JP2020519766A - 熱間加工材料、部品、および使用 - Google Patents

Abstract

本発明は、三層材料複合物から成る熱間加工材料において、プレス硬化状態にて１６００ＭＰａより大きい引張強度および／または４９０ＨＶ１０より大きい硬度、より詳細には７００ＭＰａより大きい引張強度および／または５２０ＨＶ１０より大きい硬度を有する硬化鋼から成るコア層を備え、コア層に一体接続され、プレス硬化状態にて前記コア層の引張強度の最大４分の１に対応する引張強度を有する弱鋼から成る２つのカバー層を備え、片面または両面に防錆被覆、より詳細にはアルミニウム系の被覆を施してある熱間加工材料に関する。本発明はまた、部品および対応する使用に関する。【選択図】図１

Description

本発明は、三層複合材料から成る熱間成形材料に関する。

自動車業界において、乗り物の重量を低減することにより燃費を削減するための新しい解決策が求められている。乗り物の重量低下を実現するための重要な要素は、軽量構造である。これは、強度を高めた材料の使用を含む対策によって達成されてもよい。強度強化は、一般に曲げ能力を犠牲にする。衝突関連部品の場合の要件である乗員保護を実現するためには、強度を高めて軽量構造を達成していても、使用される材料が、衝突により導入されるエネルギーを変形により確実に変換できるようにすることが必要である。そのためには、特に乗り物の構造の衝突関連部品において、高度な作業能力が必要とされる。軽量化のための一つの手段は、例えば、従来使用されていた材料と比較して革新的な材料により、陸上乗り物の車体および／またはシャーシにさらに軽い設計および構造を与えることである。よって、例えば部品固有の基準において、従来の材料を、より薄い壁を有しながら最適化された特性を持つ材料に置き換えることができる。例えば、プレス硬化状態にて約１５００ＭＰａの引張強度および約１１００ＭＰａの降伏点を有する、例えばグレード２２ＭｎＢ５の熱間成形鋼、特にマンガン−ホウ素鋼が使用される。強度強化に関する可能性は尽きることがないため、対応する合金化手法により、および／または（代替的にまたは追加的に）製造経路の最適化により、最大１９００ＭＰａ以上の引張強度を達成／確立する可能性がある。一般的に、後の使用または処理のために、熱間成形鋼には亜鉛系またはアルミニウム系の金属被覆が施される。その結果、鋼が部品を形成するように成形されたプレス硬化状態における、例えば鋼材料の延性などの特性は、プレス硬化状態における非被覆鋼材料と比較して改悪される可能性がある。したがって、例えば延性の損失は、材料厚さの実質的な減少の少なさにより補正されなければならないため、達成可能な軽量構造の可能性は減少し、衝突の際に使用条件下で部品の安全な動作を確保し続ける。

熱間成形の場合、従来の定寸鋼素材はオーステナイト化温度まで加熱された後、熱間成形され、冷却された金型で冷却される。２２ＭｎＢ５の場合、例えば少なくとも２７Ｋ／ｓの冷却速度を必要とする強力な冷却の結果、構造はオーステナイトからマルテンサイトに完全に変質し、材料は部品に加工されて、プレス硬化状態にて所望の高強度を得る。当業者の間では、この処理は「プレス硬化」という用語でも知られている。鋼素材がオーステナイト化温度まで加熱された場合の望ましくない拡縮を防止するために、この処理に使用される鋼には一般的に、例えばＡｌＳｉ被覆などのアルミニウム系の被覆が施される。このようにして、例えば抵抗スポット溶接による乗り物構造へのその後の取り付け、および十分な塗料接着のための付着スケールから例えばブラスチングによって部品を解放する必要性を回避することができる。さらに障壁効果により、ＡｌＳｉ被覆は、使用条件下における部品の腐食からの保護に寄与する。

例えば鋼素材をオーステナイト化温度まで加熱する場合、加熱炉内における鋼素材の滞留時間を選択する際に考慮すべき二つの制約がある。第一に、鋼素材が確実に完全に加熱されるようにする必要があり、第二に、ＡｌＳｉ被覆が確実に完全に合金化されるようにする必要がある。

熱間成形処理が想定される鋼は、炭素、マンガン、およびホウ素に基づく合金設計を有する。本願の出願人から商品名で入手可能なＭＢＷ１５００およびＭＢＷ１９００は、プレス硬化状態にて、それぞれ約１５００および１９００ＭＰａの引張強度を達成する。どちらの材料でも、非被覆材料とＡｌＳｉ被覆材料とのプレス硬化後に残る残留延性に違いが見られる。この違いは、例えばＶＤＡ２３８−１００板曲げ試験にて、非被覆材料と比較して、ＡｌＳｉ被覆材料の曲げ角度を減少させて実証してもよい。その原因は、非被覆材料の場合、プレス硬化処理中に鋼のわずかなエッジ脱炭が生じ得ることにある。その結果、加工金型内で冷却した後のこの脱炭エッジ層内の硬度は、材料内部の非脱炭領域よりも局所的に低く、比較的低い硬度のマルテンサイト組織、ひいてはベイナイト組織が形成され得る。どちらの構造形態も、非脱炭領域のマルテンサイトと比較して内部の残留延性が比較的高く、曲げ荷重がかかると、この高い残留延性は、初期亀裂の形成に対する感受性が低くなる。特にＡｌＳｉ被覆材料の場合、被覆の存在は、このエッジ脱炭のプロセスが発生しないことを意味するため、鋼のエッジ層は亀裂に対して比較的高い感度を有する。

達成可能な曲げ角度によって表される、非被覆状態と被覆状態との延性の差は、熱間成形材料の総強度に応じて増加する。強度が高まると基本的に延性が低下するという基本的な傾向によって補完され、熱間成形材料が非被覆状態においてのみ軽量構造に重要な機械的特性のプロファイルを達成する状態を達成することができる。

本発明の目的は、亀裂の影響を受けにくいエッジ層を有する腐食保護された極めて高強度の部品に加工できる熱間成形材料を提供することにある。

この目的は、請求項１の特徴を有する熱間成形材料によって達成される。

極めて高強度の熱間成形材料の軽量構造の可能性の活用を実現するために、より詳細には古いものを取り除くためのブラスチングなどの後続の追加手段に頼る必要なくこれを実現するために、また腐食に関して一定の障壁効果の提供を実現するために、本発明は、プレス硬化状態にて１６００ＭＰａより大きい引張強度および／または４９０Ｈｖ１０より大きい硬度、より詳細には１７００ＭＰａより大きい引張強度および／または５２０ＨＶ１０より大きい硬度、好ましくは１８００ＭＰａより大きい引張強度および／または５５０ＨＶ１０より大きい硬度、より好ましくは１９００ＭＰａより大きい引張強度および／または５７５ＨＶ１０より大きい硬度、さらに好ましくは２０００ＭＰａより大きい引張強度および／または６００ＨＶ１０より大きい硬度、さらに好ましくは２１００ＭＰａより大きい引張強度および／または６３０ＨＶ１０より大きい硬度、さらに好ましくは２２００ＭＰａより大きい引張強度および／または６６０ＨＶ１０より大きい硬度、非常に好ましくは２３００ＭＰａより大きい引張強度および／または６８５ＨＶ１０より大きい硬度を有する硬化鋼から成るコア層と、コア層に物質間結合し、プレス硬化状態にて前記コア層の引張強度の最大４分の１に相当する引張強度を有する軟鋼から成る二つの外層とを備える三層複合材料から成る熱間成形材料を提案する。本発明によれば、熱間成形材料の片側または両側に、防錆被覆、より具体的にはアルミニウム系の被覆を備える。前記２つの外層の目的は、複合材料の表面近傍領域に、エッジの脱炭と同様に、亀裂の影響を受けにくいエッジ層を設けることのみであり、これにより、防錆被覆、より詳細にはアルミニウム系の被覆を備えた材料と非被覆材料との間における、モノリシックかつ非常に高強度の熱間成形鋼（Ｒｍ＞１６００ＭＰａ）として知られる曲げ角度の差が補正される。

本発明によれば、前記軟鋼は、６００ＭＰａより小さい引張強度および／または１９０ＨＶ１０より小さい硬度、より詳細には５５０ＭＰａより小さい引張強度および／または１７５ＨＶ１０より小さい硬度、好ましくは４５０ＭＰａより小さい引張強度および／または１４０ＨＶ１０より小さい硬度、非常に好ましくは３８０ＭＰａより小さい引張強度および／または１２０ＨＶ１０より小さい硬度を有する。前記軟鋼は、被覆および／または変形能力に関して特に良好な特性を有する。

ＨＶはビッカース硬度に対応し、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６５０７−１：２００５〜−４：２００５に従って決定される。

したがって、本発明の熱間成形材料は、プロセスチェーンへの変更を行う必要なく、既存の標準的な熱間成形工程に統合することができる。被覆の傾向および／または変形能力は、複合材料の表面における特性によって明確に決定され、本発明に従って、いわゆる機能層としての外層により提供される。

熱間成形材料は、片、プレート、またはシートの形態で構成され、および／またはさらなる加工ステップに提供されてもよい。

熱間成形材料の第１の実施形態によれば、コア層は、Ｆｅおよび不可避の生産関連不純物に加えて、
０．２７〜０．８重量％のＣと、
最大０．５重量％のＳｉと、
最大２．０重量％のＭｎと、
最大０．０６重量％のＰと、
最大０．０５重量％のＳと、
最大０．２重量％のＡｌと、
最大１．０重量％のＣｒ＋Ｍｏと、
最大０．２重量％のＣｕと、
最大０．０１重量％のＮと、
最大０．２重量％のＮｂ＋Ｔｉと、
最大０．５重量％のＮｉと、
最大０．２重量％のＶと、
最大０．０１重量％のＢと、
最大０．０２重量％のＡｓと、
最大０．０１重量％のＣａと、
最大０．０２重量％のＣｏと、
最大０．０５重量％のＳｎと
から成る。

Ｃは強度を高める合金元素であり、含有量が増加すると強度強化に寄与するため、所望の強度を達成または確立するために、存在する含有量は少なくとも０．２７重量％、より詳細には少なくとも０．３０重量％、好ましくは少なくとも０．３５重量％、より好ましくは少なくとも０．４３重量％、より好ましくは少なくとも０．４８重量％、非常に好ましくは少なくとも０．５１重量％である。より高い強度では脆性も増加するため、材料特性に悪い影響を及ぼさず、かつ十分な溶接性を確保するために、含有量は０．８重量％以下、より詳細には０．７５重量％以下、好ましくは０．６８重量％以下、より好ましくは０．６５重量％以下、より好ましくは０．６２重量％以下、非常に好ましくは０．６０重量％以下に制限される。

Ｓｉは、固溶体硬化に寄与することができ、含有量によっては強度強化に良い影響を及ぼす可能性がある合金元素であるため、少なくとも０．０５重量％の含有量が存在してもよい。十分な圧延性を確保するために、合金元素は０．５重量％以下、より詳細には０．４５重量％以下、好ましくは０．４重量％以下に制限される。

Ｍｎは、特にＳを結合してＭｎＳを形成するために、硬化性に寄与し、引張強度に良い影響を及ぼす可能性がある合金元素であるため、少なくとも０．３重量％の含有量が存在してもよい。十分な溶接性を確保するために、合金元素は、２．０重量％以下、より詳細には１．７重量％以下、好ましくは１．５重量％以下に制限される。

合金元素としてのＡｌは脱酸素に寄与する可能性があり、少なくとも０．０１重量％、より詳細には０．０１５重量％の含有量が存在してもよい。材料特性に悪い影響を及ぼす可能性のある特に非金属酸化含有物の形態での材料中の沈殿を実質的に低減および／または防止するために、合金元素は０．２重量％以下、より詳細には０．１５重量％以下、好ましくは０．１重量％以下に制限される。例えば、含有量は０．０２〜０．０６重量％の間で確立されてもよい。

合金元素としてのＣｒも、含有量によっては、特に少なくとも０．０５重量％の含有量で、特に硬化性に対して良好に、強度の確立に寄与する可能性がある。十分な溶接性を確保するために、合金元素は０．８重量％以下、より詳細には０．６重量％以下、好ましくは０．４重量％以下に制限される。

合金元素としてのＢは、特にＮが結合されている場合に硬化性に寄与する可能性があり、少なくとも０．０００８重量％の含有量で存在してもよい。合金元素は、含有量が多いと材料特性に悪い影響を及ぼし、材料の硬度および／または強度の低下が生じるため、０．０１重量％以下、より詳細には０．００８重量％以下に制限される。

ＴｉおよびＮｂは、特にＴｉが少なくとも０．００５重量％の含有量で存在する場合、結晶粒をより微細にするために、および／またはＮを結合するために、個々にまたは組み合わせて合金元素として合金化されてもよい。Ｎを完全に結合するには、少なくとも３．４２＊ＮのＴｉ含有量を提供することになる。合金元素の組み合わせは、含有量が多いと材料特性に有害な影響を及ぼし、特に材料の靭性に悪い影響を及ぼすため、０．２重量％以下、より詳細には０．１５重量％以下、好ましくは０．１重量％以下に制限される。

Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｎ、Ｐ、またはＳは、具体的に特定の特性を確立する目的で合金化されていない限り、個々にまたは組み合わせて不純物に含まれることがある合金元素である。含有量は、０．２重量％以下のＭｏ、０．２重量％以下のＶ、０．２重量％以下のＣｕ、０．５重量％以下のＮｉ、０．０５重量％以下のＳｎ、０．０１重量％以下のＣａ、０．０２重量％以下のＣｏ、０．０２重量％以下のＡｓ、０．０１重量％以下のＮ、０．０６重量％以下のＰ、および０．０５重量％以下のＳに制限される。

アルミニウム系の被覆の下で、外層はその化学組成により、プレス硬化状態にて複合材料の層（施された被覆の下）を形成することにより、エッジ脱炭の効果を発揮する、すなわちコア層と比較して、亀裂の影響を受けにくい。外層は、鉄および不可避の生産関連不純物に加えて、
最大０．０６重量％のＣと、
最大０．６重量％のＳｉと、
最大１．０重量％のＭｎと、
最大０．１重量％のＰと、
最大０．０６重量％のＳと、
最大０．２重量％のＡｌと、
最大０．５重量％のＣｒ＋Ｍｏと、
最大０．３重量％のＣｕと、
最大０．０１重量％のＮと、
最大０．３重量％のＮｉと、
最大０．２５重量％のＮｂ＋Ｔｉと、
最大０．０５重量％のＶと、
最大０．０１重量％のＢと、
最大０．０５重量％のＳｎと、
最大０．０１重量％のＣａと、
最大０．０２重量％のＣｏと
から成る。

変形能および／または被覆性を高めるために、合金元素としてのＣは０．０６重量％以下、より詳細には０．０５重量％以下、好ましくは０．０３５重量％以下に制限されると共に、０．００１重量％以上存在する。

Ｓｉは、固溶体硬化に寄与することができ、強度強化に良い影響を及ぼす可能性がある合金元素であるため、少なくとも０．０１重量％の含有量が存在してもよい。十分な圧延性および／または表面品質を確保するために、合金元素は０．６重量％以下、より詳細には０．５重量％以下、好ましくは０．４重量％以下に制限される。

Ｍｎは、特にＳを結合してＭｎＳを形成するために、硬化性に寄与し、引張強度に良い影響を及ぼす可能性のある合金元素であるため、少なくとも０．１重量％の含有量が存在してもよい。十分な溶接性を確保するために、合金元素は、１．０重量％以下、より詳細には０．９５重量％以下、好ましくは０．９重量％以下に制限される。

合金元素としてのＡｌは脱酸素に寄与する可能性があり、少なくとも０．００１重量％、より詳細には０．００１５重量％の含有量が存在してもよい。材料特性に悪い影響を与える可能性のある特に非金属酸化含有物の形態での材料中の沈殿を実質的に低減および／または防止するために、Ａｌは０．２重量％以下、より詳細には０．１５重量％以下、好ましくは０．１重量％以下に制限される。

合金元素としてのＣｒも、含有量によっては強度の確立に寄与する可能性があり、特に少なくとも０．０１重量％の含有量で存在してもよい。Ｃｒは、表面の実質的に完全な被覆性の確保を実現するために、０．３５重量％以下、より詳細には０．３重量％以下、好ましくは０．２５重量％以下に制限される。

合金元素としてのＢは、特にＮが結合されている場合に硬化性に寄与する可能性があり、少なくとも０．０００２重量％の含有量で存在してもよい。合金元素は、含有量が多いと材料特性に悪い影響を及ぼし、材料の硬度および／または強度の低下が生じるため、０．０１重量％以下、より詳細には０．００５重量％以下に制限される。

ＴｉおよびＮｂは、特に少なくとも０．００１重量％のＴｉおよび／または少なくとも０．００１重量％のＮｂという含有量で、結晶粒をより微細にするために、および／またはＮを結合するために、個々にまたは組み合わせて合金元素として合金化されてもよい。Ｎを完全に結合するには、少なくとも３．４２＊ＮのＴｉ含有量を提供することになる。合金元素の組み合わせは、含有量が多いと材料特性に有害な影響を及ぼし、特に材料の靭性に悪い影響を及ぼすため、０．２５重量％以下、より詳細には０．２重量％以下、好ましくは０．１５重量％以下に制限される。

Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｎ、Ｐ、またはＳは、具体的に特定の特性を確立する目的で合金化されていない限り、個々にまたは組み合わせて不純物に含まれることがある合金元素である。含有量は、０．１５重量％以下のＭｏ、０．０５重量％以下のＶ、０．３重量％以下のＣｕ、０．３重量％以下のＮｉ、０．０５重量％以下のＳｎ、０．０１重量％以下のＣａ、０．０２重量％以下のＣｏ、０．０１重量％以下のＮ、０．１重量％以下のＰ、および０．０６重量％以下のＳに制限される。

熱間成形材料の別の実施形態によれば、前記外層はそれぞれ、熱間成形材料の総厚に対して、０．５％〜２０％、より詳細には１％〜１０％の材料厚さを有する。一方では、外層の材料厚さは、コア層の良い特性が実質的に悪い影響を受けないように計算されるべきであるため、強度レベルから生じるべき軽量構造の可能性を確保するために、外層の材料厚さ（片面あたり）は、熱間成形材料の総厚に対して、２０％以下、より詳細には１５％以下、好ましくは１０％以下、非常に好ましくは４％以下に制限される。複合材料の（全体）強度を、モノリシック材料としての非常に高強度のコア層材料のレベルに可能な限り近づけておこうとする試みがなされている。他方では、コア層は、熱間成形材料の表面から一定の距離を有するため、コア層と比較して亀裂の影響を受けにくい層が設けられており、外層の材料厚さ（片面あたり）は、熱間成形材料の総厚に対して、少なくとも０．５％、より詳細には少なくとも１％、好ましくは少なくとも２％である。熱間成形材料またはそれぞれの三層複合材料は、０．６〜８．０ｍｍ、より詳細には１．２〜５．０ｍｍ、好ましくは１．５〜４．０ｍｍの総厚を有する。

熱間成形材料の別の実施形態によれば、複合材料は、クラッディング、より詳細にはロールクラッディング、好ましくはホットロールクラッディングによって、または鋳造によって製造されている。本発明の熱間成形材料は好ましくは、例えばドイツ特許明細書ＤＥ１０ ２００５ ００６ ６０６Ｂ３に開示されているように、ホットロールクラッディングによって製造されている。上記特許明細書を参照し、その内容を本出願に組み込む。あるいは、本発明の熱間成形材料は鋳造によって製造することができ、その製造の可能性の一つは、特開平０３−１３３６３０号公報に開示されている。複合材料の金属製造は、先行技術からの一般的な知識である。

熱暴露の結果、例えば複合材料の製造中、好ましくはホットロールクラッディングに続いて、かつプレス硬化に続いて、外層の方向においてコア層からのＣの拡散が生じることがある。したがって、外層が薄いほど、コアからの浸炭が熱間成形材料の表面に早く到達し、曲げ角度の低下が大きくなる。防錆被覆のある状態とない状態との差を最小にするために、熱間成形材料の別の実施形態によれば、外層のＣ含有量に対するコア層のＣ含有量の比は、熱間成形材料の（合計）強度の低下を小さくする目的の達成を実現するために、４より大きい、より詳細には５より大きい、好ましくは６より大きい、非常に好ましくは７より大きい、さらに好ましくは８より大きい。

熱間成形材料の別の実施形態によれば、熱間成形材料は、防錆被覆のある条件とない条件とにおいて、ＶＤＡ２３８−１００三点曲げ試験にて測定される曲げ角度の差（ΔＢＷ）に関して
無次元強度関係として以下の数式で表されるＦが、ΔＢＷ＜１７°＊Ｆを満たす。

無次元強度関係式Ｆを計算するために、三層熱間成形材料におけるコア層の引張強度を、従来１５００ＭＰａの引張強度と共に使用されるグレード２２ＭｎＢ５に対応する、参照例としてのモノリシック熱間成形鋼と比較する。熱間成形材料のターゲット領域は、曲げ角度の差を°で表すと、１７°＊Ｆより下に位置する。曲げ角度の差が１７°＊Ｆを超える場合、防錆被覆を施した熱間成形材料は、保護されていない材料と比較して脆くなりすぎて、この材料から十分な、経済的な、かつ軽量の構造を入手することはできないことを意味する。

第２の態様によれば、本発明は、特に自動車製造、鉄道建設、造船、または航空宇宙用の部品を製造するための、プレス硬化により本発明の熱間成形材料から製造される部品に関する。外層の結果として、コア層と比較して亀裂の影響を受けにくい層が形成されるため、アルミニウム系の被覆が施された部品は、本発明の熱間成形材料のコア層と同じ合金組成を有するモノリシック熱間成形鋼と比較して曲げ角度が改善されている。

第３の態様によれば、本発明は、陸上乗り物の車体またはシャーシにおける、本発明の熱間成形材料から製造された部品の使用に関する。この乗り物は好ましくは、自動車、内燃エンジンを有するか否かに関わらず多目的乗り物またはバス、純電動乗り物、またはハイブリッドドライブトレインを有する乗り物を備える。部品は、陸上乗り物の縦ビームもしくは横ビーム、またはピラーとして使用してもよい。それらは例えば、特にフェンダー、ドアシル、サイドインパクトビーム、または衝突時にゼロから低い変形／侵入が必要とされる領域における衝突プロファイルとして、プロファイルの形をとる。

以下、図および実施例を参照し、本発明をより詳細に説明する。

様々なサンプルにＶＤＡ２３８−１００板曲げ試験を実施して確認された結果を示す図である。

市販の平鋼製品から、ホットロールクラッディングにより、三層複合材料を備える熱間成形材料を製造した。外層Ｄ１〜Ｄ３として使用される鋼は表１中に指定されるものであり、コア層Ｋ１〜Ｋ６として使用される鋼は表２中に指定されるものであった。表１および表２に記載されている引張強度はプレス硬化状態に関する。全部で２４種類の熱間成形材料（Ｉ−１〜ＩＶ−６）をまとめた（表３参照）。１８個の熱間成形材料（Ｉ−１〜ＩＩＩ−６）の場合、外層はそれぞれ、熱間成形材料の総厚に対して片面あたり１０％の材料厚さを有していた。一方、熱間成形材料（ＩＶ−１〜ＩＶ−６）の場合、外層の材料厚さはそれぞれの場合に、熱間成形材料の総厚に対して片面あたり５％のみであった。

ここで、それぞれの場合、２つの外層とその間のコア層とを有する複数の定寸シートが互いに積層され、これらのシートは少なくともその縁に沿った領域において、好ましくは溶接によって、互いに物質間結合されて予備的な組立体を形成する。この予備的な組立体を１２００℃より高い温度にし、いくつかのステップにおいて熱間圧延して総厚３ｍｍの組成材料を形成し、さらに１．５ｍｍの冷間片に加工した。複合材料またはそれぞれ熱間成形材料の両側には、アルミニウム系の被覆、各場合で２０μｍの被覆厚さを有するＡｌＳｉ被覆を施した。被覆の厚さは５〜３０μｍであってもよい。

製造された熱間成形材料（Ｉ−１〜ＩＶ−６）を分割して複数のブランクを作製した。熱間成形材料と同様に、厚さ１．５ｍｍを有し、表２の組成、すなわち外層を持たないコア層に対応する６つのＡｌＳｉ被覆鋼および６つの非被覆鋼もまた参照例として作製した。ブランク、ならびに被覆モノリシック鋼および非被覆モノリシック鋼を、それぞれ約６分間炉内でオーステナイト化温度、より詳細にはＡ_ｃ３（コア層に基づく）より高温に加熱し、加熱を続け、その後、熱間成形し、冷却された金型で冷却し、それぞれの場合に同一の部品を形成した。冷却速度は３０Ｋ／ｓより速かった。厚み方向を通じてコア層は実質的に完全にマルテンサイトから成っていた。外層への移行領域においては、フェライトおよび／またはベイナイトがさらに存在する可能性がある。外層において、少量のフェライト、ベイナイト、および部分的にマルテンサイトの混合構造が確立されていた。

プレス硬化部品からサンプルを切り出し、ＶＤＡ２３８−１００板曲げ試験を実施した。結果を図１にまとめる。図１は、全体引張強度を単位［ＭＰａ］でｘ軸にプロットし、非被覆サンプルと比較した曲げ角度の差を単位［°］でｙ軸にプロットした図を示す。アルミニウム系の被覆（ＡｌＳｉ）を施した、強度を高めたコア材料のモノリシック・プレス硬化サンプルは、非被覆参照例と比較して最大の曲げ角度差を示すことが明らかである。本発明の熱間成形材料から得られたプレス硬化サンプルの値は、コア材料からのモノリシック・プレス硬化サンプルよりも均一に低い。実施形態Ｉ−１〜Ｉ−６の外層は０．０７重量％以上のＣ含有量を有するため、実施形態Ｉ−１〜Ｉ−６は、同様に表されるモノリシック熱間成形材料と極めて類似した、極めて大きい曲げ角度差を有する。熱暴露により、ここではコア層から外層の方向へのＣの拡散が生じ、軟質外層の効果が低下する。逆に、実施形態ＩＩ−１およびＩＶ−６の場合、外層のＣ含有量は実施形態Ｉ−１〜Ｉ−６の場合よりも少ないため、バッファの意味で浸炭の可能性が高くなる。その結果、より小さな曲げ角度差が確立される。外層におけるＣ含有量は０．０６重量％以下、より詳細には０．０５重量％以下である。以下の関係により、本発明の熱間成形材料（図１の発明的領域を参照）を非発明的実施形態から区別することができる。

ΔＢＷ＜１７°＊Ｆ、ただし、

本発明は、図示された例示的な実施形態、または一般的な説明の実施形態に限定されない。それよりも、本発明の熱間加工材料は、例えばテーラード溶接ブランクおよび／またはテーラード圧延ブランクの一部の形をとるテーラード製品の一部であってもよい。

Claims (11)

1. 三層複合材料から成る熱間成形材料において、プレス硬化状態にて１６００ＭＰａより大きい引張強度および／または４９０ＨＶ１０より大きい硬度、より詳細には１７００ＭＰａより大きい引張強度および／または５２０ＨＶ１０より大きい硬度を有する硬化鋼のコア層と、前記コア層に物質間結合されており、プレス硬化状態にて前記コア層の引張強度の最大４分の１に対応する引張強度を有する軟鋼から成る２つの外層とを備え、片面または両面に防錆被覆、より詳細にはアルミニウム系の被覆を施してある熱間成形材料。
2. 前記コア層は、Ｆｅおよび不可避の生産関連不純物に加えて、
   ０．２７〜０．８重量％のＣと、
   最大０．５重量％のＳｉと、
   最大２．０重量％のＭｎと、
   最大０．０６重量％のＰと、
   最大０．０５重量％のＳと、
   最大０．２重量％のＡｌと、
   最大１．０重量％のＣｒ＋Ｍｏと、
   最大０．２重量％のＣｕと、
   最大０．０１重量％のＮと、
   最大０．２重量％のＮｂ＋Ｔｉと、
   最大０．５重量％のＮｉと、
   最大０．２重量％のＶと、
   最大０．０１重量％のＢと、
   最大０．０２重量％のＡｓと、
   最大０．０１重量％のＣａと、
   最大０．０２重量％のＣｏと、
   最大０．０５重量％のＳｎと
   から成ることを特徴とする、請求項１に記載の熱間成形材料。
3. 前記外層は、Ｆｅおよび不可避の生産関連不純物に加えて、
   最大０．０６重量％のＣと、
   最大０．６重量％のＳｉと、
   最大１．０重量％のＭｎと、
   最大０．１重量％のＰと、
   最大０．０６重量％のＳと、
   最大０．２重量％のＡｌと、
   最大０．５重量％のＣｒ＋Ｍｏと、
   最大０．３重量％のＣｕと、
   最大０．０１重量％のＮと、
   最大０．３重量％のＮｉと、
   最大０．２５重量％のＮｂ＋Ｔｉと、
   最大０．０５重量％のＶと、
   最大０．０１重量％のＢと、
   最大０．０５重量％のＳｎと、
   最大０．０１重量％のＣａと、
   最大０．０２重量％のＣｏと
   から成ることを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間成形材料。
4. 前記コア層が０．３０〜０．７５重量％、より詳細には０．３５〜０．６８重量％、好ましくは０．４３〜０．６５重量％、より好ましくは０．４８〜０．６２重量％、非常に好ましくは０．５１〜０．６０重量％のＣ含有量を有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
5. 前記外層がそれぞれ、前記熱間成形材料の総厚に対して、０．５％〜２０％、より詳細には１％〜１０％の材料厚さを有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
6. 前記複合材料がクラッディングまたは鋳造により製造されていることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
7. 前記外層のＣ含有量に対する前記コア層のＣ含有量の比が、４より大きい、より詳細には５より大きい、好ましくは６より大きい、非常に好ましくは７より大きいことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
8. 前記熱間成形材料が、防錆被覆のある条件とない条件とにおいて、ＶＤＡ２３８−１００三点曲げ試験にて測定される曲げ角度の差（ΔＢＷ）に関して
   無次元強度関係として以下の数式で表されるＦが、ΔＢＷ＜１７°＊Ｆを満たすことを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
   

   
9. 前記熱間成形材料が、テーラード製品の一部、より詳細にはテーラード溶接ブランクおよび／またはテーラード圧延ブランクの一部であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか一項に記載の熱間成形材料。
10. プレス硬化により請求項１〜９のいずれか１項に記載の熱間成形材料から製造された部品。
11. 陸上乗り物の車体またはシャーシにおける請求項１０に記載の部品の使用。

Images