(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記（重量％で）
Ｃ：０．１５〜０．４０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ａｌ：０．２〜１．６％、
Ｓｉ：０〜１．４％、
Ｓｉ含量とＡｌ含量の合計：０．２５〜１．６％、
Ｐ：０〜０．１０％、
Ｓ：０〜０．０３％、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｎ：０〜０．０１％（０％を含まない）、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｎｂ：０．０１２〜０．０４％、
Ｔｉ：０〜０．４０％（０％を含まない）、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
残余の鉄及び不可避不純物
からなり、熱間成形後に焼入れすることによって、ミクロ構造が、マルテンサイトと、オーステナイトと、面積で１０％までのフェライトとから成る、鋼部品を製造するための鋼。
【請求項２】
そのＡｌ含量とＳｉ含量の合計が少なくとも０．５重量％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
そのＡｌ含量が少なくとも０．４重量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼。
【請求項４】
そのＴｉ含量が下記条件
【数１】
0005871901.tif 000007
（式中、％ＴｉはそのそれぞれのＴｉ含量を示し、％ＮはそのそれぞれのＮ含量を示す）
を満たすことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
【請求項５】
下記
【数２】
0005871901.tif 000008
がそのＴｉ含量に当てはまる場合、
下記条件
【数３】
0005871901.tif 000009
（式中、％ＴｉはそのそれぞれのＴｉ含量を示し、％ＮはそのそれぞれのＮ含量を示す）
が満たされることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
【請求項６】
鋼部品を製造するための鋼板製品において、請求項１〜５に従って得られる高強度鋼から成る少なくとも１つの領域を有することを特徴とする鋼板製品。
【請求項７】
均一に前記高強度鋼から成ることを特徴とする請求項６に記載の鋼板製品。
【請求項８】
その表面の少なくとも１つが、酸化から保護するコーティングで被覆されていることを特徴とする請求項６又は７に記載の鋼板製品。
【請求項９】
請求項６〜８のいずれか１項に従って得られる鋼板製品から製造される鋼部品であって、請求項１〜５のいずれか１項に従って得られる高強度鋼の領域におけるそのミクロ構造が、マルテンサイトと、オーステナイトと、面積で１０％までのフェライトとから成る、鋼部品。
【請求項１０】
前記高強度鋼の領域におけるそのミクロ構造のマルテンサイト含量が、面積で少なくとも７５％であることを特徴とする請求項９に記載の鋼部品。
【請求項１１】
前記高強度鋼の領域におけるそのミクロ構造のオーステナイト含量が、面積で少なくとも２％であることを特徴とする請求項９又は１０に記載の鋼部品。
【請求項１２】
その表面が、酸化から保護するコーティングで被覆されていることを特徴とする請求項９〜１１のいずれか１項に記載の鋼部品。
【請求項１３】
請求項９〜１２のいずれか１項に従って得られる鋼部品の製造方法であって、以下の製造工程：
−請求項６〜８のいずれか１項に従って形成される鋼板製品を供給する工程、
−前記鋼板製品を７８０〜９５０℃の温度まで加熱する工程、
−前記鋼板製品を鋼部品に熱間成形する工程、
−前記鋼部品を加速冷却する工程（その結果、冷却後に得られる前記鋼部品は、少なくとも前記高強度鋼の領域では、マルテンサイトと、オーステナイトと、面積で１０％までのフェライトとから成るミクロ構造を有する）
を含む方法。
【請求項１４】
前記鋼部品の冷却中の冷却速度が、少なくとも２５℃／秒であることを特徴とする請求項１３に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼、鋼板製品、それから製造される鋼部品及び鋼部品の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車産業が法律によって満たさなければならない要件が最近増えている。一方では、衝突した場合にさらに高い乗客の安全が必要とされ、他方では、ＣＯ２排出及び燃料消費を最小限に抑えるために軽量構成が重要な必要条件である。同時に、快適さの観点からの使用者の要求が増大しており、大きさが増している電子部品の比率の結果として自動車が一層重くなってきた。これらの相反する要件を満たすため、自動車産業及び平鋼産業は、車体構造の領域で車両の軽量構成に重点的に取り組んできた。
【０００３】
マンガン−ホウ素鋼から成る熱間成形したプレス焼入れ部品は、衝突に関連する自動車部品に特に適している。この鋼品質の典型例は、「２２ＭｎＢ５」（材料番号１．５５２８）という名称で知られているＭｎＢ鋼である。ＭｎＢ鋼製のプレス焼入れ部品の用途は、例えば、自動車の車体のＢ−カラム、Ｂ−カラム補強材及びバンパーである。熱間成形とプレス焼入れを併用して、複雑な形状及び最大強度（Ｒｍ：約１５００ＭＰａ；Ｒｐ０．２：約１１００ＭＰａ）を備える部品を製造することができる。
【０００４】
このようにして製造される部品は、主にマルテンサイトミクロ構造によって特徴づけられる。それらの高い強度は基本的に壁厚をかなり薄くできるので、部品の重量を軽減することも可能にする。しかしながら、ＭｎＢ鋼からホットプレス焼入れした部品は典型的に低い延性（Ａ８０：約５〜６％）しか持たない。従って、衝突した場合の破損を防ぐためには、実際のところホットプレス焼入れ部品のシート厚は、安全性の理由のため、一般的に、その強度を考慮して実際に必要であろう厚さよりかなり大きくなる。
【０００５】
一方で、言及したタイプの鋼製部品の軽量構成の可能性を利用するため、他方で、衝突したときに必要な変形挙動をも保証するため、車体部品はいわゆる「注文ブランク（tailored blank, Tailored Blank（英、独訳））」から製造される。これらは、異なる鋼種のプレカットシートから成るシートブランクである。このようにして、「注文ブランク」は、例えば、自動車の車体のＢ−カラムを製造するために供給され、このＢ−カラムの上部に割り当てられる車体の領域は２２ＭｎＢ５鋼から成る。そして、Ｂ−カラムの底部に割り当てられる注文ブランクの領域においては、ホットプレス焼入れ後により高い延性をも有する鋼種が供給される。このために適格な鋼は、Ｈ３４０ＬＡＤ（材料番号１．０９３３）という名称で知られている。
【０００６】
同時に、注文ブランクを使用することによって、それらから製造される部品の最適化性能特性と共に重量の有意な節減が達成可能であるにもかかわらず、より延性の高い材料から成る領域は、正常運転中に該部品に及ぼされる応力を吸収することができるように、一般的にそれぞれの部品の重要領域ではシート厚がより大きくなければならない。このことは、同様に、部品全体がそれに応じて重くなることを意味する。
【０００７】
従って、特に自動車の車体で用いられる部品のような高い応力にさらされる部品を、高い強度と良い伸び特性を併せ持つ鋼シート材料から製造すべき要求が一般的にある。
【０００８】
この要求を満たすため、第１の開発方向は、製造方法を最適化することを目的とする。従って、冷却速度を制御することによって、マルテンサイトミクロ構造及び改良された破断点伸びを備える鋼種を製造することができる。この手順の例は、特許文献１に記載されており、マルテンサイト終了温度に達するまでは高い冷却速度を与え、その後はより遅い冷却速度を与える。このようにして、破断点伸びが改良された自己焼き戻し型マルテンサイトが製造される。
【０００９】
これとは別の開発方向は、いわゆる「温間成形」法を利用して多相ミクロ構造を備える鋼種を製造する方法の最適化することを含む。この方法では、それぞれの部品に成形すべき鋼板製品をＡｃ１温度とＡｃ３温度の間の温度に加熱する。この温度では鋼は二相ミクロ構造を有する。このようにして加熱した部品をホットプレス焼入れすれば、冷却後の完成部品は、従来のオーステナイト化及び焼入れした部品に比べて、より低いマルテンサイト比率と、フェライト及びオーステナイト等のより高い延性の相のより高い比率とを有する。同時に、これらの部品はまだ比較的高い強度を有する。このように、温間成形部品では、８００〜１０００ＭＰａの引張強度Ｒｍが得られ、初期状態に比べて破断点伸び値はわずかに減少するだけである（Ａ８０は約１０〜２０％）。このような手順は、例えば、特許文献２に記載されている。
【００１０】
匹敵する概念は特許文献３によって探究されているが、腐食から保護するため適用されるコーティングを形成することが強調されている。この従来技術では、加熱温度はＡｃ１温度より高く、かつ可能な結晶粒成長並びに鋼板製品（これから部品が形成される）のＺｎベースコーティングの蒸発を考慮して選択すべきであると述べているだけである。それによって、それぞれ加工される鋼板製品は異なる合金化概念に応じて構成される。従って、問題の鋼は、（重量％で）０．１５〜０．２５％のＣ、１．０〜１．５％のＭｎ、０．１〜０．３５％のＳｉ、最大０．８％のＣｒ、特に０．１〜０．４％のＣｒ、最大０．１％のＡｌ、０．０５％までのＮｂ、特に最大０．０３％のＮｂ、０．０１％までのＮ、０．０１〜０．０７％のＴｉ、＜０．０５％のＰ、特に＜０．０３％のＰ、＜０．０３％のＳ、＞０．０００５から＜０．００８％のＢ、特に少なくとも０．００１５％のＢ、並びに残余として不可避不純物及び鉄を含有し得る。ここで、Ｔｉ含量は、Ｎ含量より３．４倍多くなければならない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】欧州特許第１６４２９９１（Ｂ１）号明細書（ＥＰ  １  ６４２  ９９１  Ｂ１）
【特許文献２】国際公開第２００７／０３４０６３（Ａ１）号パンフレット（ＷＯ  ２００７／０３４０６３  Ａ１）
【特許文献３】国際公開第２００８／１０２０１２号パンフレット（ＷＯ  ２００８／１０２０１２）
【特許文献４】国際公開第２００７／１２４７８１（Ａ１）号パンフレット（ＷＯ  ２００７／１２４７８１  Ａ１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上記従来技術の背景に対して、本発明の目的は、高度の信頼性を保証できる鋼、すなわち、その鋼から製造される部品はいずれの場合も高い強度値及び増加した破断点伸びを有することを保証できる鋼を作り出すことであった。この鋼を用いて製造される鋼板製品、それから製造される鋼部品及び該鋼部品の製造方法をも特定することであった。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
鋼に関しては、請求項１に記載の合金化鋼によって、本発明に従ってこの目的を達成した。
【００１４】
鋼板製品に関しては、請求項６に記載の該鋼板製品を形成することによって、本発明に従って上記目的を達成した。
【００１５】
鋼部品に関しては、請求項９に記載の該鋼部品を形成することによって上記目的を達成した。
【００１６】
最後に、鋼部品の製造方法に関しては、請求項１３に記載の方法によって、本発明に従って上記目的を達成した。
【００１７】
本発明の有利な実施形態については、従属請求項で特定してあり、独立請求項の主題と同様に、以下に詳細に説明する。
【００１８】
本発明は、適切な合金を選択すること及び適切なミクロ構造組成を設定することによって、オーステナイト化、熱間成形及び焼入れ後に、少なくとも１０００ＭＰａの高強度といずれの場合も確実に６％より高い破断点伸びＡ８０を有する鋼を提供できるという認識から発する。この目的を達成するため、本発明の鋼は、（重量％で）０．１５〜０．４０％のＣ、１．０〜２．０％のＭｎ、０．２〜１．６％のＡｌ、１．４％までのＳｉ（ここで、Ｓｉ含量とＡｌ含量の合計は０．２５〜１．６％である）、０．１０％までのＰ、０〜０．０３％のＳ、０．５％までのＣｒ、１．０％までのＭｏ、０．０１％までのＮ、２．０％までのＮｉ、０．０１２〜０．０４％のＮｂ、０．４０％までのＴｉ、０．００１５〜０．００５０％のＢ及び０．００５０％までのＣａ並びに残余として鉄及び不可避不純物を含有する。
【００１９】
それに応じて、本発明の鋼板製品は、本発明の鋼から成る少なくとも１つの領域を有する。従って、本発明の鋼板製品を、その中の１つの領域を本発明の鋼から製造し、別の領域を別の鋼から製造する注文ブランクとして形成することができる。その結果、本発明の鋼から製造された本発明の注文ブランクの領域は、鋼板製品から製造された完成鋼部品に高強度領域を形成し、その領域内では高強度と良い破断点伸びを併せ持つ。当然に、鋼シート又は鋼ストリップから切り離されたカットブランクの形態の本発明の鋼から均一に本発明の鋼板製品を製造することも同様に可能である。従って、本発明のこのような鋼板製品から製造される鋼部品は、どこでも、本発明の鋼合金化法によって得られる高強度と良い延性の有利な組合せを有する。
【００２０】
それに応じて本発明の鋼部品は、少なくとも１つの領域において本発明の鋼から成ること及び本発明の高強度鋼の領域においてそのミクロ構造がマルテンサイトと、オーステナイトと、面積で２０％までのフェライトとを含むことを特徴とする。
【００２１】
従って、本発明の鋼部品の製造方法の過程において、鋼板製品で始めることが条件とされる。この鋼板製品を次に７８０〜９５０℃の温度まで加熱する。このようにしてオーステナイトの比率を少なくとも８０％に設定し、その結果、熱間成形後に、マルテンサイトと、オーステナイトと、面積で２０％までのフェライトとから成るミクロ構造を備える本発明の鋼を製造することができる。このために必要な保持時間は典型的に２〜１０分である。
【００２２】
引き続き、鋼板製品を通常は熱間成形工具に搬送し、そこで熱間成形する。鋼板製品を搬送するときに冷却が著しくなりすぎるのを防止するため、搬送時間を５〜１２秒に制限すべきである。熱間成形自体は、プレス成形として、それ自体既知のやり方で実施可能である。
【００２３】
熱間成形後、冷却後に得られる鋼部品がマルテンサイトと、オーステナイトと、面積で２０％までのフェライトとから成るミクロ構造を有するのに十分速く鋼部品を冷却する。このために典型的に必要とされる冷却速度は、ほぼ少なくとも２５℃／秒である。ここで、熱間成形及び冷却を単一工程又は二工程で行うことができる。単一工程では、ホットプレス型焼入れ、熱間成形及び焼入れを１つの工具で１回で一緒に行う。対照的に、二工程法では、冷間成形を最初に行い（１００％まで）、その後にミクロ構造の生成を含めた最後の熱間成形のみを行う。
【００２４】
それぞれ加工した鋼板製品を上記温度内でオーステナイト化した場合、本発明に従って得られる部品は、熱間成形及び加速冷却後に、本発明の鋼から成る領域において、硬質相（マルテンサイト）と、少なくとも１つのより延性の高い相（オーステナイト及びフェライト）との組合せによって特徴づけられるミクロ構造を有する。ここで、オーステナイトを利用して伸び値を改善し、かつエネルギー吸収を高めるのが好ましいので、フェライトの比率は、本発明に従って特定される加工鋼の組成によって面積で２０％に制限される。本発明の部品の機械的−技術的特性は、７８０〜９５０℃、特に８５０〜９５０℃で本発明に従って行われるオーステナイト化プロセスの全温度範囲にわたって、マルテンサイトと、オーステナイトと、面積で最大２０％のフェライトとの組合せによって確実に得られる。
【００２５】
本発明に従って製造される部品の機械的−技術的特性の安定性は、本発明の解析概念によって確保される。硬質（マルテンサイト）相と延性（オーステナイト及びフェライト）相の組合せから成る、本発明の部品のミクロ構造は、部品が衝突で応力を受けたときの最適の挙動を保証する。熱間成形された部品が変形するときに起こるオーステナイトからマルテンサイトへの相変態は、衝突した場合に高い運動エネルギーで部品が変形するときに引き続き部品の硬度を高くする。
【００２６】
本発明の部品のミクロ構造のマルテンサイト含量が、関与している高強度領域の面積で少なくとも７５％である場合、本発明が目的とした部品の高強度領域における高い強度、良い破断点伸び及び最適な衝突挙動の組合せが特に確実に達成される。本発明の部品のミクロ構造のオーステナイト含量が面積で少なくとも２％であることによって、所要の高い破断点伸びを確保することができる。
【００２７】
本発明の鋼製部品の引張強度は、その高強度領域では１０００ＭＰａを下回るべきでない。本発明の鋼合金は少なくとも０．１５重量％のＣ含量を含むので、この目的で必要とされるマルテンサイト硬度を得ることができる。同時に、本発明の鋼のＣ含量は、実際面で十分な溶接性を確保するように、０．４重量％に設定される上限を有する。
【００２８】
本発明のミクロ構造の設定に関しては、本発明に従って用いる鋼の合金元素Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌは室温でオーステナイトを安定化することから、それらの元素を特に重視する。
【００２９】
本発明の鋼に少なくとも１．０重量％の含量で存在するＭｎは、鋼のＡｃ３温度を下げることによってオーステナイト形成材として働く。熱間成形後に実質的にオーステナイトとマルテンサイトから成るミクロ構造という結果になる。同時に、それぞれの用途に最適の溶接性を確保するため、Ｍｎ含量は最大２重量％に制限される。
【００３０】
ケイ素は、本発明の鋼中に１．４重量％までの含量で存在する。ケイ素は、焼入れ性に影響を及ぼし、かつ本発明の部品の鋼を融解させるときに脱酸剤として働く。同時に、Ｓｉは降伏強度を高め、室温でオーステナイト及びフェライトを安定化し、かつ冷却中のオーステナイト内の不要の炭化物沈殿を防止する。しかしながら、高すぎるＳｉ含量は表面欠陥を引き起こす。従って、本発明の鋼のＳｉ含量は１．４重量％に制限される。
【００３１】
Ｓｉと同様に、本発明の鋼中のアルミニウムは、室温でフェライト及びオーステナイトを安定化することに寄与し、かつ結晶粒サイズの制御に影響を及ぼす。これらの効果は、本発明のやり方でアルミニウム含量を０．２〜１．６重量％に制限すれば確実に達成されるが、少なくとも０．４重量％のＡｌ含量は、本発明の部品の特性に特にプラスの効果をもたらす。０．４重量％を超えるＡｌ含量によって、熱処理中の炭化物形成が抑制されるので、本発明に従って与えられる好ましくは面積で少なくとも２％のオーステナイトの比率は、熱間成形されたミクロ構造内で安定化する。
【００３２】
本発明の相配置のため、本発明の鋼のそのオーステナイト化、熱間成形及び冷却による機械的特性の広がりを減らすことができる。ここで、驚くべきことに、本発明に従って製造される部品の機械的特性は、本発明に従って鋼板製品を加工するときにそれらを加熱する比較的広い範囲の温度にわたって高度の信頼性で得られることが分かった。従って、言及した加熱温度を設定すると、実際には必然的に生じる許容範囲にもかかわらず、本発明の部品に求められている特性を非常に信頼できる安定した成果で保証することができる。
【００３３】
本発明の鋼又は該鋼から製造される部品のＡｌ含量とＳｉ含量の合計を０．２５〜１．６重量％に制限することによって、Ｓｉ及びＡｌが表面状態に及ぼし得るマイナスの効果を防止する。本発明の鋼部品のＡｌ含量とＳｉ含量の合計を少なくとも０．５重量％まで上昇させることができるので、同時に、ＡｌとＳｉの組み合わせた存在のプラス効果が特に確実に活かされる。
【００３４】
Ｍｏは、本発明の鋼中に１．０重量％までの含量で存在することができる。Ｍｏの存在は、マルテンサイト形成を促進し、かつ鋼の靱性を改善する。しかしながら、高すぎるＭｏ含量は冷間割れを引き起こす恐れがある。
【００３５】
本発明の鋼合金に０．５重量％までの含量でＣｒを添加することによって、焼入れ性を高めることができる。しかしながら、表面欠陥を防止できるように、Ｃｒ含量は高すぎてはいけない。Ｃｒ含量を０．１重量％に制限すれば、これらの効果を確実に達成することができる。
【００３６】
Ｐを加えて０．１０重量％までの含量で合金化することよって降伏強度を高め、ひいては機械的特性を確保することができる。しかしながら、高すぎるＰ含量は、本発明に従って得られる鋼の延性及び靭性を損なう。
【００３７】
０．４０重量％までの含量のＴｉは、溶解状態でも沈殿形成（例えば炭窒化Ｔｉの形成）によっても降伏強度を高める。ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、このようにして変態挙動の観点からＢの有効性を助長する。この効果は、下記条件
【数１】
0005871901.tif 000002
（式中、％ＴｉはそのそれぞれのＴｉ含量を示し、％ＮはそのそれぞれのＮ含量を示す）を満たす本発明の鋼のＴｉ含量によって確保し得る。
【００３８】
０．００１０〜０．００５０重量％のＢによって、冷却中のフェライト変態をより長い変態時間の方向に遅延させることによって、本発明の鋼の焼入れ性を改善する。同時に、本発明の鋼中に存在するホウ素は、熱間成形プロセスにおける広い温度範囲で機械的特性を安定化する。
【００３９】
０．０１重量％までのＮは、本発明の鋼のオーステナイトを安定化し、かつ降伏強度を高める。本発明の合金化鋼中に存在する窒素がＴｉで完全には結ばれていない場合、そのＴｉはホウ素と共に窒化ホウ素を形成する。これらの窒化ホウ素は、最初のミクロ構造の結晶粒を精密にさせ、ひいてはマルテンサイト熱間成形ミクロ構造を精密にさせる。結果として、このようにして本発明に従って加工される鋼の亀裂に対する感受性が軽減される。同時に、窒化ホウ素は実質的に、本発明の鋼の強度を高めることに寄与する。
【００４０】
ＮをＢと併用して窒化ホウ素を形成することによって、結晶粒を精密にし、かつ強度を高める場合、Ｔｉに結び付いていない、この目的で必要とされるＮ含量は、下記
【数２】
0005871901.tif 000003
がそのＴｉ含量に当てはまる場合、
下記条件
【数３】
0005871901.tif 000004
（式中、％ＴｉはそのそれぞれのＴｉ含量を示し、％ＮはそのそれぞれのＮ含量を示す）
が満たされることによって具体的に設定可能である。
【００４１】
本発明の合金化鋼に０．０１２〜０．０４重量％までの含量でＮｂをさらに添加すると、高い引張強度値と増加した破断点伸びを併せ持つことを補助し、本発明に従って得られる鋼部品のエネルギー吸収能力を全体的に高めることとなる。本発明に従って構成される鋼において、Ｎｂは炭化物沈殿によって降伏強度を高め、かつオーステナイト結晶粒の精密化によって、亀裂伝播に対して非常に安定した微細なマルテンサイトミクロ構造を生じさせる。さらに、Ｎｂ沈殿は、水素トラップとして作用し、それによって水素誘導亀裂への感受性を軽減することができる。
【００４２】
２．０重量％までの含量のＮｉは、降伏強度と破断点伸びを高めることに寄与する。
【００４３】
Ｓは溶接性及び表面仕上げの範囲に非常にマイナスの効果を及ぼすので、本発明の部品の鋼のＳ含量は最大０．０３重量％に制限される。この制限は、不利な細長いＭｎＳ沈殿の形成をも防止する。
【００４４】
本発明の鋼に０．００５０重量％までの含量でＣａを添加して、硫化物形の制御を達成することができる。従って、圧延の過程でＣａの存在下にてＣａ硫化物が生じ、これは、そうでなければ生じる可能性のある細長いＭｎＳ沈殿とは対照的に、本発明の鋼の特性のより高い等方性を促す。
【００４５】
本発明の鋼部品をその自由表面を酸化から保護するコーティングで被覆することができる。部品を熱間成形する鋼板製品にコーティングが既に存在するのが好ましい。保護コーティングが加熱及び熱間成形中のスケール形成から保護し及び／又は加工中若しくは実際の使用中に腐食から保護するように、保護コーティングを設計することができる。このために、金属、有機又は無機ベースのコーティング及びこれらのコーティングの組合せを使用することができる。
【００４６】
従来の方法を利用して鋼板製品を被覆することができる。熱浸漬コーティング法での表面仕上げが好ましい。必要に応じて適用する金属コーティングは、系Ｚｎ、Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ並びにそれらの不可避不純物をベースとしている。ここではＡｌ−Ｓｉをベースとしたコーティングが特にうまくいくことが判明した。
【００４７】
コーティングの表面品質及び鋼表面への結合性を改善するため、熱浸漬コーティング法の上流に前酸化工程を有利に加えることができる。それによって、目標とした様式で鋼板製品上に１０〜１０００ｎｍ厚の酸化物層を作り出す。ここで、酸化物層が７０〜５００ｎｍ厚の場合に特に良いコーティング品質がもたらされる。酸化物層厚は、例えば、特許文献４に開示されているように、酸化チャンバー内で設定される。熱浸漬前又は表面仕上げ前に、焼きなまし雰囲気の水素によって酸化鉄層が減少する。合金化元素の酸化物は、表面に１０μｍの深さまで存在することができる。
【００４８】
さらに、本発明に従って加工される鋼板製品を連続焼きなまし設備又はバッチ焼きなまし設備で焼きなましすることができ、かつオフラインの下流の表面仕上げ設備でコーティングすることができる。このために異なる方法を利用することができる。
【００４９】
それぞれのコーティングを適用するためには電解コーティングが特に適している。Ｚｎ、ＺｎＦｅ、ＺｎＭｎ若しくはＺｎＮｉ系又はこれらの組合せをコーティング材料として使用すると特に好ましい結果が生じる。
【００５０】
しかしながら、ＰＶＤ（物理蒸着）又はＣＶＤ（化学蒸着）コーティング法でコーティングを施すこともできる。
【００５１】
Ｚｎ、Ｚｎ−Ｎｉ、Ｚｎ−Ｆｅ及びこれらの組合せをベースとした金属（合金）コーティング、並びに有機／金属−有機／無機コーティングの無電解又は化学蒸着は、コイルコーティング設備でのコイルコーティング、噴霧コーティング又は浸漬コーティング法に等しく適している。ここに記載の方法を利用して作り出せるコーティングの典型的厚さは、１〜１５μｍの範囲にある。
【発明を実施するための形態】
【００５２】
以下、例示実施形態を利用して本発明をさらに詳細に説明する。
【００５３】
従来の方法で冷間圧延した鋼シートを鋼Ｅ１〜Ｅ６（その組成を表１に特定してある）から作製した。これらの各鋼シートから、均一にそれぞれの鋼Ｅ１〜Ｅ６から成る多数のシートブランクを切り離した。
【００５４】
比較のため、対応するやり方で、比較鋼Ｖ（これも表１に特定してある組成を有する）から鋼シートを作製し、この鋼シートから、この場合もやはり均一に比較鋼Ｖから成る多数のシートブランクを切り離した。
【００５５】
鋼Ｅ１〜Ｅ６及び鋼Ｖから成るブランクをいずれの場合も未被覆状態で８８０〜９２５℃の範囲の温度まで加熱し、引き続き熱間成形工具に入れてから部品に熱間成形した。熱間成形後、ブランクからそれぞれ熱間成形された部品をいずれの場合も、部品内でマルテンサイト構造が生じるような速度、少なくとも２５℃／秒の冷却速度で室温に冷ました。実際の熱間成形条件付け後、２０分持続させる１７０℃での焼付け処理を含めた陰極浸漬塗布処理にサンプルをさらに供した。
【００５６】
得られた部品について機械的特性である降伏強度Ｒｐ０．２、引張強度Ｒｍ及び伸びＡ８０を決定した。鋼Ｅ１〜Ｅ６及び鋼Ｖから作製した鋼部品についてそれぞれの平均値Ｒｐ０．２、Ｒｍ及びＡ８０並びに関連標準偏差σＲｐ０．２、σＲｍ及びσＡ８０を表２に特定してある。さらに、鋼Ｅ１〜Ｅ６及び鋼Ｖから成る鋼部品について引張強度Ｒｍと伸びＡ８０の積並びにそれぞれの試験サンプルを２つの互いに間隔を空けた支持体上に置き、圧子を用いて中央でプレスする３点曲げ試験の結果を表２に記録する。表２の列「３点曲げ試験でのエネルギー吸収」は、破断するまでのエネルギー吸収を表す。鋼Ｅ１、Ｅ２及びＶから作製した部品についてはミクロ構造の組成をも表２に提示する。
【００５７】
本発明のＥ１〜Ｅ６鋼から成る部品は、引張強度Ｒｍと伸びＡ８０の積、及び付随する高いエネルギー吸収能によって特徴づけられる一貫して高い残留変形能を有することが判明した。同時に、試験結果は、本発明のＥ１〜Ｅ６鋼から作製した部品の機械的特性Ｒｐ０．２、Ｒｍ及びＡ８０は、比較鋼Ｖから作製した部品の場合より低いそれぞれの標準偏差値によって特徴づけられるかなり高い信頼性で再現可能であることを示している。
【００５８】
【表１】
0005871901.tif 000005
【００５９】
【表２】
0005871901.tif 000006