JP2020509231A - 熱間成形により部品を製造するための鋼及びその部品の使用 - Google Patents

Abstract

本発明は、オーステナイト化後の熱間成形により部品を製造するための鋼に関する。鋼は、重量％で０．２％以下の炭素（Ｃ）と、３．５％以下のシリコン（Ｓｉ）と、１.５〜１６.０％のマンガン（Ｍｎ）と、８.０〜１４.０％のクロム（Ｃｒ）と、６.０％以下のニッケル（Ｎｉ）と、１.０％以下の窒素（Ｎ）と、式Ｎｂ＝４×（Ｃ＋Ｎ）による１.２％以下のニオブ（Ｎｂ）と、Ｔｉ＝４×（Ｃ＋Ｎ）＋０.１５である１.２％以下のチタン（Ｔｉ）と、更に任意で、２.０％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、０.１５％以下のバナジウム（Ｖ）と、２.０％以下の銅（Ｃｕ）と、０.２％未満のアルミニウム（Ａｌ）と、０.０５％以下のホウ素（Ｂ）と、残りは鉄及びステンレス鋼に含まれる避けられる不純物とからなる。本発明はまた、輸送用車両部品及び圧力容器又は管におけるその鋼に関する。

Description

本発明は、鋼、好ましくは熱間成形により部品を製造するためのステンレス鋼に関する。本発明はまた、その部品の使用に関する。

ホットスタンプとよく呼ばれる熱間成形プロセスにより、材料を熱間成形可能であると共に、自動車産業のＣＯ_２排出目標を達成し、積極的な軽量化を実施し、同時に乗客の安全性を高めることができる。熱間成形は、フェライト又はマルテンサイトの微細構造を備えた適した鋼板を、定められた焼入れ時間でオーステナイト化温度まで加熱して保持するプロセスとして定義される。その後、定められた冷却速度での急冷プロセスが続く。更に、このプロセスは、炉からの材料の除去と、熱間成形装置への材料の移動が含まれる。その装置では、材料が目的の部品に形成される。材料の組成に応じて、装置を積極的に冷却しなければならない。冷却速度は、材料のマルテンサイト硬化組織を生じる値にされる。このようなプロセスで製造された部品は、高い引張強度を有するが、ほとんどの場合に延性とエネルギー吸収能力が低い。この種の部品は、乗用車のピラー、チャンネル、シートクロスメンバー、又はロッカーパネルの安全及び衝突関連部品に使用される。

マンガンとホウ素で合金化された２２ＭｎＢ５などの熱処理可能な鋼が、自動車産業において熱間成形に使用される。この合金は、材料の厚さが１.５ミリメートル、オーステナイト化温度９２５℃、保持時間６分、規定の冷却速度２７Ｋ／ｓ、更に７〜１０秒までの炉から熱間成形装置への移動時間の場合に、ホットスタンプ後に、１０５０ＭＰａの降伏強度、伸びＡ_８０＝５〜６％での１５００ＭＰａの引張強度などの機械的特性となる。

熱間成形のための初期の微細構造はフェライト又はフェライトマルテンサイトであり、その微細構造は熱間成形によりマルテンサイト硬化組織に変わる。他の種の微細構造変換は、他の機械的特性が必要な場合に、一部の部品に対して部分的に又は局所的にのみ適応される。そのため、加熱速度又は冷却速度が変えられる。微細構造を変える他の変化は、調整された焼き戻しとして文献において知られている。

従来技術で熱間成形により製造された部品は、高い硬度及び高い引張強度のそれぞれを示すが、伸びが少ない。したがって、低い延性、脆性破壊挙動、並びに低い切欠き衝撃強度及び特に急激な、動的、周期的及び衝撃負荷下での低いエネルギー吸収能力と結び付いた脆性部品破損の欠点がある。高エネルギー吸収に加えて、安全関連の衝突部品については低い入り込み（intrusion）レベルが同時に必要である。更に、これらの材料は、熱間成形後に不十分な曲げ性をもたらすため、冷間成形操作によって部品を後処理する選択肢がなくなる。加えて、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ）でのホットトリム、例えば、計算ルールに応じて３９０℃〜４１５℃の間の２２ＭｎＢ５鋼については、先行技術の熱処理可能な鋼では制限的にのみ可能である。そのような材料の熱間成形でのプロセス安定性の更なる欠点として、鋼が空気で硬化しないという特性を挙げることができる。つまり、完全に変換された硬化組織に達するために、臨界冷却速度を強制的に保持する必要がある。これは、冷却水通路によって熱間成形装置から導入される必要があり、装置が明らかに高価になる。更に、装置のコーティングがそれぞれ構成されなくてはならない。そうでなければ、クロック周波数で加熱された装置の場合、局所的のみであるとしても、フェライト、ベイナイト、又はパーライトの微細構造の柔らかい部分が発生し、もたらされる部品の特性を悪くする、つまり衝突関連部品の必要な強度又は硬度を有しない。冷却プロセス中に熱間成形装置から部品を取り外すことが可能となる前に、マルテンサイト仕上げ温度Ｍｆを下げなくてはならない。それは完全なマルテンサイト変態を確実なものにするために必要である。しかし、この制限は大幅なサイクル時間の低下をもたらし、したがって冷間成形製造と比較して大きな経済的な欠点である。

更なる欠点は、熱間成形中のスケールや部品の寿命中の腐食から材料を保護するために、追加の表面コーティングが必要なことである。熱処理可能な鋼は、その合金系により腐食、特に乗用車での湿食の要件に適合しない。スケールの層は、更なる部品の処理及び寿命の間を持ちこたえることができない。ブランク加工された表面の欠点を回避するために、特許文献１は、亜鉛とマグネシウムに基づく陰極腐食システムについて記載している。一方で、特許文献２は、亜鉛とニッケルを用いた積極的な防食システムを実施している。更に、亜鉛及びアルミニウムによる表面コーティングが特許文献３により知られており、特許文献４は、アルミニウム及びシリコンに基づく耐スケール性の表面コーティングを定めている。特許文献５には、ＳｉＯ_２に基づく粒子での有機マトリックスが記載されている。これらのコーティングのすべてのタイプで、層の厚さは８〜３５マイクロメートルに調整される。更に、これらのコーティングはすべて、熱間成形プロセスでの制限された温度安定性を有し、一面では熱間成形のプロセス手段が制限され、別の面ではオーステナイト化プロセス中でのコーティングの望ましくない溶出の危険性がある。最後の側面では、セラミックローラーが表面コーティングの液相で汚染されることにより、ローラー炉でのロール破損による損傷が発生する。一部のコーティングでは、最初のステップでの拡散プロセスのために耐熱中間層を構築し、その後に考慮する熱間成形プロセスを続けるために、規定された穏やかな昇温曲線が必要である。そのため、これまでは誘導性又は導電性の方法を使用した、コスト効率が高く、放出効率の高い急速加熱技術を使用することはできていない。

先行技術で熱間成形のために使用される熱処理可能な鋼及びこれらの鋼の表面コーティングは、溶接性での更に重大な欠点を示している。熱処理可能な鋼の熱接合プロセスでは、熱影響部（ＨＡＺ）での一般的な軟化が検出され得る。一般的に、炭素やホウ素などの熱処理可能な鋼の合金元素は、溶接性を妨げる。更に、高強度特性により水素脆化の危険性の増大をもたらし、より高い応力も存在する。応力は、マルテンサイト硬化組織及び水素吸収と連携する。水素の吸収は、熱間成形中の露点以下での運転又は硬化部品の加工の際の溶接を原因として、炉プロセスに起因し得る。溶接での溶融相により、アルミニウムやシリコンなどの表面コーティングの元素が溶接線に入り得る。それは、脆く、強度が低下した金属間の化合物ＡＩＦｅ又はＡＩＦｅＳｉ相をもたらす。反対に、表面コーティングが亜鉛系の場合、溶接中に低融点亜鉛相が生じ、液体金属脆化により亀裂に影響を及ぼす。

更なる開発は、硬化と成形プロセスの分離を標的としている。最初のステップでは、いわゆる前処理が、部分的なマルテンサイト変態微細構造でのホットスタンプの代わりに、ストリップ又はシートをオーステナイト化及び焼入れする。その後のステップで、ストリップ又はシートは、Ａ_Ｃ１変態温度以下の温度で部品に形成されることができる。特許文献６及び特許文献７は、部品の製造でのＣＯ_２排出を削減するために、このような代替の加工方法を記載している。

特許文献８は、熱間成形用の材料群としてステンレス鋼について言及している。１.４００３などのフェライト系ステンレス鋼、１.４００６などのフェライト系マルテンサイトステンレス鋼、１.４０２８又は１.４０３４などのマルテンサイトステンレス鋼が挙げられている。特別な形態として、最大６重量％のニッケル合金化マルテンサイトステンレス鋼が言及されている。合金元素のニッケルは、防食性を高め、そしてオーステナイト相形成要素として機能する。この特許文献８には、これらのステンレス鋼について、空気硬化特性を有する全般的な利点が記載されている。熱間成形後の到達可能な硬度は、炭素含有量のレベルに関係する。成形度との関係でオーステナイト化温度の程度が区別され、析出炭化物の悪影響を防ぐために、Ａ_ｃ３を超えるオーステナイト化温度での高い度合の成形が推奨される。これらの熱間成形可能なステンレス鋼の欠点は、まず第１に高いオーステナイト化温度であり、例えば１.４３０４について１１５０℃である。そのような温度は、自動車の熱間成形部品に使用される炉の可能性をほとんどが超えている。高い延性レベルに達するにはその後の焼鈍プロセスが必要であり、経済効率が低下する。更に、炭素含有量が０.４重量％を超えるマルテンサイトステンレス鋼は、一般に溶接不可として分類される。高炭素含有量は、構造変態へ至る溶接の典型的な冷却速度の間に、高い傾向で硬化亀裂及び熱影響部の脆化をもたらす。クロムに関連する高炭素含有量は、溶接後の熱増感部において粒間腐食に対する大幅な抵抗低下に影響する。更に、この材料グループについての４００〜８００℃である合金依存の溶体化処理温度未満では、Ｃｒ_２３Ｃ_６などのクロム濃縮炭化物の偏析により、局所的な枯渇領域が検出される。粒界での核形成は、粒子領域に関して促進される。化学的負荷と機械的負荷の組み合わせについては、粒間亀裂経路での応力腐食割れが生じる可能性がある。

国際公開第２００５／０２１８２２号 国際公開第２０１１／０２３４１８号 欧州特許公開第１１４３０２９号明細書 欧州特許公開第１０１３７８５号明細書 国際公開第２００６／０４００３０号 米国特許出願公開第２０１５／０４７７５３号明細書 ドイツ特許出願公開第１０２０１６２０１２３７号明細書 国際公開第２０１０／１４９５６１号

本発明の目的は、先行技術のいくつかの欠点を排除し、改善された鋼、好ましくは、熱間成形プロセスによる高強度、高伸長及び高延性を有する部品の製造に使用されるステンレス鋼を得ることである。本発明の本質的な特徴は、添付の特許請求の範囲に記載される。

本発明によれば、熱間成形プロセスで使用される鋼は、良好な延性、エネルギー吸収、及び曲げ性を可能にするために熱間成形後に規定のオーステナイト含有量が求められる、規定された多相微細構造を有するホットスタンプ鋼である。その鋼は、細かい炭化物及び窒化物が均一に配分された微粒子の微細構造を有する。熱間成形プロセスでは、従来技術と比較して低いオーステナイト化温度及び高い耐スケール性が利用される。酸化クロム（ＣｒＯ）不動態層による自然な再不動態化により、サンドブラストやショットブラストのような熱間成形後の追加の表面コーティングも追加の表面処理も必要とされない。合金元素は、生産された熱間成形部品に関して高い溶接性を果たすように、互いにバランスが取られている。更に、マルテンサイトの開始温度Ｍｓが大幅に低下し、ホットトリムプロセスのためのより長い時間と成形装置の短縮された焼入れ時間とで、プロセスの信頼性向上を可能にする。本発明の鋼は空気硬化材料である。マルテンサイトの開始温度の低下と空気硬化材料である特性の組み合わせにより、より広いプロセス手段並びに熱間成形部品の製造について機械的値及び微細構造の高い安定性をもたらす。また、オーステナイト化温度も低下し、熱間成形プロセス中の二酸化炭素（ＣＯ_２）排出量とエネルギーコストが節約される。更に、本発明の鋼で製造された部品の寿命の間、満足のいく防食効果が得られる。高い安全性を備えた部品を実現するために、規定された残留オーステナイト含有量は、熱間成形前の初めの材料微細構造とは無関係に、材料製造と熱間成形プロセスの組み合わせによって調整される。残留オーステナイト含有量は、高延性を可能にし、したがって変形負荷下での高いエネルギー吸収能力を可能にする。

本発明による鋼は、重量％で０．２％以下、好ましくは０．０８〜０．１８％の炭素（Ｃ）と、３．５％以下、好ましくは２．０％以下のシリコン（Ｓｉ）と、１.５〜１６.０％、好ましくは２.０〜７.０％のマンガン（Ｍｎ）と、８.０〜１４.０％、好ましくは９.５〜１２.５％のクロム（Ｃｒ）と、６.０％以下、好ましくは０.８％以下のニッケル（Ｎｉ）と、１.０％以下、好ましくは０.０５〜０.６％以下の窒素（Ｎ）と、Ｎｂ＝４×（Ｃ＋Ｎ）となるような１.２％以下、好ましくは０.０８〜０.２５％のニオブ（Ｎｂ）と、Ｔｉ＝４×（Ｃ＋Ｎ）＋０.１５又は好ましくはＴｉ＝４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎとなるような１.２％以下、好ましくは０.３〜０.４％のチタン（Ｔｉ）と、更に任意で、２.０％以下、好ましくは０.５〜０.７％のモリブデン（Ｍｏ）と、０.１５％以下のバナジウム（Ｖ）と、２.０％以下の銅（Ｃｕ）と、０.２％未満のアルミニウム（Ａｌ）と、０.０５％以下のホウ素（Ｂ）と、残りは鉄及びステンレス鋼に含まれる避けられる不純物とからなる。

本発明の鋼における合金化元素の効果を、以下に記載する。

クロムは、鋼材の表面に酸化クロム不動態化層を作り、それにより基本的な耐食性を実現する。スケール能力は大幅に低下する。したがって、本発明の鋼は、熱間成形プロセス若しくは部品寿命のための別の表面コーティングなどのいずれの更なる腐食又はスケール保護も必要としない。更に、クロムは炭素の溶解度を制限し、残留オーステナイト相の生成にプラスの効果をもたらす。クロムはまた機械的特性値を改善し、クロムは、本発明の鋼が１０ミリメートル未満の厚さで空気硬化物として生じる効果をもたらす。クロムはフェライト相形成要素であるため、クロム含有量の上限は追加費用と微細構造の釣り合いによる。クロム含有量が増加すると、本発明の鋼のオーステナイト相範囲が減少するため、オーステナイト化温度が不適切に上昇する。したがって、クロム含有量は８.０〜１４.０％、好ましくは９.５〜１２.５％である。

炭素はオーステナイト相形成要素であるため、クロムによって減少したオーステナイト相領域は、少なくとも部分的に炭素によって回避されることができる。同時に、炭素含有量は、熱間成形プロセス後に得られる微細構造の硬さに必要である。炭素は、他のオーステナイト相形成元素と共に、生成される微細構造がオーステナイト相で飽和するようにして、オーステナイト化温度以上の熱間成形中にオーステナイト（γ）相領域を安定化及び拡張することを担う。熱間成形温度から室温まで下げる冷却プロセスの後、高強度マルテンサイトマトリックスに延性オーステナイト領域が存在する。残留オーステナイトを再びマルテンサイトに変換することが望ましい場合は、剥離などの低温処理又は冷間成形操作を実施することができる。炭素含有量の上限は、高い溶接性を可能にし、熱影響部での溶接後の粒間腐食の危険に抗する。炭素含有量が高すぎると溶接後のマルテンサイト相の硬度が高くなり、したがって炭素含有量により応力誘起冷間割れの割れ感受性が高まる。更に、望ましい炭素含有量により、溶接前の予熱プロセスを回避することができる。したがって、炭素含有量は０.２％以下、好ましくは０.０８〜０.１８％である。

窒素は炭素と同様に強力なオーステナイト相形成要素であるため、窒素の添加により炭素含有量が上限になり得る。その結果、硬度と溶接性の組み合わせを実現できる。窒素は、クロム及びモリブデンと共に、隙間腐食及び孔食に対する耐食性を向上させる。クロムの含有量が増えると炭素の溶解度が制限されるという事実により、クロムの含有量が高くなると窒素は逆により多く分解されることができる。クロムに関連した合計（Ｃ＋Ｎ）の組み合わせにより、硬度の増加と腐食保護のバランスの良い比率を達成することができる。窒素の上限は、適切な残留オーステナイト相の量の制限をもたらし、工業規模の溶解で窒素を溶解する可能性の制限をもたらす。更に、窒素含有量が高すぎると、あらゆる種類の偏析ができずに窒素を溶解することができない。１つの例は、溶接で特に重要な望ましくないシグマ相である。また、炭化物Ｃｒ_２３Ｃ_６は粒間腐食の原因となる。

本発明の鋼へのニオブの添加は微粒化をもたらし、更にニオブは微細炭化物の偏析をもたらす。したがって、部品の寿命の間、本発明の熱間成形鋼は、溶接後の熱影響部でも高い脆性破壊非感受性及び耐衝撃性を示す。ニオブは、チタンと同様に炭素含有量を安定化させるので、ニオブはＣｒ_２３Ｃ_６炭化物の増加及び粒間腐食の危険を防ぐ。したがって、例えば熱間成形された部品の溶接後における、温度影響の感受性化は重要でなくなる。チタンやバナジウムとは対照的に、ニオブは微粒子硬化に大きな効果をもたらし、そのため降伏強度を増大する。更にニオブは、他の合金元素と比較して最も効果的な方法で転移温度を低下させる。また、ニオブは応力腐食に対する耐性を向上させる。ニオブに加えて、バナジウムは０.１５％未満の含有量で合金化される。バナジウムは微粒化の効果を高め、本発明の鋼を過熱に対してより非感受性にする。更に、ニオブ及びバナジウムは、熱間成形プロセス中の再結晶化を遅らせ、オーステナイト化温度からの冷却後に微粒子の微細構造をもたらす。

シリコンは、熱間成形中の耐スケール性を高め、酸化傾向を抑制する。そのため、シリコンはニオブと共に合金化される元素である。シリコンの含有量は、溶接中の高温割れに不要に曝されることを避け、一方で望ましくない低融点相も回避するために、３.５％以下、好ましくは２.０％以下に制限される。

特に鋼が特定の腐食する部品に使用される場合、モリブデンが本発明の鋼に任意で添加される。モリブデンは、クロム及び窒素と共に、孔食に対して更なる高い耐性を有する。更に、モリブデンは高温での強度特性を向上させ、そのためこの鋼は高温用途の、例えば熱保護シールド用の熱間成形鋼に使用することができる。

炭素や窒素などのオーステナイト相形成要素の使用が制限されている場合、熱間成形後の残留オーステナイトの生成を確保するために、ニッケルが強力なオーステナイト相形成要素として添加される。２.０％以下の量の銅でも同じ効果が得られる。

リン、硫黄、水素などの不要な付随元素の量は、可能な限り少ない量に制限される。更に、アルミニウムは０.０２％未満に制限され、ホウ素は０.０５％未満に制限される。

本発明の鋼は、有利には連続鋳造又はストリップ鋳造によって製造される。当然ながら、いずれの他の関連する鋳造方法も利用できる。鋳造後、鋼は熱間圧延ストリップ又は冷間圧延プレート、シート若しくはストリップ、又は８．０ｍｍ以下、好ましくは０.２５〜４.０ｍｍの厚さのコイルにも変形される。オーステナイト相変態の速度を上げるために熱機械圧延を材料の製造プロセスに含めることができ、望ましい機械技術特性のために微粒子の微細構造を生成することをもたらす。本発明の材料は、所望の部品を製造するために、その後の熱間成形操作の前の引渡状態として、異なる微細構造による合金を有することができる。熱間成形後、製造された部品は、部分的に延性残留オーステナイト相を備えたマルテンサイト微細構造を有する。

本発明の熱間成形鋼で製造された部品は、輸送用車両部品、特に規定された入り込み（intrusion）レベルを備えた高強度が、高延性、高エネルギー吸収、高靱性、及び疲労条件下での良好な性質と合わせて必要とされる衝突関連構造部品及びシャシー部品で使用することができる。耐スケール性及び耐食性は、湿った腐食場所での使用を可能にする。バス、トラック、鉄道、又は農業用車両の部品もまた、乗用車用と考えることができる。合金元素と熱間成形プロセスの組み合わせにより、本発明の鋼は高い耐摩耗性を有し、それにより農業用車両の分野での耕作機械の道具、ブレード、細断ブレード及びカッターに適したものとなる。更に、圧力容器、貯蔵容器、タンク又は管も適当な用途である。例えば、高強度の衝突安全ロールバーの製造が可能である。ハイドロフォーミング法とそれに続く熱間成形の組み合わせは、ピラーやカウルなどの複雑な構造の部品を作成するのに適している。上述した高い耐摩耗性により、本発明の鋼は、鉄道車両のスキン、公園のベンチなどの落書き防止用途にも適している。更に、熱間成形可能な合金は、微粒子の微細構造のためカトラリーへの使用に適しており、それにより低温処理などの追加のプロセスを回避できる。

研磨又はショットピーニングなどの熱間成形後の追加のプロセスにより、本発明の鋼は耐摩耗性の家庭用途に使用することができる。

本発明の鋼からの熱間成形による部品の製造において、オーステナイト化温度は、用途及び必要な用途特性に依存する。高い耐摩耗性の用途については、合金に依存する６５０℃〜８１０℃のＡ_ｃ３温度のすぐ上のオーステナイト化温度が、耐摩耗性の未溶解炭化物の生成に適している。乗用車の構造部品のような高延性、エネルギー吸収能力、又は曲げ性を必要とする用途には、完全に溶解されて微細構造で均質に分布した炭化物を伴うオーステナイト化温度が好ましい。その場合、８９０℃〜９８０℃のオーステナイト化温度が適当である。貯蔵容器や圧力容器などの高圧条件下での用途については、いかなる炭化物も形成せずに最も微細な微細構造を生成するために、最大１２００℃のオーステナイト化温度が必要になり得る。より好ましくは、オーステナイト化温度は、自動車産業向けの用途では９４０℃〜９８０℃の間である。輸送用途では、降伏強度Ｒ_ｐ０.２が１１００〜１３５０ＭＰａの範囲であり、引張強度Ｒ_ｍが１６００〜１７５０ＭＰａの範囲であり、伸びＡ_４０×８が１０〜１２.５％の範囲であるようにして、典型的な熱間成形パラメータの機械的値を生じる。伸びＡ_４０×８は、長さ４０ミリメートル、幅８ミリメートルの引張棒を使用して引張試験が行われることを意味する。

本発明の鋼は、合金Ａ〜Ｈで試験された。これらの合金の初期状態の化学組成及び微細構造は、以下の表１に記載されている。

本発明の鋼の熱間成形合金についての機械的試験の結果を以下の表２に示す。オーステナイト化温度として、自動車用途の典型的なオーステナイト化温度を使用した。

表２の結果は、オーステナイト化温度範囲９４０〜９８０℃の合金Ａ〜Ｈについて、降伏強度Ｒ_ｐ０.２は１１９０〜１３４０ＭＰａの範囲であり、引張強度Ｒ_ｍは１５００〜１７１０ＭＰａの範囲であることを示している。伸びＡ_４０×８は、９.８〜１２.３％である。

合金Ｆの伸びＡ_８０もテストした。以下の表３では、合金ＦのＡ_８０とＡ_４０×８の伸び値が、互いに比較されている。また、表３には、降伏強度及び引張強度のそれぞれの値が示されている。

以下の表４には、合金Ａ〜Ｈについての最小及び最大オーステナイト化温度が示されている。また、合金Ａ〜Ｈのそれぞれについての好ましいオーステナイト化温度範囲が示されている。

室温からオーステナイト化温度に達するのに必要な時間は９５秒〜１０５秒であり、結果として生じる加熱速度は３.５Ｋ／ｓ〜４.５Ｋ／ｓであった。更に、誘導などの高速加熱技術は、３５秒〜５０秒までの加熱時間と結果として生じる１５Ｋ／ｓ〜２５Ｋ／ｓの加熱速度で同じ値に達する。

合金化の概念、オーステナイト化温度、オーステナイト化温度での保持時間、冷却手順、任意の焼鈍時間及び焼鈍温度に応じて、オーステナイト化温度から冷却した後に生じる微細構造は、マルテンサイトマトリックスにおける０.５％〜４４％の延性のオーステナイト相を確認することができる。追加の焼鈍工程なしで、最大で９.５％のオーステナイト相含有量が確認された。追加の短時間の焼鈍工程（１２０秒未満）により、オーステナイト相含有量は最大で２８％まで増加する。微細構造におけるオーステナイト相含有量の理論的な最大値は、長時間の焼鈍工程（３０分）で達成することができ、４４％である。

本発明の合金Ａ〜Ｈのマルテンサイト開始温度（Ｍｓ）は、次の式（％Ｘは、重量％でのＸ元素の含有量を意味する）で計算される。
Ｍｓ＝５５０−３５０％Ｃ−４０％Ｍｎ−２０％Ｃｒ−１７％Ｎｉ−１０％Ｃｕ−１０％Ｍｏ−３５％Ｖ−８％Ｗ＋３０％Ａｌ＋１５％ＣＯ

結果は、以下の表５に記載される。

表５は、マルテンサイトの開始温度（Ｍｓ）が、例えば、マルテンサイトの開始温度が３９０℃〜４１５℃である鋼２２ＭｎＢ５よりも本質的に低いことを示している。

Claims (15)

1. オーステナイト化後に熱間成形により部品を製造するための鋼であって、該鋼は、重量％で０．２％以下の炭素（Ｃ）と、３．５％以下のシリコン（Ｓｉ）と、１.５〜１６.０％のマンガン（Ｍｎ）と、８.０〜１４.０％のクロム（Ｃｒ）と、６.０％以下のニッケル（Ｎｉ）と、１.０％以下の窒素（Ｎ）と、式Ｎｂ＝４×（Ｃ＋Ｎ）による１.２％以下のニオブ（Ｎｂ）と、Ｔｉ＝４×（Ｃ＋Ｎ）＋０.１５である１.２％以下のチタン（Ｔｉ）と、更に任意で、２.０％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、０.１５％以下のバナジウム（Ｖ）と、２.０％以下の銅（Ｃｕ）と、０.２％未満のアルミニウム（Ａｌ）と、０.０５％以下のホウ素（Ｂ）と、残りは鉄及びステンレス鋼に含まれる避けられる不純物とからなることを特徴とする鋼。
2. 前記鋼が、０．０８〜０．１８％の炭素（Ｃ）を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
3. 前記鋼が、２．０％以下のシリコン（Ｓｉ）を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼。
4. 前記鋼が、２．０〜７．０％のマンガン（Ｍｎ）を含むことを特徴とする、請求項１、２又は３に記載の鋼。
5. 前記鋼が、９．５〜１２．５％のクロム（Ｃｒ）を含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼。
6. 前記鋼が、０．８％以下のニッケル（Ｎｉ）を含むことを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載の鋼。
7. 前記鋼が、０．０５〜０．６％の窒素（Ｎ）を含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれかに記載の鋼。
8. 前記鋼が、Ｎｂ＝４×（Ｃ＋Ｎ）であるようにして０．０８〜０．２５％のニオブ（Ｎｂ）を含むことを特徴とする、請求項１〜７のいずれかに記載の鋼。
9. 前記鋼が、Ｔｉ＝４×（Ｃ＋Ｎ）＋０．１５であるようにして０．３〜０．４％のチタン（Ｔｉ）を含むことを特徴とする、請求項１〜８のいずれかに記載の鋼。
10. 前記鋼でのＴｉ含有量が、４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎであることを特徴とする、請求項９に記載の鋼。
11. 前記鋼が、任意で０．５〜０．７％のモリブデン（Ｍｏ）を含むことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれかに記載の鋼。
12. ９００〜１２００℃の温度範囲でのオーステナイト化後に、そのオーステナイト鋼の降伏強度Ｒ_ｐ０.２が１１００〜１３５０ＭＰａの範囲であり、前記オーステナイト鋼の引張強度Ｒ_ｍが１６００〜１７５０ＭＰａの範囲であり、前記オーステナイト鋼の伸びＡ_４０×８が１０〜１２.５％の範囲であることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれかに記載の鋼。
13. オーステナイト化温度に達するための加熱時間が３５秒〜１０５秒であり、それぞれの加熱速度が３．５Ｋ／秒〜２５Ｋ／秒であることを特徴とする、請求項１〜１２のいずれかに記載の鋼。
14. 輸送用車両部品、特に衝突関連構造部品及びシャシー部品、バス、トラック、鉄道、農業車両及び乗用車用の部品での請求項１に記載の鋼で製造された熱間成形部品の使用。
15. 圧力容器又は管、高強度衝突安全ロールバー、ビラーやカウルなどの複雑な構造の部品の製造、鉄道のスキン、公園のベンチなどの落書き防止用途、カトラリーにおける請求項１に記載の鋼で製造された熱間成形部品の使用。