JP2019534381A - 高伸長プレス硬化鋼及びその製造 - Google Patents

高伸長プレス硬化鋼及びその製造 Download PDF

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Abstract

【解決手段】 現在利用可能なプレス硬化鋼の残留延性は、約６％である。本材料のこの特徴は、主に熱間鍛造状態における完全なるマルテンサイト微細構造による。本合金及び処理は、プレス硬化アプリケーションにおける使用のための、鋼の残留延性を改善することである。熱間鍛造状態の微細構造において、より高い残留延性及び残留オーステナイトの優れた留分量を得るために、一連の特別な熱処理は様々な新合金に適用された。【選択図】 図１

Description

本出願は、２０１６年１０月３日に「高伸長プレス硬化鋼及びその製造」という発明の名称で出願された米国仮出願第６２／４０３，３５４号、２０１６年１０月１１日に「亜鉛でコーティングされたプレス硬化鋼及びその製造」という発明の名称で出願された米国仮出願第６２／４０６，７１５号、及び２０１７年２月１０日に「改善された残留延性を有する非コーティングのプレス硬化鋼合金」という発明の名称で出願された米国仮出願第６２／４５７，５７５号に対する優先権の利益を主張し、その出願の全内容が本参照により本明細書に組み込まれる。
本願は、オーステナイト化温度に熱せられ、成形され、最終部分で理想的な機械的性質を達成させるために鍛造打型で急冷されるプレス硬化鋼、ホットプレス成形鋼、熱間鍛造鋼、または他の鋼の改善に関連する。これらの鋼の種類はまた、しばしば「２２ＭｎＢ５」または「熱処理可能なホウ素含有鋼」と言及される。本願において、これらは「プレス硬化鋼」と言及されるだろう。
プレス硬化鋼は、主に高強度、低量、及び改善された侵入耐性が自動車製造者によって所望される自動車の構造部材として使用される。プレス硬化鋼が自動車で利用される一般的な構造部材はセンターピラーである。
先行技術のプレス硬化鋼の現在の産業プロセスはブランク（一枚の鋼板）をＡ３温度（オーステンナイト化の温度）よりも高い温度、一般に９００〜９５０℃の範囲で熱する工程と、材料を温度にある一定の時間保持する工程と、オーステナイト化されたブランクを鍛造打型に移す工程と、望ましい形状にブランクを成形する工程と、打型中の材料をマルテンサイトが成形される低温度まで材料を急冷する工程とを含む。最終結果は、高い引張強度及び完全なるマルテンサイト微細構造を有する材料である。
先行技術のプレス硬化鋼の打型のまま急冷された状態の微細構造は、完全なマルテンサイトである。従来のプレス硬化鋼は、約１５００ＭＰａの最大抗張力及び６％の次数上の総合伸長を有する。
本願の鋼は、現在利用可能なプレス硬化鋼合金を、プレス硬化状態に化学を使用すること及びより高い伸長または残留延性を達成するために処理することよって改善するものである。残留延性は、材料がプレス硬化状態において有する延性を言及する。
本発明の鋼合金の強度延性性質の実施形態は、１１００ＭＰａと同等かそれより大きい最大抗張力及び８％と同等かそれより大きい伸長を有する。本発明の鋼合金のある実施形態は、短い変態区間の焼鈍時間及び比較的低い変態区間の焼鈍温度を対象とし得る。
図１は、本合金の実施形態の温度プロフィール及び処理概要である。 図２は、本鋼合金の実施形態のＡ１及びＡ３上のＭｎ効果を示すＭｎ含有の機能としての温度の図面である。 図３は、本合金のある実施形態の電子後方散乱解析（ＥＢＳＤ）測定によって決定された変態区間の焼鈍時間の機能としての残留オーステナイトの図面である。 図４は、本合金の実施形態及びある先行技術のプレス硬化鋼合金の工学歪みの機能としての工学応力の図面である。 図５は、本合金の実施形態の引張強度の機能としての総合伸長の図面である。 図６は、本合金の実施形態のＥＢＳＤ分析の結果を示す。 図７は、本合金の実施形態のＥＢＳＤ分析の結果を示す。 図８は、本合金の実施形態のＥＢＳＤ分析の結果を示す。 図９は、本合金の実施形態のＥＢＳＤ分析の結果を示す。 図１０は、（ａ）３〜２０分間の範囲の時間、７１０℃で変態区間的に焼鈍された本合金の実施形態の工学応力・歪み曲線（ｂ）３〜２０分間の範囲の時間、７４５℃で変態区間的に焼鈍された本合金の実施形態の工学応力・歪み曲線の図面である。 図１１は、（ａ）本合金の実施形態の引張強度の機能としての総合伸長の図面、及び（ｂ）実施形態の焼鈍時間の機能として降伏力、最大抗張力、及び総合伸長をまとめた図面である。 図１２は、（ａ）７１０℃で４分間、変態区間的に焼鈍された本合金の実施形態の微細構造、及び（ｂ）最終的な完全マルテンサイトの微細構造を達成するために４分間７４５℃でオーステナイト化され、熱間鍛造された実施形態の微細構造を示す。
プレス硬化鋼のようなＦｅ−Ｃ−Ｍｎ合金では、マンガン含有量の増加によってＡ１及びＡ３温度が低くなる。Ａ１温度はオーステナイトが成形し始める温度であり、すなわち、鋼がオーステナイト及びフェライトを有する位相領域にある温度であり、Ａ３温度は、オーステナイト＋フェライト及びオーステナイト位相領域間の境界にある温度である。プレス硬化処理で使用される本鋼合金のより低いＡ１及びＡ３温度の利点は、次のようなことが含まれる。
・完全なるオーステナイト化に達するために温度を低くする。完全なるオーステナイト化は、より高いマンガン濃度で６００℃までの低い温度で達成され得る。
・変態区間的に材料を焼鈍する可能性がある。
・最終の熱間鍛造部分の望ましい機械的性質、すなわち、打型の状態で急冷された微細構造における残留オーステナイトを達成するために微細構造を調整することが可能となる。
図１は、本合金の実施形態の熱間鍛造中の温度プロフィール概要を示す。ＩＡＴは、変態区間の焼鈍温度（すなわち、Ａ１及びＡ３温度間の温度）を示し、ＡＴは、オーステナイト化温度（すなわち、Ａ３温度より高い）を示す。矢印は望ましい性質に達するための合金の処理における適応性を示す。
本合金の実施形態において、マンガンは、合金の処理温度を調整するために使用される主要な合金追加である。アルミニウム、シリコン、クロミウム、モリブデン、及び炭素は同様に、処理温度を調節するために使用される。図１から、マンガンの濃度が本合金の製造のための処理適応性の増加を提供する。例えば、マンガンの増加は、合金に主要な冷却速度（すなわち、マルテンサイトを成形するために必要な冷却速度）を下げることに加え、Ａ１及びＡ３温度を低下させる。この適応性は、現在利用可能なプレス硬化鋼の処理と比べた際に特に当てはまる。両端矢印は、様々なレベルのマンガンが、打型の状態の冷却部分において望ましい最終微細構造及び機械的性質を設計するために、これらのパラメーターを変化させるための適応性を提供することを示す。
製鋼に付随して起こる鉄及び他の不純物に加えて、本合金の実施形態は、上記１またはそれ以上の利点を得るために十分な濃度のマンガン、アルミニウム、シリコン、クロミウム、モリブデン、及び炭素の追加を含む。これら及び他の合金の成分の効果は以下のようにまとめられる。
炭素は、鋼のマルテンサイト開始温度を低下させるため、固溶体強度を提供するため、及び硬化力を増加させるために加えられる。炭素は、オーステナイト安定剤である。ある実施形態では、炭素は０．１〜０．５質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、炭素は０．１〜０．３５質量％の濃度で存在する。
マンガンは、鋼のマルテンサイト開始温度を低下させるため、固溶体強度を提供するため、及び硬化力を増加させるために加えられる。マンガンは、オーステナイト安定剤である。ある実施形態では、マンガンは１．０〜１０．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、マンガンは１．０〜６．０質量％の濃度で存在する。
シリコンは、固溶体強度を提供するために加えられる。シリコンは、フェライト安定剤である。ある実施形態では、シリコンは０．０２〜２．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、シリコンは０．０２〜１．０質量％の濃度で存在する。
アルミニウムは、製鋼中の脱酸素のため、及び固溶体強度を提供するために加えられる。アルミニウムは、フェライト安定剤である。ある実施形態では、アルミニウムは０．０〜２．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、アルミニウムは０．０２〜１．０質量％の濃度で存在する。
チタンは、窒素を得るために加えられる。ある実施形態では、チタンは０．０〜０．０４５質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、チタンは最大０．０３５質量％の濃度で存在する。
モリブデンは、鋼の固溶体強度を提供するため、及び硬化力を増加させるために加えられる。ある実施形態では、モリブデンは０〜４．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、モリブデンは０〜１．０質量％の濃度で存在する。
クロミウムは、鋼のマルテンサイト開始温度を低下させるため、固溶体強度を提供するため、及び硬化力を増加させるために加えられる。クロミウムは、フェライト安定剤である。ある実施形態では、クロミウムは０〜６．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、クロミウムは０〜２．０質量％の濃度で存在する。
ホウ素は、鋼の硬化力を増加させるために加えられる。ある実施形態では、ホウ素は０〜０．００５質量％の濃度で存在する。
ニッケルは、固溶体強度を提供するため、及びマルテンサイト開始温度を低下させるために加えられる。ニッケルは、オーステナイト安定剤である。ある実施形態では、ニッケルは０．０〜１．０質量％の濃度で存在し、他の実施形態では、ニッケルは０．０２〜０．５質量％の濃度で存在する。
Figure 2019534381
本願の合金は一般的に、熱間圧延後及び冷間圧延前に焼鈍することが要求される以外は、他の先行技術のプレス硬化鋼に典型的な処理を使って、融解され、熱間圧延され、及び冷間圧延され得る。焼鈍は、通常Ａ１−１００℃〜Ａ３＋１５０℃の間の温度で行われる。焼鈍時間は、一般的に１０秒（連続的な焼鈍）または３０分（バッチ焼鈍）より長いものとする。他の類似の中間焼鈍は、１以上の冷間圧延工程が必要である場合に要求され得る。この第２の中間焼鈍は、第１の冷間圧延と第２の冷間圧延の間に起こる。さらに、本発明の実施形態は熱間鍛造中の２つの処理過程のうち１つに従うことが可能である。
ｉ．熱間鍛造打型における成形及び急冷前の鋼板材料の変態区間焼鈍（処理過程１）
ｉｉ．熱間鍛造打型における成形及び急冷前の鋼板材料の完全なるオーステナイト化（処理過程２）
図２は、本願の合金のある実施形態の熱間鍛造処理中に使用される約６００〜９００℃の温度範囲を示す。この温度範囲は、約２〜５質量％のマンガンを含むＦｅ−０．２Ｃ−Ｍｎ−０．２５Ｓｉ−０．２Ｃｒ合金に基づく本合金のある実施形態の変態区間焼鈍温度及びオーステナイト化温度を含む。
処理過程１−変態区間焼鈍
熱間鍛造処理中、鋼板材料は、以下でさらに説明するように、合金組成及び望ましい性質を提供するだろう時間に適する変態区間温度（すなわち、Ａ１及びＡ３の間の温度）で加熱される。変態区間温度は、合金の組成物により、特にマンガン、アルミニウム、シリコン、クロミウム、モリブデン、及び炭素の成分による。変態区間温度の範囲は、約６００〜８５０℃に限定されないが、それを含むものである。
変態区間焼鈍温度は、鋼板材料が望ましい変態区間焼鈍温度に達した後すぐに開始するべきである。例えば、もしＩＡＴが７６０℃であるなら、材料は４分半の間その温度中にあるべきであり、望ましい残留オーステナイト留分または引張強度がどうであれ、一旦材料が７６０℃に達したタイミングで開始し、４分後材料は打型に移され、熱間鍛造され、急冷されるべきである。
鋼板材料は、成形され、その後３０℃／ｓと同等またはそれより高い冷却速度を使用して熱間鍛造打型で急冷されるべきである。
処理過程２−完全なるオーステナイト化
材料は、合金組成物に適するオーステナイト化温度（すなわち、Ａ３より高い温度）で熱せられるべきである。オーステナイト化温度は、合金の組成物により、特にマンガン、アルミニウム、シリコン、クロミウム、モリブデン、及び炭素の成分によって決定されるだろう。合金の組成物によって、Ａ３温度は、約６００℃より低くても良い。
オーステナイト化温度での時間は、所望のＡＴに材料が達した後すぐに開始するべきである。例えば、もしＡＴが７６０℃であれば、材料は４分半の間その温度内にあるべきであり、一旦材料が７６０℃に達したタイミングで開始し、４分半後材料は打型に移され、熱間鍛造され、急冷されるべきである。
鋼板材料は、成形され、その後３０℃／ｓと同等またはそれより高い冷却速度を使用して熱間鍛造打型で急冷されるべきである。
図２は、約２〜５質量％のマンガンを含む名目Ｆｅ−０．２Ｃ−Ｍｎ−０．２５Ｓｉ−０．２Ｃｒ合金に基づく本合金の実施形態の臨界温度上のマンガンの効果（Ａ１とＡ３の温度）を示す。臨界温度は、マンガン濃度が高くなるにつれて温度が下がる。臨界温度のバリエーションは、優れた処理適応性を提供する。
当業者には明らかであるように、処理ルート及び熱間鍛造焼鈍状態は、合金のマンガン含有量及び熱間鍛造状態における所望の性質によって変化するだろう。ＩＡＴまたはＡＴの時間は変化し、金属最高温度は、熱間鍛造部分におけるマンガン含有量及び所望の機械的性質によって変化し得る。最大抗張力は、ＩＡＴが増加または変態区間焼鈍温度が高くなるにつれて上昇する傾向がある。伸長は、ＩＡＴが増加または変態区間焼鈍温度が高くなるにつれて低下する傾向がある。Ａ３温度より高い温度での焼鈍には、ＡＴまたは焼鈍時間が増加するにつれて、強度は低下する。伸長はオーステナイト化の間、焼鈍時間によって比較的影響されにくい。
伝統的に、プレス硬化鋼の熱間鍛造微細構造は完全なるマルテンサイトである。それら先行技術の鋼において、完全なるマルテンサイトの微細構造は高い最大抗張力及び低い残留延性の要因であり、それは伝統的なプレス硬化鋼の特徴である。しかしながら、本合金は１７％質量以下の残留オーステナイト留分を有する微細構造の範囲を示す。
本願の合金はまた、冷間圧延後、及び熱間鍛造前にアルミニウム系のコーティングまたは亜鉛系のコーティング（亜鉛メッキ、または合金化電気亜鉛メッキ）でコーティングされ得る。そのようなコーティングは、溶融メッキまたは電解コーティングを含む先行技術において公知の処理を使って鋼板に適用される。より低い臨界温度により、コーティング後の本合金のプレス硬化は、コーティングの溶融やそのような溶融関連に影響する可能性が少ない。
表２の組成物の合金は、以下に記載したことを除いて、一般的な鋼製造工程を使用して調整された。
Figure 2019534381
図２の数値は、約２、３、４及び５質量％のマンガン及び他の成分の同等の名目濃度を含む合金の実験的に決定されたＡ１及びＡ３温度を示す。これらの温度は膨張率測定を使って測定された。黒の実線は、線形回帰を使った実験データに適し、これら二つの線は次のように表される：
Ａ１（％Ｍｎ）＝−１７．３９（％Ｍｎ）＋７６１．６３ （１）
Ａ３（％Ｍｎ）＝−２８．５５（％Ｍｎ）＋８７１．２５ （２）
図２の点線は、２質量％マンガンから１質量％までのマンガン及び５質量％〜１０質量％までのマンガンのこれら二つの式の外挿である。
打型状態で急冷されたプレス硬化部分でオーステナイトを保つ能力は、本合金の新規寄与である。
図３は、５質量％のマンガン（表２の合金１）を含む本合金の実施形態の変態区間焼鈍時間の機能としての残留オーステナイトの図面である。この例では、ＩＡＴは７２０℃である。しかしながら、ＩＡＴ（またはＡＴ）は合金の組成、所望の機械的性質、及び微細構造における最終的なオーステナイト分画によって変化し得る。
図４は、５つの工学応力・歪み曲線を示す。４つの曲線は、４、１０、１５、３０分間、７２０℃で変態区間的に焼鈍された本願の５質量％マンガン合金の実施形態である（表２の合金１）。太線は、表１（標準ＰＨＳと表示）の先行技術２２ＭｎＢ５プレス硬化鋼の工学応力・歪み曲線である。本鋼合金の優位な機械的性質が示される。機械的性質の改善は、より高いマンガン濃度、柔軟処理（図２）、及び最終的な打型状態で急冷された微細構造における残留オーステナイトの直接的な結果である（図３参照）。
図５は、本願の変態区間的に焼鈍された実施形態、本願のオーステナイト化された実施形態（表２の合金１）、及び伝統的な方法を使って処理された表１の先行技術のプレス硬化鋼合金の伸張強度の機能としての総合伸長の図である。図５は、マンガン含有量の増加によってなされ、柔軟な処理で達成された本合金の改善された機械的性質を示す。
機械的性質の効果はまた図５で明確に示され得る。ダイヤモンド型のデータ点は、４、１０、１５、３０分間、７２０℃で変態区間的に焼鈍された合金１の鋼サンプルを示す。オーステナイト化された合金１のサンプル、図５の白Ｘは、１、３、及び５分間処理された。表２の組成物の先行技術プレス硬化鋼の性質は、星型データ点によって示される。
図６〜９は、模擬熱間鍛造後合金１の微細構造分析の結果を示す。
図６は、７２０℃の金属最高温度（ＰＭＴ）で４分間、変態区間的に焼鈍された５質量％のマンガン合金の２１．５％の残留オーステナイトを示す。暗い部分はオーステナイト分画を示し、明るい部分はフェライト・マルテンサイト分画を示す。
図７は、７２０℃の金属最高温度（ＰＭＴ）で１０分間、変態区間的に焼鈍された５質量％のマンガン合金の１０．４％の残留オーステナイトを示す。暗い部分はオーステナイト分画を示し、明るい部分はフェライト／マルテンサイト分画を示す。
図８は、７２０℃の金属最高温度（ＰＭＴ）で１５分間、変態区間的に焼鈍された５質量％のマンガン合金の６％の残留オーステナイトを示す。暗い部分はオーステナイト分画を示し、明るい部分はフェライト／マルテンサイト分画を示す。
図９は、７２０℃の金属最高温度（ＰＭＴ）で３０分間変態区間的に焼鈍された５質量％のマンガン合金の５．１％残留オーステナイトを示す。暗い部分はオーステナイト分画を示し、明るい部分はフェライト／マルテンサイト分画を示す。
表４で示される組成物のインゴットが観察された。合金は真空融解され、４ｍｍに熱間圧延され、空気冷却された。熱間圧延材料はその後１．５ｍｍの最終的な厚さに５０％の冷間圧延された。最終的に、冷間圧延板は２５．４ｘ２２９ｍｍブランクにはさまれ、ＡＳＴＭ Ｅ８引張サンプルに機械加工された。
Figure 2019534381
機械的性質は、電気機械試験フレームを使ってＡＳＴＭ Ｅ８引張サンプル上での室温で行われる引張試験によって測定された。熱処理及び熱間鍛造伸張サンプルのＸ線回析（ＸＲＤ）パターンはＣｒ源、０．１°のスキャン工程サイズ及び０．１秒の滞在時間を有する６０〜１６５°で、２θ範囲を使って得られた。ＸＥＤパターンのリーベルト分析は熱処理及び熱間鍛造サンプルで残留オーステナイトを決定するために使用された。金属組織試料の微細構造は、標準金属組織技術を使って調製され、２容積％Ｎｉｔａｌを有するエッチング処理が行われ、及び走査型電子顕微鏡及び光学顕微鏡を使って検査された。
表５のように、２つの異なる熱処理が熱間鍛造前にサンプル上で使用された。サンプルは、１８０〜１２００秒の間、変態区間焼鈍（ＩＡＴ）または完全なるオーステナイト化（ＡＴ）され、最終的な性質に到達させるために、その後熱間鍛造された。
Figure 2019534381
臨界温度は、リネシス急冷膨張率測定を使って、膨張率測定試験を通して決められた。膨張計サンプルは熱間圧延材料によって分割され、かかる直径３ｘ３ｘ１９ｍｍに機械加工された。膨張化サンプルは、所望の金属最高温度に１℃／秒で熱せられ、３０秒間ＰＭＴで行われ、３０℃／秒より大きい割合でヘリウム中で急冷された。
様々な温度で焼鈍されたこの実施例の合金の機械的試験が行われた。結果は以下の表３に示される。
Figure 2019534381
表１０ａは、３〜２０分の範囲の時間、７１０℃のＩＡＴで処理された合金４３３７の工学応力・歪み曲線を示す。図１０ｂは、３〜２０分の範囲の時間、７４５℃の金属最高温度で完全にオーステナイト化されたサンプルの合金４３３７の結果を提供する。図から参照できるように、得られた最大伸長は、１８００ＭＰＡより大きい伸長強度を有する約８％であった。
図１０ａから見られるように、変態区間の焼鈍熱処理は、最終の熱間鍛造部分において広範囲の性質を提供した。変態区間焼鈍時間は、７１０℃のＩＡＴで３〜２０分の範囲である。３分間変態区間的に焼鈍されたサンプルは高い総合伸長及び降伏点伸長を示した。低い変態区間的温度はまた、ある処理状況の熱間鍛造微細構造において優れた量の残留オーステナイト（１７％）という結果となった。
図１１ａは、様々な状況下で試験された実施例５の合金の機械的性質をまとめた図面を示す。オープンデータポイントは、熱間鍛造前に変態区間的に焼鈍されたサンプルを示す。ソリッドデータポイントは、熱間鍛造前に完全にオーステナイト化されたサンプルを示す。図１１ｂは、合金４３３７の降伏及び最大抗張力及び金属最高温度での時間の機能としての総合伸長を示す。加えて、焼鈍温度での時間の機能としての残留オーステナイト留分が提供される、０．２Ｃ−（２−５）Ｍｎ ＰＨＳ合金の短い変態区間的焼鈍及オーステナイト化時間及び低い金属最高温度は広範囲の機械的な性質を製造した。変態区間的焼鈍金属最高温度は、７１０〜７７５℃の範囲及び３〜２０分範囲のＰＭＴの時間であった。オーステナイト金属最高温度は７４５〜８３０℃の範囲、及び３〜２０分範囲のＰＭＴの時間であった。
処理の適応性は、一般的にプレス硬化鋼に伴わないマンガンレベルの上昇によってなされる。それはまた、実質的なオーステナイト留分が熱処理及び熱間鍛造部分に保たれることを示した。伸長性質の範囲は、熱処理及び熱間鍛造微細構造において異なる安定性の残留オーステナイトを有する結果になりやすい。短い変態区間的焼鈍及びオーステナイト時間、低い金属最高温度、及び上昇したマンガンレベルの状態は、自動車構造における構造成分に望ましい機械的性質を作り出した。
図１２ａは、７１０℃で４分間変態区間的に焼鈍された合金４３３７の微細構造を示す。この微細構造は、フェライト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトから成る。１２ｂで示された微細構造は、完全なるマルテンサイトである。材料は、７４５℃で４分間オーステナイト化され、最終的な微細構造及び性質に達するまで熱間鍛造された。
変態区間的な焼鈍または完全なるオーステナイト化熱処理に伴ったマンガンの増加は、それぞれ改善された残留延性またはより高い強度とより低い延性硬化性材料の結果となる。
プレス硬化性鋼であって、
（ａ）０．１％〜０．５％、好ましくは０．１％〜０．３５％の炭素、
（ｂ）１．０％〜１０．０％、好ましくは１．０％〜６．０％のマンガン、及び
（ｃ）０．０２％〜２．０％、好ましくは０．０２％〜１．０％のシリコンの前記鋼の全質量％を有し、
前記鋼は、熱間鍛造打型で形成及び急冷する前に変態区間的に焼鈍され、または実質的に完全にオーステナイト化される。
実施例６または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０％〜２．０％のアルミニウムをさらに有する。
実施例６及び７のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０２％〜１．０％のアルミニウムをさらに有する。
実施例６〜８のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０％〜０．０４５％のチタンをさらに有する。
実施例６〜９のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０３５％以下のチタンをさらに有する。
実施例６〜１０のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬性化鋼であって、０％〜４．０％のモリブデンをさらに有する。
実施例６〜１１のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０％〜１．０％のモリブデンをさらに有する。
実施例６〜１２のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０％〜６．０％のクロミウムをさらに有する。
実施例６〜１３のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０％〜２．０％のクロミウムをさらに有する。
実施例６〜１４のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０％〜１．０％のＮｉをさらに有する。
実施例６〜１５のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０．０２％〜０．５％のＮｉをさらに有する。
実施例６〜１６のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、０％〜０．００５％のホウ素をさらに有する。
実施例６〜１７のいずれか１つ、または次の実施例のいずれか１つのプレス硬化性鋼は、プレス硬化または熱間鍛造の後に、少なくとも１１００ＭＰａの最大抗張力及び少なくとも８％の残留延性を有する。
実施例６〜１８のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、前記硬化鋼性は、プレス硬化または熱間鍛造の後に、少なくとも１２００ＭＰａの最大抗張力及び少なくとも１２％の残留延性を有する。
実施例６〜１９のいずれか１つのプレス硬化性鋼であって、前記硬化性鋼は、アルミニウム系のコーティングまたは亜鉛系のコーティングである。
先行技術のプレス硬化鋼の打型のまま急冷された状態の微細構造は、完全なマルテンサイトである。従来のプレス硬化鋼は、約１５００ＭＰａの最大抗張力及び６％の次数上の総合伸長を有する。
この出願の発明に関連する先行技術文献情報としては、以下のものがある（国際出願日以降国際段階で引用された文献及び他国に国内移行した際に引用された文献を含む）。
（先行技術文献）
（特許文献）
（特許文献１） 国際公開第２０１６／０６３４６７号
（特許文献２） 欧州特許出願公開第２７１９７８８号明細書
（特許文献３） 欧州特許出願公開第２８２４１９５号明細書
（特許文献４） 欧州特許出願公開第２８２４１９６号明細書

Claims (11)

  1. プレス硬化性鋼であって、
    （ａ）０．１％〜０．５％、好ましくは０．１％〜０．３５の炭素、
    （ｂ）１．０％〜１０．０％、好ましくは１．０％〜６．０％のマンガン、及び
    （ｃ）０．０２％〜２．０％、好ましくは０．０２％〜１．０％のシリコンの前記鋼の全質量％を有し、
    前記鋼は、熱間鍛造打型で形成及び急冷する前に変態区間的に焼鈍され、または実質的に完全にオーステナイト化されるプレス硬化性鋼。
  2. 請求項１記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０．０％〜２．０％、好ましくは０．０２％〜１．０％のアルミニウムをさらに有するプレス硬化性鋼。
  3. 請求項１または２のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０．０％〜０．０４５％のチタンをさらに有するプレス硬化性鋼。
  4. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０．０３５質量％以下のチタンを有するプレス硬化性鋼。
  5. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０％〜４．０％、好ましくは０％〜１．０％のモリブデンをさらに有するプレス硬化性鋼。
  6. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０％〜６．０％、好ましくは０％〜２．０％のクロミウムをさらに有するプレス硬化性鋼。
  7. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０．０％〜１．０％、好ましくは０．０２％〜０．５％のＮｉをさらに有するプレス硬化性鋼。
  8. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、０％〜０．００５％のホウ素をさらに有するプレス硬化性鋼。
  9. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、プレス硬化または熱間鍛造後に、少なくとも１１００ＭＰａの最大抗張力及び少なくとも８％の残留延性を有するプレス硬化性鋼。
  10. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、プレス硬化または熱間鍛造後に、少なくとも１２００ＭＰａの最大抗張力及び少なくとも１２％の残留延性を有するプレス硬化性鋼。
  11. 前述の請求項のいずれか１項記載のプレス硬化性鋼であって、前記プレス硬化性鋼は、アルミニウム系のコーティングまたは亜鉛系のコーティングを含むプレス硬化性鋼。
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