JP6518596B2 - 非常に優れた成形性および疲労性能を有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板、および前記鋼帯または鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、５７０〜８７０ＭＰａの引張強度、および全伸び、伸びフランジ性、さらには耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板、ならびに前記鋼帯または鋼板の製造方法に関する。

高められた強度レベルでの成形性を向上させることは、幅広い市場で望まれている。特に、法規制によって燃費および安全性の改善が推進されている自動車産業では、より強く、成形可能である高強度鋼を目指す動きが存在する。高強度および超高強度鋼帯は、車両構造の軽量化の可能性を、および電気自動車およびハイブリッド車への動きに起因する重量増加に対抗する機会を自動車製造業者に提供する。加えて、高強度および超高強度鋼は、現在の乗用車の性能および耐衝突性の決定に極めて重要な役割を果たしている。

近年、いわゆる多相鋼が、高強度および成形性の必要条件を満たすために開発されてきた。二相（ＤＰ）鋼（フェライトおよびマルテンサイトを含む）および変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼（フェライト、ベイナイト、および残留オーステナイトを含む）を含むそのような鋼鉄は、高強度での高い均一性および全伸びを提供する。

多くの用途において、引張伸びは、成形性の重要な指標であると見なされ得るものであるが、一部の成形経路および使用時の性能に対しては、その他のパラメータが極めて重要であり得る。特に、高い伸びエッジ延性（stretched-edge ductility）（穴広げ性）は、ホワイトボディにおける広範囲に及ぶ自動車用途、およびシャーシ、およびサスペンションにとって非常に極めて重要であり得る。硬質相および軟質相の混合を含み、同時に高い引張伸びを提供するＤＰおよびＴＲＩＰ鋼に見られるものなどの従来の多相微細構造は、一般的に、伸びエッジ延性試験における性能が不充分である。

より最近になって、伸びエッジ延性が大きく改善された新しい種類の鋼鉄の開発に労力が注がれてきた。ナノ析出フェライト鋼、フェライト‐ベイナイト鋼、複合相鋼、およびいわゆる第三世代ＡＨＳＳ（高性能高強度鋼）を含むそのような鋼鉄は、引張延性と伸びエッジ延性との間のより良好なバランスを見出すために設計される。これらの改変種の中でも、複合相鋼は、冷間アニーリング条件および熱間条件の両方において、商業的に最も利用されている。

複合相鋼の微細構造は、ベイナイトおよびマルテンサイトと共にフェライトを含む。そのような構造は、ＤＰ鋼と比較して、ある程度の引張延性は犠牲にするが、大きく改善された伸びエッジ延性を示す。しかし、シナリオによっては、伸びエッジ延性のために引張延性を犠牲にすることは正当化される。例としては、伸び性よりも曲げ性が必要とされる圧延成形パーツ、穴が予めあけられたブランクから成形されたパーツ、プレス成形の過程で高いエッジ変形に繋がる設計のパーツが挙げられる。

複合相鋼はまた、一般的に、ＤＰまたはＴＲＩＰ鋼よりも高い降伏強度を成形前に示す。成形前の高い降伏比も、圧延成形における形状制御に関して有利であり得るものであり、限定された変形が課される成形パーツにおいて所望される強度が達成され、および成形されたコンポーネント全体にわたって均一な強度が達成される。高い降伏強度はまた、衝突時にも有益であり得る。高い降伏強度および微細構造のより高い均一性はまた、疲労性能の点でも有益であり得るものであり、これは、特にシャーシおよびサスペンション用途で重要である。

熱間圧延ＣＰ鋼の複雑な性質のために、ホットストリップミルのプロセス条件を厳密に制御することが求められる。ランアウトテーブルまたはコイルに対して、３つのフェーズが形成される必要がある。必要とされる複雑な冷却パターンが得られない場合、コイル間およびコイル内において、機械特性の許容されない変動が引き起こされ得る。プロセスの変動に感受性を持たず、コイル間およびコイル内における一貫した特性を可能とする化学組成が、商業用ＣＰ鋼の生産のために重要な必要条件である。

欧州特許第１３３８６６５号には、この目的のために、チタン‐モリブデン鋼が開示されている。モリブデンは、高価な合金化元素であり、鋼鉄の循環にモリブデン含有スクラップが再導入されることを防ぐために、一貫製鋼所（integrated steel works）においてスクラップ材の分離が必要であり、これは、高ｒ値冷間圧延容器用鋼の生産において不利である。欧州特許第２２６７１７５号には、チタンだけによるソリューションが提供されている。しかし、チタンの使用には、従来のホットストリップ圧延においてホットチャージが必要とされる。加えて、チタン系の含有物が多いことは、伸びフランジ性を悪化させ、さらには疲労性能も低下させ得る。さらに、チタン系鋼鉄組成は、鋳造および熱間圧延が一体化されるコンパクトストリップ生産（Compact Strip Production）（ＣＳＰ）施設での鋼鉄生産に非常に適しているわけではない。この理由は、ＣＳＰ生産ラインでの鋳造の過程にて、チタンが目詰まりを引き起こすからである。

本発明の目的は、引張強度、全伸び、伸びフランジ性、および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板を、合金化元素としてモリブデンを用いることなく提供することである。引張強度とは、極限引張強度を意味し、通常は、ＴＳまたはＲｍで示される。

本発明のさらなる目的は、引張強度、全伸び、伸びフランジ性、および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板を、合金化元素としてチタンを用いることなく提供することである。

本発明のさらなる目的は、従来のホットストリップミルにおいて、化学組成の適合の必要なく、厚板スラブならびに薄板スラブから、直接圧延施設で生産することができる引張強度、全伸び、伸びフランジ性、および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板を提供することである。

これらの目的の１つ以上は、５７０〜８７０ＭＰａの最大引張強度、ならびに全伸び、伸びフランジ性、および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有し、
０．０１５〜０．０７５％のＣ；
１．０〜２．０％のＭｎ；
０．０２〜０．３０％のＶ；
所望により０．０１〜０．０８％のＮｂ；
最大で０．５％のＳｉ；
最大で０．０６％のＰ；
最大で０．０１％のＳ；
最大で０．１％のＡｌ‐ｓｏｌ；
最大で０．０２０％のＮ；
含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量の所望によりカルシウム；
残部のＦｅおよび不可避不純物；
を含む高強度熱間圧延鋼帯または鋼板を提供することによって達成することができ；
Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｃ、およびＮの含有量は、＜式１＞および＜式２＞を満たし；
鋼板は、析出強化された、主として単相フェライト微細構造を有し、そのフェライト分率は、９７％以上である。

図１は、単相フェライト微細構造を有する鋼板１Ａ、３Ｂ、７Ｂ、ならびにフェライト、セメンタイト、およびパーライトを含む混合微細構造をすべてが有する鋼板８／９Ｃ、１０／１１Ｄ、および１２Ｅについて、引張強度に対する穴広げ率のプロットを示す。 図２は、単相フェライト微細構造を有する鋼板１Ａ、３Ｂ、７Ｂ、ならびにフェライト、セメンタイト、およびパーライトを含む混合微細構造をすべてが有する鋼板８／９Ｃ、１０／１１Ｄ、および１２Ｅについて、全伸び（ＪＩＳ Ｎｏ．５）に対する穴広げ率のプロットを示す。 図３は、単相フェライト微細構造を有する鋼板３Ｂ、ならびにフェライト、パーライト、およびセメンタイトを含む混合微細構造を有する鋼板１２ＥのＳ‐Ｎ疲労曲線（Ｒ＝−１）を示す。図３にはまた、フェライトおよびマルテンサイトを含む微細構造を有する熱間圧延二相（ＤＰ）鋼（２．７ｍｍ）、ならびにフェライトおよびベイナイトを含む微細構造を有する熱間圧延フェライト‐ベイナイト（ＦＢ）鋼（３．３ｍｍ）のＳ‐Ｎ曲線も示す。 図４は、表４に挙げた鋼板１Ａ〜２８Ｋ（発明例）について、引張強度に対して穴広げ率をプロットしたものを示す。 図５は、鋼板１８Ｅ〜２１Ｅ（表４）について、全伸び（ＪＩＳ Ｎｏ．５の形状）に対して穴広げ率をプロットしてものを示す。 図６は、類似の引張強度および厚さを有する熱間圧延鋼板ＦＢ５９０および熱間圧延鋼板ＤＢ６００の典型的なＳ‐Ｎ曲線と比較して、鋼板９Ｂ、１０Ｂ、および１１Ｂ（表４に挙げる発明例）のＳ‐Ｎ曲線を示す。 図７は、冷間圧延ＣＰ８００および冷間圧延ＤＰ８００の典型的なＳ‐Ｎ疲労曲線と比較した鋼板２２Ｅ（表４に挙げる発明例）のＳ‐Ｎ疲労曲線を示す。

本発明による鋼鉄は、チタンおよびモリブデンを不純物としてのみ含有する。

本発明による鋼鉄は、高引張伸びならびに高穴広げ性（すなわち、伸びフランジ性）の両方と組み合わせて高強度を提供する。これは、単相フェライト微細構造を用いることで達成される。このことは、微細構造中のフェライトの体積分率が、９７％以上とするべきであることを意味する。延性フェライト微細構造は、高引張伸びならびに高穴広げ性の両方を持つことができる。Ｖおよび／または（Ｎｂ，Ｖ）炭窒化物の析出物密度が高いことによって、充分な強度が提供される。高い引張伸びならびに高い穴広げ性の両方の非常に優れた組み合わせとは別に、単相フェライト微細構造は、優れた疲労性能を提供する。高い引張伸びおよび高い穴広げ性の組み合わせにより、プレス加工の過程または使用の過程でのエッジクラック形成の結果としての破壊のリスクが低減される。

従来のＨＳＬＡ／ＡＨＳＳ（二相、フェライト‐ベイナイト、または複合相）は、フェライトマトリックスおよび炭素リッチ相成分を含む混合微細構造を有する。マトリックスと炭素リッチ相成分との間の硬度の相違により、変形およびそれに続くクラック成長の際に、微小ボイド核生成が促進される。その結果、このようなグレードでは、穴広げ性および疲労性能の両方が劣っている。

欧州特許第１３３８６６５号に開示されるものなどの単相フェライトグレードは、モリブデンの使用に依存して高（析出）強度を達成している。本発明では、非常に高価な合金化元素であることから、モリブデンの使用は回避される。

欧州特許第２２６７１７５号に開示される単相フェライトグレードは、モリブデンを使用することなく、チタンの使用からの強度に依存し、ＴｉＣからその析出強化を得ている。この特許で指定されている引張強度範囲は、５２０〜７２０ＭＰａである。窒素レベルは、伸びフランジ性ならびに疲労性能の両方を悪化させ得る大型のＴｉＮ含有物を回避する目的で、意図的に低く維持される。

本発明は、チタンの使用を意図的に回避しており、析出強化について、バナジウムの使用、またはバナジウムおよびニオビウムの使用に依存している。欧州特許第２２６７１７５号の考え方とは対照的に、本発明は、炭素ならびに窒素の両方、すなわち炭窒化物の析出に依存している。窒素の使用により、析出の効果（特にバナジウムの効果）が高められる。（炭）窒化物が炭化物よりも結晶粒肥大化（すなわち、オストワルド熟成）を起こしにくく、巻取りまたは続いて行われる熱処理の過程での強度の低下が抑制されることも利点である。

固溶体中のアルミニウムは、ＡｌＮの形成の結果としての窒素の喪失を防止するために、ならびにバナジウム、またはバナジウムおよびニオビウムとの炭窒化物の形成に利用可能である窒素をできる限り保持するために、低くしておく必要がある。鋼鉄中の全アルミニウム含有量（Ａｌ‐ｔｏｔ）は、鋼鉄のキリングの結果として結合して酸化物となったアルミニウム（Ａｌ‐ｏｘ）、および固溶体中のアルミニウム（Ａｌ‐ｓｏｌ）から成る。Ａｌ‐ｓｏｌは、０．１重量％以下、好ましくは、０．０３重量％以下、より好ましくは、０．０１重量％以下とするべきである。Ａｌ‐ｓｏｌは、それが酸に溶解し、一方結合して酸化物となったアルミニウム（アルミナ）は溶解しないことから、酸可溶性アルミニウムと称される場合がある。

高い窒素レベルは、析出プロセスにおけるバナジウムの効率を高めるために、およびその析出強化への寄与を高めるために、好ましい。窒素は、その存在によって窒化物の形成が促進されることから重要である。窒化物は、炭化物よりも結晶粒肥大化を起こしにくく、従って、巻取りの過程における析出強度の喪失が抑えられる。析出プロセスにおいて、すべての窒素ならびにすべての炭素が消費されるように注意する必要がある。後者は、伸びフランジ性ならびに疲労性能の両方を悪化させ得るセメンタイトまたはパーライト成分の形成を防止するために重要である。この理由により、Ｎ含有量は、最大で０．０２重量％とするべきである。しかし、析出強化を最適化するために、Ｎ含有量は、好ましくは、少なくとも０．０１重量％とするべきである。

組成は、充分な析出強化、ならびにセメンタイトおよび／またはパーライトの形成の回避を得るためには、正しい量のＣ、Ｎ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｖ、および所望に応じて存在してよいＮｂ、ならびに（Ｃ＋Ｎ）および（Ｎｂ＋Ｖ）の間の正しいバランスを提供する必要がある。本発明者らは、組成が＜式１＞および＜式２＞を満足する場合、組成が、これらの元素に関して最適なバランスを有することを見出した。Ｃ含有量は、０．０１５〜０．０７５重量％の範囲であり、Ｖ含有量は、０．０２〜０．３０重量％の範囲である。Ｎｂは、所望に応じて使用されてよい。その使用は、ある程度の追加の析出強化を提供するという点で有益であるが、最も重要なことには、追加の強度、および疲労性能さらには溶接性能の改善のためのフェライト微細構造の結晶粒微細化を提供するという点で有益である。Ｎｂが用いられる場合、その含有量は、有意な効果を得るために少なくとも０．０１重量％であり、結晶粒微細化および特性という意味での有意な補償を得ることなく高過ぎる圧延荷重となることを回避するために、０．０８重量％以下とするべきである。

ケイ素は、固溶強化およびセメンタイト形成の抑制という点で有益である。後者は、パーライトおよび／またはセメンタイトが伸びフランジ性および疲労性能を悪化させることから、非常に妥当なものである。しかし、圧延荷重を低減し、疲労特性を悪化させ得るスケールの問題を回避するために、低Ｓｉ含有量が所望される。従って、Ｓｉ含有量は、０．５重量％を超えるべきではない。

Ｍｎは、（ａ）固溶強化、（ｂ）フェライト変態温度の抑制、および（ｃ）変態速度の低下のために重要である。因子（ｂ）および（ｃ）は、充分な析出強化を達成するために重要である。従って、Ｍｎ含有量は、少なくとも１．０重量％とするべきである。しかし、Ｍｎ含有量が高過ぎると偏析が引き起こされ、それは伸びフランジ性を悪化させる。従って、Ｍｎ含有量は、１．０〜２．０重量％とするべきである。好ましくは、Ｍｎ含有量は、少なくとも１．４重量％である。

硫黄含有量が低いと、成形性が向上する。従って、高い穴広げ性を得るために、低硫黄含有量を実現するための努力が推奨される。含有物制御、特にＭｎＳの制御のための所望に応じて行ってよいカルシウム処理を行うことが好ましい。Ｓ含有量は、０．０１重量％以下とするべきである。

Ｐは、固溶強化を提供する。しかし、レベルが高いと、Ｐ偏析が伸びフランジ性を悪化させることになる。従って、Ｐ含有量は、０．０６重量％以下とするべきである。

微細構造は、実質的に単相フェライト微細構造である。微細構造中のフェライトの体積分率は、９７％（体積％）以上、好ましくは、９９％以上であり、最も好ましくは、可能な限り１００％に近付けるべきである。フェライトは、バナジウムまたはバナジウム及びニオビウムを含有する炭化物、窒化物、および／または炭窒化物の析出物によって析出強化される。微細構造が単相であるという性質は極めて重要である。典型的な従来のＨＳＬＡ微細構造は、単相ではなく、その代わりに、追加の相成分としてセメンタイトおよび／またはパーライトを含むフェライトマトリックスから成る。二相または複合相構造も単相ではなく、その代わりに、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトなどの追加の相成分を含むフェライトマトリックスから成る。本発明の単相であるという性質は、高い穴広げ性を達成するために極めて重要である。単相フェライト微細構造は、好ましくは、ポリゴナルフェライトとするべきである。完全なポリゴナルフェライト微細構造により、全伸びと穴広げ性との間の最適なバランスが得られる。不規則なベイナイトまたはアシキュラーフェライトも許容され得るが、本発明者らは、それらの存在は、強度およびその他の特性が適切なレベルで維持される場合であっても、全伸びまたは穴広げ性のいずれかを犠牲にし得るものであることを見出した。

鋼鉄の鋳造および熱間圧延プロセスは、一般的に、従来のＨＳＬＡ鋼に類似する。プロセスは、ＶまたはＶおよびＮｂを含有する（炭化物、窒化物、および／または）炭窒化物の析出物によって充分に析出強化される単相フェライト微細構造が確実に得られるように設計されるべきである。セメンタイトおよび／またはパーライトの存在は、それが穴広げ性さらには耐疲労性を悪化させることから、回避される必要がある。

スラブは、１０５０〜１２５０℃で再加熱され、Ａｒ_３変態点またはそれより高い仕上げ圧延温度で熱間圧延され、７００〜５８０℃の範囲の温度で巻き取られる。析出物の結晶粒肥大化および強度の喪失を回避するために、コイルを水槽に浸漬するか、または水をコイルに能動的に噴霧することによって（例：コイルシャワー）、巻取り後にコイルを能動的に冷却することを所望に応じて行ってよい。熱間圧延鋼板の巻取り温度までの冷却は、好ましくは、少なくとも１０℃／秒および／または６００℃／秒以下の平均冷却速度で行われる。好ましくは、熱間圧延鋼板は、少なくとも４０℃／秒および／または１５０℃／秒以下の平均冷却速度で、巻取り温度まで冷却される。

従来のホットストリップミル以外でも、この種の製品は、組成をＴｉの使用に依存していないことから、ＣＳＰ型のものなど、薄板スラブ鋳造および直接圧延ミルで生産することが可能である。Ｔｉによるマイクロ合金化が、ＣＳＰ型の設備での鋳造において問題を引き起こし得ることは知られている。

ヒートトゥコートサイクル（heat-to-coat cycle）（または電気亜鉛めっき）を介して、亜鉛コーティングまたは亜鉛合金コーティングが材料に備えられてよく、亜鉛合金コーティングは、好ましくは、アルミニウムおよび／またはマグネシウムをその主たる合金化元素として含む。

本発明による鋼帯または鋼板は、３つの区分ｉ、ｉｉ、およびｉｉｉに分けられ：
ｉ．少なくとも５８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも１００％の穴広げ率を有する鋼鉄であり、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１１０００の式を満たす、または
ｉｉ．少なくとも６５０ＭＰａの引張強度、および少なくとも８０％の穴広げ率を有する鋼鉄であり、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１００００の式を満たす、または
ｉｉｉ．少なくとも７８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも６０％の穴広げ率を有する鋼鉄であり、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞９０００の式を満たす。

好ましくは、全伸び（１ｍｍ厚さのＪＩＳ５引張検体で特定されたＥＩ）は、１４％以上、好ましくは、１６％以上、最も好ましくは、１８％以上である。

本発明はまた、シャーシパーツの生産のための本発明による鋼板の使用にも具体化される。

本発明を、以下の限定されない例１および２によってさらに説明する。

例１：
表１に示す化学組成を有する鋼鉄Ａ〜Ｅを、表２に示す条件下で熱間圧延し、２．５〜３．１ｍｍの範囲の厚さを有する鋼板１〜１２を作製した（ＹＳ＝降伏強度；ＵＴＳ＝極限引張強度；ＹＲ＝降伏比；ＥＩ＝伸び）。熱間圧延鋼板を、試験の前に酸洗浄した。報告した引張特性は、ＪＩＳ Ｎｏ５の形状に基づき、圧延方向に平行に引張試験を行い、ＥＮ １０００２‐１／ＩＳＯ ６８９２‐１に従って試験片に引張強度試験を適用した。いくつかの場合では、引張試験片の表面粗度を、緩やかな研磨を用いて試験片を研削することによって取り除いた。伸びフランジ性の基準と見なされる穴広げ率λを決定するために、９０×９０ｍｍ^２のサイズの３つの正方形鋼サンプルを各鋼板から切り出し、続いて、打ち抜きによって１０ｍｍ径の穴をサンプルにあけた。サンプルの穴広げ性試験は、上向きバーリング（upper burring）で行った。６０°の円錐形ポンチを下から押し上げ、厚さ貫通クラックが形成された時点で、穴径ｄ_ｆを測定した。穴広げ率λは、ｄ_０＝１０ｍｍによる以下の式を用いて算出した：
微細構造の識別は、光学顕微鏡を用いて行い、微細構造中の相成分を識別し、ならびにセメンタイトおよび／またはパーライトの合計分率を評価した。試験した鋼板の引張特性および穴広げ率を表２に示す。表２にはまた、試験した鋼板の微細構造の種類の評価も示す。微細構造には、フェライト分率が９７％以上の場合に、Ｆを割り当てる。セメンタイトおよび／またはパーライト分率が３％超である場合、微細構造には、Ｆ＋Ｃ＋Ｐを割り当てる。鋼板３Ｂおよび１２Ｅの疲労特性も表２に示す。疲労特性およびＳ‐Ｎ疲労曲線（破壊までのサイクル数（Ｎｆ）の関数としての応力（ＭＰａ））を、疲労応力比Ｒ−１（両振り引張圧縮荷重）および圧延方向に対して平行方向の疲労試験で測定した。Ｓ‐Ｎ疲労試験は、疲労試験の英国標準法（British Standard Methods of Fatigue Testing）ＢＳ３５１８ パート１に従って行った。表２には、１×１０^５および５×１０^５サイクルで破壊が発生する応力比Ｒ−１での応力範囲として定められる１×１０^５および５×１０^５サイクルでの疲労強度を報告する。
図１は、単相フェライト微細構造を有する鋼板１Ａ、３Ｂ、７Ｂ、ならびにフェライト、セメンタイト、およびパーライトを含む混合微細構造をすべてが有する鋼板８／９Ｃ、１０／１１Ｄ、および１２Ｅについて、引張強度に対する穴広げ率のプロットを示す。図１に示すデータから、単相フェライト微細構造の穴広げ率に対する有益な影響が明らかに示される。図２は、単相フェライト微細構造を有する鋼板１Ａ、３Ｂ、７Ｂ、ならびにフェライト、セメンタイト、およびパーライトを含む混合微細構造をすべてが有する鋼板８／９Ｃ、１０／１１Ｄ、および１２Ｅについて、全伸び（ＪＩＳ Ｎｏ．５）に対する穴広げ率のプロットを示す。ここでも、データから、穴広げ率と全伸びとの優れたバランスに対する単相フェライト微細構造の有益な影響が示される。図３は、単相フェライト微細構造を有する鋼板３Ｂ、ならびにフェライト、パーライト、およびセメンタイトを含む混合微細構造を有する鋼板１２ＥのＳ‐Ｎ疲労曲線（Ｒ＝−１）を示す。図３にはまた、フェライトおよびマルテンサイトを含む微細構造を有する熱間圧延二相（ＤＰ）鋼（２．７ｍｍ）、ならびにフェライトおよびベイナイトを含む微細構造を有する熱間圧延フェライト‐ベイナイト（ＦＢ）鋼（３．３ｍｍ）のＳ‐Ｎ曲線も示す。これら二つの鋼鉄の厚さおよび最大引張強度は、鋼板１〜１２と同じ領域である（表２参照）。ＤＰ鋼の降伏強度および最大引張強度は、それぞれ、４３４および６４７ＭＰａであり（ＹＲ＝０．６７）、ＦＢ鋼の降伏強度および最大引張強度は、それぞれ、５３２および６３８ＭＰａである（ＹＲ＝０．８３）。ＤＰ及びＦＢ鋼のＳ‐Ｎ曲線は、多相型の微細構造を有するこれらの種類の鋼鉄グレードに典型的なものとして見なされる。図３にプロットしたＳ‐Ｎ曲線の比較から、単相フェライト微細構造の疲労強度に対する有益な影響が明らかに示される。

例２：
表３に示す化学組成を有する鋼鉄Ａ〜Ｋを、表４に示す条件下で熱間圧延し、２．６〜３．６ｍｍの範囲の厚さを有する鋼板１〜２８を作製した。サンプルの調製および試験は、例１に類似して行った。試験した鋼板の引張特性および穴広げ率を表４に示す。表４にはまた、試験した鋼板の微細構造の種類の評価も示す。微細構造には、フェライト分率が９７％以上の場合に、Ｆを割り当てる。セメンタイトおよび／またはパーライト分率が３％超である場合、微細構造には、Ｆ＋Ｃ＋Ｐを割り当てる。鋼板９Ｂ、１０Ｂ、１１Ｂ、および２２Ｅの疲労特性も表４に示す。疲労特性およびＳ‐Ｎ疲労曲線（破壊までのサイクル数（Ｎｆ）の関数としての応力（ＭＰａ））を、疲労応力比Ｒ−１（両振り引張圧縮荷重）および圧延方向に対して平行方向の疲労試験で測定した。Ｓ‐Ｎ疲労試験は、疲労試験の英国標準法 ＢＳ３５１８ パート１に従って行った。表４には、１×１０^５および５×１０^５サイクルで破壊が発生する応力比Ｒ−１での応力範囲として定められる１×１０^５および５×１０^５サイクルでの疲労強度を報告する。
図４は、表４に挙げた鋼板１Ａ〜２８Ｋ（発明例）について、引張強度に対して穴広げ率をプロットしたものを示す。これらの鋼板はすべて単相フェライト微細構造を持つ。図４にはまた、多相微細構造を有する市販の鋼板から得たベンチマークデータも示す。このデータセットは、熱間圧延高強度低合金（ＨＳＬＡ）鋼、フェライト‐ベイナイト（ＦＢ）鋼、二相（ＤＰ）鋼、複合相（ＣＰ）鋼、およびベイナイト鋼（ＢＳ）を含む。すべての鋼板について、微細構造の種類（Ｆ＝フェライト、Ｂ＝ベイナイト、Ｍ＝マルテンサイト、Ｐ＝パーライト）は、図４の凡例中にて括弧内に示す。図４に示すデータから、多相微細構造と比較した単相フェライト微細構造の有益性が明らかに示されており：本発明の発明例１Ａ〜２８Ｋ（表４）の穴広げ率は、多相微細構造を有する典型的な市販の鋼板よりも高く、引張強度は類似している。図５は、鋼板１８Ｅ〜２１Ｅ（表４）について、全伸び（ＪＩＳ Ｎｏ．５の形状）に対して穴広げ率をプロットしてものを示し、最大引張強度レベルは８００〜８３０ＭＰａである。図５にはまた、鋼板１８Ｅ〜２１Ｅに類似の最大引張強度レベルおよび厚さを有する典型的な熱間圧延鋼板ＣＰ８００、ＢＳ８００、およびＥ６９０ＴＭのデータも示す。これらのデータは、本発明で達成される穴広げ率と全伸びとの間の優れたバランスを確信的に示している。鋼板１８Ｅ〜２１Ｅ（表４に挙げる発明例）の完全単相フェライト微細構造は、多相鋼板と比較した場合、類似の最大引張強度レベルと共に穴広げ率と全伸びとの大きく改善されたバランスを提供する。図６および７は、それぞれ引張強度が約６００〜６５０および８００〜８３０ＭＰａを有する鋼板から得られたデータに対応するＳ‐Ｎ疲労曲線（Ｒ＝−１）を示す。図６は、類似の引張強度および厚さを有する熱間圧延鋼板ＦＢ５９０および熱間圧延鋼板ＤＢ６００の典型的なＳ‐Ｎ曲線と比較して、鋼板９Ｂ、１０Ｂ、および１１Ｂ（表４に挙げる発明例）のＳ‐Ｎ曲線を示す。図６に示すデータから、単相フェライト微細構造が、類似の最大引張強度および類似の厚さを有するフェライトおよびベイナイト（ＦＢ５９０）またはフェライトおよびマルテンサイト（ＤＰ６００）から成る多相微細構造を持つ鋼板よりも非常に高い疲労強度を提供することが確認される。類似の結論が図７からも導かれ、それは、冷間圧延ＣＰ８００および冷間圧延ＤＰ８００の典型的なＳ‐Ｎ疲労曲線と比較した鋼板２２Ｅ（表４に挙げる発明例）のＳ‐Ｎ疲労曲線を示している。図７に示すデータは、単相フェライト微細構造が、多相微細構造および類似の最大引張強度を有する鋼板よりも非常に高い疲労強度を提供することを確信的に示している。

Claims (15)

1. ５７０〜８７０ＭＰａの最大引張強度、ならびに全伸び、伸びフランジ性、および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する、高強度熱間圧延鋼帯であって、重量パーセントで、
   ０．０１５〜０．０７５％のＣ、
   １．０〜２．０％のＭｎ、
   ０．０２〜０．３０％のＶ、
   最大で０．５％のＳｉ、
   最大で０．０６％のＰ、
   最大で０．０１％のＳ、
   最大で０．１％のＡｌ‐ｓｏｌ、
   最大で０．０２０％のＮ、
   残部のＦｅおよび不可避不純物、
   からなり、
   Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｃ、およびＮの重量パーセントでの含有量は、＜式１＞および＜式２＞を満たし、
   前記鋼帯は、析出強化された、主として単相フェライト微細構造を有し、前記微細構造は、パーライトおよび／またはセメンタイトから選択される炭素リッチ微細構造成分を含まず、前記微細構造のフェライト分は、体積率で９７％以上であり、
   前記鋼帯は、
   ｉ．少なくとも５８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも１００％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１１０００の式を満たすか、または
   ｉｉ．少なくとも６５０ＭＰａの引張強度、および少なくとも８０％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１００００の式を満たすか、または
   ｉｉｉ．少なくとも７８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも６０％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞９０００の式を満たす、
   高強度熱間圧延鋼帯。
2. さらに、重量パーセントで０．０１〜０．０８％のＮｂを含む、請求項１に記載の鋼帯。
3. 含有物制御のために前記鋼帯へカルシウムが加えられる、請求項１または２に記載の鋼帯。
4. 前記微細構造が、チタンベースの析出物またはチタン含有物を含まない、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼帯。
5. 重量パーセントで、
   少なくとも０．０２％のＣおよび／または
   少なくとも１．４％のＭｎおよび／または
   少なくとも０．１０％のＶおよび／または
   少なくとも０．０１５％のＮｂおよび／または
   最大で０．２５％のＳｉおよび／または
   最大で０．０２％のＰおよび／または
   最大で０．００６％のＳおよび／または
   最大で０．０３０％のＡｌ‐ｓｏｌおよび／または
   少なくとも０．０１％のＮ、
   を含む、請求項２〜４のいずれか一項に記載の鋼帯。
6. 重量パーセントで、最大で０．０１５％のＡｌ‐ｓｏｌを含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼帯。
7. Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｃ、およびＮの重量パーセントでの含有量が、＜式１ａ＞および＜式２ａ＞、
   を満たす、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯。
8. Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｃ、およびＮの重量パーセントでの含有量が、＜式１ｂ＞および＜式２ｂ＞、
   を満たす、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼帯。
9. 前記鋼帯が、亜鉛コーティングまたは亜鉛合金コーティングを備え、コーティングプロセスは、溶融めっき、または電気亜鉛めっきによって行われる、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼帯。
10. ５７０〜８７０ＭＰａの引張強度、ならびに成形性および耐疲労性の非常に優れた組み合わせを有する高強度鋼帯の製造方法であって、重量パーセントで、
    ０．０１５〜０．０７５％のＣ、
    １．０〜２．０％のＭｎ、
    ０．０２〜０．３０％のＶ、
    最大で０．５％のＳｉ、
    最大で０．０６％のＰ、
    最大で０．０１％のＳ、
    最大で０．１％のＡｌ‐ｓｏｌ、
    最大で０．０２０％のＮ、
    残部のＦｅおよび不可避不純物、
    からなる厚板または薄板スラブの鋳造工程を含み、
    Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ‐ｓｏｌ、Ｃ、およびＮの含有量は、＜式１＞および＜式２＞、
    を満たし、
    続いて、固化したスラブを１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱し、前記固化したスラブを熱間圧延し、Ａｒ_３温度またはそれより高い仕上げ熱間圧延温度で前記熱間圧延を仕上げ、７００〜５８０℃の範囲の温度で熱間圧延鋼帯を巻き取る工程を含み、前記熱間圧延は、従来のホットストリップミル、または薄板スラブ鋳造機および直接圧延設備のホットミルで行われ、
    前記鋼帯は、析出強化された、主として単相フェライト微細構造を有し、前記微細構造は、パーライトおよび／またはセメンタイトから選択される炭素リッチ微細構造成分を含まず、前記微細構造のフェライト分は、体積率で９７％以上であり、
    前記鋼帯は、
    ｉ．少なくとも５８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも１００％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１１０００の式を満たすか、または
    ｉｉ．少なくとも６５０ＭＰａの引張強度、および少なくとも８０％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞１００００の式を満たすか、または
    ｉｉｉ．少なくとも７８０ＭＰａの引張強度、および少なくとも６０％の穴広げ率を有し、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ^０．２＞９０００の式を満たす、
    方法。
11. 前記鋼帯は、さらに、重量パーセントで０．０１〜０．０８％のＮｂを含む、請求項１０に記載の方法。
12. 前記鋼帯は、含有物制御のためにカルシウムが加えられる、請求項１０または１１に記載の方法。
13. 前記熱間圧延鋼帯が、少なくとも１０℃／秒および／または最大で６００℃／秒の平均冷却速度にて前記巻取り温度まで冷却される、請求項１０〜１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記巻き取られた熱間圧延鋼帯が、前記巻き取られた熱間圧延鋼帯を水槽中に浸漬することによる冷却、または水の噴霧による前記巻き取られた熱間圧延鋼帯の能動的な冷却に付される、請求項１０〜１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の高強度熱間圧延鋼帯を用いて製造した、自動車用パーツ。