(57)【要約】  少なくとも９８０ＭＰａの引張強度および少なくとも１５％の全伸びを有する二相鋼（マルテンサイト＋フェライト）。二相鋼は、少なくとも１８％の全伸びを有してもよい。また二相鋼は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を有してもよい。二相鋼は、０．５から３．５重量％の間のＳｉ、より好ましくは１．５から２．５重量％の間のＳｉを含んでもよい。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
二相鋼であって、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度および少なくとも１５％の全伸びを有する、二相鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の二相鋼であって、少なくとも１８％の全伸びを有する、二相鋼。
【請求項３】
請求項１に記載の二相鋼であって、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を有する、二相鋼。
【請求項４】
請求項１に記載の二相鋼であって、０．５から３．５重量％の間のＳｉを含む、二相鋼。
【請求項５】
請求項４に記載の二相鋼であって、１．５から２．５重量％の間のＳｉを含む、二相鋼。
【請求項６】
請求項５に記載の二相鋼であって、０．１から０．３重量％の間のＣをさらに含む、二相鋼。
【請求項７】
請求項６に記載の二相鋼であって、０．１４から０．２１重量％の間のＣを含む、二相鋼。
【請求項８】
請求項７に記載の二相鋼であって、０．１９重量％未満のＣを含む、二相鋼。
【請求項９】
請求項７に記載の二相鋼であって、約０．１５重量％のＣを含む、二相鋼。
【請求項１０】
請求項６に記載の二相鋼であって、１から３重量％の間のＭｎをさらに含む、二相鋼。
【請求項１１】
請求項１０に記載の二相鋼であって、１．７５から２．５重量％の間のＭｎを含む、二相鋼。
【請求項１２】
請求項１１に記載の二相鋼であって、約１．８から２．２重量％のＭｎを含む、二相鋼。
【請求項１３】
請求項１０に記載の二相鋼であって、０．０５から１重量％の間のＡｌをさらに含む、二相鋼。
【請求項１４】
請求項１３に記載の二相鋼であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つまたは複数の元素を合計で０．００５から０．１重量％の間さらに含む、二相鋼。
【請求項１５】
請求項１０に記載の二相鋼であって、０から０．３重量％の間のＭｏをさらに含む、二相鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
（関連出願の相互参照）
本出願は、米国特許法第１１９条（ｅ）項に基づいて、２０１１年１１月２８日に出願された米国仮特許出願第６１／６２９，７５７号の利益を主張するものである。
【０００２】
本発明は、概して二相（ＤＰ）鋼に関する。さらに具体的に本発明は、０．５から３．５重量％の間の範囲の高ケイ素含有量を有するＤＰ鋼に関する。最も具体的に本発明は、水焼入れ連続焼鈍により延性が改善された高Ｓｉ含有ＤＰ鋼に関する。
【背景技術】
【０００３】
自動車用途における高強度鋼の使用が増えるにつれ、成形性を犠牲にすることなく強度を向上させた鋼の需要が高まっている。二相（ＤＰ）鋼が一般的に選ばれているが、この理由は、強度と延性のバランスが良好であるからである。新たに開発される鋼においてマルテンサイトの体積分率が増え続けるにつれて、強度はいっそう高くなり、延性が制限的な要素となる。ケイ素は、有利な合金元素の１つであり、この理由は、強度−延性曲線を上方へ移動させ、ＤＰ鋼においては右側へ移動させることが明らかになっているためである。しかしケイ素は、亜鉛コーティングと付着の問題を引き起こす可能性のある酸化物を生成するため、要求されている機械的特性を実現する一方で、ケイ素の含有量を最小限に抑えるという圧力がかかっている。
【０００４】
従って当技術分野において、最大引張強度約９８０ＭＰａ以上および全伸び約１５％以上を有するＤＰ鋼が必要とされている。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は、二相鋼（マルテンサイト＋フェライト）である。二相鋼は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度および少なくとも１５％の全伸びを有する。二相鋼は、少なくとも１８％の全伸びを有してもよい。また二相鋼は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を有してもよい。
【０００６】
二相鋼は、０．５から３．５重量％の間のＳｉを含んでもよく、１．５から２．５重量％の間のＳｉがより好ましい。さらに二相鋼は、０．１から０．３重量％の間のＣを含んでもよく、０．１４から０．２１重量％の間のＣがより好ましく、約０．１５重量％のＣなど、０．１９重量％未満のＣが最も好ましい。さらに二相鋼は、１から３重量％の間のＭｎを含んでもよく、１．７５から２．５重量％の間のＭｎがより好ましく、約１．８から２．２重量％の間のＭｎが最も好ましい。
【０００７】
さらに二相鋼は、０．０５から１重量％の間のＡｌ、合計で０．００５から０．１重量％の間のＮｂ、ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つまたは複数の元素、ならびに０から０．３重量％の間のＭｏを含んでもよい。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１ａ】は、１．５から２．５重量％の間でケイ素を変化させた０．１５Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂ−ＸＳｉについて、ＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【図１ｂ】は、１．５から２．５重量％の間でケイ素を変化させた０．２０Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂ−ＸＳｉについて、ＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【図２ａ】は、Ｓｉ１．５％のＳｉ量において約１３００ＭＰａの同様のＴＳを有するＣ０．２％の鋼から得られたＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図２ｂ】は、Ｓｉ２．５％のＳｉ量において約１３００ＭＰａの同様のＴＳを有するＣ０．２％の鋼から得られたＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図３ａ】は、ＣＴが５８０℃時のホットバンドのＳＥＭ顕微鏡写真であり、鋼のミクロ組織が見分けられるであろう。
【図３ｂ】は、ＣＴが６２０℃時のホットバンドのＳＥＭ顕微鏡写真であり、鋼のミクロ組織が見分けられるであろう。
【図４ａ】は、引張特性強度（ＴＳおよびＹＳの両方）をグラフにしたものであり、ガスジェット冷却（ＧＪＣ）温度７２０℃および過時効（ＯＡ）温度４００℃での焼鈍温度（ＡＴ）の関数として表したものである。
【図４ｂ】は、ＴＥをグラフにしたものであり、ガスジェット冷却（ＧＪＣ）温度７２０℃および過時効（ＯＡ）温度４００℃での焼鈍温度（ＡＴ）の関数として表したものである。
【図５ａ】は、７５０℃で焼鈍したサンプルのＳＥＭ顕微鏡写真であり、焼鈍したサンプルのミクロ組織を示す。
【図５ｂ】は、７７５℃で焼鈍したサンプルのＳＥＭ顕微鏡写真であり、焼鈍したサンプルのミクロ組織を示す。
【図５ｃ】は、８００℃で焼鈍したサンプルのＳＥＭ顕微鏡写真であり、焼鈍したサンプルのミクロ組織を示す。
【図５ｄ】は、８２５℃で焼鈍したサンプルのＳＥＭ顕微鏡写真であり、焼鈍したサンプルのミクロ組織を示す。
【図６ａ】は、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図６ｂ】は、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図６ｃ】は、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図６ｄ】は、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図６ｅ】は、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図６ｆ】は、表４ＡのサンプルについてＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【図７ａ】は、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図７ｂ】は、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図７ｃ】は、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図７ｄ】は、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図７ｅ】は、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。
【図７ｆ】は、表４ＢのサンプルについてＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本発明は、二相（ＤＰ）ミクロ組織（フェライト＋マルテンサイト）鋼の一群である。鋼は、最小限のオーステナイトを有するか、残留オーステナイトがない。本発明の鋼は、高い強度および成形性の特有の組み合わせを有する。本発明の引張特性によって、好ましくは複数の鋼製品が提供される。このような製品の１つは、９８０ＭＰａ以上の最大引張強度（ＵＴＳ）を、１８％以上の全伸び（ＴＥ）と共に有する。別のこのような製品は、１１８０ＭＰａ以上のＵＴＳおよび１５％以上のＴＥを有することになる。
【００１０】
大まかに合金は、（重量％で）Ｃを０．１から０．３、Ｍｎを１から３、Ｓｉを０．５から３．５、Ａｌを０．０５から１、場合によりＭｏを０から０．３、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを合計で０．００５から０．１を含む組成を有し、残りの部分は、鉄ならびにＳ、ＰおよびＮなどの避けられない残余分である。炭素は、良好な溶接性のために０．１４から０．２１重量％の範囲にあることがより好ましく、０．１９重量％未満が好ましい。炭素は、合金の約０．１５重量％であることが最も好ましい。マンガン含有量は、１．７５から２．５重量％の間がより好ましく、約１．８から２．２重量％が最も好ましい。ケイ素含有量は、１．５から２．５重量％の間がより好ましい。
【実施例】
【００１１】
特有の水焼入れ能力があるため、低化学含有率（ｌｅａｎ  ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）に基づくマルテンサイト系のＤＰグレードを生産するためにＷＱ−ＣＡＬ（水焼入れ連続焼鈍ライン）が利用されている。従って本発明者らは、ＷＱ−ＣＡＬによるＤＰミクロ組織に注目した。ＤＰ鋼においては、フェライトおよびマルテンサイトがそれぞれ延性および強度を優位に支配する。従って、フェライトおよびマルテンサイトの両方を強化することが、高い強度および延性を同時に達成するためには必要とされる。Ｓｉの添加により、フェライトの強度を効果的に高め、同じ強度レベルを生み出すために利用されるマルテンサイトの割合を容易に下げることができる。結果として、ＤＰ鋼において延性が高まる。従って、高Ｓｉ含有ＤＰ鋼が、冶金学上の主要な考え方として選ばれた。
【００１２】
高Ｓｉ含有ＤＰ鋼の冶金学的な効果を解析するために、Ｓｉの量が様々なラボラトリー・ヒート（ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ  ｈｅａｔｓ）を真空誘導溶解により作製した。調査した鋼の化学組成は、表１に一覧にした。最初の６種類の鋼は、Ｓｉ含有量が０から２．５重量％の範囲の０．１５Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂに基づいている。その他は、０．２％のＣと共にＳｉを１．５から２．５重量％有する。これらの鋼には、０．１５重量％のＭｏが含まれるが、Ｍｏの添加は、ＷＱ−ＣＡＬによってＤＰミクロ組織を作り出すために必要とされないことに留意されたい。従ってＭｏは、本発明の合金群において任意選択の元素である。
【００１３】
【表１】
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【００１４】
ＦＴ８７０℃およびＣＴ５８０℃を目標として熱間圧延した後、冷間圧延の前にホットバンドの両面を機械的に研磨して、約５０％減量するまで脱炭層を除去した。この硬質材料を７５０から８７５℃の高温の塩槽内で１５０秒間焼鈍して、速やかに水槽に移し、続いて４００／４２０℃で１５０秒間焼戻し処理した。鋼の穴拡げ性および曲げ性を改善するために高い過時効温度を選んだ。２種類のＪＩＳ−Ｔ引張試験を各条件について実施した。図１ａおよび図１ｂは、１．５から２．５重量％の間でケイ素を変化させた０．１５Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂ−ＸＳｉおよび０．２０Ｃ−１．８Ｍｎ−０．１５Ｍｏ−０．０２Ｎｂ−ＸＳｉについて、ＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。図１ａおよび図１ｂは、引張強度および全伸びの間のバランスに対するＳｉ添加の効果を示す。Ｓｉ含有量が増加すると、同じ引張強度レベルでは、Ｃ０．１５％およびＣ０．２０％の両方の鋼において、明らかに延性が向上する。図２ａおよび図２ｂは、２種類のＳｉ量において約１３００ＭＰａの同様のＴＳを有するＣ０．２％の鋼から得られたＳＥＭ顕微鏡写真である。図２ａは、Ｓｉ１．５重量％、図２ｂはＳｉ２．５重量％である。図２ａおよび図２ｂは、Ｓｉが多いほど、同様の引張強度レベルにおいてフェライトの割合が多くなることを確認するものである（ＴＳは約１３００ＭＰａ）。さらにＸＲＤの結果は、焼鈍した鋼において残留オーステナイトがなく、Ｓｉ添加によるＴＲＩＰ効果は生じていないことを示している。
【００１５】
２．５％Ｓｉ含有鋼の焼鈍特性
２．５重量％のＳｉを含むＣ０．２％鋼は、図１に示す通り、有用な引張特性が実現されるため、さらに、Ｃが０．２重量％、Ｓｉが２．５重量％の鋼の分析を行った。
【００１６】
熱間／冷間圧延
５８０℃および６２０℃の異なる巻取温度（ＣＴ）ならびに８７０℃の同じ目標仕上温度（ＦＴ）で、Ｃ０．２重量％およびＳｉ２．５重量％の鋼を用いて、２種類の熱間圧延スケジュールを実施した。生成したホットバンドの引張特性を表２にまとめた。ＣＴが高くなるとＹＳが高くなり、ＴＳが低くなると延性が改善する。ＣＴが低いほどベイナイト（ベイニティックフェライト）の形成が促進され、ＹＳは低く、ＴＳは高く、ＴＥは低くなる。しかし主なミクロ組織は、両方のＣＴにおいてフェライトおよびパーライトからなる。図３ａおよび図３ｂは、ＣＴが５８０℃および６２０℃時のホットバンドのＳＥＭ顕微鏡写真であり、鋼のミクロ組織がそれぞれ見分けられるであろう。いずれのＣＴも強度がＧＡ  ＤＰ  Ｔ９８０よりも低いため、冷間ミル負荷に大きな問題はない。さらに、ＷＱ−ＣＡＬによってＤＰミクロ組織を作り出すためにＭｏを添加する必要はない。Ｍｏを含まない組成により、ＣＴのすべての範囲においてホットバンド強度が軟化する。機械的に研磨して脱炭層を除去した後、ホットバンドを実験室の冷間ミルで約５０％冷間圧延した。
【００１７】
【表２】
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【００１８】
焼鈍
ＣＴ６２０℃によるホットバンドから作製した硬質鋼に対して、塩槽を用いて焼鈍の模擬実験を実施した。硬質材料を７７５℃から８２５℃の様々な温度で１５０秒間焼鈍し、続いてガスジェット冷却を模して７２０℃で５０秒間処理し、次いで速やかに水焼入れした。焼入れしたサンプルは引き続き、４００℃で１５０秒間過時効させた。穴拡げ性および曲げ性を改善するために４００℃の高いＯＡＴを選んだ。図４ａおよび図４ｂは、それぞれ引張特性強度（ＴＳおよびＹＳの両方）とＴＥをグラフにしたものであり、ガスジェット冷却（ＧＪＣ）温度７２０℃および過時効（ＯＡ）温度４００℃での焼鈍温度（ＡＴ）の関数として表したものである。ＹＳおよびＴＳのいずれも、ＴＥを犠牲にしてＡＴと共に増加している。ＧＪＣ７２０℃およびＯＡＴ４００℃で焼鈍温度を８００℃にすると、ＹＳが約９５０ＭＰａ、ＴＳが約１２５０ＭＰａおよびＴＥが約１６％の鋼を作ることができる。この組成では、９８０から１２７０ＭＰａまで様々なＴＳレベルで複数のグレードの鋼を生み出すことができることに留意されたい。１）ＹＳ＝８００ＭＰａ、ＴＳ＝１０８０ＭＰａおよびＴＥ＝２０％、ならびに２）ＹＳ＝１０４０ＭＰａ、ＴＳ＝１３１０ＭＰａおよびＴＥ＝１５％（表３参照）。図５ａから図５ｄは、５ａ＝７５０℃、５ｂ＝７７５℃、５ｃ＝８００℃および５ｄ＝８２５℃で焼鈍したサンプルのＳＥＭ顕微鏡写真であり、焼鈍したサンプルのミクロ組織を示す。ＡＴ７５０℃で焼鈍したサンプルには依然として、完全に再結晶したフェライトのマトリックス中に未溶解のセメンタイトが含まれ、高いＴＥおよびＹＰＥにつながっている。ＡＴ７７５℃から、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの二相ミクロ組織が生成される。ＡＴ８００℃で処理したサンプルは、約４０％のマルテンサイト部が含まれ、約１１８０ＭＰａのＴＳを示す。これは、ＴＳが９８０、Ｓｉ含有量がさらに低く、マルテンサイトを同様に約４０％含む現在の産業用ＤＰ鋼とほぼ同等である。８２５℃以上のＡＴで処理した高ＳｉＤＰ鋼において、さらに高いＴＳおよびＴＥの潜在的な組み合わせが期待できる。穴拡げ性（ＨＥ）試験および９０°自由Ｖ曲げ試験を、８００℃で焼鈍したサンプルについて実施した。穴拡げ性および曲げ性はそれぞれ、平均２２％（標準偏差３％。４回の試験に基づく。）および１．１ｒ／ｔであることが示された。
【００１９】
【表３】
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【００２０】
表４Ａは、基本的な配合０．１５Ｃ−１．８Ｍｎ−Ｓｉ−０．０２Ｎｂ−０．１５Ｍｏを、１．５から２．５重量％の間で変化させたＳｉと共に有する本発明の合金の引張特性を示す。冷間圧延した合金板を７５０から９００℃の間の様々な温度で焼鈍し、２００℃で過時効処理した。
【００２１】
表４Ｂは、基本的な配合０．１５Ｃ−１．８Ｍｎ−Ｓｉ−０．０２Ｎｂ−０．１５Ｍｏを、１．５から２．５重量％の間で変化させたＳｉと共に有する本発明の合金の引張特性を示す。冷間圧延した合金板を７５０から９００℃の間の様々な温度で焼鈍し、４２０℃で過時効処理した。
【００２２】
図６ａから図６ｅは、表４Ａのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。図６ｆは、表４ＡのサンプルについてＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【００２３】
図７ａから図７ｅは、表４Ｂのサンプルについて引張特性対焼鈍温度のグラフにしたものである。図７ｆは、表４ＢのサンプルについてＴＥ対ＴＳのグラフにしたものである。
【００２４】
見て分かる通り強度（ＴＳおよびＹＳの両方）は、２００℃および４２０℃両方の過時効温度について、焼鈍温度が高くなるほど上昇している。また、伸び（ＴＥおよびＵＥの両方）は、２００℃および４２０℃両方の過時効温度について、焼鈍温度が高くなるほど低下している。一方、穴拡げ性（ＨＥ）は、焼鈍温度による影響を目に見えて受けてはいないようであるが、ＯＡ温度が上昇すると、平均ＨＥが幾分高くなるようである。最後に、ＯＡ温度が異なっても、ＴＥ対ＴＳのグラフにはどのような影響もないようである。
【００２５】
本明細書に記載の開示は、本発明を完全に開示する目的で説明された詳細な実施形態の形で提示されていると理解されるべきである。また、このような詳細は、添付された特許請求の範囲に記載され、定義された本発明の真の範囲を限定するものと解釈されるべきではないと理解されるべきである。
【００２６】
【表４】
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【００２７】
【表５】
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【図１ａ】
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【図１ｂ】
2014534350.tif 000009
【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図３ａ】
2014534350.tif 000012
【図３ｂ】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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【図５ａ】
2014534350.tif 000016
【図５ｂ】
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【図５ｃ】
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【図５ｄ】
2014534350.tif 000019
【図６ａ】
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【図６ｂ】
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【図６ｃ】
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【図６ｄ】
2014534350.tif 000023
【図６ｅ】
2014534350.tif 000024
【図６ｆ】
2014534350.tif 000025
【図７ａ】
2014534350.tif 000026
【図７ｂ】
2014534350.tif 000027
【図７ｃ】
2014534350.tif 000028
【図７ｄ】
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【図７ｅ】
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【図７ｆ】
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【国際調査報告】
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