JP6606075B2 - 鋼部品を製造する方法 - Google Patents

Description

本発明は、１２００ＭＰａより高い引張強度Ｒｍおよび少なくとも６％の破断伸びＡ５０を有する鋼部品の製造方法に関する。

本発明に従って製造される鋼部品は、非常に高い強度と良好な伸張特性の組合わせによって区別され、そのため、自動車の車体用の部品に特に適している。

“平鋼製品”という用語は、圧延プロセスによって製造される鋼板または鋼帯、それら鋼板や鋼帯から切り離されるシートバーなどを意味するものとして、ここでは理解される。本発明に係る種類の鋼部品は、そのような平鋼製品から成形プロセスによって製造される。

特に明記しない限りは、合金の含有量が単に“％”で与えられたときは、常に“重量％”を意味するものとする。

“破断伸びＡ５０”、“破断伸びＡ８０”または“引張強度Ｒｍ”に言及する場合は、ＤＩＮ ＥＮ ６８９２−１に従って決められる機械的特性値を意味している。

ＵＳ６，３６４，９６８Ｂ１は、３．５ｍｍ以下の厚さにおいて均一に分布した機械的特性と、特に優れた穴広げ性とを有することが意図される熱間圧延鋼板の製造方法を開示している。この方法によれば、（重量％で）０．０５−０．３０％のＣ、０．０３−１．０％のＳｉ、１．５−３．５％のＭｎ、０．０２％以下のＰ、０．００５％以下のＳ、０．１５０％以下のＡｌ、０．０２００％以下のＮ、代替的または追加的に、０．００３％−０．２０％のＮｂまたは０．００５−０．２０％のＴｉを含むスラブが、１２００℃以下で加熱され、その後、少なくとも８００℃、特に９５０℃−１０５０℃の最終熱間圧延温度で熱間圧延されて熱延鋼帯とされる。得られた熱延鋼帯は、その後、２０−１５０℃／秒の冷却速度で、３００−５００℃のコイリング温度で冷却され、その温度でコイルに巻き取られる。この場合、冷却は、熱間圧延の終了から２秒以内に開始される。こうして得られた熱延鋼帯は、少なくとも９０％がベイナイト画分を有する微細なベイナイト微細組織を備えることが意図され、その平均粒径は３．０μｍを超えることはなく、また、粒子の短軸の長さに対する長軸の長さの比率が１．５以下であり、かつ粒子の長軸の長さが１０μｍ以下であることが意図されている。ベイナイトによって占められない微細組織の残りの部分は、焼き戻しマルテンサイトで構成されており、その外観および性質は、ベイナイトに非常に類似している。この方法で製造されたこのような形態の熱延鋼帯は、１５−２３％の伸びで８５０−１１０３ＭＰａの引張強度を有している。

ＥＰ２５４６３８２Ａ１も、少なくとも１４７０ＭＰａの引張強度を有する鋼板の製造方法を開示しており、伸びと引張強度の積が少なくとも２９０００ＭＰａ％である。この場合に鋼板を構成する鋼は、鉄と不可避の不純物に加えて、（重量％で）０．３０−０．７３％のＣと、３．０％以下のＳｉと、３．０％以下のＡｌとを含み、ここでＳｉとＡｌの含有量の合計が少なくとも０．７％であり、さらに０．２−８．０％のＣｒと、１０．０％以下のＭｎとを含み、ここでＣｒとＭｎの含有量の合計が少なくとも１．０％であり、さらに０．１％以下のＰと、０．０７％以下のＳと、０．０１０％以下のＮとを含む。このような組成の鋼板は、鋼の微細組織全体に対するマルテンサイト領域の割合が１５−９０％の範囲に入り、かつ微細組織に含まれる残留オーステナイトの量が１０−５０％となるように処理される。この場合、少なくとも５０％のマルテンサイトが、焼き戻しマルテンサイトの形態をとるように意図され、焼き戻しマルテンサイト領域の割合が、少なくとも１０％となることが意図される。微細組織にそれらが存在する場合には、同時に微細組織に存在するポリゴナルフェライト領域の割合は、最大でも１０％とするべきである。

これを達成するため、ＥＰ２５４６３８２Ａ１によれば、最初に、特定の組成を有する熱間圧延鋼帯が、例えばスラブのような予備的鋼材を１０００℃−１３００℃に加熱し、その後、８７０−９５０℃の最終熱間圧延温度で、熱延鋼帯に圧延することによって製造される。その後、得られた熱延鋼帯は、３５０−７２０℃のコイリング温度でコイルに巻き取られる。巻き取り後、酸洗浄が実行され、その後４０−９０％の成形の程度で冷間圧延される。こうして得られた冷間圧延鋼帯は、完全なオーステナイト微細組織を保持する温度で１５−１０００秒間焼鈍しが行われた後、鋼板の微細組織に焼き戻しマルテンサイトを作製するために、少なくとも３℃／秒の冷却速度で、マルテンサイト開始温度未満からそれよりも１５０℃低い温度までの温度範囲内に入る温度に冷却される。その後、冷間圧延鋼帯は、存在する残留オーステナイトを安定化するために、３４０−５００℃で１５−１０００秒間に亘って加熱される。こうして製造された冷間圧延鋼板は、最大２７％の伸びで１６００ＭＰａよりも高い引張強度を達成している。

上述した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、上述した種類の平鋼製品から複雑に成形される部品を簡単に製造することを可能にする方法を提供することであった。

この目的は、高い強度および優れた伸長特性を有する鋼部品を製造するために、本発明に従って請求項１で特定される操作ステップが順に実行されることによって達成される。

本発明の有用な改良点は、従属請求項で特定されており、本発明の基本概念と共に、以下に詳細に説明される。

本発明に係る方法は、１２００ＭＰａより高い引張強度および少なくとも６％の破断伸びＡ５０を有する鋼部品の製造に適している。そのために、本発明に係る方法は、
−平鋼製品を提供する操作ステップを備え、平鋼製品が、鉄および不可避の不純物に加えて（重量％で）、
Ｃ：０．１０−０．６０％、
Ｓｉ：０．４−２．５％、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．４−３．０％、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｍｏ：０．４％以下、
Ｃｒ：２％以下、
Ｃｏ：１．５％以下、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｖ：０．５％以下、
を含み、平鋼製品の微細組織の少なくとも１０体積％が、少なくとも１μｍの粒径の球形の島状残留オーステナイト（ｇｌｏｂｕｌａｒ ｒｅｓｉｄｕａｌ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｉｓｌａｎｄｓ)を含む残留オーステナイトから成る、操作ステップと、
−１５０乃至４００℃の成形温度に平鋼製品を加熱する操作方法と、
−前記成形温度に加熱された平鋼製品を、一様伸びＡｇを最大とする成形の程度で、部品に成形する操作ステップと、
−得られた部品を冷却する操作ステップとを備える。

本発明は、本発明に従って提供される種類の平鋼製品を１５０乃至４００℃で成形プロセスに曝すことで製造された部品が、その後の室温への冷却の後に、実質的に伸長特性に変化を生じることなく、元の平鋼製品の強度と比較して、顕著に高い強度を有するという、知見に基づいている。

本発明に従って規定される温度範囲への加熱の結果として、本発明に従って処理された平鋼製品の延性が顕著に増加し、その結果、特別な取り組なしに、最小のリスクで、クラックの発生を未然に防止することができるとともに、非常に複雑な構成を有する部品形態をもたらすことができる。実際の試験は、本発明に従って提供される種類の平鋼製品が、本発明に従って成形が行われることが意図される温度範囲において、多くの場合、少なくとも３０％の破断伸びＡ５０を達成する一方で、一般に２２％の範囲おいて、開始製品としての役割を果たす平鋼製品と比べて、室温における部品の破断伸びＡ５０が変わらないことを示している。

驚くべきことに、強度が増加するにもかかわらず、本発明に従って製造された部品の伸び特性は、室温成形した部品と比較して低下することはない。その結果、１５０−４００℃での予備成形により、本発明は、何れの場合も、得られる部品の延性を変えることなく、強度の著しい増加をもたらす。

成形プロセスの後に行う冷却は、特別な取り組を必要としない。従って成形プロセスの後に実行される平鋼製品の冷却は、静止空気中で行うことができる。

本発明に従って実行される成形で達成される強度の増加は、非常に大きい。このため、本発明に従って高温で実行される１５％の成形プロセスに部品を曝すことにより、１５％の成形の程度で同様に成形に曝されるがそれが室温である試験片の引張強度と比較して、多くの場合、引張強度を８０−１２０ＭＰａ程度増加させることができることが実証されている。同時に、本発明に従って得られる部品の伸長特性が、室温で成形に曝される部品の伸長特性と一致することから、その変形特性により、本発明に従って製造される部品は、自動車の車体に使用するのに特に適している。

本発明の知見によれば、本発明に係る方法で達成された強度増加の理由は、本発明に従って処理された平鋼部品の微細組織に存在し、かつ少なくとも１μｍの粒径で特徴付けられる球形の残留オーステナイトが、本発明に従って規定される１５０−４００℃の温度範囲での成形プロセスの負荷の下で、膜状の残留オーステナイトおよびベイ二ティックフェライトに変態するか、マルテンサイト開始温度未満でマルテンサイトに変態することにある。該当温度範囲での成形プロセスの間、平鋼製品における球形の残留オーステナイトの存在は、伸びの増加に寄与する。部品の成形および冷却の後、本発明に従って処理された鋼は、追加的に形成されるフェライトベイナイトおよびマルテンサイトによってより高い引張強度を示す。膜状残留オーステナイト画分は、冷却プロセスの期間に亘って変化せずに、成形プロセスの後に達成される優れた残留伸びを確保する。この効果は、本発明に係る方法で部品へと成形されるプロセスを受けるために、平鋼製品が２００−４００℃、特に２００−３００℃に加熱される場合に、特に確実に利用できる。

本発明に係る方法は、本発明に従って成形が実行される温度が非常に低いことにより、金属保護コーティングを含む平鋼製品を部品に成形するのに特に適している。本発明で実行される加熱による、金属保護層への影響は多くてもわずかである。保護コーティングは、例えば、従来の亜鉛、亜鉛合金、アルミニウムまたはアルミニウム合金、マグネシウムまたはマグネシウム合金のコーティングであってもよい。

本発明に従って処理される平鋼製品の組成は、以下の側面を考慮して選択されている。

０．１−０．６重量％の量で含まれる炭素は、本発明によって処理された平鋼部品の鋼におけるフェライト／パーライトへの変態を遅延させ、マルテンサイト開始温度ＭＳを低下させ、硬度の増加に寄与する。これらの好ましい効果を使用するため、本発明による平鋼製品のＣ含有量は、少なくとも０．２５重量％で、特に少なくとも０．２７重量％、少なくとも０．２８重量％または少なくとも０．３重量％に設定され、特に、Ｃ含有量が０．２５−０．５重量％より大きい範囲内、特に０．２７−０．４重量％または０．２８−０．４重量％である場合に確実に、比較的高い炭素含有量で達成される効果を利用することができる。

本発明に従って処理される平鋼製品において、０．４−２．５重量％の量で含まれるＳｉと、最大３重量％含まれるＡｌの存在は、ベイナイト中の炭化物の成形を抑制することができ、それに付随する効果として、残留オーステナイトを溶解炭素により安定化させることができる。また、Ｓｉは固溶体の強化に寄与する。可能な限りＳｉの有害な影響を避けるため、Ｓｉ含有量は、２．０重量％に制限してもよい。強度増加のための固溶体形成剤としてＳｉを使用するためには、本発明に従って処理される平鋼製品が少なくとも１重量％のＳｉを含むことが好ましい場合もある。

Ａｌは、本発明に従って処理される鋼においてＳｉ含有量に部分的に置き換えることができる。最小含有量である０．４重量％のＡｌが、提供されてもよい。これは、特に、鋼の硬度または引張強度が、Ａｌの添加により、変形性の改善に有利になるように低い値に調節されるときはいつでも当てはまる。

ＡｌおよびＳｉが同時に存在することの好ましい影響は、本発明に従って規定される限度内のＳｉおよびＡｌ含有量が、％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．２重量％という条件、または％Ｓｉ＋０．８％Ａｌ＞１．５重量％という条件（％Ｓｉ：重量％による各Ｓｉの含有量、％Ａｌ：重量％による各Ａｌの含有量）を満たすときはいつでも、特に効果的に利用することができる。

少なくとも０．４重量％および３．０重量％以下、特に２．５重量％以下または２．０重量％の量で含まれるＭｎは、本発明に従って処理される鋼においてベイナイトへの成形を助成し、選択的、付随的に存在するＣｕ、ＣｒおよびＮｉの含有量も同様にベイナイトの成形に貢献する。本発明に従って処理された各場合の鋼におけるその他の構成成分に応じて、Ｍｎの最大含有量を１．６重量％または１．５重量％に制限することは、この点に関して好ましい場合もある。

任意のＣｒの添加は、マルテンサイト開始温度を低下させ、ベイナイトがパーライトまたはセメンタイトに変態する傾向を抑制することができる。更に、本発明に従って規定される最大２重量％の上限値以下の量で含まれるＣｒは、フェライト変態を促進し、Ｃｒの存在の最適な効果は、Ｃｒ含有量が１．５重量％に制限される場合に本発明に係る平鋼製品中において得られるものである。

任意のＴｉ、Ｖ、またはＮｂの追加によって、微粒化された微細組織の生成を支援することができるとともに、フェライト変態を促進することができる。また、これらのマイクロ合金元素は、析出の形成を通じて硬度の増加に寄与する。Ｔｉ、ＶおよびＮｂの好ましい効果は、それら元素の各含有量が０．００２−０．１５重量％の範囲内にあり、特に０．１４重量％を超えない場合に、本発明に従って処理される平鋼製品において特に効果的に利用することができる。

本発明によって提供される微細組織の成形は、本発明に従って処理される平鋼製品におけるＭｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣの含有量が次の条件を満たすことによって、特に確実なものとすることができる。

１＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２

ここで、％Ｍｎは重量％による各Ｍｎの含有量、％Ｃｒは重量％による各Ｃｒの含有量、％Ｎｉは重量％による各Ｎｉの含有量、％Ｃｕは重量％による各Ｃｕの含有量、％Ｃは重量％による各Ｃの含有量を示している。

本発明に従って特定される組成を有する、熱間圧延または冷間圧延された平鋼製品は、本発明に係る方法の出発製品として原則的に適している。これに考慮した、熱間圧延平鋼製品およびその製造方法は、欧州特許出願ＥＰ１２１７８３３０．２の主題であり、その内容は、明示的に本特許出願の開示に組み込まれる。

引用したＥＰ１２１７８３３０．２によって説明されるように、この特許出願に従って製造された熱間圧延平鋼製品は、伸び特性および強度の最適な組み合わせで特徴付けられる。この特性の組み合わせは、任意に存在する５体積％以下のフェライトと、１０体積％以下のマルテンサイトの画分に加えて、少なくとも６０体積％の割合のベイナイトと、残部として残留オーステナイトとにより構成される、本発明に従って処理される平鋼製品の微細組織によって、特に確実に達成することができる。この微細組織において、残留オーステナイトの含有量は少なくとも１０％体積であり、残留オーステナイトの少なくとも一部はブロック状であり、ブロック状である残留オーステナイトブロックの少なくとも９８％が、５μｍ以下の平均径を有している。

ＥＰ１２１７８３３０．２に係る形態の熱間圧延平鋼製品は、２相によって占められる微細組織を有する。その一方の主要な成分がベイナイトであり、もう一方の主要な成分が残留オーステナイトである。この２つの主要な成分に加えて、わずかな割合のマルテンサイトとフェライトが存在するが、その含有量は非常に少ないので、熱間圧延平鋼製品の特性に影響を与えることはない。

“ブロック状”の残留オーステナイトは、微細組織に存在する残留オーステナイトの構造的成分において長さ／幅の比率、すなわち最長範囲／厚みの比率が１乃至５である場合に、これに関して使用される用語である。これに対して、微細組織に存在する残留オーステナイトの集積において長さ／幅の比率が５より大きく、かつ残留オーステナイトの各微細組織の構成成分の幅が１μｍより小さい場合に、残留オーステナイトは“膜状”と呼ばれる。このため、膜状の残留オーステナイトは、典型的には、微細に分布した薄膜の形態をとる。

本発明に係る方法のための出発製品として最適である、熱間圧延平鋼製品を製造する方法は、次の操作ステップ：
−鉄および不可避の不純物に加えて、（重量％で）０．１０−０．６０％のＣ、０．４−２．０％のＳｉ、２．０％以下のＡｌ、０．４−２．５％のＭｎ、１％以下のＮｉ、２．０％以下のＣｕ、０．４％以下のＭｏ、２％以下のＣｒ、０．２％以下のＴｉ、０．２％以下のＮｂ、０．５％以下のＶを含む前製品をスラブ、薄スラブまたは鋳造鋼帯の形態で提供する操作ステップと、
−１またはそれ以上の圧延パスにおいて熱延鋼帯へと前製品を熱間圧延するステップであって、得られた熱延鋼帯が、最後の圧延パスを離れるときに、少なくとも８８０℃の最終の熱間圧延温度を有する、操作ステップと、
−マルテンサイト開始温度ＭＳと６００℃との間にあるコイリング温度に、得られた熱延鋼帯を少なくとも５℃／秒の冷却速度で急速に冷却する操作ステップと、
−熱延鋼帯をコイルに巻き取る操作ステップと、
−コイルを冷却する操作ステップを含み、この操作ステップにおいて、ベイナイトを成形するために、熱延鋼帯の微細組織の少なくとも６０体積％がベイナイトから構成されるまで、冷却中のコイルの温度が所定の温度範囲に維持され、その温度範囲の上限が、熱延鋼帯の微細組織にベイナイトが生じ始めるベイナイト開始温度ＢＳに等しく、下限が、熱延鋼帯の微細組織にマルテンサイトが生じ始めるマルテンサイト開始温度ＭＳに等しくなる。

本発明に係る方法を実行するための出発製品として最適な冷間圧延平鋼製品およびそのような冷間圧延平鋼製品の製造方法は、欧州特許出願１２１７８３３２．８の主題であり、その内容は同様に本特許出願の開示に明示的に組み込まれる。

本発明に従って規定される鋼組成の範囲内に含まれる合金において、冷間圧延平鋼製品の微細組織は、好ましくは、少なくとも２０体積％のベイナイト、１０−３５体積％の残留オーステナイトおよび残部としてのマルテンサイトから成る。他の構造的成分が技術的に不可避の微量で微細組織に存在し得ることは、言うまでも無い。このため、本発明に係る処理に適した冷間圧延平鋼製品は、３相の微細組織を有し、その主要成分はベイナイトであり、加えて残留オーステナイトおよび残部としてのマルテンサイトから構成される。任意選択的には、ベイナイト画分は少なくとも５０体積％で、特に少なくとも６０体積％であり、残留オーステナイト画分は１０−２５％の範囲内にあり、ここでも微細組織の残部はそれぞれマルテンサイトで占められている。最適なマルテンサイト画分は、少なくとも１０体積％である。本発明に従って処理される冷間圧延平鋼製品に必要とされる通常は少なくとも１４００Ｍｐａの高い引張強度Ｒｍおよび少なくとも５％の破断伸びＡ８０によって、そのような組成の微細組織は、伸びと引張強度の最適な積Ｒｍ×Ａ８０をもたらす。本発明に従って処理される冷間圧延平鋼製品の、主成分である“ベイナイト”、“残留オーステナイト”および“マルテンサイト”に加えて、その他の構造的成分の含有物が存在しても良いが、その含有量は非常に少ないので冷間圧延平鋼部品の性質に影響を与えることはない。本発明に従って処理するのに適した、このような形態の平鋼製品においては、残留オーステナイトの大部分が膜状であり、５μｍ未満の粒径を有する、ブロック状残留オーステナイトの小さい球形の島（islands)を備える。その結果、残留オーステナイトは、高い安定性を有し、それに付随して、望ましくないマルテンサイトへの変態傾向が低くなる。残留オーステナイト内のＣ含有量は、この場合、通常１．０重量％より高い。

そのような形態を有しかつ本発明に従って処理される冷間圧延平鋼製品を製造する方法は、次の操作ステップ：
−鉄および不可避の不純物に加えて、（重量％で）Ｃ：０．１０−０．６０％、Ｓｉ：０．４−２．５％、Ａｌ：３．０％以下、Ｍｎ：０．４−３．０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｃｏ：１．５％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．５％以下を含む前製品をスラブ、薄スラブまたは鋳造鋼帯の形態で提供する操作ステップと、
−１またはそれ以上の圧延パスにおいて前製品を熱延鋼帯に熱間圧延するステップであって、得られた熱延鋼帯が、最後の圧延パスを離れるときに、少なくとも８３０℃の最終の熱間圧延温度を有する、操作ステップと、
−最終熱間圧延温度と５６０℃の間にあるコイリング温度で、得られた熱延鋼帯を巻き取るステップと、
−少なくとも３０％の冷間圧延の程度で、熱延鋼帯を冷延鋼帯に冷間圧延するステップと、
−得られた冷延鋼帯を熱処理する操作ステップとを含み、熱処理の過程において、冷延鋼帯が、
−少なくとも８００℃の焼鈍し温度に加熱され、
−５０乃至１５０秒の焼鈍し期間に亘って、焼鈍し温度に選択的に維持され、
−少なくとも８℃／秒の冷却速度で焼鈍し温度から保持温度に冷却され、この保持温度は、４７０℃の上限と、冷延鋼帯の微細組織にマルテンサイトが生じ始めるマルテンサイト開始温度ＭＳより高い下限とを有する保持温度範囲内にあり、さらに冷延鋼帯は、
−冷延鋼帯の微細組織中で少なくとも２０体積％のベイナイトを形成するのに十分な時間に亘って保持温度範囲で維持される、ステップとを備える。

前述のマルテンサイト開始温度、すなわち、本発明に従って処理される鋼にマルテンサイトが形成され始める温度は、文献（「Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ ｅｘｔｒａｐｏｌａｔｉｏｎ ａｎｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ｓｔａｒｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎａｌｌｙ ａｌｌｏｙｅｄ ｓｔｅｅｌｓ」、Ｈ．Ｂｈａｄｅｓｈｉａ、Ｍｅｔａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ １５（１９８１）、１７８−１８０ページ）に説明される手順に従って何れの場合も計算することができる。

以下、例示的な実施形態に基づいて本発明を説明する。
図１は、本発明に係る方法で製造された部品Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３、Ｂ４と同じ組成Ｓ１の、熱間圧延された４つの平鋼製品について、引張強度Ｒｍに対する破断伸びＡ５０がプロットされた図表を示している。 図２は、部品Ｂ４の微細組織の試料図を示している。 図３ａ、３ｂは、成形前（図３ａ）と成形後（図３ｂ）の平鋼製品の微細組織の試料図を２００００倍率で示しており、上記平鋼製品からは部品Ｂ４が形成される。 図４ａ、４ｂは、成形前（図４ａ）と成形後（図４ｂ）の平鋼製品の微細組織の試料図を５００００倍率で示しており、上記平鋼製品からは部品Ｂ４が形成される。

表１で与えられる組成を有する鋼が、溶融された。

溶鋼は、従来の方法でスラブに鋳造され、その後、スラブは従来と同様の方法で再加熱温度ＯＴに加熱された。

加熱されたスラブは、従来と同様の熱間圧延ラインにおいて、何れの場合も２．０ｍｍの厚さの熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４に熱間圧延された。

熱間圧延ラインから出た熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４は、何れの場合も最終熱間圧延温度ＥＴを有しており、それらは、その温度からコイリング温度ＨＴに急速冷却速度ＫＲで冷却された。このコイリング温度ＨＴで、熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４はコイルに巻き取られた。

その後、コイルは、何れの場合も所定の温度範囲に冷却された。この温度範囲は、その上限がそれぞれのコイリング温度ＨＴにより定められ、下限が鋼Ｓ１について計算されるマルテンサイト開始温度ＭＳにより定められるものである。前述のマルテンサイト開始は、文献（「Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ ｅｘｔｒａｐｏｌａｔｉｏｎ ａｎｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ｓｔａｒｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎａｌｌｙ ａｌｌｏｙｅｄ ｓｔｅｅｌｓ」、Ｈ．Ｂｈａｄｅｓｈｉａ、Ｍｅｔａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ １５（１９８１）、１７８−１８０ページ）に説明される手順に従って何れの場合も計算することができる。

上述したように規定される温度範囲にコイルが冷却される期間は、こうして得られた圧延鋼帯がベイナイトおよび残留オーステナイトから構成される微細組織を持ち、その微細組織においてその他の構造的成分の画分がたとえ存在したとしても、“０”に近い無効量しか存在しないように、設定された。

再加熱温度ＯＴ、最終熱間圧延温度ＥＴ、冷却速度ＫＲ、コイリング温度ＨＴおよびマルテンサイト開始温度ＭＳの各操作パラメータは、表２に与えられている。

表３には、各熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４について求められた、引張強度Ｒｍ、降伏強度Ｒｐ、破断伸びＡ８０、性質Ｒｍ＊Ａ８０のような機械的特性および各残留オーステナイト含有量ＲＡが、更に与えられている。

そして、熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４の形態をとる、こうして得られた平鋼製品の試験片が、２００−２５０℃の範囲にある成形温度ＵＴに加熱され、何れの場合も、最大１５％の成形の程度で、部品に成形された。温度ＵＴにおいて、試験片の破断伸びＡ５０が３０％より大きく、そのため、本発明に係る成形プロセスの温度範囲において、複雑な成形要素であっても、クラックの危険性を生じることなく成形が可能であった。

２００−２５０℃の温度範囲で成形した後、１５％の成形プロセスを経て熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４の試験片から作製された部品は、空気中で室温に冷却され、それらの破断伸びＡ５０および引張強度Ｒｍが測定された。比較のために、熱延鋼帯Ｗ１−Ｗ４の更なる試験片が、室温ＲＴで、すなわち冷たくなったときに、各部品に成形された。このようにして成形された部品についても、破断伸びＡ５０および引張強度Ｒｍが測定された。

室温に冷却した後、本発明に従って成形された試験片の引張強度Ｒｍは、室温で成形された試験片よりも、何れの場合も８０−１２０ＭＰａ高く、破断伸びＡ５０については実質的に一定の値であることが分かった。

図２には、鋼Ｓ１から成る熱延鋼帯Ｗ２から温度２００℃−２５０℃で本発明に係る方法で成形された部品から室温で取られた、微細組織の試料の詳細が示されている。ここでは、上述した温度範囲における成形プロセスによって、前段階の球形の島状残留オーステナイトから製造された残留オーステナイトＲＡｆの膜状形態を明確に見ることができる。

図３ａ、図３ｂには、何れの場合も、２００００倍の倍率で、本発明に係る成形の前（図３ａ）および後（図３ｂ）の鋼Ｓ１から成る鋼部品の微細組織の試料の細部が再現されている。

図４ａ、図４ｂは、何れの場合も、５００００倍の倍率で、本発明に係る成形の前（図４ａ）および後（図４ｂ）の鋼Ｓ１から成る鋼部品の微細組織の試料の細部に対応する顕微鏡写真である。

さらに図３ａと図３ｂとの比較および図４ａと図４ｂとの比較は、本発明に係る成形によって発生する変化を明示的に示している。

従って、本発明に係る方法は、１２００ＭＰａより大きい引張強度Ｒｍと、６％より大きい破断伸びＡ５０とを有する複雑に成形された鋼部品を容易に製造することを可能にする。この目的のために、本発明は、鉄と不可避の不純物に加えて（重量％で）、Ｃ：０．１０−０．６０％、Ｓｉ：０．４−２．５％、Ａｌ：３．０％以下、Ｍｎ：０．４−３．０％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｃｏ：１．５％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．５％以下を含む平鋼製品を提供し、この平鋼製品の微細組織の体積の少なくとも１０％が、少なくとも１μｍの粒径の球形の島状残留オーステナイトを含む残留オーステナイトから成る。平鋼製品は、１５０−４００℃の成形温度に加熱され、最大でも一様伸びＡｇと同じ成形の程度で、成形温度で部品に成形されるプロセスを経る。こうして得られた平鋼製品は、最終的に冷却される。このように高い温度で成形された部品は、室温で成形される同じ平鋼製品からなる部品と比較すると顕著に高い強度を有する。

Claims (4)

1. １２００ＭＰａより高い引張強度Ｒｍおよび６％より大きい破断伸びＡ５０を有する鋼部品を製造する方法であって、
   −平鋼製品を提供するステップであって、前記平鋼製品が、残部の鉄および不可避の不純物に加えて、（重量％で）
   Ｃ：０．１０−０．６０％、
   Ｓｉ：０．４−２．５％、
   Ａｌ：３．０％以下、
   Ｍｎ：０．４−３．０％、
   Ｎｉ：１％以下、
   Ｃｕ：２．０％以下、
   Ｃｒ：２％以下、
   Ｔｉ：０．２％以下、
   Ｎｂ：０．２％以下、
   Ｖ：０．５％以下を含み、
   提供される平鋼製品に金属保護コーティングが与えられており、提供される平鋼製品が熱間圧延された鋼帯または鋼板であり、
   前記熱間圧延された平鋼製品の微細組織が、残部として任意に存在する最大５体積％のフェライトおよび最大１０体積％のマルテンサイトに加えて、少なくとも６０体積％のベイナイトおよび１０乃至４０体積％の残留オーステナイトから構成され、前記残留オーステナイトの少なくとも一部はブロック状であり、ブロック状をとる残留オーステナイトの少なくとも９８％の粒径が１μｍ以上５μｍ未満の平均径である、ステップと、
   −１５０乃至４００℃の成形温度に前記平鋼製品を加熱するステップと、
   −前記成形温度に加熱された平鋼製品を、一様伸びＡｇを最大とする成形で、部品に成形するステップと、
   −成形した部品を冷却するステップと、
   を備えることを特徴とする方法。
2. 請求項１に記載の方法において、
   Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣの含有量が、
   １＜０．５％Ｍｎ＋０．１６７％Ｃｒ＋０．１２５％Ｎｉ＋０．１２５％Ｃｕ＋１．３３４％Ｃ＜２という条件を満たし、
   ここで、
   ％Ｍｎが重量％によるＭｎの含有量、
   ％Ｃｒが重量％によるＣｒの含有量、
   ％Ｎｉが重量％によるＮｉの含有量、
   ％Ｃｕが重量％によるＣｕの含有量、
   ％Ｃが重量％によるＣの含有量
   であることを特徴とする方法。
3. 請求項１または２に記載の方法において、提供される平鋼製品のＳｉ含有量とＡｌ含有量の０．８倍との合計が、少なくとも１．５重量％であることを特徴とする方法。
4. 請求項１乃至３の何れか一項に記載の方法において、成形プロセスの後に実行される部品の冷却が、静止空気中で行われることを特徴とする方法。

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