(57)【要約】  亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼ブランクから物品を成形する方法であって、成形方法が、以下の工程：ａ）亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを準備する工程；ｂ）工程ａ）で得られたブランクを、鋼のＡｃ３−２００℃の範囲の再加熱温度ＴＲＨに再加熱する工程；ｃ）ブランクを再加熱温度ＴＲＨで最大３分間、均熱する工程；ｄ）プレスで物品に成形する工程；およびｅ）物品を冷却する工程を含む、成形方法。鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２、Ｍｎ：３．１〜９．０、Ａｌ：０．５〜３．０、場合により、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、ＴｉおよびＭｏから選択される追加の合金元素、不可避的不純物、ならびに、残部：Ｆｅからなる。
2021513604.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクから物品を成形する方法であって、
前記鋼が、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５〜３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および、
残部：Ｆｅ
からなり、
前記方法が、以下の工程：
ａ）前記亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを準備する工程；
ｂ）工程ａ）で得られた前記ブランクを、前記鋼のＡｃ３−２００℃〜Ａｃ３の範囲の再加熱温度ＴＲＨに再加熱する工程；
ｃ）前記ブランクを前記再加熱温度ＴＲＨで最大３分間、均熱する工程；
ｄ）プレスで前記物品に成形する工程；
ｅ）前記物品を冷却する工程
を含む、前記方法。
【請求項２】
再加熱工程ｂ）が、前記再加熱温度ＴＲＨまで３０℃／秒以上の速度、有利には６０℃／秒以上の速度、好ましくは１００℃／秒以上の速度で温度を上昇させることを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記再加熱温度ＴＲＨが、Ａｃ３−１００℃〜Ａｃ３の範囲、または変態区間温度範囲Ａｃ１〜Ａｃ３、または７００℃未満、または６７５℃未満である、請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
工程ｃ）において、２分未満、好ましくは１分未満、より好ましくは３０秒未満の間、前記再加熱されたブランクを均熱する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
工程ｅ）が、プレス焼入れ、有利には１００〜２５０℃、好ましくは１５０〜２００℃の温度のプレス焼入れ、好ましくは３℃／秒以上の焼入れ速度、より好ましくは５℃／秒以上の焼入れ速度のプレス焼入れを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
工程ｅ）が、周囲温度まで空冷することを含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項７】
工程ｃ）およびｄ）の間において、前記加熱された物品を前記プレスに移送し、好ましくは１０〜１５秒以内に移送し、有利には温度降下が１５０℃以下で、好ましくは温度降下が１００〜１５０℃で移送する、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
工程ａ）において、変態区間アニーリングされ、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされ、冷間圧延または熱間圧延された鋼ストリップから、前記ブランクが得られ、前記鋼ストリップが、好ましくは７００℃未満のアニーリング温度で変態区間アニーリングに供されたものである、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記再加熱温度ＴＲＨが、前記アニーリング温度よりも低い、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記鋼が、重量％で、０．０５〜０．２０、好ましくは０．０７〜０．２０、より好ましくは０．１〜０．２、より好ましくは０．１〜０．１９の範囲のＣ含有量、および／または３．５〜９．０もしくは５．０〜９．０もしくは５．５〜９．０もしくは５．５〜８．５もしくは６．０〜７．５もしくは７．０〜９．０もしくは７．２−８．８の範囲のＭｎ含有量、および／または０．６〜２．９、好ましくは１．０〜２．２５の範囲のＡｌ含有量を有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
得られる成形物品が、体積％で、
フェライト：３０％以上、好ましくは４０％以上、
オーステナイト：２０％以上、好ましくは３０％以上、
マルテンサイト：０％以上５０％以下、好ましくは０％以上３０％以下
を含むミクロ組織を有する、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
得られる成形物品が、以下の特性：
降伏強度：８００ＭＰａ以上、好ましくは８５０ＭＰａ以上、最も好ましくは９００ＭＰａ以上；
引張強度：９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上；
全伸び：１５％以上、好ましくは２５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：９０°以上、好ましくは１００°以上
を有する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５〜３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および
残部：Ｆｅ
からなる鋼組成からの成形物品。
【請求項１４】
前記成形物品が、以下の特性：
降伏強度：８００ＭＰａ以上、好ましくは８５０ＭＰａ以上、最も好ましくは９００ＭＰａ以上；
引張強度：９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上；
全伸び：１５％以上、好ましくは２５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：９０°以上、好ましくは１００°以上
を有し、かつ／あるいは、
体積％で、
フェライト：３０％以上、好ましくは４０％以上、
オーステナイト：２０％以上、好ましくは３０％以上、
マルテンサイト：０％以上５０％以下、好ましくは０％以上３０％以下
を含むミクロ組織
を有する、請求項１３に記載の成形物品。
【請求項１５】
自動車部品である、請求項１３および１４のいずれか一項に記載の成形物品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクから物品を成形する方法、ならびに成形された物品に関する。
【背景技術】
【０００２】
ホットスタンピング、プレススタンピングおよびプレス硬化としても知られるホットプレス成形は、成形された最終物品または部品に鋼のブランクを成形して硬化させる技術である。一般に、ブランクをオーステナイト化温度（典型的には、８７０〜９４０℃）に再加熱し、均熱する。その後に続いて、プレスダイで成形し、プレス焼入れする。鋼を完全にオーステナイト化し、すべての炭化物を溶解させるために、高温が必要である。焼入れにより、鋼基材に頑丈なマルテンサイト組織が形成される。二相組織を発達させるために変態区間範囲（intercritical range）で熱間成形を実施した場合でも、再加熱温度は７６０℃以上となる。一般的に適用される加熱炉において、総再加熱時間は比較的長くなる。一般的な慣行では、炉内での合計時間は３〜１０分である。
【０００３】
コーティングされていない鋼のブランクを熱間成形すると、酸化が引き起こされることが知られている。この影響を低減するために、ＺｎおよびＡｌベースのコーティングが適用されている。耐食性の観点で、電気防食も提供することから、Ｚｎベースのコーティングが、好ましい場合もある。しかしながら、ＺｎおよびＺｎ−Ｆｅ化合物の溶融温度が低いこと、再加熱温度が高温かつ加熱速度が遅いこと、ならびに関連する加熱および均熱の合計時間が長いことによって、表面のクラック（surface cracking）が、熱間成形中に発生する可能性がある。このクラックは、液体亜鉛の粒界侵入に関連している。この問題を解決する、探求されてきた方法の１つは、Ｚｎコーティングの変更である。
【０００４】
現在の（超）高強度の熱間成形品は、プレス焼入れにより得られるマルテンサイトミクロ組織またはマルテンサイト−ベイナイトミクロ組織に起因して、使用時の延性が非常に低い（＜８％）。熱間成形品のマルテンサイトミクロ組織は、主に必要な強度レベル（＞１０００ＭＰａ）を提供することを目的としている。しかしながら、熱間成形品のそのようなミクロ組織は、最大でも約６％の全伸びを付与することができるのみである。単相マルテンサイトミクロ組織は、良好な曲げ性（例えば、１０００ＭＰａレベルで＞１００°、１５００ＭＰａレベルで約５０°）を付与することができるが、これらの製造物の衝突エネルギー吸収能力は、全伸びが低いために低くなる。とりわけＵＳ２０１６／０３１２３２３Ａ１から、超高強度鋼合金を製造する方法が知られている。この既知の方法は、炭素と２．５重量％を超えるマンガンとを含む鉄合金を準備する工程と、鉄合金を第１の温度でアニーリングしてアニーリングされた合金を形成させ、アニーリングされた合金を第２の温度で熱間成形して変態区間組織またはオーステナイト組織（intercritical or austenite structure）を形成させ、このようにアニーリングされたオーステナイト合金を冷却して超高強度鋼を形成させる工程とを含む。一実施形態において、アニーリングされた合金は、変態区間アニーリング（intercritical annealing）の温度範囲で熱間成形に供される。別の実施形態において、熱間成形温度は、オーステナイト化アニーリング範囲である。均熱時間は約１分〜約１０分である。実施例では、冷間圧延されたシートの連続アニーリング工程の後、実際の変形を引き起こさない、熱間成形の熱サイクルがシミュレーションされた。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、（超）高強度鋼用の亜鉛ベースのコーティングによって提供される電気防食の利益をもたらし、（マイクロ）クラックを発生させるリスクを低減することも目的とする。
【０００６】
本発明の別の目的は、熱間成形された超高強度鋼の全伸びを改善することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
したがって、本発明による亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクから物品を成形する方法であって、
前記鋼が、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５〜３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および、
残部：Ｆｅ
からなり、
前記方法が、以下の工程：
ａ）前記亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを準備する工程；
ｂ）工程ａ）で得られた前記ブランクを、前記鋼のＡｃ３−２００℃〜Ａｃ３の範囲の再加熱温度ＴＲＨに再加熱する工程；
ｃ）前記ブランクを前記再加熱温度ＴＲＨで最大３分間、均熱する工程；
ｄ）プレスで前記物品に成形する工程；
ｅ）前記物品を冷却する工程
を含む、前記方法。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】図１は、熱間成形されたコンポーネントの断面を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本発明は、亜鉛または亜鉛合金ベースのコーティングが施された鋼基材の組成の変更に基づく。Ｍｎの量が多いと、加熱の際にオーステナイト変態が開始する温度（Ａｃ１）および完了する温度（Ａｃ３）が低下する。再加熱は、Ａｃ３より低い温度で行われ、オーステナイト中にＭｎが高富化された超微細な変態区間組織が得られる。先行の変態区間アニーリング中のＭｎの富化により、オーステナイトは室温で安定し、大量の残留オーステナイト（２０体積％以上）を含む超微細なミクロ組織が得られる。以下で説明するように、先行のアニーリング温度と同様の温度での再加熱中に、ブランクの室温のミクロ組織は軟化し、オーステナイトへのさらなるＭｎの分配は、再加熱および均熱の時間が短いため、ごくわずかしか生じ得ない。なぜなら、大きな置換元素であるＭｎの拡散は、あまり起こり得ないためである。室温まで冷却すると、同様に高い残留オーステナイトが得られる。９重量％を超えるＭｎ含有量では、極端な偏析のために鋼の連続鋳造が困難になり、３重量％未満の含有量では、オーステナイト中に十分なＭｎの富化が達成されず、十分な量の残留オーステナイトが室温で得られない。残留オーステナイトは変形中にマルテンサイトに変態し、変態誘発塑性（ＴＲＩＰ）効果を引き起こす。ＴＲＩＰ効果により、製造物は、高い全伸びおよび高い曲げ性を達成する。したがって、熱間成形された超高強度鋼の全伸びは、本発明によれば、変態誘発塑性（ＴＲＩＰ）効果を引き起こす残留オーステナイトを大量に含むミクロ組織を生成することによって達成されると考えられる。
【００１０】
したがって、鋼基材の組成のこの変更により、２つの理由で、液体亜鉛に誘導されるマイクロクラックを回避することができる。第１に、再加熱温度ＴＲＨが比較的低く、これにより、Ｚｎの極度の酸化が回避され、第２に、再加熱および均熱の合計時間が短く、その結果、速度論的な観点から、コーティング中のＺｎが液化するのに十分な時間に至らない。さらに、この鋼組成は、高温再加熱およびプレス焼入れの必須の熱間成形工程を必要とせずに、強固な成形プロセスを適用可能であることを見出した。本発明による異なった基材コンセプト、すなわち中程度のＭｎ鋼コンセプトを採用することにより、使用中の高い延性（＞１５％、好ましくは＞２０％）が保証される。これにより、曲げ性を損なうことなく、製造物の衝突エネルギー吸収能力が向上する。
【００１１】
本成形方法によれば、規定の鋼組成を有する亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを、Ａｃ３−２００℃〜Ａｃ３の範囲の加熱温度ＴＲＨに再加熱し、３分未満の短時間、この温度で保持する。上記のように、Ｍｎ量により、Ａｃ１およびＡｃ３は低下する。したがって、Ａｃ３−２００〜Ａｃ３の範囲の再加熱温度ＴＲＨは比較的低い。この温度範囲および比較的短い均熱時間において、ブランクは、本質的に、軟化して次の成形工程を容易にするのみであり、一方で、このブランクの特性は、基本的に同じ状態で維持されている。この理由は、開始時のミクロ組織が実質的に変化しないためと、鋼基材の組成中で合金になる主な元素であるマンガンが、有意に拡散可能でないためとである。同じ理由で、亜鉛ベースのコーティングは溶融せず、ＺｎおよびＦｅの間の界面は弱体化しない。これにより、後続の成形中の荷重下での（マイクロ）クラックの発生が回避される。このように再加熱されたブランクを、変形のための成形ツール、典型的にはプレスに移送し、ブランクを所望の形状に変形する。成形後、物品を冷却する。大量のＭｎを含むオーステナイトは非常に安定であるため、従来の熱間成形に不可欠なプレス焼入れは必要ない。また、部分的にマルテンサイトに変態する場合、非常に高い焼入れ性が得られ、高速でのプレス焼入れが不要になる。成形物品をプレスから取り出し、周囲雰囲気中で冷却することができる。空気による強制冷却、またはプレス焼入れとその後の空気中での（強制）冷却との組み合わせも可能である。
【００１２】
有利な実施形態において、再加熱工程ｂ）はフラッシュ再加熱工程であり、再加熱温度ＴＲＨへのブランクの再加熱は高速で実施され、溶融および拡散プロセスを引き起こす時間はほとんどない。有利には、再加熱速度は３０℃／秒以上である。一実施形態において、再加熱速度は、６０℃／秒以上、好ましくは１００℃／秒以上である。現在、熱間成形のための再加熱は、長い（例えば、約６０ｍ）炉で実施され、再加熱時間はあまり制御されていない。ブランクごとに再加熱時間が異なると、鋼基材中のＺｎコーティングの拡散が異なるため、コーティング挙動が異なる場合がある。
【００１３】
上記の速い再加熱速度は、誘導加熱によって達成することができる。本発明による方法を実施する際に使用される場合、誘導炉は、より小さく設計可能であり、これにより、ブランクごとの加熱時間をより制御することができる。また、小型の誘導炉で必要な財政投資は少なくて済む。
【００１４】
一実施形態において、再加熱温度ＴＲＨは、Ａｃ３−１００℃〜Ａｃ３の範囲、または変態区間温度範囲Ａｃ１〜Ａｃ３である。一実施形態において、再加熱温度ＴＲＨは７００℃未満である。別の実施形態において、Ｚｎの極度の酸化を回避するために、それは６７５℃未満である。
【００１５】
工程ｃ）において、再加熱されたブランクを均熱し、好ましくは可能な限り短時間で均熱する。上記のように、再加熱および均熱の目的は、鋼を軟化させることであり、受け取った状態のブランクのミクロ組織を変化させることではない。適切な均熱時間は３分未満であるが、２分未満の均熱時間が有利である。好ましくは、再加熱されたブランクを、１分未満、好ましくは３０秒未満の間、均熱する。再加熱および均熱の合計時間を短縮することで、処理時間を大幅に短縮し、より高い製造速度を可能にする。
【００１６】
炉またはその他の加熱装置から成形ツールに、再加熱されたブランクを移送して変形させる。移送時間は短く、好ましくは１０〜１５秒以内であることが好ましい。有利な実施形態において、移送中の温度降下は１５０℃以下である。好ましくは、温度降下は１００〜１５０℃である。温度降下がこれよりも大きい場合、ブランクは冷えすぎて次の成形工程で変形することができない場合がある。
【００１７】
本プロセスは、プレス焼入れが必要ないため、変形直後に、例えば、１００〜４５０℃（２００〜４２５℃など）の出口温度でプレスから成形物品を取り出すことを可能にする。
【００１８】
工程ｅ）において、約３〜約５℃／秒の冷却速度は、現実的な値を表し、成形物品（厚み１〜１．５ｍｍ）の空冷中に達成可能である。
【００１９】
一実施形態において、冷却工程ｄ）は、プレス焼入れによりプレス内で実施され、有利には１００〜２５０℃、好ましくは１５０〜２００℃の温度まで実施される。焼入れ性の観点から、３℃／秒以上の焼入れ速度が適切である。再加熱時間が短い場合でも、ブランク中のマルテンサイトは再加熱中にオーステナイトに変態するが、この比較的遅い冷却速度により、成形物品ではオーステナイトが再びマルテンサイトに変態することが保証される。有利には、焼入れ速度は５℃／秒以上である。プレスから取り出した後、成形物品を雰囲気温度までさらに冷却することができる。
【００２０】
プレス焼入れの代替案、例えば、空冷や強制空冷も企図される。
【００２１】
上記のように、鋼のブランクの組成の化学的性質により再加熱および均熱工程の条件は、Ｚｎが液化しやすい状況を回避し、その結果、後続の成形工程中にマイクロクラックが発生しやすい条件を回避する。さらに、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクのミクロ組織は、これらの工程中に本質的な変化はしない。
【００２２】
好ましい実施形態では、工程ａ）で、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされ、変態区間アニーリングされ、冷間圧延または熱間圧延されたストリップから得る。
【００２３】
一実施形態では、以下の工程：
１）例えば、転炉または電気炉で精製した後、真空脱ガス炉で二次精製することにより鋼を製造する工程；
２）例えば、鋳造、直接ストリップ鋳造（direct strip casting）またはスラブ鋳造によりスラブを調製する工程；
３）必要に応じてスラブを再加熱する工程；
４）熱間圧延してストリップを形成させる工程；
５）冷却および巻き取りする工程；
６）場合により、バッチアニーリングする工程；
７）酸洗いする工程；
８）冷間圧延する工程；
９）変態区間アニーリング（連続またはバッチ式）する工程；および、
１０）亜鉛コーティング、例えば、亜鉛コーティング溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきまたはガルバニーリングする工程
によって、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼ブランクを製造する。
【００２４】
工程４）から得られた熱間圧延されたストリップを、工程９）および１０）に直接供することもできる。
【００２５】
変態区間アニーリング工程９）は、典型的には、７００℃未満のアニーリング温度で実施される。好ましくは、本発明による方法の工程ｂ）およびｃ）における再加熱温度ＴＲＨは、工程９）において適用される変態区間アニーリング温度以下である。
【００２６】
本発明による方法で使用される鋼は、中程度のＭｎ鋼であり、これは主成分として炭素、マンガンおよびアルミニウムを含む。場合により、ケイ素、クロム、バナジウム、ニオブ、チタンおよびモリブデンから選択されるその他の合金元素が存在してもよい。不可避的不純物、例えば、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂなど（鋼組成を調製するための出発材料に由来）が存在する場合がある。それらは、意図的に追加されたり、所定の制限内で具体的に制御されたりするものではない。鋼組成の残部は鉄である。
【００２７】
炭素は、０．０１〜０．２重量％、例えば、０．０５〜０．２０重量％、好ましくは０．０７〜０．２０重量％で存在する。炭素はオーステナイトの安定化にも寄与するが、主に強度の観点から添加される。本組成において、マンガンのオーステナイト安定化効果は、その比率が高いため、はるかに顕著である。炭素の好ましい範囲は、０．１〜０．２重量％であり、より好ましい範囲は０．１〜０．１９重量％である。Ｃが少なすぎると、９８０ＭＰａ、または好ましくは１０００ＭＰａの所望の強度レベルが得られず、Ｃが０．２を超えると、成形部品の溶接性が悪くなることがある。
【００２８】
マンガンは、３．１〜９．０重量％で存在する。マンガンは、Ａｃ１およびＡｃ３の温度を低下させ、オーステナイトを安定させ、強度および靭性を高め、室温のミクロ組織でオーステナイトを安定させることによりＴＲＩＰ効果を引き起こす。３．１重量％未満のレベルでは、目的とする効果が達成されない一方で、９．０重量％を超える量では、鋳造および偏析で問題が発生する。また、変形メカニズムは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）から双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ）に変化する。Ｍｎ含有量が低すぎると、不良なオーステナイトが室温で保持され、残留オーステナイトの安定性が低すぎて、延性の利点を得ることができない結果となる。好ましくは、Ｍｎ含有量は３．５〜９．０重量％の範囲である。一実施形態において、Ｍｎは５．０〜９．０重量％になる。他の実施形態において、それは５．５〜８．５重量％、例えば、６．０〜７．５重量％である。さらに別の実施形態において、Ｍｎは、７．０〜９．０重量％の範囲、例えば、７．２〜８．８重量％で存在する。
【００２９】
工業用途を考慮してプロセスのロバスト性を高めるために、アルミニウムを添加して、温度範囲Ａｃ１〜Ａｃ３を拡張する。Ａｌは、０．５〜３．０重量％の量、例えば、０．６〜２．９重量％、好ましくは１．０〜２．２５重量％の範囲で存在する。
【００３０】
ケイ素は、存在する場合、固溶体強化によって強度を高めるために、１．５未満の量で添加される。存在する場合、その量は、典型的には、０．０１重量％より多く、１．４重量％未満である。その好ましい範囲は、０．１５〜１．０重量％である。
【００３１】
ＡｌおよびＳｉは両方ともセメンタイトの析出を抑制し、延性の低下を回避することに寄与する。さらに、ＡｌおよびＳｉは両方とも、最大のアニーリング温度を上昇させて、室温で最高量の残留オーステナイトを得る。したがって、変態区間アニーリング中のＭｎの拡散は、オーステナイト中での効果的なＭｎの分配を容易にする。
【００３２】
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＣｒの群から選択される１種以上のさらなるマイクロアロイ元素が、場合により存在する。これらのマイクロアロイ元素は、それらの炭化物、窒化物または炭窒化物による析出硬化によって強度を高める。Ｃｒはまた、最大のアニーリング温度を上昇させて、室温で最高量の残留オーステナイトを得、アニーリング温度に関する残留オーステナイト含有量の感度を低下させる。これらによって、オーステナイト中の効果的なＭｎ分配と、アニーリング中のプロセスのロバスト性の向上とがもたらされる。存在する場合、好ましい添加物は、Ｖ：０．０１〜０．１重量％および／またはＮｂ：０．０１〜０．１重量％および／またはＴｉ：０．０１〜０．１重量％および／またはＭｏ：０．０５〜０．５重量％および／またはＣｒ：０．１〜２．０重量％である。
【００３３】
亜鉛または亜鉛合金コーティングの組成は限定されない。コーティングは様々な方法で適用可能であるが、標準のＧIコーティング浴を使用する溶融亜鉛めっきが好ましい。その他のＺｎコーティングも適用され得る。一例は、ＷＯ２００８／１０２００９による亜鉛合金コーティング、特に、０．３〜４．０重量％のＭｇおよび０．０５〜６．０重量％のＡｌ、および場合により０．２重量％以下の１種以上の追加の元素を不可避的不純物とともに含み、残部が亜鉛である亜鉛合金コーティング層を含む。典型的には、０．２重量％未満の少量で添加される追加の元素は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＢｉを含む群から選択可能である。スパンコールを形成するために、通常、Ｐｂ、Ｓｎ、ＢｉおよびＳｂを添加する。好ましくは、亜鉛合金中の追加の元素の総量は、０．２重量％以下である。これらの少量の追加の元素は、通常の用途のためにコーティングの性質も浴の性質も有意な程度には変化させない。好ましくは、亜鉛合金コーティング中に１種以上の追加の元素が存在する場合、それぞれ０．０２重量％未満の量で存在し、好ましくはそれぞれ０．０１重量％未満の量で存在する。追加の元素は、通常、溶融亜鉛めっきのために溶融亜鉛合金を使用して浴中でドロスが形成されるのを防止するため、または、コーティング層中にスパンコールを形成するためにのみ添加される。
【００３４】
得られる成形物品は、体積％で、
フェライト：３０％以上、好ましくは４０％以上、
オーステナイト：２０％以上、好ましくは３０％以上、
マルテンサイト：０％以上５０％以下、好ましくは０％以上３０％以下
を含む三層または二層のミクロ組織を有することが好ましい。
【００３５】
有利には、得られる成形物品は、以下の特性：
降伏強度：８００ＭＰａ以上、好ましくは８５０ＭＰａ以上、最も好ましくは９００ＭＰａ以上；
引張強度：９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上；
全伸び：１５％以上、好ましくは２５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：９０°以上、好ましくは１００°以上；
を有する。
【００３６】
上記のように鋼ストリップを製造する際に変態区間アニーリング工程を使用することにより、ストリップから切断されたブランクを再加熱する前に、フェライトからオーステナイトへのＭｎの分配が生じ、変態区間オーステナイト（intercritical austenite）がさらに安定する。変態区間アニーリング後の冷却中、変態区間オーステナイトは、Ｍｓが低いことによる高い安定性のため、マルテンサイトに有意に変態せず、フェライトおよび残留オーステナイトの二相ミクロ組織が得られる。Ｍｎ含有量が少ない場合、例えば７％未満では、一部の変態区間オーステナイトがマルテンサイトに変態する可能性があるが、マルテンサイト含有量は５０体積％以下である。したがって、Ｍｎのレベルを高めることで、低い再加熱温度ＴＲＨ（例えば、７００℃未満）および大量の残留オーステナイト（２０体積％以上）を保証することができる。この大量の残留オーステナイトは、成形工程における変形中に部分的にマルテンサイトに変態し、変態誘発塑性（ＴＲＩＰ）効果を引き起こし、高いひずみ硬化速度（＝高い伸び）を生じさせる。
【００３７】
鋼ストリップを７００℃未満の温度で変態区間アニーリング（バッチまたは連続）する場合、残留オーステナイトが大量に存在するため、鋼ストリップは、高い強度および高い延性を有する。７００℃未満の変態区間温度範囲における、その後のフラッシュ再加熱中も、ブランクの軟化は変形を容易にするのみである。非常に短い再加熱および均熱時間のために、比較的大きなサイズの置換元素であるＭｎは、実質的な程度まで拡散することができず、したがって、機械的特性は実質的に元の状態を維持する。好ましくは、変態区間アニーリングの温度以下の温度を再加熱工程に対して使用して、オーステナイトからフェライトへのＭｎの分布が本質的に同じ状態を維持し、フェライト含有量が再加熱により変化しないことも保証する。マルテンサイトが存在する場合、それはわずかに焼戻しされる可能性があるが、それはより高い伸び値に寄与する。
【００３８】
基材合金組成の設計上の理由から、物品の残留伸び（または使用中の延性）は、好ましくは２５％以上である。中程度のＭｎ鋼アプローチの変態区間再加熱工程を使用して、超微細フェライト（０．５〜２．０ミクロン）とマルテンサイトおよび高残留オーステナイトの領域との混合ミクロ組織を得る。したがって、供給される状態のストリップで進展された高い延性が維持される。
【００３９】
さらなる態様において、本発明は、成形物品、特に本発明による方法によって得られる成形物品であって、
重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５−３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および
残部：Ｆｅ
からなる鋼組成からの前記成形物品に関する。
【００４０】
好ましくは、成形物品は、上記で概説したようなミクロ組織および機械的特性を有する。様々な元素の好ましい組成範囲も適用可能である。
【００４１】
好ましい成形物品は、自動車部品（例えば、シャーシの構造部品）、特に、高強度と相まって高エネルギー吸収を必要とする部品である。非限定的な例には、Ｂピラーおよび（フロントの）軸方向のバーが含まれる。
【実施例】
【００４２】
本発明は、以下に記載される実施例を参照して説明される。
【００４３】
図１は、熱間成形されたコンポーネントの断面を示す。
【００４４】
表１に示す組成で鋼のサンプルを、実験室規模で作製した。炭素、マンガン、シリコンおよびアルミニウムは、鋼に添加される元素である。その他の元素は、鋼中の不可避的不純物である。
【００４５】
【表１】
2021513604.tif 000003
【００４６】
以下のプロセス工程を使用して、鋼のサンプルを作製した。２００ｍｍ×１００ｍｍ×１００ｍｍのインゴットを真空誘導炉で作製した。それを１２５０℃で２時間再加熱し、厚み２５ｍｍに粗圧延した。次いで、ストリップを再び１２５０℃で３０分間再加熱し、厚み３ｍｍに熱間圧延した。次いで、熱間圧延された鋼を室温まで空冷した。
【００４７】
次いで、ストリップを６５０℃で９６時間アニーリングし、室温まで空冷した。次いで、ストリップをＨＣｌ酸で酸洗いして酸化物を除去し、厚み１．５ｍｍに冷間圧延した。次いで、サンプルを、６７５℃で５分間連続アニーリングし、Ｒｈｅｓｃａアニーリング／溶融亜鉛めっきシミュレーターを使用して、４６０℃でＺｎ−Ａｌ０．４重量％浴（Zn-0.4Al wt.% bath）中で溶融亜鉛めっきした。
【００４８】
次いで、表２に示す熱サイクルを使用して、寸法が２００ｍｍ×１００ｍｍのＺｎコーティングされたストリップを、Ｓｃｈｕｌｅｒ  ＳＭＧ  ＧｍｂＨ＆Ｃｏ．ＫＧから調達された熱間成形プレスで熱間成形した。成形ツールには２つのタイプを使用した。引張、曲げおよびミクロ組織の試料を得るためのフラットツール（flat tool）と、マイクロクラックの調査用のオメガ形状の外形（omega-shaped profiles）を達成するためのハットトップツール（hat-top tool）とである。
【００４９】
【表２】
2021513604.tif 000004
【００５０】
表２の再加熱時間は、ストリップを室温から再加熱温度まで加熱するのに必要な時間と均熱時間とである。ストリップを室温から再加熱温度まで加熱する時間は約８秒である。再加熱温度に到達した後、ストリップを３秒で熱間成形プレスに移送し、次いで、ホットプレスし、２００℃未満の温度に冷却し、プレスから取り出し、さらに空気中で冷却する。
【００５１】
引張試験はＮＥＮ１０００２規格準拠で実施された。引張試料のゲージ長は５０ｍｍであり、幅は２０ｍｍであった。曲げ試験は、４０ｍｍ×３０ｍｍ×１．５ｍｍの試料に対してＶＤＡ  ２３８−１００規格準拠で実施された。
【００５２】
表３は熱間成形前の機械的特性の結果を示し、表４は熱間成形後の機械的特性の結果を示す。表３および表４において、Ｒｐ＝降伏強度、Ｒｍ＝最大引張強度（ultimate tensile strength）、Ａｇ＝一様伸び（uniform elongation）、Ａｔ＝全伸び。ＢＡ＝曲げ角度、Ｌ＝曲げ軸が圧延方向に平行な縦方向の試料、Ｔ＝曲げ軸が圧延方向に垂直な横方向の試料である。厚み１．５ｍｍで測定された曲げ角度は、以下の式：
厚み１．０ｍｍにおけるＢＡ＝測定されたＢＡ×厚みの平方根
を使用して１ｍｍ相当値に変換された。
【００５３】
【表３】
2021513604.tif 000005
【００５４】
【表４】
2021513604.tif 000006
【００５５】
サンプルのミクロ組織を以下のように決定した。Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって、残留オーステナイトの量をサンプルの厚みの１／４の位置で決定した。Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ  Ｘｐｅｒｔ  ＰＲＯ標準粉末回折計（ＣｏＫα−放射線）によって、４５〜１６５°の範囲（２Θ）でＸＲＤパターンを記録した。リートベルト法のためのＢｒｕｋｅｒ  Ｔｏｐａｓソフトウェアパッケージを使用したリートベルト解析によって、相比率の定量的決定を実施した。回折図のフェライト回折位置におけるピーク分割からマルテンサイト含有量を決定した。
【００５６】
ミクロ組織の構成を、熱間成形前のブランクについては表５に、熱間成形後の構成については表６に示す。
【００５７】
【表５】
2021513604.tif 000007
【００５８】
【表６】
2021513604.tif 000008
【００５９】
表３に示されている再加熱温度で鋼Ｓ２から作製されたコンポーネントであって、ハットトップツールで形成された該コンポーネントを、該コンポーネントの断面を作製することによって調べた。ハットトップ形状の側部を顕微鏡で観察した。基材組成Ｓ２の両方についての断面の写真を図１に示す。両方の写真は、基材がクラックの全くない亜鉛コーティングで覆われていることを示す。したがって、これらのコンポーネントは良好な耐食性を有する。
【００６０】
比較で、図１の上の写真は、亜鉛コーティング２２ＭｎＢ５基材から作製されたハットトップの断面を示す。標準の熱間成形サイクルを使用して、ブランクを約８５０℃まで加熱し、約５分間オーステナイト化させ、プレスに移送し、上記のようにホットプレスすることによって、このハットトップを熱間成形した。２２ＭｎＢ５サンプルは、断面に多くのマイクロクラックを明確に示す。
【図１】
2021513604.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】令和2年10月9日(2020.10.9)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクから物品を成形する方法であって、
前記鋼が、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５〜３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および、
残部：Ｆｅ
からなり、
前記方法が、以下の工程：
ａ）前記亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクを準備する工程；
ｂ）工程ａ）で得られた前記ブランクを、前記鋼のＡｃ３−２００℃〜Ａｃ３の範囲の再加熱温度ＴＲＨに再加熱する工程；
ｃ）前記ブランクを前記再加熱温度ＴＲＨで最大３分間、均熱する工程；
ｄ）プレスで前記物品に成形する工程；
ｅ）前記物品を冷却する工程
を含む、前記方法。
【請求項２】
再加熱工程ｂ）が、前記再加熱温度ＴＲＨまで３０℃／秒以上の速度、有利には６０℃／秒以上の速度、好ましくは１００℃／秒以上の速度で温度を上昇させることを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記再加熱温度ＴＲＨが、Ａｃ３−１００℃〜Ａｃ３の範囲、または変態区間温度範囲Ａｃ１〜Ａｃ３、または７００℃未満、または６７５℃未満である、請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
工程ｃ）において、２分未満、好ましくは１分未満、より好ましくは３０秒未満の間、前記再加熱されたブランクを均熱する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
工程ｅ）が、プレス焼入れ、有利には１００〜２５０℃、好ましくは１５０〜２００℃の温度のプレス焼入れ、好ましくは３℃／秒以上の焼入れ速度、より好ましくは５℃／秒以上の焼入れ速度のプレス焼入れを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
工程ｅ）が、周囲温度まで空冷することを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項７】
工程ｃ）およびｄ）の間において、前記加熱された物品を前記プレスに移送し、好ましくは１０〜１５秒以内に移送し、有利には温度降下が１５０℃以下で、好ましくは温度降下が１００〜１５０℃で移送する、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
工程ａ）において、変態区間アニーリングされ、亜鉛または亜鉛合金でコーティングされ、冷間圧延または熱間圧延された鋼ストリップから前記ブランクが得られ、前記鋼ストリップが、好ましくは７００℃未満のアニーリング温度で変態区間アニーリングに供されたものである、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記再加熱温度ＴＲＨが、前記アニーリング温度よりも低い、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記鋼が、重量％で、０．０５〜０．２０、好ましくは０．０７〜０．２０、より好ましくは０．１〜０．２、より好ましくは０．１〜０．１９の範囲のＣ含有量、および／または３．５〜９．０もしくは５．０〜９．０もしくは５．５〜９．０もしくは５．５〜８．５もしくは６．０〜７．５もしくは７．０〜９．０もしくは７．２〜８．８の範囲のＭｎ含有量、および／または０．６〜２．９、好ましくは１．０〜２．２５の範囲のＡｌ含有量を有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
得られる成形物品が、体積％で、
フェライト：３０％以上、好ましくは４０％以上、
オーステナイト：２０％以上、好ましくは３０％以上、
マルテンサイト：０％以上５０％以下、好ましくは０％以上３０％以下
を含むミクロ組織を有する、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
得られる成形物品が、以下の特性：
降伏強度：８００ＭＰａ以上、好ましくは８５０ＭＰａ以上、最も好ましくは９００ＭＰａ以上；
引張強度：９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上；
全伸び：１５％以上、好ましくは２５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：９０°以上、好ましくは１００°以上
を有し、
ここで、曲げは、４０ｍｍ×３０ｍｍ×１．５ｍｍの試料に対してＶＤＡ  ２３８−１００規格準拠で実施され、厚み１．５ｍｍで測定された曲げ角度は、以下の式：
厚み１．０ｍｍにおけるＢＡ＝測定されたＢＡ×厚みの平方根
を使用して１ｍｍ相当値に変換される、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１３】
重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２、
Ｍｎ：３．１〜９．０、
Ａｌ：０．５〜３．０、
場合により、
Ｓｉ：１．５未満、
Ｃｒ：２．０未満、
Ｖ：０．１未満、
Ｎｂ：０．１未満、
Ｔｉ：０．１未満、
Ｍｏ：０．５未満
のうちの１種以上の追加の合金元素、
不可避的不純物、および
残部：Ｆｅ
からなる鋼組成からの亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた成形物品であって、
以下の特性：
降伏強度：８００ＭＰａ以上；
引張強度：９８０ＭＰａ以上；
全伸び：１５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：９０°以上
を有し、
ここで、曲げは、４０ｍｍ×３０ｍｍ×１．５ｍｍの試料に対してＶＤＡ  ２３８−１００規格準拠で実施され、厚み１．５ｍｍで測定された曲げ角度は、以下の式：
厚み１．０ｍｍにおけるＢＡ＝測定されたＢＡ×厚みの平方根
を使用して１ｍｍ相当値に変換され、
体積％で、
フェライト：３０％以上、
オーステナイト：２０％以上、
マルテンサイト：０％以上５０％以下
を含むミクロ組織
を有する、前記成形物品。
【請求項１４】
前記成形物品が、以下の特性：
降伏強度：８５０ＭＰａ以上、最も好ましくは９００ＭＰａ以上；
引張強度：１０００ＭＰａ以上；
全伸び：２５％以上；
厚み１．０ｍｍでの最小曲げ角度：１００°以上
を有し、かつ／あるいは、
体積％で、
フェライト：４０％以上、
オーステナイト：３０％以上、
マルテンサイト：０％以上３０％以下
を含むミクロ組織
を有する、請求項１３に記載の成形物品。
【請求項１５】
自動車部品である、請求項１３および１４のいずれか一項に記載の成形物品。
【国際調査報告】
2021513604.tif 000010
2021513604.tif 000011
2021513604.tif 000012