(57)【要約】  その組成が重量パーセントで、０．０５％≦Ｃ≦０．３０％；０．２０％≦Ｍｎ≦２．０％；微量％≦Ｓｉ≦１．０％；０．２０％≦Ｍｎ＋Ｓｉ≦１．５％；微量≦Ｓ≦０．０１％；０≦１０，０００×Ｍｎ×Ｓ≦４０；微量≦Ｐ≦０．０４％；１０．５％≦Ｃｒ≦１７．０％、ここで、［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≦（Ｍｎ＋Ｎｉ）；微量≦Ｎｉ≦４．０％；微量≦Ｍｏ≦２．０％；微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦２．０％；微量≦Ｃｕ≦２．０％；微量≦Ｔｉ≦０．５％；微量≦Ｖ≦０．３％；微量≦Ｚｒ≦０．５％；微量≦Ａｌ≦０．２％；微量≦Ｏ≦４００ｐｐｍ；微量≦Ｔａ≦０．３％；微量≦Ｎｂ≦０．３％；０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８％；Ｎｂ≧［１．２（Ｃ＋Ｎ）−０．１］％；０．００９％≦Ｎ≦０．２％；微量≦Ｃｏ≦２．０％；微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ≦２．０％；微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉ≦４．０％；微量≦Ｂ≦０．１％；微量≦希土類元素＋Ｙ≦０．０６％；微量≦Ｃａ≦２０ｐｐｍ；残りは鉄及び加工に起因する不純物；であり、その微細構造は、少なくとも７５％のマルテンサイト、最大で２０％のフェライト、及び最大で０．５％の炭化物を含み、フェライト粒子のサイズは４〜８０μｍの間、好ましくは５〜４０μｍの間であることを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼。この鋼の製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
その組成が重量パーセントで以下：
−０．０５％≦Ｃ≦０．３０％；好ましくは、０．０５％≦Ｃ≦０．２０％；
−０．２０％≦Ｍｎ≦２．０％；
−微量％≦Ｓｉ≦１．０％；
−０．２０％≦Ｍｎ＋Ｓｉ≦１．５％；
−微量≦Ｓ≦０．０１％、ここで、０≦１０，０００×Ｍｎ×Ｓ≦４０；
−微量≦Ｐ≦０．０４％；
−１０．５％≦Ｃｒ≦１７．０％、ここで、［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≦（Ｍｎ＋Ｎｉ）；
−微量≦Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｍｏ≦２．０％；好ましくは、微量≦Ｍｏ≦１．０％；
−微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦２．０％；好ましくは、Ｍｏ＋２Ｗ≦１．０％；
−微量≦Ｃｕ≦２．０％；
−微量≦Ｔｉ≦０．５％；
−微量≦Ｖ≦０．３％；
−微量≦Ｚｒ≦０．５％；
−微量≦Ａｌ≦０．２％；
−微量≦Ｏ≦４００ｐｐｍ；
−微量≦Ｔａ≦０．３％；
−微量≦Ｎｂ≦０．３％；
−０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８％；
−Ｎｂ≧［１．２（Ｃ＋Ｎ）−０．１］％；
−０．００９％≦Ｎ≦０．２％；
−微量≦Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｂ≦０．１％；
−微量≦Ｈ≦０．０００５％、好ましくは、微量≦Ｈ≦０．０００１％、より良好には、微量≦Ｈ≦０．００００１％；
−微量≦希土類元素＋Ｙ≦０．０６％；
−微量≦Ｃａ≦２０ｐｐｍ；
残りは鉄及び加工に起因する不純物；
であり、
その微細構造は、少なくとも７５％のマルテンサイト、最大で２０％のフェライト、及び最大で０．５％の炭化物を含み、フェライト粒子のサイズは４〜８０μｍの間、好ましくは５〜４０μｍの間である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
微量≦Ｃｕ≦０．５％であることを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
微量≦Ｃｏ≦０．５％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
−請求項１から３の何れか一項に記載の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼が製造され、注がれ、熱間及び／又は冷間変態されること；
−前記熱間及び／又は冷間変態された鋼のオーステナイト化は、従来のオーブンで再加熱のために１０秒から１時間、好ましくは２分から１０分間、そして誘導加熱炉で３０秒から１分間、少なくとも５℃／秒の再加熱速度で、Ａｃ１と１１００℃との間の温度にすることによって実施され、オーステナイト化の持続時間は、鋼全体において体積分率で最大０．５％の炭化物及び体積分率で最大２０％の残留フェライトを含むオーステナイト微細構造を得るように調整されること；
−及び、前記オーステナイト化鋼の焼入れが、オーステナイト化温度からマルテンサイト変態が始まる温度Ｍｓよりも低い温度まで、０．５〜１０００℃／秒の間の冷却速度で行われること
を特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼製品の調製方法。
【請求項５】
前記鋼は、熱間圧延及び／又は冷間圧延されたシートに変形されることを特徴とする、請求項４に記載の方法。
【請求項６】
前記熱間圧延及び／又は冷間圧延されたシートは、０．５〜１２ｍｍ、好ましくは０．５〜４ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記オーステナイト化の間に、前記熱間及び／又は冷間で成形された鋼は、１０秒〜１時間、Ａｃ１＋１００℃〜１０５０℃の間の温度にされることを特徴とする、請求項４から６の何れか一項に記載の方法。
【請求項８】
前記オーステナイト化及び焼入れされた鋼に対して、９０〜２５０℃の温度で１０秒〜１時間、追加の熱処理を行うことを特徴とする、請求項４から７の何れか一項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
この鋼は、特に、しかしながらそれに限らないが、自動車産業での使用を意図したものであり、最大量のエネルギーを吸収することにより衝撃を受けたときに変形することを目的とした車体要素などの部品を構成するものである。
【０００３】
車体要素を構成するために、板金から熱間引抜により成形されたマルテンサイト系ステンレス鋼を使用する場合がある。それらは非常に高い機械的抵抗Ｒｍを提供するという利点を有しているため、車体構造を軽量化することが可能になると同時に、従来からより一般的に使用されてきた鋼と同等の性能を提供する。しかしながら、この目的で現在知られているマルテンサイト系ステンレス鋼は、曲げ能力が限られているという欠点を有する。従って、それらは衝突時に車両が受け取るエネルギーを十分に吸収する可能性を提供しないと同時に、この問題に関する規制によって課せられ、衝突試験中に確認された要件を満たすことは困難である。
【０００４】
この鋼の曲げ能力は通常、標準ＮＦ  ＥＮ  ＩＳＯ  ７４３８及びＶＤＡ  ２３８−１００プレート曲げ試験に従って行われる３点曲げ試験によって評価される。
【０００５】
試験の開始時に、パンチを２つのローラーで支持された板金と３０Ｎの事前の力（ｐｒｅ−ｆｏｒｃｅ）で接触させる。接触が確立されると、パンチの変位はゼロで示される。試験は次に、シートの「３点曲げ」を実行するために、パンチを移動することから成る。
【０００６】
試験は、シートの微小亀裂が少なくとも３０Ｎのパンチに対する力の低下につながるか、又はパンチが許容される最大ストロークに対応する１４．２ｍｍ移動したときに停止する。
【０００７】
試験の最後に、板金サンプルを曲げる。使用中の延性はそして、曲げ角度ａ１０％を度単位で測定することによって評価され得る。角度ａ１０％が高いほど、シートをカールさせたり曲げたりする能力が高くなる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、上述の標準及び高い曲げ角度θで特徴付けられるようなＶ曲げに対する良好な適性、並びに十分に高い機械的抵抗特性Ｒｍを提供するという点で、上記の用途によく適した組成及び微細構造を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を提案することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
この目的のために、本発明は、その組成が重量パーセントで以下：
−０．０５％≦Ｃ≦０．３０％；好ましくは、０．０５％≦Ｃ≦０．２０％；
−０．２０％≦Ｍｎ≦２．０％；
−微量（ｔｒａｃｅ）％≦Ｓｉ≦１．０％；
−０．２０％≦Ｍｎ＋Ｓｉ≦１．５％；
−微量≦Ｓ≦０．０１％、ここで、０≦１０，０００×Ｍｎ×Ｓ≦４０；
−微量≦Ｐ≦０．０４％；
−１０．５％≦Ｃｒ≦１７．０％、ここで、［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≦（Ｍｎ＋Ｎｉ）；
−微量≦Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｍｏ≦２．０％；好ましくは、微量≦Ｍｏ≦１．０％；
−微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦２．０％；好ましくは、Ｍｏ＋２Ｗ≦１．０％；
−微量≦Ｃｕ≦２．０％；
−微量≦Ｔｉ≦０．５％；
−微量≦Ｖ≦０．３％；
−微量≦Ｚｒ≦０．５％；
−微量≦Ａｌ≦０．２％；
−微量≦Ｏ≦４００ｐｐｍ；
−微量≦Ｔａ≦０．３％；
−微量≦Ｎｂ≦０．３％；
−０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８％；
−Ｎｂ≧［１．２（Ｃ＋Ｎ）−０．１］％；
−０．００９％≦Ｎ≦０．２％；
−微量≦Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｂ≦０．１％；
−微量≦Ｈ≦０．０００５％、好ましくは、微量≦Ｈ≦０．０００１％、より良好には、微量≦Ｈ≦０．００００１％；
−微量≦希土類元素＋Ｙ≦０．０６％；
−微量≦Ｃａ≦２０  ｐｐｍ；
残りは鉄及び加工に起因する不純物；
であり、
その微細構造は、少なくとも７５％のマルテンサイト、最大で２０％のフェライト、及び最大で０．５％の炭化物を含み、フェライト粒子のサイズは４〜８０μｍの間、好ましくは５〜４０μｍの間である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼に関する。
【００１０】
本発明の変形形態によれば、微量≦Ｃｕ≦０．５％である。
【００１１】
本発明の変形形態によれば、微量≦Ｃｏ≦０．５％である。
【００１２】
本発明はまた、
−上記の組成のマルテンサイト系ステンレス鋼が製造され、注がれ、熱間及び／又は冷間変態されること；
−上記の熱間及び／又は冷間変態された鋼のオーステナイト化は、従来のオーブンで再加熱のために１０秒から１時間、好ましくは２分から１０分間、そして誘導加熱炉で３０秒から１分間、少なくとも５℃／秒の再加熱速度で、Ａｃ１と１１００℃との間の温度にすることによって実施され、オーステナイト化の持続時間は、鋼全体において体積分率で最大０．５％の炭化物及び体積分率で最大２０％の残留フェライトを含むオーステナイト微細構造を得るように調整されること；
−そして、前記オーステナイト化鋼の焼入れは、オーステナイト化温度からマルテンサイト変態が始まる温度Ｍｓよりも低い温度まで、０．５〜１０００℃／秒の間の冷却速度で行われること
を特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼製品の調製方法に関する。
【００１３】
前記鋼は、熱間及び／又は冷間圧延されたシートに変形されてもよい。
【００１４】
前記熱間及び／又は冷間圧延されたシートは、０．５〜１２ｍｍ、好ましくは０．５〜４ｍｍの厚さを有することができる。
【００１５】
好ましくは、オーステナイト化の間に、熱間及び／又は冷間で変態された鋼は、１０秒〜１時間、Ａｃ１＋１００℃〜１０５０℃の間の温度にされてもよい。
【００１６】
本発明の変形形態によれば、オーステナイト化され、次いで焼入れされた鋼に対して、９０〜２５０℃の温度で１０秒〜１時間、追加の熱処理を行うことができる。
【００１７】
理解されるように、本発明は、鋼の組成と特定の微細構造との間の連関に基づいている。この連関により、特に、熱間引抜により容易に成形できるシートを調製し、高い引張強度Ｒｍと、標準のＮＦ  ＥＮ  ＩＳＯ  ７４３８及びＶＤＡ  ２３８−１００手順に従って測定される、結果として同等に高い曲げ角度θをもたらす最終的なマルテンサイト状態での重要な曲げ能力と、の間の非常に優れた妥協点を提供することができる。従って、これらのシートは、車両が受ける衝撃から生じるエネルギーを吸収する高い能力を提供する自動車車体の部品としての使用に特によく適している。
【００１８】
製品の測定値「Ｒｍ×θ／１８０」（ＲｍはＭＰａで表され、θは度で表され、可能な限り高くする必要がある）は、鋼がそのような妥協を達成する能力の良い指標である。
【００１９】
実際に、曲げ又は圧縮の際に管状構造によって吸収されるエネルギーは、それを構成する材料の機械的抵抗、変形する様々な領域の曲げ角度、並びにその部分の幾何学的因子：厚さ、幅、高さに比例することが知られている。Elsevierによって発行された、Ｄ．Ｋｅｃｍａｎ著，International Journal of Mechanical Sciences，第２５巻，第９−１０号，第６２３−６３６頁，１９８３年、又は、Ｔ．Ｗｉｅｒｚｂｉｃｋｉ著，Ｃｏｍｐｕｔｅｒｓ＆Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，第５１巻，第６号，第６２５−６４１頁，１９９４年を参照することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明は、以下の説明に照らしてよりよく理解されるであろう。
【００２１】
０．０５％の最小Ｃ含有量は、製造プロセスの最初のステップで、つまり焼入れ前に、微細構造のオーステナイト化を行う必要があるため正当化される。これは、シートの機械的特性、特にその成形能力及びその機械的強度を左右する。０．３０％を超える含有量は、（曲げ能力を低下させる）焼入れにより形成された粗いマルテンサイトの弱化を回避するために望ましくなく、溶接性を低下させ、自動車産業における本発明の好ましい用途にとって不利となる。しかしながら、鋼の組成及び／又は熱処理に関して本発明により必要とされる他の条件が設定された限界に近い場合、完全に満足できる曲げ角度がより確実に得られるように、最大含有量は０．２０％が好ましい。
【００２２】
０．２０％の最小Ｍｎ含有量は、必要なオーステナイト化を提供する。２．０％を超えると、中性雰囲気又は還元性雰囲気で行わないと、熱処理中に酸化の問題が発生する恐れがある。中性雰囲気の使用が義務付けられると、熱処理の実行に高いコストがかかる可能性がある。さらに、２．０％を超える量のマンガンは、焼入れの終わりに残留オーステナイトが存在する可能性があるため、所望のマルテンサイト構造を得るために好ましくない。
【００２３】
そのＳｉ含有量は、微量〜１．０％の間にある。シリコンは、シリコンが添加されるか又はシリコンが置き換え得るＡｌと全く同じように、処理中に脱酸剤として使用することができる。しかしながら、１．０％を超えると、フェライトの形成を過度に促進するためにオーステナイト化がより困難になると考えられ、また、板を弱めすぎて十分に機能する複雑な部品の成形を確実に行うことができないと考えられる。
【００２４】
さらに、Ｍｎ及びＳｉの合計含有量は１．５％を超えてはならない。Ｍｎ及びＳｉはどちらも分離元素であるため、Ｍｎ及びＳｉの合計量が多すぎると、特に部品の厚さが比較的大きい場合、マルテンサイト微細構造の均質性に悪影響を与える可能性がある。前述のように、Ｍｎは少なくとも０．２％の含有量で存在する必要があるため、Ｍｎ＋Ｓｉの最小含有量は０．２％である。
【００２５】
最終製品の適切な溶接性及び弾性（ｒｅｓｉｌｉｅｎｃｅ）を保証するために、そのＳ含有量は微量〜０．０１％の間にある。しかしながら、これを超えると、（特にＭｎＳの析出により）耐食性が低下し、曲げ角度が減少し、一方で、ＭｎＳの過剰な析出を回避するために、本発明によれば、Ｍｎ及びＳの含有量が重量％で表される以下の関係：０≦１０，０００×Ｍｎ×Ｓ≦４０を達成することが重要である（Ｍｎ及びＳがそれぞれ単純な不純物の形で存在する場合、すなわち加工に起因する微量である場合、それらの含有量はこの関係において０に等しいと見なされる）。
【００２６】
最終製品が過度に脆くないことを保証するために、そのＰ含有量は微量〜０．０４％の間にある。Ｐはまた、溶接性に有害であり、粒界でのフェライト及びマルテンサイトの脆性を増加させる。
【００２７】
そのＣｒ含有量は１０．５〜１７．０％の間にある。シートの酸化性を確保するために、１０．５％の最小含有量が正当化される。１７％より高い含有量はオーステナイト化を困難にし、鋼のコストを不必要に増加させる。
【００２８】
そのＮｉ含有量は微量〜４．０％の間にある。
【００２９】
規定された最大４．０％の制限内の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る。条件［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≦（Ｍｎ＋Ｎｉ）、すなわち（Ｍｎ＋Ｎｉ）−［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≧０を同時に尊重する必要があるが、ここで、様々な含有量は重量％である。
【００３０】
しかしながら、４．０％の制限を超えるか、及び／又はＣｒ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ及びＮｉを関連付ける前述の式を尊重しないと、冷却後の微細構造に残留オーステナイトが過剰に存在したりマルテンサイトが不足したりする。Ｎｉも高価な元素であり、その量は可能な限り、所望の特性を得るために厳密に必要な量に制限されるべきである。
【００３１】
そのＭｏ含有量は、微量〜２．０％の間、好ましくは１．０％にある。
【００３２】
Ｍｏの存在は必須ではない。しかしながら、Ｍｏは良好な耐食性を支持する。オーステナイト化は２．０％を超えると妨げられ、鋼のコストが不必要に増加する。Ｍｏは、金属から除去するのがより難しい水素の拡散を制限するという点で脆化元素であるため、１．０％の最大含有量が好ましい。
【００３３】
そのＷ含有量は、微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦２．０％、好ましくは微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦１．０％の関係を尊重することにより、Ｍｏの含有量の関数として定義される。Ｗの利点及び欠点は、Ｍｏの利点及び欠点に質的に匹敵する。
【００３４】
そのＣｕ含有量は、微量〜最大２．０％の間にあり、鋼が溶接する必要のある部品の製造を目的としている場合は、≦０．５％の含有量が好ましい。
【００３５】
これらのＣｕ要件は、このタイプの鋼では古典的である。実際には、これは、Ｃｕの添加が有益でないこと、及びこの元素の存在が使用されている原材料にのみ起因することを意味する。一般にＣｕの自発的な添加に相当する０．５％を超える含有量は、溶接性を低下させるため、あまり望ましくないことが多い。しかしながら、Ｃｕはオーステナイト化を促進する場合があり、最終部品の溶接を目的としていない場合は、２．０％までの含有量が許容され得る。鋼中に残留オーステナイトが多すぎるという危険性を回避するために、この２．０％の含有量を超えてはならない。
【００３６】
同じ理由及び残留オーステナイトが過度に存在する可能性があるため、Ｃｕ＋Ｃｏの合計は２．０％を超えてはならず、同時に、Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉの合計は４．０％を超えてはならない。
【００３７】
そのＴｉ含有量は、微量〜０．５％の間にある。
【００３８】
ＴｉはＡｌ及びＳｉと同様に脱酸剤であるが、そのコスト及び添加量が等しい場合の脱酸効率がＡｌよりも低いため、その省は一般的に、この観点からはあまり興味深くない。しかしながら、Ｔｉは、Ｔｉの窒化物及び炭窒化物の形成が粒子の成長を制限し、特定の機械的特性及び溶接性に有利に影響を及ぼすことができるという利点を有し得る。しかしながら、この形成は、本発明による方法の場合には欠点となり得るが、なぜなら、Ｔｉは炭化物の形成によりオーステナイト化を妨害する傾向があり、同時に、ＴｉＮは弾性及び曲げ能力を低下させるからである。従って、０．５％の最大含有量を超えてはならない。
【００３９】
そのＶ含有量は、微量〜０．３％の間にある。
【００４０】
そのＺｒ含有量は、微量〜０．５％の間にある。
【００４１】
Ｔｉと同様に、Ｖ及びＺｒは、窒化物を形成することができる脆化元素であり、単独で又は組み合わせて大量に存在してはならない。この最後の時点で、以下の制限：微量≦Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ≦０．５％、を満たしている必要がある。
【００４２】
そのＡｌ含有量は、微量〜０．２％の間にある。
【００４３】
Ａｌは通常、加工中の脱酸剤として使用される。脱酸後、鋼中に０．２％を超える量が残ってはならないが、なぜなら、ＡｌＮの過剰量が機械的特性を低下させ、並びに、Ａｌは非常にフェライト化しているため主にマルテンサイト微細構造を得ることが困難になる危険性があるからである。
【００４４】
そのＯ含有量は、微量〜４００ｐｐｍの間にある。
【００４５】
Ｏ含有量の要件は、それが介在物から始まる亀裂なしにそれらを成形する能力、機械的特性の品質、又は最終部品に必要とされる曲げの品質に関係する限り、マルテンサイト系ステンレス鋼にとって古典的である；酸化された介在物の過剰な存在は、これらの特性を変える可能性がある。
【００４６】
２０ｐｐｍの最大Ｃａ含有量は許容される。この元素の添加は、鋼の最終特性に関連する理由により正当化されない。しかしながら、通常のように溶鋼（ｍｏｌｔｅｎ  ｓｔｅｅｌ）の脱酸、酸化介在物の組成及び形態の制御に使用されている場合は、液鋼（ｌｉｑｕｉｄ  ｓｔｅｅｌ）の加工後に存在する可能性がある。
【００４７】
Ｏの最終的な含有量は、基本的に、加工中の脱酸剤Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの添加、Ｃａの添加の可能性、液鋼内の酸化介在物をデカントする際の注意、及び固化した鋼における溶解した状態でのこれらの脱酸剤の存在によって決まる。個別に取られたこれらの元素のそれぞれは、存在しないか、又はごく僅かしか存在しない場合があるが、それでもなお、それらの少なくとも１つ（多くの場合、Ａｌ及び／又はＳｉ）が、（多くの場合、Ａｌ及び／又はＳｉ）が、最終的なシートのＯ含有量が部品を問題なく成形するために、及びその機械的特性が酸化物介在物の過剰な存在により低下する部品の将来の用途のために高すぎないことを保証するのに十分な量で存在する必要がある。鋼の脱酸及びそれらの酸化介在物の組成及び量の制御を管理するこれらのアプローチは、当業者に周知であり、完全に従来の方法で本発明の文脈において適用される。
【００４８】
そのＮｂ含有量は、そのＴａ含有量と同様に、微量〜０．３％の間にある。Ｔａは、その冶金学的効果、特に炭窒化物の形成に関してＮｂに非常に近い元素であり、０．２５≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８の関係を満たす。
【００４９】
Ｎｂ及びＴａは、良好な弾性及び良好な曲げ能力を得るための重要な要素であり、それらの少なくとも１つは、有意に存在しなければならない。しかしながら、それらはオーステナイト化を妨げる可能性があるため、ちょうどに処方された量を超える量で存在すべきではない。さらに、これらの元素はＣ及びＮを捕捉し、それらの合計含有量は、鋼中に実際に存在するＣ及びＮの含有量に従って調整する必要がある。Ｃ及びＮ含有量が比較的高いときに鋼中のＮｂ及び／又はＴａが少なすぎる場合、弾性を十分に向上させるのに十分なこれらの元素に対する溶解したＮｂ及びＴａは残っていない。
【００５０】
従って、２０℃で５０Ｊ／ｃｍ２以上の弾性を得るには、０．２５≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８が必要とされる。
【００５１】
そのＣｏ含有量は、微量〜０．５％の間にある。この元素は、Ｃｕと同様に、オーステナイト化に役立つことができる。しかしながら、鋼を溶接部品に変形することを目的とする場合は、溶接性の低下を回避するため、過剰量で添加してはならない。それ以外の場合は、言及されているように、２．０％のＣｕ＋Ｃｏの合計含有量及び４．０％のＣｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉの合計含有量を超えないという条件で、最終的に残留オーステナイト含有量が多すぎることを回避するために、最大２．０％のＣｏ含有量が許容される。
【００５２】
そのＳｎ含有量は、微量〜０．０５％の間にある。この元素は、溶接性及び鋼の熱間加工能力に有害であるため、望ましくない。０．０５％の限度は許容範囲であり、実際にはほとんどの場合、自発的な添加がないことに対応する。
【００５３】
そのＢ含有量は、微量〜０．１％の間にある。
【００５４】
Ｂは必須ではないが、その存在はオーステナイトの焼入性及び鍛造性にとって有利である。従って、熱間成形が容易になる。しかしながら、０．１％を超えて添加しても、この点で顕著なさらなる改善は行われず、一方で、それにより窒化ホウ素の形で析出するリスクが高まるため、成形には好ましくない。
【００５５】
そのＨ含有量は、微量〜５ｐｐｍ（０．０００５％）の間、好ましくは１ｐｐｍ（０．０００１％）以下、さらには０．１ｐｐｍ（０．００００１％）以下である。
【００５６】
過剰なＨ含有量は、マルテンサイト及びフェライトをより脆くする傾向がある。従って、このＨの低い存在を確実にできる液体状態での鋼の製造方法を選択する必要がある。通常、（ＡＯＤ−アルゴン酸素脱炭−として知られている周知のプロセスである大気圧下での液鋼へのアルゴンの大量注入により、又は真空処理により）液鋼の完全な脱ガスを確実にする処理が推奨される。
【００５７】
そのＮ含有量は、微量〜０．２％の間にある。
【００５８】
Ｎは不純物であり、Ｈ含有量を低減することを可能にする同じ処理は、その存在を制限するか、又はそれを実質的に低減さえすることに寄与する。Ｎ含有量は特に低い必要はないが、窒化物又は炭窒化物を形成するために組み合わせ得る元素の含有量と併せて考慮すると、その含有量が高すぎないことを確実にする必要がある。これにより、上記の０．２５≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８の関係が得られ、この関係は、十分な弾性を提供するのに寄与する。
【００５９】
その希土類及びＹの合計含有量は、微量〜０．０６％の間にある。
【００６０】
希土類及びＹは、酸化に対する耐性の特性を向上させ（酸化速度が低下するため、形成される酸化物が減少する）、これは、熱間成形の間に利点となる。一方、それらが大量に存在する場合、それらが形成する非金属介在物は、希土類とＹとの反応性が高いため、鋳造中に、又はさらに下流で酸洗中に、深刻な問題を引き起こす。希土類及びＹの可能な合計添加量は、０．０６％に制限されている。何れにせよ、これらの元素の価格が高いため、脱酸を確実にするためにはＡｌ又はＳｉなどのより一般的な元素に頼るのが一般的に好ましい。
【００６１】
本発明に従って調製されたシートは、コーティングされたシートであってもよく、（一般にＺｎ、又はＡｌ、又はその一方及び／又は他方が主成分である合金を有する）コーティングはシートの成形前又は後に行うことができることを理解されたい。使用され得るコーティング技術は、鋼で通常行われる技術と異ならない（Ａｌ又はＺｎ、又はそれらの合金の１つの溶融浴への浸漬、電気めっき、ＣＶＤ／ＰＶＤ）。典型的には１〜２００μｍの厚さであり、シートの片面又は両面に存在するこのコーティングは、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る可能性がある。それがオーステナイト化の前に堆積される場合、それがオーステナイト化温度でシートの存在中に蒸発しないことだけが必要であるが、これはこの存在が短くても場合により起こり得る。
【００６２】
これらの条件を満たすためのコーティングの特性及びその堆積方法の選択及び最適化は、従来のコーティングされたステンレス鋼シートを成形するときに当業者が行う範囲を超えない。しかしながら、オーステナイト化の前にコーティングが行われる場合、Ａｌはオーステナイト化温度で蒸発する可能性がＺｎよりも低いため、ＺｎベースのコーティングよりもＡｌベースのコーティングを有することが好ましい場合がある。
【００６３】
本発明による組成を有する鋼は、従来の方法で、例えば、典型的には０．５ｍｍ〜１２ｍｍの範囲の厚さの熱間及び／又は冷間圧延シートに成形することによって製造、鋳造及び熱間加工される。しかしながら、本発明の自動車用シートへの好ましい適用において、好ましい厚さは、０．５から４ｍｍの範囲である。
【００６４】
次に、本発明によれば、このようにして得られた変態生成物は、最初にオーステナイト化を受け、完全なオーステナイト化の完全な保証と、製品の酸化並びにオーステナイト化のエネルギーコストの制限との両方を実現するために、１０秒から１時間まで変化する期間、加熱中のオーステナイトの出現温度Ａｃ１〜１１００℃の間、理想的にはＡｃ１＋１００℃〜１０５０℃の間の温度範囲になる。このオーステナイト化温度はシートの全体積に関連している必要があり、シートの厚さ及び変態の速度論を考慮してオーステナイト化がこの体積にわたって完了するように処理は十分に長い必要があることを理解されたい。これはもちろん、シート以外の半製品にも当てはまる。
【００６５】
オーステナイト化が行われる炉は、迅速かつ均一な加熱を可能にするが、既に存在する炭化物析出物の合体を回避するために再加熱速度は５℃／秒より大きくなければならず、またオーステナイト化中のそれらの溶解を遅くする、従来の炉又は誘導炉であり得る。オーステナイト化段階での合計の持続時間を長くしすぎないようにする意図も、この最小加熱速度の要因である。その雰囲気は、標準の場合は空気であり、時間及び温度の条件は、完全なオーステナイト化を保証しながら酸化を制限するように最適化されている。
【００６６】
しかしながら、加熱雰囲気でのシートの有意な酸化及び／又は表面脱炭をより明確に回避するために、このオーステナイト化を空気などの酸化雰囲気で実行することを回避することが好ましい。表面酸化は、シートの表面でのスケーリングを回避するために成形前にシートを機械的又は化学的にスケール除去する必要性につながり、材料の損失及び成形部品の表面の最終的な外観の劣化を引き起こす。表皮の数十μｍの深さまでの過剰な脱炭により、シートの硬度及び引張強度が低下する。有意な酸化及び／又は脱炭の危険性は、既知の方法で、オーステナイト化温度だけでなく炉の処理雰囲気にも依存する。非酸化性、従って中性又は還元性雰囲気（窒素、アルゴン、ＣＯ、水素及びそれらの混合物）は、好ましくは空気中で、損傷なしで処理温度を上げることを可能にし、最小限の時間で完全なオーステナイト化を確実にすることができる。水素化雰囲気を使用する場合、それが上記の制限を超えることにつながる金属による水素の取り込みを引き起こさないことを確実にする必要がある。
【００６７】
通常、オーステナイト化は、９２５℃〜１０００℃の間の温度で、従来のオーブンで加熱のために１０秒〜１時間（この持続時間は、シートがＡｃ１を超えることを可能にする時間である）、好ましくは２分〜１０分間、及び誘導オーブンで３０秒〜１分間行われる。誘導オーブンは、それ自体知られているように、公称オーステナイト化温度までの急速再加熱を提供するという利点を有する。さらに、それは直ちにシートの全体積を巻き込むため、従来のオーブンよりも短い処理で所望の結果を達成することができる。これらの温度及び持続時間により、処理を継続することで、プロセスの生産性を向上させる妥当な時間内にマルテンサイトが十分に形成されることを確実にすることができる。
【００６８】
このオーステナイト化の目的は、全ての金属を、初期のフェライト＋炭化物の微細構造から、体積分率で最大０．５％の炭化物及び体積分率で最大２０％の残留フェライトを含むオーステナイト微細構造にすることである。このオーステナイト化の１つの目的は、特に、プロセスの次の段階の間にＣ原子を放出してマルテンサイト構造を形成するように、最初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。最終製品が完成するまで残留しなければならない最大２０％の残留フェライト含有量は、得たい弾性及び通常の降伏強度によって正当化される。オーステナイト化の持続時間は、この微細構造が処理済みの鋼全体で得られるように調整されるため、この段階での半製品の正確な寸法によって異なる場合がある。当業者は、所与の形状及び寸法の半製品について、それらの処分で設備において行われるモデリング及び／又は実験によってこの調整を容易に実行することができる。
【００６９】
温度Ａｃ１は、化学組成及び加熱速度に依存する。それは既知のように、１０〜１００℃／秒の間にある所定の加熱速度で行われる加熱中にサンプルの膨張を追跡することにより測定される。Ａｃ１は、「温度＝ｆ（時間）」曲線の傾きが相殺される最初の温度であるため、オーステナイト相の出現に対応する。本発明において、温度Ａｃ１は必要とされる組成を有する半製品について実験的に得られる温度であるが、Ａｃ１は半製品のサイズには依存せず本質的にはその組成のみに依存する量であることを理解されたい。
【００７０】
次に、このオーステナイト化の後、本発明によれば、半製品は、戸外において静止又はパルスで、又はそれらを室温の水又は油のタンクに浸漬することにより、又は熱間引抜などの熱間成形プロセスを使用する場合には成形ツールにおいて、オーステナイト化温度から急冷される。その目的は、半製品の体積全体で、通常は約３００℃であるマルテンサイト変態の開始時の温度Ｍｓ未満の温度までは０．５〜１０００℃／秒の間の冷却速度、そして室温までは０．５〜２０℃／秒の間の冷却速度を得ることである。Ｍｓは鋼の組成に依存し、従来の方法で、式及びモデル又は膨張測定テストによって決定され得る。例えば、「Ｆ．Ｂ．Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ著，ステンレス鋼の物理的冶金学的開発（Ｐｈｙｓｉｃａｌ  Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ  Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ  ｏｆ  Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ  Ｓｔｅｅｌｓ）」，Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ  Ｓｔｅｅｌｓ’８４，第２〜２８頁，Ｔｈｅ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｓ，ロンドン，１９８５年を参照されたい。室温までの冷却が最も一般的なアプローチであるが、Ｍｓ未満の冷却速度の特定の制御は必要ない。
【００７１】
このようにして、最終製品は、例えば、衝撃破壊に耐えながら衝突から生じるエネルギーを最も良く吸収するように設計された構造での使用を意図し、通常は周囲温度で以下の特性を有するシートの形で得られる：
−引張強度Ｒｍ：少なくとも９００ＭＰａ；
−従来の降伏強度Ｒｐ０．２：少なくとも７００ＭＰａ；
−破断点伸びＡ：ＩＳＯ  ６８９２規格に従って測定して、少なくとも５％；
−可能な場合の好ましい弾性：マルテンサイトの比率が７５％を超える条件において、２０℃で少なくとも５０Ｊ／ｃｍ２；
−ＶＤＡ  ２３８−１００に従って１．５ｍｍの厚さのサンプルで測定した曲げ角度能力：少なくとも５０°；「Ｒｍ×θ／１８０」（ＲｍはＭＰａで表され、θは度で表され、可能な限り高くする必要がある）
−ＲｍはＭＰａで表され、θは度で表され、規格ＶＤＡ  ２３８−１００に従って１．５ｍｍの厚さのサンプルで測定した関係（Ｒｍ×曲げ角度／１８０°）で測定された衝突試験での吸収能力が、４５０を超える。
【００７２】
これらの特性は、少なくとも７５％のマルテンサイトであり、最大で２０％のフェライトを含み、その粒径は１〜８０μｍ、好ましくは５〜４０μｍであり、炭化物の体積分率が最大で０．５％である、前述の鋼の組成と、前述のオーステナイト化焼入れ処理により得られたこの鋼の適切な微細構造との組み合わせによって得られる。従って、焼入れ後に許容され得る残留オーステナイト分率は最大で約５％であり、１００％とマルテンサイト、フェライト、及び炭化物の分率の合計との差に実質的に相当する。
【００７３】
同様に、最終部品にさらなる熱処理を行うことができるため、周囲温度に冷却した後、機械的特性及び曲げ能力を低下させることなく、その破断時の伸びを改善して１０％を超える値にすることができる。この処理は、最終部品が９０℃〜２５０℃の間に１０秒〜１時間留まることを確実にすることから成る。このさらなる処理はまた、ベーク硬化による硬化に供することもでき、その温度及び持続時間はこの範囲内であり、通常は１８０℃及び２０分間である。これらの処理及びその後の冷却は静止空気中で行われるため、数℃／秒程度の冷却速度で行われる。
【００７４】
以下の表１は、同様の及び従来の条件下で調製及び熱間圧延を行い、続いて水素の不活性雰囲気下のオーブンで熱間圧延製品を８００℃で５時間アニーリングし、次いで１．５ｍｍまでの冷間圧延した後に、
−以下の参照処理：８００℃で１５分間アニーリングし、急冷せずに酸洗する、
−又は、本発明による以下の熱処理：２０℃／秒の加熱速度で９５０℃まで上昇させ、９５０℃で５分間のオーステナイト化し、強制空気を使用して１０℃／秒の冷却速度で３００℃まで急冷する；この処理の前に、参照処理及び酸洗が行われる場合と行われない場合がある、
の何れかが適用された鋼の組成を示す。
【００７５】
含有量は重量％で示されている。言及されていない元素は、加工に起因する微量のレベルでのみ存在している。
【００７６】
【表１】
2021503545.tif 000002
【００７７】
表２は、表１の鋼について、それらが本発明により要求される関係を満たすか否かを示す。本発明によらない値には下線が引かれている。
【００７８】
【表２】
2021503545.tif 000003
【００７９】
表３は、表１の様々な鋼に熱処理を行った後に得られた冶金学的組織を示す。下線が引かれた値は、関連する例がそれらの微細構造の観点から本発明に従っていないと見なされることを意味する値である。
【００８０】
【表３】
2021503545.tif 000004
【００８１】
表４は、本発明による実施例の特性、及び、全ての関係を満たさず、本発明が得ようとする全ての特性を達成しない参考例の特性を示す。下線が引かれた値は、上記の基準に関して満足のいくものではない値である。マルテンサイト含有量が不十分で、何れにせよ本発明の範囲外にある鋼に対しては、弾性試験を行わなかった。
【００８２】
【表４】
2021503545.tif 000005
【００８３】
以下の所見は、主にこれらの結果から推定され得る。
【００８４】
参照鋼９〜１３は、自動車産業で一般に使用されている既知のタイプの非ステンレス系マルテンサイト鋼（従って、本発明の鋼及び他の参照鋼１４及び１５の分類には属さない）である。それらは、本発明の鋼の特性がそれらの特性とどのように比較されるかを示す目的で試験された。
【００８５】
参照鋼９〜１２は、単独で取られたＣｒ以外の元素に関して本発明による組成を有する。しかしながらそれらは、Ｃ＋Ｎの合計と比較して十分なＮｂ＋Ｔａを含まず、十分なＭｎ＋Ｓｉを含まず（ぎりぎりで９を除いて）、かつＳと比較して多すぎるＭｎを含む。それにもかかわらず、９５０℃で５分間本発明による熱処理を受けたそれらの鋼は、適切な微細構造を有することが判明した。マルテンサイト状態でのそれらの曲げ角度は適切であるが、同時に、Ｒｍは衝突試験で吸収能力を提供するのに十分なほど高くなく、これは予想に対応する。参照の熱処理を受けたものについては、フェライト微細構造が残っている：それらの曲げ角度は高い（１２０°）が、マルテンサイトが存在しないことによりＲｍが低いため、衝突試験での吸収能力は目標よりもはるかに低い。
【００８６】
参照鋼１３もＣ含有量が高すぎる。予想されるように、その曲げ角度は、同じ熱処理を受けた非ステンレス系マルテンサイト鋼の他の例よりもさらに小さい。衝突試験中、その非常に高いＲｍはこの不十分な曲げ能力を補わない。
【００８７】
参照鋼１４及び１５は、マルテンサイト系ステンレス鋼である。
【００８８】
参照鋼１４は、本発明によって要求される最小値よりもほんの僅かに低い測定されたＣ含有量を有し、これは、この最小値に等しいと理解することができる。他方、それは、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃ及びＮを結び付ける関係を尊重しない。本発明による条件下で行われた熱処理の後、それは、フェライト含有量が高すぎることになる。その結果、その曲げ角度は適切であるが、そのＲｍは、衝突試験での十分な吸収能力を確実にするのに十分な高さをはるかに有さない。
【００８９】
参照鋼１５は、本発明によって必要とされるよりもかなり低いＣ含有量を有し、これにより、熱処理後にほぼ完全にフェライト微細構造が得られる。Ｎｂ及びＴａが実質的に存在しないことにより、本発明で必要とされるよりも（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）比が低い。Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃ及びＮを結びつける関係もまた順守されず、それはまさに微細組織のフェライトの性質に寄与する。その結果、Ｒｍ及びＲｐ０．２は非常に低く、曲げ角度が非常に大きいにもかかわらず、衝突試験での吸収能力は不十分である。
【００９０】
鋼１は、その組成が本発明によるものであり、３つの異なる熱処理を受けている。
【００９１】
９５０℃での５分間の処理及びその後の急冷は、本発明によるものである。その結果、あらゆる点で本発明の要件を満たす鋼が得られる。特に、曲げ角度は１３５°と非常に高く、Ｒｍが適切であるので、衝突試験でのその吸収能力が優れている。
【００９２】
この鋼１に適用された参照の熱処理も、この高い曲げ角度を得ることを可能にした。しかしながら、Ｒｍは（Ｒｐ０．２のように）かなり不十分であり、衝撃吸収能力はあからさまに不十分である。
【００９３】
この鋼に９５０℃での２時間の熱処理及びその後の急冷を適用することも、満足できるものではない。その長い持続時間は、フェライト粒子のサイズの過度の増加をもたらした（本発明による処理では３０μｍ、本発明による処理よりも低い温度でより長い期間行った参照の処理では３５μｍであったのに対して、１３０μｍであった）。その結果、その鋼は本発明による処理で得られた鋼よりも小さい曲げ角度を有し、とりわけ、不十分なＲｍ及び破断点伸びＡを有していた。従って、衝撃吸収能力は本発明の要件に従っていない。
【００９４】
鋼１に関するこれらの試験結果は、衝撃吸収能力及び満足のいく機械的特性の観点から望ましい結果を得るのに重要なことが確かに鋼の組成と必要とされる正確な条件下でのオーステナイト化及び焼入れ熱処理との連関であることを示している。
【００９５】
本発明による鋼３もまた、異なる熱処理（一方は９５０℃で５分間の本発明によるものであり他方は参照の処理によるものである）を受けた。本発明による処理は、鋼３において、Ｓｉの存在が鋼１よりも最も弱いこと及びフェライト粒子のサイズが小さいことに関連するほぼ完全なマルテンサイト構造で、求められる目的に関してあらゆる点で満足できる特性を得ることを可能にした。しかしながら、鋼１の場合と同様に、参照の熱処理では平凡なＲｐ０．２及びＲｍ特性しか得られず、高い曲げ能力にもかかわらず良好な衝撃吸収能力を確実にするには不十分であった。
【００９６】
Ｃ、Ｎｂ及びＶが比較的豊富な本発明による鋼８もまた、鋼３と同じ２つの熱処理を受けた。本発明による処理では、その構造は完全にマルテンサイトである。その破断時伸び及びその曲げ角度はかろうじて適切であるが、その高いＲｍにより、衝撃吸収能力は十分である。参照の熱処理が適用される場合、その構造は完全にフェライトである。その高い曲げ角度は、衝撃吸収能力が適切であるための十分なＲｍを伴わない。
【００９７】
本発明による鋼６は、０．２４％のＣ含有量によって他の実施例とは異なり、従って鋼８のＣ含有量よりもさらに高い。その構造は、本発明による熱処理の適用後、ほとんど専らマルテンサイトである。本発明にとって好ましい範囲ではない高いＣ含有量のために、その曲げ角度はかろうじて十分であるが、それにもかかわらず、その非常に高いＲｍにより、衝撃吸収能力は良好である。
【手続補正書】
【提出日】令和2年7月2日(2020.7.2)
【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】
その組成が重量パーセントで以下：
−０．０５％≦Ｃ≦０．３０％；
−０．２０％≦Ｍｎ≦２．０％；
−微量％≦Ｓｉ≦１．０％；
−０．２０％≦Ｍｎ＋Ｓｉ≦１．５％；
−微量≦Ｓ≦０．０１％、ここで、０≦１０，０００×Ｍｎ×Ｓ≦４０；
−微量≦Ｐ≦０．０４％；
−１０．５％≦Ｃｒ≦１７．０％、ここで、［Ｃｒ−１０．３−８０×（Ｃ＋Ｎ）２］≦（Ｍｎ＋Ｎｉ）；
−微量≦Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｍｏ≦２．０％；
−微量≦Ｍｏ＋２Ｗ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ≦２．０％；
−微量≦Ｔｉ≦０．５％；
−微量≦Ｖ≦０．３％；
−微量≦Ｚｒ≦０．５％；
−微量≦Ａｌ≦０．２％；
−微量≦Ｏ≦４００ｐｐｍ；
−微量≦Ｔａ≦０．３％；
−微量≦Ｎｂ≦０．３％；
−０．２５％≦（Ｎｂ＋Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８％；
−Ｎｂ≧［１．２（Ｃ＋Ｎ）−０．１］％；
−０．００９％≦Ｎ≦０．２％；
−微量≦Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ≦２．０％；
−微量≦Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｎｉ≦４．０％；
−微量≦Ｂ≦０．１％；
−微量≦Ｈ≦０．０００５％；
−微量≦希土類元素＋Ｙ≦０．０６％；
−微量≦Ｃａ≦２０ｐｐｍ；
残りは鉄及び加工に起因する不純物；
であり、
その微細構造は、少なくとも７５％のマルテンサイト、最大で２０％のフェライト、及び最大で０．５％の炭化物を含み、フェライト粒子のサイズは４〜８０μｍの間である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
微量≦Ｃｕ≦０．５％であることを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
微量≦Ｃｏ≦０．５％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
０．０５％≦Ｃ≦０．２０％である、請求項１から３の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項５】
微量≦Ｍｏ≦１．０％である、請求項１から４の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
Ｍｏ＋２Ｗ≦１．０％である、請求項１から５の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項７】
微量≦Ｈ≦０．０００１％である、請求項１から６の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項８】
微量≦Ｈ≦０．００００１％である、請求項７に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項９】
前記フェライト粒子のサイズは５〜４０μｍの間である、請求項１から８の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項１０】
−請求項１から９の何れか一項に記載の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼が製造され、注がれ、熱間及び／又は冷間変態されること；
−前記熱間及び／又は冷間変態された鋼のオーステナイト化は、従来のオーブンで再加熱のために１０秒から１時間、そして誘導加熱炉で３０秒から１分間、少なくとも５℃／秒の再加熱速度で、Ａｃ１と１１００℃との間の温度にすることによって実施され、オーステナイト化の持続時間は、鋼全体において体積分率で最大０．５％の炭化物及び体積分率で最大２０％の残留フェライトを含むオーステナイト微細構造を得るように調整されること；
−及び、前記オーステナイト化鋼の焼入れが、オーステナイト化温度からマルテンサイト変態が始まる温度Ｍｓよりも低い温度まで、０．５〜１０００℃／秒の間の冷却速度で行われること
を特徴とする、マルテンサイト系ステンレス鋼製品の調製方法。
【請求項１１】
前記熱間及び／又は冷間変態された鋼のオーステナイト化は、従来のオーブンで２分から１０分間、Ａｃ１と１１００℃との間の温度にすることによって実施される、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記鋼は、熱間圧延及び／又は冷間圧延されたシートに変形されることを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記熱間圧延及び／又は冷間圧延されたシートは、０．５〜１２ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記熱間圧延及び／又は冷間圧延されたシートは、０．５〜４ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
【請求項１５】
前記オーステナイト化の間に、前記熱間及び／又は冷間で成形された鋼は、１０秒〜１時間、Ａｃ１＋１００℃〜１０５０℃の間の温度にされることを特徴とする、請求項１０から１４の何れか一項に記載の方法。
【請求項１６】
前記オーステナイト化及び焼入れされた鋼に対して、９０〜２５０℃の温度で１０秒〜１時間、追加の熱処理を行うことを特徴とする、請求項１０から１５の何れか一項に記載の方法。
【国際調査報告】
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2021503545.tif 000009
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