JP2020521048A - 鋼製部品の製造方法及び対応する鋼製部品 - Google Patents

Abstract

本方法は、０．１０％≦Ｃ≦０．３５％、０．８％≦Ｓｉ≦２．０％、１．８％≦Ｍｎ≦２．５％、Ｐ≦０．１％、０％≦Ｓ≦０．４％、０％≦Ａｌ≦１．０％、Ｎ≦０．０１５％、０％≦Ｍｏ≦０．４％、０．０２％≦Ｎｂ≦０．０８％、０．０２％≦Ｔｉ≦０．０５％、０．００１％≦Ｂ≦０．００５％、０．５％≦Ｃｒ≦１．８％、０％≦Ｖ≦０．５％、０％≦Ｎｉ≦０．５％、を含む組成を有する鋼を鋳造して半製品を得ること、半製品を１０００℃を超える熱間圧延開始温度で熱間圧延し、製品を室温まで空気によって冷却し、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大で２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有し、ベイナイト及びＭ／Ａ化合物は、鋼中の残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５％になるように残留オーステナイトを含有し、残留オーステナイトの炭素含有量は０．８重量％〜１．５重量％である、熱間圧延鋼製部品を得ること、を含む。

Description

本発明は、優れた機械的特性を有する鋼製部品及び異形鋼製部品の製造方法、並びに対応する鋼製部品及び異形鋼製部品に関する。

近年、多くの産業分野において、機械的強度とその重量とのバランスが良好な鋼製の部品を提供する必要性が高まっている。

かかる部品の用途は、特に、自動車産業において、例えば、ディーゼルエンジンの燃料噴射システムのコモンレール、又は耐疲労性が向上した他の高強度大径自動車部品に見られる。

この目的のために、変形される際、いわゆるＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を受ける鋼が開発されている。より詳しくは、変形中に、これらの鋼に含まれる残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することでより大きな伸びが達成され、これらの鋼に強度と延性の優れた組み合わせがもたらされる。

例えば、ＥＰ２３６５１０３は、そのようなＴＲＩＰ効果を受けることができる鋼を開示している。しかしながら、ＥＰ２３６５１０３に開示されている鋼は、完全に満足できるものではない。

実際、所望の機械的特性を得るためには、熱間圧延によって得られた部品にオーステンパと呼ばれる特定の熱処理を施す必要があり、これは、鋼製部品を、３００℃〜４５０℃の温度範囲内にある所定の保持温度で、１００〜２０００秒間、好ましくは１０００秒間保持する必要がある。オーステンパ処理を実施する必要があるため、部品を製造するためのコストと労力が増加する。特に、オーステンパ処理は、一般的には塩浴を使用して実施され、これは安全性及び環境の問題を引き起こすと思われる。

欧州特許第２３６５１０３号明細書

本発明の目的は、製造コスト及び労力を低減するための優れた機械的特性を提供する高強度鋼種であって、より詳しくは、７５０ＭＰａ以上の降伏強度、１０００ＭＰａ以上の引張強度、及び１０％以上の均一伸びを有し、偏析のない均一な微細構造及び良好な耐衝撃性が得られる鋼種を提供することである。

この目的のために、本発明は、以下の連続工程：
−鋼を鋳造して半製品を得る工程であって、前記鋼は、
０．１０重量％≦Ｃ≦０．３５重量％
０．８重量％≦Ｓｉ≦２．０重量％
１．８重量％≦Ｍｎ≦２．５重量％
Ｐ≦０．１重量％
０重量％≦Ｓ≦０．４重量％
０重量％≦Ａｌ≦１．０重量％
Ｎ≦０．０１５重量％
０重量％≦Ｍｏ≦０．４重量％
０．０２重量％≦Ｎｂ≦０．０８重量％
０．０２重量％≦Ｔｉ≦０．０５重量％
０．００１重量％≦Ｂ≦０．００５重量％
０．５重量％≦Ｃｒ≦１．８重量％
０重量％≦Ｖ≦０．５重量％
０重量％≦Ｎｉ≦０．５重量％
を含み、残部はＦｅ及び製錬に起因する不可避的不純物である組成を有する工程、
−半製品を１０００℃を超える熱間圧延開始温度で熱間圧延し、それによって得られた製品を室温まで空冷によって冷却することにより熱間圧延鋼製部品を得る工程であって、前記熱間圧延鋼製部品は、室温への空冷後、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大で２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有し、ベイナイト及びＭ／Ａ化合物は、鋼中の残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５％となるように残留オーステナイトを含有し、残留オーステナイトの炭素含有量は０．８重量％〜１．５重量％である工程、を含む鋼製部品の製造方法に関する。

鋼製部品の製造方法は、任意の技術的に可能な組み合わせに沿って、又はそれに従って、以下の特徴の１つ以上をさらに含み得る：
−方法は、熱間圧延前に半製品を１０００℃〜１２５０℃の温度に再加熱する工程をさらに含み、熱間圧延は再加熱された半製品に対して実行される；
−鋼は、０．９重量％〜２．０重量％のシリコン、より詳しくは１．０重量％〜２．０重量％のシリコン、さらにより詳しくは１．１重量％〜２．０重量％のシリコン、及びさらにより詳しくは１．２重量％〜２．０重量％のシリコンを含む；
−鋼は、１．８重量％〜２．２重量％のマンガンを含む；
−鋼は、０重量％〜０．０３０重量％のアルミニウムを含む；
−鋼は、０．０５重量％〜０．２重量％のモリブデンを含む；
−チタン及び窒素の含有量は、Ｔｉ≧３．５×Ｎとなる；
−鋼は、０．５重量％〜１．５重量％のクロムを含む；
−熱間圧延後、熱間圧延鋼製部品は室温まで冷却され、冷却は、好ましくは空冷、特に自然空冷又は制御パルス空冷により実施される；
−室温までの冷却後、熱間圧延鋼製部品を冷間成形、特に冷間プレス成形することで熱間圧延異形鋼製部品が得られる、
−方法は、熱間圧延工程後、前記熱間圧延鋼製部品を鋼のＡｃ_３温度以上の熱処理温度に１０分〜１２０分間加熱する工程に続いて、前記熱処理温度から室温まで冷却して熱間圧延及び熱処理された鋼製部品を得る工程をさらに含む；
−前記冷却は空冷、特に自然空冷又は制御パルス空冷である；
−熱間圧延鋼製部品を熱処理温度まで加熱する工程と室温まで冷却する工程との間で、熱間圧延鋼製部品は熱間成形、特に熱間プレス成形され、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、熱間圧延され、熱処理された異形鋼製部品である；
−熱処理温度から室温への冷却後、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、冷間成形、特に冷間プレス成形され、熱間圧延及び熱処理された異形鋼製部品が得られる。

本発明は、以下：
０．１０重量％≦Ｃ≦０．３５重量％
０．８重量％≦Ｓｉ≦２．０重量％
１．８重量％≦Ｍｎ≦２．５重量％
Ｐ≦０．１重量％
０重量％≦Ｓ≦０．４重量％
０重量％≦Ａｌ≦１．０重量％
Ｎ≦０．０１５重量％
０重量％≦Ｍｏ≦０．４重量％
０．０２重量％≦Ｎｂ≦０．０８重量％
０．０２重量％≦Ｔｉ≦０．０５重量％
０．００１重量％≦Ｂ≦０．００５重量％
０．５重量％≦Ｃｒ≦１．８重量％
０重量％≦Ｖ≦０．５重量％
０重量％≦Ｎｉ≦０．５重量％
を含み、残部はＦｅ及び製錬に起因する不可避的不純物である組成を有する熱間圧延鋼製部品に関し、
熱間圧延鋼製部品は、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大で２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有し、ベイナイト及びＭ／Ａ化合物は、鋼中の残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５になるように残留オーステナイトを含有し、残留オーステナイトの炭素含有量は０．８重量％〜１．５重量％である。

熱間圧延鋼製部品は、任意の技術的に可能な組み合わせに沿って、又はそれらに従って、以下の特徴の１つ以上をさらに含み得る：
−前記熱間圧延鋼製部品は、７５０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）、１０００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、及び１０％以上の伸び（ＥＩ）を有する；
−熱間圧延鋼製部品は、２５〜１００ｍｍの直径を有するソリッドバーである；
−熱間圧延鋼製部品は、５〜３５ｍｍの直径を有するワイヤである。

以下の記述において、本発明をより詳細に説明する。

本発明による鋼製部品の製造方法は、鋼を鋳造して半製品を得る工程を含み、前記鋼は、
０．１０重量％≦Ｃ≦０．３５重量％、及びより詳しくは０．１５重量％≦Ｃ≦０．３０重量％、
０．８重量％≦Ｓｉ≦２．０重量％、及び好ましくは１．２重量％≦Ｓｉ≦１．５重量％、
１．８重量％≦Ｍｎ≦２．５重量％、及び好ましくは１．８重量％≦Ｍｎ≦２．２重量％、
Ｐ≦０．１重量％、
０重量％≦Ｓ≦０．４重量％、より詳しくは０重量％≦Ｓ≦０．０１重量％、
０重量％≦Ａｌ≦１重量％、及び好ましくは０重量％≦Ａｌ≦０．０３０重量％、
Ｎ≦０．０１５重量％、
０重量％≦Ｍｏ≦０．４重量％、及び好ましくは０．０５重量％≦Ｍｏ≦０．２重量％、
０．０２重量％≦Ｎｂ≦０．０８重量％、及び好ましくは０．０４重量％≦Ｎｂ≦０．０６重量％、
０．０２重量％≦Ｔｉ≦０．０５重量％、
０．００１重量％≦Ｂ≦０．００５重量％、
０．５重量％≦Ｃｒ≦１．８重量％、より詳しくは０．５重量％≦Ｃｒ≦１．５重量％、及び好ましくは０．６５重量％≦Ｃｒ≦１．２重量％、
０重量％≦Ｖ≦０．５重量％、
０重量％≦Ｎｉ≦０．５重量％、
を含み、残部はＦｅ及び製錬に起因する不可避的不純物である組成を有する。

この合金において、炭素は、鋼の所望の微細構造と特性を制御及び調整する主な効果を有する合金元素である。炭素はオーステナイトを安定化するため、室温であっても保持される。その上、炭素は、良好な延性と耐衝撃性と組み合わせて、良好な機械的抵抗性を達成することができる。

炭素含有量が０．１０重量％未満の場合、安定性が十分でない残留オーステナイトが形成され、初析フェライトが出現する危険性も生じる。これによって、機械的特性が不十分になる可能性がある。炭素含有量が０．３５％を超えると、中心偏析が出現することによって、鋼の延性と耐衝撃性が低下する。さらには、炭素含有量が０．３５重量％を超えると、鋼の溶接性が減少する。したがって、炭素含有量は、０．１０重量％〜０．３５重量％である。

炭素含有量は、好ましくは０．１５重量％〜０．３０重量％である。

シリコン含有量は、好ましくは０．８重量％〜２．０重量％である。セメンタイトに不溶な元素であるＳｉは、特にベイナイトの形成中、炭化物の析出を防止するか、又は少なくとも遅らせて、残留オーステナイトへの炭素の拡散を可能にするため、残留オーステナイトの安定化が促進される。Ｓｉは、固溶体の硬化により鋼の強度をさらに増加させる。０．８重量％未満のシリコンでは、これらの効果は十分に示されない。シリコン含有量が２．０重量％を超えると、大きなサイズの酸化物の形成によって、耐衝撃性が悪影響を受ける可能性がある。さらには、Ｓｉ含有量が２．０重量％を超えると、鋼の表面品質が低下する可能性がある。

好ましくは、オーステナイトの安定性を向上するために、Ｓｉ含有量は、０．９重量％〜２．０重量％、より詳しくは１．０重量％〜２．０重量％、さらにより詳しくは１．１重量％〜２．０重量％、及びさらにより詳しくは１．２重量％〜２．０重量％である。

別の実施形態において、Ｓｉ含有量は、０．９重量％〜１．５重量％、より詳しくは１．０重量％〜１．５重量％、さらにより詳しくは１．１重量％〜１．５重量％、及びさらにより詳しくは１．２重量％〜１．５重量％である。

マンガン含有量は、１．８重量％〜２．５重量％、及び好ましくは１．８重量％〜２．２重量％である。Ｍｎは、微細構造を制御し、オーステナイトを安定化する重要な役割を担っている。ガンマ線発生元素として、Ｍｎはオーステナイトの変態温度を下げ、オーステナイトへの炭素の溶解性を増加させることによって、炭素富化の可能性が高まり、パーライトの形成が遅れるために冷却速度の適用範囲が広がる。Ｍｎは、固溶体硬化により材料の強度をさらに増加させる。１．８重量％未満では、これらの効果は十分に示されない。２．５重量％を超えると、過度にマンガンが偏析し、微細構造にバンディングが引き起こされる可能性があり、それによって鋼の機械的特性が低下する。Ｍｎ含有量が２．５重量％を超えると、残留オーステナイトが極端に安定化することがある。

本発明の発明者は、ＴＲＩＰ特性及び他の上述の機械的特性は、オーステンパ処理などの中間の等温変態工程を実行する必要がなく、空冷により室温まで連続的に冷却される熱間圧延部品によって直接得ることが可能であるのは、本発明による鋼の特定のマンガン含有量によるものであると考えている。実際、１．８重量％〜２．５重量％のマンガン含有量を選択すると、鋼中のオーステナイトに最適な安定化がもたらされる。特に、本発明の発明者らは、０．２℃／秒以上の冷却速度において、鋼製部品の機械的特性に悪影響を及ぼすであろうパーライト又はフェライトの形成が、マンガン含有量が１．８重量％以上である場合に避けられ得ることを発見した。さらには、マンガン含有量が１．８重量％以上であると、冷却中にベイナイト域の温度で鋼を保持する必要がなく、連続冷却中のオーステナイトの安定化に寄与する。本発明の発明者は、マンガン含有量が２．５％を超えると、延性又は耐衝撃性などの鋼の他の特性において有害な偏析片が発現することを観察した。

モリブデン含有量は、０重量％（この元素において痕跡量に相当）〜０．４重量％である。存在する場合、モリブデンは鋼の焼入性を向上させ、この構造が現れる温度を下げることで下部ベイナイトの形成をさらに促進し、下部ベイナイトによって、鋼に良好な耐衝撃性がもたらされる。しかしながら、０．４重量％を超える含有量では、Ｍｏは、上記と同様の耐衝撃性、特に溶接時の熱影響部に悪影響を与え得る。さらには、０．４％を超えると、Ｍｏの添加は不必要に費用のかかるものとなる。

好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．０５重量％〜０．２重量％である。

クロム含有量は、０．５重量％〜１．８重量％、好ましくは０．５重量％〜１．５重量％、及びさらにより好ましくは０．６５重量％〜１．２重量％である。クロムは、残留オーステナイトの安定化に効果的であり、所定量を確保する。クロムは、鋼の強化にも有用である。しかしながら、クロムは主に硬化効果のために添加される。クロムは低温変態相の成長を促進し、広範囲の冷却速度で目的の微細構造を得ることを可能にする。０．５重量％未満の含有量では、これらの効果は十分に示されない。１．８重量％を超える含有量では、クロムはマルテンサイトの比率が高すぎる鋼の形成を促進してしまい、製品の延性に有害である。さらに、１．８重量％を超える含有量では、クロムの添加は不必要に費用がかかる。

鋼のニオブ含有量は、０．０２重量％〜０．０８重量％である。炭素拡散を抑制することにより、ニオブは、ホウ素と結びついて遊離ホウ素の含有量を低減するＦｅ２３（ＣＢ）６タイプのホウ炭化物の形成を制限又は排除して、活性（又は遊離）ホウ素の量を増加させる。したがって、ニオブとホウ素との組み合わせにより、フェライト核生成の速度を大幅に低減することができ、幅広いベイナイト領域の形成がもたらされ、広範囲の冷却速度でベイナイトの形成が可能となる。最終的には、ニオブは、窒素及び／又は炭素で析出物を形成することにより、鋼に析出硬化効果をもたらす。

０．０２重量％未満の含有量では、ニオブの効果は十分に示されない。鋼の耐衝撃性が低下するであろうサイズが大きすぎる析出物を得ることを避けることが可能となる最大含有量は、０．０８重量％である。さらには、０．０８重量％を超える含有量で添加される際、ニオブは、ビレットの表面に亀裂状欠陥が生じ、連続鋳造時にブルームが発生する危険性が高まる。これらの欠陥は、完全に除去できない場合には、特に疲労強度に関して、最終部品の特性の完全性に関して非常に有害なものとなり得る。

ニオブ含有量は、好ましくは０．０４重量％〜０．０６重量％である。

ホウ素含有量は、好ましくは０．００１重量％〜０．００５重量％である。ホウ素はオーステナイト粒に偏析するため、フェライトの核生成が抑制され、鋼の焼入性が向上する。０．００１重量％未満の含有量では、ホウ素の効果は十分に示されない。しかしながら、ホウ素の含有量が０．００５重量％を超えると、上記のように脆いホウ炭化鉄の形成が引き起こされる。

窒素は有害であると考えられている。窒素は、窒化ホウ素の形成を介してホウ素を捕捉し、鋼の焼入性におけるこの元素の役割を無効にする。それ故、窒素含有量は、最大で０．０１５重量％である。それにもかかわらず、少量添加すると、特に、窒化ニオブ（ＮｂＮ）又は炭窒化物（ＮｂＣＮ）又は窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の形成により、鋼が受ける熱処理中の過度のオーステナイト粒の粗大化を防ぐことが可能になる。また、鋼の強化にも寄与する。

鋼のチタン含有量は、０．０２重量％〜０．０５重量％である。チタンには、ホウ素と窒素との組み合わせを防ぐ効果があり、窒素は、ホウ素ではなくチタンと組み合わせることが好ましい。したがって、チタン含有量は、３．５^＊Ｎよりも高いことが好ましく、ここで、Ｎは鋼の窒素含有量である。

硫黄含有量は、０％（この元素において痕跡量に相当）〜０．４％であり、より詳しくは０％〜０．０１％である。本発明の鋼において、硫黄はできる限り低く維持されるべきである。実際、硫黄は、鋼の耐衝撃性及び耐疲労性を減少させる傾向がある。それにもかかわらず、硫黄は被削性を向上させるため、鋼の被削性において大幅な増加が要求される場合、０．４％のレベルまで追加され得る。０．４％を超えるレベルでは、被削性への効果は飽和する。

リン含有量は、０％（Ｐにおける痕跡量に相当）〜０．１％である。０．１％未満のレベルであっても、リンは炭化鉄の析出を抑制するため、残留オーステナイトの保持を促進する。それにもかかわらず、リンは、粒界で偏析することにより、凝集力が低減し、鋼の延性を低下させる。したがって、リンは、できる限り低く維持されるべきである。

アルミニウム含有量は、０重量％（この元素において痕跡量に相当）〜１．０重量％、好ましくは０重量％〜０．５重量％、及びさらにより好ましくは０重量％〜０．０３重量％である。

本発明の鋼において、アルミニウムは任意の合金元素であり、主に強力な脱酸剤として使用される。Ａｌは、溶鋼に溶解する酸素の量を制限し、部品の介在物の清浄度を向上させる。さらには、Ａｌは、窒化物の形態において、熱間圧延中のオーステナイト粒が粗大化することを制御するのに寄与する。

さらに、シリコンとして、アルミニウムはセメンタイトに不溶性であるため、セメンタイトの析出を防ぐ。したがって、アルミニウムは、１．０重量％未満又は０．５重量％未満の低含有量で添加された場合でも、残留オーステナイトを安定化させ、生成される残留オーステナイトの量を増加させ得る。

一方、１．０重量％を超える量では、Ａｌは、アルミネート型介在物の粗大化を引き起こし、鋼の耐衝撃性を損ない得る。

Ａｌ含有量は、例えば、０．００３重量％〜０．０３０重量％である。

バナジウム及びニッケルは、任意の合金元素である。ニオブと同様に、バナジウムは、粒の微細化に寄与する。したがって、０．５重量％以下のＶを鋼の組成に添加し得る。

ニッケルに関しては、鋼の強度を向上し、その耐性に有益な効果をもたらす。したがって、０．５重量％以下のＮｉを鋼の組成に添加し得る。

本発明による熱間圧延鋼製部品は、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有する。

ベイナイト及びＭ／Ａ化合物は、残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５％になるように、残留オーステナイトを含有する。鋼の全ての残留オーステナイトは、ベイナイト又はＭ／Ａ化合物中に含まれている。

より詳しくは、Ｍ／Ａ化合物は、Ｍ／Ａ化合物の周囲の残留オーステナイトと、Ｍ／Ａ化合物の中心で部分的にマルテンサイトに変態した残留オーステナイトとからなる。

残留オーステナイトは、島状及びフィルムの形態のオーステナイトにおけるベイニティックフェライトのラス間のベイナイトに、及びＭ／Ａ化合物に含まれている。

残留オーステナイトのうちの少なくとも５％は、Ｍ／Ａ化合物に含まれている。微細構造中にＭ／Ａ化合物が存在することは、鋼のＴＲＩＰ効果に関して有利である。実際、Ｍ／Ａ化合物に含まれる残留オーステナイトは、ベイナイト（島又はフィルム）に含まれる残留オーステナイトよりも低い変形速度でマルテンサイトに変態するため、そのような化合物の存在によって、全ての残留オーステナイトがベイナイト（島又はフィルム）に含まれる残留オーステナイトの形であった場合よりも全変形を通してより連続的なマルテンサイトへの変態がもたらされる。

残留オーステナイトの炭素含有量は、０．８重量％〜１．５重量％である。この範囲に含まれる炭素含有量は、残留オーステナイトに良好な安定化をもたらすため、特に有利である。

より詳しくは、残留オーステナイトの炭素含有量は、１．０重量％〜１．５重量％である。これにより、さらに優れた残留オーステナイトの安定性がもたらされる。

このようにして得られた熱間圧延鋼製部品は、７５０ＭＰａ以上の降伏強度ＹＳ、１０００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ、及び１０％以上の伸びＥＩを有する。

鋼製部品の製造方法は、上記組成を有する半製品を鋳造することを含む。製造される鋼製製品に応じて、半製品はビレット、インゴット又はブルームであり得る。

この方法は、熱間圧延部品を得るために半製品を熱間圧延する工程をさらに含む。

製造される鋼製部品に応じて、熱間圧延される製品はワイヤ又は棒であり得る。

熱間圧延は、１０００℃を超える熱間圧延開始温度で実施される。例えば、熱間圧延前に、半製品を１０００℃〜１２５０℃の温度まで再加熱した後、熱間圧延する。

熱間圧延後、熱間圧延部品は空冷により、例えば自然空冷又は制御パルス空冷により室温まで冷却される。

空冷の場合、熱間圧延部品は、特定の中間温度に保持されることなく、熱間圧延温度から室温まで連続的に冷却される。ここで、中間温度は、熱間圧延温度と室温との間の温度であり、熱間圧延温度及び室温とは異なる。

自然空冷の場合、製品は強制対流なしで周囲空気により冷却される。

制御パルス空冷は、例えば、換気装置を使用して得ることができ、その動作は、所望の冷却速度に応じて制御される。

熱間圧延終了温度から室温までの空冷中の熱間圧延製品のコアにおける冷却速度は、０．２℃／秒以上（例えば５℃／秒以下）であることが有利である。

本発明の鋼製部品の製造方法は、熱間圧延工程後、前記熱間圧延部品に熱処理を実行して熱間圧延及び熱処理された鋼製部品を得る工程を任意に含み得る。

熱処理工程は、特に、熱間圧延鋼製部品を室温まで冷却した後、及び特に空冷した後に実行される。

かかる熱処理は、特に、加熱工程の終了時に、鋼全体がオーステナイトの微細構造を有するように、前記熱間圧延鋼製部品を鋼のＡｃ_３温度以上の熱処理温度まで１０分〜１２０分間加熱することを含み得る。

より詳しくは、熱処理温度は、ＡＣ_３＋５０℃〜１２５０℃である。

熱間圧延鋼製部品は、好ましくは、３０分〜９０分間、熱処理温度で保持される。

加熱は、不活性雰囲気中、例えば窒素雰囲気中で実行され得る。

好ましくは、加熱工程の後に、前記熱処理温度から室温までの空冷が続き、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品が得られる。

熱処理温度から室温までの空冷中の製品のコアにおける冷却速度は、０．２℃／秒以上（例えば５℃／秒以下）であることが有利である。

空冷の場合、部品は、特定の中間温度に保持されることなく、熱処理温度から室温まで連続的に冷却される。ここで、中間温度は、熱処理温度と室温との間の温度であり、熱処理温度及び室温とは異なる。

空冷は、特に自然空冷又は制御パルス空冷である。

この熱処理工程の終了時、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品が得られる。

任意に、鋼製部品を製造する方法は、冷間圧延の工程を含み得る。冷間圧延工程は、中間の熱処理なしで、熱間圧延工程の直後に実行され得る。方法が熱処理工程を含む場合、冷間圧延工程は熱処理工程後に個別に実施される。

１つの実施形態によれば、上記の方法によって製造された熱間圧延鋼製部品及び／又は熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、５〜３５ｍｍの直径を有するソリッドワイヤである。

別の実施形態によれば、上記の方法によって製造された熱間圧延鋼製部品及び／又は熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、２５〜１００ｍｍの直径を有するソリッドバーである。

ソリッドバーの直径は、例えば、約３０ｍｍ又は約４０ｍｍであってよい。特に、熱間圧延鋼製部品及び／又は熱間圧延及び熱処理された鋼製部品の直径は等しい。

熱間圧延鋼製部品と熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、異なる長さを有してもよく、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品の長さは、熱間圧延鋼製部品の長さよりも短い。例えば、熱間圧延鋼製部品は、熱処理を実施する前に、より小さな部品に切断されていてもよい。

有利には、方法は、部品を変形させて異形部品を得る工程をさらに含む。この成形工程は、冷間成形工程又は熱間成形工程であってよく、加工の様々な段階で実施され得る。成形工程は、例えばプレス成形工程である。

第１の実施形態によれば、熱間圧延鋼製部品が室温まで冷却された後、任意選択の熱処理の前に、成形工程が実施される。

第１の実施形態において、成形工程は冷間成形工程である。

この実施形態において、冷間成形工程後に得られる部品は、熱間圧延異形鋼製部品である。

熱間圧延異形鋼製部品は、続けて、熱間圧延異形及び熱処理された鋼製部品を得るために、上記で開示されたオーステナイト化熱処理が行われ得る。上記で開示されたオーステナイト化熱処理が実施される場合、熱間圧延異形及び熱処理された鋼製部品の微細構造は、熱間圧延鋼製部品又は熱間圧延及び熱処理された鋼製部品の微細構造と同じである。実際、熱処理は、冷間成形前に存在する微細構造を復元する。

又は、熱間圧延異形鋼製部品は、冷間成形から生じる残留応力を除去することを目的とする応力除去熱処理が行われ得る。そのような応力除去熱処理は、例えば、１００℃〜５００℃の温度で１０分〜１２０分間実施される。

第２の実施形態によれば、成形工程は、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品に対して、すなわち熱処理が実施された後に実施される冷間成形工程である。

この実施形態では、冷間成形工程後、熱間圧延及び熱処理された異形鋼製部品が得られる。

この実施形態において、冷間成形工程の後に、例えば、冷間成形の前に鋼製部品の初期微細構造を復元することが望ましい場合、上記で開示されたオーステナイト化熱処理工程、又は上記で開示された応力除去熱処理工程を任意に続け得る。

第３の実施形態によれば、成形工程は、特に熱間圧延鋼製部品が熱処理温度まで加熱された後及び室温まで冷却される前の、熱処理中に実施される。

この第３の実施形態において、成形工程は、熱間成形工程、好ましくは熱間プレス成形工程である。室温まで冷却した後、熱間圧延され、熱処理された異形鋼製部品が得られる。

熱間圧延され、任意に熱処理された異形鋼製部品は、例えば、ディーゼルエンジンの燃料噴射システムのコモンレールである。

任意で、この方法は、成形工程の後に実施される仕上げ工程、特に機械加工又は表面処理工程をさらに含み得る。表面処理工程は、特にショットピーニング、ローラーバニシング、又はオートフレッテージを含み得る。

微細構造分析
サンプルの断面に基づいて、微細構造を分析した。より詳しくは、断面に存在する構造を、光学顕微鏡（ＬＯＭ）及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって特徴付けた。

２％ナイタル溶液を使用したエッチング後、ＬＯＭ観察を実施した。

ＳＥＭ観察において、サンプルはコロイド状シリカで研磨されている（最後の研磨工程後）。０．５〜１％の濃度において、低濃度ナイタルエッチングを実施して、金属組織をわずかに露出させる。

レペラーエッチング液（ＬｅＰｅｒａ１９８０）を使用するマルテンサイト、ベイナイト、フェライト相を区別するためのカラーエッチングを使用して鋼の微細構造を特徴付けた。エッチング液は、メタ重亜硫酸ナトリウムの１％水溶液（１００ｍｌ蒸留水に１ｇのＮａ２Ｓ２０５）と４％ピクラル（１００ｍｌエタノールに４ｇの乾燥ピクリン酸）の混合物であり、使用直前に１：１の比率で混合する。

レペラーエッチングにより、ベイナイトの型（上部、下部）、マルテンサイト、オーステナイトの島又はフィルム又はＭ／Ａ化合物などの第１相及び第２相が明らかになる。レペラーエッチング後、光学顕微鏡下で１０００倍の倍率で、フェライトは淡青色、ベイナイトは青色から茶色（上部ベイナイトは青色、下部ベイナイトは茶色）、マルテンサイトは茶色から淡黄色、及びＭ／Ａ化合物は白色に見える。

次に、適切な画像処理ソフトウェア、特に、定量化が可能な処理及び画像分析のＩｍａｇｅＪソフトウェアを使用して、画像内の所定領域における割合で表したＭ／Ａ化合物の量を測定した。

本発明者らはさらに、シグマメトリー又はＸ線回折により、残留オーステナイトの総含有量を測定した。これらの技術は、当業者に周知である。

機械的特性
試験片タイプＴＲ０３（Φ＝５ｍｍ、Ｌ＝７５ｍｍ）を使用して、引張試験を実施した。各値は、２つの測定値の平均である。

サンプルの断面に沿った硬度プロファイルを実施した。１５秒間、３０ｋｇの荷重でビッカース硬さ試験を実施した。

以下の表において、次の略語を使用した。

ＵＢ＝上部ベイナイト
ＬＢ＝下部ベイナイト
Ｍ／Ａ＝マルテンサイト／残留オーステナイト化合物
ＲＡ＝残留オーステナイト。

ＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対して縦方向における引張試験（ＡＳＴＭ）によって測定された引張強度を指す。

ＹＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対して縦方向における引張試験（ＡＳＴＭ）によって測定された降伏強度を指す。

Ｒａ（％）は、圧延方向に対して縦方向における引張試験（ＡＳＴＭ）によって測定された面積減少率を指す。

ＥＩ（％）は、圧延方向に対する縦方向における引張試験（ＡＳＴＭ）によって測定された伸びを指す。

本発明者らは、以下の実験を行った。

発明者らは、以下の表１に列挙された組成を有する鋼から作製されたビレットを鋳造した。

上記の表１では、含有量は重量％で示されている。

次に、これらの半製品を１０００℃超で熱間圧延して、直径４０ｍｍの棒を製造し、自然冷却した。このようにして得られた棒は、以下では「アズロール」と呼ばれる。

次に、これらの棒からサンプリングされたいくつかのブランクに、オーステナイト化とそれに続く室温までの自然空冷からなる熱処理を行った。

オーステナイト化の条件は、以下の通りである：
−温度：１２００℃
−保持時間（温度で）：７５分
−不活性：アルゴン雰囲気。

このようにして得られたサンプルは、以下「熱処理」と呼ばれる。

さらに、上記で得られた熱間圧延棒（「アズロール」）からサンプリングした他のブランクにオーステンパ処理を行った。より詳しくは、上記のように最初にオーステナイト化を行い、次に空冷し、鋼種に応じた温度の塩浴で所定の保持時間保持した後、最後に室温まで空冷して、「オーステンパ」サンプルを得た。

より詳しくは、以下の保持温度及び時間を使用した：
鋼１：４００℃で１５分間
鋼２：３８０℃で１５分間
鋼３：３６０℃で６０分間
上記の各鋼において、「アズロール」、「熱処理」、及び「オーステンパ」サンプルを、それらの微細構造、残留オーステナイト含有量、硬度、焼入性、機械的特性（降伏強度、引張強度、面積の拡大及び減少、靭性）について分析した。上記で開示される通り、微細構造の特徴及び機械的特性を決定した。

以下の表２は、微細構造解析の結果をまとめたものである。

表２の全種において、「アズロール」、「熱処理」、及び「オーステンパ」サンプルの微細構造は、断面全体で非常に均一であることが観察された。

走査型電子顕微鏡観察により、ベイナイトマトリックスにＭ／Ａ化合物が存在することが明らかになった。高倍率での観察により、Ｍ／Ａ化合物は、残留オーステナイト、及び部分的にマルテンサイトに変態した残留オーステナイトで構成されていることが示されている。さらには、残留オーステナイトは、化合物の周辺に特に集中している。

Ｍ／Ａ化合物の形態と構成は、全種で同じである。

以下の表３は、機械的特性の測定結果をまとめたものである。

異なる鋼種の焼入性を評価するために、以下の処理条件を使用してジョミニー試験を実行した。

・オーステナイト化温度：１１５０℃
・保持時間：５０分
この試験では、上記で試験した全ての鋼において「平坦な」ジョミニー曲線が示された。したがって、上記で試験された全ての鋼種は、非常に良好な焼入性を備えており、均一な機械的特性を備えた高強度の大径部品を製造するように適合している。

さらに、硬度測定の結果は、硬度がアズロールサンプルの全断面に沿って実質的に均一であることを示している。これにより、横断面に沿った構造において均一性が良好であるため、焼入性が良好であることが確認される。

異なるサンプルに対して本発明者によって実行された引張試験によって、ほぼ全てのオーステナイトがこれらの引張試験中にマルテンサイトに変態したため、変形中にサンプルがＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を受けることがさらに示された。

上記の結果は、熱間圧延後の自然空冷後に、機械的特性及び微細構造の点で優れた結果がすでに得られていることが確認される。したがって、オーステンパ処理などの中間の等温変態工程を実行する必要がない。

本発明による鋼製部品は、特に有利である。

実際、上記の結果によって確認されるように、本発明による鋼製組成物は、任意の特定の熱処理（特にオーステンパ）を追加で実施する必要なしに、熱間圧延及び空冷の直後に、特に降伏強度、伸び、硬度及び焼入性に関して優れた機械的特性を有する部品を得ることを可能にする。したがって、そのような良好な機械的特性は、同様の特性を有する従来技術の鋼と比較して少ない製造コスト及び労力で得ることができる。

さらに、本発明者らは、本発明による鋼が変形中に所望のＴＲＩＰ効果を受けることを確認した。

当然のことながら、必要に応じて、例えば冷間圧延後に、任意にオーステンパ処理を製品に実行してもよいが、有利な機械的特性を得るために、かかる熱処理を行う必要はない。

Claims (18)

1. 以下の連続工程を含む鋼製部品の製造方法であって：
   鋼を鋳造して半製品を得る工程であって、前記鋼は、
   ０．１０重量％≦Ｃ≦０．３５重量％
   ０．８重量％≦Ｓｉ≦２．０重量％
   １．８重量％≦Ｍｎ≦２．５重量％
   Ｐ≦０．１重量％
   ０重量％≦Ｓ≦０．４重量％
   ０重量％≦Ａｌ≦１．０重量％
   Ｎ≦０．０１５重量％
   ０重量％≦Ｍｏ≦０．４重量％
   ０．０２重量％≦Ｎｂ≦０．０８重量％
   ０．０２重量％≦Ｔｉ≦０．０５重量％
   ０．００１重量％≦Ｂ≦０．００５重量％
   ０．５重量％≦Ｃｒ≦１．８重量％
   ０重量％≦Ｖ≦０．５重量％
   ０重量％≦Ｎｉ≦０．５重量％
   を含み、残部はＦｅ及び製錬に起因する不可避的不純物である組成を有する工程、
   前記半製品を１０００℃を超える熱間圧延開始温度で熱間圧延し、それによって得られた製品を室温まで空冷によって冷却することにより熱間圧延鋼製部品を得る工程、を含み、熱間圧延終了温度から室温までの空冷中の熱間圧延製品のコアの冷却速度は、０．２℃／秒以上であり、
   前記熱間圧延鋼製部品は、室温への空冷後、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大で２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有し、前記ベイナイト及び前記Ｍ／Ａ化合物は、前記鋼中の残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５％となるように前記残留オーステナイトを含有し、残留オーステナイトの炭素含有量は０．８重量％〜１．５重量％である、方法。
2. 熱間圧延の前に半製品を１０００℃〜１２５０℃の温度に再加熱する工程をさらに含み、前記熱間圧延は前記再加熱された半製品に対して実行される、請求項１に記載の鋼製部品の製造方法。
3. 鋼が、０．９重量％〜２．０重量％のシリコンを含む、請求項１〜２のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
4. 鋼が、１．８重量％〜２．２重量％のマンガンを含む、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
5. 鋼が、０重量％〜０．０３０重量％のアルミニウムを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
6. 鋼が、０．０５重量％〜０．２重量％のモリブデンを含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
7. チタン及び窒素の含有量は、Ｔｉ≧３．５×Ｎとなる、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
8. 鋼が、０．５重量％〜１．５重量％のクロムを含む、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
9. 熱間圧延後、熱間圧延鋼製部品が室温まで冷却され、好ましくは空冷、特に自然空冷又は制御パルス空冷により冷却が実施される、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼製部品の製造方法。
10. 室温までの冷却後、熱間圧延鋼製部品を冷間成形、特に冷間プレス成形して、熱間圧延異形鋼製部品を得る、請求項９に記載の鋼製部品の製造方法。
11. 熱間圧延工程の後に、熱間圧延鋼製部品を、鋼のＡｃ_３温度以上の熱処理温度で、１０分〜１２０分間加熱する工程に続き、前記熱処理温度から室温まで冷却して熱間圧延及び熱処理された鋼製部品を得る工程をさらに含む、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 冷却が、空冷、特に自然空冷又は制御パルス空冷である、請求項１１に記載の方法。
13. 熱間圧延鋼製部品を熱処理温度まで加熱する工程と、室温まで冷却する工程との間に、熱間圧延鋼製部品が、熱間成形、特に熱間プレス成形され、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品は、熱間圧延され、熱処理された異形鋼製部品である、請求項１１又は１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 熱処理温度から室温までの冷却後、熱間圧延及び熱処理された鋼製部品を冷間成形、特に冷間プレス成形して、熱間圧延され、熱処理された異形鋼製部品を得る、請求項１１又は１２のいずれか一項に記載の方法。
15. 熱間圧延鋼製部品であって、
    ０．１０重量％≦Ｃ≦０．３５重量％
    ０．８重量％≦Ｓｉ≦２．０重量％
    １．８重量％≦Ｍｎ≦２．５重量％
    Ｐ≦０．１重量％
    ０重量％≦Ｓ≦０．４重量％
    ０重量％≦Ａｌ≦１．０重量％
    Ｎ≦０．０１５重量％
    ０重量％≦Ｍｏ≦０．４重量％
    ０．０２重量％≦Ｎｂ≦０．０８重量％
    ０．０２重量％≦Ｔｉ≦０．０５重量％
    ０．００１重量％≦Ｂ≦０．００５重量％
    ０．５重量％≦Ｃｒ≦１．８重量％
    ０重量％≦Ｖ≦０．５重量％
    ０重量％≦Ｎｉ≦０．５重量％
    を含み、残部はＦｅ及び製錬に起因する不可避的不純物である組成を有し、
    前記熱間圧延鋼製部品は、表面比率で、７０％〜９０％のベイナイト、５％〜２５％のＭ／Ａ化合物、及び最大で２５％のマルテンサイトからなる微細構造を有し、ベイナイト及びＭ／Ａ化合物は、鋼中の残留オーステナイトの総含有量が５％〜２５％になるように残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの炭素含有量は０．８重量％〜１．５重量％である、熱間圧延鋼製部品。
16. 熱間圧延鋼製部品が、７５０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）、１０００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、及び１０％以上の伸び（ＥＩ）を有する、請求項１５に記載の熱間圧延鋼製部品。
17. 熱間圧延鋼製部品が、２５〜１００ｍｍの直径を有するソリッドバーである、請求項１５又は１６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼製部品。
18. 熱間圧延鋼製部品が、５〜３５ｍｍの直径を有するワイヤである、請求項１５〜１７のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼製部品。