量は少ないほど好ましい。本発明において、微量のＴｉを加えて窒素を固定することで、ＴｉＮによる悪影響を可能な限り低減させる。よって、窒素含有量を０．００４％以下に制御すべきであり、好ましい範囲は０．００３％以下である。

チタンは、本発明にとって重要な元素の一つである。Ｔｉは本発明において主に２つの役割を担う：一つは、鋼中の不純物元素Ｎと結合してＴｉＮを形成し、一部の「窒素固定」の役割を担う；二つは、材料の後続の溶接過程で分散した微細なＴｉＮを一定数形成し、オーステナイト結晶粒子のサイズを抑制し、組織を微細化させて低温靭性を改善することである。よって、鋼において、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１～０．０５％に制御され、好ましい範囲は０．０１～０．０３％である。

モリブデンは、本発明にとって重要な元素の一つである。鋼にモリブデンを添加すると、フェライトとパーライトの変態を大幅に遅らせることができ、中間・高温領域でベイナイト組織を得ることに有利である；それに、モリブデンを添加することで、鋼の組織と性能の安定性を向上させ、且つ結晶粒子を微細化させることもできる。モリブデンのこの役割は、実際の圧延過程における様々なのプロセスの調整に有利であり、例えば、圧延終了時に、段階的冷却をしても良いが、空冷をしてから水冷などをしても良い。本発明において、圧延後の空冷又は直接冷却という２つの方式が採用されるが、空冷の過程では、モリブデンを添加することにより、空冷過程でフェライトやパーライトなどの組織が形成されないことを確保できるし、一方、空冷過程で変形されたオーステナイトの動的回復が起こり、組織と性能の均質性向上に寄与し、穴拡げ性に有利である。モリブデンによるフェライトやパーライトの形成抑制作用を発揮させるためには、その含有量が０．１０％以上に達する必要がある。よって、モリブデン含有量を≧０．１０％に制御すべきであり、好ましい範囲は≧０．１５％である。いくつかの実施形態において、モリブデン含有量は０．１～０．５５％である。

クロムは、本発明にとって重要な元素の一つである。本発明において、クロムは鋼の焼入性を向上させるためのものではなく、B相と結合して、溶接後の溶接熱影響部に針状のフェライト組織を形成することに寄与し、溶接熱影響部の低温靭性を大幅に向上させるためのものである。本発明にかかる最終応用部品は乗用車のシャーシ系製品であるため、溶接熱影響部の低温靭性が重要な指標となる。溶接熱影響部の強度が低下しすぎないように確保することに加え、溶接熱影響部の低温靭性も所定の要求を満たす必要がある。また、クロム自身もある程度の溶接軟化抵抗作用を有する。よって、鋼にクロム元素を少量で添加する必要があり、その範囲は通常≦０．５％、例えば０．１～０．５％であり、好ましい範囲は０．２～０．４％である。

鋼におけるホウ素の役割は主に、オーステナイト粒界に偏在し、初析フェライトの形成を抑制することである；鋼にホウ素を添加することにより、鋼の焼入性を大きく向上させることもできる。しかし、本発明において、微量のホウ素元素の添加の主要な目的は、焼入性を向上させるためではなく、クロム相と結合して、溶接熱影響部の組織を改善し、靭性で優れた針状フェライト組織を得るためである。鋼に添加されるホウ素元素は通常、０．００２％以下に制御され、好ましい範囲は０．０００５～０．００１５％の間にある。

カルシウムは、本発明に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、長い縞状のＭｎＳなどの硫化物を球状のＣａＳに変えて、介在物の形態の改善に寄与し、それにより長い縞状の硫化物が穴拡げ性に与える悪影響を低減することができるが、添加されるカルシウムが多すぎると、酸化カルシウムの数が増えてしまい、穴拡げ性に不利である。よって、鋼において、カルシウム添加量は通常≦０．００５％であり、好ましい範囲は≦０．００２％である。

酸素は、製鋼過程において不可避な元素であり、本発明にとって、鋼におけるＯ含有量は、脱酸後に、普通は３０ｐｐｍ以下に達することができ、鋼板の性能に明らかな悪影響を与えない。よって、鋼において、Ｏ含有量を３０ｐｐｍ以内に制御すれば良い。

ニオブは、本発明に添加可能な元素の一つである。ニオブは、チタンと同様に、鋼中の強炭化物形成元素であり、ニオブを鋼に添加することにより、鋼の未再結晶温度を大幅に上昇させ、仕上圧延段階で転位密度がより高い変形オーステナイトを獲得し、後続の変態過程で最終の変態組織を微細化させることができる。しかし、ニオブの添加量は多すぎてはならず、一方では、ニオブの添加量が０．０６％を超えると、組織で比較的に粗いニオブ炭素窒化物を形成しやすく、炭素原子の一部を消費し、炭化物による析出強化効果を低下させる。それに、ニオブ含有量が多いと、熱間圧延状態のオーステナイト組織に異方性が生じやすくなり、後続の冷却変態過程で最終の組織に引き継がれ、穴拡げ性に不利である。よって、鋼において、ニオブ含有量は通常≦０．０６％に制御され、好ましい範囲は≦０．０３％である。

バナジウムは、本発明に添加可能な元素である。バナジウムは、チタンやニオブと同様に、強炭化物形成元素である。しかし、バナジウムの炭化物は固溶温度や析出温度が低く、通常、仕上圧延段階で全てオーステナイトに固溶している。温度が下がって変態が始まる場合のみに、フェライト中でバナジウムが形成し始まる。フェライトにおけるバナジウムの炭化物の固溶度は、ニオブとチタンの固溶度よりも大きいので、バナジウムの炭化物はフェライト中でより大きなサイズで形成され、析出強化に不利であり、鋼の強度への寄与はチタンよりも遥かに小さいし、バナジウムの炭化物の形成により、炭素原子もある程度消耗されるので、鋼の強度向上に不利である。よって、鋼において、バナジウム添加量は通常≦０．０５％であり、好ましい範囲は≦０．０３％である。

銅は、本発明に添加可能な元素の一つである。鋼に銅を添加することにより、鋼の耐食性を向上されることができ、Ｐの元素と共に添加されると、耐食性がより一層優れる；Ｃｕの添加量が１％を超えると、所定の条件下でε－Ｃｕ析出相を形成し、強い析出強化効果を奏することができる。しかし、Ｃｕの添加により、圧延過程で「Ｃｕ脆化」現象が発生しやすく、ある応用環境で「Ｃｕ脆化」現象を著しく引き起こすことなくＣｕによる耐食性改善効果を十分に活用するために、Ｃｕ元素含有量は通常、０．５％以内に制御され、好ましい範囲は０．３％以内である。

ニッケルは、本発明に添加可能な元素の一つである。鋼にニッケルを添加することにより、ある程度の耐食性を与えるが、耐食効果は銅より弱く、鋼にニッケルを添加することにより、鋼の引張性能にあまり影響を与えないが、鋼の組織と析出相を微細化させ、鋼の低温靭性を大幅に向上させることができる；それに、銅元素が添加された鋼に、ニッケルを少量で添加することにより、「Ｃｕ脆化」の発生を抑制できる。大量のニッケルの添加は、鋼自身の性能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、耐食性を向上させるだけでなく、鋼の組織や析出相も微細化させ、低温靭性を大幅に向上させることができる。しかし、銅もニッケル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、ニッケル添加量は通常≦０．５％であり、好ましい範囲は≦０．３％である。

本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1)製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2)ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3)熱間圧延
オーステナイト結晶粒子の微細化を主要な目的として、圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
4)冷却
変形されたオーステナイトをより均質化させるように動的回復をするために、まず０～１０秒の空冷を行い、次に４００～５５０℃まで≧１０℃／ｓ、好ましくは≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで自然冷却する；
5)酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、帯鋼の伸びロスを低減させるように引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。

好ましくは、工程５）の酸洗後に、帯鋼の表面品質を確保するように３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で帯鋼の表面を乾燥し、油を塗布する。

本発明の革新点は、以下の通りである。
本発明の成分設計によれば、ユーザーの使用時に優れた溶接性、得られたマルテンサイト組織の良好な穴拡げ性と衝撃靭性を確保するために、Ｃ含有量を低く設計する；引張強度≧９８０ＭＰａを満たす上で、炭素含有量が少ないほど良い；プロセスに合わせて、より多くの残留オーステナイトを得ることで、材料の塑性を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する；同時に、鋼の未再結晶温度を下げることに寄与し、より広い最終圧延温度域内で鋼に動的再結晶過程を完了させることで、鋼組織の異方性を改善し、オーステナイト結晶粒子及び最終のベイナイトラスのサイズを微細化させ、塑性と穴拡げ率を改善するために、Ｓｉ含有量を高く設計する。

組織設計において、低炭素ベイナイトの設計構想を採用し、より多くのケイ素を添加することでセメンタイトの生成を抑制・低減すると共に、未再結晶温度を下げ、圧延終了温度範囲を拡大し、圧延後の直接冷却又は一定時間の空冷後の再冷却によって、少量の残留オーステナイトを含みつつ、結晶粒子が微細で均質なベイナイト組織を得ることができる。鋼板に高い強度を与えるベイナイト組織と、鋼板に高い塑性を与える残留オーステナイトとの組み合わせにより、鋼板に良好な強度、塑性と穴拡げ率の適合を表させる。

圧延プロセスの設計において、粗圧延と仕上圧延段階において、圧延過程をなるべく速いペースで完成すべきである。圧延終了後、まずは所定の時間で空冷を行ってから水冷するか、或いは直接に水冷する。空冷の主要な目的は、マンガンとモリブデンを所定量で含む成分設計により、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変態を大幅に遅らせると共に、ベイナイト変態を促進する。よって、短時間で空冷する過程において、圧延された変形オーステナイトは変態せずに、即ちフェライト組織を形成することなく、動的回復過程を起こす。動的回復を経ったオーステナイト結晶粒子内部の転位は大幅に低減し、オーステナイト組織はより均質になり、後続の変態過程で形成されるベイナイトもより均質になる。連続冷却過程におけるフェライトの形勢を避けるために、帯鋼の水冷速度を≧１０℃／ｓにする必要がある。

単相で均質なベイナイト組織を得るために、帯鋼をベイナイト変態温度区間まで冷却する必要があるが、本発明では、組成の違いによってベイナイト変態温度区間が４００～５５０℃である。この温度範囲では、巻取り温度が低くなると、ベイナイトラスが微細になり、組織が比較的に均質になり、強度が向上する一方で塑性が低下する；逆に、巻取り温度が高くなると、組織におけるベイナイトラスが一部粒状ベイナイトに変態し、強度が低下する一方で塑性が向上する。理論計算と実験により、帯鋼を４００～５５０℃の範囲まで冷却すると、総合的な性能に優れたベイナイト組織が得られることは実証された。巻取り温度≧５５０℃の場合、組織では比較的に粗い上部ベイナイトが形成され、９８０ＭＰａ以上の強度要件を満たすことができなくなるが、巻取り温度≦４００℃の場合、組織はマルテンサイトに変態する。以上の原因で、巻取り温度を４００～５５０℃の間に制御する必要がある。本発明は、このような革新的な成分とプロセス設計構想に基づき、強度、塑性及び穴拡げ性に優れた９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼を得ることができる。巻取った後、鋼コイルを自然徐冷することで、ベイナイトと残留オーステナイトの微細組織が得られる。通常、自然徐冷の冷却速度は≦２０℃／ｈ、好ましくは≦１５℃／ｈである。

本発明の有利な効果は、
（１）比較的に経済的な成分設計構想を採用した（例えば貴金属元素を添加しないか、少量で添加する）と共に、革新的な冷却プロセスルートを採用したことで、強度、塑性、靭性、冷間曲げ、穴拡げ性などの性能に優れた９８０ＭＰａレベルの高穴拡げ性鋼を得た；
（２）鋼コイル又は鋼板は優れた強度、塑性と穴拡げ・フランジング性能の適合を有し、その降伏強度が≧８００ＭＰａで、引張強度が≧９８０ＭＰａであると共に、良好な伸び（横向Ａ_５０≧１１％）と穴拡げ性（穴拡げ率≧４０％）も有し、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシやサブフレームなどの部品の製造に使用可能であり、その非常に幅広い応用が期待される。

図１は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法のプロセスフローチャートである。 図２は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法における圧延プロセスの概念図である。 図３は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法における冷却プロセスの概念図である。 図４は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の実施例２の典型的な金属組織写真である。 図５は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の実施例４の典型的な金属組織写真である。 図６は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の実施例６の典型的な金属組織写真である。 図７は、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の実施例８の典型的な金属組織写真である。

具体的な実施形態
図１～図３を参照として、本発明にかかる９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
1)製錬、鋳込み
記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
2)ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
3)熱間圧延
圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
4)冷却
変形されたオーステナイトをより均質化させるように動的回復をするために、まず０～１０秒の空冷を行い、次に４００～５５０℃まで≧１０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで自然冷却する；
5)酸洗
帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦２％に制御し、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布する。

本発明にかかる高穴拡げ性鋼の実施例の成分は表１に示し、本発明にかかる鋼の実施例の生産プロセスパラメータは表２～３に示し、ただし、圧延プロセスにおける鋼ビレットの厚さは１２０ｍｍである；本発明の実施例にかかる鋼板の力学的性能は表４に示す。実施例において、引張性能（降伏強度、引張強度、伸び）は、ＩＳＯ ６８９２－２－２０１８国際規格に基づいて測定し、穴拡げ率は、ＩＳＯ １６６３０－２０１７国際規格に基づいて測定した。

表４から分かるように、鋼コイルは、降伏強度≧８００ＭＰａであり、引張強度≧９８０ＭＰａであり、伸びは１０～１３％であり、穴拡げ率≧４０％である。

図４～図７では、実施例２、４、６と８の典型的な金属組織写真が示される。それから分かるように、典型的な微細組織はベイナイトであり、且つ少量の残留オーステナイトが含まれる。

上記実施例から分かるように、本発明にかかる９８０ＭＰａ高穴拡げ性鋼は、良好な強度、塑性と穴拡げ性の適合を有し、特にコントロールアームなどの、高強度・薄肉化と穴拡げ・フランジングが必要な自動車シャーシなどの部品の製造に適切であり、ホイールなどの穴フランジングが必要な部品にも適用することができ、その幅広い応用が期待される。

Claims (15)

1. その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０５～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ≧０．１％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｏ≦０．００３０％、残部はＦｅと他の不可避不純物であり、前記高穴拡げ性鋼の微細組織は、ベイナイトと残留オーステナイトである、９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
2. Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．００５％の中の１種又は複数種の元素をさらに含み、ただし、前記Ｎｂ、Ｖの好ましい含有量はそれぞれ≦０．０３％である；前記Ｃｕ、Ｎｉの好ましい含有量はそれぞれ≦０．３％であり、前記Ｃａの好ましい含有量は≦０．００２％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
3. その化学組成が重量百分率で、Ｃ ０．０５～０．１０％、Ｓｉ ０．５～２．０％、Ｍｎ １．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ ０．０２～０．０８％、Ｎ≦０．００４％、Ｍｏ≧０．１％、Ｔｉ ０．０１～０．０５％、Ｃｒ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％、Ｏ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｖ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．００５％、残部はＦｅと他の不可避不純物であり、ただし、前記９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼は、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣａの中の少なくとも１種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
4. 前記Ｃ含有量は０．０６～０．０８％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
5. 前記Ｓｉ含有量は０．８～１．６％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
6. 前記Ｍｎ含有量は１．４～１．８％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
7. 前記Ｓ含有量は０．００１５％以下に制御される、及び／又は前記Ｎ含有量は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レベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
8. 前記Ａｌ含有量は０．０２～０．０５％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
9. 前記Ｔｉ含有量は０．０１～０．０３％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
10. 前記Ｍｏ含有量は≧０．１５％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
11. 前記Ｃｒ含有量は０．２～０．４％である、及び／又は前記Ｂ含有量は０．０００５～０．００１５％である、及び／又は前記Ｍｏ含有量は０．１～０．５５％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
12. 前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、横伸びＡ_５０≧１０％、穴拡げ率≧４０％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
13. より好ましくは、前記高穴拡げ性鋼は、降伏強度≧８５０ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、横伸びＡ_５０≧１１％、穴拡げ率≧５０％であることを特徴とする、請求項１に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼。
14. 以下の工程を含むことを特徴とする、請求項１～１３のいずれか一項に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法。
    1)製錬、鋳込み
    請求項１～１１に記載された組成に従い、転炉又は電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬した後、ビレット又はインゴットに鋳込む；
    2)ビレット又はインゴットを、加熱温度１１００～１２００℃、保温時間１～２時間で再加熱する；
    3)熱間圧延
    圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、９５０℃以上で大圧下で３～５パス行い、且つ累計変形量を≧５０％、好ましくは≧６０％とする；次に、中間ビレットの温度を９２０～９５０℃にした後、最終に圧延を３～７パス行い、且つ累計変形量を≧７０％、好ましくは≧８５％とする；圧延終了温度を８００～９２０℃とする；
    4)冷却
    まず０～１０秒の空冷を行い、次に４００～５５０℃まで≧１０℃／ｓ、好ましくは≧３０℃／ｓの冷却速度で帯鋼を水冷して巻取ってから、室温まで自然冷却する；
    5)酸洗
    帯鋼の酸洗実行速度を３０～１００ｍ／ｍｉｎの区間で調整し、酸洗温度を７５～８５℃の間に制御し、引張矯正率を≦２％に制御し、それからすすぎ洗い、帯鋼表面を乾燥し、油を塗布する。
15. 工程５）の酸洗の後に、３５～５０℃の温度区間ですすぎ洗い、且つ１２０～１４０℃の間で表面を乾燥し、油を塗布することを特徴とする、請求項14に記載の９８０ＭＰａレベルのベイナイト高穴拡げ性鋼の製造方法。

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