JP2016513169A - マンガン鋼材の熱処理方法およびマンガン鋼材 - Google Patents

Abstract

本発明はマンガン鋼材の熱処理方法に関し、この鋼材の合金が、‐ ０．０９ｗｔ．％と０．１５ｗｔ．％の間の炭素の割合（Ｃ）と、‐ ３．５ｗｔ．％≦Ｍｎ≦４．９ｗｔ．％の範囲のマンガンの割合（Ｍ）と、‐ ベイナイト微細構造の割合と、を含み、‐ 下記サブ工程を有する第１のアニールプロセス（Ｓ４．１）を実行する工程と、・ 前記鋼材を７８０℃を超える第１の保持温度（Ｔ１）に加熱し（Ｅ１）；・ 第１の期間（Δ１）の間、前記鋼材を前記第１の保持温度（Ｔ１）に保持し（Ｈ１）；・ 前記鋼材を冷却し（Ａ１）、‐ 下記サブ工程を有する第２のアニールプロセス（Ｓ４．２）を実行する工程と、・ 前記鋼材を６３０℃を超え、且つ６６０℃未満の第２の保持温度（Ｔ２）に加熱し（Ｅ２）；・ 第２の期間（Δ２）の間、前記鋼材を前記第２の保持温度（Ｔ２）に保持し（Ｈ２）；・ 前記鋼材を冷却し（Ａ２）、を有する。【選択図】図４Ａ

Description

本発明は、本明細書では「中マンガン鋼材」とも呼ばれるマンガン鋼材の熱処理方法に関する。また、本発明は、特別な方法の枠内において熱処理できるマンガン鋼材の特殊合金を包含する。

組成または合金、および製造プロセスにおける熱処理はともに、鋼材の性質に対して著しい影響を有している。

したがって、ある熱処理の枠内において、加熱、保持および冷却が鋼材の最終的構造に影響することも知られている。また、既に示されたように、鋼材の合金組成も大きな役割を果たしている。また、合金鋼における熱力学的関係および材料工学的関係は非常に複雑であり、多くのパラメーターに依存している。

鋼材の構造において様々な相と微細構造を組み合わせることによって、その機械的性質および変形性が影響されることが示されている。

組成と熱処理によって、とりわけ、フェライト相、パーライト相、残留オーステナイト相、焼き戻しマルテンサイト相、マルテンサイト相およびベイナイト微細構造が鋼材において形成可能である。鋼合金の性質は、とりわけ、そのような様々な相や微細構造の割合、顕微鏡試験におけるそれらの構造的配置に依存している。

単純な形態の第一世代の改良型高強度鋼は、例えば、フェライトとマルテンサイトの二相組成を有している。そのような鋼は二相鋼とも称される。フェライト（配置に依存して、α‐Ｆｅまたはδ‐Ｆｅとも呼ばれる）が、比較的柔らかい母材を形成し、マルテンサイトが典型的には、この母材における介在物を形成している。

微細構造が、フェライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトを含む第一世代の複合相鋼（complex phase steel）も存在する。複合相鋼の均一な構造が、例えば、二相鋼と比較して、格別に良好な曲げ特性をもたらしている。

ＴＷＩＰ鋼等の第二世代の鋼の殆どが、オーステナイト系微細構造と、１５ｗｔ．％を超える大きいマンガンの割合を有している。ＴＷＩＰは双晶誘起塑性（TWinning Induced Plasticity）を意味している。

これらの鋼は夫々異なる性質を有している。具体的な要求プロフィルに依存して、種々の鋼が、例えば、自動車製造に使用できる。

そのような鋼の炭素成分（Ｃ）は、典型的には０．２ｗｔ．％〜１．２ｗｔ．％の範囲にある。通常、これは軟鋼である。

A．Arlazarov他による“Evolution of microstructure and mechanical properties of medium Mn steels during double annealing”, Materials Science and Engineering A, 2012（二重アニール中の中Ｍｎ鋼の微細構造の進化と機械的性質）から分かる通り、４．６ｗｔ．％のＭｎを有する合金の、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む構造体である。この構造体は、本発明の方法との直接比較で図４Ａに示す二段階のアニールプロセスに供される。Arlazarov他による二段階のアニールプロセスが、図４Ａでは、ｅ１、ｈ１、ａ１と、ｅ２、ｈ２、ａ２とによって示されている。Arlazarov他の構造体は、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびフェライトの３つの相から構成される複雑な超微細な微細構造として記載されている。したがって、Arlazarov他の鋼は可鍛性の中マンガン鋼を構成している。

オーステナイト構造（「ガンマ‐混晶」、「γ‐混晶」、または「γ‐Ｆｅ」とも呼ばれる）は、鋼材において形成可能な混晶である。このオーステナイト構造は、ｂｃｃ型結晶構造を有するとともに、高い熱安定性を有し、且つ良好な腐食特性を提供する。好適な加熱と、閾値温度を超える保持温度での保持によって、鋼材の構造を少なくとも部分的にはオーステナイトに変換することができる。オーステナイトの領域または体積割合を拡大する所謂オーステナイト形成元素が存在する。これらには、とりわけ、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびマンガン（Ｍｎ）が含まれる。鋼材のオーステナイト範囲はあまり安定でないことが多く、冷却または焼入れの期間にマルテンサイトに変わる（これはマルテンサイト変態と呼ばれる）。マルテンサイトの形成および生じる析出物の結果として、望ましくない割れ形成が、その鋼材の熱間圧延期間に生じる可能性がある。

最初に述べた残留オーステナイトに加えて、所謂逆変態オーステナイト（reverted austenite （または“rev. austenite”））もまた存在する。この形態のオーステナイトを、MillerおよびGrangeに従った二段階の熱処理によって生じさせることができる。また、このプロセスはＡＲＴ熱処理として知られている。ＡＲＴは“Austenite Reverted Transformation”（オーステナイト逆変態）の略である。ＡＲＴ熱処理の期間に、逆変態オーステナイトへのマルテンサイトの逆戻りが起こる。

鋼には、既に説明されたオーステナイト相、マルテンサイト相およびフェライト相に加えて、パーライト相およびベイナイト微細構造も生じる。これらの相または構造は、夫々独自の特性を有している。したがって、鋼材の適用領域に応じで、どれが部分的に互いに競合するか、様々な性質の好適な妥協の問題である。したがって、例えば降伏強度および鋼材の強度の増加は、靭性を犠牲にしている。

フェライトは別の混晶の冶金学的呼称であり、炭素が格子間（すなわち、格子の中間位置に）に溶解している。純フェライト構造は、低い強度と大きい延性を有している。炭素を加えることによって強度が改善できるが、延性を犠牲にしている。図１に関連して記載される鋳鉄がそのような材料の一例である。

フェライトの領域または体積割合を拡大する所謂フェライト形成元素が存在する。これらには、とりわけ、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、バナジウム（Ｖ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、リン（Ｐ）、およびケイ素（Ｓｉ）が含まれる。

図１は、鋳鉄（２．０６ｗｔ．％を超える大きい炭素含有量を有する鉄‐炭素合金）の古典的な非常に概略的な図を示している。温度Ｔ［℃］と時間ｔ［分］の関数としての２つの例示的な冷却曲線がこの略図にプロットされている。図１には、パーライト領域が参照数字“４”によって示され、ベイナイト領域が参照数字“５”によって示されている。Ｍ_Ｓはマルテンサイト開始温度を示している。図１には、対応する線が参照数字“３”によって示されている。マルテンサイト開始温度Ｍ_Ｓは合金組成に依存している。

パーライトは、α‐フェライトおよびセメンタイトの層状組織（セメンタイトは炭化鉄、Ｆｅ_３Ｃである）が存在する構造である。ベイナイト（ベイナイト鉄とも呼ばれる）はｂｃｃ型構造を有している。ベイナイトは実際の意味での相ではなく、ある特定の温度範囲において鋼中に形成される微細構造である。ベイナイトは主にオーステナイトとして形成される。

とりわけ、そのような鋳鉄製造物では、マルテンサイトが線３よりも低い温度で形成される。マルテンサイトは、細かい針状の、非常に硬くて脆い構造である。オーステナイトを、鋼の炭素の割合が格子から拡散する時間がないくらい大きい焼入れ速度で焼入れしたとき、マルテンサイトが典型的に形成される。図１の曲線１は、マルテンサイト構造の形成をもたらす大きい冷却速度での焼入れを示している。

図１の曲線２は、所謂ベイナイトの熱処理を示している。Ｍ_Ｓを超える温度に保持したとき、パーライト段階への転換が回避されるならば、オーステナイトをベイナイトに転換させることができる。

これらの関係は非常に複雑であることと、一方で目標が下げられるならば、他方でしばしば好都合な性質が達成され得ることが、導入説明から概略的に認められる。

現代の第三世代の鋼材では、主に形成時に様々な問題が生じる可能性がある。とりわけ、マルテンサイト含有鋼が冷間圧延期間に比較的大きい圧延荷重を必要とすることは不都合であると考えられる。また、マルテンサイト含有鋼では冷間圧延期間に割れが生じる可能性がある。

したがって、本願の目的は、冷間形成性と同様に良好な強度を伴い、溶接性と割れが生じる傾向の最適な組合せを有する鋼材と、その製造方法を提供することである。

好ましくは、本発明の鋼材は、７００ＭＰａを超える引張強さを有するべきである。好ましくは、１２００ＭＰａよりも一層大きい引張強さを有するべきである。

好ましくは、本発明の鋼材は、第一世代の鋼材よりも良好な延性と、良好なたわみ性を同時に有するべきである。

本発明によれば、鋼材、好ましくは超微細な多相構造および対応する形成性を有する冷間圧延ストリップ鋼材が、方法と合金の概念の組合せによって提供される。特に好ましい実施の形態は、対応して良好な形成性を有する超微細な多相ベイナイト構造を有している。

本発明によれば、本発明の鋼材の合金は、マンガンの割合が３．５ｗｔ．％≦Ｍｎ≦４．９ｗｔ．％の範囲にあることを意味する中程度のマンガン含有量を有している。

本発明の鋼材は、不均一系または不均一構造を形成する。

本発明によれば、本発明の鋼材は、好ましくは少なくとも比例してベイナイト微細構造を有している。ベイナイト微細構造の割合は鋼材の２０ｗｔ．％まで可能である。

本発明によれば、本発明の鋼材は、好ましくは少なくとも比例してベイナイト微細構造とマルテンサイトを有する構造または領域を有する。

加えて、本発明によれば、炭素の割合は一般にかなり低い。すなわち、炭素の割合は０．１ｗｔ．％≦Ｃ≦０．１４ｗｔ．％の範囲にある。したがって、本発明の合金鋼は、所謂可鍛性、亜共析鋼を構成する。

このような合金は、特許請求項１に従うプロセス工程による二段階の熱処理に供されるならば、所望の性質を有する鋼材をもたらす。この特別な形態の二段階熱処理は著しい影響を鋼材の多相構造の形成に対して有する。

本発明によれば、鋼材の構造または微細構造が、特別な二段階熱処理によって特に影響される。

冷却時の二段階熱処理は、好ましくは３７０℃〜４００℃の範囲の温度での一時的な保持段階を含んでいる。この一時的な保持段階は５分の最大継続期間を有している。Ｍ_Ｓを超える温度での保持の結果として、オーステナイトは、パーライト段階への転換が回避されるならば、少なくとも部分的にベイナイトに転換させることができる。

本発明によれば、鋼材の合金は、Ａｌ成分とＳｉ成分を含んでいる。他の鋼と比較してＡｌとＳｉの割合を減らすことによって、ベイナイト化、すなわちベイナイト微細構造の形成を強化することができる。すなわち、本発明によって指定されるようにＡｌとＳｉの割合を減らすことによって、ベイナイト変態の促進が引き起こされる。このことが、変態図のベイナイト領域の移動によって成し遂げられる。

大きすぎるクロムの割合は負の影響をベイナイト変態に及ぼし得ることが示されている。したがって、本発明の好ましい実施の形態では、クロムの割合は、最大値が０．４ｗｔ．％として指定される。

炭素の割合とマンガンの割合との関係を指定することによって、オーステナイト相の安定化を本発明に基づいて達成することができる。したがって、好ましい実施の形態において、炭素の割合とマンガンの割合との関係が下記のように指定される：
０．０１≦Ｃ（ｗｔ．％）／Ｍｎ（ｗｔ．％）≦０．０４
特に、０．０２≦Ｃ（ｗｔ．％）／Ｍｎ（ｗｔ．％）≦０．０４ の場合には、格別な性質がもたらされる。

ケイ素の割合と、アルミニウムの割合と、クロムの割合の関係を指定することによって、超微細な平均結晶粒度の有意でなくはない割合のフェライト相の安定化を達成することが可能である。したがって、好ましい実施の形態において、ケイ素の割合と、アルミニウムの割合と、クロムの割合の関係が下記のように指定される：
０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦３ｗｔ．％
特に、０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦２ｗｔ．％

本発明は、熱間圧延鋼、冷間圧延鋼、および対応する平鋼鋼材に対して適用することができる。

好ましくは、本発明は、冷間圧延ストリップ鋼材を冷間圧延された平坦な製造物（例えば、コイル）の形態で製造するために使用される。

多くの他のプロセスの方法と比較して、本発明はエネルギー消費がより小さく、より高速度であり、かつ、費用効果がより大きいことが、本発明の利点である。

非常に良好な形成性を有することが、本発明の合金から本発明の二段階法を使用して製造される鋼材の利点である。そのような鋼材の引張強さは７００ＭＰａよりも有意に大きく、１２００ＭＰａ以上に達する。

二相鋼、ＴＲＩＰ鋼と比較して比較的均一な超微細な微細構造の結果として、優れた形成特性を曲げ加工時において有することが、本発明の合金から本発明の二段階法を使用して製造されている鋼材の利点である。ここで、ＴＲＩＰは“Transformation Induced Plasticity”（変態誘起塑性）の略である。

本発明の好ましい実施の形態によれば、著しく良好な曲げ特性を有するとともに、より良好なＨＥＴ値を有することが、ベイナイトを有する構造を含む鋼材の利点である（ここで、ＨＥＴは“hole expansion test”（穴広げ試験）の略である）。

本発明の更なる好都合な実施の形態は従属請求項の主題を形成している。

本発明の例示的な実施の形態が、図面を参照し、本明細書中、以下に詳細に記載される。
図１は、基本的機構を説明するための例として理解されなければならない鋳鉄についての温度-時間図の概略図を示している。 図２は、結晶粒度の直径に従って鋼材の分類を可能にする物差しを示している。 図３は、本発明によるプロセス工程の概略図を示している。 図４Ａは、本発明の（中間）鋼材の二段階熱処理のための例示的な温度-時間図の概略図を示している。この図には、（Arlazarov他による）これまでに知られている二段階法もまた、比較のために同じ略図において示される。 図４Ｂは、本発明の（中間）鋼材の別の二段階熱処理のための例示的な温度-時間図の概略図を示す。図では、一時的な保持が冷却期間に行われる。 図５は、本発明の鋼材の結晶粒径の分布関数の概略図を示している。 図６Ａは、時間が対数スケールで示される溶融物ＭＦ２３２についての温度-時間図（連続ＺＴＵ図、（英語では「連続冷却変態図」）と呼ばれる）を示している。 図６Ｂは、溶融物ＭＦ２３３についての温度‐時間図を示している。 図６Ｃは、溶融物ＭＦ２３０についての温度‐時間図を示している。 図６Ｄは、溶融物ＭＦ２３１についての温度‐時間図を示している。

本発明は、マルテンサイト領域またはマルテンサイト相、フェライト領域またはフェライト相、および残留オーステナイト領域または残留オーステナイト相、ならびに必要な場合には同様にベイナイト微細構造を含む多相の中マンガン鋼材に関する。すなわち、本発明の実施の形態の鋼材は、多相構造として指定され、ベイナイトが存在するなら、多相ベイナイト構造としても指定される特別な構造配置によって特徴づけられる。特に、本発明は冷間圧延ストリップ鋼材に関する。

以下、（中間）鋼材が完成鋼材ではなく、多段階製造プロセスにおける準備的製造物または中間製造物であることを強調するか否かの疑問がある場合、（中間）鋼材が論じられる。そのような製造プロセスの開始点は、通常、溶融物である。以下に溶融物の合金組成が指定される。製造プロセスの側面では、合金組成が（例えば、ケイ素等の成分を加えることによって）比較的精密に影響されるからである。鋼材の合金組成は、通常、溶融物の合金組成とは僅かに異なるだけである。

用語「相」は、とりわけ成分の割合の構成、エンタルピー含有量と体積によって定義される。互いに異なる相は、鋼材の相境界によって隔てられている。

相の「組成」または「構成要素」は、化学元素（例えば、Ｍｎ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃ、…など）であるか、中性の分子凝集物（例えば、ＦｅＳｉ、Ｆｅ_３Ｃ、ＳｉＯ_２など）、または荷電分子凝集物（例えば、Ｆｅ^２＋、Ｆｅ^３＋など）の何れも可能である。

以下、全ての量または割合情報は、別途述べられる場合を除き、重量百分率（略してｗｔ．％）で与えられる。合金または鋼材の組成の情報が与えられるなら、明示的に列挙される材料または物質に加えて、組成は基本的材料として鉄（Ｆｅ）を含み、且つ溶融浴には常に存在し、得られた鋼材においてもまた示されるいわゆる不可避の不純物を含む。したがって、全てのｗｔ．％情報は常に１００ｗｔ．％になる。

本発明の可鍛性の中マンガン鋼材は全て、３．５ｗｔ．％と４．９ｗｔ．％の間のマンガンを含有し、但し、この場合、指定された限界はこの目的の範囲に属する。

本発明によれば、ベイナイト微細構造を比例的に含む鋼材が好ましい。ベイナイト微細構造は、図６Ａ〜６Ｄを参照して詳しく説明されるように、パーライトまたはマルテンサイト形成のための温度との間における温度で典型的に形成されるあるタイプの中間段階構造である。ベイナイト微細構造への変態は、通常、パーライト構造への変態と競合している。

本発明によるベイナイト微細構造は、通常、フェライトと一緒になったあるタイプの集合体で存在する。

本発明は、鋼材の全体構造におけるベイナイト微細構造の割合を達成するために、（溶融物の）合金組成と、中間鋼材の熱処理のプロセスの工程との組合せに焦点を合わせる。

全実施の形態において、合金組成に関する情報と本発明のプロセスの工程は一緒に使用される。これは、最良の結果がこのように達成されるからである。しかしながら、合金組成に関する記載も考慮するとき、顕著な結果が、例えば、形成性（例えば、冷間圧延時の形成性）に関連して既に得られている。

本発明の鋼材は、任意の精錬方法を使用して製造することができる。これらの工程は本発明の主題ではない。精錬方法の詳細は当業者には十分に知られているので、本明細書では説明しない。開始点は、常に、本発明によれば下記基準を少なくとも満たす、すなわち、鉄と下記割合の溶融物の合金または中間鋼材の合金である。
・ 炭素の割合Ｃは、０．０９ｗｔ．％と０．１５ｗｔ．％の間にあり、
・ マンガンの割合Ｍｎは、３．５ｗｔ．％≦Ｍｎ≦４．９ｗｔ．％の範囲にある。
本発明の全実施の形態におけるマンガンの割合Ｍｎは、好ましくは４．１ｗｔ．％〜４．９ｗｔ．％の範囲にある。

本発明の全実施の形態におけるアルミニウムの割合Ａｌは、好ましくは０．０００５ｗｔ．％≦Ａｌ≦１ｗｔ．％の範囲にあり、特に０．０００５≦Ａｌ≦０．００１５の範囲にある。

好ましくは、本発明の全実施の形態は、
・ 所定のケイ素の割合Ｓｉと、
・ 所定のアルミニウムの割合Ａｌと、
・ 所定のクロムの割合Ｃｒ、を含む。

ケイ素の割合Ｓｉ、アルミニウムの割合Ａｌ、およびクロムの割合Ｃｒについて下記関係が当てはまることが重要である：
０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦３ｗｔ．％、
特に、０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦２ｗｔ．％
ケイ素の割合Ｓｉと、アルミニウムの割合Ａｌと、クロムの割合Ｃｒの間の関係をこのように指定する結果として、鋼材におけるフェライト相の安定化が達成される。フェライト相は、鋼材の超微細な平均結晶粒度の重要な割合を有している。

好ましくは、本発明の全実施の形態が、０．４ｗｔ．％未満のクロムの割合Ｃｒを含んでいる。

クロムの割合Ｃｒに加えて、またはクロムの割合Ｃｒに対して本発明の全実施の形態が、０．２５ｗｔ．％〜０．７ｗｔ．％の間のケイ素の割合Ｓｉを含んでいる。特に、ケイ素の割合は、０．３≦Ｓｉ≦０．６の範囲にある。

本発明によれば、全実施の形態における鋼材の合金は、好ましくはケイ素の割合Ｓｉまたはアルミニウムの割合Ａｌを含んでいる。既知の他の鋼と比較してケイ素の割合Ｓｉおよびアルミニウムの割合Ａｌを減らすことによって、ベイトナイト化を強化することができる。すなわち、ケイ素の割合Ｓｉとアルミニウムの割合Ａｌを本発明による指定のように減らすことにより、ベイナイト変態の促進が引き起こされる。このことが、変態図におけるベイナイト領域５０を移動させることによって達成される（図５Ａ〜６Ｄ参照）。

図６Ａは、様々な加工工程に供されている本発明による第１の合金（これは溶融物ＭＦ２３２と呼ばれる）の連続ＺＴＵ図を示している。表２は、本発明の溶融物ＭＦ２３２および他の例示的な溶融物の具体的な合金組成を示す。

ＺＴＵ図は、材料依存的な時間‐温度変態図である。すなわち、ＺＴＵ図は、変態の程度を連続的に低下する温度について時間の関数として示す。全部で８つの曲線が、この略図と、図６Ｂ、６Ｃ、６Ｄの略図にプロットされている。これらのＺＴＵ図の曲線の合金は全て、表２の組成を有している。

図６Ａによる溶融物２３２、図６Ｂによる溶融物２３３、図６Ｃによる溶融物２３０、および図６Ｄによる溶融物２３１は、全て下記の熱処理に供された：
加熱速度、加熱Ｅ１については２７０℃／分；
オーステナイト化温度Ｔ１＝８１０℃；
保持時間Δ１＝５分；
Ｔ２＝６５０℃；
保持時間Δ２＝４時間（例えば、図４Ａ参照）。

図６Ａ〜６Ｄの夫々の略図における８つの曲線の１つが左側にあるほど、冷却Ａ１がより急速に行われる（例えば、図４Ａ参照）。それよりも右側にある曲線は、よりゆっくり冷却される鋼材に関連する。これらの曲線の夫々の下端において、夫々の鋼材のビッカース硬度ＨＶ_１０についての値（ＨＶ_１０は、ビッカース硬度の測定が１０ｋｇの力により行われたことを意味する）が四角に囲まれて示される。加えて、ベイナイト領域５０（図１におけるベイナイト領域５と同様に）、マルテンサイト開始温度Ｍ_ｓ（図１における線３と同様に）および温度Ｍ_ｆが、図６Ａ〜６Ｄにおいて夫々の場合に示される。Ｍ_ｆは、英語では“martensite finish temperature”（マルテンサイト終わり温度）として示されるマルテンサイト終了温度である。マルテンサイト終わり温度Ｍ_ｆは、熱力学的に考慮されたとき、マルテンサイトへの変態が終了する温度である。温度閾値のＡｃ_３とＡｃ_１もまた示される（図４Ａ、４Ｂ参照）。Ａｃ_３とＡｃ_１との間の領域が、α＋γ相領域として示される。

これまでに知られている合金と比較して、ケイ素の割合Ｓｉとアルミニウムの割合Ａｌにおける好適な減少の結果、既に示されたように、略図におけるベイナイト領域５０が移動する。図６Ａ〜６Ｄにおいて、左側に向いているブロック体矢印が略図のほぼ中央において夫々の場合に示される。このブロック体矢印は、（先行技術と比較して）ケイ素の割合Ｓｉとアルミニウムの割合Ａｌにおける減少の結果、ベイナイト領域５０が左側に移動することを概略的に示すことを意図している。典型的には、（例えば、水による）急速冷却の期間において、実質的にはマルテンサイトのみが形成される。ベイナイト領域５０が左側に移動する結果、ベイナイト微細構造が、比較的急速な冷却により鋼材中に既に形成されている。

図６Ａ〜６Ｄにおけるベイナイト領域５０の下側の数字は、ベイナイトに変態させられる構造の体積百分率を示している。

とりわけ、図６Ａ〜６Ｄから下記のことを推論することができる。但し、この場合、様々な影響が部分的に相殺し、または重なり合うことに留意する必要がある：
・ 本発明による合金での窒素の割合における僅かな増大は、より大きいビッカース硬度をもたらす；
・ 本発明による合金でのマンガンの割合の同時低下（例えば、４．９００ｗｔ．％から４．０００ｗｔ．％への低下）を伴う炭素の割合の僅かな増大（例えば、０．１００ｗｔ．％から０．１４０ｗｔ．％への増大）は、より大きいビッカース硬度をもたらす（図６Ａ、６Ｃの略図を比較参照のこと）。

本発明によれば、二段階アニールプロセスが、好ましくは全ての合金組成物について行われる。その結果、特に最初のアニール期間（図３、４Ａ、４ＢのＳ４．１参照）に、（中間）鋼材の冷却曲線Ａ１が、ベイナイト形成の領域５０を通過するように進む。

好ましくは、合金組成の全ての実施の形態が、更に０．００４ｗｔ．％と０．０１２ｗｔ．％との間の範囲（これは４０ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍに対応する）にある窒素の割合Ｎを含む。特に、窒素の割合Ｎは、０．００４ｗｔ．％と０．００６ｗｔ．％との間の範囲（これは４０ｐｐｍ〜６０ｐｐｍに対応する）にある。

前記段落の１つまたは複数に従う合金組成を有する（中間）鋼材は典型的には、ブロック体矢印によって図３に非常に概略的な形態で示されるように、下記のプロセス工程１０に供される：
・ 熱間圧延（工程Ｓ１）と、
・ 酸素を伴う酸洗
（例えば、ＨＮＯ_３等の酸の使用によるそのような酸洗）（工程Ｓ２）と、
・ 冷間圧延（工程３）と、
・ 本発明による二段階アニール
（図４Ａまたは４Ｂに従うサブ工程Ｓ４．１およびサブ工程Ｓ４．２）。

必要な場合、全ての実施の形態において、予備アニール工程（例えば、約６５０℃のＴおよび１０時間〜２４時間の継続期間による予備アニール工程）を、酸洗（工程Ｓ２）と冷間圧延（工程Ｓ３）との間における中間工程（図３には示されない）として入れることができる。この予備アニール工程は窒素雰囲気において行うことができる。

しかしながら、そのような予備アニール工程は、冷間圧延（工程３）の後、必要に応じて全ての実施の形態において入れることができる。

図４Ａは、本発明の（中間）鋼材の第１の二段階熱処理の例示的な温度-時間図の概略図を示す。Arlazarov他によるこれまでに知られている二段階プロセスもまた、本質的な違いをより良く示すために、比較のために同じ略図において示される。

下記工程を有する二段階焼きなましプロセスが、好ましくは本発明におけるアニールの枠内で全ての実施の形態において使用される（参照数字は図４Ａにおける略図および図４Ｂにおける略図に関連する）：
１．下記のサブ工程を有する第１のアニールプロセスを実行すること：
ａ．（中間）鋼材を第１の保持温度Ｔ１に加熱すること（Ｅ１）、但し、この場合、Ｔ１は７８０℃を超えている（例えば、Ｔ１＝８１０℃）；
ｂ．（中間）鋼材を、第１の期間Δ１の間、第１の保持温度Ｔ１に保持すること（例えば、Δ１＝５分）；
ｃ．（中間）鋼材を冷却すること（Ａ１）；
２．下記のサブ工程を有する第２のアニールプロセスを実行すること：
ａ．（中間）鋼材を保持温度Ｔ２で加熱すること（Ｅ２）、但し、この場合、Ｔ２は６３０℃を超えており、かつ、６６０℃未満である（例えば、Ｔ２＝６５０℃）；
ｂ．（中間）鋼材を、第２の期間Δ２の間、保持温度Ｔ２に保持すること（Ｈ２）（例えば、Δ２＝４時間）；
ｃ．夫々の場合において鋼材として本明細書では示される鋼材をそのようにして得るために（中間）鋼材を冷却すること（Ａ２）。

第１のアニールプロセスの期間における加熱Ｅ１、および／または第２のアニールプロセスの期間における加熱Ｅ２は、好ましくは４Ｋ／秒と５０Ｋ／秒との間にある加熱速度で成し遂げられる。良好な結果が、特に５Ｋ／秒と１５Ｋ／秒との間の範囲で達成される。

保持温度Ｔ１はこの場合、常に、温度閾値Ａｃ_３を超えている。すなわち、第１の保持温度Ｔ１は、加熱Ｈ１の期間の（中間）鋼材が、Ａｃ_３＝７８０℃を超える（γ結晶粒によって示される略図における右側）オーステナイト範囲に位置するように選択される。図６Ａ〜６Ｄに示される例示的な実施の形態の場合には、次のことが当てはまる： Ｔ１＝８１０℃。

保持温度Ｔ２はＡｃ_１＝６３０℃を超え、且つ６６０℃未満である。すなわち、第２の保持温度Ｔ２は、加熱Ｈ２の期間の（中間）鋼材が、（α＋γ相領域によって示される略図における右側の）二相範囲に位置するように選択される。

好ましくは、保持Ｈ１の期間および／または保持Ｈ２の期間において、（中間）鋼材の温度は実質的に一定に保たれる。

好ましくは、全ての実施の形態において、保持Ｈ１は３分〜１０分の間で続き、好ましくは４分〜５分の間で続く。すなわち、下記のことが当てはまる：３分≦Δ１≦１０分、または４分≦Δ１≦５分。図６Ａ〜６Ｄに示される例示的な実施の形態の場合には、次のことが当てはまる：Δ１＝５分。

好ましくは、全ての実施の形態において、保持Ｈ２は３時間〜５時間の間で続き、好ましくは３．５時間〜４．５時間の間で続く。すなわち、下記のことが当てはまる：３時間≦Δ２≦５時間、または、３．５時間≦Δ２≦４．５時間。

Ｔ２≒６５０℃の保持温度におけるΔ２≒４時間の保持時間は、かなり特に成功していることが判明している。

（中間）鋼材の冷却が、全ての実施の形態において、第１のアニールプロセスの期間および／または第２のアニールプロセスの期間に、２５ケルビン／秒と２００ケルビン／秒との間にある冷却速度で成し遂げられる。好ましくは、全ての実施の形態において、冷却速度は４０ケルビン／秒と１５０ケルビン／秒との間にある。図４Ａ、４Ｂにおける曲線Ａ１^＊は夫々約１５０ケルビン／秒の大きい冷却速度により開始され、その冷却速度がその後は４０ケルビン／秒に向かって低下する冷却プロセスを示す。したがって、曲線Ａ１^＊は直線プロフィルではなく、湾曲した曲線プロフィルを有する。図４Ａ、４Ｂにおける曲線Ａ１は夫々、約１５０ケルビン／秒の大きい冷却速度により行われる直線的冷却プロセスを示す。

第１のアニールプロセスの期間および／または第２のアニールプロセスの期間における冷却は、直線的に（例えば、１５０ケルビン／秒で）、または、湾曲した曲線に沿って（例えば、曲線Ａ１^＊に沿って）行うことができる。

第２のアニールプロセスの期間における冷却は、図４Ｂのように行うことができる。この冷却の場合、３つのサブ工程から構成される。工程Ａ２．１において、迅速な（例えば、直線的な）冷却が、Ｔ２から、３７０℃と４００℃との間の範囲にある保持温度Ｔ３にまで行われる。この保持温度Ｔ３は、好ましくは約３８０℃である。保持時間Δ３は、典型的には２分〜６分の間である。この保持時間は、好ましくはΔ３＝５分である。

図４Ｂの方法が使用されるとき、保持温度Ｔ３は、好ましくは温度Ｍ_Ｓを超えるように全ての実施の形態において選択される。

本発明による第１の冷却（Ａ１またはＡ１^＊）の期間に、（合金組成およびプロセス制御に依存して）マルテンサイト相に加えて、所望のベイナイト微細構造が、合金が本発明に従って事前に規定され、且つ第１のアニールプロセスが本発明に従って行われるときには形成される。

先行技術として知られたプロセス（図４Ａの曲線プロフィル（ｅ１、ｈ１、ａ１、および、ｅ２、ｈ２、ａ２）によって示される）では、第１の保持ｈ１の期間の温度が、本発明による第１の保持Ｈ１の期間よりも著しく低いところにある。加えて、第１の保持継続期間δ１が著しく長くなっている。この具体例において、下記のことが第１の保持ｈ１については当てはまる： Ｔ＝７５０℃およびδ１＝３０分。先行技術による冷却ａ１の期間において、マルテンサイト相が形成されるが、ベイナイト微細構造は全く形成されない。第２の保持ｈ２の期間の温度が、本発明による第２の保持Ｈ２の期間よりもやや高いところにある。加えて、第２の保持継続期間δ２が著しく長くなっている。この具体例において、下記のことが、第２の保持ｈ２については当てはまる： Ｔ＝６７０℃および１時間＜δ２＜３０時間。

ＥＢＳＤ調査が、本発明の様々な合金の結晶粒配向と結晶粒度を求めるために行われた。ＥＢＳＤは、“Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ”（電子後方散乱回折）の略である。ＥＢＳＤ法により、直径がほんの約０．１μｍである結晶粒を特徴づけることが可能である。加えて、結晶の配向をＥＢＳＤによって高精度で求めることができる。加えて、さらなる空間分解法が、個々の結晶粒および結晶粒界を表面分析または電気化学により調べるために使用された。

これらの調査により、（合金組成およびプロセス制御に依存して）、マルテンサイト構造に加えて、明瞭に測定可能な割合のベイナイト微細構造が、本発明による合金を有し、且つ例えば図４Ａ、４Ｂによる二段階アニールプロセスに供されたサンプルに存在していることが確認されている。

図５は、本発明の特殊鋼材のｂｃｃ‐α相の結晶粒直径の分布関数Ｆｘ（ｘ）の概略図を示す。ｂｃｃは、“body centered cubic”（体心立方）の略である。結晶粒直径の分布関数Ｆｘ（ｘ）が図５に示される特殊鋼材は、本発明による下記の合金組成を有する（表１では、溶融物の所望される値が示される）：

図５における分布関数Ｆｘ（ｘ）によって、合金構造の結晶粒の主要割合が０μｍ〜約３μｍの間の結晶粒度を有することを推定することができる。使用されたＥＢＳＤ調査は０．１μｍ前後のより低い解像度限界を有するので、ｂｃｃ‐α相の結晶粒度の平均分布が約０．１μｍ〜約３μｍの範囲に制限される。さらなるＥＢＳＤ調査により、ｆｃｃ‐γ相の結晶粒度の分布が約０．２５μｍ〜約０．７５μｍの範囲に制限されることが明らかにされている。

図２は、鋼材が結晶粒度に従って分類されることを可能にする一般的な物差しを示す。したがって、本発明の鋼材（サンプル２３１）は、（構造全体の平均分布が考慮されるならば）超微細結晶粒の範囲にある。また、この分類は本発明の他の合金組成物にも適用することができる。したがって、本明細書では、超微細な多相構造、および例えばサンプル２３１では当てはまるように、検出可能なベイナイト微細構造が存在するならば、超微細な多相ベイナイト構造もまた論じられる。

全ての結晶粒度が分析に含まれるならば、本発明の鋼材は、０．１μｍ〜約３μｍの範囲における全体的な結晶粒度分布（結晶粒の８０％超が０．１μｍ〜約３μｍの域にある）を明らかにすることができる。

好ましくは、全ての実施の形態における本発明の鋼材の全体構造は、溶融物ＭＦ２３１（サンプル２３１）に由来する鋼材に対する評価および測定によって求められるように、結晶粒度が１μｍ〜２μｍの間にある。かなり特に好ましいものが、約１．５μｍの結晶粒度を有する本発明の鋼材である。

本発明によれば、特にフェライト相およびベイナイト微細構造の結晶粒は非常に微細である。したがって、特に好ましいものが、フェライト相およびベイナイト微細構造の組合せを有する合金または鋼材である。

さらなる比較ＥＢＳＤ調査により、第２のアニールプロセスの保持継続期間Δ２が、超微細構造を形成するために、または安定化させるために重要であることが確認されている。下記の保持継続期間、３時間≦Δ２≦５時間は、特に好都合な結果をもたらす。

下記の表２は、本発明の様々なサンプルのｗｔ．％での具体的な合金組成を示す。

下記の表３は、（図４Ａによる）二段階アニールプロセスを受けた後での、本発明のサンプル２３１とサンプル２３３の具体的な合金組成を有する冷間圧延ストリップの形態における鋼材の様々な特性値を示している。Ｒ_ｍは引張強さ（ＭＰａ）であり、Ａ_{ｔｏｔａｌ}は極限伸び（％）であり（極限伸びは延性に比例する）、Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}は引張強さと極限伸びの積（ＭＰａ％）である。

ＥＢＳＤ調査とＴＥＭ調査（例えば、サンプル２３１のそのような調査）は、図４Ａによる二段階アニールプロセスにより、約５％のベイナイトを含有する鋼材がもたらされることを示している。ＴＥＭはこの場合、透過型電子顕微鏡観察を意味する。

表３は、Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}の積に関連して引張強さの面での最良の結果を示している。具体的には、下記のパラメーターを（図４Ａによる）二段階アニールプロセスのために事前に規定した：Ｔ１＝８１０℃、Δ１＝５分、Ｔ２＝６５０℃、Δ２＝４時間。従来の一段階アニールプロセスおよび従来の二段階アニールプロセスを使用する比較試験では、非常に良好な値が、特に積Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}が関連する限りでは、本発明の合金組成および方法により達成されることが示される。

（図４Ａ、４Ｂによる）二段階アニールプロセスを受け、且つＲ_ｍ＝７５０ＭＰａを超えている引張強さを有し、および／または２５０００ＭＰａ％を超える積Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}を有する、本発明による合金組成のサンプルが特に好ましい。特に好ましいものが、サンプル２３１についてのように、Ｒ_ｍ＝９００ＭＰａを超えている引張強さを有し、および／または、２５２００ＭＰａ％を超えている積Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}を有する、特に２７０００ＭＰａ％を超えている積Ｒ_ｍｘＡ_{ｔｏｔａｌ}を有する合金組成物である。

ＥＢＳＤ調査とＴＥＭ調査（例えば、サンプル２３１のそのような調査）は、図４Ｂによる二段階アニールプロセスにより、約２０％のベイナイト含有量を有する鋼材がもたらされることを示している。

ＥＢＳＤ調査とＴＥＭ調査（例えば、サンプル２３１のそのような調査）は、残留オーステナイト領域または残留オーステナイト相の割合が体積比で５％〜１５％の間であることを示している。

Claims (20)

1. マンガン鋼材の熱処理方法であって、
   前記鋼材の合金が、
   ‐ ０．０９ｗｔ．％と０．１５ｗｔ．％の間の炭素の割合（Ｃ）と、
   ‐ ３．５ｗｔ．％≦Ｍｎ≦４．９ｗｔ．％の範囲のマンガンの割合（Ｍ）と、
   ‐ ベイナイト微細構造の割合と、を含み、
   ‐ 下記サブ工程を有する第１のアニールプロセス（Ｓ４．１）を実行し：
   ・ 前記鋼材を７８０℃を超える第１の保持温度（Ｔ１）に加熱し（Ｅ１）；
   ・ 第１の期間（Δ１）の間、前記鋼材を前記第１の保持温度（Ｔ１）に保持し（Ｈ１）；
   ・ 前記鋼材を冷却し（Ａ１）、
   ‐ 下記サブ工程を有する第２のアニールプロセス（Ｓ４．２）を実行し：
   ・ 前記鋼材を６３０℃を超え、且つ６６０℃未満の第２の保持温度（Ｔ２）に加熱し（Ｅ２）；
   ・ 第２の期間（Δ２）の間、前記鋼材を前記第２の保持温度（Ｔ２）に保持し（Ｈ２）；
   ・ 前記鋼材を冷却し（Ａ２）、
   を有し、
   前記第１のアニールプロセス（Ｓ４．１）の間および／または前記第２のアニールプロセス（Ｓ４．２）の間、前記鋼材の前記冷却（Ａ１，Ａ２）が２５ケルビン／秒と２００ケルビン／秒の間の冷却速度で実行される、熱処理方法。
2. 前記鋼材の保持（Ｈ１）の間、前記鋼材が７８０℃を超えるオーステナイト領域（γ）に位置するように、前記第1の保持温度（Ｔ１）が選択されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記鋼材の冷却（Ａ１，Ａ２）は、前記鋼材が４０度ケルビン／秒と１５０ケルビン／秒の間の冷却速度で実行されることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
4. 前記鋼材の保持（Ｈ２）の間、前記鋼材が630℃を超える二相範囲（α＋γ）に位置するように、前記第２の保持温度（Ｔ２）が選択されることを特徴とする、請求項１、２、または３に記載の方法。
5. 前記第１のアニールプロセス（Ｓ４．１）の間および／または前記第２のアニールプロセス（Ｓ４．２）の間、前記加熱（Ｅ１，Ｅ２）が４ケルビン／秒と５０ケルビン／秒の間の加熱速度で実行されることを特徴とする、請求項１、２、または３に記載の方法。
6. 前記合金が、
   ‐ シリコンの割合（Ｓｉ）と、
   ‐ アルミニウムの割合（Ａｌ）と、
   ‐ クロムの割合（Ｃｒ）と、を付加的に含み、
   前記シリコンの割合（Ｓｉ）と、前記アルミニウムの割合（Ａｌ）と、前記クロムの割合（Ｃｒ）の間には、０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦３ｗｔ．％の関係、特に０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦２ｗｔ．％が維持されることを特徴とする、請求項１〜５の何れか一つに記載の方法。
7. 前記クロムの割合（Ｃｒ）が常に０.４ｗｔ．％未満、および／または前記シリコンの割合（Ｓｉ）が０.２５ｗｔ．％と０.７ｗｔ．％の間、好ましくは０.３≦Ｓｉ≦０.６の範囲にあることを特徴とする、請求項６に記載の方法。
8. 前記合金の組成が、０．００４ｗｔ．％と０．０１２ｗｔ．％との間の範囲にある窒素の割合（Ｎ）を付加的に含み、特に窒素の割合（Ｎ）が０．００４ｗｔ．％と０．００６ｗｔ．％との間の範囲にあることを特徴とする、請求項６または７に記載の方法。
9. 前記第１のアニールプロセス（Ｓ４．１）の間、時間（ｔ）を通してプロットされた対応する冷却曲線の温度（Ｔ）の過程が、ベイナイト形成（５０）の領域を通過するように、前記鋼材の冷却（Ａ１）が実行されることを特徴とする、請求項１〜４の何れか一つに記載の方法。
10. シリコン（Ｓｉ）およびアルミニウム（Ａｌ）を加えることによって、前記鋼材の冷却（Ａ１）の間のベイナイト形成（５０）の領域が更に急激な冷却の方向にシフトされることを特徴とする、請求項１〜６の何れか一つに記載の方法。
11. 前記第１の期間（Δ１）が、３分≦Δ１≦１０分、好ましくは４分≦Δ１≦５分の範囲にあることを特徴とする、請求項１〜６の何れか一つに記載の方法。
12. 前記第２の期間（Δ２）が、３時間≦Δ２≦５時間、好ましくは３．５時間≦Δ２≦４．５時間の範囲にあることを特徴とする、請求項１〜６の何れか一つに記載の方法。
13. ‐ ０．０９ｗｔ．％と０．１５ｗｔ．％の間の炭素の割合（Ｃ）と、
    ‐ ４．０ｗｔ．％≦Ｍｎ≦４．９ｗｔ．％の範囲のマンガンの割合（Ｍ）と、
    ‐ ０．０００５ｗｔ．％≦Ａｌ≦１ｗｔ．％の範囲、特に０．０００５≦Ａｌ≦０．００１５の範囲のアルミニウムの割合（Ａｌ）と、を含む合金の鋼材であって、
    ベイナイト微細構造の割合を含む鋼材。
14. 前記合金が、
    ‐ シリコンの割合（Ｓｉ）と、
    ‐ クロムの割合（Ｃｒ）と、を付加的に含み、
    シリコンの割合（Ｓｉ）と、クロムの割合（Ｃｒ）と、アルミニウムの割合（Ａｌ）との間には、０．３ｗｔ．％≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃｒ≦１．２ｗｔ．％が維持されることを特徴とする、請求項１３に記載の鋼材。
15. 前記クロムの割合（Ｃｒ）が常に０.４ｗｔ．％未満、および／または前記シリコンの割合（Ｓｉ）が０.２５ｗｔ．％と０.７ｗｔ．％の間、好ましくは０.３≦Ｓｉ≦０.６の範囲にあることを特徴とする、請求項１４に記載の鋼材。
16. 前記鋼材が、マルテンサイト、フェライト、および残留オーステナイト領域の構造を有することを特徴とする、請求項１３または１４に記載の鋼材。
17. 残留オーステナイト領域または相の体積割合が２０％未満、好ましくは１５％であることを特徴とする、請求項１６に記載の鋼材。
18. ２０％以下の体積割合のベイナイト微細構造を含むことを特徴とする、請求項１６または１７に記載の鋼材。
19. ３μｍ未満の平均粒度の粒度分布を有することを特徴とする、請求項１３〜１８の何れか一つに記載の鋼材。
20. 約０．１μｍ〜約３μｍの範囲に全体の粒度分布を有し、
    ８０％を超える粒子が約０．１μｍ〜約３μｍのウインドウ内にあることを特徴とする、請求項１３〜１８の何れか一つに記載の鋼材。

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