(57)【要約】  本発明は、ホットスタンピング用鋼、ホットスタンピングプロセスおよびホットスタンプ構成部品を提案する。当該ホットスタンピング用鋼は、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき０．４〜１．０％のＡｌが含有される。ホットスタンピングプロセスは、鋼オーステナイト化、移動、ホットスタンピング、焼戻しを含む。
2021522417.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ホットスタンピング用鋼であって、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき０．４〜１．０％のＡｌが含有されることを特徴とする、ホットスタンピング用鋼。
【請求項２】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２０〜０．３８％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｏ含有量は０．２〜０．６％、およびＴｉ含有量は０〜０．０１％であることを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項３】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．４〜１％であることを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項４】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．３〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．８％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．４〜０．９％であることを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項５】
前記ホットスタンピング用鋼は、熱間圧延鋼板、熱間圧延酸洗い板、冷間圧延鋼板、またはコーティングを有する鋼板であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項６】
ホットスタンピングプロセスであって、
請求項１から５のいずれか一項に記載のホットスタンピング用鋼または該ホットスタンピング用鋼の予備成形構成部品が提供され、８００〜９５０°Ｃまで加熱されて１秒から１００００秒の間維持される鋼オーステナイト化ステップ、
前記鋼オーステナイト化ステップ後の前記鋼または該鋼の予備成形構成部品がホットスタンピング金型へ移動され、移動中に該鋼の温度が５５０°Ｃ以上に維持される鋼移動ステップ、および
スタンピング、圧力保持および冷却が行われる結果、金型内の前記鋼が、１０°Ｃ／秒以上の平均冷却速度で２５０°Ｃ以下まで冷却され、構成部品が金型を出るときの該構成部品の温度が２５０°Ｃよりも低いことを確実にするホットスタンピングステップを含むことを特徴とする、ホットスタンピングプロセス。
【請求項７】
前記ホットスタンピングステップ後の焼戻しステップであって、成形構成部品が１５０〜２００°Ｃまで加熱されて１０〜４０分間維持され、または成形構成部品が任意の手法で１５０〜２８０°Ｃまで加熱されてから０．５〜１２０分間維持され、次に任意の手法で冷却されるステップを含むことを特徴とする、請求項６に記載のホットスタンピングプロセス。
【請求項８】
前記焼戻しステップは塗装プロセスによって行われ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プロセス。
【請求項９】
ホットスタンプ構成部品であって、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき０．４〜１．０％のＡｌが含有されることを特徴とする、ホットスタンプ構成部品。
【請求項１０】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２０〜０．３８％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｏ含有量は０．２〜０．６％、およびＴｉ含有量は０〜０．０１％であることを特徴とする、請求項９に記載のホットスタンプ構成部品。
【請求項１１】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２４〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．４〜０．９％であることを特徴とする、請求項９に記載のホットスタンプ構成部品。
【請求項１２】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．３〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．８％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．４〜０．９％であることを特徴とする、請求項９に記載のホットスタンプ構成部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットスタンピング用鋼、ホットスタンピングプロセスおよびホットスタンプ構成部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
軽量化は、自動車産業において省エネルギーおよび排気削減を実現するための重要な手法である。車体質量を１０％削減するごとに、燃料消費は５〜１０％削減することができる。鋼は一般的に車体材料の６０％よりも多い割合を占める。先進高強度鋼の使用により、部品の厚みを削減し、前記材料の使用を削減し、自動車の安全性を確保しながら車体の重量削減を実現することができる。しかし、室温での鋼の強度の上昇とともに、成形性能が低下し、また、室温での前記高強度鋼の成形は、スプリングバックおよび成形金型の摩耗などの問題に直面する。したがって、室温でのコールドスタンピングは、一般的に、１０００ＭＰａより低い強度の鋼にしか使用することができない。
【０００３】
一方、ホットスタンピングは、板材料を高温のオーステナイト化状態まで加熱することであり、当該鋼板は、低い強度（大抵、２００ＭＰａ未満）および高い伸び（５０％もの高さ）を有し、高い成形性でスプリングバックがほとんどない構成部品に成形されることができる。さらに、当該成形構成部品は、前記金型内で固体熱伝導によって急冷され、マルテンサイトに変態して硬化するため、強度が１５００ＭＰａを超えることができ、これは、高い強度と成形性の間の矛盾を解消する最も効果的な手段である。コールドスタンピングと比べ、ホットスタンピングは、前記部品の高い強度、良好な成形性、スタンピングに必要なトン数の小ささ、および前記部品の高い寸法精度といった利点を有する。
【０００４】
ホットスタンピングは、１９８０年代にスウェーデンの企業によって提案された。近年は、世界中の自動車産業が、超高強度鋼板の開発およびホットスタンピング技術の研究に多くのエネルギーを注入しており、欧州、米国、日本および中国の大手自動車メーカーが、車両ドアバンパーバー、バンパー補強ビーム、Ａピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ドアフレーム補強ビームなどの、ホットスタンピング技術によって生成された超高強度鋼板構成部品を使用しようとし始めている。
【０００５】
中国特許出願公開第１０５５１８１７３号（以下、特許文献１と呼ぶ）は、ホットスタンピング材およびその生成方法を開示している。特許文献１に記載のホットスタンピング材では、Ｂ（ボロン）の含有量が０．０００３〜０．００２％であり、好ましくは０．０００５％よりも多い。ここで、Ｂの効果は、ホットスタンプ構成部品の微細構造においてマルテンサイトを得ることが容易になるようにホットスタンピング用鋼板の焼入れ性を向上させることである。
【０００６】
固溶体原子の状態であるＢ元素は、前記鋼板のオーステナイト化中に結晶粒界に偏析してフェライトの核生成を防止することによって、前記オーステナイト化した鋼板がスタンピング変形および前記金型内での冷却中に十分な焼入れ性を有することを確実にし、フェライトの発生を阻害し、マルテンサイトが優位を占める最終的な微細構造が冷却後に得られるため、１５００ＭＰａを超える引張強度を達成することができる。同時に、効果的なフェライト阻害物質としてのＢは、Ｍｎ、Ｃｒなどの合金化元素の添加を大きく削減することができ、合金のコストを削減するのに有益である。
【０００７】
しかし、溶融鋼は、原材料および空気に由来するＮを含有することが避けられないだろう。冶金品質にもよるが、溶融鋼のＮ含有量は一般的に２０〜６０ｐｐｍであり、異常な場合は１００ｐｐｍよりも高くなることすらあり得る。Ｂの高い拡散性により、鋼に可溶化しているＮが、ＢとともにＢＮ介在物を形成する可能性があり、ＢＮがオーステナイト内に安定的に存在する。ホットスタンピング中のオーステナイト化温度は約９００°Ｃである。ＢＮはこの温度で溶解させることができないため、オーステナイト結晶粒界にＢが偏析することによるフェライトの発生を阻害する効果は弱まる、または排除されさえする。
【０００８】
Ｂの効果を効果的に発揮するために、特許文献１では、強力な窒化物形成元素であるＴｉが添加される。ＮとのＴｉの結合力はＢの結合力よりも高いため、ＴｉＮが形成されて、Ｂを固溶体原子の形態に維持しながらＮを固定する目的を達成することができるので、Ｂは、フェライトの発生を阻害し鋼板の焼入れ性を増大する効果を発揮することができる。
【０００９】
しかし、Ｔｉを使用して窒素を固定するとき、粗大なＴｉＮ粒子（粒径≧１μｍ）が形成される場合がある。さらに、ＴｉＮは、溶解温度が高く、約９００°Ｃでのオーステナイト化工程中に溶解せず、最終成形部品の微細構造中に残る。粗大なＴｉＮ硬質粒子または比較的高密度のＴｉＮ粒子は、材料が変形されるときにクラックのもとになり、ホットスタンプマルテンサイト鋼のへき開および破壊につながり、鋼板の衝撃靭性を著しく低下させるだろう。
【００１０】
また、中国特許出願公開第１０２９０６２９１号（以下、特許文献２と呼ぶ）は、高強度プレス部材およびその生成方法を開示している。特許文献２では、０．１２〜０．６９％のＣ、０．７％を超えるＳｉ＋Ａｌ、および０．５〜３．０％のＭｎを含有する鋼が、オーステナイト化温度（特許文献２では７５０〜１０００°Ｃ）まで加熱されてこの温度に維持された後に、ＭｓとＭｆの間の温度（特許文献２では５０〜３５０°Ｃ）まで冷却され、次にベイナイト変態域（特許文献２では３５０〜４９０°Ｃ）まで加熱され、残留オーステナイトが分解されてベイニティックフェライトおよびカーボンリッチ残留オーステナイトを生成し、鋼板の伸びが、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を用いて増大される。
【００１１】
しかし、特許文献２では、ＭｓとＭｆの間の温度まで前記鋼を冷却する必要がある。特許文献２における鋼の組成によれば、当該温度は室温よりも高くあるべきである。前記鋼板がホットスタンピングされた後で前記金型内で冷却されながら当該温度を正確に制御することは困難であり、また直ちにベイナイト変態温度範囲まで上昇させる必要があるが、これは、既存の産業用のホットスタンピングプロセスの設備で達成することが困難である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、先行技術に存在する上述の問題に鑑みてなされたものであり、目的の一つは、粒径≧１μｍの大きなＴｉＮ介在物を含有しないホットスタンピング用鋼を提供することであり、同時に、当該鋼は十分な焼入れ性を有する。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の別の目的は、簡易で、既存のホットスタンピング設備によって完了させることができるホットスタンピングプロセスを提供することである。
【００１４】
本発明の別の目的は、粒径≧１μｍの大きなＴｉＮ介在物を含有せず、これによって引き起こされる異常に低減した靭性の問題を回避することができる成形構成部品を提供することである。
【００１５】
本発明の第一の態様によれば、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき０．４〜１．０％のＡｌが含有されるホットスタンピング用鋼が提供される。
【００１６】
本発明に係る前記ホットスタンピング用鋼は、Ｔｉを含有しない、または微量のＴｉしか含有せず、それにより、大径の硬質ＴｉＮ介在物（粒径≧１μｍ）の発生およびその結果生じるホットスタンプ構成部品の靭性における異常な低下を回避する。同時に、鋼板の焼入れ性が保証され、これにより、ホットスタンピング後にマルテンサイトが優位を占める微細構造が得られることを確実にすることができる。具体的には、Ｂ≦０．０００５％のとき、前記鋼板の焼入れ性を確保するために、特定量の合金化元素Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉが添加され、関係式２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされる。一方、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき、０．４〜１．０％のＡｌが添加されてＮを固定し、それによりＢＮの発生を回避し、フェライトの発生を阻害することにおいてＢの効果を発揮する。
【００１７】
さらに、本発明に係る前記ホットスタンピング用鋼は、３０°Ｃ／秒未満のフルマルテンサイトを生成するための臨界冷却速度を有し、これは従来のホットスタンピング設備の焼入れ性要求を満たすことができるので、ホットスタンピングは、従来のホットスタンピング設備によって行われることができる。そして、ホットスタンピングおよび焼戻し後、１２００〜１８００ＭＰａの降伏強度、１５００〜２１５０ＭＰａの引張強度および７〜１０％の伸び、−４０°Ｃで≧４５Ｊ・ｃｍ−２の衝撃靭性が、９９．５％の確実性で達成されることができる。
【００１８】
一つの好適な課題解決法として、前記ホットスタンピング用鋼は、重量パーセントで、０．２０〜０．３８％のＣ含有量、０．１〜０．５％のＳｉ含有量、０．８〜２．２％のＭｎ含有量、０．１〜０．５％のＣｒ含有量、０．２〜０．６％のＭｏ含有量、および０〜０．０１％のＴｉ含有量を有する。
【００１９】
別の好適な課題解決法として、前記ホットスタンピング用鋼は、重量パーセントで、０．２４〜０．４％のＣ含有量、０．１〜０．５％のＳｉ含有量、０．８〜２．２％のＭｎ含有量、０．１〜０．５％のＣｒ含有量、０．０００５〜０．００４％のＢ含有量、０〜０．０１％のＴｉ含有量、および０．４〜０．８％のＡｌ含有量を有する。
【００２０】
別の好適な課題解決法として、前記ホットスタンピング用鋼は、重量パーセントで、０．３〜０．４％のＣ含有量、０．１〜０．８％のＳｉ含有量、０．８〜２．２％のＭｎ含有量、０〜０．５％のＣｒ含有量、０．０００５〜０．００４％のＢ含有量、０〜０．０１％のＴｉ含有量、および０．４〜０．９％のＡｌ含有量を有する。
【００２１】
前記ホットスタンピング用鋼は、熱間圧延鋼板、熱間圧延酸洗い板、冷間圧延鋼板、またはコーティングを有する鋼板でもよい。
【００２２】
なかでも、前記コーティングを有する鋼板は亜鉛コーティング鋼板でよく、当該亜鉛コーティング鋼板は、金属亜鉛コーティングが形成された熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板であり、当該金属亜鉛コーティングは、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっき焼鈍、亜鉛めっきおよび亜鉛‐鉄めっきのうちの少なくとも一つによって形成されてよい。
【００２３】
なかでも、コーティングを有する前記鋼板は、アルミニウムケイ素コーティングが形成された熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板、または有機コーティングが形成された鋼板である。
【００２４】
本発明の第二の態様によれば、次のステップ、すなわち、前記第一の態様の前記ホットスタンピング用鋼または当該ホットスタンピング用鋼の予備成形構成部品が提供され、８００〜９５０°Ｃまで加熱されてから当該温度に１秒から１００００秒の間維持される鋼オーステナイト化ステップと、前記鋼オーステナイト化ステップ後の前記鋼または当該鋼の予備成形構成部品がホットスタンピング金型へ移動され、当該移動中に当該鋼の温度が５５０°Ｃ以上に維持される鋼移動ステップと、スタンピング、圧力保持および冷却が行われる結果、前記金型内の前記鋼が１０°Ｃ／秒以上の平均冷却速度で２５０°Ｃ以下まで冷却され、構成部品が当該金型を出るときの当該構成部品の温度が２５０°Ｃよりも低いことを確実にするホットスタンピングステップとを含むホットスタンピングプロセスが提供される。
【００２５】
例えば、１．２ｍｍ厚の板の圧力保持時間は５〜１５秒に設定することができ、１．８ｍｍ厚の板の圧力保持時間は７〜２０秒に設定することができる。
【００２６】
本発明に係る前記ホットスタンピングプロセスは、制御が簡易で、既存の産業用のホットスタンピング設備によって完了することができる。
【００２７】
前記鋼オーステナイト化ステップでは、ローラーハース炉、箱型加熱炉、誘導加熱、および抵抗加熱のうちのいずれか一つを加熱方法として選択することができる。
【００２８】
好ましくは、前記ホットスタンピングステップの後に焼戻しステップが含まれ、前記成形構成部品が１５０〜２００°Ｃまで加熱されてこの温度に１０〜４０分間維持される、または上述の成形構成部品が任意の手法で１５０〜２８０°Ｃまで加熱されてからこの温度に０．５〜１２０分間維持され、次に任意の手法で冷却される。
【００２９】
なかでも、前記焼戻しステップは塗装プロセスによって行うことができる。
【００３０】
したがって、前記焼戻しは、熱処理プロセスをさらに追加することなく自動車の最終組立プロセスの塗装ステップにおいて行うことができる。
【００３１】
本発明の第三の態様によれば、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき０．４〜１．０％のＡｌが含有されるホットスタンプ構成部品が提供される。
【００３２】
本発明に係る前記ホットスタンプ構成部品は、粒径≧１μｍのＴｉＮ粒子を含有せず、その結果、これによって引き起こされる異常に低下した靭性の問題を回避し、かつ従来のホットスタンピング設備によって製造することができる。同時に、本発明に係る前記ホットスタンプ構成部品は良好な機械特性も得ることができる。具体的には、１２００〜１８００ＭＰａの降伏強度、１５００〜２１５０ＭＰａの引張強度および７〜１０％の伸び、−４０°Ｃで≧４５Ｊ・ｃｍ−２の衝撃靭性を達成することができる。前記機械特性は、既存のホットスタンピング用Ｔｉ含有鋼の機械特性と同等であり、僅かに向上すらしている。
【００３３】
好ましくは、前記ホットスタンプ構成部品では、重量パーセントで、前記Ｃ含有量は０．２０〜０．３８％、前記Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、前記Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｏ含有量は０．２〜０．６％、および前記Ｔｉ含有量は０〜０．０１％である。
【００３４】
別の好適な課題解決法として、前記ホットスタンプ構成部品では、重量パーセントで、前記Ｃ含有量は０．２４〜０．４％、前記Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、前記Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、前記Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、および前記Ａｌ含有量は０．４〜０．８％である。
【００３５】
別の好適な課題解決法として、前記ホットスタンプ構成部品では、重量パーセントで、前記Ｃ含有量は０．３〜０．４％、前記Ｓｉ含有量は０．１〜０．８％、前記Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、前記Ｃｒ含有量は０〜０．５％、前記Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、前記Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、および前記Ａｌ含有量は０．４〜０．９％である。当該課題解決法によれば、高価な合金の比較的低い組成割合の条件下で高い強度を達成することができる。その機械特性は、引張強度≧１８００ＭＰａ、伸び≧７．５％、−４０°Ｃシャルピー衝撃靭性（ＣＶＮ）≧５０Ｊ・ｃｍ−２である。
【００３６】
本発明の前記ホットスタンプ構成部品は、前記第二の態様の前記ホットスタンピングプロセスによって製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】本発明についての例示的な鋼であるＮＴ１鋼の２０°Ｃ衝撃破壊形態を示す。
【図２】本発明についての例示的な鋼であるＮＴ１鋼の−４０°Ｃ衝撃破壊形態を示す。
【図３】衝撃データが通常であるときの比較例の鋼であるＣＳ１鋼の衝撃破壊形態を示す。
【図４】衝撃データが異常であるときの比較例の鋼であるＣＳ１鋼の衝撃破壊形態を示す。
【図５】衝撃データが異常であるときの比較例の鋼であるＣＳ２鋼の衝撃破壊形態を示す。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
本発明の技術的な課題解決法を、具体的な実施形態と併せて下記にて説明する。
【００３９】
本発明のホットスタンピング用鋼は、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有し、Ｂ≦０．０００５％のとき、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％が満たされ、０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％のとき、０．４〜１．０％のＡｌが含有される。本発明の各元素の機能および割合の根拠を次の通りに説明する。
【００４０】
Ｃ：炭素は、オーステナイト相を安定させ、Ａｃ３温度を低下させることにより、熱間成形温度を低下させることができる。炭素は侵入型固溶体元素であり、その強化効果は、置換型固溶体元素の強化効果よりもはるかに大きい。鋼における炭素含有量が増加すると、急冷後のマルテンサイトにおける炭素含有量も増加し、それによって当該マルテンサイトの強度を向上させるだろう。したがって、保証された焼入れ性の条件下では、前記強度は、前記炭素含有量を増加させることによって効果的に向上させることができる。前記炭素含有量を増加させることは、ホットスタンプ鋼の強度を向上させる最も効果的な手段であるが、前記炭素含有量が増加するにつれ、鋼板の靭性が減少し、溶接性能が悪化する。一般に、前記炭素含有量は高過ぎてはならない。本発明の前記鋼の前記炭素含有量は０．２〜０．４％である。
【００４１】
Ｓｉ：ケイ素は効果的な脱酸剤であり、強力な固溶体強化効果を有する。ケイ素は、焼戻し工程中のセメンタイトの析出も阻害し、鋼の焼戻し安定性を向上させることができる。高過ぎるケイ素含有量は、表面品質の問題を引き起こす可能性があり、したがって、本発明の前記鋼の前記ケイ素含有量は０〜０．８％である。
【００４２】
Ａｌ：大径のＴｉＮ介在物の発生を防止するために、本発明では、Ｔｉを全く含有しない、または微量のＴｉを含有する組成設計が採用される。アルミニウムは強力な脱酸元素であり、Ｎとの強い結合力を有する。本発明では、Ｂ含有量が０．０００５％よりも大きいとき、前記焼入れ性を向上させるためにＢＮの発生を防止し、前記オーステナイト結晶粒界に偏析したＢの効果を発揮するために、比較的高い含有量のＡｌを添加してＮと結合させることができる。綿密な研究の後、本発明者らは、ＢＮの発生は、０．４％以上のＡｌを添加することによって回避することができることを見出した。Ａｌの添加が多過ぎると、鋼のＡｃ３温度が上昇することになり、連続鋳造晶析装置の開口における抵抗が増大するという問題を引き起こすだろう。したがって、前記Ｂ含有量が０．０００５％よりも大きいときは、本発明の前記鋼の前記Ａｌ含有量は０．４〜１．０％であることが求められ、前記Ｂ含有量が０．０００５％未満のときは、Ａｌを使用することによってＢを維持する必要がなく、前記Ａｌ含有量は０．４％未満とすることができ、またはＡｌは添加されなくてもよい。
【００４３】
Ｂ：Ｂは、前記オーステナイト結晶粒界に偏析し、したがってフェライトの発生を阻害し、ホットスタンピング中の鋼の焼入れ性を向上させることができる。０．０００５％よりも高いＢでちょうどフェライトの発生を阻害する役割を果たすことができ、Ｂの含有量が高過ぎるとボロン脆化を引き起こすことになるので、本発明の前記鋼の前記Ｂ含有量は０〜０．００５％とすることができ、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％であるときは、鋼の焼入れ性が保証されることができ、前記Ｂ含有量は０．０００５％よりも低くすることができ、またはＢは添加されなくてもよい。
【００４４】
Ｍｎ：マンガンは、前記焼入れ性を向上させるための最も一般的に使用されている合金化元素であり、オーステナイト域を拡大し、前記Ａｃ３温度を下げることができ、これは、ホットスタンピング温度の低下および元のオーステナイト結晶粒の微細化に有益である。Ｍｎは、ＯおよびＳとの強い結合力を有し、良好な脱酸剤かつ脱硫剤であり、硫黄によって引き起こされる鋼の高温脆性を低下または排除し、鋼の熱間加工性を向上させることができる。高過ぎるＭｎ含有量は、鋼の耐酸化性を低下させ、同時に溶接および成形の性能を悪化させることになる。本発明の前記鋼における前記マンガン含有量は０．５〜３．０％である。
【００４５】
Ｍｏ：モリブデンは、鋼の焼入れ性を大幅に向上させることができ、０．２％以上のモリブデンは、フェライトの発生を効果的に阻害し、鋼の焼入れ性を大幅に向上させることができる。モリブデンは、鋼の溶接性および耐腐食性も向上させることができる。コストを限度とするため、Ｍｏ含有量は高過ぎてはならない。本発明の前記鋼における前記Ｍｏ含有量は０〜１．０％とすることができる。
【００４６】
ＣｒおよびＮｉなどの合金化元素：クロム、ニッケルなどの元素は、鋼の焼入れ性を向上させ、鋼の強度および硬度を向上させることができる。ＣｒとＮｉを混合して添加することにより、鋼の焼入れ性を大幅に向上させることができるが、コストを考慮すると、総含有量は高過ぎてはならず、前記Ｃｒ含有量は０〜２％とすることができ、前記Ｎｉ含有量は０〜５％とすることができる。
【００４７】
前記Ｂ含有量が０．０００５％よりも低いとき、前記鋼板の焼入れ性を向上させるために、特定量のＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉなどの元素が添加されてよい。上述の四つの元素は、前記鋼板の焼入れ性に対して異なる効果を有する。前記焼入れ性に対するそれらの効果によれば、当該元素には、対応する係数を乗算する。本発明者は、精力的な研究を通して、２９＊Ｍｏ＋１６＊Ｍｎ＋１４＊Ｃｒ＋５．３＊Ｎｉ≧３０％のとき、通常のホットスタンピングプロセスにおける前記鋼板の焼入れ性が保証されることができることを見出した。
【００４８】
Ｖ、Ｎｂ：少量のバナジウムおよびニオブは、炭化物、窒化物および炭窒化物の分散した微細化結晶粒を形成することによって、鋼の強度および靭性を向上させ、マルテンサイトマトリクスの炭素含有量を消費することができ、これは、靭性をさらに向上させることができ、また、これらの微細な化合物が相間に分散されているため、析出強化が行われることができる。過剰に高いＶおよびＮｂの添加量には明白な効果はなく、コストを増大させる。本発明の前記鋼における前記Ｖ含有量は０〜０．４％、前記Ｎｂ含有量は０〜０．２％である。
【００４９】
Ｔｉ：Ｔｉは、Ｎとの強い結合力を有する。Ｔｉを使用してＮを固定するときは、窒素の完全な固定を確実にするために、Ｎに対するＴｉの重量比ｗ（Ｔｉ）／ｗ（Ｎ）≧３．４が満たされなければならず、ここで、ｗ（Ｔｉ）およびｗ（Ｎ）は、それぞれ、鋼におけるＴｉおよびＮの重量パーセントを表す。Ｎに対するＴｉの化学量論比が１に等しいとき、ｗ（Ｔｉ）／ｗ（Ｎ）は３．４にほぼ等しい。この条件が満たされるとき、前記鋼におけるＮは、Ｔｉによる完全な反応が行われ、Ｂとの前記鋼における固溶体状態の残留Ｎの結合およびＢＮの形成を引き起こすことなくＴｉＮを析出することができる。Ｎ含有量が増加すると、より高い含有量のＴｉが添加されなければならない。しかし、本出願の発明者らは、鋼における粗大なＴｉＮ粒子（粒径≧１μｍ）の体積分率が、ｗ（Ｔｉ）＊ｗ（Ｎ）に比例することを見出し、ここで、ｗ（Ｔｉ）＊ｗ（Ｎ）は、鋼におけるＴｉおよびＮの質量パーセントの積を表す。ｗ（Ｔｉ）＊ｗ（Ｎ）がそれらの固溶性の積を超えると、ＴｉＮ粒子介在物が、溶融鋼が凝固する前に当該溶融鋼内に析出されることになり、当該粒子の大きさが１０マイクロメートルを超過し得る。ＴｉＮは高い溶解温度を有し、約９００°Ｃでの前記オーステナイト化工程中に溶解せず、最終成形構成部品の微細構造内に残る。粗大なＴｉＮ硬質粒子または高密度のＴｉＮ粒子は、材料が変形されるときにクラックのもとになり、ホットスタンプマルテンサイト鋼のへき開および破壊につながり、前記鋼板の衝撃靭性を著しく低下させるだろう。したがって、本発明では、前記鋼におけるＴｉ含有量が０．０１％未満であることが求められ、またはＴｉは添加されなくてもよい。
【００５０】
Ｎ：窒素は、鋼の強度を大幅に向上させることができる侵入型固溶元素であり、かつオーステナイト安定化元素であって、オーステナイト領域を拡大して前記Ａｃ３温度を低下させる。Ｎは、ＴｉおよびＡｌなどの強力な窒化物形成元素と結合して窒化物を形成する傾向がある。ＴｉＮは、液体から析出される窒化物であり、大径の粒子を形成する傾向があり、これは鋼の衝撃靭性を悪化させる。本発明では、Ｔｉが添加されない、または微量のＴｉの添加により、大径のＴｉＮの形成を回避する。本発明では、Ａｌを使用してＮを固定する。ＡｌＮは固体から析出される窒化物であるため、形成動力学の影響下で、靭性に著しい影響を与えることなく、微細かつ分散したＡｌＮ介在物を形成することができる。したがって、本発明では、前記鋼におけるＮ含有量は０．０１％未満であればよい。
【００５１】
Ｐ：一般に、リンは鋼において有害な元素であり、鋼の低温脆性を増大させ、溶接性を悪化させ、可塑性を低下させ、冷間曲げ性能を悪化させるだろう。本発明の前記鋼では、前記Ｐ含有量は、０．０２％未満であることが求められる。
【００５２】
Ｓ：硫黄も一般的に有害な元素であり、前記鋼の高温脆性を引き起こし、前記鋼の延性および溶接性能を低下させる。本発明の前記鋼では、前記Ｓ含有量は、０．０１５％未満であることが求められる。
【００５３】
本発明の前記鋼の一つの好適な実施形態として、前記Ｃ含有量は０．２０〜０．３８％、前記Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、前記Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｏ含有量は０．２〜０．６％、および前記Ｔｉ含有量は０〜０．０１％である。
【００５４】
本発明の前記鋼の別の好適な実施形態として、前記Ｃ含有量は０．２４〜０．４％、前記Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、前記Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、前記Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、前記Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、および前記Ａｌ含有量は０．４〜０．８％である。
【００５５】
本発明の前記鋼は、前記設計組成に係る鋼インゴットに精錬され、５時間１２００°Ｃの均質化を受け、８００°Ｃよりも高い最終圧延温度によって５回から８回のパスで３ｍｍの厚みまで熱間圧延され、６５０°Ｃまで空冷されかつ炉冷され、擬似巻取りが行われ、室温まで冷却され、次に酸洗いされ、１．５ｍｍまで冷間圧延され、ホットスタンピング実験を受ける。
【００５６】
表１は、本発明の例示的な鋼ＮＴ１〜ＮＴ１４および比較例の鋼ＣＳ１、ＣＳ２のそれぞれの組成を示す。本発明のすべての例示的な鋼におけるＴｉ含有量は０．０１％未満であり、ＮＴ１〜ＮＴ１０はＢを有しない、または０．０００５％未満のＢ含有量を有し、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉなどの元素が添加されて鋼の焼入れ性を確保し、ＮＴ１１〜ＮＴ１４におけるＢ含有量は０．０００５％よりも多く、特定量のＡｌが添加されてＮと結合して、ＢＮの発生を回避する。前記比較例の鋼ＣＳ１およびＣＳ２は、現在の工業的生産におけるホットスタンピング鋼の組成を有する。鋼ＣＳ１はＢ含有量が０．００２％、Ｎ含有量が０．００４５％であり、０．０３９％のＴｉが添加されてＮと結合し、ＣＳ２は０．００２５％のＢを含有し、０．０３％のＴｉが添加されてＮと結合し、Ｎ含有量は０．００４４％である。臨界冷却速度は、熱膨張計によってオーステナイト化温度まで材料を加熱し、１０、１５、２０、２５、および３０°Ｃ／秒の速度で冷却し、その結果生じる微細構造を観察することによって測定した。フルマルテンサイト微細構造が得られたときの冷却速度を臨界冷却速度とした。
【００５７】
従来のホットスタンピング設備を使用して２２ＭｎＢ５を生成し、当該２２ＭｎＢ５の前記臨界冷却速度は約３０°Ｃ／秒である。前記比較例の鋼ＣＳ１およびＣＳ２の前記臨界冷却速度は、２５〜３０°Ｃ／秒の範囲内にある。本発明の前記例示的な鋼ＮＴ１〜ＮＴ１４の前記臨界冷却速度はすべてこの値以下であり、本発明の前記鋼組成が前記焼入れ性に対する従来のホットスタンピング設備の要求を満たし、すべての例示的な鋼は、表２に示すプロセスによるホットスタンピングの後にフルマルテンサイト微細構造を得ることができる。
【００５８】
【表１】
2021522417.tif 000003
【００５９】
本出願の前記ホットスタンピングプロセスは次のステップを含む。
【００６０】
鋼オーステナイト化：上述の合金化元素を有する前記ホットスタンピング用鋼または当該鋼の予備成形構成部品を提供し、当該鋼または鋼の予備成形構成部品を８００〜９５０°Ｃまで加熱して当該鋼または鋼の予備成形構成部品を１秒から１００００秒の間この温度に維持する。当該ステップのための加熱方法は、ローラーハース炉、箱型加熱炉、誘導加熱、および抵抗加熱とすることができるがそれらに限定されない。
【００６１】
鋼移動：上述の加熱された鋼をホットスタンピング金型へ移動し、当該金型へ移動される間、当該鋼の温度が５５０°Ｃ以上であることを確実にする。
【００６２】
ホットスタンピング：スタンピング圧力値が例えば１〜４０ＭＰａであるように、上述の鋼板の大きさにしたがって適切なプレストン数を選択し、圧力保持時間が例えば４〜４０秒に維持されるように、前記板厚にしたがって圧力保持時間を決定する。例えば、１．２ｍｍ厚の板の前記圧力保持時間は５〜１５秒に設定することができ、１．８ｍｍ厚の板の前記圧力保持時間は７〜２０秒に設定することができる。例えば、前記金型表面温度は、当該金型の冷却システムによって２００°Ｃ以下に維持されるので、当該鋼は、前記金型内で１０°Ｃ／秒以上の平均冷却速度で２５０°Ｃ以下に冷却されて、構成部品が前記金型から出るときに当該構成部品の温度が２５０°Ｃよりも低いことを確実にする。
【００６３】
前記ホットスタンピングの後、焼戻しも行うことができる。例えば、塗装プロセス中に、前記成形構成部品は１５０〜２００°Ｃまで加熱され、１０〜４０分間この温度に維持される、または、上述の成形構成部品は、任意の手法で１５０〜２８０°Ｃまで加熱され、０．５〜１２０分間この温度に維持されてから、任意の手法で冷却される。
【００６４】
表２は、本発明の前記例示的な鋼ＮＴ１からＮＴ１４および前記比較例の鋼ＣＳ１およびＣＳ２の前記ホットスタンピングプロセスのパラメータを示す。前記鋼はすべて５分間８７０〜９００°Ｃに維持されてから、ブランクが取り出され、前記ホットスタンピング金型に載置され、当該金型が閉じたとき当該ブランクの温度は約７００°Ｃであり、スタンピング圧力は１０ＭＰａであり、当該圧力は６秒間維持され、構成部品が前記金型から出るときの当該構成部品の温度は約１００°Ｃであり、次に前記ブランクが室温まで空冷され、２０分間１７０°Ｃで焼戻しされる。このプロセスは従来のホットスタンピング設備によって実現することができる。
【００６５】
【表２】
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【００６６】
表３は、ホットスタンピング後の本発明の前記例示的な鋼ＮＴ１からＮＴ１４および前記比較例の鋼ＣＳ１およびＣＳ２の機械特性を示す。引張試験片は、ゲージ長が５０ｍｍのＡＳＴＭ規格の試験片であり、引張機械特性試験についてのひずみ速度は２ｍｍ／分である。降伏強度は０．２％の残留変形を生じる応力値である。衝撃試験片は三層の衝撃試験片である。衝撃試験は、ランダムなサンプリング場所で、各種の鋼に対して３０回以上行われる。
【００６７】
実験結果は、本発明の全ての例示的な鋼が≧１２００ＭＰａの降伏強度、≧１５００ＭＰａの引張強度、および≧７％の伸びを有し、これらは前記比較例の鋼の性能と同等であり、一部の例示的な鋼の性能は、前記比較例の鋼の性能と比較して僅かに向上すらしていることを示している。
【００６８】
２０°Ｃでの前記比較例の鋼ＣＳ１のデータのほとんどは、６０Ｊ・ｃｍ−２以上であり、−４０°Ｃでの衝撃靭性は、概して言えば５５Ｊ・ｃｍ−２よりも高いが、約１０％の異常データ率が存在する。当該異常データは、２０°Ｃでの衝撃靭性が約２９Ｊ・ｃｍ−２、−４０°Ｃでの衝撃靭性が約２６Ｊ・ｃｍ−２であることを示している。衝撃破壊解析後、図４に示すように、衝撃値が異常である破壊の箇所には、粒径が約１μｍよりも大きな大量のＴｉＮ介在物が見られ、なかには１０μｍもの粒径を有するものすらあり、大径のＴｉＮの存在がクラックのもとになっており、これが衝撃靭性を著しく低下させることを示している。
【００６９】
−４０°Ｃおよび２０°Ｃでの前記比較例の鋼ＣＳ２の衝撃靭性のデータのほとんどは６０Ｊ・ｃｍ−２付近に集中しているが、約５％の異常データ率が存在する。当該異常データは、前記衝撃靭性がわずかに約４０Ｊ・ｃｍ−２であることを示している。図５に示すように、ＣＳ２の異常破壊の箇所には、粒径が約５μｍよりも大きな大量のＴｉＮが見られ、ＣＳ２の衝撃靭性の異常な低下の理由が、比較的高いＮ含有量によって引き起こされた大径のＴｉＮの発生にあることを示している。
【００７０】
前記比較例の鋼ＣＳ１およびＣＳ２の解析から、ＴｉＮの発生により前記鋼の靭性が悪化するであろうことが分かる。ＴｉＮの大きさおよび分布は、通常、確率にしたがって分布されるため、粗大なＴｉＮ介在物を含有するＣＳ１とＣＳ２は両方とも、靭性が約４０Ｊ・ｃｍ−２以下まで低下した異常な状態にあることになるだろう。
【００７１】
ＴｉＮの発生を低減させるためには、前記鋼におけるＮまたはＴｉの含有量を減らすことができる。鋼におけるＮ含有量は冶金品質によって制限されるので、Ｎ含有量の減少は、製鋼コストの大幅な上昇につながることが避けられないだろう。本発明の前記鋼におけるＴｉの含有量は０．０１％よりも低く、ＴｉＮの含有量は、大径のＴｉＮ粒子を生成することのない非常に低いレベルに維持されることができるため、それによって引き起こされる不十分な靭性の問題を回避することができる。本発明の前記例示的な鋼ＮＴ１〜ＮＴ１４は、それぞれ、２０°Ｃで６０Ｊ・ｃｍ−２以上の衝撃靭性値、および−４０°Ｃで５０Ｊ・ｃｍ−２以上の衝撃靭性を有し、異常値が存在しない。図１は、ＮＴ１鋼の２０°Ｃ衝撃破壊形態を示し、図２は、ＮＴ１鋼の−４０°Ｃ衝撃破壊形態を示し、破壊の箇所には介在物が見られない。この形態は、本発明のすべての例示的な鋼の衝撃破壊形態を表しており、本発明の前記鋼における前記介在物が前記衝撃靭性に大きな影響は与えることはないだろうということを示している。
【００７２】
【表３】
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【００７３】
表３に示すように、本発明の前記ホットスタンプ構成部品も、良好な衝撃靭性を確保しながら良好な機械特性を得ることができる。具体的には、１２００〜１８００ＭＰａの降伏強度、１５００〜２１５０ＭＰａの引張強度および７〜１０％の伸び、≧４５Ｊ・ｃｍ−２の−４０°Ｃ衝撃靭性を達成することができる。前記機械特性は、既存のホットスタンピング用Ｔｉ含有鋼の機械特性と同等であり、僅かに向上すらしている。なかでも、ＮＴ１２およびＮＴ１４は特に、高価な合金が比較的低い組成割合の条件下で高い強度を達成することができる。それらの機械特性は、引張強度≧１８４７±１２ＭＰａ、伸び≧７．８±０．３％、−４０°Ｃシャルピー衝撃靭性（ＣＶＮ）≧５３．８±０．８Ｊ・ｃｍ−２である。
【００７４】
本発明の前記ホットスタンプ構成部品は、自動車のＡピラー、Ｂピラー、バンパー、ルーフフレーム、アンダーボディーフレーム、および車両ドアバンパーバーを含むがそれらに限定されない自動車の高強度構成部品に使用することができる。
【００７５】
上記の実施形態および実験データは、本発明を例示的に示すことを意図している。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様々な変形を成すことができることは、当業者には明らかなはずである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【手続補正書】
【提出日】令和3年1月4日(2021.1.4)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ホットスタンピング用鋼であって、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０．６％≦Ａｌ≦１．０％、Ｂ：０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有することを特徴とする、ホットスタンピング用鋼。
【請求項２】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．６％≦Ａｌ≦１.０％であることを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項３】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．３〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．８％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．６％≦Ａｌ≦０．９％であることを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項４】
前記ホットスタンピング用鋼は、熱間圧延鋼板、熱間圧延酸洗い板、冷間圧延鋼板、またはコーティングを有する鋼板であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載のホットスタンピング用鋼。
【請求項５】
ホットスタンピングプロセスであって、
請求項１から４のいずれか一項に記載のホットスタンピング用鋼または該ホットスタンピング用鋼の予備成形構成部品が提供され、８００〜９５０°Ｃまで加熱されて１秒から１００００秒の間維持される鋼オーステナイト化ステップ、
前記鋼オーステナイト化ステップ後の前記鋼または該鋼の予備成形構成部品がホットスタンピング金型へ移動され、移動中に該鋼の温度が５５０°Ｃ以上に維持される鋼移動ステップ、および
スタンピング、圧力保持および冷却が行われる結果、金型内の前記鋼が、１０°Ｃ／秒以上の平均冷却速度で２５０°Ｃ以下まで冷却され、構成部品が金型を出るときの該構成部品の温度が２５０°Ｃよりも低いことを確実にするホットスタンピングステップを含むことを特徴とする、ホットスタンピングプロセス。
【請求項６】
前記ホットスタンピングステップ後の焼戻しステップであって、成形構成部品が１５０〜２００°Ｃまで加熱されて１０〜４０分間維持され、または前記成形構成部品が任意の手法で１５０〜２８０°Ｃまで加熱されてから０．５〜１２０分間維持され、次に任意の手法で冷却されるステップを含むことを特徴とする、請求項５に記載のホットスタンピングプロセス。
【請求項７】
前記焼戻しステップは塗装プロセスによって行われ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プロセス。
【請求項８】
ホットスタンプ構成部品であって、重量パーセントで、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０〜０．８％、Ａｌ：０．６％≦Ａｌ≦１．０％、Ｂ：０．０００５％＜Ｂ≦０．００５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０〜１％、Ｃｒ：０〜２％、Ｎｉ：０〜５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：≦０．０１％、および精錬中の避けられないＰ、Ｓ、Ｎなどの不純物元素を含有することを特徴とする、ホットスタンプ構成部品。
【請求項９】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．２４〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０．１〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．６％≦Ａｌ≦１．０％であることを特徴とする、請求項８に記載のホットスタンプ構成部品。
【請求項１０】
重量パーセントで、Ｃ含有量は０．３〜０．４％、Ｓｉ含有量は０．１〜０．８％、Ｍｎ含有量は０．８〜２．２％、Ｃｒ含有量は０〜０．５％、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％、およびＡｌ含有量は０．６％≦Ａｌ≦０．９％であることを特徴とする、請求項８に記載のホットスタンプ構成部品。
【国際調査報告】
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