JP6840771B2

JP6840771B2 - シートからマルテンサイト系ステンレス鋼部品を製造する方法

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Publication number: JP6840771B2
Application number: JP2018555193A
Authority: JP
Inventors: ピエール−オリヴィエ・サンタクルー; クリストフ・カーズ; ギヨーム・バディニエ; ジャン−ブノワ・モロー
Original assignee: アペラム
Priority date: 2016-04-22
Filing date: 2017-03-21
Publication date: 2021-03-10
Anticipated expiration: 2037-03-21
Also published as: RU2018136969A3; ES2805067T3; RU2018136969A; BR112018071587B1; KR20180136455A; RU2724767C2; CN109415776A; EP3445878A1; JP2019518609A; AU2017252037A1; HUE051293T2; EP3445878B1; KR102395730B1; MX2018012841A; US20190127829A1; CA3022115A1; WO2017182896A1; CN109415776B; US11001916B2; BR112018071587A2

Description

本発明は、シートからステンレス鋼を熱間成形して複雑な形状及び格別な機械的特性を与えるものに関し、これらの鋼は例えば自動車産業向けである。

自動車の重量を軽量化し、燃料消費を制限してＣＯ_２排出を制限するために、製造業者は、現在、非常に高い強度を有するため、過去に使用されていた従来の鋼と比較してシートの厚さの低減が可能な炭素鋼またはステンレス鋼シートを使用している。

マルテンサイト系鋼（または、より一般的には、５０％超のマルテンサイト組織を有する）は、そのような機械的特性を有するが、冷間成形性は限られている。したがって、フェライト状態で冷間成形した後、熱処理してマルテンサイト組織を得るか、またはマルテンサイト組織を得るために、オーステナイト状態で熱処理して焼入れで処理を終了するかのいずれかが必要である。

しかし、既知の鋼（ホウ素などを含む炭素鋼）を使用したこの第２の方法による複雑な幾何学的形状を有する部品の製造は、その限られた焼入れ性の制約、または成形および焼き戻しの進行を良好に制御することを困難にする高温の冶金変態の存在のために困難である。主としてマルテンサイト系ではなく、その機械的特性が意図されたものと一致しない複雑な部品を得る高いリスクがありか、または該方法が、例えばレーザ切断によって修正することができる単純な形状を有するマルテンサイト系部品を得ることに限定されなければならない。

成形を漸進的にし、欠陥が発生するリスクを制限するために、これらの用途で従来から知られている鋼から出発するプレストランスファ／ツールでいくつかの熱成形ステップを実施することが考えられる。しかし、得られる部品は、８０％未満のマルテンサイトからなり得、その機械的特性およびそのレジリエンスが低下し得、目標引張強度Ｒｍ、弾性限界Ｒｐ０．２、破断点伸びＡ、折りたたみの容易性またはレジリエンスが達成されない。少なくとも２つの成形ステップ、２つの移送ステップおよび焼入れステップを達成するために、マルテンサイト変態終了温度Ｍｆを超えるために必要な時間は長すぎ、オーステナイトが部分的にフェライト／炭化物／パーライトに変換され得る。

少なくとも８０体積％のマルテンサイトからなる組織を得ることは既知の鋼で可能であるが、焼入れの間の冷却速度は平均３０℃／ｓより高くなければならない。オーステナイト化後に、工具を使用したプレスまたはトランスファプレスを使用したマルチパス法は、工具内で焼入れする前に３０℃／ｓの最小冷却速度を保証するために、成形または熱間切断ステップが後に続く１つより多くのトランスファステップを許容しない。

本発明の目的は、シートから複雑な形状の部品を製造することを可能にする熱変形されたマルテンサイト鋼部品を製造する方法を提案することであり、さらにこの最終部品は高い機械的特性を有するため、特に、自動車産業における使用に適している。

従って、本発明の目的は、熱成形によりシートからマルテンサイト系ステンレス鋼部品を製造する方法であって、
‐重量パーセントで以下の組成を有するステンレス鋼シートを調製し、
０．００５％≦Ｃ≦０．３％；
０．２％≦Ｍｎ≦２．０％；
微量≦Ｓｉ≦１．０％；
微量≦Ｓ≦０．０１％；
微量≦Ｐ≦０．０４％；
１０．５％≦Ｃ≦１７．０％；好ましくは１０．５％≦Ｃｒ≦１４．０％；
微量≦Ｎｉ≦４．０％；
微量≦Ｍｏ≦２．０％；
Ｍｏ＋２×Ｗ≦２．０％；
微量≦Ｃｕ≦３％；好ましくは微量≦Ｃｕ≦０．５％；
微量≦Ｔｉ≦０．５％；
微量≦Ａｌ≦０．２％；
微量≦Ｏ≦０．０４％；
０．０５％≦Ｎｂ≦１．０％；
０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔａ≦１．０％；
０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８；
微量≦Ｖ≦０．３％；
微量≦Ｃｏ≦０．５％；
微量≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ≦５．０％；
微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
微量≦Ｂ≦０．１％；
微量≦Ｚｒ≦０．５％；
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ≦０．５％；
微量≦Ｈ≦５ｐｐｍ、好ましくは微量≦Ｈ≦１ｐｐｍ；
微量≦Ｎ≦０．２％；
（Ｍｎ＋Ｎｉ）≧（Ｃｒ−１０．３−８０×［（Ｃ＋Ｎ）^２］）；
微量≦Ｃａ≦０．００２％；
微量≦希土類および／またはＹ≦０．０６％；
鉄および製鉄由来の不純物である残部；
‐前記シートのマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）が≧２００℃であり、
‐前記シートのマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）が≧−５０℃であり、
‐前記シートの微細組織が、フェライトおよび／または焼戻マルテンサイトおよび０．５から５体積％の炭化物からなり、
‐前記シートのフェライト粒の大きさが１から８０μｍ、好ましくは５から４０μｍであり、
‐該方法が、前記シートの１つまたは複数の高温および／または低温変態を任意選択的に含み、
‐前記シートが、体積分率で最大０．５％の炭化物および体積分率で最大２０％の残留フェライトを含有する微細組織を与えるために、Ａｃ１よりも高い温度に維持することによってオーステナイト化され、
‐前記オーステナイト化されたシートは、第１の成形工具または切断工具に移送され、前記移送は期間ｔ０を有し、その間、前記シートは、Ｍｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、前記シートはこの移送の終わりに温度ＴＰ０にあり、
‐前記シートの第１の成形または切断段階は期間ｔ１の間に実施され、その期間の間、前記シートはＭｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐成形もしくは切断されたシートの移送が第２の成形もしくは切断工具で行われるか、または第１の成形もしくは切断工具の構成が期間ｔ２の間に変更され、その期間の間、Ｍｓより高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持しつつ、前記シート金属が切断され、
‐前記シートの第２の成形または切断ステップは期間ｔ３の間に実施され、その期間の間、前記シートはＭｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐任意選択的に、切断もしくは成形されたシートを他の切断もしくは成形工具に移送するため、または前述のステップで使用された成形もしくは切断工具の構成を変更するための他のステップが実施され得、各ステップの後に成形または切断ステップが続き、前記シートは、前記シートを移送するかまたは工具の構成を変更する各ステップ、および成形または切断作業の各々の間に、Ｍｓより高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐ＴＰｎが、最終的な切断または成形ステップの最後に成形または切断されたシートが到達する温度を表し、Σｔｉが移送および／または工具構成変更ステップおよび成形または切断ステップの期間の合計を表す場合、（ＴＰ０−ＴＰｎ）／Σｔｉは少なくとも０．５℃／ｓであり、
‐任意選択的に、微細組織がマルテンサイトと、少なくとも５％のオーステナイトと、最大２０％のフェライトとからなる状態において、ＭｓとＭｆとの間の温度で追加の成形または切断ステップが実施され得、
‐最終部品を得るために前記シートが周囲温度まで冷却され、前記最終部品が、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを含む微細組織を有することを特徴とする方法である。

前記シートは、４００℃以下のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）を有し得る。
前記シートのマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）は、３９０から２２０℃の間であり得る。
前記シートの厚さは、０．１から１０ｍｍの間であり得る。

オーステナイト化温度は、少なくとも８５０℃であり得る。
オーステナイト化温度は、９２５から１２００℃の間であり得る。

前記シートは、前記シートの移送および／もしくは工具構成変更ステップまたは成形もしくは切断ステップの少なくとも１つの間に再加熱され得る。

粗さ特性または疲労特性を高めることを目的とした表面処理を最終部品に施すことができる。
最終部品は、９０から５００℃の間で１０秒から１時間保持され得、次いで空気中で自然冷却され得る。

理解されるように、本発明は、以下の組み合わせに基づく。
‐ステンレス鋼マルテンサイト系組成の選択；および
‐この組成、および最終部品またはその機械的特性および／または表面特性のいくつかを最適化することを目的とした工程が次いで施され得る中間部品を得るための方法を使用することを可能にする正確な初期組織特性を有するシートに特定の熱成形法を適用すること。

この方法は、シートのオーステナイト化、すなわち開始微細組織を構成するフェライトおよび炭化物に代えてオーステナイトを形成するために、およびシートの表面脱炭および酸化を可能な限り制限する条件下で、鋼の温度Ａｃ１を上回る温度に上昇させることによって開始される。

次いで、オーステナイト化後に得られたフェライト＋炭化物組織が成形の間中保持される温度および時間の条件下でシートを形成するために、いくつかの工程（少なくとも２回）が連続的に行われる。必要であれば、加熱工具を用いて成形ステップの間または成形ステップ中に温度を上昇または維持することができ、成形されているおよび成形作業の間（ある工具から別の工具へのシートの移送中、またはシートが同じ工具上に維持される場合には工具構成の変更中）のシートの温度は、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）を下回らない。

「成形ステップ」という用語には、特に深絞り、ホットスタンピング、スエージ加工、切抜き、および穿孔などの材料の変形または除去などの多様な作業が含まれ、これらのステップは、製造者によって決定された任意のオーダーにおいて実施され得ることを理解すべきである。

成形後、こうして得られた部品は、特に冷却の制約なしに冷却される。この冷却の前に、微細組織が少なくとも１０％のオーステナイトおよび最大２０％のフェライトからなり、残部がマルテンサイトである条件下で、ＭｓとＭｆ（マルテンサイト変態終了温度）との間で行われる切断または最終成形ステップが行われ得る。

本発明は、以下の添付図面を参照して与えられる以下の説明を読むことにより、より深く理解されるであろう。

従来のローラ炉を用いた本発明による方法を使用する部品の製造、及び製造の間の鋼の温度の推移を表す図を示す。誘導炉を用いた本発明による方法を使用する部品の製造、及び製造の間の鋼の温度の推移を表す図を示す。

本発明による方法に使用されるマルテンサイト系ステンレス鋼の組成は以下の通りである。すべての比率は重量パーセントである。

Ｃ含有量は０．００５％から０．３％の間である。
０．００５％である最小含有量は、最終目標の機械的特性を得るために熱間成形法の第１ステップの間に微細組織のオーステナイト化を得る必要性によって正当化される。０．３％を超えると、シートの溶接性、とりわけレジリエンスが、特に自動車産業における用途には不十分になる。

Ｍｎ含有量は０．２から２．０％の間である。
オーステナイト化を得るために最低０．２％が必要である。２．０％を超えると、中性または還元雰囲気中で実施されない場合、熱処理の間に酸化問題が生じるリスクがあり、さらには所望の機械的特性の獲得がもはや保証されない。

Ｓｉ含有量は、微量（すなわち、Ｓｉが添加されず、配合物から生じる単純な不純物）から１．０％の間である。

Ｓｉは、添加または置換され得るＡｌと全く同じように、配合の間に脱酸剤として使用され得る。１．０％を超えると、Ｓｉがフェライトの形成に過度に寄与し得るため、オーステナイト化が困難になると同時に、Ｓｉがシートを過度に脆くして複雑な部品の成形が十分に進行しないと考えられる。

Ｓ含有量は、最終製品に適した溶接性およびレジリエンスを保証するために、微量から０．０１％（１００ｐｐｍ）の間である。

Ｐ含有量は、最終製品が過度に脆くならないように、微量から０．０４％の間である。Ｐもまた溶接性が不良である。

オーステナイト化の間の炭化物溶解を速くするため、Ｃｒ含有量は１０．５から１７．０％の間、好ましくは１０．５から１４．０％の間である。
１０．５％である最小含有量は、シートのステンレス性を保証するために正当化される。１７％を超える含有量は、オーステナイト化を困難にし、不必要に鋼のコストを増加させる。

Ｎｉ含有量は、微量から４．０％の間である。
Ｎｉの添加は、本発明にとって不可欠ではない。しかしながら、規定された最大値４．０％の範囲内のＮｉの存在は、オーステナイト化を促進するために有利であり得る。しかしながら、４．０％の限界を超えると、残留オーステナイトの過剰な存在をもたらし得、冷却後の微細組織中にマルテンサイトが十分に存在しなくなり得る。

Ｍｏ含有量は、微量から２．０％の間である。
Ｍｏの存在は必須ではない。しかし、優れた耐腐食性のために有利である。２．０％を超えると、オーステナイト化が妨げられ得、鋼のコストが不必要に増加する。

Ｗの存在も同様に可能であるが、Ｗは強く硬化する元素であるため、その存在は制限され、Ｍｏ含有量に関連しなければならない。Ｍｏ＋２×Ｗの合計は、微量から２．０％の間でなければならないと考えられる。

ＭｏおよびＷが鋼に及ぼす影響の累積を考慮すると、最も慣習的であるのとは対照的に、Ｍｏ＋Ｗ／２の関係ではなくＭｏ＋２×Ｗの関係を考慮する必要がある。この２つの元素が析出物の生成に及ぼす影響を制御するためにＭｏ＋Ｗ／２の関係が考慮されなければならず、Ｗは同量の添加の場合のＭｏの２倍有効である。しかしながら、本発明の場合、ＭｏおよびＷのそれぞれの鋼の硬度への影響が好ましい。そして、Ｗは、同量の添加量についてＭｏよりも強い硬化元素であるので、本発明に従って考慮しなければならないのはＭｏ＋２×Ｗの関係である。この合計Ｍｏ＋２×Ｗは微量から２．０％の間でなければならない。それを超えると、硬度が過度になり、他の全てが等しい場合、本発明の文脈において好ましい機械的特性、特に折り曲げ角性能およびレジリエンスが低下する。

Ｃｕ含量は、微量から３．０％の間、好ましくは微量から０．５％の間にある。
このタイプの鋼では、Ｃｕに対するこれらの要件は通常である。実際には、これは、Ｃｕの添加が有用ではなく、この元素の存在が使用される原材料のみに起因することを意味する。任意選択の添加である０．５％を超える含有量は、溶接性を低下させるので自動車用途には望ましくない。しかし、Ｃｕはオーステナイト化を促進する場合があり、本発明の鋼を溶接を必要としない分野に適用する場合、Ｃｕ含有量は最大３．０％までであり得る。

Ｔｉ含有量は、微量から０．５％の間である。
ＴｉはＡｌおよびＳｉのような脱酸剤であるが、そのコストおよびＡｌよりも低い効率のため、一般的にこの観点から魅力的ではない。Ｔｉ窒化物および炭窒化物の形成は、結晶成長を制限し得、ある種の機械的特性および溶接性に好都合に影響し得ることは興味深い。しかしながら、この形成は、Ｔｉが炭化物の形成によってオーステナイト化を妨げる傾向があり、ＴｉＮがレジリエンスを低下させる傾向があるので、本発明による方法の場合には不利であり得る。従って、０．５％の最大含有量を超えてはならない。

ＶおよびＺｒもまた、レジリエンスを低下させる窒化物を形成し得る元素であるため、一般にＴｉ＋Ｖ＋Ｚｒの合計は０．５％を超えないことが必要である。

Ａｌ含有量は、微量から０．２％の間である。
Ａｌは、製鋼の間に脱酸剤として使用される。脱酸後に鋼中に０．２％を超える量が残存することは、機械的特性を低下させ得る過剰量のＡｌＮを形成し、またマルテンサイト微細組織を得ることが困難になるため、必要でない。

Ｏ含有量は、微量から０．０４％（４００μｍ）の間である。
Ｏ含有量の要件は、介在物に起因する亀裂のない鋼を形成する能力、および最終部品に求められる機械的特性の品質に関して、マルテンサイト系ステンレス鋼に対して慣習的なものであり、過剰に存在する酸化された介在物が変化しやすいものである。逆に、シートの最小の被削性が所望される場合、その組成が切断工具のための潤滑剤として作用できる程度に十分に可鍛性にするのであれば、かなりの数の酸化介在物を有することが有利であり得る。酸化介在物の数および組成を制御するためのこの技術は、鉄鋼産業において慣習的である。酸化物の組成の制御は、Ｃａの制御された添加および／または液状鋼が接触するスラグの組成の調節および製造中の化学平衡の調節よって有利に得ることができる。

本質的には、製鋼の間に脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの添加であり、可能性のあるＣａの添加であり、液状鋼中の酸化介在物のデカンテーションおよびＯの最終含有量を決定する固体鋼中のこれらの脱酸剤の存在をもたらした。別々に得られるこれらの元素の各々は存在しないか又はわずかしか存在しないが、それらのうちの少なくとも１つ（最も多くの場合、Ａｌ及び／又はＳｉ）は、最終シートのＯ含有量が部品の滑らかな成形のために、および部品の今後の用途のために高くなりすぎない程度に十分な量で存在することが必要であり得る。鋼の脱酸およびそれらの酸化介在物の組成および量の制御を支配するこれらのメカニズムは、当業者に周知であり、完全に普通のやり方で本発明の文脈において適用される。

Ｎｂ含有量は０．０５から１．０％の間である。
合計Ｎｂ＋Ｔａ含有量は０．０５％から１．０％の間である。

ＮｂおよびＴａは良好なレジリエンスを得るための重要な元素であり、Ｔａはピッチングによる腐食に対する耐性を向上させる。しかし、それらはオーステナイト化を妨げる得るため、上記に規定された量を超える量で存在してはならない。さらに、ＮｂおよびＴａは、ＣおよびＮによって形成された炭窒化物を捕捉し、これはオーステナイト化の間にオーステナイト粒の過度の成長を防止する。これは、−１００℃から０℃の間の非常に良好な低温レジリエンスを得るために好ましい。一方、Ｎｂおよび／またはＴａ含有量が高すぎると、ＣおよびＮは炭窒化物中に完全に捕捉され、所望の機械的特性、特にレジリエンスおよび機械的耐性を達成するために十分に溶解しない。

従って、２０℃またはそれ以上で５０Ｊ／ｃｍ^２程度のレジリエンスを得るためには０．２５≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８が必要である。

Ｖ含有量は、微量から０．３％の間にある。
Ｔｉと同様に、Ｖは窒化物を生成する可能性のある脆化元素であり、あまりにも多量に存在すべきではない。上記のように、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒは０．５％を超えてはならない。

Ｃｏ含有量は微量から０．５％の間である。この元素は、Ｃｕと同様に、オーステナイト化に役立つ可能性が高い。しかし、オーステナイト化はより安価な手段によって補助され得るので、０．５％を超えて添加するのは無意味である。

Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏの合計含有量は、マルテンサイト変態後に過剰な残留オーステナイトを残さないように、およびそれを必要とする用途で溶接性を低下させないために、微量から５．０％の間でなければならない。

Ｓｎ含有量は微量から０．０５％（５００ｐｐｍ）の間である。この元素は鋼の溶接性および熱変形性に有害であるので望ましくない。０．０５％の範囲は許容誤差である。

Ｂ含有量は、微量から０．１％の間である。
Ｂは必須ではないが、その存在はオーステナイトの焼入れ性および鍛造性にとって有利である。したがって、成形が容易になる。０．１％（１０００ｐｐｍ）を超えて添加しても、有意な追加の改善はもたらされない。

Ｚｒ含有量は、レジリエンスを低下させ、オーステナイト化を妨げるので、微量から０．５％の間である。また、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒの合計含有量が０．５％を超えてはならないことを再度記載する。

Ｈ含有量は微量から５ｐｐｍの間、好ましくは１ｐｐｍ以下である。過剰なＨ含有量は、マルテンサイトを脆化させる傾向がある。従って、このようなＨの低い含有を確実にすることができる液体状態の鋼を製造する方法を選択する必要がある。典型的には、処理は、溶鋼の完全な脱ガスを確実にするように選択される（「ＡＯＤ」と呼ばれる周知の方法である溶鋼へのアルゴンの大量注入によって、または「ＶＯＤ」として知られている方法である鋼鉄がＣＯの放出によって脱炭される間の真空下の通過によって）。

Ｎ含有量は微量から０．２％（２０００ｐｐｍ）の間である。Ｎは不純物であり、その処理によってＨ含有量を減少させること、その存在の制限に寄与すること、または実質的にそれを減少させることを可能にする。Ｎ含有量が特に低いことは必ずしも必要ではないが、上記の理由から、その含有量は、結合して窒化物または炭窒化物を形成することができる元素の含有量と共に考慮して、８≧（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≧０．２５に従う。

さらに、（Ｍｎ＋Ｎｉ）≧（Ｃｒ−１０．３−８０×［（Ｃ＋Ｎ）^２］）の関係を考慮すると、熱機械的処理の初期段階の間の鋼の良好なオーステナイト化が好ましい。上記の他の条件に加えて、この条件が満たされていれば、十分なレジリエンスが達成される。この観点から、Ｃ＋Ｎの合計の効率は直線的ではないが、Ｃｒのアルファジェニック効果を相殺し、少なくとも８０％の正確なオーステナイト化を保証するのに十分なレベルのガンマジェニック元素が必要である。

Ｃａ含有量は≦０．００２％（２０ｐｐｍ）である。
希土類およびＹの合計含有量は、微量から０．０６％（６００ｐｐｍ）の間である。これらの元素は、非常に高い温度でのオーステナイト化の間の耐酸化性を改善することができる。

鋼の残部は、鉄と、製鋼から生じる不純物とからなる。
鋼の組成に関する他の要件は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト変態終了Ｍｆに関する。

Ｍｓは好ましくは４００℃以下であるべきである。Ｍｓがより高い場合、部品の様々な移送および成形作業が互いに迅速に続かない可能性があり、また、Ｍｓより高い温度で全ての成形行うには時間が不十分である可能性がある。しかし、このリスクは、成形作業の間に部品に再加熱または温度維持を提供することによって、および／またはこれらの作業の間に、例えば電気抵抗器を組み込んだ既知のタイプの加熱ツールを使用することによって、制限または回避され得る。したがって、Ｍｓ≦４００℃の条件は必ずしも必須ではないが、工業的条件下での本発明による方法の経済的かつ容易な適用に推奨される。

最終部品の残留オーステナイト含有量が高すぎることを避けるために、Ｍｓは２００℃と同等またはそれより高くなければならず、特に、８００ＭＰａ未満に低下させることによりＲｐ０．２を低下させ得る。
好ましくは、Ｍｓは３９０から３２０℃である。

最終部品に過剰な残留オーステナイトが存在しないようにするために、Ｍｆは−５０℃と同等またはそれより高くなければならない。

ＭｓおよびＭｆは、好ましくは、例えばよく知られた膨張測定によって実験的に、決定される。例えば、「Ｕｎｃｅｒｔａｉｎｔｉｅｓｉｎｄｉｌａｔｏｍｅｔｒｉｃｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｓｔａｒｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ」、ＹａｎｇおよびＢａｄｅｓｈｉａ、ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、２００７／５、５５６−５６０頁を参照されたい。

近似式もまた鋼の組成からそれらを評価することを可能にするが、実験的な決定のほうが確実である。

記載される熱機械的処理は、任意選択的に続いて被覆されるべき裸のシート上に、または例えばＡｌおよび／またはＺｎ系合金によって既に被覆されたシート上のいずれかに、行われ得ることが理解されるべきである。シートの片面または両面に存在する、典型的には１から２００μｍの厚さを有するこの被膜は、この目的のために従来から使用されている任意の技術によって堆積されていてもよく、オーステナイト化前に堆積された場合、オーステナイト化および変形温度でシートが存在する間に蒸発せず、変形の間に劣化しないことが必要である。

これらの条件を満たすためのコーティングの特性およびその堆積のモードの選択および最適化は、従来のコーティングステンレス鋼シートの成形において当業者が知る範囲を超えない。コーティングがオーステナイト化の前に行われる場合、オーステナイト化温度でＡｌがＺｎよりも蒸発しにくいため、Ａｌ系コーティングはＺｎ系コーティングよりも有利であり得る。

本発明による方法は以下の通りであり、シートの製造および形成に適用される。
第１の工程では、裸のまたはコーティングされた初期ステンレス鋼シートは、上記組成物を用いて典型的には０．１から１０ｍｍの厚さに慣習的に調製される。この調製は、溶鋼の鋳造および凝固によって得られる半製品の高温および／または低温の変態および切断作業を含み得る。この初期シートは、フェライトおよび／または焼戻マルテンサイトおよび０．５から５体積％の炭化物からなる微細組織を有さなければならない。規格ＮＦＥＮＩＳＯ６４３に従って測定されたフェライト粒のサイズは、１から８０μｍの間、好ましくは５から４０μｍの間である。所望の８０％またはそれより多いオーステナイトを得るようにオーステナイト化を促進するためには、フェライト粒径４０μｍまたはそれ未満が推奨される。良好な冷間成形性を得るためには、少なくとも５μｍのフェライト粒径が推奨される。

シートは、最初に、Ａｃ１（オーステナイトが出現する開始温度）よりも高い、したがって、典型的には当該組成物について約８５０℃より高い温度範囲の炉を通過することによってオーステナイト化される。このオーステナイト化温度は、シートの全体積に関係していなければならず、シートの厚さおよび変態の動力学を考慮して、この体積全体でオーステナイト化が完了するように、処理は十分に長くなければならないことを理解されたい。

このオーステナイト化の最高温度は、本発明の特定の特徴ではない。それは、シートが、完全に固体の状態（したがって、いずれの場合にも、鋼の固相線温度においてより低い温度でなければならない）を維持し、オーブンとオーステナイト化に続く成形工具との間の移動を損傷なく耐えるために軟化されすぎないものでなければならない。さらに、温度は、加熱雰囲気中でシートの実質的な表面酸化および／または脱炭を引き起こすほど高くすべきではない。表面酸化は、シートの表面にスケールが付着しないように、成形される前にシートを機械的にまたは化学的に脱スケールする必要があり、それは材料の損失を招く。過度の脱炭（脱炭表面されたの厚さ≧１００μｍ）は、シートの硬度および引張強度を低下させ得る。既知の方法で、著しい酸化および／または脱炭を観察するリスクは、オーステナイト化の温度および時間だけでなく、炉の処理雰囲気にも依存する。非酸化性の、従って好ましくは空気に対して中性または還元性の雰囲気（典型的にはアルゴン、ＣＯおよびそれらの混合物など）は、損傷なく処理温度を上昇させることを可能にし、最低限の時間でオーステナイト化を完了することを可能にする。オーステナイト化のために高い滞留時間を必要とする炉内で純窒素または高度に水素化された雰囲気が使用される場合、鋼による表面窒化または水素の取り込みのリスクがある。これは、処理雰囲気の選択において考慮されなければならず、純窒素の雰囲気または比較的高い水素含有量を含む雰囲気を回避すべき場合がある。

典型的には、オーステナイト化は、９２５から１２００℃の間の温度で１０秒から１時間の期間（この期間は、シートがＡｃ１を超えて上昇する場合）、好ましくは従来のオーブンでの加熱では２分から１０分の間、誘導炉内での加熱では３０秒から１分の間である。誘導炉は、公称オーステナイト化温度まで急速に加熱する利点を有する。これは、所望の結果を達成するために従来のオーブンよりも短い処理を可能にする。これらの温度および時間は、残りの処理が、適度な時間内にマルテンサイトの十分な形成をもたらし、この方法の使用に良好な生産性をもたらし得る。

このオーステナイト化の目的は、初期のフェライト＋炭化物組織の金属を、体積分率で最大０．５％の炭化物および体積分率で最大２０％の残留フェライトを含むオーステナイト組織に変形することである。このオーステナイト化の１つの目的は、特に、Ｃ原子を放出させてオーステナイト組織を形成し、次いでこの方法のその後の工程においてマルテンサイト組織を形成するために初期に存在する炭化物の少なくとも大部分を溶解させることである。最終製品まで持続しなければならない２０％の最大残留フェライト含有量は、得られるレジリエンスおよび慣習的な降伏強さによって正当化される。

次いで、オーステナイト化されたシートは、適切な成形工具（スタンピングまたは延伸工具など）または切断工具に移送される。この移送は、可能な限り短い期間ｔ０を有し、この移送の間、シートは、最大０．５％の炭化物および最大２０％の残留フェライトを有するオーステナイト微細組織を維持しつつ、Ｍｓより高い温度を維持しなければならない。この移送の後、シートは温度ＴＰ０にあり、該温度は省エネルギーの明らかな理由のために公称オーステナイト化温度に可能な限り近い。

次に、成形または切断の第１のステップは、持続時間ｔ１、典型的には０．１から１０秒の間で実行される。このステップの正確な持続時間は（他の工程のそれと同様）、それ自体本発明の基本的特徴ではない。シートの温度がＭｓを下回らないように、シートの表面の著しい脱炭および／または酸化が起こらないように、かつ最大０．５％の炭化物及び最大２０％の残留フェライトを有するオーステナイト微細組織が作業の終わりに常に存在するように、該時間は十分に短くなければならない。必要に応じて、加熱されていない成形工具をシートに接触させると、多くの場合１００℃／ｓを超えるシートの冷却がもたらされるため、これらの温度および微細組織の状態を維持するためにシートを加熱する手段を備えた成形工具を使用することができる。

著しい表面脱炭および酸化が存在しないことは、必要に応じて経験に照らして鋼の組成を調節し、可能であれば成形の間にシートの周囲に中性または還元性雰囲気を維持することによって達成することができる。

成形温度およびその進展に関連するこれらの条件、ならびに成形の間のシート周囲の雰囲気は、以下の成形ステップにも有効である。

このように成形されたシートは、広義の第２の成形ステップのために別の工具に移送される。あるいは、インターバルに構成を変更することによって（たとえば、２つのステップのそれぞれに延伸があるときにパンチを置き換えるなど）、同じ工具を両方のステップで使用することもできる。この移送の持続時間ｔ２は、典型的には１から１０秒であり、移送の間にシート温度がＭｓよりも高く維持されるように十分速く、微細組織が最大０．５％の炭化物および最大２０％の残留フェライトを有するオーステナイトを維持することを目標とする。

次いで、典型的には０．１から１０秒の持続時間ｔ３を有する第２の成形ステップが実施される。微細組織は、最大０．５％の炭化物および最大２０％の残留フェライトを有するオーステナイトを維持しつつ、シートの温度は、Ｍｓよりも高いままである。

他の形成ステップ（上で定義した広義の意味で）およびそれらの対応する移送は、この第２の成形ステップに続き得る。

本質的なことは、これらの移送および成形／切断の実行の間に、鋼の温度がＭｓを下回らず、最大０．５％の炭化物および最大２０％の残留フェライトを有するオーステナイト微細組織が、最終温度ＴＰｎにおける最終ステップｎの終了時まで維持されることである。必要であれば、上述したように、加熱された成形工具、および成形作業と成形作業との間にシートを再加熱する手段を使用することができる。

（ＴＰ０−ＴＰｎ）／Σｔｉ（式中、Σｔｉは移送および成形の期間の合計である）で定義されるＴＰ０とＴＰｎとの間の平均冷却速度は、少なくとも０．５℃／ｓでなければならない。

上述した成形作業の開始時と終了時との間のこの冷却速度の結果は、鋼の組成および成形の間に使用される手順と組み合わされて、冷却の間に、鋼が、ベイナイト変態に対応するＴＲＣダイアグラムの「ノーズ」に入るが、マルテンサイト変態が起こり得る領域に直接入る前にオーステナイト領域に留まるものである。鋼の組成は、溶接可能なシートの製造のために自動車業界で最も一般的に使用されている炭素鋼と比較して、このノーズがより高い期間に向かって変位し、これにより、通常の成形工具上のベイナイト領域、さらにはフェライトおよびパーライト領域を避けることが可能となり、可能な限り完全にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が得られるように詳細に選択される。しかし、前述したように、個別の各ステップは、最大０．５％の炭化物および最大２０％の残留オーステナイトを有するオーステナイト微細組織が維持されるものでなければならないことに留意すべきである。したがって、各ステップの持続時間／冷却速度の対を適宜選択しなければならず、必要であれば、この微細組織がすべてのステップの間に維持されるように、成形もしくは切断中および／またはそれらの間にシートの再加熱が行われなければならない。

微細組織が少なくとも５体積％のオーステナイトを含む領域において、ＭｓとＭｆとの間の温度で広い意味での少なくとも１つのさらなる成形ステップを実施することが任意で可能である。この追加のステップが切断を含む場合、工具の摩耗が少なく、部品の最終形状が実現され、この追加のステップが変形を含む場合、少なくとも５％のオーステナイトが、顕著なマルテンサイトの存在にもかかわらず、この変形に十分な延性を与えることができる。

最後に、シートを、例えば外気中で周囲温度まで冷却させて、本発明の方法による最終部品が得られる。鋼の組成は、少なくとも外気中での自然冷却に比べて冷却を実質的に遅くする手段、例えばシートの囲いなどを使用しない場合には、周囲温度まで冷却しながらマルテンサイト変態が起こり得る領域内にシートがとどまるので、この冷却の間に最小速度を課す必要はない。当然、この冷却は、強制空気または水または他の流体の投射によって加速されてもよい。

部品の最終形状を得るために少なくとも２つのステップを使用することで、本発明に従って特定および処理された組成を有する鋼を使用することにより、いずれの場合でも、十分な品質ではないオリジナルシートの単一の成形のみを使用する既知の方法では達成できない最終部品の複雑な形状を得ることができる。

場合によっては、表面の粗さを増大させ、塗料など、後に塗布される塗膜の接着性を向上させるために、またはシートの疲労強度を改善する残留応力を生成するために、ブラストまたはサンディングなどの表面処理を最終部品に施してもよい。このタイプの作業自体は既知である。

さらに、破断点伸びを改善してＩＳＯ規格に従って８％を超える値（ＪＩＳ規格では実質的に１０％超に相当）にするために、周囲温度まで冷却した後に最終部品に最終熱処理を行うことができる。この処理は、最終部品を９０から５００℃の間で１０秒から１時間維持した後、空気中で自然冷却を行うものである。

本発明による方法によってこうして得られた部品は、特に、少なくとも８０％であるその高いマルテンサイト含有量のため、周囲温度で高い機械的特性を有する。典型的には、Ｒｍは少なくとも１０００ＭＰａ、Ｒｅは少なくとも８００ＭＰａであり、ＩＳＯ６８９２に準拠して測定される破断点伸びＡは少なくとも８％であり、ＶＤＡ２３８−１００に従って測定された１．５ｍｍ厚さに対する折り曲げ角は少なくとも６０°である。

図１は、以降に示す表１の実施例２の組成による鋼を用いて実施された本発明による方法の例示的な動作図を概略的に表しており、Ｍｓは３８０℃、Ｍｆは２００℃であり、以下のステップを含む。
‐１．５ｍｍの厚さのシート２を従来のローラーオーブン１中で２分間、周囲温度から９５０℃と同等のＴＰｉ温度の間で加熱する。
‐オーブン１内でシート２を温度ＴＰｉで３分間の期間ｔｍの間保持する。
‐炉１と熱延伸工具３との間でシート２を１秒の期間ｔ０で移送する。鋼の温度はＴＰ０＝９４１℃に低下する。
‐成形シート４を得るために、熱延伸工具３で０．５秒の期間ｔ１の間実施される第１の成形（変形）ステップ。鋼の温度はＴＰ１＝８０８℃に低下する。
‐熱延伸工具３と穿孔工具５との間で、成形シート４を０．５秒の期間ｔ２で移送する。鋼の温度はＴＰ２＝７９９℃に低下する。
‐成形および穿孔されたシート６を得るために、穿孔工具５で１秒の期間ｔ３の間実施される穿孔からなる第２の成形ステップ。鋼の温度はＴＰ３＝６６７℃に低下する。
‐最終寸法を与えて製品８を得るために、成形および穿孔されたシート６を切断工具７に移送してシート６の端部を切断する。
‐疲労耐性または後にコーティングされ得る層の接着性を最適化するために、ショットブラスタ９において製品８をショットブラストする。

図２は、以降に示す表１の実施例７の組成を有する鋼のシート２上で実施される、本発明による方法の動作図の別の例を概略的に表しており、Ｍｓは３８０℃、Ｍｓは２００℃であり、以下のステップを含む。
‐周囲温度から温度ＴＰｉ＝９５０℃の間で厚さ１．５ｍｍのシート２を従来の誘導炉で２０秒間加熱する。
‐誘導炉１０内でシート２を温度ＴＰｉで３０秒の期間ｔｍの間保持する。
‐誘導炉１０と熱延伸工具３との間でシート２を１秒の期間ｔ０で移送する。鋼の温度はＴＰ０＝９４１℃に低下する。
‐成形シート４を得るために、熱延伸工具３において０．５秒の期間ｔ１の間実施される第１の成形（変形）ステップ。鋼の温度はＴＰ１＝８０８℃に低下する。
‐熱延伸工具３と穿孔工具５との間で、成形シート４を１秒の期間ｔ２で移送する。鋼の温度はＴＰ２＝７９９℃に低下する。
‐成形および穿孔されたシート６を得るために、穿孔工具５で０．５秒の期間ｔ３の間実施される穿孔からなる第２の成形ステップ。鋼の温度はＴＰ３＝６６７℃に低下する。
‐シート６の端部を切断するために、成形および穿孔されたシート６を１秒の期間ｔ４で切削工具７に移送する。シートの温度はＴＰ４＝６５８℃に低下する。
‐最終寸法を与えて製品８を得るために、０．５秒の期間ｔ５の間での部品６の端部の切断からなる第３の成形ステップ。部品の温度はＴＰ５＝５２５℃に低下する。
‐疲労耐性または後にコーティングされ得る層の接着性を最適化するために、製品８のショットブラスト９を行う。

したがって、図１および図２の方法は基本的に相違しない。唯一の違いは、誘導炉１０が従来のローラーオーブン１よりも早い加熱及びより速い定常速度を可能にすることである。したがって、加熱時間及び維持時間ｔｍが短くなり、設備の生産性に有利である。誘導加熱はまた、その体積全体にわたってシートの温度の均質性をより確実に保証し、これは、成形ステップの実施および最終目標特性の取得に有利である。

以下の表１は、上記のおよび図１に示した本発明による方法が適用された鋼の実施例の組成を示す。記載されていない元素は、製鋼由来の微量としてのみ存在する。

表２は、最終部品の機械的特性（引張強度Ｒｍ、弾性限界Ｒｐ０．２、伸びＡ、ＫＣＵレジリエンス、折り曲げ角機能）を有する、これらの同じ実施例の中間金属組織（鋼の温度がＭｓを超える処理段階の間）および最終金属組織を示す。中間組織に関する列において、ＭＣは炭化物の割合を示す。

この表から、本発明による実施例は、機械的特性の点で対象とする全ての目標を達成することを可能にする唯一のものであることが分かる。

当然ながら、本発明の好ましい用途が自動車産業用のシートの成形である場合、この用途は排他的ではなく、成形されるシートは、それらが有利である任意の他の用途、特に、例えば航空、建物、鉄道などの構造機能部品用に設計され得る。

本発明は、本発明で必要とする組成を有するシートを別の組成のシートに固定し、このようにして得られたアセンブリを上記の方法で成形する場合も含む。当然ながら、本発明による構造および特性は、通常、本発明の組成を有するアセンブリの一部のみに得られる。

１ローラーオーブン
２シート
３熱延伸工具
４成形シート
５穿孔工具
６成形・穿孔シート
７切断工具
８製品
９ショットブラスタ
１０誘導炉

Claims

熱成形によりシートからマルテンサイト系ステンレス鋼部品を製造する方法であって、
‐重量％で以下の組成を有するステンレス鋼シートを調製し、
０．００５％≦Ｃ≦０．３％；
０．２％≦Ｍｎ≦２．０％；
微量≦Ｓｉ≦１．０％；
微量≦Ｓ≦０．０１％；
微量≦Ｐ≦０．０４％；
１０．５％≦Ｃｒ≦１７．０％、好ましくは１０．５％≦Ｃｒ≦１４．０％；
微量≦Ｎｉ≦４．０％；
微量≦Ｍｏ≦２．０％；
Ｍｏ＋２×Ｗ≦２．０％；
微量≦Ｃｕ≦３％、好ましくは微量≦Ｃｕ≦０．５％；
微量≦Ｔｉ≦０．５％；
微量≦Ａｌ≦０．２％；
微量≦Ｏ≦０．０４％；
０．０５％≦Ｎｂ≦１．０％；
０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔａ≦１．０％；
０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８；
微量≦Ｖ≦０．３％；
微量≦Ｃｏ≦０．５％；
微量≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ≦５．０％；
微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
微量≦Ｂ≦０．１％；
微量≦Ｚｒ≦０．５％；
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ≦０．５％；
微量≦Ｈ≦５ｐｐｍ、好ましくは微量≦Ｈ≦１ｐｐｍ；
微量≦Ｎ≦０．２％；
（Ｍｎ＋Ｎｉ）≧（Ｃｒ−１０．３−８０×［（Ｃ＋Ｎ）^２］）；
微量≦Ｃａ≦０．００２％；
微量≦希土類および／またはＹ≦０．０６％；
鉄および製鋼由来の不純物である残部；
‐前記シートのマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）が≧２００℃であり、
‐前記シートのマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）が≧−５０℃であり、
‐前記シートの微細組織が、フェライトおよび／または焼戻マルテンサイトおよび０．５から５体積％の炭化物からなり、
‐前記シートのフェライト粒の大きさが１から８０μｍ、好ましくは５から４０μｍであり、
‐前記シートの１つまたは複数の高温および／または低温変態が任意選択的に行われてよく、
‐前記シートが、体積分率で最大０．５％の炭化物および体積分率で最大２０％の残留フェライトを含有する微細組織を与えるために、Ａｃ１よりも高い温度に維持することによってオーステナイト化され、
‐オーステナイト化されたシートは、第１の成形工具または切断工具に移送され、前記移送は期間ｔ０を有し、その間、前記シートは、Ｍｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、前記シートはこの移送の終わりに温度ＴＰ０を有し、
‐前記シートの第１の成形または切断ステップは期間ｔ１の間に実施され、その期間の間、前記シートはＭｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐成形または切断されたシート金属の移送は第２の成形もしくは切断工具上で行われるか、または第１の成形もしくは切断工具の構成が期間ｔ２の間に変更され、その期間の間、前記シート金属は、Ｍｓより高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持しつつ、前記シート金属が切断され、
‐前記シートの第２の成形または切断ステップは期間ｔ３の間に実施され、その期間の間、前記シートはＭｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐任意選択的に、切断もしくは成形されたシート金属を他の切断もしくは成形工具に移送するため、または前述のステップで使用された成形もしくは切断工具の構成を変更するための他のステップが実行され得、各作業の後に成形または切断ステップが続き、前記シートは、前記シートを移送するかまたは工具の構成を変更する各ステップ、および成形または切断作業の各々の間に、Ｍｓよりも高い温度を維持し、最大０．５体積％の炭化物および最大２０体積％の残留フェライトを保持し、
‐ＴＰｎが、最後の切断または成形ステップの終了時に成形または切断されたシートが到達する温度を表し、Σｔｉが移送および／または工具構成変更ステップおよび成形または切断ステップの期間の合計を表す場合、（ＴＰ０−ＴＰｎ）／Σｔｉは少なくとも０．５℃／ｓであり、
‐任意選択的に、微細組織がマルテンサイトと、少なくとも５％のオーステナイトと、最大２０％のフェライトとからなる領域において、ＭｓとＭｆとの間の温度で追加の成形または切断ステップが実施され、
‐最終部品を得るために前記シートが周囲温度まで冷却され、前記最終部品が、体積分率で最大０．５％の炭化物および体積分率で最大２０％の残留フェライトを含む微細組織を有することを特徴とする方法。
前記シートが、４００℃以下のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）を有することを特徴とする、請求項１に記載の方法。
前記シートのマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）が３９０から２２０℃の間であることを特徴とする請求項２に記載の方法。
前記シートの厚さが０．１から１０ｍｍの間であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
オーステナイト化温度が少なくとも８５０℃であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載の方法。
オーステナイト化温度が９２５から１２００℃の間であることを特徴とする請求項５に記載の方法。
前記シートの移送および／もしくは工具構成変更ステップまたは成形もしくは切断ステップの少なくとも１つの間に前記シートの再加熱を行うことを特徴とする請求項１から６のいずれか１項に記載の方法。
粗さ特性または疲労特性を高めるために前記最終部品に表面処理を施すことを特徴とする請求項１から７のいずれか１項に記載の方法。
前記最終部品を９０から５００℃の間で１０秒から１時間保持し、次いで空気中で自然冷却させることを特徴とする請求項１から８のいずれか１項に記載の方法。