JP2022535352A - ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法 - Google Patents

ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2022535352A
JP2022535352A JP2021570370A JP2021570370A JP2022535352A JP 2022535352 A JP2022535352 A JP 2022535352A JP 2021570370 A JP2021570370 A JP 2021570370A JP 2021570370 A JP2021570370 A JP 2021570370A JP 2022535352 A JP2022535352 A JP 2022535352A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel
temperature
blank
parts
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2021570370A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2020239891A5 (ja
Inventor
ラダカンタ、ラナ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tata Steel Ijmuiden BV
Original Assignee
Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tata Steel Ijmuiden BV filed Critical Tata Steel Ijmuiden BV
Publication of JP2022535352A publication Critical patent/JP2022535352A/ja
Publication of JPWO2020239891A5 publication Critical patent/JPWO2020239891A5/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D37/00—Tools as parts of machines covered by this subclass
    • B21D37/16—Heating or cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本発明は、重量％で、以下の組成：Ｃ：０．２０未満、Ｍｎ：０．６５～３．０、Ｗ：０．１０～０．６０、場合により、Ｓｉ：０．１０未満、Ｍｏ：０．１０以下、Ａｌ：０．１０以下、Ｃｒ：０．１０以下、Ｃｕ：０．１０以下、Ｎ：０．０１０以下、Ｐ：０．０３０以下、Ｓ：０．０２５以下、Ｏ：０．０１以下、Ｔｉ：０．０２以下、Ｖ：０．１５以下、Ｎｂ：０．０１以下、Ｂ：０．０００５以下から選択される１種又は２種以上の元素、鉄及び不可避的不純物：残部を有する、ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。

Description

本発明は、ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク；ホットスタンプされた部品；及びホットスタンプされた部品を製造する方法に関する。
燃料消費を削減するために自動車部品の軽量化を可能にし、同時に、乗客の安全性を向上させる鋼合金の需要が増加している。
機械的特性の改善、例えば、引張強度、衝突エネルギー吸収性（crash energy absorption）、加工性、延性及び靭性の改善という観点から自動車産業の要求を満たすために、これらの要求を満たす鋼部材を製造するためのコールドスタンプ及びホットスタンププロセスが開発されてきた。
コールドスタンププロセスにおいて、鋼は、室温付近で製品に成形される。このようにして製造された鋼製品は、例えば、フェライト－マルテンサイトミクロ組織を有する二相（ＤＰ）鋼である。これらのＤＰ鋼は、高い最大引張強度（ultimate tensile strength）を示すが、それらの曲げ性及び降伏強度は低く、これは、使用中の圧壊特性（crash performance）が低下するために望ましくない。
ホットスタンププロセスにおいて、鋼は、再結晶化温度を超えて加熱され、通常はマルテンサイト変態により、所望の材料特性を得るために急冷される。ホットスタンプ技術及びそのための使用に適した鋼組成の基礎は、英国特許第１４９０５３５号に以前から記載されていた。
通常、ホットスタンプに使用される鋼は、２２ＭｎＢ５鋼である。このボロン鋼は、通常８７０～９４０℃でオーステナイト化するために炉で再加熱され、炉からホットスタンピングプレスに搬送され、所望の部品形状にスタンプされ得、同時に部品が冷却される。このようにして製造されたボロン鋼部品の利点は、プレス－急冷によってもたらされるそれらの完全なマルテンサイトミクロ組織により、耐侵入性の耐衝撃性（anti-intrusive crashworthiness）に関連する高い最大引張強度を示すことである。しかし、同時に、それらは低い曲げ性及び延性を示し、それにより、靭性及び曲げ破壊耐性（bending fracture resistance）が制限され、その結果、衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性（impact energy absorptive crashworthiness）が低くなる。
破壊靭性の測定は、鋼の衝突エネルギー吸収性を示す便利な手段である。破壊靭性パラメータが高い場合、一般に、良好な圧壊挙動（crash behavior）が得られる。
上記のことを考慮すると、優れた最大引張強度と同時に、優れた延性、降伏強度及び曲げ性、ひいては、優れた衝突エネルギー吸収性を示す鋼部品が必要であることは明らかである。
したがって、本発明の目的は、部品にホットスタンプ可能な鋼ストリップ、シート又はブランクであって、従来のコールドスタンプ及びホットスタンプされた鋼と比較した場合に、該部品が、優れた最大引張強度、降伏強度、曲げ性及び延性の組み合わせを有し、それにより、優れた衝突エネルギー吸収性を実現する、鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することである。
本発明の別の目的は、該鋼ストリップ、シート又はブランクから製造されるホットスタンプされた部品と、車両の構造部品としての該ホットスタンプされた部品の使用とを提供することである。
本発明のさらに別の目的は、鋼ブランクを部品にホットスタンプする方法を提供することである。
マンガンに加えて比較的大量のタングステンを含む低合金鋼を使用すると、これらの目的が達成可能であることが今回見出された。したがって、本発明は、重量％で、以下の組成：
Ｃ：０．２０未満
Ｍｎ：０．６５～３．０
Ｗ：０．１０～０．６０
場合により、
Ｓｉ：０．１０未満
Ｍｏ：０．１０以下
Ａｌ：０．１０以下
Ｃｒ：０．１０以下
Ｃｕ：０．１０以下
Ｎ：０．０１０以下
Ｐ：０．０３０以下
Ｓ：０．０２５以下
Ｏ：０．０１以下
Ｔｉ：０．０２以下
Ｖ：０．１５以下
Ｎｂ：０．０１以下
Ｂ：０．０００５以下
から選択される１種又は２種以上の元素
鉄及び不可避的不純物：残部
を有する、ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランクに関する。
図１は、本発明による方法の実施形態の概略図である。 図２は、軸圧壊試験のためのドロップタワーの断面を示す図である。
本発明による鋼ストリップ、シート又はブランクから製造されたホットスタンプされた部品は、従来のホットスタンプされたボロン鋼と比較した場合に、引張強度、延性及び曲げ性の組み合わせ、ひいては衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性の改善を示した。
これらの鋼から製造されることを念頭においた自動車部品は、フロント及びバックの長手方向のバー、並びにＢピラーである。フロントの長手方向のバーには、現在、コールドスタンプされた二相鋼（例えば、ＤＰ８００）が使用され、Ｂピラーには、ホットスタンプされた２２ＭｎＢ５鋼が使用されている。ＤＰ８００鋼は、より低いエネルギー吸収性を示し、高強度鋼（最大引張強度が８００ＭＰａより高い）を使用することで、ダウンゲージ（downgauging）による重量の削減と、より高い衝突エネルギー吸収性による乗客の安全性の向上とが可能になるであろう。一方、Ｂピラーに関して現在使用されているソリューションの１つは、２種類の鋼、すなわち、上部に超高強度（約１５００ＭＰａ）鋼２２ＭｎＢ５及び下部に低強度（約５００ＭＰａ）鋼を使用することである。２つの鋼ブランクは、ホットスタンプの前にレーザー溶接によって接合され、複合ブランクは、Ｂピラーへとスタンプされる。このソリューションを使用することにより、衝突時に上部が侵入に抵抗し、下部がより高い曲げ性及び延性の組合せによりエネルギーを吸収する。本発明は、より優れた性能及び軽量化の可能性を提供する。すなわち、本発明の高強度鋼は、より高いエネルギー吸収性能によって、下部の低強度鋼に置き換わることができる。
好ましくは、上記のようにホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランクは、重量％で、以下の組成：
Ｃ：０．０５～０．１８、好ましくは０．０７～０．１６、及び／又は
Ｍｎ：１．００～２．５０、好ましくは１．２０～２．２０、及び／又は
Ｗ：０．１０～０．５０、好ましくは０．１３～０．３０、及び／又は
Ｓｉ：０．００９以下、好ましくは０．００５以下、及び／又は
Ａｌ：０．０５以下、好ましくは０．０４以下、
Ｎ：０．００１～０．００８、好ましくは０．００２～０．００
を有する。
炭素は、良好な機械的特性を確保するために鋼に添加される。Ｃは、０．２０重量％未満の量で添加され、それにより、高強度を達成し、鋼の焼入れ性を高める。過度の炭素が添加されると、鋼シートの靭性及び溶接性が、低下する場合がある。そのため、本発明に従って使用されるＣ量は、０．２０重量％未満、好ましくは０．０５～０．１８重量％、より好ましくは０．０７～０．１６重量％である。いくつかの用途に関して、Ｃの量が０．０７～０．１６重量％であることが有利である。これは、より高い延性パラメータ、例えば、曲げ性及び／又は伸びに関して有利であり得る。
マンガンは、焼入れ性を高め、固溶強化を施すために使用される。Ｍｎ含有量は、０．６５重量％以上であり、それにより、適切な置換型固溶強化及び適切な焼入れ硬化性（quench hardenability）を実現し、さらに、鋳造中のＭｎの偏析（segregation）を最小限に抑え、その上、自動車用の抵抗スポット溶接技術にとって十分に低い炭素当量を維持する。さらに、Ｍｎは、Ａｃ３温度を低下させるのに有用な元素である。より高いＭｎ含有量は、ホットスタンプに必要な温度を低下させるのに有利である。Ｍｎ含有量が３．０重量％を超えると、鋼シートの溶接性並びに熱間及び冷間圧延特性が低下し、これが鋼の加工性に影響を及ぼす場合がある。本発明に従って使用されるＭｎ量は、０．６５～３．０重量％、好ましくは１．００～２．５０重量％、より好ましくは１．２０～２．２０重量％である。鋼の適切な焼入れ性を確保するために、より低いＭｎ含有量をより高いＷ及びＣの組み合わせで使用する必要があり、その逆も同様である。
タングステンは、鋼の高温での拡散律速の変態を遅らせるのに非常に効果的である。フェライト及びパーライトの変態のインキュベーション時間を長くすることにより、フェライト及びパーライトの形成を先延ばしにする。言い換えると、Ｗは鋼の焼入れ性を高める。焼入れ性向上のこの効果のために、Ｗが鉄の固溶体中に存在することが重要である。これは、ＡＣ３温度を十分に超えて適切な時間で鋼をオーステナイト化することによって保証される。この点で、ミクロ組織中のフェライト及び／又はパーライトの存在は、本発明による目的のミクロ組織の機械的特性に有害であることが見出されている。本発明で使用されるＷの量は、０．１０重量％超０．６０重量％以下であり、好ましくは０．１０～０．５０重量％であり、より好ましくは０．１３～０．５０重量％であり、より一層好ましくは０．１３～０．３０重量％である。Ｗの量は、得られる利点と比較して合金化コストが過度に増加するために、過度に多くてはならず、上で説明したような冶金学的効果を付与するのに効果がなくなるために、過度に少なくてはならない。
Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＶの量は、存在する場合はすべて少なくする必要がある。
ケイ素は添加されず、本発明において所望の冶金学的効果を発揮するために必要とされない。本発明で使用されるＳｉ量は、０．１０重量％未満、好ましくは０．００９重量％未満、好ましくは０．００５重量％以下である。
クロムは、鋼の焼入れ性を改善し、プレス焼入れ中のフェライト及び／又はパーライトの形成を回避するのを容易にし得る。本発明で使用されるＣｒの量は、０．１０重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．００９重量％以下である。後者は、Ｃｒの量が多いと、Ｃｒ含有炭化物の形成を引き起こし、機械的特性を劣化させる場合があるためである。
モリブデンは、鋼の焼入れ性を改善し、ベイナイトの形成を促進するために添加される。本発明に従って使用されるＭｏの量は、０．１０重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．００９重量％以下である。より多い量のＭｏは合金化コストを著しく増加させるため、より少ない量が好ましい。
アルミニウムは、鋼を脱酸素するために添加される。Ａｌ量は、０．１０重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．０４重量％以下である。さらにアルミニウムを添加すると、プレス焼入れ中にフェライトが形成され、機械的特性が低下する場合がある。
銅は、焼入れ性を改善し、鋼の強度を高めるために添加される。存在する場合、Ｃｕは、本発明に従って、０．１０重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．０４重量％以下、より一層好ましくは０．００９重量％以下の量で使用される。後者は、Ｃｕが存在すると、高温処理中に高温脆性を引き起こす場合があるためである。
リンは、鋼の変態区間温度範囲（intercritical temperature range）を広げることが知られている。Ｐはまた、所望の残留オーステナイトを維持するために有用な元素である。しかしながら、Ｐは、鋼の加工性を低下させる場合がある。本発明によれば、Ｐは、０．０３０重量％以下、好ましくは０．０１５重量％以下の量で存在する必要がある。
硫黄は、有害な非金属介在物を減らすために、最小限である必要がある。Ｓは、硫化物系の介在物、例えば、ＭｎＳを形成し、これが、亀裂を生じさせ、加工性を低下させる。したがって、Ｓ量を可能な限り少なくすることが望ましい。本発明によれば、Ｓの量は、０．０２５重量％以下、好ましくは０．０１０重量％以下の量である。
チタンは、存在する場合、溶鋼を冷却する間にＴｉＮ析出物を形成して、高温でＮを除去する。ＴｉＮの形成によって、低温におけるＢ３Ｎ４の形成は阻害され、その結果、Ｂは、存在する場合、より効果的になる。化学量論的には、Ｂが添加される場合に、ＴｉのＮに対する添加の比率（Ｔｉ／Ｎ）は、３．４２より大きい必要がある。本発明によれば、チタンの量は、０．０２重量％以下である。
ニオブは、強化析出物を形成し、ミクロ組織を微細化する効果を有し得る。Ｎｂは、結晶粒微細化及び析出硬化により強度を高める。結晶粒微細化により、特に、高度に局在化したひずみが導入されている場合、より均質なミクロ組織を生じ、ホットスタンプ挙動を改善する。微細且つ均質なミクロ組織により、曲げ挙動も改善される。本発明において使用されるＮｂの量は、０．０１重量％以下である。
バナジウムは、Ｖ（Ｃ、Ｎ）析出物を形成させて、鋼製品を強化するために、添加される場合がある。バナジウムの量は、存在する場合、０．１５重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．００９重量％以下である。コスト上の理由及びＶが微量の合金化元素と一緒になって複合炭化物の形成を引き起こし得るという理由で、より少ない量が好ましい。複合炭化物の形成は、製品の延性特性がを低下させる場合がある。
ホウ素は、鋼シートの焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定的に確保する効果をさらに高めるための元素である。本発明によれば、Ｂは０．０００５重量％以下で存在する。
窒素は、Ｃと同様の効果を有する。Ｎはチタンと適切に結合してＴｉＮ析出物を形成する。本発明によるＮの量は、０．０１０重量％以下である。好ましくは、Ｎの量は、０．００１～０．００８重量％である。好適には、Ｎは、０．００２～０．００５重量％の量で存在する。
酸素：酸素は、様々な特性、例えば、引張強度、延性、靭性及び／又は溶接性を低下させるため、鋼製品は、脱酸素される必要がある。したがって、酸素の存在は回避される必要がある。本発明によれば、Ｏの量は、０．０１重量％以下、好ましくは０．００５重量％以下である。
カルシウムは、０．０５重量％以下、好ましくは０．０１重量％以下の量で存在してもよい。Ｃａは、硫黄含有介在物を球状化し、細長い介在物（elongated inclusions）の量を最小限に抑えるために、添加される。しかしながら、ＣａＳ介在物の存在は、依然としてマトリックスの不均一性につながる。したがって、Ｓの量を少なくすることが最善である。
好ましくは、鋼ストリップ、シート又はブランクに、亜鉛系コーティング、アルミニウム系コーティング又は有機系コーティングが設けられている。このようなコーティングは、ホットスタンププロセス中の酸化及び／又は脱炭を低減し、使用中の腐食保護を提供する。
亜鉛系コーティングは、０．２～５．０重量％のＡｌと、０．２～５．０重量％のＭｇと、場合により０．３重量％以下の１種又は２種以上の追加の元素とを含み、残部が亜鉛及び不可避的不純物であるコーティングであることが好ましい。追加の元素は、Ｐｂ又はＳｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＢｉを含む群から選択可能である。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ及びＳｂは、通常、スパングルを形成するために添加される。
好ましくは、亜鉛合金中の追加の元素の総量は、０．３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、コーティングの特性も浴の特性も有意な程度には変化させない。
亜鉛合金コーティング中に１種又は２種以上の追加の元素が存在する場合、それぞれが０．０３重量％以下の量、好ましくは０．０１重量％以下の量で存在することが好ましい。追加の元素は、通常、溶融亜鉛めっきのための、溶融亜鉛合金を含む浴中でドロスが形成されるのを防止するため、或いは、コーティング層中にスパングルを形成させるためにのみ添加される。
本発明に従って鋼ストリップ、シート又はブランクから製造されたホットスタンプされた部品は、ミクロ組織を有し、そのミクロ組織は、５０％以下のベイナイトを含み、残部がマルテンサイトである。好ましくは、ミクロ組織は、４０容量％以下のベイナイトを含み、残部がマルテンサイトである。より好ましくは、ミクロ組織は、３０容量％以下のベイナイトを含み、残部がマルテンサイトである。ベイナイトの存在は、プレス焼入れ中にさらされる遅い冷却速度にのみ適用される。プレス焼入れ中、ブランクの一般的な冷却速度は、約３０℃／ｓを超える。６０℃／ｓの冷却速度を超えると、完全なマルテンサイトミクロ組織が形成される。このような状況において、マルテンサイトは、高強度を提供するが、より柔軟なベイナイトは、延性を改善する。マルテンサイト及びベイナイトのわずかな強度の違いは、弱い相界面を欠くことにより、高い曲げ性を維持するのに役立つ。
本発明によるホットスタンプされた部品は、優れた機械的特性を示す。部品の引張強度（ＴＳ）は、７４５ＭＰａ以上、好ましくは１０７０ＭＰａ以上、より好ましくは１３００ＭＰａ以上、且つ、１４００ＭＰａ以下である。
好適には、部品の全伸び（ＴＥ）は、５％以上、好ましくは５．５％以上、より好ましくは６％以上、最も好ましくは７％以上であり、且つ／或いは、部品の厚み１．０ｍｍでの曲げ角度（ＢＡ）は、７８°以上、好ましくは１００°以上、より好ましくは１１５°以上、より一層好ましくは１３０°以上、最も好ましくは１４０°以上である。
本発明による鋼製品が、優れた衝突エネルギー吸収性を示すことは明らかである。
本発明はまた、車両のホワイトボディの構造部品としての、上記のようにホットスタンプされた部品の使用に関する。このような部品は、本発明の鋼ストリップ、シート又はブランクで製造される。これらの部品は、高強度、高延性及び高曲げ性の組合せを有している。特に車両の構造部品としての部品に関して、本発明の鋼は、非常に魅力的であり、これは、従来のホットスタンプされたボロン鋼及びコールドスタンプされた多相鋼の使用と比較して、優れた衝突エネルギー吸収性、ひいては耐衝撃性に基づくダウンゲージ及び軽量化の機会を示すためである。
本発明はまた、本発明による部品を製造するための方法に関する。
したがって、本発明はまた、鋼ブランク又は予備成形された部品を、部品にホットスタンプする方法であって、
（ａ）請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼ブランク又は前記鋼ブランクから製造された予備成形された部品を、温度Ｔ１に加熱し、加熱された前記鋼ブランクを時間ｔ１の間、温度Ｔ１に保持する工程であって、温度Ｔ１が前記鋼のＡｃ３温度よりも高く、且つ、時間ｔ１が１０分以下である工程、
（ｂ）加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品を、ホットスタンプ器具に搬送時間ｔ２の間に搬送する工程であって、加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品の温度が、搬送時間ｔ２の間に、温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、且つ、搬送時間ｔ２が２０秒以下である工程、
（ｃ）加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品を部品にホットスタンプする工程、及び
（ｄ）前記ホットスタンプ器具内の前記部品を、３０℃／ｓ以上の冷却速度で、前記鋼のＭｆ温度より低い温度に冷却する工程
を含む、前記方法に関する。
本方法によれば、加熱された鋼ブランクを上記のように部品にスタンプすることにより、機械的特性が向上した複雑な形状の部品を得ることができることが見出された。特に、部品は、従来のホットスタンプされたボロン鋼及びコールドスタンプされた多相鋼の使用と比較して、優れた衝突エネルギー吸収性を示すため、耐衝撃性に基づいたダウンゲージ及び軽量化の機会を与える。
部品をＭｆ温度より低い温度に冷却した後、部品を、例えば、空気中で室温までさらに冷却するか、或いは、強制的に室温まで冷却することができる。
本発明による方法では、工程（ａ）において加熱される鋼ブランクが、後続の工程のための中間体として提供される。鋼ブランクを製造する材料となる鋼ストリップ又はシートは、標準的な鋳造プロセスによって取得可能である。好ましい実施形態において、鋼ストリップ又はシートは、冷間圧延される。鋼ストリップ又はシートは、鋼ブランクに適切に切断可能である。予備成形された鋼部品もまた使用され得る。予備成形された部品は、部分的又は全体的に所望の形状に、好ましくは周囲温度で成形され得る。
鋼ブランクは、工程（ａ）において時間ｔ１の間、温度Ｔ１に加熱される。好ましくは、工程（ａ）において、温度Ｔ１は、鋼のＡｃ３温度よりも４０～１００℃高く、且つ／或いは、温度Ｔ２は、Ａｒ３温度よりも高い。温度Ｔ１がＡｃ３温度より４０～１００℃高い場合、鋼は、時間ｔ１内に完全又はほぼ完全にオーステナイト化され、工程（ｂ）の間の冷却は、容易に可能である。ミクロ組織が、均質なオーステナイトミクロ組織である場合、成形性が向上する。
好ましくは、時間ｔ１は、１分以上７分以下である。時間ｔ１が長すぎると、オーステナイト粒が粗くなり、最終的な機械的特性が低下する場合がある。
工程（ａ）において使用される加熱装置は、例えば、電気又はガス駆動の炉、電気抵抗加熱装置、赤外線誘導加熱装置であってもよい。
工程（ｂ）において、加熱された鋼ブランク又は予備成形された部品は、搬送時間ｔ２の間にホットスタンプ器具に搬送される。加熱された鋼ブランク又は予備成形された部品の温度は、搬送時間ｔ２の間に温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、搬送時間ｔ２は２０秒以下である。時間ｔ２は、加熱された鋼ブランクが加熱装置からホットスタンプ器具（例えば、プレス）に搬送され、ホットスタンプ装置が閉じられるまでに必要な時間である。搬送の間、鋼ブランク又は予備成形された部品は、自然空冷及び／又はその他の任意の利用可能な冷却方法の作用により、温度Ｔ１から温度Ｔ２に冷却され得る。加熱された鋼ブランク又は予備成形された部品は、自動ロボットシステム又はその他の任意の搬送方法により、加熱装置からホットスタンプ器具に搬送され得る。ホットスタンプ及び焼入れの開始時に鋼のミクロ組織の変化を制御するために、時間ｔ２もまた、温度Ｔ１、時間ｔ１及び温度Ｔ２と組み合わせて選択することができる。好適には、時間ｔ２は、１２秒以下、好ましくは１０秒以下、より好ましくは８秒以下、最も好ましくは６秒以下である。工程（ｂ）において、鋼ブランク又は予備成形された部品を、温度Ｔ１から温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ２で冷却することができる。速度Ｖ２は、好ましくは１０～１５℃／ｓの範囲である。鋼ブランク又は予備成形された部品を予冷する（precool）必要がある場合、冷却速度をより速く、例えば、２０℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下、又はそれ以上にする必要がある。
工程（ｃ）において、加熱された鋼ブランク又は予備成形された部品は、所望の形状を有する部品に成形される。成形された部品は、好ましくは車両の構造部品である。
工程（ｄ）において、ホットスタンプ器具において成形された部品は、鋼のＭｆ温度より低い温度に、３０℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ３で冷却される。好ましくは、工程（ｄ）における冷却速度Ｖ３は、３０～１５０℃／ｓ、より好ましくは３０～１００℃／ｓである。
本発明は、ホットスタンプ操作中に所望のベイナイト相を鋼のミクロ組織に導入する改良された方法を提供する。本方法は、高強度、高延性及び高曲げ性の優れた組み合わせを示すホットスタンプ鋼部品の製造を可能にする。
本発明による方法の１又は２以上の工程は、鋼の酸化及び／又は脱炭を防止するために、水素、窒素、アルゴン又はその他の不活性ガスの制御された不活性雰囲気中で実施可能である。
図１は、本発明による方法の実施形態の概略図である。
図１において、横軸は時間ｔを表し、縦軸は温度Ｔを表す。時間ｔ及び温度Ｔは、図１に概略的に示されている。図１から値を導き出すことはできない。
図１において、鋼ブランク又は予備成形された部品を、特定の（再）加熱速度でＡｃ１を超えるオーステナイト化温度まで（再）加熱する。Ａｃ１温度を超えると、鋼ブランク又は予備成形された部品がＡｃ３温度よりも高い温度に達するまで、（再）加熱速度を低くする。次いで、鋼ストリップ、シート又はブランクを、この特定の温度に一定時間保持する。次いで、加熱された鋼ブランクを、炉からホットスタンプ器具に搬送し、その間に、空気による鋼ブランクの冷却が、ある程度起きる。次いで、鋼ブランク又は予備成形された部品を、部品に熱間成形し、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却（又は急冷）する。鋼のＭｆ温度より低い温度に達した後、ホットスタンプ器具を開き、成形された物品を室温まで冷却する。
本特許出願全体で使用される様々な温度について、以下に説明する。
Ａｃ１：加熱中にオーステナイトが形成され始める温度。 Ａｃ３：加熱中にフェライトのオーステナイトへの変態が終了する温度。 Ａｒ３：冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度。 Ｍｓ：冷却中にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始する温度。 Ｍｆ：冷却中にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が終了する温度。
本発明は、以下の非限定的な実施例により説明される。
（本発明による）組成Ａを有する鋼
表１に示す組成を有する冷間圧延鋼シートから、寸法２２０ｍｍ×１１０ｍｍ×１．５ｍｍの鋼ブランクを作製した。これらの鋼ブランクを、溶融アニーリングシミュレータ（ＨＤＡＳ）及びＳｃｈｕｌｅｒ ＳＭＧ ＧｍｂＨ＆Ｃｏ．ＫＧにより供給されたホットスタンププレス（以下、ＳＭＧプレスと呼ぶ）において、ホットスタンプ熱サイクル（hot-stamping thermal cycles）に供した。ＨＤＡＳをより遅い冷却速度（３０～８０℃／ｓ）で使用し、ＳＭＧプレスを最も速い冷却速度（２００℃／ｓ）で使用した。鋼ブランクを、それぞれ９００℃（Ａｃ３温度より５０℃高い）及び９４０℃（Ａｃ３温度より９０℃高い）の温度Ｔ１に再加熱し、表面の劣化を最小限に抑えるために窒素雰囲気下で５分間浸漬した。次いで、鋼ブランクを、１０秒で１２０℃の温度降下で、したがって約１２℃／ｓの冷却速度Ｖ２で、搬送冷却（transfer cooling）に供し、次いで、以下の冷却速度Ｖ３：３０、４０、５０、６０、８０、２００℃／ｓで、１６０℃まで冷却に供した。熱処理した試料から、ゲージ長５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ（欧州規格Ａ５０試験片形状）の長手方向引張試験片を作製し、準静的なひずみ速度で試験した。ミクロ組織をＲＤ－ＮＤ平面から特徴付けた。圧延方向に対して平行及び横断方向からの曲げ試験片（４０ｍｍ×３０ｍｍ×１．５ｍｍ）を、各条件から作製し、ＶＤＡ２３８－１００規格に記載されている３点曲げ試験により破壊まで試験した。曲げ軸が圧延方向に平行な試料を、長手方向（Ｌ）曲げ試験片として特定し、曲げ軸が圧延方向に垂直な試料を、垂直方向（Ｔ）曲げ試験片として表した。厚み１．５ｍｍで測定された曲げ角度も、厚み１．０ｍｍの角度に変換した（＝元の曲げ角度×元の厚みの平方根）。各タイプの試験について、３回の測定を行い、３回の試験からの平均値を、各条件について示す。
選択された条件（９４０℃で再加熱したＳＭＧプレスの試料）について、Ｊ積分による破壊靭性試験及びドロップタワーの軸圧壊試験を実施した。ＮＦＭＴ７６Ｊ規格に準拠したコンパクトな引張試験片を、破壊靭性試験用に長手方向及び横断方向の両方から作製した。横断試験片の場合、亀裂は、圧延方向に沿って走り、荷重（loading）は、圧延方向に対して横断方向であるが、長手試験片の場合は逆になる。試験片を、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０－０９規格に従って室温で試験した。予亀裂（pre-crack）を、疲労荷重（fatigue loading）によって導入した。最終試験を、シート材料に対する面内応力を維持するために、座屈防止プレート（anti-buckle plate）を使用した引張荷重によって実施した。各条件について３回の試験が行われ、ＢＳ７９１０規格のガイドラインに従って、様々な破壊靭性パラメータに関する３つの等価な最小値（minimum values of three equivalents）（ＭＯＴＥ値）を示す。
破壊靭性パラメータの簡単な説明を以下に記載する。ＣＴＯＤは、亀裂先端開口変位（crack tip opening displacement）であり、破損（failure）（脆性破損の場合）又は最大荷重のいずれかで亀裂が開く程度の尺度である。Ｊは、Ｊ積分であり、エネルギーを考慮した靭性の尺度であるため、曲線の下の領域（area under the curve）から破損又は最大荷重まで計算される。ＫＪは、Ｊ積分から決定される応力拡大係数であり、その決定には、ＫＪ＝［Ｊ（Ｅ／（１－ｖ２））］０．５として与えられる確立された式を使用する。Ｅはヤング率（＝２０７ＧＰａ）及びｖはポアソン比（＝０．０３）である。Ｋｑは、荷重Ｐｑで測定された応力拡大係数の値である。Ｐｑは、荷重線（loading line）のうち、弾性状態にある傾き（elastic slope）を選び、次いで、傾きが５％小さい直線を引き、この直線が荷重線と交差する荷重としてＰｑを定義することによって決定される。
ドロップタワーの軸圧壊試験を、ＳＭＧプレスされた条件において実施し、重さ２００ｋｇ、荷重速度５０ｋｍ／時間の荷重を、大きなシートから作製された、閉じたシルクハット形状を有する高さ５００ｍｍ（圧延方向に対して横断方向）のクラッシュボックス（crash box）（図２）に衝突させた。ドロップタワーの断面の寸法を、図２にミリメートルで示す（ｔ＝１．５ｍｍ、Ｒ０＝３ｍｍ）。クラッシュボックスを作製するために、幅１００ｍｍのバックプレート（back plate）を外面（profile）にスポット溶接した。
いくつかの選択された条件では、試料に焼付塗装の熱サイクル（paint bake thermal cycle）（１８０℃、２０分）も実施され、結果から直接反映されるように試験を実施した。
（本発明によらない）組成Ｂ及びＣを有する鋼
比較の理由から、市販の冷間成形されたＣＲ５９０Ｙ９８０Ｔ－ＤＰ（組成Ｂを有する鋼、一般にＤＰ１０００鋼として知られている）も試験した。これは、組成Ｂを有する鋼が、本発明による鋼ブランクの範囲にある強度レベルを有するためである。さらに、比較の理由から、規格のホットスタンプされた２２ＭｎＢ５鋼製品（組成Ｃを有する鋼）も試験した。
表１に、組成Ａ～Ｃを有する鋼の重量％における化学組成が明記されている。
表２に、組成Ａを有する鋼の変態温度を示す。
様々な試験の結果を表３～８に示す。
表３に、様々な冷却速度Ｖ３での組成Ａを有する鋼に関する、降伏強度（ＹＳ）、最大引張強度（ＵＴＳ）、均一伸び（ＵＥ）及び全伸び（ＴＥ）を示す。さらに、表３は、マルテンサイト（Ｍ）及びベイナイト（Ｂ）からなるミクロ組織を示す。表３から、様々な冷却速度Ｖ３で７４０ＭＰａを超える最大引張強度が達成されたことが明らかである。
表４に、様々な冷却速度Ｖ３後に得られた組成Ａを有する鋼に関する厚み１．０ｍｍでの曲げ角度（ＢＡ）を示す。表４から、長手方向（Ｌ）及び横断方向（Ｔ）の両方で、少なくとも１３０°を超える優れた曲げ角度が達成されたことが明らかである。
表５に、組成Ａを有する鋼をホットスタンプと、自動車製造中に使用される焼付塗装処理をシミュレートした焼付け処理とに供した後の組成Ａを有する鋼に関する、様々な機械的特性を示した。組成Ａを有する鋼を９００℃に加熱し、５分間浸漬し、次いで、搬送冷却に続いて２００℃／ｓのＶ３で冷却する。焼付け処理を１８０℃で２０分間実施した。表５から、降伏強度（ＹＳ）、最大引張強度（ＵＴＳ）、最大伸び（ＵＥ）、全伸び（ＴＥ）及び曲げ角度（ＢＡ）のほぼ同一の最小レベルが、組成Ａを有する鋼を焼付け処理に供した後も達成されることが明らかである。これは、焼付塗装後の自動車製造において、要求される特性が、使用条件で保証されることを意味する。
表６に、組成Ｂを有する鋼（ＤＰ１０００）及び組成Ｃを有する鋼（２２ＭｎＢ５）に関する様々な機械的特性を示す。これらの組成Ｂ及びＣを有する鋼を、組成Ａを有する鋼と同一の試験条件下で試験した。表４及び６の内容を比較すると、本発明（組成Ａを有する鋼）による鋼部品が、従来の冷間成形された鋼製品ＤＰ１０００（組成Ｂを有する鋼）及び従来のホットスタンプされた鋼製品２２ＭｎＢ５（組成Ｃを有する鋼）と比較した場合の曲げ性に関して大幅な改善をもたらすことが直ちに明白になる。
表７から、本発明（組成Ａを有する鋼）による鋼部品の破壊靭性パラメータもまた、ＤＰ１０００（組成Ｂを有する鋼）から製造されたブランクの破壊靭性パラメータよりも高いことが明らかである。
表８に、組成Ａ及びＢを有する鋼の圧壊挙動を示す。表８から、組成Ａを有する鋼の圧壊挙動が、ホットプレス条件と、ホットプレス及び焼付け条件との両方で、ＤＰ１０００（組成Ｂを有する鋼）の圧壊挙動よりも優れていることが明らかである。焼付け条件は、上記の説明と同一である。組成Ａを有する鋼のクラッシュボックスは、試験後に亀裂の兆候を示さなかったが、ＤＰ１０００（組成Ｂを有する鋼）のクラッシュボックスは、折り曲げ箇所（fold）に重大な亀裂を示した。さらに、組成Ａを有する鋼は、より高いエネルギー吸収能力を示す。
同様の強度を有する従来の鋼製品と比較した場合の、本発明による組成Ａを有するホットスタンプされた鋼の優れた圧壊挙動の改善は、より優れた曲げ角度特性及びより優れた破壊靭性特性によるものである。この点で、衝突中、鋼部品は、折り曲げられる必要があり、これは曲げ性によって決定される。一方で、破損前のエネルギー吸収性能は、破壊靭性パラメータによって決定される。
上記を考慮すると、本発明による鋼製品は、従来知られているコールドスタンプ及びホットスタンプされた鋼製品に対して大幅な改善をもたらすことが当業者には明らかであろう。
Figure 2022535352000002
Figure 2022535352000003
Figure 2022535352000004
Figure 2022535352000005
Figure 2022535352000006
Figure 2022535352000007
Figure 2022535352000008
Figure 2022535352000009

Claims (13)

  1. 重量％で、以下の組成：
    Ｃ：０．２０未満
    Ｍｎ：０．６５～３．０
    Ｗ：０．１０～０．６０
    場合により、
    Ｓｉ：０．１０未満
    Ｍｏ：０．１０以下
    Ａｌ：０．１０以下
    Ｃｒ：０．１０以下
    Ｃｕ：０．１０以下
    Ｎ：０．０１０以下
    Ｐ：０．０３０以下
    Ｓ：０．０２５以下
    Ｏ：０．０１以下
    Ｔｉ：０．０２以下
    Ｖ：０．１５以下
    Ｎｂ：０．０１以下
    Ｂ：０．０００５以下
    から選択される１種又は２種以上の元素
    鉄及び不可避的不純物：残部
    を有する、ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク。
  2. 重量％で、
    Ｃが０．０５～０．１８、好ましくは０．０７～０．１６、及び／又は
    Ｍｎが１．００～２．５０、好ましくは１．２０～２．２０、及び／又は
    Ｗが０．１０～０．５０、好ましくは０．１３～０．３０、及び／又は
    Ｓｉが０．００９以下、好ましくは０．００５以下、及び／又は
    Ａｌが０．０５以下、好ましくは０．０４以下、
    Ｎが０．００１～０．００８、好ましくは０．００２～０．００５
    である、請求項１に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  3. 前記鋼ストリップ、シート又はブランクに、亜鉛系コーティング又はアルミニウム系コーティング又は有機系コーティングが設けられている、請求項１又は２に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  4. 前記亜鉛系コーティングが、０．２～５．０重量％のＡｌと、０．２～５．０重量％のＭｇと、場合により０．３重量％以下の１種又は２種以上の追加の元素とを含み、残部が亜鉛及び不可避的不純物であるコーティングである、請求項３に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
  5. 請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼ストリップ、シート又はブランクから製造されたホットスタンプされた部品であって、前記部品の引張強度が、７４５ＭＰａ以上、好ましくは１０７０ＭＰａ以上、より好ましくは１３００ＭＰａ以上、より一層好ましくは１４００ＭＰａ以上である、前記部品。
  6. 前記部品の全伸び（ＴＥ）が、５％以上、好ましくは５．５％以上、より好ましくは６％以上、最も好ましくは７％以上であり、且つ／或いは、前記部品の厚み１．０ｍｍでの曲げ角度（ＢＡ）が、７８°以上、好ましくは１００°以上、より好ましくは１１５°以上、より一層好ましくは１３０°以上、最も好ましくは１４０°以上である、請求項５に記載の部品。
  7. 前記部品がミクロ組織を有し、
    前記ミクロ組織が、５０％以下のベイナイトを含み、残部がマルテンサイトであり、
    前記ミクロ組織が、好ましくは４０％以下のベイナイトを含み、より好ましくは３０％以下のベイナイトを含む、請求項５又は６に記載の部品。
  8. 車両のホワイトボディの構造部品としての、請求項５～７のいずれか一項に記載の部品の使用。
  9. 鋼ブランク又は予備成形された部品を部品にホットスタンプする方法であって、
    （ｅ）請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼ブランク又は前記鋼ブランクから製造された予備成形された部品を、温度Ｔ１に加熱し、加熱された前記鋼ブランクを時間ｔ１の間、温度Ｔ１に保持する工程であって、温度Ｔ１が前記鋼のＡｃ３温度よりも高く、且つ、時間ｔ１が１０分以下である工程、
    （ｆ）加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品を、ホットスタンプ器具に搬送時間ｔ２の間に搬送する工程であって、加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品の温度が、搬送時間ｔ２の間に、温度Ｔ１から温度Ｔ２に低下し、且つ、搬送時間ｔ２が２０秒以下である工程、
    （ｇ）加熱された前記鋼ブランク又は前記予備成形された部品を部品にホットスタンプする工程、及び
    （ｈ）前記ホットスタンプ器具内の前記部品を、３０℃／ｓ以上の冷却速度で、前記鋼のＭｆ温度より低い温度に冷却する工程
    を含む、前記方法。
  10. 工程（ａ）における温度Ｔ１が、Ａｃ３温度よりも４０～１００℃高く、且つ／或いは、温度Ｔ２が、Ａｒ３温度より高い、請求項９に記載の方法。
  11. 工程（ａ）における時間ｔ１が、１分以上７分以下であり、且つ／或いは、工程（ｂ）における時間ｔ２が、１２秒以下、好ましくは２～１０秒である、請求項９又は１０に記載の方法。
  12. 工程（ｄ）において、前記部品が、３０～１５０℃／ｓの冷却速度、好ましくは３０～１００℃／ｓの冷却速度で冷却される、請求項９～１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. 請求項５～７のいずれか一項に記載の少なくとも１つの部品、及び／又は請求項９～１２のいずれか一項に記載の方法に従って製造された部品を備える車両。
JP2021570370A 2019-05-28 2020-05-28 ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法 Pending JP2022535352A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP19177069 2019-05-28
EP19177069.2 2019-05-28
PCT/EP2020/064803 WO2020239891A1 (en) 2019-05-28 2020-05-28 Steel strip, sheet or blank for producing a hot-stamped part, part, and method for hot-stamping a blank into a part

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2022535352A true JP2022535352A (ja) 2022-08-08
JPWO2020239891A5 JPWO2020239891A5 (ja) 2023-06-05

Family

ID=66676257

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021570370A Pending JP2022535352A (ja) 2019-05-28 2020-05-28 ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3976846A1 (ja)
JP (1) JP2022535352A (ja)
KR (1) KR20220013393A (ja)
CN (1) CN113891952A (ja)
WO (1) WO2020239891A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117120636A (zh) * 2021-03-17 2023-11-24 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 钢带材、片材或坯料以及用于生产热成形零件或热处理的预成形零件的方法
CN115305412B (zh) * 2021-05-05 2024-02-06 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有优异耐腐蚀性和超高强度的组合的压制硬化钢
WO2024095045A1 (en) * 2022-11-04 2024-05-10 Arcelormittal High strength high slenderness part having excellent energy absorption and anti-intrusion properties

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE435527B (sv) 1973-11-06 1984-10-01 Plannja Ab Forfarande for framstellning av en detalj av herdat stal
JP3925064B2 (ja) * 2000-04-10 2007-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
DE60116477T2 (de) * 2000-04-07 2006-07-13 Jfe Steel Corp. Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
JP3925063B2 (ja) * 2000-04-07 2007-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
US20140004378A1 (en) * 2011-03-18 2014-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamped member and method of production of same
WO2013002575A2 (ko) * 2011-06-28 2013-01-03 주식회사 포스코 도금층의 안정성이 우수한 열간 프레스 성형용 도금강판
KR101271802B1 (ko) * 2011-08-17 2013-06-07 주식회사 포스코 균열이 억제된 열간 프레스 성형품의 제조방법
WO2017144419A1 (en) * 2016-02-23 2017-08-31 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot formed part and method for producing it
JP7326247B2 (ja) * 2017-07-25 2023-08-15 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113891952A (zh) 2022-01-04
KR20220013393A (ko) 2022-02-04
EP3976846A1 (en) 2022-04-06
WO2020239891A1 (en) 2020-12-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3548641B1 (en) Method for manufacturing a hot-formed article, and obtained article
US8722203B2 (en) Steel, for hot forming or quenching in a tool, having improved ductility
US10253388B2 (en) Steel sheet for hot press formed product having superior bendability and ultra-high strength, hot press formed product using same, and method for manufacturing same
JP5598157B2 (ja) 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
KR102630305B1 (ko) 향상된 연성을 갖는 고강도 강 부품들을 제조하기 위한 방법, 및 상기 방법에 의해 얻어진 부품들
JP2013527312A (ja) 鋼、鋼板製品、鋼部品及び鋼部品の製造方法
WO2020002285A1 (en) Cold-rolled martensite steel with high strength and high bendability and method of producing thereof
JP2022535352A (ja) ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法
KR20190042022A (ko) 추가 처리를 위한 향상된 특성을 갖는 고강도 강 스트립을 제조하기 위한 방법 및 이 유형의 강 스트립
KR20190052023A (ko) 망간 함유 평탄 강 제품으로부터 재성형된 부품을 제조하는 방법 및 이러한 부품
JP7326247B2 (ja) 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
KR102298180B1 (ko) 망간 함유 평탄 강으로 이루어지는 평탄 강 제품을 제조하는 방법 및 이러한 평탄 강 제품
KR102332220B1 (ko) 중망간 평탄 강 제품으로 성형 부품을 제조하는 방법 및 이러한 부품
CN110945148B (zh) 用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料，零件，和用于将坯料热成形为零件的方法
EP4308736A1 (en) Steel strip, sheet or blank and method for producing a hot-formed part or a heat-treated pre-formed part
KR20220152532A (ko) 강 물품 및 그 제조 방법
JPH07197121A (ja) 高密度エネルギーの照射によって高強度化特性を示す高加工性鋼板を製造する方法

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220127

A524 Written submission of copy of amendment under article 19 pct

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A524

Effective date: 20230526

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20230526

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20240517