JP2013545890A

JP2013545890A - 鋼ブランクの熱間成形方法及び熱間成形部品

Info

Publication number: JP2013545890A
Application number: JP2013533121A
Authority: JP
Inventors: チェン、シャンピン; クリスチャン、テオドルス、ビルヘルムス、ラヘイ
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Current assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date: 2010-10-12
Filing date: 2011-10-10
Publication date: 2013-12-26
Also published as: EP2627790B1; CN103154279A; US20130192726A1; WO2012048841A8; EP2627790A1; CN103154279B; WO2012048841A1

Abstract

第一の態様により、本発明は、鋼ブランクを製品に熱間成形する方法であって、d)熱間成形の際に、加熱された鋼ブランクを、Ar3を超える出発温度T2で出発し、400〜550℃の範囲の中断温度T3に、少なくとも25℃/sの冷却速度V2で冷却し、製品を成形する工程と、e)製品をさらに、中断温度T3から外界温度に0.2〜10℃/sの冷却速度V3で直ちに冷却する工程とを含んでなり、中断温度T3及び冷却速度V3が、こうして得られる製品が、体積画分で、ベイナイト系フェライト55〜90％、残留オーステナイト5〜15％、マルテンサイト5〜30％を含んでなる多相微小構造を有するように選択される、方法を提供する。

Description

本発明は、鋼ブランクを、非常に高い機械的特性を有する熱間成形製品、例えば自動車用部品、に熱間成形する方法、そのように熱間成形した製品、及び熱機械的処理プロセスに使用するための、特に本発明の熱間成形方法で使用するための鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。

先進高強度鋼(AHSS)開発における最近の発展により、自動車用部品製造業者は、車両の安全性及び自動車部品の耐衝突性を増加し、さらに車体の重量を軽減することができる。AHSSの高い強度及び軽量にも関わらず、従来の鋼と比較して、劣った成形性、乏しい延性及び靱性は、複雑な自動車用部品、例えばA-又はB-ピラー補強、にAHSSを使用することに対する大きなハードルになっている。

成形性の問題を解決するために、熱間(プレス)成形(熱間打抜き加工又はプレス硬化)が開発されている。熱間(プレス) 成形により、製品をオーステナイト相が存在する温度範囲に加熱した後に、急速冷却することにより、及びオーステナイトからより硬い相、例えばベイナイト及びマルテンサイト、に相変態することにより、鋼製品の強度が改良される。

熱間成形技術の基礎及び使用に適した鋼組成物は、英国特許第1490535号に初めて記載された。その後、多くの炭素−マンガン−ホウ素系の鋼が熱間プレス成形用に開発された。

熱間プレス成形に使用する典型的な鋼は、EN10083に規定されている22ＭｎＢ5の系、すなわちＣ0.22％、Ｍｎ1.2％、Ｂ最大50ppm、をベースとしている。22ＭｎＢ5鋼の熱間プレス成形により、超高強度、最小スプリングバック、及び鋼厚さが低下した複雑な部品、例えばバンパー及びピラー、が製造される。ホウ素鋼の引張強度は、最大1600MPaであり、これは、従来の最高強度冷間打抜き加工鋼のそれよりもはるかに高い。しかし、総伸長A5の延性は6％未満である。

鋼の耐衝突性を改良するには、延性及び靱性をさらに増加する必要がある。TRIP(変態誘起塑性)により多相微小構造を加えた先進鋼強度鋼が解決策である。これらの鋼は、オーステナイトが残留したフェライト−ベイナイト系微小構造を特徴とし、これが製品の成形中にマルテンサイト変態を受け、仕上がった部品の強化にさらに貢献する。

米国特許出願公開第2008/0286603A1号は、熱間プレス成形に続く急冷により超高強度を示し、塗装後の降伏強度が増加した鋼シートを記載している。この鋼シートは、組成(重量％で表す)が、Ｃ0.1〜0.5、Ｓｉ0.01〜1.0、Ｍｎ0.5〜4.0、Ｐ0.1以下、Ｓ0.03以下、可溶性Ａｌ0.1、Ｎ0.01〜0.1、Ｗ0.3以下、及び残部Ｆｅ及び他の不可避な不純物である。さらに、鋼シート製の熱間プレスした部品、及び熱間プレスした部品の製造方法も開示されている。熱間プレスした部品は、塗装用に熱処理した後、降伏強度の高い増加を達成し、一方で、超高引張強度を確保する。この米国特許出願により提供される鋼は、極限引張強度(UTS)が1500MPaであり、総伸長が8％未満である。

米国特許出願公開第2008/0251160A1号からは、一様な伸長を有する高強度の冷間圧延した鋼シートが公知であり、(重量％で)Ｃ0.1〜0.28、Ｓｉ1.0〜2.0及びＭｎ1.0〜3.0を含む。構造は、ベイナイト系フェライト30〜65％、多角形フェライト30〜50％、及び残留オーステナイト5〜20％の空間率を有する。下記の製法により、所望の微小構造が得られる。熱間圧延及び冷間圧延の後、鋼シートを、A3変態点(A3)以上の温度に均熱される様に加熱し、次いで式A3−250(℃)≦Tq≦A3−20(℃)により表される温度Tqに、平均冷却速度1〜10℃/sで一時的に冷却し、次いでこの温度からベイナイト変態温度範囲に平均冷却速度11℃/s以上で急冷する。そのような熱処理後の鋼の引張特性は、典型的には、UTS＝1000MPaで、総伸長が15％未満である。

米国特許出願公開第2008/0308194A1号は、多相微小構造を有する鋼製部品の製造方法を開示している。この鋼の組成は、重量％で、Ｃ0.01〜0.50、Ｍｎ0.5〜3.0、Ｓｉ0.001〜3.0、Ａｌ0.005〜3.0、Ｍｏ≦1.0、Ｃｒ≦1.5、Ｐ≦0.10、Ｔｉ≦0.20、Ｖ≦1.0、及び所望により、一種以上の元素、例えばＮｉ≦2.0、Ｃｕ≦2.0、Ｓ≦0.05及びＮｂ≦0.15を含んでなり、組成物の残部が鉄及び不可避な不純物である。この製法では、鋼シートを、Ac1より高いが、Ac3よりは低い均熱温度Tsに加熱し、この均熱温度Tsに、鋼のオーステナイト含有量が面積当たり25％以上になる様に、均熱時間tsの間保持し、鋼ブランクを、熱間成形用の成形ツール内に移し、得られた部品をツール中で、冷却速度Ｖで冷却し、フェライト、マルテンサイト又はベイナイト及び残留するオーステナイトを含んでなる多相微小構造が形成され、フェライトは、これらの領域のそれぞれで均質である。

Ryu H.-B et al., は、論文「Effect of thermomechanical processing on the retained austenite content in a Si-Mn transformation-induced-plasticity steel」(METALLURGICAL & MATERIALS TRANSACTIONS A, Vol. 33A, No. 9, 2002. p.2811-2816に記載)で、鋼試料を変形製品に熱間成形する方法を報告している。この公知の方法は、1000℃で5分間オーステナイト化した後、920℃で圧縮変形することを含んでなる。この後、この温度で熱間成形工程を完了し、変形した試料を10〜35℃/sの速度で、420〜480℃のシミュレーションしたコイル巻温度範囲に冷却する。この温度で、試料を420℃に2分間かけて徐々に冷却し、ベイナイト変態を完了する。最後に、試料を外界温度に空気冷却する。

欧州特許出願公開第1686195A1号からは、すでに引き抜いたワイヤに対する-変形の無い―熱処理手順が公知である。この熱処理手順は、温度Ms-50℃〜Bsで60〜3600秒間の中間等温変態期間を含んでなる。

特開2003193193号公報は、主相としてベイナイト/ベイナイト系フェライト及び第二相としてオーステナイトを含んでなる2相微小構造を有する鋼シートを開示している。製造方法は、200〜450℃で1〜3000秒間の等温熱処理を含んでなる。

自動車工業の必要条件に適合するために、機械的特性を改良した鋼製品が常に要求されている。

本発明の目的は、そのような鋼製品の製造方法、並びに鋼組成物、特にこの方法で使用するのに好適な、より詳しくは、自動車用途向けのホウ素鋼代替品として熱間プレス成形に好適な、先進高強度TBF(TRIP-支援のベイナイト系フェライト)鋼製品を提供することである。

本発明の別の目的は、強度及び延性を同時に改良した多相微小構造鋼を提供することである。

さらに別の目的は、1400MPaを超える、例えば約1500MPaの極限引張強度を有する鋼を提供することである。さらに別の目的は、総伸長が8％を超える、例えば約12％の鋼を提供することである。

第一の態様により、本発明は、請求項１に記載するように、鋼ブランクを製品、例えば自動車用部品、に熱間成形する方法であって、下記の工程、すなわち
d) 熱間成形の際に、加熱された鋼ブランクを、Ar3を超える出発温度T2で出発し、400〜550℃の範囲の中断温度T3(interrupt temperature T3)に、少なくとも25℃/sの冷却速度V2で冷却し、製品を成形する工程と、
e) 直ちに製品を、中断温度T3から外界温度に0.2〜10℃/sの冷却速度V3でさらに冷却する工程と
を含んでなり、中断温度T3及び冷却速度V3が、こうして得られる製品が、体積画分で、
ベイナイト系フェライト55〜90％
残留オーステナイト5〜15％
マルテンサイト5〜30％
を含んでなる多相微小構造を有するように選択される、方法を提供する。

本発明による方法を実行するための出発材料としての鋼ブランクは、標準的な鋳造方法、又は鋼ストリップ若しくは鋼材料から間接的に得られる。鋳造インゴットの熱間圧延では、予熱温度は約1100〜1250℃でよい。伝統的な熱間圧延通し及び圧延条件を使用し、鋼インゴットを厚さが3〜5mmのシート製品に圧延することができる。仕上げ圧延温度は、約850〜880℃である。熱間圧延の後、鋼シートは、平均冷却速度5〜50℃/sでコイル巻温度550〜700℃に冷却する。550℃未満のコイル巻温度では、過剰のマルテンサイト又はベイナイトが形成され、熱間圧延鋼シートの強度を過剰に増加させる。過度の強度増加は、その後に続く冷間圧延の際に、冷間圧延した鋼シートの製造に対する負荷として作用し、例えば乏しい外観のような問題を引き起こす。冷間圧延の際、コイル巻した熱間圧延シートは、酸洗し、冷間圧延する。冷間圧延は、標準条件下で約30〜75％の圧下率で行うこともできる。しかし、不均質再結晶の防止を考えると、冷間圧延圧下率は、好ましくは40〜70％に調整する。冷間圧延の後、シートの厚さは、製品の必要条件に応じて、約1〜2mmである。冷間圧延の後、シートは、巻き戻されて、本発明による熱間成形に好適なサイズのブランクにされる。冷間圧延シートは、本発明による方法における好ましい出発製品である。

熱間成形の際に行う本冷却方法では、2工程冷却パターン及び中断冷却温度を適切に調整する。

有利には、工程ｄ）で使用する加熱した鋼ブランクは、オーステナイト構造を有する。そのようなオーステナイト構造を得るための好ましい実施態様では、本発明による方法は、
ａ）鋼ブランクをAc3より高い、好ましくはAc3＋20℃〜Ac3＋60℃の、オーステナイト化温度T1に、より好ましくは10〜25℃/sの加熱速度で加熱する工程と、
ｂ）鋼ブランクを該範囲に、好ましくは1〜5分間の均熱時間t1、均熱する工程と、
ｃ）所望により、加熱及び均熱したブランクを熱間成形設備に移動させる工程と
を含んでなる。

オーステナイト構造を得るためのこれらのオーステナイト化工程は、鋼シート、ブランクのストリップを、例えば炉中又は熱間成形設備自体中で、Ac3より高い、より好ましくはAc3＋20℃〜Ac3＋60℃の、温度T1に加熱することにより行う。好ましくは加熱速度は、10〜25℃/sの範囲内である。この加熱工程に続いて、Ac3より高い温度、好ましくはAc3＋20℃〜Ac3＋60℃で、短時間、好ましくは1〜5分間均熱する(Ac3は、フェライトからオーステナイトへの変態が、亜共析鋼で加熱により完了する温度である)。オーステナイト化温度(T1)及び均熱時間は、確実に炭化物が完全に溶解するように選択する。次いで、該当する場合、このように均熱した鋼ブランクを熱間成形装置、例えば熱間成形プレスに移動させる。該当する場合、移動時間は、通常は短い移動時間に、例えば10秒間未満に調整し、ブランクが、次の熱間成形工程の開始温度T2未満に冷却されるのを防止する。熱間成形の出発温度T2及び同時冷却は、Ar3点(典型的には、780〜830℃)より高くすべきであり、例えば移動中の、フェライト相変態を防止する。(Ar3は、オーステナイトが、鋼の冷却により、フェライトに転換し始める温度である。) 熱間成形の際、ブランクは変形し、同時に400〜550℃の中断急冷温度T3に、25℃/sより高い冷却速度V2で冷却し、亜共析フェライト及びパーライトの形成を回避する。冷却速度が25℃/s未満である場合、急冷の際にパーライトが発生することがある。直ちに、すなわちブランクを予め決められた時間、約T3の温度に、例えばT3における等温オーステンパー、に保持することなく、鋼ブランクを、室温に、0.2〜10℃/sのさらなる冷却速度V3で冷却させる。該範囲内の5℃/sより高い冷却速度は、高い総伸長(At)を達成するのに有利である。0.5〜5℃/sの範囲は、高い極限引張強度(UTS)の観点から好ましい。最終工程における中断温度T3とさらなる冷却速度V3を組み合わせて調節することにより、こうして製造される製品の最終微小構造における様々な相の体積画分が効果的に調整される。中断急冷温度T3は、ベイナイト変態範囲内である。T3が高すぎる、すなわち一般的に550℃を超える場合、以下に続く冷却速度V3におけるゆっくりとした冷却工程の際に、幾らかのパーライト構造が形成されることがある。T3が低すぎる、すなわちMs点未満である場合、ベイナイト構造が、最終微小構造に不十分な量で得られる。V3が速すぎる場合、最終微小構造中に得られるマルテンサイトが多すぎて、十分な伸長を確保することが不可能である。V3が遅すぎる場合、高強度を保証するには、得られるマルテンサイトが少なすぎる。その上、T3とV3の組合せは、得られる製品が体積画分で55〜90％のベイナイト系フェライト、5〜15％の残留オーステナイト、及び5〜30％のマルテンサイトを含んでなる多相微小構造を含んでなる製品が得られるように、選択する。この範囲内の低い、典型的には、10％未満のマルテンサイト含有量は、比較的高い総伸長を与える。比較的高いUTSは、多相微小構造が55〜85％のベイナイト系フェライト、5〜15％の残留オーステナイト、及び10〜30％のマルテンサイトを含んでなる場合に達成される。一般的に、中断温度T3が高いほど、この多相微小構造を得るにはV3は低くなければならない

好ましくは、製造される製品中の鋼、特にTBF鋼、は、炭化物を含まないベイナイト系フェライト、炭素濃度が高い残留オーステナイト、及び比較的少量のマルテンサイトを含んでなる、より好ましくは、それらからなる多相構造を特徴とする。多相構造では、母相構造(マトリックス)は、炭化物を実質的に含まないベイナイト系フェライトの細かい板を含んでなる。そのような微小構造の形成は、ベイナイト変態の際にセメンタイトの析出が、鋼を十分な量のＳｉ及び/又はＡｌと合金化することによって抑制されるためであり、Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトに対する溶解度が非常に低く、一般的にオーステナイトからのセメンタイトの成長を大幅に遅らせる。ベイナイト系フェライトから拒絶される炭素は、残留オーステナイトに多く集まり、それによって、ベイナイト変態の後の冷却の際にマルテンサイトに変態するか、又は室温までそれを安定化させる。

この種の微小構造の利点は多岐にわたる。TBF鋼におけるベイナイト系フェライトは、超微粒子径、通常は長さが最大で約15マイクロメートルまで、厚さが最大0.3マイクロメートルまでの(典型的には、長さが約10μm、厚さが約0.2μm)の板の形態で存在する。さらに、強度及び延性は同時に改良される。既存のTRIP(変態誘起塑性)鋼と対照的に、高流動応力は、ベイナイト系ラス（lath）の厚さが小さく、亜共析多角形フェライトが存在しないためである。残留オーステナイトは、追加のTRIP効果を与え、総伸長の改良に有用であると推定される。マルテンサイト島の存在は、高強度及び高い瞬間的な硬化速度につながる。残留オーステナイトにより得られる変態誘起塑性と、TBF鋼における細かい板状ベイナイト系フェライトとの間の相乗効果が確保されれば、TBF鋼の伸長に劇的な改良が得られる。靱性及び衝突性能も改良される。

その上、鋼の高強度及び高延性に達するために、最終的な微小構造における様々な相の構成成分は、好ましくは、体積画分で、ベイナイト系フェライト55〜90％、残留オーステナイト5〜15％、及びマルテンサイト5〜30％を含んでなる。

本発明による多相微小構造は、特殊な組成を有する鋼を設計することにより、及び上記のような熱機械的処理方法の慎重な調整を行うことにより、得ることができる。

従って、言い換えれば第一態様で、本発明の好ましい実施態様は、鋼ブランクを製品に熱間成形する方法であって、鋼ブランクをオーステナイト化温度T1、有利にはAc3＋20℃〜Ac3＋60℃に加熱すること、及び鋼ブランクを、炭化物が完全に溶解するように、オーステナイト化温度範囲に均熱すること、加熱し、均熱したブランクを、フェライト相の変態を防止しながら、熱間成形装置、例えば熱間プレス、に導入すること、鋼ブランクを熱間成形し、Ar3より高い出発温度T2で出発し、形状製品を成形し、こうして熱間成形した製品を、ベイナイト変態範囲内の中断温度T3に、亜共析フェライト及びパーライトの形成を回避するような冷却速度で冷却すること、及びさらに製品を中断温度T3から外界温度に、こうして製造された製品中に、体積画分で、ベイナイト系フェライトが55〜90％、残留オーステナイトが5〜15％、マルテンサイトが5〜30％になるように冷却することを含んでなる、方法に関する。

有利には、鋼は、下記の元素、すなわち(重量％で)Ｃ0.15〜0.45、Ｓｉ0.6〜2.5、Ｍｎ1.0〜3.0、Ｍｏ0〜0.5、Ｃｒ0〜1.0、Ｐ0.001〜0.05、Ｓ＜0.03、Ｃａ＜0.003、Ｔｉ0.1以下及びＶ0.1以下、及び残部Ｆｅ及び他の不可避な不純物を含んでなる。所望により、鋼は、Ａｌ1.5％未満を、同量のＳｉを部分的に置き換えて含むことができるが、ただし、Ｓｉ及びＡｌの合計は1.2〜2.5％の範囲内である。好ましくは、多相微小構造のより優れた制御には、Ｍｎ及びＣｒの量はＭｎ＋Ｃｒ≦3％を満足させ、一方、好ましくは、Ｃ及びＭｏの量もＣ＋1/3Ｍｏ≦0.45％を満足させる。

以下に、鋼組成物中の各元素の機能を説明する。含有量は、総組成物の重量％として表す。

Ｃは、高強度を確保し、残留オーステナイトを確保する元素である。Ｃは、0.15％以上の量で加え、所望の多相微小構造を形成し、超高強度及び延性を達成する。一方、Ｃ含有量が0.45％を超えると、連続的に冷却するサブプロセス（subprocess）を含んでなる本発明による方法では、多相微小構造を得るのが困難になる。その上、鋼シートの靱性及び溶接性が損なわれる可能性が大きい。Ｃは、好ましくは、0.2〜0.4％、より好ましくは0.2〜0.35％の量で存在する。

Ｍｎは、本発明による鋼組成物の主要元素の一つである。Ｍｎの機能は、オーステナイトを安定化させ、所望の多相微小構造を得ることにある。Ｍｎが1.0％未満である場合、その効果は十分に特徴付けられない。これに対して、含有量が3％を超えると、完全なマルテンサイト構造が容易に作られる。その結果、鋼は、プレス成形の際に硬化し、脆くなる。さらに、Ｍｎは、Ac3温度を下げるのに有用な元素である。Ｍｎ含有量が高い程、熱間プレス成形に必要な温度を下げるのに有利である。Ｍｎ含有量は、1.0〜3.0％、好ましくは、1.5〜2.5％、より好ましくは1.6〜2.5％、さらに好ましくは1.7〜2.4％の範囲内に制限される。

Ｓｉは、固溶体を補強するのに効果的な元素であり、残留オーステナイトの分解による炭化物の形成を抑制するのに有用である。高い延性、靱性及び成形性を得るには、炭化物の形成(転移炭化物又はセメンタイト)は出来るだけ回避すべきである。Ｓｉは、ベイナイト化の際に脆いセメンタイトの析出を抑制するので、成形性及び靱性を改良する。最小１.0％のＳｉが、炭化物を含まないベイナイトの形成に必要である。しかし、Ｓｉは、鋼基材に付着した酸化物の形成により、亜鉛めっき性を損なうことも知られている。従って、Ｓｉの上限は、2.5％未満に制御する。Ｓｉ含有量は、1.2〜2.5％が有利であり、より好ましくは1.4〜2.0％である。

Ａｌも、特にオーステナイトの分解による、炭化物の形成を抑制するのに効果的な元素である。Ｓｉの、同量のＡｌによる部分的置き換えは、TBF鋼における熱間ディップ塗装性に対して悪影響を及ぼさずに、セメンタイト形成を効果的に遅延させることが示されている。しかし、高濃度のＡｌにより、強度の観点から細かい板状のフェライトより効果が低い、多角形フェライトが発生する可能性が高くなる。Ｓｉを同量のＡｌで完全に置き換えると、強度−延性バランスが著しく損なわれる。加える場合、Ａｌの量は、1.5％以下に制限する。

Ｐは、所望の残留オーステナイトを維持するのに有用な元素であり、その効果は、Ｐの量が0.001％以上、より好ましくは0.005％以上で発揮されるが、Ｐは、過剰量で加えた時に鋼の加工性が損なわれることがある。従ってＰ含有量は、好ましくは0.05％以下に制限する。

Ｓは、硫化物系の混在物、例えば亀裂形成を開始し、加工性を損なうＭｎＳ、を形成する有害な元素である。従って、Ｓの量を出来るだけ少なくするのが好ましい。従って、Ｓは0.03％以下に抑える。

Ｍｏ及びＣｒは、鋼の硬化性を改良し、ベイナイトフェライトの形成を促進するのに役立つ。同時に、Ｍｏ及びＣｒは、残留オーステナイトを安定化させる類似の効果を有する元素である。従って、Ｍｏ及びＣｒは、プロセス制御にとって非常に効果的である。Ｍｏ及びＣｒのそれぞれを0.05％以上含むのが有利である。しかし、Ｍｏ及びＣｒのそれぞれを過剰に加えると、その効果は飽和され、それ以上の添加は経済的ではない。従って、Ｍｏの量は0.5％以下であり、Ｃｒの量は1％以下である。

Ｔｉ及びＶは、強化析出物を形成し、微小構造を精錬する効果を有する。Ｔｉ及びＶのそれぞれの量は0.1％以下、好ましくは0.05％以下である。

Ｃａは、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性を改良するのに有効な元素である。Ｃａを0.0003％以上含むことが推奨される。しかし、過剰に加えると、その効果は飽和される。従って、好ましい量は0.0003〜0.003％である。

実用的な製造方法に関して、上記の熱処理は、連続焼きなまし設備(CAL)、熱間プレス成形設備、塩浴、等で加熱及び冷却することにより、行うことができる。

有利には、第一の組み合わされた変形/冷却工程d)を、熱間成形設備で行う。好ましい実施態様では、第二の冷却工程e)は、空気中又は熱間成形設備の外側のストック中で行う。

好ましくは、成形製品の鋼は、極限引張強度(UTS)が少なくとも1400MPa、有利には少なくとも1500MPa、より好ましくは少なくとも1600MPa、最も好ましくは少なくとも1700MPaである。

有利には、成形製品の鋼は、総伸長が少なくとも8％、好ましくは少なくとも10％、より好ましくは少なくとも12％、最も好ましくは少なくとも14％である。

熱処理方法は、熱間(プレス)成形を標準的な熱間成形設備で、冷却中断温度及び速度を包含する同時冷却プロセスだけを改良して、使用することにより、簡単に行うことができる。オーステナイト化後、ヒートブランクを熱間プレスのダイセットに挿入し、そこでブランクを成形し、冷却する。炉からプレス成形ツールまでの移動時間(例えば5〜10ｓ)は、出発変形温度がAr3より確実に高くなるように制御する。成形ツール中の鋼部品の冷却速度V2は、変形によって、及びツールと鋼ブランクの間の接触の質によって異なる。成形ツールは、例えば液体を循環させて冷却し、プレス金型中で急冷する際に、確実に冷却速度が十分に高く(＞25℃/s)なるように冷却する。中断冷却温度は、プレスツールを分離するための時間により制御される。次いで、成形製品は、金型から取り出し、空気中で室温に冷却する。成形製品、例えばシート、は、積み重ね、次いで空気中で外界温度に冷却することもできる。

室温に冷却した後、部品は、自動車本体構造に構築される。次いで、塗料焼付け工程を行う。塗料焼付けサイクルは特性に影響しない。

第二の態様で、本発明は、好ましくは本発明による方法により成形した鋼製品であって、該鋼が体積画分で、
ベイナイト系フェライト55〜90％、
残留オーステナイト5〜15％、
マルテンサイト5〜30％
を含んでなる微小構造を有する、鋼製品を提供する。

本発明による方法に関して上に記載した組成物及び微小構造の詳細、特に有利な、及び/又は好ましい実施態様は、本発明の第二の態様にも同様に適用できる。好ましくは、鋼は、極限引張強度が、少なくとも1400MPa、有利には少なくとも1500MPa、好ましくは少なくとも1600MPa、より好ましくは少なくとも1700MPaである、及び/又は総伸長が少なくとも8％、好ましくは少なくとも10％、より好ましくは少なくとも12％、最も好ましくは少なくとも14％である。

第三の態様によれば、本発明は、熱機械的処理で、特に上に記載する本発明の熱間成形方法で使用する鋼ストリップ、シート、又はストリップであって、組成が、重量％で、
Ｃ 0.15〜0.45
Ｓｉ 0.6〜2.5
Ｍｎ 1.0〜3.0
Ａｌ 0〜1.5
Ｍｏ 0〜0.5
Ｃｒ 0〜1.0
Ｐ 0.001〜0.05
Ｓ＜0.03
Ｃａ＜0.003
Ｔｉ＜0.1
Ｖ＜0.1
残部Ｆｅ及び不可避な不純物であり、
Ｓｉ＋Ａｌ＝1.2〜2.5％である、ストリップを提供する。

好ましくは、Ｍｎ＋Ｃｒ≦3％及びＣ+1/3Ｍｏ≦0.45％の関係を適用する。

本発明の第三態様による鋼ストリップ、シート又はブランクの好ましい組成物は、合金化元素が中に存在するが、重量％で表して、
Ｃ 0.2〜0.4、好ましくは0.2〜0.35及び/又は
Ｓｉ 0.8〜2.0、好ましくは1.2〜1.8及び/又は
Ｍｎ 1.5〜2.5、好ましくは1.7〜2.4及び/又は
Ｍｏ 0.05〜0.5及び/又は
Ｃｒ 0.05〜1.0及び/又は
Ｐ 0.005〜0.05及び/又は
Ｃａ 0.0003〜0.003
を含んでなる。

鋼ストリップ、シート又はブランクから得た製品は、熱処理後に急速冷却することにより、高い引張強度を示し、熱処理後に、特に塗装に対する高い降伏強度を示す。これらの利点に基づいて、本発明による鋼製品の優れた衝撃特性が得られる。さらに、本発明の鋼製品は、有利なことにコーティング層に対する良好な密着性を示す。その上、本発明の
鋼製品の他の利点は、塗装後の良好な表面外観及び優れた耐食性である。

本発明による方法の実用的な実施態様を、温度と時間の関係をプロットした図1に図式的に示す。鋼ブランクを15℃の加熱速度で、Ac3＋20℃〜Ac3＋60℃のオーステナイト化温度T1に加熱し、その温度に均熱時間t1の間均熱する。このように加熱し、均熱したブランクを炉から熱間成形設備に移動させ、この間に空気冷却がある程度起こる。ブランクの熱間プレス成形前に、温度T2がAr3未満にはならないように注意する。熱間プレス成形の後、このように成形したブランクは、25℃より高い速度で中断温度T3に冷却する。次いで、空気冷却を行う。

本発明を下記の例によりさらに説明する。

表１に規定する組成を有する鋼Ａ〜Ｆを、約25kg(100×110×330mm)のインゴットに鋳造した。インゴットを再加熱し、次いで厚さ40mmを有するスラブに大まかに熱間圧延した。仕上げ熱間圧延を、下記のプロセスパラメーター、すなわち予熱1200℃で30分間、複数回通しで厚さ4mmに圧延(48-27-18-12-8-6-4mm)、及び仕上げ圧延温度860±20℃で行った。ランアウトテーブルに記載の速度30℃/sで600℃に調整冷却を行い、商業的に使用されているコイル巻方法をシミュレーションした。コイル巻工程の後、鋼プレートは、フェライト及びパーライトからなる微小構造を含み、引張強度が700MPa未満である。次いで、プレートを4〜1mmのシートに冷間圧延した。

重要な温度、例えばAc3及びMs、は、本発明によるプロセスにおける温度を測定し易くするために、標準的膨張分析により、測定した。

得られた冷間圧延シートを、CASIMシミュレータを使用して熱処理にかけた。具体的には、鋼シートを870〜920℃に速度15℃/sで加熱し、シートをこの温度に2分間保持し、次いで速度50℃/sで中断温度400〜550℃に冷却し、その後、速度0.2〜10℃/sで冷却し、異なった空気冷却条件をシミュレーションした。

引張試験は、JIS 5引張試験試料を使用して行い、必要な微小構造を有する試料の引張強度及び伸長を測定した。微小構造中のベイナイト及び/又はマルテンサイトの体積画分を、金属組織学的特性評価を膨張分析と組み合わせて推定した。残留オーステナイトの体積画分は、TEMを使用して測定した。他の測定は、標準的なものである。引張試験結果及び必要とする微小構造構成成分を有する本発明の合金を表2に示す。

実験結果は、微小構造及び特性が、オーステナイト化温度T1がAc3より高い、有利にはAc3＋20℃〜 Ac3＋60℃の間にある限り、T1から実質的に独立していることを示している。また、移動温度T2及び冷却速度V2は、T2がAr3より高く、V2が25℃/s以上であり、好ましくは100℃/s未満である限り、微小構造及び特性に大きく影響しないことも立証された。しかし、微小構造及び特性は、中断温度T3及び冷却速度V3に強く依存する。Ｃ含有量及び合金化元素含有量は、T3及びV3の選択に大きな影響を有する。これらの結果から、本発明による合金に必要な多相微小構造の条件は、T3及びV3を注意深く調節することにより得られる。より高いＣ含有量又はより高いＭｏ含有量を有する合金には、冷却速度V3は、より低い範囲0.25〜2℃/sに調整することができ、より低いＣ又はより低いＭｏを含む合金には、冷却速度V3は、より高い範囲2〜10℃/sに調整することができる。固定T3温度での所与の合金組成物には、より高い冷却速度がベイナイト系フェライトを少なくするが、マルテンサイトは比較的多くなる。従って、より高い強度が得られる。より低い冷却速度は、ベイナイト系フェライトが多くなるが、マルテンサイトは比較的少なくなり、より高い伸長が達成される。T3温度が高いほど、所与の冷却速度で、比較的より多くのベイナイト系フェライトが最終微小構造中にあり、より高い強度が得られるが、伸長はより低くなる。

上記の表では、下記の略号を使用する。
BF＝ベイナイト系フェライト
M ＝マルテンサイト
Ar＝残留オーステナイト
HV5＝５kgfの負荷で測定したビッカース硬度
YS＝降伏強度
UTS＝極限引張強度
At＝総伸長

Claims

鋼ブランクを製品に熱間成形する方法であって、
d) 熱間成形の際に、加熱された鋼ブランクを、Ar3を超える出発温度T2で出発し、400〜550℃の範囲の中断温度T3に、少なくとも25℃/sの冷却速度V2で冷却して製品を成形する工程と、
e) 直ちに前記製品を、前記中断温度T3から外界温度に0.2〜10℃/sの冷却速度V3でさらに冷却する工程と
を含んでなり、
前記中断温度T3及び冷却速度V3が、こうして得られる製品が、体積画分で、
ベイナイト系フェライト55〜90％
残留オーステナイト5〜15％
マルテンサイト5〜30％
を含んでなる多相微小構造を有するように選択される、方法。
所望により鋼ストリップ、シートから製造された、前記ブランクが、重量％で、下記の組成、
Ｃ 0.15〜0.45
Ｓｉ 0.6〜2.5
Ｍｎ 1.0〜3.0
Ａｌ 0〜1.5
Ｍｏ 0〜0.5
Ｃｒ 0〜1.0
Ｐ 0.001〜0.05
Ｓ＜0.03
Ｃａ＜0.003
Ｔｉ＜0.1
Ｖ＜0.1
残部Ｆｅ及び不可避不純物
を有し、Ｓｉ＋Ａｌ＝1.2〜2.5％である、請求項１に記載の方法。
Ｍｎ＋Ｃｒ≦3％及びＣ＋1/3Ｍｏ≦0.45％である、請求項２に記載の方法。
前記組成が、重量％で
Ｃ 0.2〜0.4及び/又は
Ｓｉ 0.8〜2.0及び/又は
Ｍｎ 1.5〜2.5及び/又は
Ｍｏ 0.05〜0.5及び/又は
Ｃｒ 0.05〜1.0及び/又は
Ｐ 0.005〜0.05及び/又は
Ｃａ 0.0003〜0.003
を含んでなる、請求項２又は３に記載の方法。
前記組成が、重量％で
Ｃ 0.2〜0.35及び/又は
Ｓｉ 1.2〜1.8及び/又は
Ｍｎ 1.7〜2.4
を含んでなる、請求項２〜４のいずれか一項に記載の方法。
前記ベイナイト系フェライトが実質的に炭化物を含まず、残留オーステナイトの炭素濃度が高い、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
前記ベイナイト系フェライトの粒子の長さが最大15μmであり、厚さが最大0.3μmである、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
前記熱間成形工程ｄ）の前に、
ａ）前記鋼ブランクをAc3より高い、好ましくはAc3＋20℃〜Ac3＋60℃のオーステナイト化温度T1に、好ましくは10〜25℃/sの加熱速度で加熱する工程と、
ｂ）前記鋼ブランクを前記範囲に、好ましくは1〜5分間の均熱時間、均熱する工程と、
ｃ）所望により、前記加熱及び均熱したブランクを熱間成形設備に移動させる工程と
をさらに含んでなる、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
工程ａ）が、連続焼きなまし設備、熱間成形設備、又は塩浴等で行われる、請求項５に記載の方法。
工程ｄ）が、熱間成形設備で行われる、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
工程ｅ）が、熱間成形設備の外側の空気中で行われる、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
好ましくは請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法により成形された鋼製品であって、前記鋼が、体積画分で、
ベイナイト系フェライト55〜90％
残留オーステナイト5〜15％
マルテンサイト5〜30％
を含んでなる微小構造を有する、鋼製品。
前記鋼が、少なくとも1400MPa、有利には少なくとも1500MPa、好ましくは少なくとも1600MPa、より好ましくは少なくとも1700MPaである極限引張強度、及び／又は少なくとも8％、好ましくは少なくとも10％、より好ましくは少なくとも12％、最も好ましくは少なくとも14％である総伸長を有する、請求項１３に記載の鋼製品。
熱機械的処理方法、好ましくは請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法、で使用する鋼ストリップ、シート又はブランクであって、重量％で、下記の組成、
Ｃ 0.15〜0.45
Ｓｉ 0.6〜2.5
Ｍｎ 1.0〜3.0
Ａｌ 0〜0.6
Ｍｏ 0〜0.5
Ｃｒ 0〜1.0
Ｐ 0.001〜0.05
Ｓ＜0.03
Ｃａ＜0.003
Ｔｉ＜0.1
Ｖ＜0.1
残部Ｆｅ及び不可避不純物
を有し、Ｓｉ＋Ａｌ＝1.2〜2.5％である、鋼ストリップ、シート又はブランク。
Ｍｎ＋Ｃｒ≦3％及びＣ＋1/3Ｍｏ≦0.45％である、請求項１４に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
重量％で
Ｃ 0.2〜0.4、好ましくは0.2〜0.35及び/又は
Ｓｉ 0.8〜2.0、好ましくは1.2〜1.8及び/又は
Ｍｎ 1.5〜2.5、好ましくは1.7〜2.4及び/又は
Ｍｏ 0.05〜0.5及び/又は
Ｃｒ 0.05〜1.0及び/又は
Ｐ 0.005〜0.05及び/又は
Ｃａ 0.0003〜0.003
である、請求項１４または１５に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。