(57)【要約】  本発明は、重量％で、少なくとも以下の組成：Ｃ：０．０３〜０．１７、Ｍｎ：０．６５〜２．５０、Ｃｒ：０．２〜２．０、Ｔｉ：０．０１〜０．１０、Ｎｂ：０．０１〜０．１０、Ｂ：０．０００５〜０．００５、Ｎ：０．０１以下を含み、ここで、Ｔｉ／Ｎが、３．４２以上である、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に関する。本発明はまた、該鋼ストリップ、シート又はブランクから製造された熱間成形された部品、該熱間成形された部品の使用、該鋼ブランク又は該ブランクから製造された予備成形された部品を、部品に成形する方法に関する。
2020528963.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、以下の組成：
Ｃ：０．０３〜０．１７
Ｍｎ：０．６５〜２．５０
Ｃｒ：０．２〜２．０
Ｔｉ：０．０１〜０．１０
Ｎｂ：０．０１〜０．１０
Ｂ：０．０００５〜０．００５
Ｎ：０．０１以下
場合により、
Ｓｉ：０．１以下  Ｍｏ：０．１以下  Ａｌ：０．１以下  Ｃｕ：０．１以下  Ｐ：０．０３以下  Ｓ：０．０２５以下  Ｏ：０．０１以下  Ｖ：０．１５以下  Ｎｉ：０．１５以下
Ｃａ：０．１５以下  から選択される１種又は２種以上の元素
を有し、
残部が鉄及び不可避的不純物であり、
Ｔｉ／Ｎが、３．４２以上である、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。
【請求項２】
Ｃ：０．０５〜０．１７、好ましくは０．０７〜０．１５、及び／又は
Ｍｎ：１．００〜２．１０、好ましくは１．２０〜１．８０、及び／又は
Ｃｒ：０．５〜１．７、好ましくは０．８〜１．５、及び／又は
Ｔｉ：０．０１５〜０．０７、好ましくは０．０２５〜０．０５、及び／又は
Ｎｂ：０．０２〜０．０８、好ましくは０．０３〜０．０７、及び／又は
Ｂ：０．０００５〜０．００４、好ましくは０．００１〜０．００３、及び／又は
Ｎ：０．００１〜０．００８、好ましくは０．００２〜０．００５
Ｃａ：０．０１以下
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。
【請求項３】
Ｍｎ及びＣｒの合計量が、２．７未満、好ましくは０．５〜２．５、さらに好ましくは２．０〜２．５である、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。
【請求項４】
Ｍｎ、Ｃｒ及びＢが、（Ｂ×１０００）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）が０．１８５〜２．５の範囲、好ましくは０．２〜２．０の範囲、さらに好ましくは０．５〜１．５の範囲となる量で使用される、請求項１〜３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。
【請求項５】
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１〜４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。
【請求項６】
前記亜鉛系コーティングが、０．２〜５．０重量％のＡｌ、０．２〜５．０重量％のＭｇ、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５に記載の鋼ストリップ、シート又はブランク。
【請求項７】
請求項１〜６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熱間成形された部品であって、引張強度が、７５０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、かつ、１４００ＭＰａ以下である、熱間成形された部品。
【請求項８】
全伸び（ＴＥ）が、５％以上、好ましくは５．５％以上、さらに好ましくは６％以上、最も好ましくは７％以上であり、かつ／あるいは、厚み１．０ｍｍでの曲げ角度（ＢＡ）が、１００°以上、好ましくは１１５°以上、さらに好ましくは１３０°以上、最も好ましくは１４０°以上である、請求項７に記載の熱間成形された部品。
【請求項９】
前記部品がミクロ組織を有し、
前記ミクロ組織が、６０％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５０％以下のベイナイトを含み、さらに好ましくは４０％以下のベイナイトを含む、請求項７又は８に記載の熱間成形された部品。
【請求項１０】
車両のホワイトボディの構造部品としての、請求項７〜９のいずれか一項に記載の熱間成形された部品の使用。
【請求項１１】
鋼ブランク又は予備成形された部品を、部品に熱間成形する方法であって、
ａ．請求項１〜３のいずれか一項に記載のブランク又は前記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、前記加熱されたブランクを温度Ｔ１に時間ｔ１の間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、かつ、時間ｔ１が１０分以下である工程、
ｂ．前記加熱されたブランク又は前記予備成形された部品を、熱間成形器具に搬送時間ｔ２の間に搬送する工程であって、前記加熱された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、かつ、前記搬送時間ｔ２が２０秒以下である工程、
ｃ．前記加熱されたブランク又は前記予備成形された部品を部品に熱間成形する工程、及び
ｄ．前記熱間成形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
を含む方法。
【請求項１２】
工程（ａ）における温度Ｔ１が、Ａｃ３温度よりも５０〜１００℃高く、かつ／あるいは、温度Ｔ２が、Ａｒ３温度より高い、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
工程（ａ）における時間ｔ１が、１分以上７分以下であり、かつ／あるいは、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１１又は１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記部品が、工程（ｄ）において、３０〜１５０℃／ｓの範囲の冷却速度、好ましくは３０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却される、請求項１１〜１３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１５】
請求項７〜９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１１〜１４のいずれか一項の方法に従って製造された少なくとも１つの部品を備える車両。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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；熱間成形された部品；及び熱間成形された部品を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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、乗客の保護を改善する鋼合金の需要が増加している。
【０００３】
機械的特性の改善、例えば、引張強度、エネルギー吸収性、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を製造するための冷間成形及び熱間成形プロセスが開発されてきた。
【０００４】
冷間成形プロセスにおいて、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、圧壊特性（crash performance）が低下するために望ましくない。
【０００５】
熱間成形プロセスにおいて、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。熱間成形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。
【０００６】
通常、熱間成形に使用される鋼は、２２ＭｎＢ５鋼である。このボロン鋼は、炉で加熱可能であり、通常８７０〜９４０℃でオーステナイト化され、炉から成形器具に移され、所望の部品形状にスタンプ（stamp）され、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、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が、同時に、それらは、低い延性及び曲げ性を示し、それにより、靭性が制限され、衝撃エネルギー吸収性の耐衝撃性（impact energy absorptive crashworthiness）が低くなる。
【０００７】
破壊靭性の測定は、鋼の衝突エネルギー吸収性（crash energy absorption）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。
【０００８】
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ろう。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
したがって、本発明の目的は、部品に熱間成形可能な鋼ストリップ、シート又はブランクを提供することであり、該部品は、従来の冷間成形及び熱間成形された鋼と比較した場合、優れた最大引張強度、延性及び曲げ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。
【００１０】
本発明の別の主題は、該鋼ストリップ、シート又はブランクから製造される熱間成形された部品と、車両の構造部品としての、該熱間成形された部品の使用とを提供することである。
【００１１】
本発明のさらに別の目的は、鋼ブランクを部品に熱間成形する方法を提供することである。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】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】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。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
炭素、マンガン、クロム、チタン及び窒素に加えて、比較的少量のニオブ及びホウ素を含む、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。
【００１４】
したがって、本発明は、重量％で、以下の組成：
Ｃ：０．０３〜０．１７
Ｍｎ：０．６５〜２．５０
Ｃｒ：０．２〜２．０
Ｔｉ：０．０１〜０．１０
Ｎｂ：０．０１〜０．１０
Ｂ：０．０００５〜０．００５
Ｎ：０．０１以下
場合により、
Ｓｉ：０．１以下
Ｍｏ：０．１以下
Ａｌ：０．１以下
Ｃｕ：０．１以下
Ｐ：０．０３以下
Ｓ：０．０２５以下
Ｏ：０．０１以下
Ｖ：０．１５以下
Ｎｉ：０．１５以下
Ｃａ：０．０５以下
から選択される１種又は２種以上の元素
を有し、
残部が鉄及び不可避的不純物であり、
Ｔｉ／Ｎが、３．４２以上である、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に関する。
【００１５】
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熱間成形された部品は、従来の熱間成形されたボロン鋼と比較した場合、引張強度、延性及び曲げ性の組み合わせ、ひいては衝撃靭性の改善を示した。
【００１６】
この鋼に関連して２つの自動車部品、すなわち、フロントの長手方向のバー、及びＢピラーを念頭に置いている。フロントの長手方向のバーには、現在、冷間成形された二相鋼（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。ＤＰ鋼のエネルギー吸収性はより低く、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ピラーに対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（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、下部が高い延性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。
【００１７】
好ましくは、上記のように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は、重量％で、以下の組成、
Ｃ：０．０５〜０．１７、好ましくは０．０７〜０．１５、及び／又は
Ｍｎ：１．０〜２．１、好ましくは１．２〜１．８、及び／又は
Ｃｒ：０．５〜１．７、好ましくは０．８〜１．５、及び／又は
Ｔｉ：０．０１５〜０．０７、好ましくは０．０２５〜０．０５、及び／又は
Ｎｂ：０．０２〜０．０８、好ましくは０．０３〜０．０７、及び／又は
Ｂ：０．０００５〜０．００４、好ましくは０．００１〜０．００３、及び／又は
Ｎ：０．００１〜０．００８、好ましくは０．００２〜０．００５、
場合により、
Ｓｉ：０．１以下、好ましくは０．０５以下、
Ｍｏ：０．１以下、好ましくは０．０５以下、
Ａｌ：０．１以下、好ましくは０．０５以下、
Ｃｕ：０．１以下、好ましくは０．０５以下、
Ｐ：０．０３以下、好ましくは０．０１５以下、
Ｓ：０．０２５以下、好ましくは０．０１以下、
Ｏ：０．０１以下、好ましくは０．００５以下、
Ｖ：０．１５以下、好ましくは０．０５以下、
Ｃａ：０．０１以下
から選択される１種又は２種以上の元素
を有し、
残部が鉄及び不可避的不純物である。
【００１８】
炭素は、良好な機械的特性を確保するために添加される。Ｃは、０．０３重量％以上の量で添加され、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、低下する可能性がある。そのため、本発明に従って使用されるＣ量は、０．０３〜０．１７重量％の範囲、好ましくは０．０５〜０．１７重量％の範囲、さらに好ましくは０．０７〜０．１５重量％の範囲である。
【００１９】
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、ホットプレス成形に必要な温度を低下させるのに有利である。Ｍｎ含有量が２．５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可能性がある。本発明に従って使用されるＭｎ量は、０．６５〜２．５重量％の範囲、好ましくは１．０〜２．１重量％の範囲、さらに好ましくは１．２〜１．８重量％の範囲である。
【００２０】
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防止するのに役立つ。これに関連して、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、本発明におけ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。本発明において使用されるＣｒの量は、０．２〜２．０重量％の範囲、好ましくは０．５〜１．７重量％の範囲、さらに好ましくは０．８〜１．５重量％の範囲である。
【００２１】
好ましくは、マンガン及びクロムは、Ｍｎ＋Ｃｒが２．７より小さくなるような量で使用され、Ｍｎ＋Ｃｒは、好ましくは０．５〜２．５の範囲、さらに好ましくは２．０〜２．５の範囲である。
【００２２】
チタンは、溶鋼を冷却する間にＴｉＮ析出物を形成させ、高温でＮを除去するために添加される。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、本発明にとって必須元素でもあるＢは、より効果的になる。化学量論的には、ＴｉのＮに対する添加の比率（Ｔｉ／Ｎ）は、３．４２より大きくあるべきである。本発明によれば、チタンの量は、０．０１〜０．１重量％の範囲、好ましくは０．０１５〜０．０７重量％の範囲、さらに好ましくは０．０２５〜０．０５重量％の範囲である。
【００２３】
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する。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、熱間成形挙動を改善する。微細か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、０．０１〜０．１重量％の範囲、好ましくは０．０２〜０．０８重量％の範囲、さらに好ましくは０．０３〜０．０７重量％の範囲である。
【００２４】
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に重要な元素である。本発明によれば、Ｂは、０．０００５〜０．００５重量％、好ましくは０．０００５〜０．００４重量％の範囲、さらに好ましくは０．００１〜０．００３重量％の範囲である。
【００２５】
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、０．０１重量％以下である。好ましくは、Ｎの量は、０．００１〜０．００８重量％の範囲にある。好適には、Ｎは、０．００２〜０．００５重量％の範囲の量で存在する。
【００２６】
本発明によれば、Ｍｎ、Ｃｒ及びＢは、（Ｂ×１０００）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）が、０．１８５〜２．５の範囲、好ましくは０．２〜２．０の範囲、さらに好ましくは０．５〜１．５の範囲であるような量で使用される。本発明に従って適用される（Ｂ×１０００）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）比は、鋼の適切な焼入れ性を達成する。
【００２７】
Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｖ、Ｎｉ及びＣａの量は、存在する場合、すべて低い必要がある。
【００２８】
ケイ素は、また、焼入れ性及び適切な置換型固溶強化を高めるために添加される。本発明において使用されるＳｉ量は、０．１重量％以下、好ましくは０．５重量％以下である。
【００２９】
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、０．１重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下である。
【００３０】
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量は、０．１重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下である。
【００３１】
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、０．１重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下の量で使用される。
【００３２】
Ｐは、鋼の変態区間の温度範囲（intercritical temperature range）を広げることが知られている。Ｐも、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、０．０３重量％以下、好ましくは０．０１５重量％以下の量で存在すべきである。
【００３３】
硫黄の量は、有害な非金属介在物を減少させるために、最小限に抑える必要がある。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、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０．０１重量％以下の量である。
【００３４】
鋼製品は、脱酸素される必要があり、それは、酸素が、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である。したがって、酸素が存在することは防止されるべきである。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。
【００３５】
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％以下である。
【００３６】
ニッケルは、０．１５重量％以下の量で添加されてもよい。Ｎｉを、鋼の強度及び靭性を高めるために添加することができる。
【００３７】
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。
【００３８】
好ましい実施形態によれば、１０００＊ＢをＭｎ及びＣｒの合計で割った値は、０．１８５〜２．５、好ましくは０．５〜１．５である必要がある。この制限により、鋼の焼入れ性が向上する。
【００３９】
好ましくは、鋼ストリップ、シート又はブランクには、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。そのようなコーティングは、熱間成形プロセス中の酸化及び／又は脱炭を低減する。
【００４０】
亜鉛系コーティングは、０．２〜５．０重量％のＡｌ、０．２〜５．０重量％のＭｇ、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。
【００４１】
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。
【００４２】
好ましくは、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。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、あるいは、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。
【００４３】
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熱間成形された部品は、ミクロ組織を有し、そのミクロ組織は、６０％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、５０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。さらに好ましくは、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。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。
【００４４】
本発明による熱間成形された部品は、優れた機械的特性を示す。該部品の引張強度（ＴＳ）は、７５０ＭＰａ以上、好ましくは８００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、かつ、１４００ＭＰａ以下である。
【００４５】
好適には、該部品の全伸び（ＴＥ）は、５％以上、好ましくは５．５％以上、さらに好ましくは６％以上、最も好ましくは７％以上であり、かつ／あるいは、該部品の厚み１．０ｍｍでの曲げ角度（ＢＡ）は、１００°以上、好ましくは１１５°以上、さらに好ましくは１３０°以上、最も好ましくは１４０°以上である。
【００４６】
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ろう。
【００４７】
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、上記のように熱間成形された部品の使用に関する。該部品は、本発明の鋼ストリップ、シート又はブランクで製造されている。これらの部品は、高強度、高延性及び高曲げ性を有している。特に車両の構造部品としての部品は、非常に魅力的であり、それは、従来の熱間成形されたボロン鋼及び冷間成形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。
【００４８】
また、本発明は、本発明によって部品を製造する方法に関する。
【００４９】
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、部品に熱間成形する方法であって、
ａ．上記のブランク又は前記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、前記加熱されたブランクを温度Ｔ１に時間ｔ１の間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、かつ、時間ｔ１が１０分以下である工程、
ｂ．前記加熱されたブランク又は前記予備成形された部品を、熱間成形器具（hot-forming tool）に搬送時間ｔ２の間に搬送する工程であって、前記加熱された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、かつ、搬送時間ｔ２が２０秒以下である工程、
ｃ．前記加熱されたブランク又は前記予備成形された部品を加熱された物品に熱間成形する工程、及び
ｄ．前記熱間成形器具内の前記部品を、３０℃／ｓ以上の冷却速度（Ｖ３）で、前記鋼のＭｆ温度より低い温度に冷却する工程
を含む方法に関する。
【００５０】
本方法によれば、加熱されたブランクを上記のように部品に成形することにより、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を見出した。特に、得られた部品は、従来の熱間成形されたボロン鋼及び冷間成形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。
【００５１】
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、あるいは、強制的に室温まで冷却することができる。
【００５２】
本発明による方法では、工程（ａ）において加熱されるブランクが、後続の工程のための中間体として提供される。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することができる。
【００５３】
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５０〜１００℃高く、かつ／あるいは、温度Ｔ２は、Ａｒ３温度よりも高い。温度Ｔ１がＡｃ３温度より５０〜１００℃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。
【００５４】
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可能性がある。
【００５５】
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。
【００５６】
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の間に熱間成形器具に搬送される。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、加熱されたブランクが加熱装置から熱間成形器具（例えば、プレス）に搬送され、熱間成形装置が閉じられるまでに必要な時間である。搬送の間、ブランク又は予備成形された部品は、自然空冷及び／又は他の利用可能な冷却方法の作用により、温度Ｔ１から温度Ｔ２に冷却することができる。加熱された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他の任意の搬送方法により、加熱装置から成形器具に搬送することができる。成形及び焼入れの開始時に鋼のミクロ組織の進展を制御するために、時間ｔ２も、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、さらに好ましくは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、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。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。
【００５７】
工程（ｃ）において、加熱された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。
【００５８】
工程（ｄ）において、熱間成形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の範囲、さらに好ましくは３０〜１００℃／ｓの範囲である。
【００５９】
本発明は、熱間成形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熱間成形鋼部品の製造を可能にする。
【００６０】
本発明による方法の１つ又は２つ以上の工程は、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。
【００６１】
図１は、本発明による方法の実施形態の概略図である。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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、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）加熱速度は低くされる。次に、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。続いて、加熱されたブランクを、炉から熱間成形器具に搬送し、その間に、空気によるブランクの冷却が、ある程度起きる。次に、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、熱間成形器具を開き、成形された物品を室温まで冷却する。
【００６５】
本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。
【実施例】
【００６６】
本発明は、以下の非限定的な実施例により説明される。
【００６７】
（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ＳＭＧプレス（SMG press）において、熱間成形熱サイクル（hot forming thermal cycles）に供した。ＨＤＡＳを、より遅い冷却速度（３０〜８０℃／ｓ）に使用し、ＳＭＧプレスを、最も速い冷却速度（２００℃／ｓ）に使用した。鋼ブランクを、それぞれ９００℃（Ａｃ３温度より３６℃高い）及び９４０℃（Ａｃ３温度より７６℃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、ブランクを、１０秒で１２０℃の温度降下、従って、約１２℃／ｓの冷却速度Ｖ２で、搬送冷却（transfer cooling）し、次いで、以下の冷却速度Ｖ３：３０、４０、５０、６０、８０、２００℃／ｓで、１６０℃まで冷却した。熱処理した試料から、ゲージ長５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ（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平面から特性を明らかにした。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。曲げ方向が圧延方向に平行な試料を、長手方向（Ｌ）曲げ試験片として識別し、曲げ方向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１ｍｍ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。
【００６８】
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（compact）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。
【００６９】
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で与えられる確立された式を使用する。ここで、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。ここで、Ｐｑは、荷重線（loading line）のうち、弾性状態にある傾きを選び、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。
【００７０】
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、閉じられたシルクハット形状を有するクラッシュボックス（crash box）（図２）に、高さ５００ｍｍ（圧延方向に対して横断方向）で衝突させた。ドロップタワーの断面の寸法を、図２にミリメートルで記載する（ｔ＝１．５ｍｍ、Ｒ０＝３ｍｍ）。クラッシュボックスを準備するために、幅１００ｍｍのバックプレートを外面（profile）にスポット溶接した。
【００７１】
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）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。
【００７２】
（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と同様の強度レベルを有するためである。さらに、比較の理由から、規格の熱間成形２２ＭｎＢ５鋼製品（組成Ｃを有する鋼）も試験した。
【００７３】
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。
【００７４】
表２に、組成Ａを有する鋼の変態温度を示す。
【００７５】
様々な試験の結果を表３〜８に示す。
【００７６】
表３に、様々な冷却速度Ｖ３後の組成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）の観点でミクロ組織を示す。表３から、様々な冷却速度Ｖ３で８００ＭＰａ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。
【００７７】
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。
【００７８】
表５に、組成Ａを有する鋼を熱間成形と、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、その後、搬送冷却に続いて２００℃／ｓのＶ３で冷却する。焼付け処理は、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。
【００７９】
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）及び従来の熱間成形された鋼製品２２ＭｎＢ５（組成Ｃを有する鋼）と比較した場合の曲げ性に関しての大幅な改善をもたらすことが直ちに明白になる。
【００８０】
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、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も明らかである。
【００８１】
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。
【００８２】
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を有する熱間成形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。
【００８３】
上記を考慮すると、本発明による鋼製品は、従来知られている冷間成形及び熱間成形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。
【００８４】
【表１】
2020528963.tif 000003
【００８５】
【表２】
2020528963.tif 000004
【００８６】
【表３】
2020528963.tif 000005
【００８７】
【表４】
2020528963.tif 000006
【００８８】
【表５】
2020528963.tif 000007
【００８９】
【表６】
2020528963.tif 000008
【００９０】
【表７】
2020528963.tif 000009
【００９１】
【表８】
2020528963.tif 000010
【図１】
2020528963.tif 000011
【図２】
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【国際調査報告】
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