JP2018502986A - マンガン鋼材の熱処理方法及び特定合金を含むマンガン鋼材 - Google Patents

Abstract

本発明は、マンガン鋼材の一括熱処理に関する。マンガン鋼材の合金は、０．０２重量％≦Ｃ≦０．３５重量％の範囲の含有率（Ｃ）の炭素と、３．５重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲の含有率（Ｍｎ）のマンガンとを含む。一括焼鈍しプロセスは、８２０℃±２０℃の範囲にある第１の保持温度（Ｔ１）までの鋼材の加熱（Ｅ１）と、第１の保持温度（Ｔ１）における第１の保持期間（δ１）中の鋼材の第１の保持（Ｈ１）と、３５０℃と４５０℃の間の範囲にある第２の保持温度（Ｔ２）までの鋼材のより急速な第１の冷却（Ａ１）と、第２の保持温度（Ｔ２）の範囲における第２の保持期間（δ２）中の鋼材の第２の保持（Ｈ２）と、より緩やかな第２の冷却（Ａ２）とを含む。

Description

本発明は、本明細書において「中マンガン鋼材」ともいうマンガン鋼材の熱処理方法に関する。また、本発明は、特定プロセスの適用範囲内で熱処理されるマンガン鋼材の特定合金に関する。

２０１４年１２月１日に出願された欧州特許出願第１４１９５６４４．１号の優先権を主張する。

組成及び合金それぞれと、製造プロセスにおける熱処理はともに、鋼材の特性に著しい影響を及ぼす。

熱処理中の加熱、保持及び冷却は、鋼材の最終構造に影響を及ぼし得ることが知られている。さらに、既に述べたように、鋼材の合金化組成も、確かに重要な役割を果たす。合金鋼における熱力学及び材料関連の関係性は非常に複雑であり、多くのパラメータに依存する。

機械的特性及び変形能は、鋼材の構造における異なる相と微細構造の組み合わせに影響され得ることが認識されている。

特に、鋼材では、組成及び熱処理に応じて、フェライト、パーライト、残留オーステナイト（residual austenite又はretained austenite）、焼鈍しマルテンサイト相（「焼戻しマルテンサイト」としても知られる）、マルテンサイト相、及びベイナイト微細構造を形成することができる。特に、鋼合金の特性は、異なる相、微細構造、及び微視的な構造配列の比率に依存する。

これらの相及び微細構造は、それぞれ異なる特性を有している。したがって、いくつかのそのような相及び微細構造を有する鋼合金は、明白に異なる機械的特性を有する。

例えば、自動車工学の分野では、特定の要求プロファイルに応じて、異なる鋼が使用される。数十年前、車体構造の自動車部門では、良好な変形能であるが１２０〜４００Ｎ／ｍｍ^２の範囲の低い強度を示す深絞り成形鋼（例えば、ＩＦ鋼）が一般に使用されていた。ＩＦは、「極低炭素（Interstitial Free：介在性フリー）」の略語である。すなわち、このＩＦ鋼は、格子間空間に埋め込まれる合金元素を少量しか含有していない。

現在における鋼合金の重要な成分はマンガン（Ｍｎ）である。マンガンの含有率（重量％）は、多くの場合、２．５〜１２％の範囲である。したがって、これらは、いわゆる中マンガン鋼（middle-manganese steel又はmedium-manganese steel）に関する。このような中マンガン鋼は、典型的に、フェライト、マルテンサイト、及びオーステナイト母体（austenite matrix）からなる構造によって特徴付けられる。この母体では、オーステナイトは、主に、第２又は第３の相としての粒界に堆積している。オーステナイトは、強度を増大させる効果を有する。中マンガン鋼の場合、マルテンサイトの比率は、通常、最大８０〜９０容量％である。この両面性的構造の組み合わせにより、中マンガン鋼は、比較的低い降伏強度と高い引張強度とを有する。これは、成形加工にとって好ましい。

図１は、引張強度（ＭＰａ）に対する百分率として破断時の伸び率（「延性」ともいう）をプロットした典型的で高度な概略図を示す。ＭＰａで引張強度を示すことにより、材料のより低い降伏強度についても記述することができる。図１のグラフは、現在使用されている鋼材料の強度クラスの概要を示す。一般に、鋼合金の降伏強度が高いほど、この合金の破断時伸び率が低いということができる。簡単に言うと、引張強度が大きくなるにつれて、破断時伸び率は小さくなり、逆もまた同様であるということができる。したがって、破断時伸び率と引張強度の最適な妥協点を用途毎に見出さなければならない。図１は、異なる鋼材料の強度と変形能との関係を表すことができる。

既に述べた中マンガン鋼は、参照符号１により示される領域に図示的にまとめられる。参照符号１で示される領域は、３〜７重量％の含有率Ｍｎのマンガンと、０．０５〜０．１重量％の含有率Ｃの炭素とを有する中マンガン鋼を含む。

従来の中マンガン鋼は、二段階熱処理に供されるため、製造工程が複雑である。中マンガン鋼の場合に引張強度を（例えば、約９５０ＭＰａから１２５０ＭＰａに）増大させるために、例えば、これらの鋼をマンガンと合金化して、マルテンサイト相を得ている。しかし残念ながら、同時に、著しく低下した延性を受け入れることが必要となる。例えば、１２００ＭＰａの高い引張強度を有する中マンガン鋼は、通常わずか２〜８％の伸びしか有さない。

ＴＲＩＰ鋼は参照符号２によって示され、いわゆるＨＤ鋼は参照符号３となる。ＴＲＩＰは、「変態誘起塑性（TRansformation Induced Plasticity）」の略語である。ＨＤは、高延性（High Ductility）の略語である。

自動車部門では、多種多様な鋼合金が使用されており、それらの鋼合金のそれぞれは、車両における各適用分野に合わせて明確に最適化されている。内装パネル及び外装パネル、構造部品、並びにショックアブソーバの場合には、良好なエネルギー吸収性を有する合金が使用される。車両外板用鋼パネルは、比較的「軟質」であり、例えば１４０ＭＰａ未満の降伏強度を有する。そのような合金は、より低い引張強度と、より高い破断時伸び率とを有する。ショックアブソーバの鋼合金は、例えば６００〜１０００ＭＰａの範囲の破断時伸び率を有する。例えば、ＴＲＩＰ鋼（図１の参照符号２）は、この目的に適している。

事故の際に車両部品の侵入を防ぐことを意図した鋼バリヤ（例えば、側面衝撃保護装置）には、ほとんど１０００ＭＰａを超える高い引張強度を有する鋼合金が使用される。この場合、例えば、新世代の高強度ＡＨＳＳ ＨＤ鋼が好適である。ＡＨＳＳ ＨＤは、「高性能高強度高延性鋼（Advanced High-Strength Steel High Ductility）」の略語である。

これらのＡＨＳＳ ＨＤ鋼は、例えば、１．２〜３．５重量％の範囲の含有率の中マンガンと、０．０５〜０．２５重量％の含有率の炭素とを有する。

この結合は非常に複雑であり、多くの場合、他方で妥協した場合にのみ、一方で有利な特性を達成することができることを冒頭の説明で示唆している。

とりわけ、第三世代の最新の鋼材の成形において、問題が生じる可能性がある。特に、マルテンサイト含有鋼が冷間圧延中に比較的大きい圧延荷重を必要とすることは不利であると考えられる。さらに、冷間圧延中にマルテンサイト含有鋼に割れ（クラック）が生じる可能性がある。

高い引張強度を有する鋼合金では有用な破断時の伸び率を諦めなければならないことを強調する専門家の評価が繰り返し確認されている。

したがって、本発明の目的は、焼戻し（熱処理）方法と、それに対応して製造された鋼材であって、高い引張強度を有し、自動車部門や鋼材の変形能が重要であるその他の分野における使用にその破断時伸び率が適する鋼材とを提供することである。

好ましくは、本発明の鋼材は、１２００ＭＰａを大きく上回る引張強度Ｒ_ｍ（「最小強度」ともいう）を有する。好ましくは、引張強度は、更に１４００ＭＰａを上回ることが望ましい。最小伸び（Ａ_８０）は、１０〜２０％であることが望ましい。

好ましくは、本発明の鋼材は、深絞り成形法におけるマシニング（加工）能力を可能にすることが望ましい。

本発明によれば、プロセスと合金化コンセプトの組み合わせにより、超微細構造及び良好な機械的成形能力を有する多相鋼材が得られる。

本発明によれば、本発明の鋼材の合金は、マンガンの含有率が３．５重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲にあることを意味する平均含有率のマンガンを有する。マンガンの比率は、すべての実施形態において、４重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲にあることが好ましい。

本発明の多相鋼材は、不均一系又は不均質構造を形成する。

相互関係を理解し、好適な合金及び温度処理のための特別な方法を実現するために、Ｘ線検査、ＴＥＭ検査、ＥＢＳＤ検査及び光学顕微鏡検査に、多くのサンプルを供した。

本発明の鋼材は、オーステナイトと、ベイナイト及びマルテンサイトと、著しく小さい比率のフェライトとを含む本発明における微細構造を有することが好ましい。フェライト相は、ベイナイト相に比べて比較的軟質である。より強く微細である（ナノサイズの）ベイナイト相に軟質フェライト相又は母体を置き換えることにより、非常に優れた特性を有する鋼材を提供することができる。とりわけ、フェライト相又は母体をベイナイトに置き換えることは、穴膨張特性の著しい向上につながる。

本発明の鋼材は、すべての実施形態において、鋼材の５容量％を大きく上回る比率のベイナイト微細構造を有することが好ましい。ベイナイト微細構造の比率は、特に１０〜８０容量％の範囲にあることが好ましい。２０〜４０容量％の範囲にある比率のベイナイト微細構造は、特に良好に確立している（特に定評がある）。

ベイナイト微細構造は、極めて微細な構造を有し、炭化物（カーバイド）を全く含まないか、少量しか含まないことを特徴とすることが特に好ましい。

すべての実施形態における残留オーステナイトの含有率は、３０容量％を大きく下回ることが好ましい。残留オーステナイトの含有率が１０容量％未満である実施形態が優先される。

本発明によれば、本発明の鋼材は、少なくとも比例的にオーステナイト微細構造を含む構造又は領域を有することが好ましい。オーステナイト微細構造の比率は、すべての実施形態において、鋼材の５〜２０容量％の範囲にあることが好ましい。

本発明によれば、本発明の鋼材は、鋼材の構造において等方的に（すなわち、方向と無関係に）分布したオーステナイト結晶粒を比例的に有することが好ましい。オーステナイト結晶粒の容量分率は、すべての実施形態において５％未満であることが好ましい。オーステナイト結晶粒の大きさは、すべての実施形態において１μｍ未満であることが好ましい。

本発明によれば、本発明の鋼材は、すべての実施形態において、引張強度が１０００ＭＰａ超の範囲にある他の鋼材よりも低い比率のマルテンサイトを有することが好ましい。既知の高強度鋼合金の場合、マルテンサイトの含有率は、通常、８０〜９０容量％である。本発明の鋼材におけるこのような低い含有率のマルテンサイトは望ましくない効果を有することが予想され得るが、本発明における鋼材の機械的特性及び深絞り成形能力は、予想外に良好である。１４００ＭＰａの範囲にある本発明における鋼材の引張強度Ｒ_ｍは、従来の高い含有率のマルテンサイトを有する鋼合金において得られる引張強度と比較して、著しく高い。

本発明における鋼材の微細構造は、比較的低い含有率のマルテンサイトがラス状マルテンサイトの形式であることを特徴とする。これらの微細マルテンサイトラスは、本発明の引張強度に対して望ましい効果を有することが判明している。

本発明によれば、本発明の鋼材は、フェライトを有する比例的な構造又は領域を含む。すべての実施形態において、これらの構造又は領域の比率は、鋼材の５０容量％未満の範囲にあることが好ましい。フェライト相の容量分率は１５〜３０％であり、フェライト相は、ＢＣＣ格子（ＢＣＣは「体心立方（body centred cubic）」の略語である）を形成し、低いオフセット密度（offset density）を有する。フェライト相の結晶粒は、通常、わずかに異方性の伸長部分を有する。

本発明の鋼材のすべての実施形態は、いわゆる下部ベイナイトに関する。このような下部ベイナイトは、特に、より低いベイナイト形成温度のため炭素拡散が十分でないことを特徴とする。これは、微細炭化物沈殿物に示される本発明における鋼合金内の炭素の過飽和をもたらす。ラス構造内でのこれらの沈殿物の存在は、ＴＥＭ検査によって実証され得る。

本発明の鋼材の炭素の含有率は、一般的に低めである。これは、本発明の炭素の含有率が０．０２重量％≦Ｃ≦０．３５重量％の範囲にあることを意味する。特に好ましい実施形態は、炭素含有率が下記の範囲：
ａ． ０．０５重量％≦Ｃ≦０．２２重量％、
ｂ． ０．０９重量％≦Ｃ≦０．１８重量％
のいずれかにあるものである。

本発明によれば、鋼材の合金は、Ａｌ及びＳｉ成分を含む。Ａｌ及びＳｉを合計した比率は、すべての実施形態において、４重量％以下の範囲にあることが好ましい。Ａｌ＋Ｓｉ＜３重量％という条件が適用されることが好ましい。記載された重量％の範囲における特にＡｌ及びＳｉの混合は、予想外に引張強度の向上につながり、同時に、破断時伸び率の向上にもつながる。Ａｌ及びＳｉの混合は、特に、ベイナイト形成の促進につながる。既に述べたように、ベイナイト微細構造は、鋼材の合金の望ましい特性に大きく影響する。また、Ａｌ及びＳｉは、ベイナイト内の炭化物形成を抑制するために用いられ、これにより、合金の望ましい特性を更に向上させる。

すべての実施形態において、Ｓｉ≦０．５重量％及びＡｌ≦３重量％として、Ａｌ及びＳｉの比率をより正確に規定することができる。

本発明によれば、鋼材の合金は、Ｓｉ＋Ａｌ≦１重量％という式に従ったＡｌ及びＳｉ成分を含むことが好ましい。

本発明によれば、鋼材の合金は、リンを含有することが好ましい。Ｐの比率は、すべての実施形態において、０．０３重量％以下であることが好ましい。

本発明によれば、鋼材の合金は、銅を含有することが好ましい。Ｃｕの比率は、すべての実施形態において、０．１重量％以下であることが好ましい。

本発明によれば、本発明の鋼材は、Ｍｓ温度を低下させるため、少なくとも比例的に、小さな比率のＮｂを有することが好ましい。Ｍｓは、マルテンサイト開始温度を示す。Ｎｂの比率は、すべての実施形態において、０．４重量％未満であることが好ましい。このように、工業的製造プロセスにおいてベイナイト変態を制御することができる。このベイナイト変態は、本発明における温度処理中、主として、いわゆる第２の保持段階及びその後の第２の冷却中に起こる。

本発明によれば、本発明の鋼材は、少なくとも比例的に、小さい比率のＴｉを有することが好ましい。Ｔｉの比率は、すべての実施形態において、０．２重量％未満であることが好ましい。

本発明によれば、本発明の鋼材は、少なくとも比例的に、小さい比率のＶを有することが好ましい。Ｖの比率は、すべての実施形態において、０．１重量％未満であることが好ましい。

上記重量百分率とともに記載した鋼材の構造は、特別な温度処理によって達成され、それは、ベイナイト微細構造を有する多層鋼材における制御された変態及び構造形成に至る。この温度処理は、連続的に進行する単一の処理プロセスのみを含むため、本明細書では、一括（en-bloc）温度処理という。これは、本発明の一括温度処理では、後に鋼材の再加熱が必要になる中断又は休止は行われないことを意味する。

したがって、本発明は、従来のＡＲＴ焼鈍し処理を必要としない。ＡＲＴは、「オーステナイト逆変態（austenite reverted transformation）」の略語である。

記載された合金は、驚くべきことに、請求項１における方法工程による一括温度処理に供されるのみであるが、所望の特性を有する鋼材に至る。この特定形式の一括温度処理は、鋼材の特定の超微細構造の形成に大きく影響する。鋼材の相間の距離は極めて小さい。ラス状形態が形成され、あるいは、鋼材の微細構造は、ラスの幅が１０ｎｍ〜３５０ｎｍの範囲にあることが好ましいラス状形態を示す。

鋼材のより高い強度に至るより高い比率の転位がある。

本発明によれば、鋼材の構造又は微細構造は、特別で効率的な形態の一括温度処理によって明確に制御され、決定される。

一括温度処理は、約８２０℃±２０℃の範囲にある第１の保持温度までの急速加熱の段階を含むことが好ましい。約８１０℃という第１の保持温度が特に好結果をもたらすことが判明している。鋼材が第１の保持温度の範囲で第１の期間（第１の保持期間）保持された後、急速冷却の段階が起こる。この急速冷却中に、第２の保持温度に到達し、この第２の保持温度の範囲において中間保持段階（第２の保持期間）が起こる。第２の保持温度は、３５０℃〜４５０℃である。すべての実施形態において、第２の保持温度が３８０℃〜４５０℃であることが好ましい。第２の保持温度の範囲において鋼材を第２の期間保持した後、急速冷却の更なる段階が起こる。

急速冷却の段階は、すべての実施形態において、−３０Ｋ／秒より大きい冷却速度を有することが好ましい。−５０Ｋ／秒より大きい冷却速度が特に好ましい。これらの急速冷却速度は、本発明の鋼材の微細構造に対して有利な効果を有する。

本発明の一括温度処理は、マルテンサイト又はフェライト母体の望ましくない影響を回避し、同時に、所望の特性を有する新しい微細構造を生成することに役立つ。

第１の中間保持段階は、すべての実施形態において、最大５分の持続時間を有することが好ましい。

第２の中間保持段階は、すべての実施形態において、最大１０分の持続時間を有することが好ましい。

第１の保持期間は、第２の保持期間より短いことが好ましい。

特に、第２の保持温度の範囲を前述の温度域内に保持することにより、ベイナイト変態は、後の急速冷却中に起こり得る。

鋼材の微細構造は、好ましくは、微細ラス状ベイナイトと、高い転位密度を有するフェライト相とを含み、ラスの幅は、１０〜１００ｎｍの範囲にあることが好ましく、より高い比率の転位は、変位移動の妨害につながることを特徴とする。
さらに、本発明の鋼材は、２〜３μｍの超微細結晶粒度を有することが好ましい。

下部ベイナイトであることが好ましい微細ラス状ベイナイトは、本発明の鋼材の強度を向上させることが示されている。

本発明の鋼材は、幅１０〜３５０ｎｍのベイナイトラスを有する。ほとんどの実施形態において、ラスの幅は１０〜１００ｎｍであることが好ましい。本明細書において「ナノ微細ラス」というこれらのベイナイトラスは、特別な一括温度処理により形成する。

高い転位密度を有するフェライト相は、本発明の鋼材の伸び及び成形能力を向上させるため、重要な役割を果たす。

オーステナイト、ベイナイト、及びマルテンサイト、又はフェライトの特別に開発された合金組成及び精密に調整された構造分率により、特に良好な特性が得られ、同時に、鋼材の成形能力が、機械で管理可能な範囲に収まるようになる。

本発明は、冷間圧延平板（例えば、コイル）の形式で冷間圧延鋼材を提供するために使用されることが好ましい。また、本発明は、例えば、薄板や線材及び線製品を製造するためにも使用され得る。

本発明の方法の利点は、多くの他のプロセスのアプローチと比べて、エネルギー消費量がより少なく、より高速であり、費用効果がより高いことである。

本発明は、特に、ＡＲＴ熱処理を必要としないという利点を有する。ＡＲＴは、「オーステナイト逆変態（austenite reverted transformation）」の略語である。

本発明の更に有利な実施形態は、従属請求項の主題を構成する。

以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態をより詳細に説明する。
各種鋼について引張強度（ＭＰａ）に対する百分率として破断時伸び率をプロットした高度な概略図である。 本発明の鋼材の製造の一部として用いられる特有の温度処理の概略図である。

本発明によれば、その主題は、マルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト領域又は相、並びに任意にベイナイト微細構造を含む超微細多相中マンガン鋼材に関する。これは、本発明の鋼材が、多相組織ともいう特別な構造配置（structure constellation）によって特徴付けられることを意味する。

以下、最終鋼材ではなく、多段階製造プロセスにおける予備的又は中間生成物に関することを強調するとき、部分的に（中間）鋼材と言及する。そのような製造プロセスの起点は、通常、溶融物である。以下、溶融物の合金組成を示すが、これは、製造プロセスのこの側面において、合金組成は、（例えば、シリコンなどの成分を添加することにより）比較的的確に影響を受けることができるからである。通常の場合には、鋼材の合金組成は、溶解物の合金組成とわずかに異なる。

用語「相（phase）」は、特に、各分率の構成成分の組成、エンタルピー量（enthalpy content）及び容量によって定義される。異なる相は、相境界（相界）により鋼材内で互いに分離されている。

相の「構成成分（components）」又は「成分（constituents）」は、化学元素（例えば、Ｍｎ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃ等）、中性分子状凝集体（例えば、ＦｅＳｉ、Ｆｅ_３Ｃ、ＳｉＯ_２等）、及び、荷電分子状凝集体（例えば、Ｆｅ^２＋、Ｆｅ^３＋等）のいずれかであればよい。

本明細書において、量又は比率の仕様は、特に言及しない限り、重量百分率（要するに、重量％）で示される。合金又は鋼材の組成に対して仕様が与えられる場合、組成は、明示的に列挙された材料又は物質に加えて、母材としての鉄（Ｆｅ）と、溶融浴中で常に発生し、結果として得られた鋼材にも現れるいわゆる不可避的不純物とを含む。したがって、すべての重量％仕様は、常に合計１００重量％になり、すべての容量％仕様は、常に合計して全容量の１００％になる。

本発明のすべての中マンガン鋼材は、３．５〜６重量％の範囲にある含有率のマンガンを有し、記載された限界値は上記範囲に属する。すなわち、マンガンの含有率は、３．５重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲にある。すべての実施形態におけるマンガンの含有率は、４重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲にあることが好ましい。

さらに、以下の範囲における炭素の含有率Ｃは、０．０２重量％≦Ｃ≦０．３５重量％である。

マンガン鋼材を準備（調製）するとき、特に、以下の工程が実施されるが、これらの工程は必ずしも互いの直後に実施される必要があるわけではない。

本発明における合金を準備する過程で、０．０２重量％≦Ｃ≦０．３５重量％の範囲の含有率Ｃの炭素と、３．５重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲の含有率Ｍｎのマンガンとを鉄の開始量に加えた。対応する手順は周知のものである。

こうして得られた合金の更なる処理の枠組み内で、特に効率的な焼鈍しプロセス（「一括温度処理」という）が行われる。「一括」という語は、本明細書では、多くの代替アプローチとは対照的に、二段階焼鈍し又は熱処理を必要としないことを強調するために用いられる。

一括焼鈍しプロセスを実行すると、以下の部分的工程が実行される（これに関して図２を参照されたい）：
８２０℃±２０℃の範囲である第１の保持温度Ｔ１までの（中間）鋼材の加熱Ｅ１、
第１の保持温度Ｔ１における第１の保持期間δ１中の（中間）鋼材の第１の保持Ｈ１、
３５０℃〜４５０℃の範囲にある第２の保持温度Ｔ２までの（中間）鋼材の急速な第１の冷却Ａ１、
第２の保持温度Ｔ２の範囲における第２の保持期間δ２中の（中間）鋼材の第２の保持Ｈ２、及び、
緩やかな第２の冷却Ａ２の実施。

第１の中間保持段階Ｈ１は、すべての実施形態において、最大５分の持続時間を有することが好ましい。第２の中間保持段階Ｈ２は、すべての実施形態において、最大１０分の持続時間を有することが好ましい。

保持段階Ｈ２は、すべての実施形態において、塩浴内で実行してもよい。

特に好ましい実施形態は、δ１＋δ２＜１５分及びδ１＜δ２という条件が満たされるものである。

第１の冷却Ａ１は、すべての実施形態において、空気流内で、あるいは、冷却液を用いて生じさせてもよい。すべての実施形態において、第２の冷却Ａ２は、空気流内で起こればよい。ただし、より長い期間（例えば、３００〜４５０℃で）保持するために、隔離された環境内（例えば、焼鈍しユニット内）に本発明の鋼材を置いてもよい。この場合、それに対応して時間δ２が延長される。

急速冷却Ａ１の段階は、すべての実施形態において、−３０Ｋ／秒より大きい冷却速度を有することが好ましい。−５０Ｋ／秒より大きい冷却速度Ａ１が特に優先される。これらの急速冷却速度は、本発明の鋼材の微細構造に対して有利な効果をもたらす。

図２において、より緩やかな第２の冷却Ａ２の冷却速度よりも大きい冷却速度で、より急速な第１の冷却Ａ１が起こることが分かる。すべての実施形態において、第２の冷却は、漸近線Ａｓｙ（図２参照）に近づく漸近曲線Ａ２^＊に沿って起こることが好ましい。すべての実施形態において、鋼材コイルは、より緩やかな第２の冷却Ａ２又はＡ２^＊の後、それら自体がゆっくりと放冷することができるように放置されることが好ましい。

本発明によれば、比率として、
４重量％以下の含有率のＡｌとＳｉ、
０．４重量％以下の含有率のＮｂ、
０．２重量％以下の含有率のＴｉ、
０．１重量％以下の含有率のＶ、
０．０３重量％以下の含有率のＰ、及び
０．１重量％以下の含有率のＣｕ
の少なくともいずれかの混合を含む鋼材が優先される。

本発明によれば、鋼材の５重量％超の比率のベイナイト微細構造を含む鋼材が好ましく、ベイナイト微細構造の比率は、鋼材の１０〜７０容量％の範囲にあることが好ましい。特に、微細構造の比率は、２０〜４０容量％の範囲にあることが好ましい。

本発明によれば、鋼材の３０容量％未満の含有率の残留オーステナイトを含む鋼材が好ましく、残留オーステナイトの含有率は、鋼材の１０容量％未満であることが好ましい。

本発明によれば、鋼材の５〜２０容量％、特に、２〜１０容量％の範囲にある比率のオーステナイト微細構造を有する鋼材が好ましい。

本発明によれば、好ましくは鋼材の総容積の５％未満となる容積含有率のオーステナイト結晶粒を含む鋼材が好ましい。これらのオーステナイト結晶粒は、１μｍ未満の最大粒径を有することが好ましい。

１ 中マンガン鋼
２ ＴＲＩＰ鋼
３ ＨＤ焼戻し
Ａ１ 第１の冷却
Ａ２ 第２の冷却
Ａｓｙ 漸近線
δ１ 第１の保持期間
δ２ 第２の保持期間
Ｅ１ 加熱
Ｈ１ 第１の保持
Ｈ２ 第２の保持
Ｔ１ 第１の保持温度
Ｔ２ 第２の保持温度

Claims (13)

1. マンガン鋼材の製造方法であって、
   ０．０２重量％≦Ｃ≦０．３５重量％の範囲の含有率（Ｃ）の炭素と、３．５重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲の含有率（Ｍｎ）のマンガンとを含む合金を準備する工程と、
   一括焼鈍しプロセスを実行する工程と
   を含み、
   前記一括焼鈍しプロセスは、
   ８２０℃±２０℃の範囲にある第１の保持温度（Ｔ１）までの前記鋼材の加熱（Ｅ１）と、
   前記第１の保持温度（Ｔ１）における第１の保持期間（δ１）中の前記鋼材の第１の保持（Ｈ１）と、
   ３５０℃と４５０℃の間の範囲にある第２の保持温度（Ｔ２）までの前記鋼材のより急速な第１の冷却（Ａ１）と、
   前記第２の保持温度（Ｔ２）の範囲における第２の保持期間（δ２）中の前記鋼材の第２の保持（Ｈ２）と、
   前記より急速な第１の冷却（Ａ１）の冷却速度よりも小さい冷却速度で実施されるより緩やかな第２の冷却（Ａ２）と
   を含み、
   前記一括焼鈍しプロセスは、中断なしに連続的に実施される温度処理であり、該温度処理の後、前記鋼材が再加熱される、方法。
2. 前記炭素の含有率（Ｃ）は、
   ａ）０．０５重量％≦Ｃ≦０．２２重量％、又は
   ｂ）０．０９重量％≦Ｃ≦０．１８重量％
   のいずれかである、
   請求項１に記載の方法。
3. 前記マンガンの含有率（Ｍｎ）は、４重量％≦Ｍｎ≦６重量％の範囲である、
   請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記マンガン鋼材は、前記より緩やかな第２の冷却（Ａ２）中に巻き取られる、
   請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
5. 前記第２の冷却（Ａ２）は、曲線状、好ましくは、その漸近線（Ａｓｙ）が好ましくは１００℃である漸近的推移を有する、
   請求項１、２、３又は４に記載の方法。
6. 前記マンガン鋼材の温度は、前記第２の保持温度（Ｔ２）の領域における前記第２の保持（Ｈ２）中一定であるか、時間経過とともに低下する、
   請求項１から５のいずれか１項に記載の方法。
7. 前記合金を準備するとき、４重量％以下の含有率のＡｌ及びＳｉと、０．０３重量％以下の含有率のＰと、０．１重量％以下の含有率のＣｕとの少なくとも１つの混合が行われる、
   請求項１から６のいずれか１項に記載の方法。
8. 前記第１の保持期間（δ１）は、最大１０分の持続時間を有し、前記第２の保持期間（δ２）は、それぞれ最大１５分の持続時間を有し、好ましくは、δ１≦５分及びδ２≦１０分である、
   請求項１から７のいずれか１項に記載の方法。
9. 前記マンガン鋼材は、１０ｎｍと３５０ｎｍの間の幅のベイナイトラスを有し、前記ラスは、好ましくは、１０ｎｍと１００ｎｍの間の幅を有する、
   請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
10. 前記マンガン鋼材は、その含有率が前記鋼材の５容量％超であるベイナイト微細構造を有する中マンガン鋼材に関し、前記ベイナイト微細構造の含有率は、好ましくは、１０〜８０容量％の範囲にあり、特に有利には、２０〜４０容量％の範囲にある、
    請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
11. 請求項１から９のいずれか１項に記載の方法によって製造されたマンガン鋼材であって、
    前記鋼材の５〜８０容量％、好ましくは、１０〜８０容量％の比率のベイナイト微細構造を含み、
    前記鋼材は、１２００ＭＰａ超の引張強度と、１０％と２０％の間の最小破断時伸び率とを有する、
    マンガン鋼材。
12. 前記鋼材の３０容量％未満、好ましくは、前記鋼材の１０容量％未満の含有率の残留オーステナイトと、
    前記鋼材の５〜２０容量％の範囲にある比率のオーステナイト微細構造と、
    好ましくは、前記鋼材の全容量の５％未満である容量分率のオーステナイト結晶粒と
    を含む、
    請求項１１に記載のマンガン鋼材。
13. 幅１０〜３５０ｎｍのベイナイトラスを含み、前記ラスは、好ましくは、１０ｎｍと１００ｎｍの間の幅を有する、
    請求項１１に記載のマンガン鋼材。
    
    

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