JP2021501833A - ホットスタンピングに使用される鋼、ホットスタンピング方法および成形された構成要素 - Google Patents

ホットスタンピングに使用される鋼、ホットスタンピング方法および成形された構成要素 Download PDF

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Abstract

単純なホットスタンピング方法によって高い伸びを達成することができるホットスタンピングに使用される鋼である。成形部品は、優れた降伏強さ、引張強さおよび伸びを有する。ホットスタンピングに使用される鋼は、重量パーセントで０．１％〜０．１９％のＣ、５．０９％〜９．５％のＭｎ、０．１１％〜０．４％のＶおよび０％〜２％のＳｉ＋Ａｌを含み、その際、ＣおよびＶの組合せは、以下の二つの要件、すなわち、１）０．１％〜０．１７％のＣおよび０．１１％〜０．４％のＶ、ならびに２）０．１７１％〜０．１９％のＣおよび０．２０９％〜０．４％のＶの一方を満たす。

Description

本発明は、ホットスタンピング用の鋼、ホットスタンピング方法および成形された構成要素に関する。
自動車産業の急速な発展により、安全性および環境汚染の問題が引き起こされている。安全性を確保することを前提に、車両の軽量化はエネルギー消費および排出を効果的に削減し、車両性能を向上させることができる。高強度鋼の利用は、部品の厚さを薄くし、安全性能の要件を満たし得るため、車両の軽量化およびより良い安全性のための主要な道筋である。
一般的に言えば、鋼の強度が増すと鋼の成形特性は低下する。ホットスタンピングは、強化前に車両部品を成形することによって超高強度の車両部品を製造する方法であり、その際、強化機構はマルテンサイトの侵入型固溶体強化に基づく。ホットスタンプされた部品は超高強度および形状精度の利点を有し、冷間成形の間の高強度鋼のスプリングバックを効果的に回避することができる。自動車用の現在の高強度鋼のうち、ホットスタンプされた鋼またはプレス硬化鋼（ＰＨＳ）のみが１５００ＭＰａ以上の強度を有し得る。
更なる減量を実現するためには、車両安全構造用構成要素は、使用される材料が上記現在のＰＨＳの２２ＭｎＢ５と比較してより高い強度およびより優れた延性を有することを必要とする。特に、現在のホットスタンプされた構成要素は伸びが改善し得る。
さらに、現在の被覆ＰＨＳは全てＡｌ−Ｓｉ被覆薄板であり、それらは耐食性能の点で亜鉛めっき薄板よりも能力が低く、溶接するのが難しい。亜鉛めっき薄板は上記ホットスタンピング方法で９００℃に加熱すると激しく液化、ガス化、酸化され得ることから、亜鉛めっき薄板をホットスタンピングに適用するには制限が課される。
中国特許出願公開第１０２１２７６７５号明細書は、鋼板、温間成形された部材およびその製造方法を提供する。開示された鋼の成分を用いて、望ましい機械的特性を得るために、該方法は、ホットスタンピング温度を下げた条件下で、材料を７３０℃〜７８０℃の範囲の温度に加熱し、該材料をスタンプして、Ｍｓ点より３０℃〜１５０℃低い温度に冷却（すなわち、通常は１５０℃〜２８０℃に冷却される）した後に、該材料を１５０℃〜４５０℃の範囲の温度に更に加熱し、該温度を１分間〜５分間維持して、マルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素の分配により該材料を最終状態に安定化させることを含む。上記材料の伸びは、残留オーステナイトの変態誘発塑性（ＴＲＩＰ）効果に基づいて増加し得る。
しかしながら、この方法では、上記成分を１５０℃〜２８０℃の範囲の特定の温度に冷却した後に、１５０℃〜４５０℃の範囲の温度に加熱して、該温度を維持しなければならないところ、上記温度精度および上記成分の均一性をほとんど制御することができず、その焼入れ温度を制御するのに複雑な製造方法が必要とされ、それは上記ホットスタンプされた構成要素の実際の製造には不利である。
中国特許出願公開第１０２１２７６７５号明細書
本発明の課題は、ホットスタンピングに使用される鋼、ホットスタンピング方法および上記鋼から作製される成形された構成要素を提供することである。ホットスタンピングに使用される鋼を用いて単純なホットスタンピング方法によって高い伸びを達成することができる。上記成形された構成要素は、優れた降伏強さ、引張強さおよび伸びを有する。
本発明の技術的解決策１は、重量パーセントで０．１％〜０．１９％のＣ、５．０９％〜９．５％のＭｎ、０．１１％〜０．４％のＶおよび０％〜２％のＳｉ＋Ａｌを含み、ＣおよびＶの組合せが、以下の二つの要件、すなわち、１）０．１％〜０．１７％のＣおよび０．１１％〜０．４％のＶ、ならびに２）０．１７１％〜０．１９％のＣおよび０．２０９％〜０．４％のＶ、の一方を満たす、ホットスタンピングに使用される鋼に関する。
上記技術的解決策１によれば、上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼は、ＣおよびＭｎ等のオーステナイト安定化元素を添加することにより、上記材料のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）を下げることで、焼入れ状態で妥当な量の残留オーステナイトを維持するために、確実に焼入れ温度をより低い温度（例えば、１００℃未満）に設定することができる。したがって、上記焼入れ温度を室温に設定することができ、上記温度精度および均一性を制御することが容易であり、該方法は非常に簡単である。
具体的には、焼入れおよび分配（Ｑ＆Ｐ）機構を利用する鋼では、初期焼入れ組織は、炭素が炭素分配過程の間にマルテンサイトから残留オーステナイトへと拡散することにより、残留オーステナイトの安定性が高められて材料特性が改善されるように、かなりの量の残留オーステナイトを「シード」として含むことが必要である。上記初期組織がかなりの量の残留オーステナイトを含むことを可能にするためには、上記焼入れ温度（ＱＴ）を、上記マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）と上記マルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ）との間に設定せねばならない。従来のＱ＆Ｐ鋼では、例えば、Ｍｓは５００℃と等しくなるように設定され、Ｍｆは１５０℃に等しくなるように設定される。そのような状況下では、上記ＱＴは２００℃〜３００℃の範囲の温度に設定される必要があり、それには焼入れのために塩、油または特殊な焼入れガスのような特定の焼入れ媒体が必要となる。それに対して、本発明では、Ｍｆは室温よりも確実に低い。上記ＱＴが室温または０℃〜１００℃の範囲の温度（媒体として水を用いる）に設定されても、上記材料特性を保証するために多量の残留オーステナイトを含有する組織を容易に得ることができる。
さらに、上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼にはバナジウム（Ｖ）が添加され、オーステナイトからのバナジウム炭化物（ＶＣ）またはＶ、ＴｉおよびＮｂ等から形成される複合炭窒化物の析出はプロセスにより制御され得る。一方で、結晶粒は微細化され、他方で、バナジウム炭化物（ＶＣ）または上記複合炭窒化物の上記析出によりマトリックス中の上記Ｃ含量は消費され、それにより、ホットスタンピング状態でのマルテンサイト中の上記Ｃ含量は減少する。二つの機構、すなわち、結晶粒の微細化およびバナジウム炭化物（ＶＣ）または上記複合炭窒化物の析出による上記マトリックス中の上記Ｃ含量の減少により、ホットスタンピング後の上記材料の靭性が保証され、伸びが６％以上であることにより、遅延亀裂が回避され、溶接および組立ての要件が満たされる。０．１％〜０．１７％のＣが存在する場合に、０．１１％を超えるＶは、上記の要件を満たすのに十分なバナジウム炭化物が析出することを確実にすることができ、０．１７１％〜０．１９％のＣが存在する場合に、バナジウム炭化物の形成のためにより多くのＶを添加する必要があり、上記マトリックス中の上記Ｃ含量を減少させるという目的を満たすためにはＶは０．２０９％より高くする必要がある。
上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼はまた、重量パーセントで以下の成分：０％〜５％のＣｒ、０％〜０．２％のＴｉ、０％〜０．２％のＮｂ、０％〜０．２％のＺｒ、０％〜０．００５％のＢ、０％〜４％のＮｉ、０％〜２％のＣｕ、０％〜２％のＭｏおよび０％〜２％のＷの少なくとも一つを含み得る。
上記Ｃ含量は、好ましくは０．１２％〜０．１７％の範囲であり、Ｍｎ含量は、好ましくは５．０９％〜８％の範囲である。本発明者らは、上記Ｃ含量が０．１１％である場合に１１００ＭＰａの上記降伏強さを実質的に達成することができるが、０．１２％を超える上記Ｃ含量は、上記降伏強さが１１００ＭＰａより大きいことを更に確実にすることを見出している。他方で、上記Ｃ含量が０．１９である場合に上記ホットスタンピングの間の脆性亀裂の危険性を実質的に回避することができるが、０．１７％未満の上記Ｃ含量は、上記材料が上記ホットスタンピングにおいて良好な靭性を有することを更に確実にする。さらに、上記Ｃ含量が０．１２％〜０．１７％となるように設定されると、５．０９％〜８％のＭｎで、焼入れ温度を室温に設定して部品の製造を最大限容易にするために適切なマルテンサイト変態開始温度を得ることができる。
また、上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼は、その表面上にＡｌ−Ｓｉ被覆、亜鉛めっき被覆および高温酸化被覆を含む群から選択される被覆を備えていてもよい。上記亜鉛めっき被覆と鉄とが合金化されて、約７８０℃の最高の融点を有する。ホットスタンピングに使用される従来の鋼は、通常、９００℃を超えるオーステナイト加熱温度を有する。上記ホットスタンピングの間に亜鉛は蒸発することがあり、亜鉛−鉄被覆は溶融することがあることから、結果として、液体亜鉛により誘起される脆化が生じ、上記ホットスタンピングに使用される鋼の強度および靭性が低下することがある。さらに、液体亜鉛は高温で激しく酸化され、上記表面の上記酸化亜鉛を除去して後続の塗装過程を保証するために、上記ホットスタンプされた構成要素を高コストのドライアイス処理またはショットブラスト処理にかけねばならない。好ましくは、上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼の上記完全オーステナイト化温度は７８０℃より低く、ホットスタンピングを６５０℃未満の温度で行うことができるため、亜鉛めっき薄板のホットスタンピング成形の要件が満たされる。
好ましくは、上記ホットスタンピングに使用される鋼の成分比は、以下の要件、すなわち、ホットスタンピング後の上記ホットスタンピングに使用される鋼のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）の実測値が１５０℃〜２８０℃であることを満たす。
これにより、上記部品の製造を容易にするために、焼入れ温度が室温に設定され得ることを更に確実にすることができる。
本発明の技術的解決策２は、ホットスタンピング方法であって、上記技術的解決策１に使用される鋼またはその予備成形された構成要素を７００℃〜８９０℃の範囲の温度に加熱し、該温度を０．１秒間〜１００００秒間維持する工程Ａと、上記工程Ａで処理された上記ホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された構成要素をスタンピング用ダイに移送して、成形された構成要素を得る工程Ｂと、上記成形された構成要素を０．１℃／秒〜１０００℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程Ｃとを含むことを特徴とするホットスタンピング方法に関する。
工程Ａにおいて、上記温度が７００℃未満である場合にオーステナイト化が不十分に起こることがあり、０％〜１０％であるフェライトの要件を満たすことができず、他方で、上記温度が８９０℃を超える場合に、結晶粒成長ならびにバナジウム炭化物の溶解および成長が引き起こされ、その結果として性能が不十分となる。さらに、工程Ｃでの平均冷却速度を０．１℃／秒〜１０００℃／秒に設定することで、フェライト、パーライト、ベイナイトのような非マルテンサイト組織を避けることができ、こうして良好な硬化性を有する材料が得られる。
好ましくは、工程Ａでは、技術的解決策１の上記ホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された部品は７４０℃〜８５０℃の範囲の温度に加熱され、該温度に維持される。上記加熱温度が７４０℃を超えると、加熱にかかる時間はより短くなり、生産効率が増加し得る。上記温度が８５０℃未満である場合に、それはより良好な結晶粒制御およびバナジウム炭化物の析出に有益となる場合があり、好ましくは、上記温度維持時間は１０秒間〜８００秒間続き、加熱時間が短いほど不均一かつ不安定な加熱が引き起こされる場合があり、加熱時間が長いほど生産効率が不十分となる場合がある。更に好ましくは、工程Ａでは、技術的解決策１の上記ホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された部品は７４０℃〜７８０℃の範囲の温度に加熱され、該温度に維持される。上記加熱温度が７８０℃未満であると、ホットスタンピングの間の亜鉛めっき薄板の液化および酸化をより良く抑えることができる。
より好ましくは、工程Ｃでは、上記平均冷却速度は１℃／秒から１００℃／秒の間である。冷却速度が遅いほど冷却時間が長くなり、生産効率が不十分となるが、より高い冷却速度で上記ホットスタンピング方法を実施することは非常に困難である。
本発明の技術的解決策３は、上記技術的解決策１のホットスタンピングに使用される鋼または上記ホットスタンピングに使用される鋼を予備成形することによって作製された予備成形された構成要素をホットスタンピングすることによって得られる成形された構成要素に関する。
好ましくは、上記成形された構成要素は、体積基準で０．１％〜５％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、２％〜１５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含む。
上記本発明の技術的解決策３に従って得られる上記成形された構成要素は６％以上の伸びを有し、これは遅延亀裂および溶接亀裂の防止に関する要件を満たすことができる。
好ましくは、上記成形された構成要素は１４０℃〜２２０℃の範囲内の温度に加熱されて温度維持され、上記加熱および温度維持のための時間は１秒間〜１０００００秒間である。
好ましくは、上記成形された構成要素は車両構成要素として使用され、上記加熱および温度維持は、上記車両生産手順の塗料焼付けの間に５分間〜３０分間にわたって行われる。
したがって、追加の熱処理過程を伴わずに、上記車両組立て手順の上記焼付け工程および被覆工程で炭素分配を実現することができ、上記被覆され焼付けられた材料は、衝突性能の要件を満たすように伸びおよび靭性の点で改善される。
好ましくは、上記成形された構成要素は、上記加熱および温度維持の処理後に、体積基準で以下の組織、すなわち、０．１％〜２％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、５％〜２５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含む。
上記成形された構成要素は、上記加熱および温度維持の処理後に１１００ＭＰａ以上の降伏強さ、１４００ＭＰａ以上の引張強さ、および１０％以上の伸びを有し、それらは衝突性能要件を満たすことができる。
本発明は、鋼の上記成分を設定することにより、初期マルテンサイト中の上記Ｃ含量を低減し、焼入れされたマルテンサイトの脆性を低減または回避し、それにより、ホットスタンピング状態での上記構成要素の安定した性能及びおよび６％以上の伸びが確実となり、遅延亀裂が妨げられ、溶接組立てのための上記要件が満たされ、さらに、ホットスタンピング状態下の上記材料は、焼付け過程および塗装過程の後に、マルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素分配と、一部のマルテンサイトのオーステナイトへの逆変態とが発生することから、最終的に５％を超える残留オーステナイト、安定した性能、１１００ＭＰａ以上の降伏強さ、１４００ＭＰａ以上の引張強さ、および１０％以上の伸びを有する成形された構成要素が得られる。
本発明の熱処理法の一例を示す。
上記本発明の技術的解決策を実施形態を参照して説明する。
本発明のホットスタンピングに使用される鋼は、重量パーセントで以下の成分：０．１％〜０．１９％のＣ、５．０９％〜９．５％のＭｎ、０．１１％〜０．４％のＶ、および０％〜２％のＳｉ＋Ａｌを含む。上記ホットスタンピングに使用される鋼はまた、以下の成分：０％〜５％のＣｒ、０％〜０．２％のＴｉ、０％〜０．２％のＮｂ、０％〜０．２％のＺｒ、０％〜０．００５％のＢ、０％〜４％のＮｉ、０％〜２％のＣｕ、０％〜２％のＭｏおよび０％〜２％のＷの少なくとも一つを含み得る。上記含量も重量パーセントにより計算される。上記ホットスタンピングに使用される鋼の成分比は、ホットスタンピング後の上記ホットスタンピングに使用される鋼のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）の実測値が１５０℃〜２８０℃であるようにする。
上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼の上記化学的成分は、上記の理由のために以下の通りに列記される。
Ｃ：０．１％〜０．１９％
炭素は、侵入型固溶体によって鋼の上記強度を大きく高めることができる最も安価な強化元素である。そして上記炭素含量が増加すると、完全オーステナイト化温度（Ａｃ３）が大幅に低下するため、加熱温度は低下し、エネルギーが節約される。炭素は上記マルテンサイト変態開始温度を大幅に下げ得るが、上記マルテンサイト変態開始温度が２８０℃以下である場合の合金設計の要件と、上記鋼の微細構造についての要件とを満たさねばならず、炭素は最も重要な侵入型固溶体強化元素であり、したがって、炭素含量の下限は０．１％である。しかしながら、過度に高い炭素含量は、鋼の上記機械的性能に大きく影響し、強度の大幅な増加を引き起こし、上記鋼の靭性を低下させるため、炭素の上限は０．１９％であり、上記値よりも高い上記炭素含量は、ホットスタンピング状態下に鋼の脆性亀裂を引き起こすことがある。より好ましくは、上記Ｃ含量は０．１２％〜０．１７％の範囲である。
Ｍｎ：５．０９％〜９．５％
Ｍｎは本発明における重要な元素である。Ｍｎは良好な脱酸剤および脱硫剤である。Ｍｎは上記オーステナイト領域を拡大し、上記Ａｃ３温度を下げることができるオーステナイト安定化元素である。Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの上記変態の抑制および鋼の硬化性の改善に良好な効果を有する。上記熱処理の間の上記加熱温度を下げるために、Ｍｎの下限を５．０９％に設定することで、上記マルテンサイト変態開始温度は確実に２８０℃以下となり、一方で、上記材料の上記完全オーステナイト化温度（Ａｃ３）は７８０℃以下であることが保証されることで、ホットスタンピングによる上記亜鉛めっき薄板の成形が容易になる。Ｍｎの添加量が多すぎると、焼入れ後の上記材料は脆いξマルテンサイトの形成をもたらす場合があるため、Ｍｎの上限は９．５％である。より好ましくは、上記Ｍｎ含量は５．０９％〜８％の範囲である。
Ｖ：０．１１％〜０．４％
バナジウムは強力な炭化物として析出する。バナジウム炭化物の析出により、結晶粒微細化および強度向上の効果が達成され得る。バナジウム炭化物は、オーステナイト化段階および上記ホットスタンピング段階の間にバナジウムから析出し、それは一方で当初のオーステナイト粒子を微細化し、他方で上記マトリックス中の上記炭素含量を減らし、それによりホットスタンピング後のマルテンサイト中の上記炭素含量は低い水準に保たれる。本発明は、バナジウム元素を添加し、バナジウム炭化物を析出させることにより、ホットスタンピング後のマルテンサイト中の上記炭素含量を制御し、こうして上記ホットスタンプされた材料の上記伸びおよび上記伸び安定性が保証される。０．１１％未満のＶは、明らかな効果を達成することができず、上記本発明の材料設計の要件を満たすことができない。しかしながら、バナジウム元素を多量に添加することにより、ＶＣのサイズは増大し、鋼のコストが上昇する。ホットスタンピング後の初期鋼の安定的な伸びを保つために、上記Ｖ含量は０．４％以下であるものとする。
Ｓｉ＋Ａｌ：０％〜２％
ＳｉおよびＡｌは両者とも炭化物の上記形成を抑えることができる。室温まで焼入れした後に上記鋼をＡｃ１温度未満の温度範囲で維持すると、ＳｉおよびＡｌは両者ともマルテンサイト中の炭化物の析出を抑え、炭素を残留オーステナイトに分配することで、オーステナイトの上記安定性が向上し、鋼の強度と伸びとの積が向上する。工業生産ではＡｌが多すぎると連続鋳造においてノズルを塞ぎ得ることから、連続鋳造の困難さが増し、Ａｌは上記材料の上記マルテンサイト変態開始温度および完全オーステナイト化温度を高めることがあり、それは上記本発明の鋼の組織の温度制御の要件を満たさない。Ｓｉ含量が高いと、鋼内により多くの不純物がもたらされる。本発明は１４０℃〜２２０℃の範囲の低い温度での炭素分配を採用する。低い温度範囲では、セメンタイトの形成は抑制され、遷移炭化物の一部しか形成され得ないが、上記炭化物の一部は上記材料の上記靭性に大きな影響を与えない。ＳｉおよびＡｌを多量に添加すると、遷移炭化物の生成は抑制され得ないため、本発明はＳｉ＋Ａｌの添加に依存しない。本発明におけるＳｉ＋Ａｌの上記含量は２％以下である。
Ｃｒ：０％〜５％
Ｃｒはまた、材料の硬化性を改善し、上記マルテンサイト変態開始温度を下げることができる元素である。したがって、鋼中のＭｎおよびＣｒの上記パーセンテージは、上記マルテンサイト変態開始温度および鋼中の上記炭素含量についての合金設計の要件に従って決定される。ＭｎおよびＣｒは単独または両方のいずれかで添加される。好ましくは、Ｃｒはコストが高いため添加されない。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ：０％〜０．２％
Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、鋼の結晶粒を微細化し、鋼の上記強度を高め、上記鋼に良好な熱処理特性を与える。Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの濃度が過度に低いと機能しないが、それらが０．２％を超えると不必要なコストが増加することとなる。上記本発明の鋼はＣおよびＭｎの合理的な設計のため、１６００ＭＰａを超える強度および良好な伸びを得ることができるため、好ましくは、コスト削減のために余分なＴｉ、ＮｂおよびＺｒを添加する必要はない。
Ｂ：０％〜０．００５％
オーステナイト粒界でのＢの偏析は、フェライトの核生成を防ぎ、それは鋼の硬化性を大幅に改善し、上記熱処理後の鋼の上記強度を大幅に改善することができる。０．００５％を超えるＢ含量は明らかな改善をもたらすことができない。本発明の鋼における高いＭｎ含量の上記設計は高い硬化性を有するので、好ましくは、コスト削減のために余分なＢを添加する必要はない。
Ｎｉ：０％〜４％；Ｃｕ：０％〜２％
Ｎｉは鋼の強度を高め、鋼の良好な塑性および靭性を維持することができる。Ｎｉの濃度が４．０％を超えるとコストが増加する。Ｃｕは強度および靭性、特に大気腐食抵抗を高めることができる。Ｃｕ含有量が２％を超えると加工性が低下することがあり、熱間圧延の間に液相が形成される結果、亀裂が発生することがある。高いＣｕ含量は不必要なコストの増加を引き起こす場合もある。上記本発明の鋼はＣおよびＭｎの合理的な設計のため、１６００ＭＰａを超える強度および良好な伸びを得ることができるので、好ましくは、コスト削減のために余分なＮｉおよびＣｕを添加する必要はない。
ＭｏおよびＷ：０％〜２％
ＭｏおよびＷは鋼の上記硬化性を改善し、鋼の上記強度を効果的に高めることができる。さらに、高温成形法の間に上記鋼が上記ダイとのその不安定な接触のために十分に冷却されない場合でも、該鋼は、ＭｏおよびＷによりもたらされる硬化性の増加のため、依然として適切な強度を有し得る。ＭｏおよびＷが２％を超える場合に、追加の効果は達成され得ず、その代わりにコストが上昇する。本発明の鋼における高いＭｎ含量の上記設計は、高い硬化性を有するので、好ましくは、コスト削減のために余分なＭｏおよびＷを添加する必要はない。
Ｐ、ＳおよびＮ等の不可避の不純物
一般に、Ｐは鋼中の有害な元素であり、鋼の冷間脆性を増加させ、溶接性を悪化させ、塑性を低下させ、冷間曲げ特性を低下させ得る。一般的に言うと、Ｓも有害な元素であり、鋼の高温脆性を引き起こし、鋼の上記伸びおよび溶接性を低下させ得る。Ｎは鋼中での不可避の元素である。Ｎは機能の点で炭素に類似しており、焼付け硬化において有益である。
上記本発明のホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された構成要素は、ホットスタンプされる。
一実施形態では、上記ホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された構成要素を、７００℃〜８９０℃の範囲の温度に加熱し、該温度を０．１秒間〜１００００秒間維持する（工程Ａ）。上記実験で使用される方法では、上記加熱温度は７５０℃〜８４０℃の範囲であり、上記温度を５分間維持する。図１に示されるように、上記加熱温度は７８０℃であってよく、上記温度を５分間維持する。次いで、上記ホットスタンピングに使用される鋼またはその予備成形された構成要素をホットスタンピング用ダイへと移送し（工程Ｂ）、上記成形された構成要素を空気または他の手段によって０．１℃／秒〜１０００℃／秒の平均冷却速度で１００℃未満の温度に冷却する（工程Ｃ）。或る期間の後に、上記処理された構成要素を、炭素分配処理のために１４０℃〜２２０℃の温度範囲内で加熱し、該温度を１秒間〜１０００００秒間維持した後に室温に冷却した。冷却媒体には、限定されるものではないが、空気、水、油およびダイ表面が含まれ得る。上記実験で使用される方法では、１５０℃〜２１０℃の温度内で５分間〜３０分間にわたり上記加熱および温度維持を行う。図１に示されるように、上記車両生産手順の塗料焼付けの間に上記加熱および温度維持を行うことができる。
表１は、一実施形態で使用される鋼の成分を示す。上記鋼は以下の方法によって薄板にすることができる、すなわち、鋳造ブランクを１２００℃の温度で３時間維持して、次に薄板ブランクへと鍛造し、該薄板ブランクを１２００℃の温度で１０時間維持してから均質化処理を行い、その表面の脱炭層を取り除くために研削し、その後に１２００℃に加熱し、該温度を１時間維持してから、８００℃〜１２００℃の範囲の温度で熱間圧延して、熱間圧延された薄板を形成する。熱間圧延して酸洗された薄板をフード型焼鈍を模擬するために６００℃の温度で１０時間維持して、冷間圧延のために上記熱間圧延された薄板の上記強度を低下させ、該熱間圧延して酸洗されて焼鈍された薄板を、例えば１．５ｍｍの厚さになるまで冷間圧延して、工業的な冷間圧延した薄板の連続的焼鈍または被覆薄板の生産方法を模擬するために該冷間圧延した薄板を焼鈍して、ホットスタンピングに使用される鋼板を得る。
上記表において、ＢＴシリーズは上記本発明の鋼であり、ＣＴシリーズは比較用の鋼であり、該ＣＴシリーズの鋼の上記成分は本発明の範囲を逸脱している。
表２は採用された上記方法を示し、表３は表１の上記鋼を表２に示される上記方法によって処理することによって得られる上記成形された構成要素の上記特性を示す。
Figure 2021501833
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上記加熱および温度維持処理（焼付け処理）が行われていない上記成形された構成要素は、体積基準で以下の組織、すなわち、０．１％〜５％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、２％〜１５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含む。表３の１−１、１−２、１−３、１−４、１−５、２−１、２−２、２−３、２−４、３−１および４−１から分かるように、これらの成形された構成要素の全ては、６％を超える伸びを有する。
上記加熱および温度維持が行われた上記成形された構成要素は、体積基準で以下の組織、すなわち、０．１％〜２％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、５％〜２５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含む。表３の１−１−２００、１−２−２００、１−５−１７０、２−４−１８０、３−１−２００および４−１−２００から分かるように、これらの成形された構成要素の全ては、１１００ＭＰａを超える降伏強さ、１４００ＭＰａを超える引張強さ、および１０％を超える伸びを有する。
それに対して、熱処理方法に関係なく、上記比較例の上記鋼ＣＴ１、ＣＴ２、ＣＴ３は全て上記本発明の鋼の四つの特性、すなわち、ホットスタンピング状態下（炭素分配の前）での６％以上の伸び、１１００ＭＰａ以上の降伏強さ、１４００ＭＰａ以上の引張強さ、および炭素分配（例えば、塗料焼付け）後の１０％以上の伸び、を満たすことができない。特に、ＣＴ１−１、ＣＴ１−２、ＣＴ２−１、ＣＴ２−２、ＣＴ３−１、ＣＴ３−２から分かるように、上記比較例の上記鋼ＣＴ１、ＣＴ２およびＣＴ３は、炭素分配前に脆性亀裂を被る可能性が非常に高いが、一方で、上記本発明の鋼は、炭素分配の前に６％以上の伸びを有し、それは脆性亀裂を回避するのに有益であり、溶接組立てのための上記要件を満たすことができる。
上記本発明の成形された構成要素は、限定されるものではないが、Ｂピラー補強材、バンパー、車両ドア衝突防止ビームおよびホイールスポークを含む陸上車両用の高強度構成要素として使用することができる。
上記の実施形態および実験データは、本発明を例示的に説明することを目的している。当業者であれば、本発明がこれらの実施形態に限定されず、本発明の保護範囲から逸脱することなく変更を加えることができることを理解するであろう。

Claims (16)

  1. ホットスタンピングに使用される鋼であって、重量パーセントで以下の成分、すなわち、０．１％〜０．１９％のＣ、５．０９％〜９．５％のＭｎ、０．１１％〜０．４％のＶおよび０％〜２％のＳｉ＋Ａｌ、を含み、ＣおよびＶの組合せが、以下の二つの要件、すなわち、１）０．１％〜０．１７％のＣおよび０．１１％〜０．４％のＶ、ならびに２）０．１７１％〜０．１９％のＣおよび０．２０９％〜０．４％のＶ、の一方を満たすことを特徴とする、ホットスタンピングに使用される鋼。
  2. 前記ホットスタンピングに使用される鋼はまた、以下の成分、すなわち、０％〜５％のＣｒ、０％〜０．２％のＴｉ、０％〜０．２％のＮｂ、０％〜０．２％のＺｒ、０％〜０．００５％のＢ、０％〜４％のＮｉ、０％〜２％のＣｕ、０％〜２％のＭｏおよび０％〜２％のＷの少なくとも一つを含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピングに使用される鋼。
  3. Ｃ含量は、０．１２％〜０．１７％の範囲であり、Ｍｎ含量は、５．０９％〜８％の範囲であることを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンピングに使用される鋼。
  4. 前記ホットスタンピングに使用される鋼は、その表面上にＡｌ−Ｓｉ被覆、亜鉛めっき被覆および高温酸化被覆を含む群から選択される被覆を備えていることを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンピングに使用される鋼。
  5. 前記ホットスタンピングに使用される鋼の成分比は、以下の要件、すなわち、ホットスタンピング後の前記ホットスタンピングに使用される鋼のマルテンサイト変態開始温度の実測値が１５０℃〜２８０℃であることを満たすことを特徴とする、請求項１または２に記載のホットスタンピングに使用される鋼。
  6. ホットスタンピング方法であって、
    工程Ａ：請求項１〜５のいずれか一項に記載の前記ホットスタンピングに使用される鋼または前記ホットスタンピングに使用される鋼を予備成形することにより得られる予備成形された構成要素を７００℃〜８９０℃の範囲の温度に加熱し、該温度を０．１秒間〜１００００秒間維持する工程と、
    工程Ｂ：前記工程Ａで処理された前記ホットスタンピングに使用される鋼または前記予備成形された構成要素をスタンピング用ダイに移送して、成形された構成要素を得る工程と、
    工程Ｃ：前記成形された構成要素を０．１℃／秒〜１０００℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程と、
    を含むことを特徴とする、ホットスタンピング方法。
  7. 前記工程Ａにおいて、加熱温度の範囲は、７４０℃〜８５０℃であることを特徴とする、請求項６に記載のホットスタンピング方法。
  8. 前記工程Ａにおいて、加熱温度の範囲は、７４０℃〜７８０℃であることを特徴とする、請求項７に記載のホットスタンピング方法。
  9. 工程Ｃにおいて、平均冷却速度は、１℃／秒から１００℃／秒の間であることを特徴とする、請求項７に記載のホットスタンピング方法。
  10. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の前記ホットスタンピングに使用される鋼または前記ホットスタンピングに使用される鋼を予備成形することにより作製される予備成形された構成要素をホットスタンプすることによって得られることを特徴とする、成形された構成要素。
  11. 前記成形された構成要素は、体積基準で以下の組織、すなわち、０．１％〜５％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、２％〜１５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項１０に記載の成形された構成要素。
  12. 前記成形された構成要素は、６％以上の伸びを有することを特徴とする、請求項１０に記載の成形された構成要素。
  13. 前記成形された構成要素は１４０℃〜２２０℃の範囲内の温度に加熱されて該温度に温度維持され、前記温度維持のための時間は１秒間〜１０００００秒間続くことを特徴とする、請求項１０〜１２のいずれか一項に記載の成形された構成要素。
  14. 前記成形された構成要素は、車両構成要素として使用され、前記温度維持は、車両生産手順の塗料焼付けの間に５分間〜３０分間にわたって行われることを特徴とする、請求項１３に記載の成形された構成要素。
  15. 前記成形された構成要素は、体積基準で以下の組織、すなわち、０．１％〜２％のバナジウム炭化物または複合炭窒化物、５％〜２５％の残留オーステナイト、０％〜１０％のフェライト、残部のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項１３に記載の成形された構成要素。
  16. 前記成形された構成要素は、１１００ＭＰａ以上の降伏強さ、１４００ＭＰａ以上の引張強さ、および１０％以上の伸びを有することを特徴とする、請求項１３に記載の成形された構成要素。
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