JP7137015B2 - 遅れ破壊に高い耐性を有するプレス硬化部品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、加熱され、プレス成形され、急速に冷却される鋼板から製造され、遅れ破壊に高い耐性を有する高い引張機械的特性を提供する鋼プレス硬化部品に関する。このようなプレス硬化部品は、複雑な形状を有することができ、自動車又はトラック車両における侵入防止機能又はエネルギー吸収機能を保証する。

自動車産業における最近のホワイトボディ構造の製造のために、ホットスタンピングあるいはホットプレス成形方法とも呼ばれるプレス硬化方法は、高い機械的強度を有する鋼部品の製造のための急速に成長する技術であり、車両衝突時の高い耐性と共に軽量化を得ることを可能にする。バンパー、ドア又はレール、ピラーなどのような車両部品は、例えば、この方法で製造することができる。

アルミニウムめっきされたプレコート板又はブランクを用いるプレス硬化の実施は、特に、公表文献ＦＲ２７８０９８４号及びＷＯ２００８０５３２７３号から知られている。具体的には、熱処理可能なアルミニウムめっきされた鋼板を切断してブランクを得、炉内で加熱し、プレス内に迅速に移し、熱間成形し、プレスダイ内で冷却する。炉内の加熱中、アルミニウムプレコートは基材の鋼と合金化され、これにより脱炭及びスケール形成からの鋼表面の保護を保証する化合物を形成する。加熱は、鋼基材の一部又は全部をオーステナイトに変換することが可能な温度範囲で行う。その後、プレスダイからの熱抽出から生じる冷却段階の間にオーステナイトはマルテンサイト及び／又はベイナイトのような微細組織成分に変態し、鋼の組織硬化を達成する。その後、プレス硬化後に高い硬度及び機械的強度が得られる。

２２ＭｎＢ５鋼組成では、部品の変形区域でも完全なマルテンサイト組織が望まれる場合、冷却速度は５０℃／秒より高くなければならない。約５００ＭＰａの引張強さから出発して、最終プレス硬化部品は完全にマルテンサイトの微細組織及び約１５００ＭＰａの引張強さ値を有する。

このような強度レベルは、多くの用途にとって満足できるものである。しかし、車両のエネルギー消費を減らす要求は、機械的強度が更に高くなるであろう（そのことは、その引張強度が１８００又は２０００ＭＰａにすら達する可能性があることを意味する。）部品の使用により、さらに軽量な車両の探索へと駆り立てる。高強度レベルは、一般に、プレス硬化部品における完全な又は非常に顕著なマルテンサイト微細組織と関連している。この種の微細組織は遅れ破壊に対する耐性がより低いことが認識されている。すなわち、プレス硬化後、製造された部品は、以下の３つの要因の連動の下でしばらく経過した後亀裂又は破壊が出現しやすくなる可能性がある。
－ 顕著なマルテンサイト微細構造、
－ 十分なレベルの加えられた応力又は残留応力の存在、
－ 十分な量の拡散性水素。この元素は、ホットスタンピング及びプレス硬化の工程の前にブランクの炉内での加熱中に導入され得る。すなわち、炉内に存在する水蒸気が解離して、ブランク表面に吸着され得る。これは、炉雰囲気中の水蒸気がＡｌプレコートと反応するため、プレコートしたアルミニウムメッキされた鋼ブランクを加熱した場合に特に当てはまり、高温でのこの元素の高い溶解度のために鋼基材中に拡散する水素を発生させる。しかし、プレス硬化部品を室温まで冷却すると、Ａｌコートがバリアとして働くため、水素がその部分から流出するのをほとんど妨げている。このように、上記の条件が同時に満たされれば、最終的に遅延亀裂が生じる可能性がある。

Ａｌプレコートされたプレス硬化部品の遅れ破壊の問題を解決するために、応力のレベル及び応力拡大係数のレベルを最小にするように加熱炉の雰囲気及びブランクの切断の条件を厳密に制御することが提案された。水素脱気を可能にするために、ホットスタンプ部品に熱的後処理を行うことも提案された。水素吸着を低減する鋼板表面への特定のコートの堆積も提案された。しかし、さらなる制約及びコストを削減し、プレス硬化方法の制御の変化を必要としないであろうより単純な方法が、遅れ破壊のリスクを回避するための材料を望んでいる業界によって求められている。

そこで、１４００～２０００ＭＰａの間に含まれる引張強さＴＳ及びＴＳ値に対して高い値を持ちながら遅れ破壊の閾値σＤＦに対する耐性、すなわちσ_ＤＦ≧３×１０^１６×ＴＳ^{－４．３４５}＋１００、（σ_ＤＦ及びＴＳはＭＰａで表される）を同時に提供するプレス硬化アルミニウムめっき部品を作製する方法が探されている。高いＴＳ及び高いσ_ＤＦを同時に得ることが特に望まれているが、達成が困難である。

仏国特許第２７８０９８４号明細書 国際公開第２００８／０５３２７３号

遅れ破壊に対する耐性は、規格ＳＥＰ１９７０：「Ｔｅｓｔ ｏｆ ｔｈｅ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ（ＡＨＳＳ） ｆｏｒ ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ａｇａｉｎｓｔ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｒｅｌａｔｅｄ ｈｙｄｒｏｇｅｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｂｒｉｔｔｌｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ」のガイドラインに従って測定される。σ_ＤＦを評価するために、半径１０ｍｍの打ち抜き穴を含む試験片を一定の引張応力に供した。穴は、遅れ破壊の開始を促進する可能性のある損傷を誘発する、巨視的な応力集中及び局所的な塑性変形を作り出す。σ_ＤＦは、この荷重に供した試験片の断面積に対する公称試験荷重の比として定義される。σ_ＤＦは、加えられた異なる力で実施した試験から測定する。具体的には、９６時間の試験の前に破壊が生じた場合は、より低い引張応力値の下でさらに試験を実施する。このように、破壊が起こらなくなるまで応力レベルを低下させる。遅れ破壊が起こらない臨界値である閾値σ_ＤＦを定義するためには、破壊のない３つの試験片が必要である。したがって、この試験は、材料に対して厳密かつ判別的であると考えられる。

上記問題を解決するために、本発明は、遅れ破壊に対し高い耐性を有するプレス硬化被覆鋼板に関し、被膜はプレコートのアルミニウム又はアルミニウムベースの合金又はアルミニウム合金への鉄の拡散に起因する（Ｆｅ_ｘ－Ａｌ_ｙ）金属間化合物を含み、ここで、鋼の化学組成は、重量で、０．１６％≦Ｃ≦０．４２％、０．１％≦Ｍｎ≦３％、０．０７％≦Ｓｉ≦１．６０％、０．００２％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦１．０％、０．０００５≦Ｂ≦０．００５％、０．００２％≦Ｍｇ≦０．００７％、０．００２％≦Ｔｉ≦０．１１％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００５％、ここで（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７≦２、０．００１％≦Ｎ≦０．００７％、０．００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２５％、及び任意に以下のリスト、すなわち、０．００５％≦Ｎｉ≦０．２３％、０．００５％≦Ｎｂ≦０．０６０％から選択される１種以上の元素を含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物であり、微細組織が少なくとも９５％のマルテンサイトを含む。

第１の実施形態によれば、プレス硬化被覆鋼は、０．１８％≦Ｃ≦０．３５％を含む。

第２の実施の形態によれば、プレス硬化被覆鋼は、０．５５％≦Ｍｎ≦１．４０％を含む。

第３の実施形態によれば、プレス硬化被覆鋼は、Ｓｉ≦０．３０％を含む。

一実施形態によれば、酸化物、炭窒化物、硫化物及び酸硫化物の平均サイズｄ_ａｖは１．７μｍ未満であり、条件（Ｃ１）又は（Ｃ２）の少なくとも１つが満たされる。
－ （Ｃ１）： 面積単位当たりのＭｇＯ及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３粒子の数の合計Ｎ_{（ＭｇＯ＋ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３）}は１ｍｍ^２当たり９０より高い、
－ （Ｃ２）：面積単位当たりのＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ粒子の数Ｎ_{（ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ）}は１ｍｍ^２当たり１００より高く、その平均サイズは１μｍより小さい。

好ましくは、微細組織は、ベイナイト及び／又はフェライトを含む。

別の実施形態によれば、プレス硬化被覆鋼部品の厚さは、０．８～４ｍｍの間に含まれる。

一実施形態によれば、プレス硬化被覆鋼部品の引張強さは、１４００～２０００ＭＰａの間に含まれる。

好ましくは、プレス硬化被覆鋼部品の降伏応力は１０００ＭＰａより高い。

また、本発明は、以下の連続する工程を含む、遅れ破壊に対して高い耐性を有するプレス硬化被覆鋼部品を製造するための方法に関するものである。
－ ０．１６％≦Ｃ≦０．４２％、０．１％≦Ｍｎ≦３％、０．０７％≦Ｓｉ≦１．６０％、０．００２％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦１．０％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、０．００２％≦Ｔｉ≦０．１１％、０．００１％≦Ｏ≦０．００８％、ここで（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７≦２、０．００１％≦Ｎ≦０．００７％、及び任意に、０．００５％≦Ｎｉ≦０．２３％、０．００５％≦Ｎｂ≦０．０６０％、０．００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２５％を含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物である溶鋼を提供する工程、次いで
－ 前述したような化学組成を有する溶鋼を得るためにＭｇ又はＭｇ合金を添加する工程であって、温度Ｔ_{ａｄｄｉｔｉｏｎ}はＴ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}～（Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋７０℃）の間に含まれる工程、次いで
－ 半製品の形態に該溶鋼を鋳造する工程であって、Ｍｇ又はＭｇ合金を加えてから、溶鋼の凝固開始までに経過する持続時間ｔ_Ｄが３０分未満である工程、次いで
－ 該半製品を１２５０～１３００℃の間に含まれる温度で加熱し、加熱した半製品を得る工程、次いで
－ 該半製品を圧延して、圧延鋼板を得る工程、次いで
－ 該圧延鋼板をアルミニウム又はアルミニウムベースの合金、又はアルミニウム合金でプレコートし、プレコート鋼板を得る工程、次いで
－ 該プレコート鋼板を切断して、プレコート鋼ブランクを得る工程、次いで
－ 該プレコート鋼ブランクを加熱して、完全なオーステナイト組織を有する加熱ブランクを得る工程、次いで
－ 該加熱ブランクをホットプレス成形して、ホットプレス成形部品を得る工程、次いで
－ プレス工具内で維持しながらホットプレス成形部品を冷却して、少なくとも９５％のマルテンサイトを含む微細組織を有するプレス硬化被覆鋼部品を得る工程。

一実施形態によると、持続時間ｔ_Ｄは１分未満である。

別の実施形態によると、持続時間ｔ_Ｄは１０秒未満である。

好ましくは、プレコートブランクの加熱は、８９０～９５０℃の間に含まれる温度θ_ｍまで、１～１０分の間に含まれる総滞留時間ｔ_ｍの間行う。

さらに好ましくは、プレコート鋼ブランクの加熱は、＋１０～＋２５℃の間に含まれる露点を有する雰囲気を有する炉内で行われる。

好ましい実施形態によれば、製造は、０．８～４ｍｍの間に含まれる厚さを有するプレコート鋼板から実施される。

好ましくは、製造は、プレス硬化被覆鋼部品の引張強さが１４００～２０００ＭＰａの間に含まれるように実施される。

好ましくは、製造は、プレス硬化被覆鋼部品の降伏応力が１０００ＭＰａよりも高くなるように実施される。

本発明はまた、自動車車両の構造部品又は安全部品の製造のために、前記のプレス硬化部品又は前記の方法に従って製造されたプレス硬化部品の使用に関する。

本発明は、添付の図面を参照しながら、制限を導入することなく、詳細に記載され、実施例によって例示される。

本発明によるプレス硬化部品における粒子の母集団の分布サイズを例示する。 参考のプレス硬化部品における粒子の母集団の分布サイズを示す。 本発明のプレス硬化部品及び参考のプレス硬化部品の引張強さの関数としての遅れ破壊の閾値を示す。 本発明の実施形態に従ったプレス硬化部品及び参考のプレス硬化部品の膨張率測定試験における挙動を示す。 本発明の別の実施形態によれば、本発明によるプレス硬化部中のＭｇ含有粒子の存在下の冷却中に起こったベイナイト形成を示す。

本発明によるプレス硬化部品の組成及び微細組織の特徴を、これから説明する。鋼組成は、重量で表される以下の元素を含むか、又は特にそれらからなる。

－ ０．１６～０．４２％の間に含まれる炭素含有率。この元素はプレス硬化後に得られる焼入れ性及び引張強さに大きな役割を果たす。０．１６重量％未満の含有率では、プレス硬化後に１４００ＭＰａの引張強さレベルＴＳに達することはできない。０．４２重量％を超える含有率では、遅れ破壊のリスクは、高価な被覆又は元素の添加、露点制御が実施されなければならない場合よりも増大するであろう。

０．１８～０．３５重量％の間に含まれる炭素含有率であれば、溶接性を満足なレベルに保ち、製造コストを制限しながら安定的に目標特性を得ることができる。

－ 脱酸剤としての役割に加えて、マンガンは焼入れ性を高める。その含有率はプレスにおける冷却時の十分に低い変態開始温度Ｍｓ（オーステナイト→マルテンサイト）を得る（これはプレス硬化部品の引張強さを高めることができる）ために、０．１重量％より多くなければならない。マンガン含有率を３％に制限することにより、遅れ破壊に対する耐性の向上が得られる。マンガンはオーステナイト結晶粒界で偏析し、水素の存在下で粒間破断のリスクを増大させる。０．５５％～１．４０％の間のマンガン含有率は、より高い応力耐食性を得るのにより特に適している。

－ 鋼のケイ素含有率は０．０７％～１．６０重量％の間に含まれる。ケイ素含有率が０．０７％を超えると、さらなる硬化が得られ、ケイ素は溶鋼の脱酸に寄与する。しかし、その含有率は、溶融めっき処理における被覆性を損なうであろう表面酸化物の過剰な生成を避けるために、１．６０％に制限しなければならない。この点で、ケイ素含有率は０．３０％より低いことが好ましい。

－ ０．００２％以上の量では、アルミニウムは精緻化中の液体金属の脱酸を可能にし、窒素の析出に寄与する元素である。その含有率が０．０７０％を超えると、延性を低下させる傾向のある、製鋼中の粗大なアルミネートを形成する可能性がある。

－ クロムは焼入れ性を高め、プレス硬化後に所望の引張強さレベルを得るのに寄与する。１．０重量％に等しい含有量を超えると、プレス硬化部品の機械的特性の均一性に及ぼすクロムの効果は飽和する。０．０２％より高い量では、この元素は引張強さの増加に寄与する。

－ ０．０００５重量％より高い含有量では、ホウ素は焼入れ性を大幅に増加させる。オーステナイト結晶粒界に拡散することにより、ホウ素はリンの粒間偏析を防ぐことで好ましい影響を及ぼす。０．００５％を超えると、Ｂの効果は飽和する。

－ マグネシウムは、本発明において特に重要な元素である。ホットプレス成形における部品の冷却工程中に、効率的にベイナイト及び／又はフェライト形成を誘発するために、及び／又はマルテンサイトラス構造を微細化するために、面積単位当たりのＭｇＯ、ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３又は微細ＭｇＯｔｉｘＯｙのような十分な数の粒子を作り出すため、０．００２重量％以上の含有率が必要である。さらに説明したように、本発明者らは、これらの粒子の存在下でベイナイト及び／又はフェライトが、面積分率で５％未満の量であっても、マルテンサイト母材中に存在すると、顕著に引張応力を減少させることなく、遅れ破壊に対する耐性を大幅に増加させることを証拠付けた。０．００７％より高いマグネシウム含有率は、過度に高い脱酸レベルを導き、したがって、酸素含有率がベイナイト及び／又はフェライト生成、及び／又はマルテンサイト微細化に関して活性である十分な数の粒子を提供するには低すぎる可能性がある。

－ 窒素と結合するには、０．００２重量％以上のチタン含有率が必要である。したがって、チタンはホウ素が窒素と結合することを防止し、遊離ホウ素が焼入れ性を高めるために利用可能である。チタン含有率が重量０．０１１％以下であれば、液体段階で粗い炭窒化チタンの析出（プレス硬化部品の靭性を大幅に低下させる）を避けることが可能となる。

－ 酸素含有量が０．０００８％以上の場合、単位面積当たりの酸化物の十分な数を作ることが可能であり、これがベイナイト及び／又はフェライト生成、及び／又はマルテンサイト微細化を効率的に誘発する。しかし、酸素含有率が０．００５％を超えると、酸化物が粗くなる傾向があり、面積単位当たりの活性粒子数が減少する。

－ チタン及び酸素の含有率は、個別にだけでなく、互いに考慮して選択されなければならない。より具体的には、（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７は２以下でなければならず、Ｔｉ及びＯの含有率は重量パーセントで表される。

（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７が２より高いと、粗大な酸化物が析出し、ベイナイト及び／又はフェライト形成、及び／又はマルテンサイト微細化がほとんど起こらない傾向がある。

また、本発明者らは、以下の粒子のいくつかの特徴が存在する場合、遅れ破壊に対する高い耐性が得られることを証明した。
－ 酸化物、炭窒化物、硫化物及び酸硫化物の平均サイズは１．７μｍ未満である。粒子の平均サイズｄ_ａｖの特徴は、走査型電子顕微鏡で研磨した試験片を観察することによって測定される。統計学的に代表的なデータを得るためには、少なくとも２０００個の粒子を検討する。いったん１個の粒子の存在が特定されると、その性質は粒子全体の走査によるエネルギー分散分光法によって決定される。各粒子（ｉ）の最大サイズ（ｄ_ｍａｘ（ｉ））及び最小サイズ（ｄ_ｍｉｎ（ｉ））は画像解析によって決定され、次いで各粒子の平均サイズｄ_ａｖ（ｉ）は、（（ｄ_ｍａｘ（ｉ））＋（ｄ_ｍｉｎ（ｉ））／２によって計算され、その後、ｄ_ａｖは、性質（酸化物、炭窒化物、硫化物又は酸硫化物）に関係なく、（ｉ）粒子に対するｄ_ａｖ（ｉ）の平均値として得られる。
－ 理論によって拘束されるつもりはないが、粒子のより高い（表面／体積）比は、ベイナイト及び／又はフェライト形成の強化、及び／又はマルテンサイト微細化をもたらすため、１．７μｍ未満の粒子の平均サイズは、遅れ破壊耐性を高めると考えられる。さらに、１．７μｍ未満にｄ_ａｖを限定することは、外部応力下での破壊開始のリスク低下に寄与する。

また、本発明者らは、特定の粒子の特徴に関して（Ｃ１）及び（Ｃ２）として参照される２つの条件のうち少なくとも１つが満たされると、遅れ破壊に対するより高い耐性が得られることを証明した。
－ （Ｃ１）： 面積単位当たりのＭｇＯ及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３粒子の合計Ｎ_{（ＭｇＯ＋ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３）}が、１ｍｍ^２当たり９０より高い、
－ （Ｃ２）： 面積単位当たりのＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ粒子の数Ｎ_{（ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ）}が、１ｍｍ^２当たり１００より高く、その平均サイズは１μｍよりも小さい。

本発明者らは、これらの粒子が、ホットプレス成形中にブランクが受ける熱機械処理に関して、すなわち、９５０℃までのオーステナイトドメインにおける加熱及びプレス成形中の変形に関して、安定であることを証拠付けた。というのは、これらの粒子が、部品の最も変形した領域においても破壊しないことが観察されたからである。このように、プレス硬化前のブランク中の粒子の特徴（性質、サイズ、個数）は、プレス硬化後の部品の特徴と類似している。

理論によって拘束されるつもりはないが、Ｍｇ含有酸化物（すなわち、ＭｇＯ、ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ）は、ホットプレス成形における冷却工程中のベイナイト及び／又はフェライト形成の促進、及び／又はマルテンサイト微細化（それにより、遅れ破壊に対する耐性が高まる）に特に効率的であり、正の効果を得るためには、これらの酸化物の数を十分多くしなければならないと考えられる。

－ ０．００１％を超える窒素含有率は、オーステナイト結晶粒成長を制限する（Ｔｉ（ＣＮ）、又はＮｂが存在する場合、Ｔｉ－Ｎｂ（ＶＮ）若しくはＮｂ（ＣＮ）の析出物を得ることを可能にする。ただし、粗い窒化物／炭窒化物の析出物の形成を避けるために、その含有率は０．００７％に制限しなければならない。

硫黄及びリンは、過剰な量では脆さを増す傾向がある。これが、硫化物及び酸硫化物の形成が多すぎないように、硫黄含有率を０．００５重量％に制限する理由である。しかし、硫黄含有率が非常に低い、すなわち０．００１％未満である場合は、それが有意な追加の利益をもたらさない限り、達成するために不必要にコストがかかる。

同様の理由で、リン含有率は０．００１～０．０２５重量％の間に含まれる。この元素は、過剰な含有率ではオーステナイト結晶粒の結合部に偏析し、粒間破断による遅れ破壊のリスクを高める。

任意に、鋼組成は、０．００５～０．２３重量％の間に含まれる含有率のニッケルを含むこともできる。プレス硬化鋼基材の表面に位置する場合、Ｎｉは、主に高温でのブランクへの水素の侵入に対するバリアを作ることにより、遅れ破壊に対する感受性を著しく低下させる。Ｎｉ含有量が０．００５％未満では改善が認められない。しかし、ニッケルの添加はコストがかかるので、その任意の添加は０．２３％に制限される。

－ 鋼組成は、任意にニオブを含んでもよい。０．００５重量％より高い含有率で存在する場合、Ｎｂは、ブランクの加熱中のオーステナイト結晶粒成長を制限するのに寄与し得る炭窒化物を形成する。しかし、その含有率は、熱間圧延中の再結晶を制限する能力（これは圧延力及び製造の困難性を増加させる）のために０．０６０％を超えてはならない。

鋼の組成の残余は鉄及び精緻化に起因する不可避の不純物である。

本発明によるプレス硬化部分の製造方法を、これから説明する。

０．１６％≦Ｃ≦０．４２％、０．１％≦Ｍｎ≦３％、０．０７％≦Ｓｉ≦１．６０％、０．００２％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦１．０％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、０．００２％≦Ｔｉ≦０．１１％、０．００１％≦Ｏ≦０．００８％、ここで（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７≦２、０．００１％≦Ｎ≦０．００７％、及び任意に、０．００５％≦Ｎｉ≦０．２３％、０．００５％≦Ｎｂ≦０．０６０％、０．００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２５％を含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物である溶鋼が提供される。

この段階では、マグネシウムによるさらなる脱酸により、この含有率が少し現象する可能性があることが、溶鋼の酸素含有率において考慮される。

溶鋼がレードル内にあるか、レードルと連続鋳造施設との間に配置されたタンディッシュにあるか、又は連続鋳造施設の上部に置かれたタンディッシュ内にあるか、鋼が完全に液体であり、その後すぐに凝固し始める間に、製鉄所でＭｇの添加が行われる。Ｍｇの沸点が低いため、この添加は溶鋼に高い供給速度で供給されるワイヤーにより行うことが好ましい。これにより、十分な長さのワイヤーが溶鋼中に浸漬され、溶鋼静圧のおかげでＭｇの蒸発を妨げることができる。溶鋼中のＭｇの添加及びその溶存酸素との反応及び最終的にはいくつかの既存酸化物の還元のために、ＭｇＯ及び／又はＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３及び／又はＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ酸化物が析出する。Ｔｉ_ｘＯ_ｙはＴｉ_２Ｏ_３、Ｔｉ_３Ｏ_５などのような化合物を指す。溶鋼中にＭｇを添加する温度Ｔ_{ａｄｄｉｔｉｏｎ}は、Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}（鋼の液相線温度）～（Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋７０°Ｃ）の間に含まれる。Ｔ_{ａｄｄｉｔｉｏｎ}が（Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋７０℃）より高ければ、平均サイズが１．７μｍを超える粗大な析出物が生成される可能性があり、これにより遅れ破壊耐性が低下する。

Ｍｇ添加場所（レードル、タンディッシュ又は連続鋳造施設の初期部）が何でも、Ｍｇ添加から溶鋼の凝固開始までの間に経過する持続時間ｔ_Ｄは３０分を超えてはならない。さもなければ、Ｍｇ又はＭｇ含有酸化物のデカンテーションは重要になり過ぎる可能性があり、鋼が一旦凝固したら、これらの粒子の数が不足する可能性がある。

デカンテーション現象を最小化するために、タンディッシュ中で添加を行い、これによりｔ_Ｄを１分より短くすることができる。

さらに高度な最小化のために、１０秒より短いｔ_Ｄで添加を行う。これは、それ自体公知の装置である中空ジェットノズルのような連続鋳造施設の上部に浸漬されたノズルにおける添加により達成することができる。

鋼がスラブ又はインゴットのような半製品の形態に鋳造されると、半製品の凝固が始まる。凝固は半製品表面の冷却速度Ｖｓが３０℃／秒より高くなるような方法で行われる。これは、平均サイズが１．７μｍを超える粗大な析出物を避けるのに寄与する。

その後に前記半製品を圧延して、圧延鋼板を得る。それは熱間圧延鋼板又はさらに冷間圧延鋼板の形態であってもよく、厚さは０．８～４ｍｍの範囲である。この厚さ範囲は、産業用プレス硬化工具、特にホットスタンピングプレスに適している。

圧延板は、上記の範囲内で均一な厚さ又は不均一な厚さを有することができる。後者の場合には、それ自体が知られている方法、例えば、個々の状況に合わせた圧延によって得ることができる。

その後、圧延板をプレコートする。本発明の関連で、プレコートは、ホットプレス成形に先行し、プレコート中への鋼の拡散を引き起こす熱処理にまだ供していない平な鋼板の表面に施される被膜を指す。

プレコートは、アルミニウム又はアルミニウムベースの合金（すなわち、プレコートの重量パーセントにおいてアルミニウムが主元素である）又はアルミニウム合金（すなわち、プレコートにおいてアルミニウムが重量パーセントにおいて５０％よりも高い）であることができる。

プレコート鋼板は、約６７０～６８０℃の温度の浴で溶融めっきすることにより得ることができ、正確な温度はアルミニウムベースの合金又はアルミニウム合金の組成に依存する。好ましいプレコートは、板を浴で溶融めっきすることにより得られるＡｌ－Ｓｉであり、これは、重量％で、５～１１％のＳｉ、２～４％のＦｅ、任意に０．００１５～０．００３０％のＣａを含み、残余は精錬から生じる不純物である。このプレコートの特徴は、プレス硬化方法の熱サイクルに特に適応する。

鋼板の各側のプレコート厚さは１０～３５μｍの間に含まれる。プレコート厚さが１０μｍ未満では、プレス硬化後の耐食性が低下する。プレコート厚さが３５μｍを超える場合、鋼基材からの鉄との合金化は、プレコートの外部部分においてより困難であり、それは、プレス硬化の直前の加熱工程における液相の存在のリスクを増加させ、このため炉内のローラの汚染のリスクを増加させる。

平らなプレコート鋼板は、この段階では通常フェライト－パーライト微細組織を有し、その後切断されて、プレコート鋼ブランクを得るが、その輪郭形状は、最終的なプレス硬化部品の形状と関係して多かれ少なかれ複雑であり得る。

プレコート鋼ブランクは、その後温度θ_ｍまで加熱される。加熱は単一区域の炉又は多区域の炉で有利に行われる。すなわち、後者の場合は、独自の加熱手段及び設定パラメータを有する異なる区域を有する。加熱は、バーナー、放射管、放射電気抵抗などの機器によって、又は誘導によって行うことができ、これらの手段は、独立して、又は組み合わせて提供される。鋼ブランクの組成及び微細組織の特徴により、炉の雰囲気の露点のコストのかかる制御は必要ない。したがって、露点は＋１０～＋２５℃の間に含まれることが有利である。

プレコート鋼ブランクは、初期鋼微細組織をオーステナイトに変態させることを可能とする最高温度θ_ｍまで加熱される。

鋼組成、被膜の特徴及びブランク厚さの範囲によれば、温度θ_ｍは８９０～９５０℃の間に含まれることが有利であり、炉内の総滞留時間ｔｍは１～１０分の間に含まれる。この熱処理の間、プレコートは、鋼基材元素からの拡散によって、プレス硬化部品の表面上の被膜に変化する。この被膜は、プレコートへの鉄の拡散から生じる（Ｆｅ_ｘ－Ａｌ_ｙ）金属間化合物を含む。

θ_ｍに維持した後、加熱ブランクを素早く成形プレスに移し、熱間成形して部品を得る。次いで、適正な冷却速度を確保し、収縮及び相変態における不均一性による歪みを回避するために、部品をプレス工具内に保持する。この部品は、主に工具との熱伝達による伝導によって冷却される。目標の微細組織によれば、ツーリングは、冷却速度を増加させるように冷却剤循環を含むことができ、又は冷却速度を下げるように加熱カートリッジを含むことができる。したがって、このような手段の実施により、基材組成の焼入れ性を考慮に入れることによって、冷却速度を正確に調節することができる。冷却速度は、部品内で均一であってもよく、又は冷却手段によって区域毎に変化してもよく、これにより局所的に増加した強度又は増加した延性特性を達成することが可能になる。

高い引張強さを達成するために、プレス硬化部品の微細組織は９５％を超えるマルテンサイトを含む。冷却速度は臨界マルテンサイト冷却速度より高くなるように鋼組成に応じて選ぶ。０．１８～０．２４％Ｃを含むホウ素鋼の好ましい実施形態として、７５０～４００℃での冷却速度は４０℃／秒よりも高い。

表１に従った組成の鋼を精巧に作った。組成を重量％で表しており、残余はＦｅ及び不可避の不純物である。

鋳物をＴ_{Ｌｉｑｕｉｄｕｓ}～Ｔ_{Ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋７０℃の間に含まれる温度でＭｇ合金を添加することにより微細化し、鋼組成に対する液相線の温度は約１４９０℃である。Ｍｇ合金の添加から溶鋼の凝固開始の間に経過する持続時間ｔ_Ｄは、ｔ_Ｄが４５分である鋼ＲＢを除いて、３０分未満である。

冷却速度が３０℃／秒より低い鋼ＲＦを除き、全ての鋳物について３０℃／秒より高い冷却速度Ｖｓを得るように凝固を実施した。

得られた半製品を１２００～１２５５℃で２時間加熱し、さらに仕上げ温度９００℃で厚さ２．４ｍｍまで熱間圧延した。これらの熱間圧延板を厚さ１．２ｍｍまで冷間圧延し、次にＡｌ－Ｓｉでプレコートした。プレコート鋼板をその後切断して、プレコート鋼ブランクを得た。

酸化物、炭窒化物、硫化物及び酸硫化物の母集団の特徴を、少なくとも２０００個の粒子を分析することによって、板の圧延方向に沿って観察した研磨試験片について、上述の方法論によって決定した。

プレス硬化部品を表２の条件で製作した。θ_ｍ＝９００℃では鋼の組織はオーステナイトである。第１の乾燥気体フラックスと水分を含む第２の気体フラックスを混合することによって露点を制御し、第２のフラックスの相対量は異なる露点の値を達成することを可能にするものであった。プレス硬化部品を、それらの組成及びプレス硬化製造方法に従って参照記号を付した。例えば、ＩＡ２は、ブランクの形態で切断し、その後条件２に従ってプレス硬化した鋼ＩＡを指す。

全ての場合において、微細組織は少なくとも９５％のマルテンサイトを含み、この量を面積分率又は容積分率のいずれかで表す。被膜はＡｌ－Ｓｉプレコートへの鉄の拡散から生じる（Ｆｅ_ｘ－Ａｌ_ｙ）金属間化合物を含む。プレス硬化部品の粒子に関する特徴を表３に示す。

引張特性（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ）を、ＩＳＯ６８９２－１規格に従ってプレス硬化部品について測定し、表４に報告する。

上で記載したように、プレス硬化部品の遅れ破壊σ_ＤＦに対する耐性を規格ＳＥＰ１９７０のガイドラインに従って測定した。半径１０ｍｍの打ち抜き孔を有する試験片を、最終的な破断まで、９６時間の間一定の引張応力に供した。σ_ＤＦ値も表４で報告した。

図３に示すように、本発明によるプレス硬化部品ＩＡ２～ＩＤ２は、σ_ＤＦが３×１０^１６×ＴＳ^{－４．３４５}＋１００ＭＰａの値を著しく超えるため、遅れ破壊に対する高い耐性を示す。

図１にプレス硬化部品ＩＡ２における粒子の粒径分布を示す。粒子の大部分は非常に細かく、平均サイズｄ_ａｖは１．１μｍである。

Ｍｇを適切な含有量で含んでいても、プレス硬化部ＲＡ２は、高すぎる含有率Ｔｉ×（Ｏ）^２を有し、ＭｇＯ及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３粒子を含まず、その（ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ）粒子の平均サイズは１μｍを超える。

プレス硬化部品ＲＢ１はＭｇ及びＡｌの含有率が低すぎ、持続時間ｔ_Ｄは３０分よりも長い。ＭｇＯ、ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙの代わりに複合（Ｍｎ－Ｍｇ）酸化物が存在し、したがって条件（Ｃ１）も（Ｃ２）も満たさない。

プレス硬化部品ＲＣ２は高すぎる含有率Ｔｉ×（Ｏ）^２を有し、粒子の平均サイズが大きすぎ、条件（Ｃ１）も（Ｃ２）も満たさない。

プレス硬化部品ＲＤ１はＭｇを有さず、Ｓｉ含有率が低すぎるため、遅れ破壊耐性が不十分である。

プレス硬化部品ＲＥ２はＭｇを有さず、Ｔｉ×（Ｏ）^２の含有率が高すぎ、粒子の平均サイズが大きすぎるため、遅れ破壊耐性も不十分である。

Ｍｇ含有率が低すぎ、Ｏ含有率が高すぎ、凝固時の冷却速度が低すぎるため、ＲＦ１中の粒子の平均サイズは、図２に見られるように大きすぎ、条件（Ｃ１）も（Ｃ２）も満たさない。

プレス硬化部品ＲＧ２はＭｇを有さず、その平均粒径があまりにも重要であり、条件（Ｃ１）も（Ｃ２）も満たさない。

プレス硬化部品ＲＨ２はＭｇを有さず、Ｏ及びＴｉ×（Ｏ）^２の含有率が高すぎ、粒子の平均サイズが大きすぎるため、その遅れ破壊耐性が不十分である。

プレス硬化部品ＲＩ２はＭｇを有さず、粒子の平均サイズが大きすぎるため、その遅れ破壊耐性も不十分である。

また、図４は、ＩＡ２（発明）及びＲＩ２（参考）の膨張率測定によって得られた変態曲線を比較したものである。これらの曲線は、試験片を９００℃で加熱し、７５０から４００℃の間、８０℃／秒の冷却速度で冷却することによって得られる。

加熱工程の間、２つの試験片は同様に挙動し、完全なオーステナイト変態を起こす。冷却工程中、それらの変態動力学は異なる。すなわち、ＲＩ２は、マルテンサイト変態が始まる温度である、約４００℃前に同素変態を示さない。したがって、ＲＩ２の微細組織は完全にマルテンサイトである。対照的に、ＩＡ２は、約６５０℃で始まる第１の変態、続いて、マルテンサイト開始を示す約４００℃での第２の変態を示す。金属組織学的観察は、ＭｇＯ及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３粒子の存在下で、１５０℃／秒という高い冷却速度でも、ベイナイト変態が起こったことを明らかにする。走査型電子顕微鏡で得られた図５は、これらの微細組織の特徴を示している。ベイナイト分率はＩＡ２では５％未満であるが、この特徴は高いσ_ＤＦ値を得るのに寄与している。したがって、驚くべき方法で、完全なマルテンサイト変態を伴わなくても高い引張値を達成することが可能であり、特定粒子の存在下で少量のベイナイトが遅れ亀裂に対する高い耐性を達成するのに大きく寄与することが実証される。

このように、本発明により製造されたプレス硬化被覆鋼部品は、車両の構造部品又は安全部品の製造のために有利に使用することができる。

Claims (19)

1. 遅れ破壊に対して高い耐性を有するプレス硬化被覆鋼部品であって、被膜はプレコートのアルミニウム又はアルミニウムベースの合金又はアルミニウム合金への鉄の拡散から生じる（Ｆｅ_ｘ－Ａｌ_ｙ）金属間化合物を含み、
   該鋼の化学組成は重量で、
   ０．１６％≦Ｃ≦０．４２％
   ０．１％≦Ｍｎ≦３％
   ０．０７％≦Ｓｉ≦１．６０％
   ０．００２％≦Ａｌ≦０．０７０％
   ０．０２％≦Ｃｒ≦１．０％
   ０．０００５≦Ｂ≦０．００５％
   ０．００２％≦Ｍｇ≦０．００７％
   ０．００２％≦Ｔｉ≦０．１１％
   ０．０００８％≦Ｏ≦０．００５％
   ここで（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７≦２
   ０．００１％≦Ｎ≦０．００７％
   ０．００１％≦Ｓ≦０．００５％
   ０．００１％≦Ｐ≦０．０２５％
   及び任意に以下のリストから選択される１種以上の元素を含み、
   ０．００５％≦Ｎｉ≦０．２３％
   ０．００５％≦Ｎｂ≦０．０６０％
   残余はＦｅ及び不可避的不純物であり、
   微細組織は少なくとも９５％のマルテンサイトを含む、プレス硬化被覆鋼部品。
2. ０．１８％≦Ｃ≦０．３５％である、請求項１に記載のプレス硬化被覆鋼。
3. ０．５５％≦Ｍｎ≦１．４０％である、請求項１又は２に記載のプレス硬化被覆鋼。
4. Ｓｉ≦０．３０％である、請求項１～３のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼。
5. 酸化物、炭窒化物、硫化物及び酸硫化物の平均サイズｄ_ａｖが１．７μｍ未満であり、以下の条件（Ｃ１）又は（Ｃ２）の少なくとも１つが満たされる、請求項１～４のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼。
   －（Ｃ１）： 面積単位当たりのＭｇＯ及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３粒子の数の合計Ｎ_{（ＭｇＯ＋ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３）}は、１ｍｍ^２当たり９０より大きく、
   －（Ｃ２）： 面積単位当たりのＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ粒子の数Ｎ_{（ＭｇＯ－ＴｉｘＯｙ）}は、１ｍｍ^２当たり１００より高く、その平均サイズは１μｍより低い。
6. 該微細組織がベイナイト及び／又はフェライトを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品。
7. その厚さが０．８～４ｍｍの間に含まれる、請求項１～６のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品。
8. その引張強さが１４００～２０００ＭＰａの間に含まれる、請求項１～７のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品。
9. その降伏応力が１０００ＭＰａより高い、請求項１～８のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品。
10. 以下の連続する工程を含む、遅れ破壊に対して高い耐性を有するプレス硬化被覆鋼部品を製造するための方法。
    － ０．１６％≦Ｃ≦０．４２％、０．１％≦Ｍｎ≦３％、０．０７％≦Ｓｉ≦１．６０％、０．００２％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦１．０％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００５％、０．００２％≦Ｔｉ≦０．１１％、０．００１％≦Ｏ≦０．００８％、ここで（Ｔｉ）×（Ｏ）^２×１０^７≦２、０．００１％≦Ｎ≦０．００７％、及び任意に、０．００５％≦Ｎｉ≦０．２３％、０．００５％≦Ｎｂ≦０．０６０％、０．００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２５％を含み、残余はＦｅ及び不可避の不純物である溶鋼を提供する工程、次いで
    － 請求項１～４のいずれか一項に記載の化学組成を有する溶鋼を得るためにＭｇ又はＭｇ合金を添加する工程であって、温度Ｔ_{ａｄｄｉｔｉｏｎ}はＴ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}～（Ｔ_{ｌｉｑｕｉｄｕｓ}＋７０℃）の間に含まれる工程、次いで
    － 半製品の形態に該溶鋼を鋳造する工程であって、Ｍｇ又はＭｇ合金を加えてから溶鋼の凝固開始までの間に経過する持続時間ｔ_Ｄが３０分未満である工程、次いで
    － 該半製品を１２５０～１３００℃の間に含まれる温度に加熱して、加熱した半製品を得る工程、次いで
    － 該半製品を圧延して、圧延鋼板を得る工程、次いで
    － 該圧延鋼板をアルミニウム又はアルミニウムベースの合金又はアルミニウム合金でプレコートし、プレコート鋼板を得る工程、次いで
    － 該プレコート鋼板を切断して、プレコート鋼ブランクを得る工程、次いで
    － 該プレコート鋼ブランクを加熱して、完全なオーステナイト組織を有する加熱ブランクを得る工程、次いで
    － 該加熱ブランクをホットプレス成形して、ホットプレス成形部品を得る工程、次いで
    － プレス工具内で維持しながら該ホットプレス成形部品を冷却して、少なくとも９５％のマルテンサイトを含む微細組織を有するプレス硬化被覆鋼部品を得る工程。
11. 該持続時間ｔ_Ｄが１分未満である、請求項１０に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
12. 該持続時間ｔ_Ｄが１０秒未満である、請求項１０に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
13. 該半製品の表面における冷却速度Ｖｓが３０℃／秒より高い、請求項１０～１２のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
14. 該加熱が、８９０～９５０℃の間に含まれる温度θ_ｍまで１～１０分間の間に含まれる総滞留時間ｔ_ｍの間行われる、請求項１０～１３のいずれか１項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
15. 該プレコート鋼ブランクの加熱が、＋１０～＋２５℃の間に含まれる露点を有する雰囲気の炉内で行われる、請求項１０～１４のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
16. 該プレコート鋼板の厚さが０．８～４ｍｍの間に含まれる、請求項１０～１５のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
17. 該プレス硬化被覆鋼部品の引張強さが、１４００～２０００ＭＰａの間に含まれる、請求項１０～１６のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
18. 該プレス硬化被覆鋼部品の降伏応力が、１０００ＭＰａより高い、請求項１０～１７のいずれか一項に記載のプレス硬化被覆鋼部品を製造する方法。
19. 請求項１～９のいずれか一項に記載のプレス硬化部品、又は請求項１０～１８のいずれか一項により製造されたプレス硬化部品の、自動車車両の構造部品又は安全部品の製造のための使用。

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