JP2009508692A - 多相微構造の鋼部品を製造する方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、多相微構造の鋼部品を製造する方法に関し、上記微構造は、フェライトを含み、上記部品の各領域において均一であり、次のステップを含む。ブランクを、組成が多相微構造鋼の特徴を示すスチールストリップに切断するステップ。Ａｃ１より高くＡｃ３より低い保持温度Ｔ１が到達されるまで上記ブランクを加熱するステップ。上記ブランクが加熱された後、鋼は、表面の２５％以上のオーステナイト比を含むように調節されたドウェル時間Ｍの間、上記保持温度Ｔ１を維持するステップ。加熱処理によって上記部品を成形するように、上記加熱されたブランクを成形装置に移動するステップ。部品が冷却された後、フェライトを含み、上記部品の各領域において均一である鋼微構造が、多相微構造であるように、冷却速度Ｖで装置内で部品を冷却するステップ。

Description

本発明は、各領域に均一の多相微構造を有し、高い機械的特性を有する鋼から作られる部品を製造する方法に関する。

自動車構造を軽量化する要件を満たすために、ＴＲＩＰ鋼（用語ＴＲＩＰは、変態誘起塑性を意味する）、または非常に高い変態性と非常に高い引っ張り強さを組み合わせる複合組織鋼のいずれかを使用することが知られている。ＴＲＩＰ鋼は、フェライト、残留オーステナイト、任意に、ベイナイトおよびマルテンサイトから構成された微構造を有し、それは、ＴＲＩＰ鋼が６００〜１０００ＭＰａに及ぶ引っ張り強さに達することを可能にする。複合組織鋼は、フェライトおよびマルテンサイトから構成された微構造を有し、それは、複合組織鋼が、４００ＭＰａ〜１２００ＭＰａを越えるまでに及ぶ引っ張り強さに達することを可能にする。

これらのタイプの鋼は、エネルギー吸収部品、例えば、縦材、横材、強化材などの構造部品や安全部品を製造するために広く使用される。

そのような部品を製造するために、冷間成形方法、例えば、装置間で深絞りを受けることは、複合組織鋼またはＴＲＩＰ鋼の冷延ストリップから切断されたブランクには通常である。

しかし、複合組織鋼またはＴＲＩＰ鋼から作られる部品の開発は、成形された部品のスプリングバックを制御する困難さのために制限され、そのスプリングバックは、鋼の引っ張り強さＲｍが高いほどより大きい。これは、スプリングバックの影響を軽減するために、自動車メーカーは、このパラメーターを新しい部品の設計に組み込入れなければならず、それによって、一方では、多数の開発を必要とし、他方では、製造可能な形状の範囲を制限するからである。

さらに、大きな変態の場合には、鋼の微構造は、部品の各領域においてもはや均一ではなく、処理中の部品の挙動を予測することは困難である。例えば、１枚のＴＲＩＰ鋼を冷間成形する場合、残留オーステナイトは、変態の影響下でマルテンサイトに変態される。変態は、部品全体にわたって均一ではないので、部品のある領域は、マルテンサイトに変態されない残留オーステナイトをまだ含むこととなり、したがって、その領域は、高い残留延性を有する。しかし、大きな変態を受けた部品の他の領域は、フェライトマルテンサイト構造を有し、それは、ベイナイトを含む可能性があり、低延性である。

したがって、本発明の目的は、前述の欠点を改善するとともに、フェライトを含む鋼から作られ、各領域において均一である多相微構造を有し、組成が多相微構造を有する鋼に特有であるスチールストリップから得られたブランクが成形された後、スプリングバックを示さない部品を製造する方法を提供することである。

この目的のために、本発明の第１の主題は、多相微構造を有する鋼から作られる部品を製造する方法であり、上記微構造は、フェライトを含み、上記部品の各領域において均一であり、方法は、重量％で、０．０１≦Ｃ≦０．５０％、０．５０≦Ｍｎ≦３．０％、０．００１≦Ｓｉ≦３．０％、０．００５≦Ａｌ≦３．０％、Ｍｏ≦１．０％、Ｃｒ≦ｌ．５％、Ｐ≦０．ｌ０％、Ｔｉ≦０．２０％、Ｖ≦ｌ．０％、任意に、Ｎｉ≦２．０％、Ｃｕ≦２．０％、Ｓ≦０．０５％、Ｎｂ≦０．１５％などの１つまたは複数の元素をからなり、組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物である組成のスチールストリップからブランクを切断することからなるステップを含み、
任意に、上記ブランクは、先行冷間変形を受け、
上記ブランクは、Ａｃ１より高くＡＣ３より低い浸漬温度Ｔ_ｓに達するように加熱され、鋼は、ブランクが加熱された後、２５領域％以上のオーステナイト含有量を有するように調節された浸漬時間ｔ_ｓの間、この浸漬温度Ｔ_ｓで保持され、
上記加熱されたブランクは、上記部品を加熱成形するために成形装置に移動され、
鋼の微構造は、部品が冷却された後、フェライトを含み、上記部品の各領域において均一である多相微構造であるように、部品は冷却速度Ｖで装置内で冷却される。

微構造（フェライト相、オーステナイト相など）中に存在する種々の相の領域％の含有量を決定するために、種々の相の領域は、ストリップ（この平面は、回転方向と平行であってもよく、または回転の横断方向に平行であってもよい）の平面に垂直な平面に沿って製造される部分で測定される。求められた種々の相は、それらの性質によって適切な化学エッチングによって明らかとなる。

本発明の状況において、用語「成形装置」は、例えば、深絞り装置などのブランクから部品が得られることを可能にする任意の装置を意味することが理解される。したがって、これは、冷延装置または熱延装置を除外する。

本発明者らは、ブランクを、Ａｃ１とＡｃ３との間の浸漬温度Ｔ_ｓに加熱することによって、均一の機械的特性を示すフェライトを含む多相微構造が、装置間のブランクの冷却速度に関係なく、冷却速度が十分に高ければ、得られることを実証した。機械的特性の均一性は、１０〜１００℃／ｓまで変化する冷却速度範囲内で、２５％未満の引っ張り強さＲｍの分散によって、本発明の状況で定義される。これは、本発明者らが、ブランクを臨界範囲で熱処理にさらすことによって、次いで、Ｒ_ｍ（１００℃／ｓ）−Ｒ_ｍ（１０℃／ｓ）／Ｒ_ｍ（１００℃／ｓ）は、０．２５未満であり、Ｒ_ｍ（１００℃／ｓ）は、１００℃／ｓで冷却された部品の引っ張り強さであり、Ｒ_ｍ（１０℃／ｓ）は、１０℃／ｓで冷却された部品の引っ張り強さであることを見出したからである。

本発明の第２の主題は、鋼から作られ、フェライトを含み、部品の各領域において均一である多相微構造を有する部品であり、上記方法によって得られてもよい。

最後に、本発明の第３の主題は、上記部品を含む陸上自動車である。

本発明の特徴および利点は、添付の図１を参照して、制限しない例によって付与される次の説明においてよりはっきり明らかとなる。

本発明による方法は、ある温度領域内での熱間成形にあり、ブランクは、その組成が、多相微構造を有する鋼に特有であるスチールストリップから予め切断され、それは、最初に、成形装置間で冷却される場合、多相微構造を得る鋼部品を成形するために多相微構造を必ずしも有さない。本発明者らは、さらに、装置間でのブランクの冷却レートがいくらでも、冷却速度が十分に高ければ、均一の多相微構造が得られ得ることを実証した。

本発明の利点は、多相微構造が、熱延板またはそのコーティングを製造する段階の間に形成されることが必要ないということ、および熱間成形によって部品を製造する段階で上記微構造を形成することは、最終の多相微構造が、部品の各領域において均一であることを保証することを可能にすることにある。これは、エネルギー吸収部品のためのその使用の場合に有利であり、なぜなら、複合組織鋼またはＴＲＩＰ鋼から作られる部品が冷間成形される場合のように、微構造が変わらないからである。

本発明者らは、実際、本発明によって部品が得られた場合、部品のエネルギー吸収能力が、複合組織鋼またはＴＲＩＰ鋼から作られるブランクを冷間成形することによって得られた場合よりより高く、引っ張り強さに伸びを掛けることによって（Ｒ_ｍ×Ａ）決まることを確認した。これは、冷間成形操作が、エネルギー吸収能力の一部を消費するからである。

さらに、熱間成形操作を実行することによって、部品のスプリングバックは無視できるようになるが、それは、冷間成形操作の場合には非常に大きい。また、それは、引っ張り強さＲ_ｍが高いほど、より大きい。これは、超高張力鋼の使用にブレーキをかける。

本発明の他の利点は、熱間成形操作が、冷間成形でよりもかなり高い成形性をもたらすことにある。したがって、例えば、溶接性などの特性が知られている鋼組成をさらに維持しながら、部品の種々様々な形状を得るとともに、新しい設計を構想することが可能である。

得られた部品は、好ましくは、２５領域％以上の含有量のフェライトと、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの相のうちの少なくとも１つと、を含む多相微構造を有する。これは、少なくとも２５領域％のフェライト含有量が、鋼に、成形された部品が高エネルギー吸収能力を有するために十分な延性を付与するからである。

例えば、深絞りによって成形されることを目的とする鋼ブランクは、熱延スチールストリップまたは冷延スチールストリップのいずれかから予め切断され、鋼は、次の元素からなる。

０．０１〜０．５０重量％の含有量の炭素。この元素は、良好な機械的特性を得るために必須であるが、それは、溶接性を悪化させないために、あまりに多量に存在していてはいけない。焼入性を促進するとともに十分な降伏強度Ｒ_ｅを得るために、炭素含有量は、０．０１重量％以上でなければならない。

０．５０〜３．０重量％の含有量のマンガン。マンガンは、焼入性を促進し、それによって、高い降伏強度Ｒ_ｅが達成されることを可能にする。しかし、本明細書で後述される熱処理で実証され得る偏析を回避するように、鋼は、あまりマンガンを含みすぎない必要がある。さらに、シリコンの量が不十分なら、過剰のマンガンは、フラッシュ溶接を防ぎ、鋼が亜鉛めっきされる性能が悪化される。マンガンは、さらに、鋼がアルミニウムまたはアルミニウム合金で被覆される場合、鉄およびアルミニウムの相互拡散に役割を果たす。

０．００１〜３．０重量％の含有量のシリコン。シリコンは、鋼の降伏強度Ｒ_ｅを向上する。しかし、３．０重量％を超えると、鋼を溶融亜鉛めっきすることは困難になり、亜鉛コーティングの外観は不十分である。

０．００５〜３．０重量％の含有量のアルミニウム。アルミニウムは、フェライトを安定させる。その含有量は、溶接部での酸化アルミニウムの存在により溶接性を低下することを回避するために、３．０重量％未満残存しなければならない。しかし、アルミニウムの最低量は、鋼から酸素を除去するために必要とされる。

１．０重量％以下の含有量のモリブデン。モリブデンは、マルテンサイトの形成を促進し、耐蝕性を向上する。しかし、過剰のモリブデンは、溶接部での冷間割れの現象を促進し、鋼の靱性を低減する可能性がある。

１．５重量％以下の含有量のクロム。クロム含有量は、鋼に亜鉛めっきする場合、表面外観の問題を回避するように制限されなければならない。

０．１０重量％以下の含有量のリン。リンは、さらに、鋼の同水準の降伏強度Ｒ_ｅを有しながら、炭素量が低減されるとともに、溶接性を向上することを可能にするように添加される。しかし、０．１０重量％を超えると、それは、偏析欠陥が増加する危険性のために鋼を脆くし、溶接性は悪化する。

０．２０重量％以下の含有量のチタン。チタンは、降伏強度Ｒ_ｅを向上するが、その含有量は、靱性を低下することを回避するために、０．２０重量％に制限されなければならない。

１．０重量％以下の含有量のバナジウム。バナジウムは、細粒化によって降伏強度Ｒ_ｅを向上し、鋼の溶接性を促進する。しかし、１．０重量％を超えると、鋼の靱性は悪化し、溶接部に亀裂が現われる危険性がある。

任意に２．０重量％以下の含有量のニッケル。ニッケルは、降伏強度Ｒ_ｅを増加させる。一般に、その含有量は、その高いコストのために２．０重量％に制限される。

任意に、２．０重量％以下の含有量の銅。銅は、降伏強度Ｒ_ｅを増加させるが、過剰の銅は、熱延中に亀裂の出現を促進し、鋼の熱成形性を低下させる。

任意に、０．０５重量％以下の含有量の硫黄。硫黄は、偏析する元素であり、その含有量は、熱延中に亀裂を回避するように制限されなければならない。

任意に、０．１５重量％以下の含有量のニオブ。ニオブは、炭窒化物の析出を促進し、それによって、降伏強度Ｒ_ｅを増加する。しかし、０．１５重量％を超えると、溶接性および熱成形性は低下する。

組成の残部は、鉄および所望の特性に影響しない大きさで、鋼の製錬に起因する不純物として発見されると通常予想される他の元素からなる。

一般に、スチールストリップがブランクに切断される前に、スチールストリップは、金属コーティングによって腐食保護される。部品の最終用途によって、この金属コーティングは、亜鉛または亜鉛合金（例えば、亜鉛アルミニウム）コーティングから選択され、良好な耐熱性も所望されるなら、アルミニウムまたはアルミニウム合金（例えば、アルミニウムシリコン）コーティングが選択される。これらのコーティングは、従来、液体金属槽中の溶融鍍金、または電気めっき、または真空めっきのいずれかによって堆積される。

本発明による製造方法を実行するために、鋼ブランクは、Ａｃ１より高くＡｃ３より低い浸漬温度Ｔ_ｓに上げるように加熱され、ブランクが加熱された後、鋼が２５領域％以上のオーステナイト含有量を有するように調節される浸漬時間ｔ_ｓの間、この温度Ｔ_ｓで維持される。

鋼ブランクを加熱し、それをその温度で維持するこの操作の直後、上記加熱されたブランクは、部品を成形するために成形装置に移動され、そこで冷却される。成形装置内での部品の冷却は、全てのオーステナイトがフェライトに変態されることを防ぐのに十分に高い冷却速度Ｖで行なわれ、したがって、部品が冷却された後の鋼の微構造は、フェライトを含む多相微構造であり、その微構造は、部品の各領域において均一である。

語句「部品の各領域において均一の多相微構造」は、部品の各領域の含有量および形態の点から、一定であり、種々の相が、一様に分散される微構造を意味することが理解される。

冷却速度Ｖを十分に高くするために、成形装置は、例えば、液体の循環によって冷却されてもよい。

さらに、成形装置の締力は、ブランクと装置との間の密接を確かにするとともに、部品の有効で均一な冷却を確かにするのに十分でなければならない。

任意に、ブランクが、スチールストリップから切断された後であり、ブランクが加熱される前に、それは、任意に先行冷間変形を受けてもよい。

例えば、熱間成形操作の前に、ブランクの冷間成形または浅絞りによるブランクの先行冷間変形は、より複雑な形状を有することができる部品が得られ得る限りでは有利である。

さらに、２つのブランクが突き合わせ溶接される場合のみ、単一の成形操作においてある形状を得ることは可能である。先行冷間変形は、このようにして、一体成形として部品が得られることを可能にし、すなわち、単一ブランクの成形によって部品が得られる。

本発明の第１の好ましい実施では、本発明による方法は、フェライトおよびマルテンサイト、またはフェライトおよびベイナイトのいずれか、あるいはフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む多相微構造を有する鋼から作られる部品を製造するために行なわれる。

この微構造を形成するために、上記多相組成、特に、鋼の炭素、シリコンおよびアルミニウム含有量が適応される。したがって、鋼は、次の元素を含む。

０．０１〜０．２５重量％、好ましくは０．０８〜０．１５重量％の含有量の炭素。炭素含有量は、マルテンサイトの形成を制限し、したがって、延性および成形性が悪化することを防ぐように０．２５重量％に限定される。

０．５０〜２．５０重量％、より好ましくは１．２０〜２．００重量％の含有量のマンガン。

０．０１〜２．０重量％、より好ましくは０．０１〜０．５０重量％の含有量のシリコン。

０．００５〜１．５重量％、より好ましくは０．００５〜１．０重量％の含有量のアルミニウム。アルミニウム含有量は、酸化アルミニウムＡｌ_２Ｏ_３含有物の形成によりフラッシュ溶接性を低下しないようにするために、１．５重量％未満であることが好ましい。

０．００１〜０．５０重量％、より好ましくは０．００１〜０．１０重量％の含有量のモリブデン。

好ましくは１．０重量％以下、より好ましくは０．５０重量％以下の含有量のクロム。

好ましくは０．１０重量％以下の含有量のリン。

好ましくは０．１５重量％以下の含有量のチタン。

好ましくは０．１５重量％以下の含有量のニオブ。

好ましくは０．２５重量％以下の含有量のバナジウム。

組成の残部は、鉄および所望の特性に影響しない含有量で、鋼の製錬に起因する不純物として発見されると通常予想される他の元素からなる。

本発明によるフェライトおよびマルテンサイトおよび／またはベイナイトを含む多相鋼から作られる部品を成形するために、ブランクは、ブランクの加熱の間に形成されたオーステナイトの含有量を制御するとともに、７５領域％のオーステナイトの好ましい上限を越えないように、Ａｃ１より高くＡｃ３より低い浸漬温度Ｔ_ｓに加熱される。

２５〜７５領域％の浸漬時間Ｔ_ｓの間、浸漬温度Ｔ_ｓで加熱された鋼中のオーステナイト含有量は、成形後の鋼の引っ張り強さおよび方法のローバスト性による鋼の機械的特性の均一性について、良好な妥協を提示する。これは、２５領域％のオーステナイトを超えると、例えば、マルテンサイトおよび／またはベイナイトなどの焼入れ相は、成形後の鋼の降伏強度Ｒ_ｅが十分であるために、鋼の冷却の間に十分な量で形成されるからである。しかし、７５領域％のオーステナイトを超えると、鋼中のオーステナイト含有量を制御することは困難であり、鋼の冷却の間に、過剰量の焼入れ相を形成し、したがって、破断Ａで不十分な伸びを有する鋼部品を成形する危険性があり、それによって、部品のエネルギー吸収能力を低下する。

浸漬温度Ｔ_ｓで鋼ブランクの浸漬時間は、本質的に、ストリップの厚さに依存する。本発明の状況では、スチールストリップの厚さは、典型的には、０．３〜３ｍｍである。したがって、２５〜７５領域％のオーステナイト含有量を形成するために、浸漬時間ｔ_ｓは、１０〜１０００ｓが好ましい。鋼ブランクが、１０００ｓより長い浸漬時間ｔ_ｓの間、浸漬温度Ｔ_ｓで保持されるなら、オーステナイト粒は粗くなり、成形後の鋼の降伏強度Ｒ_ｅは制限される。さらに、鋼の焼入性は低減され、鋼の表面は酸化する。しかし、ブランクが、１０ｓより短い浸漬時間ｔ_ｓの間保持されるなら、形成されたオーステナイトの含有量は、不十分であり、部品のインツール冷却の間に形成されたマルテンサイトおよび／またはベイナイトの含有量は、鋼の降伏強度Ｒ_ｅが十分に高いためには不十分である。

成形装置中の鋼部品の冷却速度Ｖは、変態、および装置と鋼ブランクとの接触特性に依存する。しかし、冷却速度Ｖは、所望の多相微構造が得られるためには、十分に高くなければならず、１０℃／ｓより大きいことが好ましい。１０℃／ｓ以下の冷却速度Ｖに関して、部品の機械的特性を低下することに寄与する炭化物を形成する危険性がある。

これらの条件下で、冷却後に形成されるものは、２５領域％を越えるフェライトを含み、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトである多相鋼から作られる部品であり、種々の相は、部品の各領域に均一的に分散されている。本発明の好ましい実施では、２５〜７５領域％のフェライトおよび２５〜７５領域％のマルテンサイトおよび／またはベイナイトが形成される。

本発明の第２の好ましい実施では、本発明による方法は、ＴＲＩＰ鋼から作られる部品を製造するために使用される。本発明の状況では、用語「ＴＲＩＰ鋼」は、フェライト、残留オーステナイトおよび任意にマルテンサイトおよび／またはベイナイトを含む多相微構造を有するものを意味することが理解される。

このＴＲＩＰ多相微構造を形成するために、上述の組成、特に、多相鋼の炭素、シリコンおよびアルミニウム含有量が適応される。したがって、鋼は次の元素を含む。

好ましくは、０．０５〜０．５０重量％、さらに好ましくは、０．１０〜０．３０重量％の含有量の炭素。安定化残留オーステナイトを形成するために、この元素は、０．０５重量％以上の含有量で存在することが好ましく、これは、炭素が、微構造および機械的特性の形成に非常に重要な役割を果たすからである。本発明によれば、ベイナイト変態は、高温で形成されたオーステナイト構造から開始することから起こり、ベイナイトフェライトラスが形成される。オーステナイトと比較して、フェライト中への炭素の非常に低い溶解性のために、オーステナイトの炭素は、ラス間で拒絶される。本発明による鋼組成のある合金化元素のために、特有のシリコンおよびマンガン、炭化物、特に、セメンタイトでは、析出はほとんど生じない。したがって、インターラスオーステナイトは、炭化物の析出が生じることなく、次第に炭素で高まる。この高まりは、オーステナイトが安定されている状態であり、すなわち、このオーステナイトのマルテンサイト変態は、室温に冷却される間に起こらない。

０．５０〜３．０重量％、より好ましくは０．６０〜２．０重量％の含有量のマンガン。マンガンは、オーステナイトの形成を促進し、マルテンサイト変態の開始温度Ｍｓを低下させるとともに、オーステナイトを安定させることに役立つ。このマンガンの添加は、さらに、有効な固溶体焼き入れ、したがって、高い降伏強度Ｒ_ｅが達成されることに寄与する。しかし、過剰のマンガンは、冷却の間に十分なフェライトが形成されることを防ぐので、残留オーステナイト中の炭素濃度は、それが安定するのに不十分である。マンガン含有量は、０．６０〜２．０重量％であることがより好ましい。このように、上記所望の効果は、凝固中にマンガンの任意の偏析に起因するであろう有害な縞状組織を形成する危険性なしで得られる。

０．００１〜３．０重量％、より好ましくは０．０１〜２．０重量％の含有量のシリコン。シリコンは、フェライトを安定させ、室温で残留オーステナイトを安定させる。シリコンは、炭化物の成長をかなり低減することにより、冷却の間にオーステナイトからセメンタイトの析出を抑制する。これは、セメンタイト中のシリコンの溶解性が非常に低く、この元素が、オーステナイト中の炭素の活性を増加させるということから生じる。したがって、任意のセメンタイト種の形成は、析出物／マトリックス界面で、受け入れられないシリコンリッチなオーステナイト領域に囲まれる。このシリコンリッチなオーステナイトは、さらに、炭素がよりリッチであり、セメンタイトの成長は、セメンタイトと隣接するオーステナイト領域との間での炭素勾配の低減に起因するより低い拡散のために遅くなる。このシリコンの添加は、十分な量の残留オーステナイトを安定させるために役立ち、ＴＲＩＰ効果を得る。このシリコンの添加は、さらに、固溶体焼き入れによる降伏強度Ｒ_ｅを増加することに役立つ。しかし、シリコンを過剰に添加すると、高い付着性の酸化物の形成が引き起こされ、それらは、酸洗い操作の間に取り除くことが困難であり、特に、溶融亜鉛めっき操作中の湿潤性の欠如による表面欠陥の出現の可能性を引き起こす。表面欠陥の危険性をさらに低減しながら、十分な量のオーステナイトを安定させるために、シリコン含有量は、０．０１〜２．０重量％であることが好ましい。

０．００５〜３．０重量％の含有量のアルミニウム。シリコンのように、アルミニウムは、フェライトを安定させ、ブランクの冷却の間に、フェライトの形成を増加する。それは、セメンタイト中に非常に低い溶解性を有し、セメンタイトが、ベイナイト変態温度で浸漬の間に析出することを防ぐとともに残留オーステナイトを安定させるこの目的のために使用されてもよい。

１．０重量％以下、より好ましくは０．６０重量％以下の含有量のモリブデン。

好ましくは１．５０重量％以下の含有量のクロム。クロム含有量は、鋼に亜鉛めっきする場合に表面に出現する問題を回避するように制限される。

好ましくは２．０重量％以下の含有量のニッケル。

２．０重量％以下の含有量の銅。

好ましくは０．１０重量％以下の含有量のリン。シリコンと結合するリンは、炭化物の析出を抑制することにより、残留オーステナイトの安定性を増加する。

好ましくは０．０５重量％以下の含有量の硫黄。

好ましくは０．２０重量％以下の含有量のチタン、および
好ましくは１．０重量％以下、より好ましくは０．６０重量％以下の含有量のバナジウム。

組成の残部は、鉄および所望の特性に影響しない含有量で、鋼の製錬に起因する不純物として発見されると通常予想される他の元素からなる。

Ａｃ１より高くＡｃ３より低い浸漬温度Ｔ_ｓでの鋼ブランクの浸漬時間は、本質的に、ストリップの厚さに依存する。本発明の状況では、ストリップの厚さは、典型的には０．３〜３ｍｍである。したがって、２５領域％以上のオーステナイト含有量を形成するために、浸漬時間ｔ_ｓは、１０〜１０００ｓであることが好ましい。鋼ブランクが、１０００ｓより長い浸漬時間ｔ_ｓの間、浸漬温度Ｔ_ｓで保持されるなら、オーステナイト粒は粗くなり、成形後の鋼の降伏強度Ｒ_ｅは制限されることとなる。さらに、鋼の焼入性は、低減され、鋼の表面は、酸化する。しかし、ブランクが、１０ｓより短い浸漬時間ｔ_ｓの間保持されれば、形成されたオーステナイトの含有量は、不十分であり、残留オーステナイトおよびベイナイトは、部品のインツール冷却の間、十分に生じない。

成形装置における鋼部品の冷却速度Ｖは、変態および装置と鋼ブランクとの間の接触特性に依存する。ＴＲＩＰ多相微構造を有する鋼から作られる部品を得るために、冷却速度Ｖは、１０℃／ｓ〜２００℃／ｓの間にあることが望ましい。これは、１０℃／ｓより低いと、本質的に、フェライトおよび炭化物が、不十分な残留オーステナイトおよびマルテンサイトを生じるが、一方、２００℃／ｓより高いと、本質的に、マルテンサイトは、不十分な残留オーステナイトで生じることとなるからである。

ブランクの加熱の間に、２５領域％以上の含有量のオーステナイトを生じることが必須である。成形装置中で鋼を冷却する際、十分な残留オーステナイトが残存し、このようにして所望のＴＲＩＰ効果が得られ得る。

これらの条件下で、冷却後に得られるものは、２５領域％以上の含有量のフェライト、３〜３０領域％の残留オーステナイト、および任意に、マルテンサイトおよび／またはベイナイトからなる多相鋼から作られる部品である。

ＴＲＩＰ効果は、高速衝突の場合にはエネルギーを吸収するために、有利に有効に使用されてもよい。これは、ＴＲＩＰ鋼部品の大きな変態の間に、残留オーステナイトが、マルテンサイトの配向を選択しながらマルテンサイトに次第に変態するからである。これは、マルテンサイトにおいて残留応力を低減する効果を有して、部品において内部応力を低減するとともに、最終的に部品のダメージを制限する。これは、部品がＴＲＩＰ鋼から作られない場合、より高い伸びＡで破砕するからである。

本発明は、以下、例示によって挙げられる実施例によって説明されるが、１つの添付図を参照して、限定を意味せず、それは、冷間成形によって得られた部品（符号Ｇ）、および熱間成形によって得られた部品（符号Ａ）の写真である。

本発明者らは、一方では、フェライトおよびマルテンサイトおよび／またはベイナイトを含む多相多重構造を有する鋼に特有である組成（ポイント１）、および他方では、ＴＲＩＰ多相微構造を有する鋼に特有である組成（ポイント２）を有する両方の鋼に試験を実行した。

１−フェライトおよびマルテンサイトを含む多相微構造を有する鋼に特有である組成を有する鋼
１．１ 加熱速度および冷却速度の影響の評価
４００×６００ｍｍのブランクが、スチールストリップから切断され、組成は、表１に付与され、ＤＰ７８０（複合組織７８０）グレードの鋼の組成である。ストリップの厚さは１．２ｍｍであった。鋼のＡｃ１温度は、７０５℃であった。Ａｃ３温度は、８１５℃であった。ブランクは、可変浸漬温度Ｔ_ｓに加熱され、５分間の浸漬時間、保持された。それらは、次いで、可変冷却速度Ｖでの成形、および冷却の両方がされる深絞り装置に直ちに移動され、６０ｓの時間、装置中に保った。深絞りされた部品は、オメガ形状に類似する構造を有していた。

部品が、完全に冷却された後、それらの降伏強度Ｒ_ｅ、それらの引っ張り強さＲ_ｍ、および破断Ａでのそれらの伸びが測定され、鋼の微構造が決定された。微構造に関して、Ｆは、フェライトを示す。Ｍは、マルテンサイトを示し、Ｂは、ベイナイトを示す。結果は、表２に付与される。

この試験の結果は、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度に鋼を加熱することのみにより、成形装置中での鋼の冷却速度がいくらでも、フェライトを含む多相微構造を得ることが可能であることを明瞭に示す。これは、鋼がＡｃ３より高い温度で加熱される場合、２５領域％より多いフェライト、好ましくは２５領域％〜７５領域％のフェライトを含む多相微構造を有する鋼を得るように、成形の間に厳密に冷却速度Ｖが制御される必要があるからである。

本発明によって説明されるような部品のための冷却速度による機械的特性における小さなばらつきに加えて、それらのエネルギー吸収能力は、Ａｃ３より高い温度での加熱で得られた部品より優れている。

１．２ スプリングバックの評価
この試験の目的は、冷間成形と比較して、熱間成形の利点を示し、スプリングバックを評価することであった。

この目的のために、ＤＰ７８０グレード鋼からなる部品は、厚さが１．２ｍｍのスチールストリップから切断されたブランクを冷間深絞りすることによって製造され、鋼の組成は、表１に示されているが、ポイント１で使用されたスチールストリップと異なり、深絞りの前に７０領域％のフェライト、１５領域％のマルテンサイトおよび１５領域％のベイナイトを含む多相微構造を既に有していた。図１は、冷間深絞りによって成形された部品（文字Ｇによって図に示された）は、熱間深絞りによって成形された部品Ａ（文字Ａによって識別された）（表２を参照）と比較して、高いスプリングバックを有することを明瞭に示す。

２−ＴＲＩＰ鋼に特有な組成を有する鋼
２００×５００ｍｍのブランクが、スチールストリップから切断され、その組成は、表３に示され、ＴＲＩＰ８００グレード鋼の組成であった。ストリップの厚さは、１．２ｍｍであった。この鋼のＡｃ１温度は、７５１℃であり、Ａｃ３温度は、８７５℃であった。ブランクは、浸漬時間５分間、可変浸漬温度Ｔ_ｓで加熱され、次いで、４５℃／ｓの冷却速度Ｖで成形、および冷却される深絞り装置に直ちに移動され、６０ｓの時間、装置中で保持した。深絞りされた部品は、オメガ形状に類似する構造を有していた。

部品が、完全に冷却された後、それらの降伏強度Ｒ_ｅ、それらの引っ張り強さＲ_ｍおよび破断Ａでのそれらの伸びが測定され、鋼の微構造が決定された。微構造に関して、Ｆは、フェライトを示し、Ａは、残留オーステナイトを示し、Ｍは、マルテンサイトを示し、Ｂは、ベイナイトを示す。結果は、表４に付与される。

行なわれた試験は、本発明によって製造されたブランクを深絞りすることによって、冷却温度が何度でも、非常に高い機械的特性を有し、機械的特性においてばらつきが小さい部品を得ることが可能であることを明瞭に示す。

冷間成形によって得られた部品（符号Ｇ）および熱間成形によって得られた部品（符号Ａ）の写真である。

Claims (19)

1. 多相微構造を有する鋼から作られる部品を製造する方法であって、
   前記微構造は、フェライトを含むとともに前記部品の各領域において均一であり、
   重量％で、０．０１≦Ｃ≦０．５０％、０．５０≦Ｍｎ≦３．０％、０．００１≦Ｓｉ≦３．０％、０．００５≦Ａｌ≦３．０％、Ｍｏ≦１．０％、Ｃｒ≦ｌ．５％、Ｐ≦０．ｌ０％、Ｔｉ≦０．２０％、Ｖ≦ｌ．０％、任意に、Ｎｉ≦２．０％、Ｃｕ≦２．０％、Ｓ≦０．０５％、Ｎｂ≦０．１５％などの１つまたは複数の元素をからなり、組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物である組成のスチールストリップからブランクを切断することからなるステップを含み、
   任意に、前記ブランクは、先行冷間変形を受け、
   前記ブランクは、Ａｃ１より高くＡＣ３より低い浸漬温度Ｔ_ｓに達するように加熱され、鋼は、ブランクが加熱された後、２５領域％以上のオーステナイト含有量を有するように調節された浸漬時間ｔ_ｓの間、この浸漬温度Ｔ_ｓで保持され、
   前記加熱されたブランクは、前記部品を加熱成形するために成形装置に移動され、
   鋼の微構造は、部品が冷却された後、フェライトを含み、前記部品の各領域において均一である多相微構造であるように、部品は冷却速度Ｖで装置内で冷却される、方法。
2. 鋼の微構造は、部品が冷却された後、２５領域％以上のフェライト含有量を有する多相微構造であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 鋼の組成は、重量％で、０．０１≦Ｃ≦０．２５％、０．５０≦Ｍｎ≦２．５０％、０．０１≦Ｓｉ≦２．０％、０．００５≦Ａｌ≦１．５％、０．００１≦Ｍｏ≦０．５０％、Ｃｒ≦１．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．１５％、Ｖ≦０．２５％を含み、
   組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物であり、
   ブランクは、鋼が、加熱後に、２５〜７５領域％のオーステナイト含有量を有するように調節された浸漬時間ｔ_ｓの間、浸漬温度Ｔ_ｓで保持され、
   鋼の微構造は、部品が冷却された後、フェライト、およびマルテンサイトまたはベイナイト、あるいはマルテンサイトおよびベイナイトの両方を含む多相微構造である、請求項１または２に記載の方法。
4. 鋼は、重量％で、０．０８≦Ｃ≦０．１５％、１．２０≦Ｍｎ≦２．００％、０．０１≦Ｓｉ≦０．５０％、０．００５≦Ａｌ≦１．０％、０．００１≦Ｍｏ≦０．１０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｐ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．１５％、Ｖ≦０．２５％を含み、組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物であることをさらに特徴とする、請求項３に記載の方法。
5. 浸漬時間ｔ_ｓは、１０〜１０００ｓであることを特徴とする、請求項３または４に記載の方法。
6. 冷却速度Ｖは、１０℃／ｓより大きいことを特徴とする、請求項３から５のいずれか一項に記載の方法。
7. 鋼の多相構造は、前記部品が冷却された後、２５〜７５領域％のフェライトおよび２５〜７５領域％のマルテンサイトおよび／またはベイナイトを含むことを特徴とする、請求項３から６のいずれか一項に記載の方法。
8. 鋼は、重量％で、０．０５≦Ｃ≦０．５０％、０．５０≦Ｍｎ≦３．０％、０．００１≦Ｓｉ≦３．０％、０．００５≦Ａｌ≦３．０％、Ｍｏ≦１．０％、Ｃｒ≦ｌ．５０％、Ｎｉ≦２．０％、Ｃｕ≦２．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．２０％、Ｖ≦１．０％を含み、組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物であり、
   鋼の微構造は、部品が冷却された後、フェライト、残留オーステナイト、および任意に、マルテンサイトおよび／またはベイナイトを含むＴＲＩＰ多相微構造である、請求項１または２に記載の方法。
9. 鋼は、重量％で、０．１０≦Ｃ≦０．３０％、０．６０≦Ｍｎ≦２．０％、０．０１≦Ｓｉ≦２．０％、０．００５≦Ａｌ≦３．０％、Ｍｏ≦０．６０％、Ｃｒ≦ｌ．５０％、Ｎｉ≦０．２０％、Ｃｕ≦０．２０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．２０％、Ｖ≦０．６０％を含み、
   組成の残部は、鉄および製錬に起因する不純物であることをさらに特徴とする、請求項８に記載の方法。
10. 浸漬時間ｔ_ｓは、１０〜１０００ｓであることを特徴とする、請求項８または９に記載の方法。
11. 冷却速度Ｖは、１０〜２００℃／ｓであることを特徴とする、請求項８から１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 部品が冷却された後、ＴＲＩＰ鋼の多相微構造は、２５領域％以上の含有量のフェライト、３〜３０領域％の残留オーステナイト、および任意にマルテンサイトおよび／またはベイナイトからなることをさらに特徴とする、請求項８から１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 成形操作は、深絞り操作であることを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の方法。
14. スチールストリップは、ブランクを成形するために切断される前に、金属コーティングで予め被覆されることを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 金属コーティングは、亜鉛または亜鉛合金をベースとするコーティングであることを特徴とする、請求項１４に記載の方法。
16. 金属コーティングは、アルミニウムまたはアルミニウム合金をベースとするコーティングであることを特徴とする、請求項１４に記載の方法。
17. 各領域に均一の多相微構造を有する鋼から作られる部品であって、
    前記微構造は、フェライトを含み、請求項１から１６のいずれか一項に記載の方法によって得られることが可能な、部品。
18. エネルギーを吸収するための、請求項１７に記載の鋼部品の使用。
19. 請求項１７に記載の鋼部品を含む、陸上自動車。

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