JP2018500465A - 高強度鋼製品の製造方法およびこれによって得られる鋼製品 - Google Patents

Abstract

鋼製品の製造方法であって、以下のステップ：３８０℃から７００℃の間に含まれる温度に加熱された鋼出発製品を提供するステップであって、前記加熱された鋼出発製品が、完全な準安定オーステナイト組織を有し、前記加熱された鋼出発製品が、重量パーセントで：０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、１．５％≦Ｍｎ≦４．０％、０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、０．００５％≦Ａｌ≦１．５％（但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、Ｓ≦０．０５％、Ｐ≦０．１％、ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：０％≦Ｃｒ≦４．０％、０％≦Ｍｏ≦０．５％および２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％のように、ならびに、場合により：Ｎｂ≦０．１％、Ｔｉ≦０．１％、Ｎｉ≦３．０％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素を含む組成を有し、組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避不純物からなるものである、ステップ；前記加熱された鋼出発製品を、０．１から０．７の間の累積ひずみεｂで、前記加熱された鋼出発製品の少なくとも１つの場所において、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度での熱間成形ステップに供し、前記鋼の組織が完全オーステナイト系のままの熱間成形鋼製品を得るステップ；次いで、４０％から９０％の間のマルテンサイトを含み、残りはオーステナイトである組織を得るために、マルテンサイト臨界冷却速度を上回る冷却速度ＶＲ２で、Ｍｓよりも低い焼入温度ＱＴまで前記熱間成形鋼製品を冷却することによって焼入れするステップ；次いで、前記製品を維持するか、または前記製品をＱＴから４７０℃の間の保持温度ＰＴまで再加熱し、および前記保持温度ＰＴで５ｓから６００ｓの間の時間Ｐｔの間、保持するステップを含む、方法。

Description

本発明は、高強度鋼製品の製造方法およびこの方法によって得られる高強度鋼製品に関する。

さらに具体的には、本発明は、良好な伸び特性と高い引張強さを組み合わせた、鋼製品、例えば鋼板または鋼部品の製造方法に関する。

ＤＰ（二相）鋼またはＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼でできた高強度鋼板は現在、自動車産業、車およびトラックのさまざまな部品の製造に使用されている。

これらの鋼でできた装置の重量を減らすために、良好な加工性を有するために必要な伸びを低下させず、および溶接性を低下させずに、引張強さおよび降伏強さを向上させることが非常に望ましい。

この目的のために、ＷＯ２０１２／１５３００８では、０．１５％から０．４％のＣ、１．５％から３％のＭｎ、および０．００５％から２％のＳｉを含むＣＭｎＳｉ鋼の使用が提案されたが、このような鋼は、完全マルテンサイト組織を有するために熱処理される。

従って、ＷＯ２０１２／１５３００８には、鋼が、１０５０℃から１２５０℃の間の温度で加熱され、次いで、１１５０℃から９００℃の間の温度で粗圧延され、この後、３８０℃から６００℃の間の温度まで冷却され、この温度で最終熱間圧延され、続いて周囲温度まで直接焼入れされる、鋼板または鋼部品の製造方法が開示されている。

この製法によって、鋼をオーステナイト化し、次いで焼入れして、完全マルテンサイト硬化を得ることによって製造される鋼板の引張強さよりも高い引張強さを有する鋼板または鋼部品を得ることが可能になる。

しかし、この方法は、鋼の伸び特性を損なうことはないとしても、これらの特性を改善することもない。このような方法によって得られる鋼板の全伸びＴＥは一般に、約１６００ＭＰａの引張強さに対して７％未満に限られる。

国際公開第２０１２／１５３００８号

従って、１０００ＭＰａを超え、１７００ＭＰａまでの降伏強さＹＳ、１３００ＭＰａを超え、２０００ＭＰａまでの引張強さＴＳ、７％を超える一様伸びＵＥ、１０％を超える全伸びＴＥ、１８０００ＭＰａ％を超える引張強さ×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）の積および１３０００ＭＰａ％を超える引張強さ×一様伸び（ＴＳ×ＵＥ）の積を有する鋼板または鋼部品を製造できることが依然として望ましい。これらの特性は、２００９年１０月に発行のＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定される。測定方法の違いにより、特に使用される試験片のサイズの違いにより、ＩＳＯ規格による全伸びの値は非常に異なり、特にＪＩＳ Ｚ ２２０１−０５規格による全伸びの値よりも低いことが強調されなければならない。

この目的のために、本発明は、以下の連続するステップ：
− ３８０℃から７００℃の間に含まれる温度に加熱された鋼出発製品を提供するステップであって、前記加熱された鋼出発製品が、完全な準安定オーステナイト組織を有し、前記加熱された鋼出発製品が、重量パーセントで：
０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、
１．５％≦Ｍｎ≦４．０％、
０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
（但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、
Ｓ≦０．０５％、
Ｐ≦０．１％、
ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：
０％≦Ｃｒ≦４．０％、
０％≦Ｍｏ≦０．５％
および
２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％
のように、
ならびに、場合により：
Ｎｂ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％、
Ｎｉ≦３．０％、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素、
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避不純物からなるものである、ステップ、
− 前記加熱された鋼出発製品を、０．１から０．７の間の累積ひずみε_ｂで、前記加熱された鋼出発製品の少なくとも１つの場所において、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップに供し、前記鋼の組織が完全オーステナイト系のままの熱間成形鋼製品を得るステップ、次いで、
− ４０％から９０％の間のマルテンサイトを含み、残りはオーステナイトである組織を得るために、マルテンサイト臨界冷却速度を上回る冷却速度ＶＲ_２で、前記鋼のマルテンサイト開始温度Ｍｓよりも低い焼入温度ＱＴまで熱間成形鋼製品を冷却することによって焼入れするステップ、次いで、
− 前記製品を維持するか、または前記製品をＱＴから４７０℃の間の保持温度ＰＴまで再加熱し、および前記温度ＰＴで５ｓから６００ｓの間の時間Ｐｔの間、保持するステップ
を含む、鋼製品の製造方法に関する。

本発明の他の有利な態様によれば、本方法は、単独で、または任意の技術的に可能な組み合わせに従って考慮される１つ以上の以下の特徴を含む：
− 本方法は、フレッシュマルテンサイトを得るために、前記保持された製品を、周囲温度まで０．００５℃／ｓを超える冷却速度で冷却するステップをさらに含む；
− 前記加熱された鋼出発製品が熱間圧延鋼板であり、および前記鋼製品が鋼板であり、ならびに前記熱間成形ステップが圧延ステップである；
− 前記加熱された鋼出発製品を提供するステップが：
・完全オーステナイト組織を得るために、請求項１に記載の組成を有する鋼半製品を、前記鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度まで加熱するステップと、
・前記加熱された鋼出発製品を得るために、前記鋼半製品を、１よりも大きい累積減少ひずみ（ｃｕｍｕｌａｔｅｄ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｓｔｒａｉｎ）ε_ａで、１２００から８５０℃の間の温度Ｔ_２を上回る温度で粗圧延ステップに供するステップを含む；
− 前記加熱された鋼出発製品が、３０μｍ未満の平均オーステナイト結晶粒度を有する；
− 前記出発製品が鋼ブランクであり、前記鋼製品が鋼部品であり、前記加熱された鋼出発製品を提供するステップが、完全オーステナイト組織を得るために、前記鋼ブランクを、前記鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度まで加熱するステップを含む；
− 前記鋼ブランクが、１．０ｍｍから４．０ｍｍの間の厚さを有する；
− 前記熱間成形ステップが熱間圧延ステップである；
− 前記熱間成形ステップがホットスタンピングステップである；
− 前記熱間成形ステップがホットスピニングステップである；
− 前記熱間成形ステップがロールフォーミングステップである；
− 前記鋼ブランクが、少なくとも１つのコーティング層を含む；
− コーティング層が、加熱前に前記出発製品に施され、および前記コーティング層が、アルミニウムもしくはアルミニウムベースの被覆、または亜鉛もしくは亜鉛ベースの被覆である。

また本発明は、重量パーセントで：
０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、
１．５％≦Ｍｎ≦４．０％、
０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
（但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、
Ｓ≦０．０５％、
Ｐ≦０．１％、
ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：
０％≦Ｃｒ≦４．０％、
０％≦Ｍｏ≦０．５％
および
２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％
のように、
ならびに、場合により
Ｎｂ≦０．１％
Ｔｉ≦０．１％、
Ｎｉ≦３．０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素、
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避不純物からなるものであり、
前記鋼製品の少なくとも１つの場所の組織が、以下：
− 少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、
− 表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状の、フレッシュマルテンサイト、および
− ５％から３５％の表面割合を有するオーステナイト
からなる鋼製品に関する。

本発明の他の有利な態様によれば、鋼製品は、単独で、または任意の技術的に可能な組み合わせに従って考慮される１つ以上の以下の特徴を含む：
− 前記鋼の引張強さＴＳと前記鋼の一様伸びＵＥの積が１３０００ＭＰａ％以上である；
− マルテンサイトのラスが、１μｍ未満の平均サイズを有し、前記マルテンサイトのラスのアスペクト比が２から５の間に含まれる；
− ３を下回るアスペクト比を有する前記フレッシュマルテンサイトの島の最大サイズが３μｍを下回る；
− 前オーステナイト結晶粒の平均サイズが３０μｍ未満である；
− 前オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．３よりも大きい；
− 前記オーステナイトが、膜または島の形状であり、前記膜または島の最小寸法が０．３μｍを下回る値を有し、前記膜または島の最大寸法が２μｍを下回る平均値を有する；
− 前記焼戻しマルテンサイトが、前記焼戻しマルテンサイトの表面と比べて、表面割合で０．５％未満の炭化物を含み、および前記炭化物が、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する；
− 前記鋼製品が鋼板であり、および鋼板全体の組織が以下：
・少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、
・表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状の、フレッシュマルテンサイト、および
・５％から３５％の表面割合を有するオーステナイト
からなる；
− 前記鋼製品がホットスタンプ鋼部品であり、および前記ホットスタンプ部品の体積の少なくとも２０％の組織が以下：
・少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、
・表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状の、フレッシュマルテンサイト、および
・５％から３５％の表面割合を有するオーステナイトからなる；
− 前記鋼製品が、少なくとも１つのコーティング層を含む；
− 前記少なくとも１つのコーティング層が、亜鉛もしくは亜鉛ベースの合金、またはアルミニウムもしくはアルミニウムベースの合金である；
− 前記少なくとも１つのコーティング層が、ホットスタンピングの前に施される。

ここで本発明を、制限を導入することなく詳細に説明し、例および添付の図面により例示する。

本発明による鋼製品のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）である。 本発明によらない製造方法によって得られる鋼製品のミクロ組織を示すＳＥＭである。 本発明によらない製造方法によって得られる鋼製品のミクロ組織を示すＳＥＭである。 本発明による製造方法または本発明によらない製造方法によって得られる鋼製品の機械的特性を比べるグラフである。 本発明による製造方法または本発明によらない製造方法によって得られる鋼製品の機械的特性を比べるグラフである。 本発明による製造方法または本発明によらない製造方法によって得られる鋼製品の機械的特性を比べるグラフである。

本発明による鋼製品は以下の組成を有する：
− 満足のいく強度を確保し、および残留オーステナイトの安定性を改善するための、０．１５％≦Ｃ≦０．４０％。特に、０．１５％未満の炭素含有量では、鋼の焼入性は十分に良好ではなく、利用される製造方法で十分なマルテンサイトが生成されない。Ｃの含有量が０．４０％を超えると、鋼の溶接性が低下する。実際、この鋼板から製造された溶接継手は、靭性が不十分であろう。好ましくは、炭素含有量は０．２５％以上である。好ましくは、炭素含有量は０．３３％を超えない。

− １．５％≦Ｍｎ≦４．０％。マンガンは、Ａｃ_１、Ａｃ_３およびＭｓ温度、即ち、それぞれ、加熱によりオーステナイトが生成し始める温度（Ａｃ_１）、加熱によりオーステナイト変態が完了する温度（Ａｃ_３）および冷却によりオーステナイトからマルテンサイトへの変態が始まる温度（Ｍｓ）を下げる。従って、Ｍｎは、Ｍｎ中のオーステナイトをさらに化学的に濃縮し、およびオーステナイトの結晶粒度を小さくすることにより、残留オーステナイトの安定性を改善する。オーステナイト結晶粒度の微細化は拡散距離を小さくし、従って、熱処理の冷却サイクルの間に実施することができる温度保持ステップの間、ＣおよびＭｎの拡散を固定する。冷却中、７００から３８０℃の温度範囲において、鋼を変形させるのに十分な安定化効果を得るためには、Ｍｎ含有量は１．５％未満であってはならない。さらに、Ｍｎの含有量が４％を超えるとき、分離領域が現れ、これは伸びフランジ性に有害であり、本発明の実施の障害となる。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．８％を超える。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．５％を超えない。

− ０．５％≦Ｓｉ≦２．５％および０．００５％≦Ａｌ≦１．５％、さらにケイ素およびアルミニウムの含有量は次の関係を満たす：０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％。本発明によれば、ＳｉおよびＡｌは一緒に以下のとおりの重要な役割を果たす。

ケイ素は、平衡変態温度Ａｅ_３未満に冷却すると、セメンタイトの析出を遅らせる。従って、Ｓｉの添加は、島状の十分な量の残留オーステナイトを安定化させるのに役立つ。さらに、Ｓｉは、固溶体強化をもたらし、部分的なマルテンサイト変態直後に実施される再加熱および保持ステップの結果生じる、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分布の間の炭化物の生成を遅らせる。含有量が高すぎると、表面に酸化ケイ素が生成し、これは鋼の被覆性を損なう。従って、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５％以下である。

アルミニウムは、精錬中に液相で鋼を脱酸するのに非常に効果的な元素である。Ａｌ含有量は、液体状態の鋼の十分な脱酸を達成するために、０．００５％以上である。さらに、Ｓｉと同様、Ａｌは残留オーステナイトを安定化する。介在物の発生を避け、酸化の問題を避け、材料の焼入性を確保するために、Ａｌ含有量は１．５％を超えない。

オーステナイトの安定化に対するＳｉおよびＡｌの効果は類似している。ＳｉおよびＡｌの含有量が、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％であるようなとき、オーステナイトの満足のいく安定化が得られ、これによって所望のミクロ組織が形成できるようになる。

− 硫黄およびリンは、部品の延性および靭性をあまり劣化させないために、低濃度、即ち、Ｓ≦０．０５％およびＰ≦０．１％に維持されなければならない。極めて少ない硫黄の実現には費用がかかるため、０．０００５％を超える硫黄含有量が経済的な理由から好ましい。同様に、０．０００５％を超えるリン含有量が好ましい。

本発明による鋼は、モリブデンおよびクロムの中から選ばれる少なくとも１つの元素を含む。ＣｒおよびＭｏは、オーステナイトの変態を遅らせ、初析フェライトまたはベイナイトの生成を防ぐのに非常に効率的であり、本発明を実施するために使用することができる。特に、これらの元素は、冷却時の等温変態図（時間・温度・変態（ＴＴＴ）図としても知られる。）に影響を及ぼす：ＣｒおよびＭｏの添加は、フェライト−パーライト変態域をベイナイト変態域から分離し、フェライト−パーライト変態は、ベイナイト変態よりも高い温度で起こる。従って、これらの変態域は、ＴＴＴ図において２つの別個の「鼻」として現れ、オーステナイトからフェライト、パーライトおよび／またはベイナイトへの望ましくない変態を引き起こすことなく、これらの２つの鼻の間の冷却時に鋼を変形させる「湾」が開かれている。本発明の組成については、この変形温度範囲は、３８０から７００℃の間に含まれる。この範囲の準安定オーステナイトの熱間成形は、「オースフォーム」として知られている。

鋼の組成がＣｒを含む場合、Ｃｒ含有量は４．０％を超えてはならない。実際、この値を超えるとＣｒの効果は飽和し、Ｃｒの含有量を増やしても、有益な効果をもたらすことなく費用がかかるであろう。

鋼の組成がＭｏを含む場合、Ｍｏの高いコストのために、Ｍｏ含有量は０．５％を超えない。

さらに、本発明によれば、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量は、２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％のようになる。この関係におけるＭｎ、ＣｒおよびＭｏの係数は、十分な機械的特性を得るためにオーステナイトの変態を防ぎ、硬化をもたらすそれぞれの能力を反映している。

本発明による鋼は、場合により、ニオブおよび／またはチタンを含む。

Ｎｂが組成物中に存在するとき、Ｎｂの含有量は０．１％を超えるべきでなく、好ましくは０．０２５％を超えるべきである。Ｔｉが組成物中に存在するとき、Ｔｉの含有量は０．１％を超えるべきでなく、好ましくは０．０１％を超えるべきである。

これらの量において、Ｎｂは、鋼の焼入性を改善するＢとの強い相乗効果を有し、Ｔｉは、ＢをＢＮの生成から保護することができる。さらに、ＮｂおよびＴｉの添加は、焼戻し中のマルテンサイトの軟化に対する抵抗性を高めることができる。

ＮｂおよびＴｉのこの効果は、ＮｂおよびＴｉの含有量がそれぞれ０．０２５％および０．０１％を超える場合に顕著に表れる。

ＮｂおよびＴｉの含有量は、これらの元素によってもたらされる高温での鋼の硬化を制限するために、それぞれ０．１％を超えず、このことが、熱間圧延力の増加により、薄板の製造を困難にするであろう。

場合により、組成物は、３．０％以下の量、好ましくは０．００１％を超える量のニッケルを含んでもよい。

鋼は、場合により、鋼の焼入性を向上させるために、０．０００５％から０．００５％の間に含まれる量のホウ素を含んでもよい。実際、オーステナイトの重要な変形は、冷却中のオーステナイトからフェライトへの変態を加速し得る。０．０００５％から０．００５％の間に含まれる量のＢの添加は、この初期のフェライト変態の防止に役立つ。

場合により、鋼は、０．０００５％から０．００５％の間に含まれる量のカルシウムを含んでもよい：ＯおよびＳと組み合わせることによって、Ｃａは、シートの延性悪影響を及ぼす大きなサイズの介在物の生成を避けるのに役立つ。

鋼の組成の残りの部分は、鉄および精錬に由来する不純物である。不純物は窒素を含んでもよく、Ｎ含有量は０．０１０％を超えない。

本発明による鋼製品の製造方法は、少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜として存在する、フレッシュマルテンサイト、および５％から３５％の表面割合を有する残留オーステナイトからなるミクロ組織を、製品の少なくとも１つの場所に有する鋼製品を製造することを目的とする。

これらのミクロ組織の特徴は、局所的に厳しい応力に耐えるように、製品の全体に、または一部の場所にのみ存在し得る。後者の場合、これらのミクロ組織の特徴は、有意な強度抵抗を得るために、製品の体積の少なくとも２０％に存在しなければならない。

以下、製造方法について説明する。本方法は、３８０℃から７００℃の間に含まれる温度に加熱された鋼出発製品を提供するステップを含み、前記加熱された鋼出発製品は、完全オーステナイト組織を有する。この温度範囲および以下の鋼組成を参照すると、このオーステナイト組織は準安定状態にあり、即ち、この加熱された鋼出発製品は、オーステナイトの範囲の加熱ステップと、この後に、オーステナイトが変態する時間がないように十分に高い速度で冷却することによって得られるものと理解される。

前記加熱された出発製品は、さらに、重量パーセントで：
０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、
１．５％≦Ｍｎ≦４．０％、
０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
（但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、
Ｓ≦０．０５％、
Ｐ≦０．１％、
ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：
０％≦Ｃｒ≦４％、
０％≦Ｍｏ≦２％
および
２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％
のように、
ならびに、場合により：
Ｎｂ≦０．１％、
Ｎｉ≦３．０％、
Ｔｉ≦０．１％、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素、
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄および精錬に由来する不回避不純物からなるものである。

前記加熱された出発製品は、例えば、半製品またはブランクである。

半製品は、熱間圧延ステップに供されているが、厚さは、この段階では、所望の最終厚さよりも厚いシートと定義される。

ブランクは、鋼板またはコイルを、製造される製品の所望の最終形状に関連する形態に切断した産物と定義される。

本発明によれば、加熱された出発製品は、０．１から０．７の間の累積ひずみで、出発製品の少なくとも１つの場所において、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度での熱間成形ステップに供され、鋼の組織は完全オーステナイト系のままであり、即ち、オースフォームが実施される。

熱間成形ステップは、１つまたは幾つかの連続する段階で実施されてもよい。製品の形状および局所的な応力モードのために、製品のある場所と別の場所で変形モードが異なることがあるため、等価累積ひずみε_ｂは、製品のそれぞれの場所で

（式中、ε_１およびε_２は、変形のすべての段階で累積される主ひずみである。）と定義される。

熱間圧延により熱間成形が実施される場合、累積ひずみε_ｂは、熱間圧延前の最初のシート厚さｔ_ｉおよび熱間圧延後の最後のシート厚さｔ_ｆから、

により定義される。

これらの条件では、再結晶化が起こらない塑性変形したオーステナイト組織が得られる。

熱間成形ステップは、熱間成形ステップの間のオーステナイトの微細化を可能にし、変形したオーステナイトの再結晶を避け、およびオーステナイトの変態を避けるために、いずれも３８０℃から７００℃の間に含まれるＴ_３からＴ_３’の間（例えば５５０℃から４５０℃の間）の温度で行われる。特に、鋼の組成のために、この熱間成形ステップの間のフェライト、パーライトおよび／またはベイナイトの生成が避けられる。

実際、上に開示の通り、Ｍｎは残留オーステナイトの安定性を改善する。

さらに、ＣｒおよびＭｏは、フェライト−パーライト変態域をベイナイト変態域から分離することにより、オーステナイトの変態を遅らせ、および初析フェライトまたはベイナイトの生成を防ぐ。従って、これらの変態域は、等温変態図（時間・温度・変態（ＴＴＴ）図としても知られる。）において２つの別個の「鼻」として現れ、従って、フェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを生成することなく、これらの２つの鼻の間の冷却時に鋼を変形させる「窓」を開く。従って、熱間成形ステップ（「オースフォーム」）は、好ましくは、この窓内の温度で実施される。

熱間成形ステップは、このような熱間成形ステップに供していない鋼と比べて、引張強さＴＳおよび鋼の降伏強さＹＳの向上につながる。特に、熱間成形ステップは、少なくとも１５０ＭＰａの引張強さの増加ΔＴＳおよび少なくとも１５０ＭＰａの降伏強さの増加ΔＹＳにつながる。

この時点で、熱間成形製品は、変形したオーステナイトからなる組織を有し、オーステナイトの変形率は０．１から０．７の間に含まれ、オーステナイト結晶粒の平均サイズは３０μｍ未満、好ましくは１０μｍ未満である。

本発明によれば、次いで、４０％から９０％の間のマルテンサイトを含み、残りの部分はオーステナイトである組織を得るために、熱間成形製品は、マルテンサイト臨界冷却速度を超える冷却速度ＶＲ_２で、鋼のマルテンサイト開始温度Ｍｓよりも低い焼入温度ＱＴまで冷却することによって焼入れされる。

有意な量、即ち、５％から３５％の間の残留オーステナイトを含む最終組織を有することが望ましいため、温度ＱＴは低すぎてはならず、および所望の量の残留オーステナイトに従って、どのような場合でも、鋼の変態温度Ｍｆ、即ち、マルテンサイト変態が完了する温度よりも高く選ばれなければならない。さらに具体的には、各鋼の化学組成について、所望の残留オーステナイト含有量を実現する最適な焼入温度ＱＴｏｐを求めることが可能である。当業者は、この理論的な焼入温度ＱＴｏｐを求める方法を知っている。

より微細な変形したオーステナイト結晶粒からマルテンサイト変態が生じるという理由で、マルテンサイトのラスの微細化は、以下で説明するように、従来技術よりも高い。

上に示した範囲に従う組成物について、組織が間違いなく確実に４０％から９０％の間のマルテンサイトを含むために、焼入温度ＱＴは、好ましくはＭｓ−２０℃未満であり、好ましくは１００℃から３５０℃の間に含まれる。

さらに冷却することなく、ミクロ組織がこの時点で実質的に残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる製品は、次いで、直ちに維持されるか、またはＱＴから４７０℃の間に含まれる保持温度ＰＴまで再加熱される。

例えば、製品は、Ｍｓよりも高い保持温度ＰＴまで再加熱される。

次に、製品は、温度ＰＴで時間Ｐｔの間維持され、Ｐｔは５ｓから６００ｓの間に含まれる。

この保持ステップの間、炭素がマルテンサイトとオーステナイトの間で分配し、即ち、マルテンサイトからオーステナイトへ拡散し、これは、有意な量のベイナイトおよび／または炭化物が現れることなく、マルテンサイトの延性の改善およびオーステナイトの炭素含有量の増加につながる。濃縮したオーステナイトは、最終製品に対してＴＲＩＰ（「変態誘起塑性」）効果を得ることを可能にする。

分配の程度は、保持ステップの時間と共に大きくなる。従って、保持時間Ｐｔは、できるだけ完全な分配がもたらされるよう十分長く選ばれる。保持時間Ｐｔは、炭素におけるオーステナイトの濃縮を最適化するために、５ｓより長く、好ましくは２０ｓより長くなければならない。

しかし、時間が長すぎると、オーステナイトの分解およびマルテンサイトの過度の分配が起こり、従って、機械的特性が低下する可能性がある。従って、フェライトの生成をできるだけ避けるために、時間は制限される。従って、保持時間Ｐｔは、６００ｓ未満であるべきである。製品は、最後に、５％から３０％のフレッシュマルテンサイトを生成し、および５％から３５％の残留オーステナイトの表面割合を有するのに必要な冷却速度で周囲温度まで冷却される。好ましくは、冷却速度は、０．００５℃／ｓを超えるべきである。

焼入ステップおよび保持ステップは、「焼入および分配」（「Ｑ−Ｐ」）ステップと定義される。

こうして得られる鋼製品は、熱間成形ステップに供した場所において、少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状の、フレッシュマルテンサイト、および５％から３５％の表面割合を有する残留オーステナイトからなるミクロ組織によって特徴づけられる。

マルテンサイトのラスは非常に薄い。好ましくは、ＥＢＳＤによって特徴づけられるこれらのマルテンサイトのラスは、最大でも１μｍの平均サイズを有する。

さらに、これらのマルテンサイトのラスの平均アスペクト比は、好ましくは、２から５の間に含まれる。

これらの特徴は、例えば、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）装置に結合された、電界放出電子銃（「ＦＥＧ−ＳＥＭ」）を備える走査電子顕微鏡を用いて、１２００倍を超える倍率でミクロ組織を観察することによって確認される。２つの隣接するラスは、これらの配向のずれが５°以上のとき、別個のラスと定義される。次いで、個々のラスの形態が、当業者に既知の従来のソフトウェアを用いる画像解析によって決定される。こうして、各ラスの最大寸法ｌ_ｍａｘ、最小寸法ｌ_ｍｉｎおよびアスペクト比

が決定される。この決定は、少なくとも１０００個のラスのサンプルで行われる。このサンプルについて次いで決定される平均アスペクト比

は、好ましくは、２から５の間に含まれる。

焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトのラスは、前記焼戻しマルテンサイトおよびラスの表面と比べて、表面割合で０．５％未満の炭化物を含む。これらの炭化物は、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する。

３を下回るアスペクト比を有するフレッシュマルテンサイトの島の最も大きい寸法は３μｍを下回る。

残留オーステナイトは、延性の向上に特に必要である。上記の通り、残留オーステナイトは、０．１から０．７の間に含まれる変形率で変形される。

好ましくは、残留オーステナイトは、膜または島の形状である。これらの膜または島の最小寸法は、０．３μｍを下回る値を有し、これらの膜または島の最大寸法は、２μｍを下回る平均値を有する。残留オーステナイトの微細化は、変形時、広範囲のひずみにわたって残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するように、残留オーステナイトの安定性を改善する。また、残留オーステナイトは、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配によっても安定化される。

冷却時の変態直前のオーステナイトの平均サイズである、前オーステナイト結晶粒の平均サイズ、即ち、この場合には、熱間成形ステップまでのオーステナイトの平均サイズは、３０μｍ未満、好ましくは１０μｍ未満である。さらに、前オーステナイト結晶粒のアスペクト比は１．３よりも大きい。

このアスペクト比を決定するために、当業者に既知の適した方法、例えば、ピクリン酸エッチング試薬を用いるエッチングにより、前オーステナイト結晶粒を最終製品上に露出させる。前オーステナイト結晶粒は、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡で観察される。次いで、前オーステナイト結晶粒のアスペクト比が、当業者に既知の従来のソフトウェアを用いる画像解析によって決定される。少なくとも３００個の結晶粒のサンプルにおいて、前オーステナイト結晶粒の最大寸法および最小寸法が決定され、結晶粒のアスペクト比が、最大寸法と最小寸法の間の比として決定される。サンプルについて得られる値の平均として次いで決定されるアスペクト比は１．３よりも大きい。

この製造方法では、１０００ＭＰａを超え、１７００ＭＰａまでの降伏強さＹＳ、および１３００ＭＰａを超え、２０００ＭＰａまでの引張強さＴＳを、少なくとも７％の一様伸びＵＥおよび少なくとも１０％の全伸びＴＥと共に有する高強度鋼製品を得ることが可能であり、積ＴＳ×ＴＥは１８０００ＭＰａ％を超え、積ＴＳ×ＵＥは１３０００ＭＰａ％を超える。

実際、たとえ、温度ＱＴまでの焼入とこの後の温度ＰＴでの保持ステップが、引張強さＴＳの低下につながり得る、鋼のミクロ組織におけるマルテンサイトの表面割合の低下につながったとしても、この処理は、構造の精密化によりマルテンサイトの延性を向上し、炭化物の析出物を確実になくし、炭素に富むオーステナイトの生成につながり、従って、この処理は、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳならびに一様伸びおよび全伸びの向上につながる。

本発明の第１の実施形態によれば、製造方法は、鋼板を製造するために実施される。

この第１の実施形態によれば、加熱された出発製品は、本発明による組成を有する熱間圧延鋼板であり、熱間成形ステップは熱間圧延ステップである。

完全オーステナイト組織を有する加熱された出発製品を提供するステップは、本発明による組成を有する半製品を提供するステップと、完全オーステナイト組織を得るために、半製品を、鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度Ｔ_１まで加熱するステップと、前記熱間圧延鋼板を得るために、半製品に、１よりも大きい累積減少ひずみε_ａで、粗圧延ステップに供するステップとを含む。

半製品は、本発明による組成を有する鋼を鋳造することによって得られる。鋳造は、鋼塊または厚さ約２００ｍｍの連続鋳造スラブの形態で行われてもよい。また、鋳造は、厚さ数十ミリメートル、例えば５０ｍｍから８０ｍｍの間の薄いスラブを得るために行われてもよい。

半製品は、完全オーステナイト化を可能にするために、十分な時間ｔ_１の間、１０５０から１２５０℃の間に含まれる温度Ｔ_１まで加熱することにより、完全オーステナイト化に供される。従って、温度Ｔ_１は、加熱時にフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度ＡＣ_３を上回る。従って、この加熱は、鋼の完全オーステナイト化、および出発製品中に存在することがあるＮｂ炭窒化物の溶解につながる。さらに、温度Ｔ_１は、Ａ_ｒ３を上回るこの後の粗圧延ステップの実施を可能にするために、十分高い。

次いで、半製品を、１２００℃から８５０℃の間に含まれる温度において、Ａ_ｒ３を上回る最終圧延温度Ｔ_２で粗圧延に供し、従って、鋼組織は、この段階で完全オーステナイト系のままである。

粗圧延の累積ひずみε_ａは１を超える。粗圧延前の半製品の厚さをｔ_ｉ、粗圧延完了後の半製品の厚さをｔ_ｆとすると、ε_ａは、次式により計算される：

こうして得られる平均オーステナイト結晶粒度は３０μｍ未満である。この段階で、この平均オーステナイト結晶粒度は、鋼試験片を粗圧延ステップ後に直接焼入れする試験によって測定することができる。次いで、サンプルを圧延方向に平行な方向に沿って切断し、切断面を得る。切断面は研磨され、前オーステナイト結晶粒界を露出させる当業者に既知の試薬、例えばＢｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ試薬を用いてエッチングされる。

次いで、熱間圧延板は、オーステナイト変態を避けるために、２℃／ｓを超える冷却速度ＶＲ_１で、３８０℃から７００℃の間に含まれる温度Ｔ_３まで冷却される。

次いで、熱間圧延板は、０．１から０．７の間に含まれる累積減少ひずみε_ｂで、最終熱間圧延ステップに供される。最終熱間圧延は、３８０℃から７００℃の間の温度範囲で実施される。

こうして得られる熱間圧延鋼板は、オーステナイト結晶粒度が３０μｍを下回り、好ましくは１０μｍを下回る、依然としてオーステナイトからなる組織を有する。従って、熱間圧延板は、オースフォームに供される。

次いで、熱間圧延鋼板は、マルテンサイト臨界冷却速度を超える冷却速度ＶＲ_２で、焼入温度ＱＴまで冷却され、これによって、残りは未変態オーステナイトである、４０％から９０％の間に含まれるマルテンサイトの表面割合を得る。温度ＱＴは、好ましくはＭｓ−２０℃を下回り、Ｍｆを上回り、例えば１００℃から３５０℃の間に含まれる。さらに冷却することなく、シートは、次いで、直ちに温度ＱＴで維持されるか、または温度ＱＴから、ＱＴから４７０℃の間に含まれる保持温度ＰＴまで再加熱され、５ｓから６００ｓの間に含まれる時間Ｐｔの間、温度ＰＴで維持される。この保持ステップの間、炭化物を生じることなく、炭素がマルテンサイトとオーステナイトの間で分配し、即ち、マルテンサイトからオーステナイトへ拡散する。分配の程度は、保持ステップの時間と共に大きくなる。従って、時間は、できるだけ完全な分配がもたらされるよう十分に長く選ばれる。しかし、時間が長すぎると、オーステナイトの分解およびマルテンサイトの過度の分配が起こり、従って、機械的特性が低下する可能性がある。従って、フェライトの生成をできるだけ避けるために、時間は制限される。最後に、５％から３０％のフレッシュマルテンサイトを得るために、および５％から３５％の残留オーステナイトの表面割合を得るために、シートは、０．００５℃／ｓを超える冷却速度で周囲温度まで冷却される。

本発明の第２の実施形態によれば、製造方法は、鋼部品を製造するために実施される。

この第２の実施形態によれば、出発製品は、本発明による組成を有する鋼ブランクである。

加熱された出発製品を提供するステップは、本発明による組成を有する鋼ブランクを提供するステップと、完全オーステナイト組織を得るために、鋼ブランクを、鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度まで加熱するステップとを含む。

鋼ブランクは、例えば、１．０ｍｍから４．０ｍｍの間の厚さを有する。

この鋼ブランクは、鋼板またはコイルを、製造される部品の所望の最終形状に関連する形状に切断することによって得られる。

この鋼ブランクは、コーティングされていなくても、場合によりプレコーティングされていてもよい。プレコーティングは、アルミニウムでも、またはアルミニウムベースの合金でもよい。後者の場合、プレコーティングは、重量で５％から１１％のＳｉ、２％から４％のＦｅ、場合により１５ｐｐｍから３０ｐｐｍのＣａを含み、残りの部分は、Ａｌおよび精錬に由来する不純物からなるＳｉ−Ａｌ合金浴に板を浸すことによって得られてもよい。

また、プレコーティングは亜鉛でも、または亜鉛ベースの合金でもよい。プレコーティングは、連続溶融亜鉛めっきまたはガルバニーリングにより得られてもよい。

完全オーステナイト組織を得るために、鋼ブランクは、まず、鋼の温度Ａｃ３を上回る温度Ｔ_１、好ましくは９００℃から９５０℃の間まで、例えば、２℃／ｓを超える加熱速度で加熱される。ブランクは、ブランク内で均一温度を得るために、温度Ｔ_１で維持される。１．０ｍｍから４．０ｍｍの間に含まれるブランクの厚さに応じて、温度Ｔ_１での保持時間は、３分から１０分である。

好ましくはオーブン内で実施されるこの加熱ステップは、鋼の完全オーステナイト化をもたらす。

次いで、加熱された鋼ブランクはオーブンから取り出され、熱間成形装置、例えばホットスタンピングプレスに移され、オーステナイト変態を避けるために、２℃／ｓを超える冷却速度ＶＲ_１で、３８０℃から７００℃の間に含まれる温度Ｔ_３まで冷却される。ブランクの移動は、ブランクを温度Ｔ_３まで冷却する前または後に行われてもよい。どのような場合でも、この移動は、オーステナイトの変態を避けるために十分速くなければならない。次いで、鋼ブランクは、熱間成形ステップの間のオーステナイトの硬化を可能にし、変形したオーステナイトの再結晶を避け、およびオーステナイトの変態を避けるために、３８０℃から７００℃の間に含まれる、例えば４５０℃から５５０℃の間に含まれる温度範囲で熱間成形ステップに供される。従って、この熱間成形ステップは、オースフォームにより実施される。

変形は、熱間圧延、またはプレス内のホットスタンピング、ロールフォーミングまたはホットスピニングなどの方法により実施されてもよい。

熱間成形ステップは、１つまたは幾つかの段階で行われてもよい。ブランクは、ブランクの少なくとも１つの場所において、０．１から０．７の間に含まれるひずみε_ｂで変形される。

１つの実施形態によれば、変形モードは、ブランク全体で累積ひずみε_ｂが０．１から０．７の間に含まれるように選ばれる。

場合により、変形は、特に高い機械的特性が望まれる、最も応力を受けている場所に対応する、ブランクの幾つかの特定の場所でのみ、この条件が満たされるように行われる。こうして変形されたブランクの場所は、最終部品において有意な機械的特性の向上が得られるために、ブランクの体積の少なくとも２０％を占める。

この実施形態によれば、部品のある場所と別の場所で異なる機械的特性を有する製品が得られる。

こうして得られる鋼部品は、熱間成形ステップに供される場所において、オーステナイト結晶粒度が３０μｍを下回り、好ましくは１０μｍを下回る、オーステナイトからなる組織を有する。

次いで、こうして得られる鋼部品は、４０％から９０％の間に含まれるマルテンサイトであり、残りはオーステナイトである表面割合を得るために、マルテンサイト臨界冷却速度を上回る冷却速度ＶＲ_２で、焼入温度ＱＴまで、好ましくは、例えば１００℃から３５０℃の間に含まれるＭｓ−２０℃未満まで冷却される。

次いで、鋼部品は、ＱＴから４７０℃の間に含まれる保持温度ＰＴまで再加熱されるか、または維持され、５ｓから６００ｓの間に含まれる時間Ｐｔの間、温度ＰＴで維持される。

最後に、５％から３０％のフレッシュマルテンサイトを得るために、および５％から３５％の残留オーステナイトを有するために、部品は、０．００５℃／ｓを超える冷却速度で周囲温度まで冷却される。

例として、および比較のために、表Ｉに報告する組成を有する鋼でできたシート（板）を、さまざまな製造方法により製造した。

第１の一連のシート（表ＩＩおよび表ＩＩＩの試験１から７）を、第１の本発明の実施形態に従って、上述の組成を有する半製品を温度Ｔ_１で時間ｔ_１の間加熱し、次いで、加熱した半製品を、２の累積減少ひずみで、１２００℃から８５０℃の間の温度Ｔ_２の粗圧延に供することにより製造した。

次いで、シートを、２０℃／ｓを超える冷却速度ＶＲ_１で温度Ｔ_３まで冷却し、次いで、前記温度Ｔ_３で開始し、温度Ｔ_３’で終了する最終熱間圧延ステップに、累積減少ひずみε_ｂで供した。

次いで、シートを温度ＱＴまで冷却し、次いで、直ちに保持温度ＰＴまで再加熱し、時間Ｐｔの間温度ＰＴで維持した（下表ＩＩの試験３から６）。

最後に、シートを、０．１℃／ｓを超える冷却速度で周囲温度まで冷却した。

第２の一連のシート（表ＩＩおよび表ＩＩＩの試験８から１４）を第２の実施形態に従って製造した。

所与の組成を有する鋼ブランク、この場合、厚さ３ｍｍを有する鋼板を、２℃／ｓを上回る加熱速度で温度Ｔ_１まで加熱し、温度Ｔ_１で時間ｔ_１の間維持した。

次いで、加熱した鋼ブランクを、２℃／ｓを超える冷却速度ＶＲ_１で温度Ｔ_３まで冷却し、次いで、前記温度Ｔ_３で開始し、温度Ｔ_３’で終了する熱間成形ステップに、累積減少ひずみε_ｂで供した。本発明の条件において、熱間成形シートは、この熱間成形ステップ後も依然として完全オーステナイト系であった。

次いで、シートを温度ＱＴまで冷却し、次いで、保持温度ＰＴまで再加熱し、温度ＰＴで時間Ｐｔの間維持した。

最後に、シートを、０．１℃／ｓを超える冷却速度で周囲温度まで冷却した。

比較のために、第３の一連のシートを、本発明によらない製造工程により製造した（表ＩＩおよび表ＩＩＩの試験１５から１８）。

試験１５および１７の製造方法は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップを含まないという点で、第１および第２の一連の例に用いた製造方法とは異なる。

試験１６および１８の製造方法は、シートを、保持ステップなしで、即ち、「焼入および分配」ステップなしで、最終圧延ステップの直後に周囲温度まで冷却したという点で、第１および第２の一連の例に用いた製造方法とは異なる。

第１、第２および第３の一連のシートの製造パラメータを表ＩＩに報告し、得られた組織および機械的特性を表ＩＩＩに報告する。

例１から１３による鋼のミクロ組織は、４０％を超える焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないフェライトのラス、５から３０％のフレッシュマルテンサイトの島または膜および５から３５％の間のオーステナイトを含む。例１から１３による鋼のミクロ組織は、マルテンサイトのラスが１μｍ未満の平均サイズを有し、マルテンサイトのラスのアスペクト比が２から５の間に含まれるようなものである。さらに、前オーステナイト結晶粒のアスペクト比は、例１から１３において１．３よりも大きい。

これらの例は、１０００ＭＰａから１７００ＭＰａの間に含まれる降伏応力ＹＳ、１３００ＭＰａから２０００ＭＰａの間に含まれる引張強さＴＳ、７％を超える一様伸び、１０％を超える全伸び、１８０００ＭＰａ％を超える積（引張強さ×全伸び）および１３０００ＭＰａ％を超える積（引張強さ×一様伸び）を有する。

試験１１、１７および１８は同じ組成を有する。試験１１は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップと保持ステップの両方を含む、本発明による製造方法によって得られ、一方、試験１７は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度のいかなる熱間成形ステップも含まない製造方法によって得られ、試験１８は、マルテンサイト中に炭素を分配させるいかなる保持ステップも含まない製造方法によって得られた。

言い換えれば：
− 本発明による試験１１は、オースフォームおよび「焼入および分配」ステップを含む；
− 本発明によらない試験１７は、「焼入および分配」ステップのみを含み、オースフォームを含まない；
− 本発明によらない試験１８は、オースフォームステップのみを含み、「焼入および分配」ステップを含まない。

図１、図２および図３は、それぞれ試験１１、１７および１８の組織の比較を示す。これらの図において、オーステナイト（Ａ）は完全に薄灰色または白色の領域として見え、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）は薄灰色の領域として見え、焼戻しマルテンサイト（Ｍｔ）は、炭化物を表す小さい白色粒子あり、またはなしの濃灰色の領域として見える。ＭＡは、オーステナイト／マルテンサイトの島を指す。

試験１１の組織（図１に示した。）と試験１７の組織（図２に示した。）の比較は、本発明による７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップとＱＴから４７０℃の間の温度ＰＴの保持ステップとの組み合わせが、保持ステップは含むが７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップは含まない方法よりもはるかに微細で、より均質な組織をもたらすことを示す。

図３に示した試験１８の組織は、実質的にフレッシュマルテンサイトを含む。この結果は、マルテンサイト中に炭素を分配させる保持ステップなしで、オーステナイトが、冷却時に、ほぼ完全にフレッシュマルテンサイトに変態することを示す。

組織におけるこれらの違いがシートの機械的特性に与える影響は、試験３、９、１５および１６の機械的特性の比較によって強調される。

試験１１、１７および１８と同様に、試験３、９、１５および１６も同じ組成を有し、さまざまな製造方法によって得られた。

試験３および９は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップと保持ステップの両方を含む、本発明による製造方法によって得られた。試験３および９はいずれも、１００ＭＰａを超える降伏強さ、１６００ＭＰａを超える引張強さ、７％を超える一様伸び、１０％を超える全伸び、および１８０００ＭＰａ％を超える引張強さ×全伸びの積を有する。

一方、試験１５は、３８０℃から７００℃の間に含まれる温度のいかなる熱間成形ステップも含まない製造方法によって得られた。試験１５は良好な伸び特性を有するが、１６００ＭＰａよりもはるかに低い不十分な引張強さを有し、従って、これの引張強さ×全伸びの積は１８０００ＭＰａ％未満であり、これの引張強さ×一様伸びの積は１３０００ＭＰａ％未満である。特に、試験１５の製造中に３８０℃から７００℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップがないために、試験１５のミクロ組織には、１μｍ未満の平均サイズおよび２から５の間のアスペクト比を有するマルテンサイトのラスがない。

さらに、マルテンサイト中に炭素を分配させるいかなる保持ステップも含まない製造方法によって得られたが、高い降伏強さおよび引張強さを有する試験１６は、一様伸びおよび全伸びが不十分であり、従って、これの引張強さ×全伸びの積は１８０００ＭＰａ％よりもはるかに低く、これの引張強さ×一様伸びの積は１３０００ＭＰａ％よりもはるかに低い。

これらの例は、驚いたことに、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップと保持ステップの両方を施すと、３８０℃から７００℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップまたは保持ステップによって得られる平均伸びと強度よりも、よりよい延性特性と強度特性の対につながることを示す。

この効果を図４、図５および図６に示す。

図４は、試験３、９、１５および１６の全伸びＴＥを、これらの引張強さＴＳに対して表すグラフである。本発明の領域は、Ｌ１（ＴＳ＝１３００ＭＰａ）、Ｌ２（ＴＳ＝２０００ＭＰａ）、Ｌ３（ＴＥ＝１０％）およびＬ４（ＴＳ×ＴＥ＝１８０００ＭＰａ％）の線で区切られている。

図４は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップと保持ステップの両方を含む、本発明による製造方法によって得られた全伸び／引張強さの対が、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間圧延ステップのみを含む製造方法によって得られる全伸び／引張強さの対（試験１５）および保持ステップのみを含む製造方法によって得られる全伸び／引張強さ（試験１６）よりもはるかによいことを示す。この中間の全伸び／降伏強さを図４に線Ｉ１で示した。

さらに、これらの結果は、驚いたことに、本発明による方法が１８０００ＭＰａ％を超える引張強さ×全伸びの積をもたらす一方、このような高い値は線Ｉ１沿いでは得られないことを示す。

図５は、試験３、９、１５および１６の一様伸びＵＥを、これらの降伏強さＹＳに対して表すグラフである。本発明の領域は、Ｌ５（ＹＳ＝１０００ＭＰａ）、Ｌ６（ＹＳ＝１７００ＭＰａ）およびＬ７（ＵＥ＝７％）の線で区切られている。

図４と同様に、図５は、本発明による製造方法によって得られる一様伸びおよび降伏強さが、保持ステップのみを含む製造方法によって得られる一様伸び／降伏強さ（試験１６）よりもはるかによいことを示す。

図６は、試験３、９、１５および１６の一様伸びＵＥを、これらの引張強さＴＳに対して表すグラフである。本発明の領域は、Ｌ８（ＴＳ＝１３００ＭＰａ）、Ｌ９（ＴＳ＝２０００ＭＰａ）、Ｌ１０（ＵＥ＝７％）およびＬ１１（ＴＳ×ＵＥ＝１３０００ＭＰａ％）の線で区切られている。

図６は、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間成形ステップと保持ステップの両方を含む、本発明による製造方法によって得られた一様伸び／引張強さの対が、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度の熱間圧延ステップのみを含む製造方法によって得られる全伸び／引張強さの対（試験１５）および保持ステップのみを含む製造方法によって得られる全伸び／引張強さ（試験１６）よりもはるかによいことを示す。この中間の一様伸び／降伏強さを図６に線Ｉ２で示した。

さらに、これらの結果は、驚いたことに、本発明による方法が１３０００ＭＰａ％を超える引張強さ×一様伸びの積をもたらす一方、このような高い値は線Ｉ２沿いでは得られないことを示す。

従って、製造されるシートまたは部品は、フロントレールまたはリアレール、ピラー、バンパービームなどの自動車部品を製造するために使用することができる。

Claims (25)

1. 鋼製品の製造方法であって、以下の連続するステップ：
   − ３８０℃から７００℃の間に含まれる温度に加熱された鋼出発製品を提供するステップであって、前記加熱された鋼出発製品が、完全な準安定オーステナイト組織を有し、前記加熱された鋼出発製品が、重量パーセントで：
   ０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、
   １．５％≦Ｍｎ≦４．０％、
   ０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、
   ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
   （但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、
   Ｓ≦０．０５％、
   Ｐ≦０．１％、
   ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：
   ０％≦Ｃｒ≦４．０％、
   ０％≦Ｍｏ≦０．５％
   および
   ２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％
   のように、
   ならびに、場合により：
   Ｎｂ≦０．１％、
   Ｔｉ≦０．１％、
   Ｎｉ≦３．０％、
   ０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、
   ０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
   の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素、
   を含む組成を有し、
   前記組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避不純物からなるものである、ステップ、
   − 前記加熱された鋼出発製品を、０．１から０．７の間の累積ひずみε_ｂで、前記加熱された鋼出発製品の少なくとも１つの場所において、７００℃から３８０℃の間に含まれる温度での熱間成形ステップに供し、前記鋼の組織が完全オーステナイト系のままの熱間成形鋼製品を得るステップ、次いで、
   − ４０％から９０％の間のマルテンサイトを含み、残りはオーステナイトである組織を得るために、マルテンサイト臨界冷却速度を上回る冷却速度ＶＲ_２で、前記鋼のマルテンサイト開始温度Ｍｓよりも低い焼入温度ＱＴまで前記熱間成形鋼製品を冷却することによって焼入れするステップ、次いで、
   − 前記製品を維持するか、または前記製品をＱＴから４７０℃の間の保持温度ＰＴまで再加熱し、および前記温度ＰＴで５ｓから６００ｓの間の時間Ｐｔの間、保持するステップ
   を含む方法。
2. フレッシュマルテンサイトを得るために、前記保持された製品を、周囲温度まで０．００５℃／ｓを超える冷却速度で冷却するステップをさらに含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記加熱された鋼出発製品が熱間圧延鋼板であり、および前記鋼製品が鋼板であり、ならびに前記熱間成形ステップが圧延ステップである、請求項１または２に記載の方法。
4. 加熱された鋼出発製品を提供する前記ステップが：
   − 完全オーステナイト組織を得るために、請求項１に記載の組成を有する鋼半製品を、前記鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度まで加熱するステップ、
   − 前記加熱された鋼出発製品を得るために、前記鋼半製品を、１よりも大きい累積減少ひずみε_ａで、１２００から８５０℃の間の温度Ｔ_２を上回る温度で粗圧延ステップに供するステップ
   を含む、請求項３に記載の方法。
5. 前記加熱された鋼出発製品が、３０μｍ未満の平均オーステナイト結晶粒度を有する、請求項４に記載の方法。
6. 前記出発製品が鋼ブランクであり、前記鋼製品が鋼部品であり、および加熱された鋼出発製品を提供する前記ステップが、完全オーステナイト組織を得るために、前記鋼ブランクを、前記鋼の温度ＡＣ_３よりも高い温度まで加熱するステップを含む、請求項１または２に記載の方法。
7. 前記鋼ブランクが、１．０ｍｍから４．０ｍｍの間の厚さを有する、請求項６に記載の方法。
8. 前記熱間成形ステップが熱間圧延ステップである、請求項６または７に記載の方法。
9. 前記熱間成形ステップがホットスタンピングステップである、請求項６または７に記載の方法。
10. 前記熱間成形ステップがホットスピニングステップである、請求項６または７に記載の方法。
11. 前記熱間成形ステップがロールフォーミングステップである、請求項６または７に記載の方法。
12. 前記鋼ブランクが、少なくとも１つのコーティング層を含む、請求項６から１１のいずれか一項に記載の方法。
13. コーティング層が、加熱前に前記出発製品に施され、および前記コーティング層が、アルミニウムもしくはアルミニウムベースの被覆、または亜鉛もしくは亜鉛ベースの被覆である、請求項９に記載の方法。
14. 鋼製品であって、重量パーセントで：
    ０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、
    １．５％≦Ｍｎ≦４．０％、
    ０．５％≦Ｓｉ≦２．５％、
    ０．００５％≦Ａｌ≦１．５％
    （但し、０．８％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．５％）、
    Ｓ≦０．０５％、
    Ｐ≦０．１％、
    ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる少なくとも１つの元素を以下：
    ０％≦Ｃｒ≦４．０％、
    ０％≦Ｍｏ≦０．５％
    および
    ２．７％≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ≦５．７％
    のように、
    ならびに、場合により
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｔｉ≦０．１％、
    Ｎｉ≦３．０％
    ０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％
    ０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
    の中から選ばれる１つまたは幾つかの元素、
    を含む組成を有し、前記組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避不純物からなるものであり、
    前記鋼製品の少なくとも１つの場所の組織が、以下：
    − 焼戻しマルテンサイト、または炭化物を含まないマルテンサイトのラスであって、少なくとも４０％の表面割合を有し、前記マルテンサイトラスが平均サイズ１μｍ未満を有し、前記マルテンサイトラスのアスペクト比が２から５の間に含まれるもの、
    − 島または膜の形状のフレッシュマルテンサイトであって、前記フレッシュマルテンサイトの表面割合が５％から３０％の間に含まれるもの、および
    − オーステナイトであって、５％から３５％の表面割合を有するもの
    からなる鋼製品。
15. 前記鋼の引張強さＴＳと前記鋼の一様伸びＵＥとの積が１３０００ＭＰａ％以上である、請求項１４に記載の鋼製品。
16. ３を下回るアスペクト比を有する前記フレッシュマルテンサイトの島の最大サイズが３μｍを下回る、請求項１４または１５に記載の鋼製品。
17. 前オーステナイト結晶粒の平均サイズが３０μｍ未満である、請求項１４から１６のいずれか一項に記載の鋼製品。
18. 前オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．３よりも大きい、請求項１４から１７のいずれか一項に記載の鋼製品。
19. 前記オーステナイトが、膜または島の形状であり、前記膜または島の最小寸法が０．３μｍを下回る値を有し、前記膜または島の最大寸法が２μｍを下回る平均値を有する、請求項１４から１８のいずれか一項に記載の鋼製品。
20. 前記焼戻しマルテンサイトが、前記焼戻しマルテンサイトの表面と比べて、表面割合で０．５％未満の炭化物を含み、および前記炭化物が、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、請求項１４から１９のいずれか一項に記載の鋼製品。
21. 前記鋼製品が鋼板であり、および鋼板全体の組織が以下：
    − 少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、
    − 表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状のフレッシュマルテンサイト、および
    − ５％から３５％の表面割合を有するオーステナイト
    からなる、請求項１４から２０のいずれか一項に記載の鋼製品。
22. 前記鋼製品がホットスタンプ鋼部品であり、および前記ホットスタンプ部品の体積の少なくとも２０％の組織が以下：
    − 少なくとも４０％の表面割合を有する、焼戻しマルテンサイトまたは炭化物を含まないマルテンサイトのラス、
    − 表面割合が５％から３０％の間に含まれる、島または膜の形状のフレッシュマルテンサイト、および
    − ５％から３５％の表面割合を有するオーステナイト
    からなる、請求項１４から２０のいずれか一項に記載の鋼製品。
23. 前記鋼製品が、少なくとも１つのコーティング層を含む、請求項２２に記載の鋼製品。
24. 前記少なくとも１つのコーティング層が、亜鉛もしくは亜鉛ベースの合金、またはアルミニウムもしくはアルミニウムベースの合金である、請求項２３に記載の鋼製品。
25. 前記少なくとも１つのコーティング層が、ホットスタンピングの前に施される、請求項２４に記載の鋼製品。

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