JP2020501017A - 熱間成形された物品の製造方法及び得られた物品 - Google Patents

Abstract

本発明は、鋼ブランクを物品に熱間成形する方法であって、以下の工程：（ａ）鋼ブランクを温度Ｔ１に加熱し、時間ｔ１の間、加熱された前記鋼ブランクを温度Ｔ１に保持する工程であって、温度Ｔ１がＡｃ１〜Ａｃ３＋２００℃の範囲内にあり、時間ｔ１が１２分以下である工程、（ｂ）加熱された前記鋼ブランクを搬送時間ｔ２で熱間成形ツールに搬送する工程であって、搬送時間ｔ２の間に、加熱された前記鋼ブランクの温度が温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、温度Ｔ２がＡｒ１より高く、搬送時間ｔ２が１２秒以下である工程、（ｃ）前記熱間成形ツール内において前記鋼ブランクを物品に成形し、前記熱間成形ツール内において２５℃／秒以上の冷却速度Ｖ２で温度Ｔ２から温度Ｔ３まで急冷する工程、（ｄ）時間ｔ４の間、温度Ｔ４で前記物品を等温に保持する工程、（ｅ）温度Ｔ３及び／又は温度Ｔ４がＭｓ〜Ｍｆであり、時間ｔ４が１０秒を超え、かつ、１０分未満であり、（ｆ）冷却速度Ｖ４で温度Ｔ４から室温まで前記物品を冷却する工程を含む、方法に関する。また、本発明は、該方法により得られる熱間成形された物品に関する。

Description

本発明は、鋼ブランク（steel blank）を、強化された機械的性質を有する物品、例えば、改善された延性（ductility）、曲げ性（bendability）及び衝撃靭性（impact toughness）を有する自動車部品に熱間成形するための方法、並びに、該方法によって得られる熱間成形された物品に関する。

先進高強度鋼（ＡＨＳＳ：advanced high strength steel）及び超高強度鋼（ＵＨＳＳ：ultra high strength steel）の開発における最近の進歩は、自動車製造業者が自動車車体部品の耐衝撃性を増加させ、そしてダウンゲージによって重量を低下させることを可能にする。しかしながら、冷間成形されたＡＨＳＳ及びＵＨＳＳは依然として成形性による制限を受けている一方、冷間及び熱間成形されたＡＨＳＳ及びＵＨＳＳは依然として延性及び衝撃靭性による制限を受けている。

成形性の問題を解決するための試みにおいて、熱間成形（ホットスタンピング、熱間成形、プレス硬化及びダイクエンチング（die-quenching）としても知られる）が開発されてきた。熱間成形技術及び使用に適した鋼組成の基本は、英国特許第１４９０５３５号に初めて記載された。

熱間プレス成形に使用される典型的な鋼は、ＥＮ１００８３で規定されている２２ＭｎＢ５の組成系、すなわち、０．２２％のＣ、１．２％のＭｎ、５０ｐｐｍ以下のＢに基づいている。２２ＭｎＢ５鋼のホットプレス成形は、超高強度、最小限のスプリングバック（springback）及び低減されたシート厚を備えたバンパーやピラー等の複雑な部品の製造を可能にする。ホウ素鋼の引張強度は最大で１６００ＭＰａであり、これは最高強度の従来のコールドスタンピング鋼よりはるかに優れている。しかしながら、全伸びの延性は６％未満である。

２２ＭｎＢ５のホウ素鋼組成物を使用する典型的な熱間成形プロセスでは、ブランクを９００〜９５０℃で炉加熱し、オーステナイト化し、炉から成形器具に搬送し、そして所望の部品形状に打ち抜く。ブランクは、２００ＭＰａ未満の最大引張強度Ｒｍ及び５０％を超える総伸びＡを有する。形成されたブランクは、最終的に３０℃／秒を超える平均冷却速度で１００〜２００℃にダイクエンチングされ、成形器具内に拘束されている間に均質なマルテンサイトミクロ組織が得られる。最終マルテンサイト部品は、典型的には、１１００ＭＰａを超える耐力Ｒｐ_０．２、１５００ＭＰａを超える最大引張強度Ｒｍ及び８％未満の総伸びＡを示す。ホットスタンプされたホウ素鋼部品は通常、自動車の「セーフティセル（safety-cell）」を構成するルーフピラー、ドアビーム及びバンパービーム補強等の侵入防止構造本体部品を含む。成形中の比較的軟質で延性の高い高温オーステナイトミクロ組織は、成形限界を損なうことなく、ダウンゲージ化及び軽量化を可能にし、さらに、部品の圧密を可能にし、ひいては冷間成形と比較して接合性／溶接性が低減され、構造強度及びプロセス効率の向上を可能にする。クエンチング中に、部品に対する成形応力及び幾何学的拘束を解放するマルテンサイト変態は、フェライト再結晶温度以上で形成することにより、スプリングバックを排除して幾何学的精度を高める。最終部品をもたらす超高強度マルテンサイトミクロ組織は、冷間成形部品の使用と比較して耐侵入性の耐衝撃性（anti-intrusive crashworthiness）を改善しながら同時にダウンゲージ（軽量化）を可能にする。ホットスタンプ用途におけるホウ素鋼の優位性は、（クエンチング）焼入れ性（ホウ素添加による）及び比較的希薄な化学組成から得られる超高強度マルテンサイトミクロ組織によるものである。しかしながら、ホットスタンプされたマルテンサイト系ホウ素鋼は、耐侵入性の耐衝撃性に対して優れた機械的性質を提供する一方で、限られた延性、ひいては限られた靭性は、非常に劣った衝撃エネルギー吸収性耐衝撃性（impact-energy absorptive crashworthiness）を生じさせる。

ＥＰ１９３９３０８Ａ１は、標準的な熱間成形方法の修正を提案しており、そこでは完全なマルテンサイト変態は熱間成形中に回避される。鋼ブランクをＡｃ１〜Ａｃ３の変態区間温度（intercritical temperature）まで加熱し、次いでＭｓ未満の温度まで熱間成形して、マルテンサイト及び初析晶フェライトからなる二相ミクロ組織を得た。上記方法により得られた熱間成形品は、改善された伸び及び引張強度を示した。しかしながら、二相鋼がフェライトとマルテンサイトとの間の大きな硬度差のために成形時の損傷を受けやすいことはよく知られている。前記熱間成形物品の損傷許容度及び成形性は、ミクロ組織の不均一性のために比較的劣っており、成形中に微小亀裂が生じる可能性がある。その結果、車体内の構造部品のエネルギー吸収能力も制限される。

したがって、ホットスタンプされたホウ素鋼及びホットスタンププロセスの利点は、「衝撃緩衝部（crumple zone）」を構成するフェンダー及び長手方向の梁等の衝撃エネルギー吸収構造体部品では利用できない。そのような部品は通常、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：transformation induced plasticity）鋼のようなフェライト鋼又は多相鋼から冷間成形される。

より軽量でより安全な自動車に対する自動車産業の要求を満たすために、ダウンゲージ等を可能にする優れた成形性を示しながら、さらには、優れた寸法精度（スプリングバックが最小化又は不存在）を示しながら、衝撃エネルギー吸収性衝撃強度のための改良された引張強度、延性及び衝撃靭性等の改良された機械的性質を有する鋼製品に対する継続的な要求がある。

従来の文献では、クエンチング（焼き入れ）−パーティショニング（分配）−テンパリング（焼き戻し）（Ｑ−Ｐ−Ｔ：Quenching-Partioning-Tempering）熱処理を使用することが提案されており、それはパーティショニング及びテンパリングによってクエンチングされた鋼の機械的性能を改善することができる。提案された熱処理は、以下の工程：ａ）鋼ブランクを、オーステナイト化温度を超える温度に加熱する工程、ｂ）クエンチング：クエンチング温度を鋼のＭｓ温度とＭｆ温度との間になるように制御して、オーステナイトを部分的にマルテンサイトに変態させる工程、ｃ）パーティショニング：温度をＭｓ温度よりわずかに上に増加させて短時間保持することにより、マルテンサイトとオーステナイトとの間で炭素を再分配することによってマルテンサイトラスの周りに高含有量のオーステナイトの薄層を形成する工程、ｄ）テンパリング：マルテンサイトに析出硬化を誘導する温度で鋼をテンパリングする工程、ｅ）冷却：室温でテンパリング温度から鋼を冷却して残留オーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる一方で、以前に（工程ｂで）生成されたマルテンサイトラスの周りに高含量の炭素を有する残留オーステナイトの薄層を残存させ、鋼の高い靭性を達成する工程を含む。Ｑ−Ｐ−Ｔ熱処理後、Ｓｉ及びＮｂを含む中炭素鋼の引張強度は２０００ＭＰａに達し、総伸びは１１％に達する。したがって、Ｑ−Ｐ−Ｔプロセスは業界で非常に有望な用途がある。

したがって、本発明の目的は、鋼ブランクを物品に熱間成形するための改良された方法、及び、該方法の使用に適する鋼組成物を提供することであり、該物品は、従来の熱間成形されたホウ素鋼及び冷間成形された多相鋼と比較して、優れた機械的特性、例えば、耐侵入性の耐衝撃性（anti-intrusive crashworthiness）、向上した延性及びひいては向上した靭性、及びひいては向上した衝撃エネルギー吸収性耐衝撃性を有する。

本発明のさらなる目的は、熱間成形プロセスにクエンチング（焼き入れ）−パーティショニング（分配）−テンパリング（焼き戻し）（Ｑ−Ｐ−Ｔ：Quenching-Partitioning-Temping）熱処理を統合することによって、鋼ブランクを物品に熱間成形するための改良された方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、鋼ブランクを物品に熱間成形するための改良された方法を提供することであり、該物品は、高強度、高延性及び高曲げ性を有する。

本発明のさらなる目的は、従来の冷間成形された多相鋼と比較して、スプリングバックを最小にするか又は全く示さず、したがって寸法精度を改善する、衝撃エネルギー吸収構造体部品用の物品に鋼ブランクを熱間成形するための改良方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、鋼ブランクを良好な被覆性を有する物品に熱間成形するための改良された方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性を改善しながら同時に鋼板ブランクを熱間成形して軽量化することを可能にする物品に熱間成形するための改良された方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、複雑な相構造を有する熱間成形品を提供することである。

本発明のさらなる目的は、鋼ブランクを物品に熱間成形する方法であって、従来の冷間成形鋼と比較してより高い総伸び（ＴＥ）及び／又は曲げ角度（ＢＡ）を有する方法を提供することである。

上記目的の１又は２以上は、本発明によって提供される、鋼ブランクを物品に熱間成形する方法であって、
（ａ）鋼ブランクを温度Ｔ１に加熱し、時間ｔ１の間、加熱された前記鋼ブランクを温度Ｔ１に保持する工程であって、温度Ｔ１がＡｃ１〜Ａｃ３＋２００℃の範囲内にあり、時間ｔ１が１２分以下である工程、
（ｂ）加熱された前記鋼ブランクを搬送時間ｔ２で熱間成形ツール（hot-forming tool）に搬送する工程であって、搬送時間ｔ２の間に、加熱された前記鋼ブランクの温度が温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、温度Ｔ２がＡｒ１より高く、搬送時間ｔ２が１２秒以下である工程、
（ｃ）前記熱間成形ツール内の前記鋼ブランクを物品に成形し、前記熱間成形ツール内において、２５℃／秒以上の冷却速度Ｖ２で温度Ｔ２から温度Ｔ３まで急冷（quenching）する工程、
（ｄ）時間ｔ４の間、温度Ｔ４で前記物品を等温に保持する工程、
（ｅ）温度Ｔ３及び／又は温度Ｔ４がＭｓ〜Ｍｆであり、時間ｔ４が１０秒を超え、かつ、１０分未満であり、
（ｆ）冷却速度Ｖ４で温度Ｔ４から室温まで前記物品を冷却する工程
を含む、方法によって達成される。

図１は、本発明による方法の第１の実施形態の概略図を示す。 図２は、本発明による方法の第２の実施形態の概略図を示す。 図３は、本発明による方法の第３の実施形態の概略図を示す。

本発明者らは、加熱された鋼ブランクを上述のように物品に成形することによって、機械的性質が向上した複雑な形状の物品を得ることができることを見出した。特に、得られた物品は、従来の熱間成形ホウ素鋼及び冷間成形多相鋼の使用と比較して、優れた衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性、ひいては衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性に基づくダウンゲージ及び軽量化の機会を与える。

一般的な熱間成形プロセスでは、鋼ブランクを単に所望の形状に成形し、次いでマルテンサイトへの完全な変態が起こる周囲温度近くまで急冷する。したがって、最終部品は、完全に又はほぼ完全にマルテンサイト状のミクロ組織を示す。

本発明者らは、驚くべきことに、熱間成形サイクルにおいて、ダイ−クエンチを中断し、そして、Ｑ−Ｐ−Ｔ熱処理を統合することによって、独特のミクロ組織を有し、従って改善された機械的性質を有する熱間成形鋼物品を得ることができることを見出した。

特に、本発明者らは、熱間成形プロセスの急冷温度をＭｓ〜Ｍｆの温度Ｔ３及び／又は温度Ｔ４で中断し、Ｑ−Ｐ−Ｔ熱処理を適用することによって、形成される相及び形成される各相の量、ひいては、ミクロ構造及びその結果として物品の機械的性質を制御することができることを見出した。この物品は、改良された機械的性質、例えば、衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性のための向上した引張強度、延性及び衝撃靭性を示すとともに、ダウンゲージを可能にする優れた成形性を示し、さらには、優れた寸法精度を示す（スプリングバックは最小化又は不存在）。

工程（ｃ）において、加熱された鋼ブランクを、成形器具において、部分的に又は完全に均質なオーステナイトミクロ組織を有する所望の部品形状に成形し、同時に（中断）温度Ｔ３に、好ましくは２５℃／秒以上の冷却速度Ｖ２で急冷する。本発明者らは、Ｔ３が高過ぎ、Ｂｓを超えるとき、及び／又は、冷却速度が低すぎるとき、パーライトが形成され得ることを見出した。Ｖ２が２５℃／秒未満であると、炭化物が形成されて最終物品の機械的性質が低下する危険性もある。冷却速度Ｖ２が５０℃／秒以上、好ましくは１００℃／秒以上であるとき、より良い結果が達成された。最良の結果を得るために、冷却速度Ｖ２が１５０℃／秒以上であることが有利である。

工程（ｅ）によれば、物品は温度Ｔ４にされ、そして、時間ｔ４の間、その温度Ｔ４に等温的に保持される。等温保持時間ｔ４は、オーステンパリング（austempering）、パーティショニング（partitioning）又はテンパリング（tempering）に必要な時間であり、１０秒から１０分の範囲内である。ｔ４が１０分を超えると、さらなる物品の改良は達成されない。ｔ４が１０秒未満であると、効果が達成されるための時間が十分でない。

好ましい実施形態によれば、Ｔ３はＭｓ〜Ｍｆであり、Ｔ４はＢｓ〜Ｍｓである。この実施形態のプロセスのために、物品は、Ｍｓより低い温度である温度Ｔ３から、Ｍｓより高い温度である温度Ｔ４まで加熱されなければならない。温度Ｔ３において、いくらかのマルテンサイト変態が起こる。形成されるマルテンサイトの量は、主に温度Ｔ３によって制御され、Ｔ３が低いほど、マルテンサイトの割合が高い。Ｔ４はＴ３より高いため、未変態オーステナイトは、Ｔ４及びその後の冷却の間において、ベイナイト及び残留オーステナイトに変態する。マルテンサイトは、Ｔ４での等温保持中にある程度焼戻し（tempered）される。

さらに好ましい実施形態によれば、Ｔ３はＢｓ〜Ｍｓであり、Ｔ４はＭｓ〜Ｍｆである。この実施形態による方法では、オーステナイトが最初に温度Ｔ３で部分的にベイナイトに変態する。未変態オーステナイトは、Ｔ４での等温保持及びその後の冷却の間にマルテンサイト及び残留オーステナイトに変態する。

別の好ましい実施形態において、Ｔ３及びＴ４の両方がＭｓ〜Ｍｆであり、好ましくはＴ３及びＴ４が同一である。初めにいくらかのマルテンサイトが形成される。等温保持時間が増加するにつれて、マルテンサイトと未変態オーステナイトとの間の元素分配が起こり得、未変態マルテンサイトのＭｓ点が減少し、一部の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し得る。同時に、変態マルテンサイトはある程度焼戻しされ得る。

好ましくは、形成される物品は、１〜１８０秒の保持時間ｔ３の間、温度Ｔ３に保持される。保持時間ｔ３の長さは、温度Ｔ３で最初に形成されるミクロ組織要素（microstructural elements）の量を決定する。どのミクロ組織要素が最初に形成されるかは温度Ｔ３に依存する。

Ｔ３がＭｓ〜Ｍｆであり、Ｔ４がＢｓ〜Ｍｓであるとき、通常、物品は、１５℃／秒以上、好ましくは２０℃／秒以上、さらに好ましくは３０℃／秒以上の速度Ｖ３で温度Ｔ３から温度Ｔ４まで加熱される。加熱速度Ｖ３は、Ｔ３とＴ４との温度差及びシート厚に依存する。

Ｔ３がＢｓ〜Ｍｓであり、Ｔ４がＭｓ〜Ｍｆであるとき、通常、物品は、１５℃／秒以下、好ましくは１０℃／秒以下、さらに好ましくは８℃／秒以下の速度ｔ３で温度Ｔ３から温度Ｔ４に冷却される。冷却速度Ｖ４は、Ｔ３とＴ４との温度差及びシート厚に依存する。

さらに好ましい実施形態において、物品は、０．１〜２０℃／秒の範囲内、好ましくは１〜１５℃／秒の範囲内、さらに好ましくは２〜１０℃の範囲内の冷却速度Ｖ４で温度Ｔ４から室温まで冷却される。この冷却は、例えば、空気中での自然冷却によって、又は、送風機を用いることによって行うことができる。

好ましくは、Ｔ１は、Ａｃ１〜Ａｃ３＋１５０、好ましくはＡｃ１〜Ａｃ３＋１００、さらに好ましくはＡｃ３−５０〜Ａｃ３＋５０の範囲であり、ここで、ｔ１は、好ましくは１２分以下であり、さらに好ましくは、ｔ１は、２〜８分の範囲内であり、鋼ブランクは、１０〜２５℃／秒の範囲内の加熱速度Ｖ１で加熱される。温度Ｔ１は、鋼ブランク中でどれだけのフェライトがオーステナイトに変態するかを決定し、これは保持時間ｔ１にも依存する。２５℃／秒を超える加熱速度Ｖ１は、鋼ブランクの特性にとって有害であり得る。

必要に応じて、工程（ｅ）の後、物品は微細成形（fine forming）を受ける。

本発明による方法において、鋼ストリップ又はシートが後続の工程のための中間体として提供される。鋼ストリップ又はシートは標準的な鋳造法によって得ることができる。好ましい実施形態において、鋼ストリップ又はシートは冷間圧延される。

鋼ストリップ又はシートは、鋼ブランクに切断され、次いで、時間ｔ１の間、温度Ｔ１に加熱される。予備成形された鋼ブランクもまた使用され得る。予備成形されたブランクは、部分的に又は全体的に所望の形状に、好ましくは周囲温度で成形することができる。

加熱装置は、電気又はガス駆動の炉、電気抵抗加熱装置、赤外線誘導加熱装置又は他の任意の加熱装置であり得る。

好ましい実施形態において、Ｔ１はＡｃ１〜Ａｃ３の範囲内であり、鋼ブランクは変態区間温度（intercritical temperature）でオーステナイト化される。鋼は前記温度範囲でフェライトオーステナイトミクロ組織を有する。この条件下で、好ましくは少量のフェライトが保持され、フェライトの比率は好ましくは２０体積％未満である。この場合、鋼部品の構造がフェライト及びオーステナイトの二相混合物であるプレス硬化が行われる。後続のプレス硬化及びＱ−Ｐ−Ｔ熱処理の後、部品内にフェライト、ベイナイト又はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及び一部の残留オーステナイトの混合組織が生成される。

さらに好ましい実施形態において、Ｔ１は化学的に特有のＡｃ３温度を超えており、均一に分布した炭素を有する完全に又はほぼ完全に均質なオーステナイトミクロ組織を生成する。ミクロ組織が均質オーステナイトミクロ組織であるとき、成形性は高められる。

本発明者らはさらに、前記鋼のオーステナイト粒成長及び関連する焼入れ硬化性（quench hardenablilty）を制御するために、オーステナイト化時間ｔ１を温度Ｔ１及び鋼ブランクの厚さと組み合わせて選択できることを見出した。焼入れ硬化性の程度は、冷却中のミクロ組織の進展に影響を与える。したがって、ｔ１は１２分以下である。プロセス及びエネルギー効率の観点から、ｔ１は２〜８分の範囲内であることが好ましく、２〜６分の範囲内であることがさらに好ましい。

鋼ブランクは、時間ｔ２をかけて加熱装置から成形器具に搬送される（工程ｂ）。時間ｔ２は、加熱された鋼ブランクが加熱装置からプレス成形器具に搬送され、熱間成形装置が閉じられるまでに必要とされる時間である。搬送の間、鋼ブランクは、自然空冷及び／又は他の利用可能な冷却方法の作用によって温度Ｔ１から温度Ｔ２に冷却することができる。

加熱された鋼ブランクは、自動ロボットシステム又は他の任意の搬送方法によって加熱装置から成形器具に搬送することができる。

成形及び急冷の開始時に鋼のミクロ組織の進展を制御するために、時間ｔ２も、Ｔ１、ｔ１及びＴ２と組み合わせて選択することができる。時間ｔ２は、熱間成形器具内に置かれたときの鋼ブランクが、鋼の温度Ａｒ１より高い温度Ｔ２を有し、オーステナイト−フェライトミクロ組織を示し、かつパーライトの形成を防止することを確実にするように選択されることが好ましい。他方、より短い搬送時間は、腐食、プロセス効率及び硬化性の観点から有益である。本発明者らはさらに、ｔ２が１０秒以下であるときにも良好な結果が達成されることを見出した。好ましくはｔ２は８秒以下、さらに好ましくは６秒以下である。

本発明のさらなる目的は、本明細書に記載の方法のいずれか１つに適する鋼組成物を提供することである。

本発明によれば、鋼ブランクは、重量％（ｗｔ％）で、
以下の元素：
Ｃ：０．１０〜０．５０、好ましくは０．１５〜０．４０、さらに好ましくは０．２０〜０．３５、
Ｍｎ：０．５０〜４．００、好ましくは１．００〜３．００、さらに好ましくは１．００〜２．５０、
Ｓｉ：２．０以下、好ましくは０．１〜２．０、さらに好ましくは０．１〜１．６、
Ａｌ：２．０以下、好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．５以下、
Ｃｒ：１．５以下、好ましくは１．２以下、さらに好ましくは０．００１〜１．１、
Ｔｉ：０．１０以下、好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．０４以下、
Ｂ：０．００８以下、好ましくは０．００５以下、
Ｎｂ：０．１０以下、好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．００１〜０．０５、
を含み、
場合により、
Ｖ：０．２以下、好ましくは０．１以下、
Ｃａ：０．００３以下、好ましくは０．０００３〜０．００３、
Ｎ：０．００５以下、好ましくは０．００３以下、
Ｐ：０．０１５以下、
Ｓ：０．０３以下、好ましくは０．０１以下、
Ｍｏ：０．５以下、好ましくは０．０５以下、
Ｃｕ：１．０以下、
Ｎｉ：１．０以下
から選択される１種又は２種以上の元素を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である。

元素の量（重量％）に関する理由は以下の通りである。

Ｃ：０．１０〜０．５０
Ｃは、高強度を確保するために必須の元素である。Ｃは０．１０％以上の量で添加されて必要な複合相ミクロ組織を形成し、そして、高強度及び高延性を達成する。より具体的には、変態区間オーステナイト化温度（intercritical austenization temperature）とともに、Ｃ含有量はフェライトの体積及び残りのオーステナイトの炭素含有量を決定し、それはＢｓ及びＭｓ点並びにベイナイト形成速度を制御する。Ｃ含有量が０．５０を超えると、鋼板の靭性及び溶接性が劣化する可能性が高い。Ｃ量は、好ましくは０．１５〜０．４０の範囲、さらに好ましくは０．２０〜０．３５の範囲で存在する。

Ｍｎ：０．５０〜４．００
Ｍｎの機能は、オーステナイトを安定化させること、及び所望の多相ミクロ組織を得ることである。マンガン含有量は、鋳造中のＭｎの偏析（segregation）を最小限に抑え、かつ自動車用抵抗スポット溶接技術にとって十分に低い炭素当量を維持しながら、適切な置換型固溶強化、適切な焼入れ硬化性及び周囲温度でのオーステナイトの適切な安定化をもたらすために０．５０以上である。Ｍｎ含有量が０．５０未満であると、フェライト−オーステナイト二相領域で鋼を熱処理することによって鋼の意図する高強度を達成することが困難である。Ｍｎ含有量が４％を超えると、鋼板の溶接性及び熱間圧延性が低下するおそれがある。さらに、ＭｎはＡｃ３温度を下げるのに有用な元素である。より高いＭｎ含有量は、ホットプレス成形に必要な温度を下げるのに有利である。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％〜３．０％の範囲に制限される。有利には、マンガンは１．００〜２．５０の範囲内である。

Ｓｉ：２．０以下
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素であり、残留オーステナイトの分解による炭化物の生成を抑制するのに有用である。ある量のＳｉは、ベイナイト形成中の脆いセメンタイトの析出を抑制し、それゆえ、成形性及び靭性の改善をもたらす。Ｓｉは鋼の変態区間温度範囲（intercritical temperature range）を広げることがさらに知られている。しかしながら、Ｓｉは、鋼基材に付着した酸化物が形成されるためにコーティング性が悪化することも知られている。したがって、Ｓｉ量は２．０以下、好ましくは０．１〜２．０の範囲内である。コーティング性の観点から、良好なコーティング性／めっき性を有する物品が望まれる場合、Ｓｉの含有量は０．１〜１．０の範囲内であることが好ましい。より高い延性を有する鋼製品を目的とする場合、Ｓｉ含有量は１．０〜２．０の範囲内であることが好ましい。

Ａｌ：２．０以下
Ａｌは、溶接性を維持し、製鋼及び鋳造中の「ノズル閉塞（nozzle blockage）」を最小限に抑えるために２．０以下に制限されている。Ａｌは、特に残留オーステナイトの分解による炭化物の生成を抑制するのに有用な元素である。同量のＡｌによるＳｉの部分的置換は、鋼中の溶融めっき性に有害な影響を与えることなく炭化物形成を効果的に遅らせることが示されている。しかしながら、Ａｌの濃度が高いとポリゴナルフェライトが生成される可能性が高くなり、強度面では微細板（fine plate）フェライトよりも効果的ではない。好ましくは、Ａｌは１．０以下に制限され、さらに好ましくはＡｌは０．５以下である。

十分な量のＳｉ及びＡｌは、炭化物の形成に完全に耐えることができる。低温で熱サイクルの一部を形成する炭化物を含まないベイナイト（すなわちベイニティックフェライト（bainitic ferrite））は、より高い伸びを示す。より低いＳｉ＋Ａｌ（Ｓｉ＋Ａｌ＜５×Ｃ）では、伝統的なベイナイト（ベイニティックフェライト＋セメンタイトからなる）が形成される。したがって、最良の組成では、より高い量のＳｉを、コーティング性を改善することが知られている最適量のＡｌで置き換えることができる。

Ｐ：０．０１５以下
Ｐは、鋼の変態区間温度範囲を広げることが知られている。Ｐも所望の残留オーステナイトを維持するのに有用な元素である。しかしながら、過剰に添加すると、鋼の加工性を低下させるおそれがある。それゆえ、Ｐは、鋼中のその通常の許容限界である０．０１５重量％以下を超えて意図的に添加することはできない。

Ｓ：０．０３以下
硫黄は、有害な非金属介在物を最小限に抑えるために最小限に抑える必要がある。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、これが割れを生じさせ、加工性を低下させる。したがって、Ｓ量をできるだけ少なくすることが望ましい。それゆえ、硫黄含有量は０．０３以下、好ましくは０．０１以下に制限される。

Ｍｏ：０．５以下及びＣｒ：１．５以下
Ｍｏ及びＣｒは、鋼の焼入性を改善し、ベイナイトフェライトの形成を促進する元素であり、同時に、残留オーステナイトを安定化させるのに有用な同様の有効性を有する元素である。そのため、Ｍｏ及びＣｒはプロセス制御に非常に有効である。好ましくは、Ｍｏ及びＣｒはそれぞれ０．００１％以上の量で存在する。しかしながら、それらの各々を過剰に添加すると、その効果は飽和し、そのプロセスは経済的ではない。したがって、Ｍｏの量は０．５以下、好ましくは０．０５以下に制限される。Ｃｒは１．５以下、好ましくは１．２以下に制限される。有利なＣｒは０．００１〜１．１の範囲内である。

Ｔｉ：０．１以下，Ｎｂ：０．１以下，Ｖ：０．２以下
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、強化析出物を形成し、ミクロ組織を微細化する効果がある。鋼は十分な強度レベルを持つべきである。初析晶（proeutectoid）及びベイニティックフェライト等の軟質相のため、最終製品の強度は標準の熱間成形材料よりも低くなる可能性がある。この強度の低下を補うために、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのようなマイクロアロイ元素を個々に又は組み合わせて添加することができる。当該元素は、結晶粒微細化及び析出硬化によって強度を高める。結晶粒微細化は、特に高度に局在化した歪みが導入されているときに、熱間成形挙動を改善するより均質なミクロ組織をもたらす。したがって、Ｔｉ及びＮｂの量はそれぞれ０．１以下、好ましくは０．０５以下に制限される。有利には、Ｔｉは０．０４以下であり、及び／又はＮｂは０．００１〜０．０５の範囲内である。Ｖの量は０．２％以下、好ましくは０．１０以下に制限される。

Ｃａ：０．００３％以下
Ｃａは、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃａは０．０００３％以上含有させることが推奨される。しかし、過剰に添加しても効果は飽和する。したがって、その量を０．００３％以下に抑えることが好ましい。

Ｂ：０．００８以下
Ｂは、２２ＭｎＢ系鋼板の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定的に確保する効果をさらに高めるために重要な元素である。しかしながら、Ｂは比較的高炭素含有鋼のための任意元素である。Ｂを使用する場合、Ｂ量は、好ましくは０．００８以下、さらに好ましくは０．００５以下に制限される。比較的低い炭素レベルを有する鋼にＢを添加する場合、Ｂ量は０．０００５〜０．００２５％の範囲内であることが好ましい。

好ましい実施形態において、鋼ミクロ組織組成物は、多相鋼、好ましくは応力／ひずみ誘起変態効果の能力を示す鋼のような複合相（ＣＰ：complex phase）である。より詳細には、鋼は、自動車用途のためのホウ素鋼代替物としての熱間プレス成形に適した先進の高強度鋼製品である。

本発明者らは驚くべきことに、本発明の方法をＣＰ様鋼組成物に適用すると、均質な機械的性質を示す熱間成形品が得られることを見出した。ミクロ組織中に存在する相の相対的割合は、本質的に鋼の初期化学組成及び種々の工程が行われる方法条件に依存する。所与の鋼組成に対して、本発明の熱間成形プロセスを上述のように注意深く制御することによって、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトを含むＣＰミクロ組織を得ることができ、それらの相は、部品のそれぞれの領域に均一に分散する。

上記に加えて、伝統的なホットスタンプされたホウ素鋼と比較して、本発明によって得られる物品は、冷間成形前に伝統的なＣＰ鋼に匹敵する、非常に改良された機械的性質を示し、したがって、衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性を達成することができる。

本発明は、熱間成形操作中に鋼のミクロ組織に所望のベイナイト勾配を導入する改良された方法を提供するが、標準的な熱間成形方法ではこれは不可能である。さらに、標準的な熱間成形プロセスは鋼中に十分な量の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトを提供することができない。

本発明により得られる有利な特性を特に信頼できる方法で利用することができるようにするために、Ｑ−Ｐ−Ｔ熱処理の終わりにおける成形鋼部品の構造におけるベイナイト及び焼戻しマルテンサイト部分は合計で８０％以上であるべきであるが、他の段階の量は２０％未満であるべきである。

さらに好ましい実施形態において、最終的なミクロ組織は、体積％で、
・８０体積％以上のベイナイト及び焼戻しマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトは５０体積％未満、好ましくは４０体積％以下、さらに好ましくは３０体積％以下である）、
・２０体積％以下のフェライト及び／又はマルテンサイト、及び／又は残留オーステナイト
からなる（合計で１００を加えるべきである）。

準安定残留オーステナイトの比率は、強度と延性特性のバランスのとれた組合せを確実にする。残留オーステナイトは、部分的に応力／ひずみ誘起変態効果によって延性を高め、それは加工硬化指数がより高い塑性ひずみまで増加するにつれて均一伸び及び全伸びの観察された増加において現れる。２０体積％を超えると、本発明による所望のレベルの延性及び／又は均一な伸びが達成されないであろう。

本発明による方法の一部又は全体は、鋼の酸化及び／又は脱炭を防止するために、水素、窒素、アルゴン又は他の不活性ガスの制御された不活性雰囲気中で行うことができる。

本発明者らはさらに、本発明によって得られる熱間成形された物品が、１０００ＭＰａ以上、好ましくは１１００ＭＰａ以上の最大引張強度（ＵＴＳ：ultimate tensile strength）、及び／又は、６００ＭＰａ以上、好ましくは７００ＭＰａ以上の降伏強度（yield strength）、及び／又は、６％以上の全伸び（ＴＥ：total elongation）、及び／又は、４５°以上、好ましくは５０°の曲げ角度（bending angle）を有し、得られた製品は改良された衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性（impact-energy absorptive crashworthiness）を示すことを見出した。

好ましい実施形態によれば、鋼ストリップ、シート、ブランク、予備成形されたブランク又は物品にコーティングが施される。鋼ストリップ、シート、ブランク又は予備成形されたブランクへのコーティングの追加は、熱間成形工程の前又は熱間成形工程の後に行うことができ、高温で酸化雰囲気に曝されたときに鋼の酸化を最小限に抑えるという目的を有し、及び／又は、熱間成形された最終部品の陰極腐食防止を提供する。

好ましい実施形態において、鋼ストリップ、シート、ブランク、予備成形されたブランク又は物品は、亜鉛系コーティング、アルミニウム−ケイ素系コーティング又は有機系コーティングで被覆されている。

亜鉛ベースのコーティングは、亜鉛メッキ（galvanized）又はガルバニール処理（galvannealed）コーティングである。コーティングは様々な方法で塗布することができるが、標準的なＧＩコーティング浴を使用する溶融亜鉛めっきが好ましい。他のＺｎコーティングも適用することができる。一例は、国際公開第２００８／１０２００９号パンフレットによるＺｎ合金コーティング、特に、０．３〜４．０重量％のＭｇ及び０．０５〜６．０重量％のＡｌ、及び場合により０．２重量％以下の１又は複数の追加の元素を不可避的不純物とともに含み、残部が亜鉛である亜鉛合金コーティング層を含む。典型的には０．２重量％未満の少量で添加される追加の元素は、Ｐｂ又はＳｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＢｉを含む群から選択することができる。スパンコールを形成するために、通常、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ及びＳｂが添加される。好ましくは、亜鉛合金中の追加の元素の総量は０．２％以下である。これらの少量の追加の元素は、通常の用途のためにコーティングの性質も浴の性質も有意な程度には変えない。好ましくは、亜鉛合金コーティング中に１種以上の追加の元素が存在する場合、それぞれ０．０２重量％以下の量で存在し、好ましくはそれぞれ０．０１重量％以下の量で存在する。追加の元素は、溶融亜鉛めっきのために溶融亜鉛合金を用いて浴中でドロスが形成されるのを防ぐため、又は、コーティング層中にスパンコールを形成するためにのみ通常添加される。

本発明による物品は、コーティング層に対して良好な接着性を示し、良好な表面外観及びコーティング後の優れた耐食性を有する。

本発明のさらなる目的は、本明細書に記載の方法のうちのいずれか１つによって得られる物品を提供することである。

図１は、本発明による方法の第１の実施形態の概略図を示す。

図２は、本発明による方法の第２の実施形態の概略図を示す。

図２は、本発明による方法の第３の実施形態の概略図を示す。

図において、横軸は時間ｔを表し、縦軸は温度Ｔを表す。熱間成形プレス内におけるブランクの物品への熱間成形は、ＨＦによって示される。時間ｔ及び温度Ｔは図に概略的に示されており、冷却及び加熱速度Ｖも示されている。これらの図から値を導き出すことはできない。

鋼ブランクを１５℃／秒の加熱速度でＡｃ１を超えるオーステナイト化温度Ｔ１まで加熱し、そして、時間ｔ１の間、温度Ｔ１に保持する。次に、加熱されたブランクを炉から熱間成形プレスに移し、その間に、空気によるブランクの温度Ｔ２への冷却がある程度行われる。ブランクを熱間成形プレスに入れる前に、温度Ｔ２がＡｒ１温度未満に低下しないに注意する。次いで、ブランクを熱間成形して物品にし、２５℃／秒以上の冷却速度で温度Ｔ３に冷却し、冷却を中断し、そして、物品を時間ｔ３の間、温度Ｔ３に保持する。その後、３つの実施形態は異なる経路をたどる。最後に、成形品を冷却速度Ｖ４で室温まで冷却する。

温度Ｔ３、Ｔ４、冷却又は加熱速度Ｖ３及びＶ４、並びに、保持時間ｔ３及びｔ４の値は、図１〜図３に示されるように異なる実施形態に依存する。

さまざまな温度について以下に説明する。

Ａｃ１：加熱中にオーステナイトが形成され始める温度。

Ａｃ３：加熱中にフェライトのオーステナイトへの変態が終了する温度。

Ａｒ１：冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態が完了する温度。

Ａｒ３：冷却中にオーステナイトがフェライトに変態し始める温度。

Ｂｓ：冷却中にオーステナイトのベイナイトへの変態が始まる温度。

Ｍｓ：冷却中に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。

Ｍｆ：冷却中にオーステナイトのマルテンサイトへの変態が終了する温度。

臨界相転移温度（critical phase transformation temperatures）は膨張計実験（dilatometer experiments）によって決定される。

本発明は、添付の図面を参照しながら以下の非限定的な実施例によって説明される。表１は、本発明による方法で使用される鋼組成を示す。表２、３及び４は、表１の異なる鋼種についての及び３つの実施形態のプロセスタイプについてのプロセスパラメータ及び機械的性質を示す。結果を以下に論じる。

鋼組成Ｂ、Ｃ、Ｄに関する例
表１に示す組成Ｂ又はＣを有する冷間圧延鋼板から、２００ｍｍ×１１０ｍｍ×１．５ｍｍの寸法の鋼ブランクを製造した。Ａｃ３及びＭｓ温度は、膨張試験を用いて決定された。ブランクを箱型炉内で最初に８８０℃（Ｔ１）で６分間加熱し、次いで熱間成形装置に搬送した。熱間成形は、ドイツのＳｃｈｕｌｅｒ ＳＭＧ社によって実験室規模で行われた（以下、ＳＭＧプレスという）。ＳＭＧプレス器具を４５０℃又は３００℃の温度（Ｔ３）に予熱した。ブランクをＳＭＧプレスに１０秒で搬送し、そして物品にＴ３温度までプレス急冷した。この物品を３５０℃又は４００℃の温度（Ｔ４）に予熱したマッフル炉（muffle furnace）に搬送し、オーステンパリング又はパーティショニング及び／又はテンパリング熱処理を施した（Ｑ−Ｐ−Ｔ処理）。降伏強さ（ＹＳ）、最大引張強度（ＵＴＳ：ultimate tensile strength）、均一伸び（ＵＬ：uniform elongation）、全伸び（ＴＬ：total elongation）及び曲げ角度（ＢＡ：bending angle）に関する実験結果を表２及び表３に示す。引張特性は、応力方向が圧延方向と平行であるサンプルで測定された。３点「型曲げ試験（guided bending test）」は、４０ｍｍ×３０２５ｍｍの寸法を有するサンプルに対して行われた。サンプルの長さ方向は鋼板の圧延方向と平行であった。曲げ軸がシートの圧延方向に対して垂直である平行曲げ試験を実施した。この方法では、鋼板を曲げるために前者と２つの支持シリンダーを使用した。シリンダーとパンチを引張試験機に取り付けた。ロードセルはパンチ力を測定するために使用され、クロスヘッドの変位はパンチ変位を与える。実験を異なる曲げ角度で停止させ、曲げ角度を決定するために試験片の曲げ表面を破損の識別について検査した。

鋼組成Ｅに関する例
本発明の方法は、表２に示すように、既知の２２ＭｎＢ５と同様であるが、これより２２ＭｎＢ５よりも高いＣ含有量を有する鋼組成物Ｅに適用された。Ａｃ１、Ａｃ３、及びＭｓ温度は、膨張試験を用いて決定された。組成Ｅ及び１．５ｍｍの厚さを有する冷間圧延鋼板を調製し、６００ｍｍ×１１０ｍｍの寸法のブランクを切断した。本発明による熱サイクルを適用して、連続アニーリングシミュレータ（ＣＡＳＩＭ）を用いてホットプレス成形プロセスをシミュレートした。ブランクをまず９００℃又は８１０℃の可変浸漬温度（variable soak temperature）（Ｔ１）に加熱し、２分間の浸漬時間（ｔ１）の間、その温度に保持した。加熱されたブランクの炉からプレス成形装置への搬送は、ブランクを３℃／秒の冷却速度で７５０℃（Ｔ２）にゆっくり冷却することによってシミュレートした。ブランクを４０℃／秒（Ｖ２）の冷却速度で温度Ｔ３まで冷却し、ｔ３の間、等温保持し、続いて、３．５℃／秒（Ｖ４）の冷却速度で室温まで冷却する。上記実験では、Ｔ３＝Ｔ４である。プロセスパラメータ、引張特性及び曲げ角度を表２に示す。

鋼組成Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ及びＪに関する例
表１による鋼組成物Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ及びＪを使用した。表１に示すように、それぞれ組成Ｆ、Ｇ及びＨ、Ｉ、Ｊを有する冷間圧延鋼板から６００ｍｍ×１０ｍｍ×１．５ｍｍ又は２３０ｍｍ×１１０ｍｍ×１．５ｍｍの寸法を有する鋼ブランクを製造した。鋼Ｆ及びＧのブランクを連続アニーリングシミュレータ（ＣＡＳＩＭ）で熱処理し、鋼Ｈ、Ｉ及びＪのブランクをホットディップ（hot dip）アニーリングシミュレータ（ＨＤＡＳ）で熱処理した。熱処理に使用される装置が何であれ、熱サイクルが正確にシミュレートされることが確実にされた。鋼Ｆ及びＧのブランクを最初にＣＡＳＩＭ中でそれぞれ９００℃及び８５０℃（Ｔ１）に加熱し、そして、２分間（ｔ１）、浸漬した。次いで、ブランクを１０秒間、８６０℃（Ｔ１＝９００℃の場合）及び７３０℃（Ｔ１＝８５０℃の場合）に冷却して、ブランクの再加熱炉からホットプレスへの搬送をシミュレートした（Ｔ２）。次いで、８６０℃又は７３０℃のいずれかで、ブランクを４０℃／秒の速度でこれらの鋼のＭｓ未満の等温保持温度に冷却し（Ｔ３＝Ｔ４であり、２つの等温工程を１工程に組み合わせる）、次いで、鋼Ｆのブランクを３１０及び２７０℃で０、２０、３０、６０及び１２０秒の期間にわたって等温的に保持し（ｔ３＝ｔ４）、次いで５℃／秒の速度で室温まで冷却した。一方、鋼Ｈ及びＩのブランクは、５℃／秒の速度で室温まで冷却する前に、０、２０、３０、６０及び１２０秒の間、３００℃及び２６０℃で等温的に保持した。鋼Ｈ及びＩのブランクをＨＤＡＳ装置内で９００℃（Ｔ１）に加熱し、２分間（ｔ１）、浸漬した。その後、ブランクを再加熱炉からホットプレスへの搬送をシミュレートするために１０秒間で８６０℃（Ｔ２）に冷却した後、ブランクを３００℃又は３４０℃まで５０℃／秒の速度で冷却した（Ｔ３＝Ｔ４であり、２つの等温工程は１つの工程にまとめられる）。表１から明らかなように、これら２つの温度は鋼Ｈ及びＩのＭｓより低い。次いで、鋼Ｈ及びＩのブランクを、５℃／秒の速度で室温に冷却した後、０、２０、４０及び６０秒の間にわたって３００℃又は３４０℃のいずれかに等温的に保持した。鋼Ｊのブランクについては、ＨＤＡＳ中で以下の熱処理手順に従った。ブランクをＨＤＡＳ装置中で９００℃（Ｔ１）に加熱し、５分間（ｔ１）、浸漬した。次に、ブランクを１０秒間で８６０℃（Ｔ２）に冷却して、ブランクを５０℃／秒の速度で３００、３２５、３５０、３７５及び４００℃に冷却する前に、ブランクの再加熱炉からホットプレスへの搬送をシミュレートした（Ｔ３＝Ｔ４であり、２つの等温工程は１つの工程にまとめられる）。表１から分かるように、これらの温度は鋼ＪのＭｓより高い。次いで、ブランクを、５℃／秒の速度で室温まで冷却した後、０、６００、１８００及び３６００秒の間にわたってこれらの温度に等温的に保持した（ｔ３＝ｔ４）。鋼Ｆ、Ｇ、Ｈ及びＩのブランクの場合、Ｔ３＝Ｔ４＜Ｍであるので、上述のプロセスは基本的に一段階急冷及び分配（Ｑ＆Ｐ）プロセスであることに留意されたい。鋼Ｊの場合、それはオーステンパリングプロセスであり（Ｔ３＝Ｔ４＞Ｍｓ）、ベイナイト変態が起こるために使用された。ｔ３（＝ｔ４も同様）が０秒のとき、この特定のブランクは基本的に、標準的な熱間成形の熱サイクルを経験した参照例サンプル、すなわちＱ＆Ｐ又はオーステンパリング工程を適用しない参照例サンプルを表す。鋼のプロセスパラメータ及び機械的性質を表４に示す。

鋼の引張特性及び曲げ性は、それらの熱処理プロセスパラメータとともに、表２〜４に示される。適用した熱サイクルによれば、鋼Ｃ、Ｄ、Ｅは、ベイナイト変態及びマルテンサイト変態、テンパリング及びパーティショニングを組み合わせた２段階の低温プロセスを経た（表２）。鋼Ｆ、Ｇ、Ｈ及びＩは、マルテンサイト変態及びパーティショニングを生じさせるＭｓ未満の一段階熱処理を受けた（表３）。鋼Ｊでは、一段階オーステンパリング処理工程中にベイナイト変態のみが起こった（表４）。表２〜４の参照サンプルでは、主にマルテンサイトミクロ組織が標準的な熱間成形プロセスに対して通常通りに形成された。本発明の改良方法による鋼のミクロ組織の発達を以下に記載する。

鋼Ｃでは、条件Ｃ１〜Ｃ５の場合、Ｔ３での最初の等温保持中にベイナイト変態が起こり、Ｔ４での２回目の保持中に再びベイナイト変態が起こり、炭素中の残留オーステナイトを富化し、最終ミクロ組織中の有効ベイナイト含量を増加させた。条件Ｃ６〜Ｃ９では、最初の保持（Ｔ３）中にＴ３として形成された少量のマルテンサイトが鋼ＣのＭｓ未満であった。次いで、Ｔ４での２回目の保持中に、ベイナイト変態が加速的に起こった。少量のマルテンサイトの存在は、ベイナイト変態速度論を加速することが知られている。室温への最終冷却中に、全ての条件において、いくらかの量の新鮮なマルテンサイトとともに、大量の残留オーステナイトが得られた。鋼Ｄについては、条件Ｄ６〜Ｄ９において、Ｃ６〜Ｃ９と同様の相変態が起こったが、Ｔ３でより多くの量のマルテンサイトが形成された。さらに、条件Ｃ６〜Ｃ９及びＤ６〜Ｄ９において、最初に形成されたマルテンサイトのテンパリング及びこのマルテンサイトからオーステナイトへの炭素分配が行われる。鋼Ｄについては、最初の等温保持中の条件Ｄ１〜Ｄ５において、ベイナイト変態がＴ３で起こり、次いでＴ４である量のマルテンサイトが形成された。Ｔ４では、このマルテンサイトのテンパリング及びマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が起こった。室温への最終冷却の間に、いくらかの新しいマルテンサイトが形成され、そして、いくらかのオーステナイトが未変態のままであった。鋼Ｅについては、条件Ｅ２において、オーステナイト化温度Ｔ１は変態区間範囲内にあり、そして等温保持（Ｔ３＝Ｔ４）の間にオーステナイト中の炭素富化とともに１段階オーステンパリングが行われた。最終ミクロ組織は、フェライト（１５体積％）、ベイナイト／焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトを含む。フェライトの存在は伸びを増加させるが強度を犠牲にする。等温保持温度（Ｔ３＝Ｔ４）に急冷した後、鋼Ｆ、Ｇ、Ｈ及びＩにおいてある量のオーステナイトがマルテンサイトに変態した。なぜなら、この温度はそれぞれの鋼のＭｓより低いからである。この初期マルテンサイトの量は、クエンチング温度とともに変化し、特定の鋼におけるより低い温度はより多量の初期マルテンサイトを形成するであろう。この初期マルテンサイト分率の推定には、よく知られているＫｏｉｓｔｉｎｅｎ−Ｍａｒｂｕｒｇｅｒの公式を使用できる。それから等温保持の間にマルテンサイトは焼戻し、そして同時に炭素はマルテンサイトからオーステナイトに分配する。炭素分配は鋼中のより高いＳｉ含有量に対してより多くなりそしてその逆もまた同様である。その後、室温への最終冷却中に、オーステナイト中の炭素富化に応じていくらかの新しいマルテンサイトが形成され、いくらかの量のオーステナイトが残留オーステナイトとして残る。鋼Ｊについては、等温保持温度（３００〜４００℃）は鋼のＭｓより高かった。したがって、このオーステンパリング処理中にベイナイト変態が起こり、主に炭化物を含まないベイナイトが形成され、オーステナイトの炭素濃縮が引き起こされた。等温保持後、ブランクを室温に冷却すると、いくらかのマルテンサイトが形成され、ある程度の量のオーステナイトが、オーステンパ処理中の炭素富化のために変態されないままであった。

表２〜４から、記載された異なる多相ミクロ組織によって、革新的な方法における鋼の全伸び及び曲げ角度の両方が参照条件と比較して改善され、そして最も重要なことにこれらは、参照条件で標準的な熱間成形熱サイクルを受けた標準２２ＭｎＢ５鋼である鋼Ｉ（表３）に関する参照値より高い。これは、使用中のホットスタンプ鋼のエネルギー吸収能力を高めるのに有益である。

Claims (15)

1. 鋼ブランクを物品に熱間成形する方法であって、以下の工程：
   （ａ）鋼ブランクを温度Ｔ１に加熱し、時間ｔ１の間、加熱された前記鋼ブランクを温度Ｔ１に保持する工程であって、温度Ｔ１がＡｃ１〜Ａｃ３＋２００℃の範囲内にあり、時間ｔ１が１２分以下である工程、
   （ｂ）加熱された前記鋼ブランクを搬送時間ｔ２で熱間成形ツールに搬送する工程であって、搬送時間ｔ２の間に、加熱された前記鋼ブランクの温度が温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、温度Ｔ２がＡｒ１より高く、搬送時間ｔ２が１２秒以下である工程、
   （ｃ）前記熱間成形ツール内において前記鋼ブランクを物品に成形し、前記熱間成形ツール内において２５℃／秒以上の冷却速度Ｖ２で温度Ｔ２から温度Ｔ３まで急冷する工程、
   （ｄ）時間ｔ４の間、温度Ｔ４で前記物品を等温に保持する工程、
   （ｅ）温度Ｔ３及び／又は温度Ｔ４がＭｓ〜Ｍｆであり、時間ｔ４が１０秒を超え、かつ、１０分未満であり、
   （ｆ）冷却速度Ｖ４で温度Ｔ４から室温まで前記物品を冷却する工程
   を含む、方法。
2. 温度Ｔ３がＭｓ〜Ｍｆであり、温度Ｔ４がＢｓ〜Ｍｓである、請求項１に記載の方法。
3. 温度Ｔ３がＢｓ〜Ｍｓであり、温度Ｔ４がＭｓ〜Ｍｆである、請求項１に記載の方法。
4. 温度Ｔ３及び温度Ｔ４の両方がＭｓ〜Ｍｆであり、好ましくは温度Ｔ３及び温度Ｔ４が同一である、請求項１に記載の方法。
5. 前記物品が、１〜１８０秒の保持時間ｔ３の間、温度Ｔ３に保持される、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記物品が、１５℃／秒以上、好ましくは２０℃／秒以上、さらに好ましくは３０℃／秒以上の速度Ｖ３で温度Ｔ３から温度Ｔ４まで加熱される、請求項２に記載の方法。
7. 前記物品が、１５℃／秒以下、好ましくは１０℃／秒以下、さらに好ましくは８℃／秒以下の速度ｔ３で温度Ｔ３から温度Ｔ４まで冷却される、請求項３に記載の方法。
8. 前記物品が、０．１〜２０℃／秒の範囲内、好ましくは１〜１５℃／秒の範囲内、さらに好ましくは２〜１０℃／秒の範囲内の冷却速度Ｖ４で温度Ｔ４から室温まで冷却される、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
9. 温度Ｔ１が、Ａｃ１〜Ａｃ３＋１５０の範囲内、好ましくはＡｃ１〜Ａｃ３＋１００の範囲内、さらに好ましくはＡｃ３−５０〜Ａｃ３＋５０の範囲内であり、時間ｔ１が、好ましくは１０分以下、さらに好ましくは２〜８分の範囲内であり、前記鋼ブランクが、１０〜２５℃／秒の範囲内の加熱速度Ｖ１で加熱される、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
10. 前記鋼ブランクが、重量％で、
    Ｃ：０．１０〜０．５０、好ましくは０．１５〜０．４０、さらに好ましくは０．１５〜０．３５、
    Ｍｎ：０．５０〜４．００、好ましくは１．００〜３．００、さらに好ましくは１．００〜２．５０、
    Ｓｉ：２．０以下、好ましくは０．１〜２．０、さらに好ましくは０．１〜１，６、
    Ａｌ：２．０以下、好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．５以下、
    Ｃｒ：１．５以下、好ましくは１．２以下、さらに好ましくは０．００１〜１．１、
    Ｔｉ：０．１０以下、好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．０４以下、
    Ｂ：０．００８以下、好ましくは０．００５以下、
    Ｎｂ：０．１０以下、好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．００１〜０．０５
    を含み、
    場合により、
    Ｖ：０．２以下、好ましくは０．１以下、
    Ｃａ：０．００３以下、好ましくは０．０００３〜０．００３、
    Ｎ：０．００５以下、好ましくは０．００３以下、
    Ｐ：０．０１５以下、
    Ｓ：０．０３以下、好ましくは０．０１以下、 Ｍｏ：０．５以下、好ましくは０．０５以下、
    Ｃｕ：１．０以下、
    Ｎｉ：１．０以下
    から選択される１種又は２種以上の元素を含み、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物である、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
11. 前記鋼ブランクが、熱間成形プロセスにおける酸化及び／又は脱炭を低減するように設計された亜鉛系コーティング又はアルミニウム系コーティング又は有機系コーティング又は他の任意のコーティングを備える、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記亜鉛系コーティングが、０．５〜３．８重量％のＡｌと、０．５〜３．０重量％のＭｇと、場合により０．２重量％以下の１種又は２種以上の追加の元素と、不可避的不純物とを含み、残部が亜鉛であるコーティングである、請求項１１に記載の方法。
13. 請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法によって得られる熱間成形された物品であって、６００ＭＰａ以上、好ましくは７００ＭＰａ以上のＹＳ、及び／又は、１０００ＭＰａ以上、好ましくは１１００ＭＰａ以上のＵＴＳを有する、物品。
14. 請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法によって得られる熱間成形された物品又は請求項１３に記載の物品であって、６％以上の総伸び（ＴＥ）、及び／又は、４５°以上、好ましくは５０°以上の曲げ角度（ＢＡ）を有する、物品。
15. 前記熱間成形された物品のミクロ組織が、体積分率（体積％）で（合計１００）、
    ・８０体積％以上のベイナイト及び焼戻しマルテンサイト、ここで、前記焼戻しマルテンサイトは５０体積％未満、好ましくは４０体積％以下、さらに好ましくは３０体積％以下である、
    ・２０体積％以下のフェライト及び／又はマルテンサイト、及び／又は残留オーステナイト
    からなる複合相ミクロ組織である、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の熱間成形された物品又は請求項１３若しくは１４に記載の物品。

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