JP2021185264A - ホットスタンプ加工済コンポーネント、及びホットスタンプ加工済コンポーネントを備える自動車 - Google Patents

Abstract

【課題】向上させたＶＤＡ曲げ靭性を有するホットスタンプ加工済コンポーネントを提供すること。【解決手段】ホットスタンプ加工済コンポーネントであって、該ホットスタンプ加工済コンポーネントは、ベーススチールの少なくとも一つの表面にアルミニウムまたはアルミニウム合金の被膜を備え、前記被膜は、６μｍから２１μｍの厚みを有し、被膜とベーススチールとの境界からベーススチールに形成されたＣリッチゾーンのＣ含有量は、従来のホットスタンプ加工済コンポーネントのそれよりも少なく、Ｃリッチゾーンは、ベーススチールの残りの部分よりもＣ含有量が高いゾーンであることを特徴とする。【選択図】図２

Description

本発明は、ホットスタンプ加工済コンポーネント、ホットスタンプ加工用のプレ被覆スチールシート、およびホットスタンプ加工プロセスに関する。

近年、省エネ、環境保護および車両の安全性の向上に対する緊急の必要性のために、自動車の軽量化および安全性が自動車産業の注目および研究の的になっている。超高強度スチールは、当該スチールの優れた強度特性のおかげで重量減少を達成でき、それによって、軽量化の目標が達成される。しかしながら、高強度スチール部品の製造は、従来のコールドスタンプ加工によって達成することは困難である。この場合に、ホットスタンプ加工技術が出現した。

前記ホットスタンプ加工プロセスでは、剥き出しシートがスタンプ加工によって形成されるとき、当該剥き出しシートは、酸化物スケールおよび脱炭を回避するために窒素またはアルゴン等の保護雰囲気下で加熱されるが、酸化は、移動および形成中では不可避である。前記酸化物スケールは、シート材料とダイとの間の接触界面の状態に影響を及ぼし、前記ダイと前記シート材料との間の接触熱伝達率を減少するのみならず前記スチールシートと前記ダイとの間の摩擦係数を増加することになる。スタンプ加工しているときに、剥がれた酸化物スケールは、前記ダイの表面を摩耗し、前記部品の形成品質および前記ダイの耐用期間に影響を及ぼす。より重要なことは、酸化物層は、前記自動車の組み立ておよび塗装に入る前に、除去される必要があることである。したがって、前記剥き出しシートのホットスタンプ加工済コンポーネントは、前記酸化物層を除去するためにショットピーニングされるか酸洗いされなければならず、次に、前記自動車は、組み立てられかつ塗装される。これは、ホットスタンプ加工のコストを大きく増加するのみならず、前記ショットピーニングが、前記部品の残留歪の解放による変形を引き起こし、その結果、前記自動車の組み立て精度を低下することになり、前記酸洗い処理は、深刻な環境問題を引き起こし、かつ前記コンポーネントの水素誘起脆化のリスクを増すことになる。同時に、自動車部品は、一般的には、ある程度の耐食性を有することが求められる。したがって、ホットスタンプ加工のための被覆スチールシートの開発は、ホットスタンプ加工技術の発展のために緊急に求められている。現在、世界的に開発された被膜は、純亜鉛（ＧＩ）、合金化亜鉛鉄（ＧＡ）、溶融亜鉛めっきアルミニウムケイ素（Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ）およびアルミニウムケイ素（Ａｌ−Ｓｉ）等の被膜を主に含有する。これらのうち、前記ホットスタンプ加工スチールに、高温耐性アルミニウムケイ素被膜が広く使用されている。前記Ａｌ−Ｓｉ被膜は、前記スチールシート表面の酸化と脱炭を効果的に回避することができ、前記ショットピーニングおよびサンドブラストプロセスを省略し、かつ前記耐食性も向上される。前記被膜は、最初に、ＡｒｃｅｌｏｒＭｉｔｔａｌ（アルセロール・ミッタル社）によって提案され、工業スチールシートに成功裏に適用された。典型的な合金組成（質量パーセント）は、８７％のＡｌ−１０％のＳｉ−３％のＦｅである。

益々厳しくなっている自動車の軽量と衝突安全性の必要条件を満足するために、より高いグレードのホットスタンプ加工スチールが開発された。しかしながら、前記材料の強度が増すにつれて、前記材料の可塑性および靭性がそれ相応に減少する。材料の可塑性および靭性を検出するための最も典型的な方法の一つは、静的三点曲げ試験（ＶＤＡ−２３８規格）である。最大負荷状態下での前記材料の曲げ角度（最大曲げ角度）をいかに向上するかが、研究の重点および難しさである。

ホットスタンプ加工スチールに対して、剥き出しシートは、ホットスタンプ加工の後に当該剥き出しシートの表面にある一定の脱炭層を有するので、前記剥き出しシートの最大曲げ角度が、同じベース材料の前記アルミニウムケイ素被覆シートの最大曲げ角度および同じ仕様の前記アルミニウムケイ素被覆シートの最大曲げ角度よりも高くなっていることが知られている。すなわち、前記ホットスタンプ加工の後の前記剥き出しシートの前記最大破壊歪は、比較的高く（アルミニウムケイ素被覆シートと比較して）、それによって、衝突事象中に前記部品の局所的亀裂破損に対する抵抗が向上する。しかしながら、全体の産業チェーンを考えると、アルミニウムケイ素被覆シートは、自動車ボディ部品の生産および製造に対してより有益である。したがって、より高いグレードのホットスタンプ加工スチールを開発するとともに前記アルミニウムケイ素被覆シートのホットスタンプ加工後の前記最大破壊歪を向上させるために前記スチールシートの前記被覆プロセスおよび形成プロセスを研究することが特に重要である。

中国特許第１０１５８３４８６号明細書（ＣＮ１０１５８３４８６Ｂ）（以降、特許文献１と呼ぶ）は、ホットスタンプ被覆スチールシート製品および前記ホットスタンプ被覆スチールシート製品を調製する方法を提供している。

特許文献１で使用された前記ホットスタンプ加工被覆スチールシートは、２０μｍから３３μｍのプレ被膜厚を有し、２５μｍの厚みを有するプレ被膜が、一般的に前記産業で使用される。ホットスタンプ加工後に、前記コンポーネントは、３０μｍから４０μｍの被膜で被覆される。図９に示すように、前記被膜は、４層構造を有し、最外層から基板までの微細構造は、Ａｌ酸化物および脆弱なＦｅ_２Ａｌ_５相（厚み：約７μｍ、硬度値ＨＶ１０ｇｆ：９００から１０００、平均組成：３９％から４７％のＦｅ、５３％から６１％のＡｌ、０％から２％のＳｉ）を含む連続的に分布した表面層、金属間化合物ＦｅＡｌ層（厚み；約８μｍ、硬度値ＨＶ１０ｇｆ：５８０から６５０、平均組成：６２％から６７％のＦｅ、３０％から３４％のＡｌ、２％から６％のＳｉ）、脆弱なＦｅ_２Ａｌ_５相を含む中間層（厚み；約８μｍ、硬度値ＨＶ１０ｇｆ：９００から１０００、平均組成：３９％から４７％のＦｅ、５３％から６１％のＡｌ、０％から２％のＳｉ）、相互拡散層（ＡｌまたはＳｉリッチα−Ｆｅ相）または中間化合物ＦｅＡｌ層（厚み：約１７μｍ、硬度値ＨＶ１０ｇｆ：２９５から４０７、平均組成：８６％から９５％のＦｅ、４％から１０％のＡｌ、０％から５％のＳｉ）である。

特許文献１では、前記プレ被膜の前記厚みが２０μｍ未満であるとき、形成合金化層は粗さが不十分であるので、後続の塗装プロセスにおいて、前記表面への塗料の付着性が低くなる。しかしながら、本願の発明者らは、前記合金化層の表面粗さは当該合金化層の厚みおよび構造によって決定されないこと、および加熱中に前記プレ被膜が液化される限り大きな表面粗さが生じることを発見した。一方、前記表面への塗料の付着が大きな粗さを必要とするという特許文献１の主張は、特許文献１に記載された合金化後の前記最外層が、前記塗料が容易には付着しないＦｅ_２Ａｌ_５の金属間化合物であるため、大きな粗さが必要とされるからである。対照的に、前記最外被膜の構造が変化し、Ｆｅ_２Ａｌ_５ではなくなれば、塗装の必要性が、特許文献１で考慮された前記表面粗さを求める必要はなくなる。

一方、前記プレ被膜の前記厚みが３３μｍを超える場合、スチールシートブランクの前記表面の異なる領域間の前記プレ被膜の厚みの差が、過剰に大きい場合があり、当該ブランクが加熱されると前記被膜の合金化は不均一になる。これは、主に、ある一定の局所プレ被膜の厚みが平均のプレ被膜の厚みを超えるためであるので、前記基板と前記金属プレ被膜との間の元素拡散距離または度合いが前記平均値を大きく下回り、その結果、金属間の合金化が不十分になり、さらには前記プレ被膜の溶融が生じるので、炉のローラ上にスケールが形成されが、これは、より高い加熱速度で生じる可能性が最も高い。

さらに、図１０に示すように、特許文献１の前記ホットスタンプ加工プロセスでは、０．７ｍｍから１．５ｍｍの厚みを有する前記被覆スチールは、８８０℃から９３０℃の範囲内で加熱され、加熱時間は、２．５分と１２分の間で制御され、好ましくは、３分間から６分間で９３０℃、４分間から１３分間で８８０℃に制御される。１．５ｍｍから３ｍｍとの間の厚みを有する被覆スチールに対して、加熱は、９００℃から９４０℃の範囲内で実行され、加熱時間は、４．５分と１３分の間、好ましくは、４分間から８分間で９４０℃、６．５分間から１３分間で９００℃に制御され、２００℃と７００℃との間の加熱速度は、４℃／秒から１２℃／秒であり、ダイでスタンプ加工された後、前記被覆スチールは、少なくとも３０℃／秒の冷却速度で冷却される。

中国特許第１０１５８３４８６号明細書

しかしながら、特許文献１の前記技術は、以下の問題を含んでいる。
第一に、特許文献１の前記ホットスタンプ加工被覆スチールシートは、冷間曲げ性能（ＶＤＡ−２３８規格に従う曲げ靭性）がホットスタンプ加工後に低くなるという問題を含んでいるということが実際の製造プロセスで判明した。

冷間曲げ性能は、室温で壊れることなく曲げ荷重に耐える金属材料の能力を特徴付ける特性であり、かつ試験片の曲げ位置の塑性変形能力を良好に反映することができる。冷間曲げの変形モードは、衝突事象時の自動車のコンポーネントの破損モードと類似している。したがって、前記ホットスタンプ加工スチールシートに関して、当該ホットスタンプ加工スチールシートの冷間曲げ性能は極めて重要である。一般的に、自動車材料の衝突安全性は、平面歪状態下での破壊破損歪の大きさを反映している、前記最大曲げ荷重下での前記材料の前記三点曲げ角度を検査することによって評価される。ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）によって発行された試験規格ＶＤＡ２３８−１００に従う前記三点曲げ試験によって、２５μｍプレ被膜を有するホットスタンプ加工スチールで得られた形成コンポーネントの前記最大曲げ角度は、一般的に、３５°から５５°であり、いくつかの自動車製造業者の要求の下限よりも低く、曲げ状態での早過ぎる亀裂発生のリスクを引き起こすことが示された。衝突事象では、車のコンポーネントは、特に側突に対して、良好なエネルギー吸収能力を有することが必要とされるので、早過ぎる亀裂発生によって誘起される不十分なエネルギー吸収は許されない。

さらに、ホットスタンプ加工後の特許文献１の前記ホットスタンプ加工被覆スチールシートは、溶接電極を悪化しかつ前記スタンプ加工ダイの摩耗を早める問題も有する。たとえば、特許文献１に記載された前記プレ被膜の前記平均厚が約２５μｍである場合、ホットスタンプ加工後に、前記被覆スチールシートの前記表面層は、主に、７μｍ以上の厚みを有する脆弱なＦｅ_２Ａｌ_５相であり、かつ前記表面層の平均硬度値は、８５０ＨＶ１０ｇｆから１０００ＨＶ１０ｇｆと高い。前記表面層の前記高い硬度は、前記スタンプ加工ダイの前記摩耗を早める。前記スチールシートが溶接されると、前記溶接電極の耐用期間が短くなり、非被覆シートの耐用期間のわずかに約１／４になる。

第二に、特許文献１の前記ホットスタンプ加工被覆スチールシートの比較的大きなプレ被膜厚は、低い溶融被膜生産効率、高い合金コストおよびホットスタンプ加工中の低い加熱効率につながる。

具体的には、特許文献１の前記プレ被膜は、２０μｍから３３μｍの厚みを有し、かつ実際の工業生産では２５μｍが好ましい。前記溶融温度が一定である場合、前記溶融時間が増すにつれて、前記プレ被膜の前記厚みは増加し、この関係は、放物線則に従う。したがって、前記プレ被膜が厚くなるほど、前記溶融時間が長くなることが必要で、前記効率が低くなり、前記生産コストが高くなる。加えて、前記合金コストの視点から、前記プレ被膜が厚くなるほど、消費される合金の量が高くなり、前記合金コストが高くなる。さらに、前記プレ被膜自体が熱反射性を有し、ホットスタンプ加工中に、前記プレ被膜が厚くなるほど、前記加熱効率が低くなる。

また、特許文献１の前記ホットスタンプ加工プロセスは、加熱効率が低いという問題を含む。

具体的には、前記方法は、前記プレ被覆スチールシートを加熱するために従来の加熱デバイスを主に使用している。従来の加熱炉では、加熱は、主に、熱放射と熱対流によって実行され、特許文献１は、前記炉の温度と前記加熱時間を前記スチールシートの前記厚みとオーステナイト化温度にしたがって設定している。通常、平衡オーステナイト化温度よりも５０℃から１００℃高い温度すなわち８８０℃から９４０℃に加熱した後に、完全なオーステナイト化、粒度および元素分布の均一化を保証するためにさらなる期間前記加熱を保つことが必要である。しかしながら、古典的な熱伝導公式Φ＝ＫＡΔＴ（Φは熱流束であり、Ｋは合計熱伝導率であり、Ａは熱伝達面積であり、ΔＴは温度差である）によれば、前記熱伝導率および前記熱伝達面積が一定の場合、前記温度差が大きくなるほど、前記熱伝達効率が高くなることが知られている。特許文献１の前記加熱プロセスに関して、前記炉の設定温度が５０℃から１００℃だけ前記平衡オーステナイト化温度よりも高いに過ぎないので、当該スチールシートの前記表面温度は前記炉の前記設定温度に近づくまたは到達したとき、当該スチールシートの内部温度が前記設定された炉の温度に確実に到達していない。加えて、前記温度差が小さ過ぎるので、前記熱伝達効率が大きく減少し、かつ完全なオーステナイト化を達成するためにはより長い時間前記スチールシートを保持することが必要である。しかしながら、前記保持時間が長すぎると、幾つかの粒子の異常な成長を引き起こす可能性がある。

さらに、特許文献１では、前記プレ被膜が、２０μｍから３３μｍの大きな厚みを有するので、この特許は、第一の加熱段階における前記加熱速度、すなわち、２００℃から７００℃の段階での前記加熱速度が４℃／秒から１２℃／秒であることを規定するのみならず、より長い保持時間を規定している。前記基板の前記オーステナイト化をかなえることに加えて、特許文献１の目的は、前記溶接要件を保証しながら、前記基板と前記金属プレ被膜との間の合金化が不十分であることに起因する前記炉ローラのスケール形成の前記問題を回避するために、４層合金化層を形成するように前記プレ被膜を完全に合金化させることである。

実際に、実際の製造では、ホットスタンプ加工が特許文献１で提供された方法にしたがって実行されると、厚いプレ被膜および単一かつ一定の加熱プロセスは、不十分な合金化の問題を生じやすく、最終的に前記炉ローラ上へのスケール形成につながることが見い出されている。この例では、ホットスタンプ加工済コンポーネントの製造者は、前記炉のローラを定期的に交換しなければならない。コストの点では、前記炉ローラの高価な価格に起因して、前記製造コストが大きく増加し、品質の点では、前記製品の前記品質が悪化し、その結果、欠陥品の比率が増加し、製造コストの増加も生じる。

本発明は、従来の技術の上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、向上させたＶＤＡ曲げ靭性を有するホットスタンプ加工済コンポーネントを提供することである。

本発明の他の目的は、上記のホットスタンプ加工済コンポーネントを含む自動車両を提供することである。

本発明の他の目的は、ホットスタンプ加工後の前記ＶＤＡ曲げ靭性を向上させることができるプレ被覆スチールシートを提供することである。

本発明のさらなる他の目的は、向上させたＶＤＡ曲げ靭性を有するホットスタンプ加工済コンポーネントを得ることができるホットスタンプ加工プロセスを提供することである。

前記冷間曲げ性能試験結果に影響を及ぼす多くの要因がある。前記冷間曲げ性能試験結果に重要な影響を及ぼす前記冷間曲げサンプルの方向（長手方向は、圧延方向に平行でありかつ横方向は前記圧延方向に対して垂直である）を除いて、冷間曲げ試験速度、支持ローラ同士間の長さ、試験片の幅、および曲げの直径中心の全ては、前記冷間曲げ性能試験結果に異なる影響を及ぼす。しかしながら、これらの要因は、技術的検査規格において全て規定されており、また従わなければならない。たとえば、ＶＤＡによって発行された前記ＶＤＡ２３８−１００規格は、前記冷間曲げサンプルのサイズと全長を規定する。したがって、前記冷間曲げ試験の前記結果に影響を及ぼす他の要因（表面被膜、脱炭層、およびサンプルの構造等）を解析しかつ考察することが重要である。

２５μｍのプレ被膜を有する従来のプレ被覆スチールシートでは、ホットスタンプ加工加熱およびオーステナイト化プロセス中に、前記基板中のＦｅ原子が前記プレ被膜に向かって拡散しかつ前記プレ被膜中のＡｌが、前記基板中に拡散し、かつ前記基板／被膜の境界は、前記基板の側に移動するであろう。精力的な研究の後に、本発明者らは、前記基板と前記被膜との間の境界が移動すると、前記基板中のＣ原子が拡散することを発見し、前記基板中のＣ原子の溶解度（前記基板は、加熱されると高い飽和溶解度を有するオーステナイトである）は、極端に高く、前記被膜中のＣ原子の前記溶解度（アルミニウム含有フェライトおよび／または鉄アルミニウム化合物）は、極端に低く、前記Ｃ原子は、前記被膜の側に向かってほとんど拡散できず、かつ前記基板と前記被膜との間の前記境界（前記基板の側）の近くに蓄積されざるを得ず、明確なＣリッチゾーンを形成する。ホットスタンプ加工および冷却の後に、前記Ｃリッチゾーンは、高いＣ含有量を有するマルテンサイト構造を形成し、当該マルテンサイト構造は非常に脆弱なため、前記スチールシートが曲げられると、Ｃリッチな脆いマルテンサイト領域に最初に亀裂破損が生じるので、ＶＤＡ曲げ靭性が減少される。したがって、本発明者らは、従来の技術におけるＶＤＡ性能の弱点を解決する突破口は、前記被膜または前記被膜と前記基板との間の関係を向上することによってＣリッチの度合いを減少し、かつさらに前記領域の前記マルテンサイトの脆性を減少することであると認識している。

この知見に基づき、本発明の第一の態様は、ホットスタンプ加工済コンポーネントを提供し、当該ホットスタンプ加工済コンポーネントは、ベーススチールの少なくとも一つの表面にアルミニウムまたはアルミニウム合金の被膜を備え、当該被膜は、前記ベーススチールとアルミニウムまたはアルミニウム合金のプレ被膜との間の相互拡散によって生成され、かつ前記被膜は、６μｍから２６μｍの厚みを有する。

本発明によれば、前記被膜の前記厚みは従来の技術に比較して減少される。したがって、本発明の前記形成コンポーネントは、比較的に薄いプレ被膜を有するプレ被覆スチールシートを使用して調製されることができる。特に、前記プレ被膜の前記厚みは、３μｍから１９μｍ、好ましくは、５μｍから１８μｍ、およびより好ましくは１２μｍから１８μｍに減少することができる。前記より薄いプレ被膜のＡｌ元素の合計含有量は比較的小さいため、ＦｅおよびＡｌの相互拡散の合計量は小さくなり、前記基板の側への前記基板／被膜の前記境界の移動が小さくなる。したがって、前記基板と前記被膜との間の前記境界近く（前記基板の側）のＣ原子の蓄積の度合いは、より小さく、当該境界のＣ原子の偏析の度合いは、２０μｍ以上の厚みを有する前記プレ被膜に比較して大きく減少される。
前記三点曲げ（ＶＤＡ２３８−１００規格）試験が実行されると、３０μｍ以上の被膜の厚み（２０μｍ以上の前記プレ被覆スチールシートのプレ被膜の厚みに対応する）を有する従来の形成コンポーネントに比較して、本発明に係る前記形成コンポーネントの前記破壊損傷歪は大きく改善し、かつ前記最大曲げ角度は、１°から７°だけ増加する。たとえば、本発明の前記スチールシートの２１μｍの被膜の厚み（１４μｍの前記プレ被膜の厚みに対応する）を有する前記コンポーネントでは、前記ＶＤＡ規格に従う前記最大曲げ角度は、従来の技術における３４μｍ（２５μｍの前記プレ被膜厚に対応する）の被膜の厚みを有する現在適用されているコンポーネントにおける前記最大曲げ角度よりも４°高く、このように、前記ホットスタンプ加工済コンポーネントの前記衝突靭性は大きく向上させることができる。

さらに、特許文献１は、前記プレ被膜の前記厚みが２０μｍ未満である場合、前記耐食性が低下することに言及している。しかしながら、実際には、前記プレ被膜は、ホットスタンプ加工中に合金化され、かつ合金化後の最内層（特許文献１の層ａ）は、ＢＣＣ鉄の構造であり、多量のＡｌ（およびＳｉ）が固溶化され、外側の合金化層は、ＦｅおよびＡｌの金属間化合物（特許文献１の層ｂ、ｃ、およびｄ）であり、かつ前記硬度は、６５０ＨＶから１０００ＨＶ程度に高いので、全ての合金化層は、ホットスタンプ加工中に多数の微細亀裂を形成する傾向があり、前記微細亀裂は、深さ方向に前記表面上の前記金属間化合物層を貫通する。特許文献１の公開から数年後に、この問題は、世界中の前記ホットスタンプ加工産業および前記自動車産業において確認された。このような微細亀裂は、耐食性の低下を引き起こす。すなわち、前記プレ被覆スチールシートの前記プレ被膜の厚みと前記形成コンポーネントの前記被膜の厚みの両方が薄いことを保証することによって前記耐食性が向上されるとの特許文献１の観点は支持できない。本願の発明者らは、前記被覆されたホットスタンプ加工済コンポーネントの前記耐食性は、前記合金化層の前記金属間化合物とは無関係であり、かつ前記合金化層の前記層ａにしか関連していないことを考察した。したがって、本発明は、前記層ａの形成を制御するだけであり、かつ層ｂ、ｃ、およびｄが存在しているか否かおよび当該層がどのように存在しているかは、前記被覆コンポーネントの前記耐食性に影響を及ぼさない。すなわち、本発明は、前記形成コンポーネントの前記被膜の厚みを薄くするが、前記形成コンポーネントの前記耐食性を低下しない。

好ましくは、前記被膜は、前記ベーススチールに近い側に位置する第一の層、すなわち、最内層からのみからなり、かつ当該第一の層は、６μｍから１４μｍの厚みを有する相互拡散層である。前記相互拡散層の組成は、ＡｌおよびＳｉを含有するα−Ｆｅであり、当該Ｆｅの含有量は、７０重量％以上である。

この場合、前記被膜構造は、前記相互拡散層のみを含む。前記相互拡散層の前記厚みは、前記亀裂が前記基板に向かって拡大することを防止するようにある一定の遷移層の形成を保証するために６μｍを超える。前記厚みは、過剰なＣ拡散につながることでＣリッチ化を引き起こす前記合金化層の過剰に高い合計厚を回避するように１４μｍ未満である。

加えて、前記相互拡散層は、ＡｌおよびＳｉリッチα−Ｆｅ、すなわち、体心立方（ＢＣＣ）の結晶構造を有するＦｅであり、前記Ｆｅの含有量は、７０重量％以上である。上記の前記第一の層は、Ｆｅ_３Ａｌ等の、２０体積％未満の金属間化合物相を含むことができる。前記第一の層では、１μｍから２μｍの厚みを有するＦｅＡｌ層を有する中間層の外側を被覆することも可能である。前記第一の層の硬度値ＨＶ１０ｇｆは２２０から４１０である。

前記被膜構造が前記中間層のみを含む場合に、前記相互拡散層の前記外側は、前記層の前記α−Ｆｅが酸化されないことを保証するためにＡｌの酸化物で被覆される。

他の好適な一実施形態として、前記被膜は、前記第一の層および第二の層からなり、前記第二の層は、前記第一の層の外側に位置し、かつ前記第二の層は、０μｍから８μｍの厚みを有する。前記第二の層の構造は、Ｆｅ、Ａｌ、およびＳｉの金属間化合物であり、前記Ｆｅの含有量は、３０重量％から４７．９重量％である。

この場合、前記第二の層は、前記第一の層の前記外側に含有され、かつ前記第二の層は、Ｆｅ_２Ａｌ_５およびＦｅＡｌ_３等の連続する脆性金属間化合物相を含有し、前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、８００から９６０である。

さらなる好適な一実施形態として、前記被膜は、前記第一の層、前記第二の層および第三の層からなり、前記第三の層は、前記第二の層の外側に位置し、かつ前記第三の層の厚みは、０μｍから１０μｍであり、前記第三の層の構造は、Ｆｅ、ＡｌおよびＳｉの金属間化合物であり、前記Ｆｅの含有量は、４８重量％から６９重量％である。

この場合、前記第三の層は、前記第二の層の前記外側に含有され、かつ前記第三の層は、ＦｅＡｌまたはＦｅＡｌ_２の相であり、かつ１０重量％未満のＳｉを含有し、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、４００から６３０である。

さらなる好適な一実施形態として、前記被膜は、前記第一の層、前記第二の層、前記第三の層、および不連続分布表面層からなり、前記表面層は、前記第三の層の外側に位置する。前記表面層は、０μｍから４μｍの厚みを有し、かつ前記表面層は、前記第二の層の構造および前記第三の層の構造を備え、かつ前記表面層は、少なくとも３０体積％の前記第三の層の構造を含有する。

この場合、前記不連続分布表面層は、前記第三の層の前記外側に存在し、かつ前記表面層における前記第二の層の構造（例えばＦｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３等の金属間化合物相）の含有量は７０％未満であり、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、６５０から８５０である。

すなわち、本発明の前記形成コンポーネントは、ホットスタンプ加工後に表面層を有するが、前記表面層は、不連続に分布し、かつ前記硬度は、連続的に分布した表面層を有する従来の被膜表面と比較して低くなる。主な理由は、前記従来の被膜表面層は、９０％を超えるＦｅ_２Ａｌ_５を含有するが前記Ｆｅ_２Ａｌ_５相は高い硬度を有し、前記硬度値は、約９００ＨＶ１０ｇｆから１０００ＨＶ１０ｇｆの硬度値である。対照的に、本発明の前記製品では、前記最外不連続表面層におけるＦｅ_２Ａｌ_５は、７０体積％未満であり、かつ前記厚みは、０μｍから４μｍに過ぎず、すなわち、好ましくは、Ｆｅ_２Ａｌ_５を含まない、少なくとも３０％の体積パーセントを有するＦｅＡｌ相（Ｆｅの含有量が４８重量％から６９重量％である）がある。さらに、前記ＦｅＡｌ相は、低い硬度（約４００ＨＶ１０ｇｆから６３０ＨＶ１０ｇｆの硬度）および大きな体積パーセントを有し、したがって、本発明の前記被膜構造の前記表面硬度は低下する。

前記被膜が薄くなると、前記被膜の微細構造は発達しかつ前記被膜の前記表面硬度も発達することに留意すべきである。たとえば、前記被膜が、前記第一の層、前記第二の層、前記第三の層、および前記不連続分布表面層からなる場合、前記表面硬度は、６５０ＨＶ１０ｇｆから８５０ＨＶ１０ｇｆに低下する。前記被膜が、前記第一の層、前記第二の層および前記第三の層からなる場合、前記表面硬度は、４００ＨＶ１０ｇｆから６３０ＨＶ１０ｇｆに低下する。たとえば、前記被膜が前記第一の層のみからなる場合、前記表面硬度は、２２０ＨＶ１０ｇｆから４１０ＨＶ１０ｇｆに低下する。

上記のように、本発明の前記ホットスタンプ加工済コンポーネントの前記表面硬度は、前記被膜の前記厚みが減少するにつれて低下し、前記スタンプ加工ダイの前記摩耗を減少するのみならず、溶接電極の耐用期間を延長するのに寄与する。

本発明の第二の態様は、前記第一の態様に係る前記ホットスタンプ加工済コンポーネントを備える自動車を提供する。

たとえば、前記ホットスタンプ加工済コンポーネントは、安全構造コンポーネント、強化構造コンポーネント、ホイールコンポーネント、高強度高靭性自動車構造コンポーネントまたは陸上車両のシャシー構造コンポーネントとして使用することができる。

本発明の第三の態様は、ホットスタンプ加工用プレ被覆スチールシートを提供し、アルミニウムまたはアルミニウム合金のプレ被膜が前記ベーススチールの少なくとも一つの表面に設けられ、前記ホットスタンプ加工用プレ被覆スチールシートの合計厚は、０．５ｍｍから３．０ｍｍであり、かつ前記プレ被膜の前記厚みは、３μｍから１９μｍ、好ましくは、５μｍから１８μｍ、より好ましくは、１２μｍから１８μｍである。

本発明によれば、前記プレ被膜の前記厚みは、前記従来のプレ被覆スチールシートに比較して薄くされており、したがって、前記第一の態様の前記ホットスタンプ加工済コンポーネントを形成するために使用することができる。上記のように、本発明の前記プレ被覆スチールシートの使用により、ホットスタンプ加工後の前記ＶＤＡ曲げ靭性を向上することができ、かつ同時に前記表面層の前記硬度を減少することができ、それによって、前記スタンプ加工ダイの前記摩耗を低減し、かつ前記溶接電極の前記耐用期間の延長に有利である。

加えて、前記プレ被膜の前記厚みが薄いので、前前記スチールシートの迅速な加熱を達成するのに役立つとともに、前記被膜のコストを減少することができる。

好適な一実施形態として、前記ベーススチールは、重量パーセントで、以下の成分、すなわち、０．２８％から０．４％のＣ、０．６％から３．５％のＭｎ、０％から０．００４％のＢ、０％から０．４％のＮｂ+Ｔｉ+Ｖ、０．０５％から１％のＳｉ、０．０１％から１％のＡｌ、合計含有量が５％未満のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、および不可避的な不純物元素を含む。

この場合、前記製造されたホットスタンプ加工済コンポーネントは、≧１７００ＭＰａの引張強度を有する。それによって、前記ＶＤＡ曲げ靭性を向上しかつ前記表面硬度を減少するとともに良好な機械特性を得ることができる。

さらなる良好な一実施形態として、前記ベーススチールは、重量パーセントで、以下の成分、すなわち、０．１９％から０．２９％のＣ、０．６％から３．５％のＭｎ、０から０．００４％のＢ、０％から０．０４％のＮｂ+Ｔｉ+Ｖ、０から２％のＳｉ、０％から２％のＡｌ、合計含有量が５％未満のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、および不可避的な不純物元素を含む。

この場合、得られたホットスタンプ加工済コンポーネントは１４００ＭＰａから１８００ＭＰａの引張強度を有する。

より好ましくは、前記ベーススチールは、０．１重量％から０．４重量％のＶを含む。

この場合、ＶＣ析出の固溶性製品のための条件によれば、オーステナイト粒界は、オーステナイト化プロセスにおいてＶＣおよび／または（Ｖ、Ｔｉ）Ｃおよび／または（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃのある一定量の複合カーバイドを有することができる。前記第二相粒は、前記オーステナイト粒を効果的に固定し、前記旧オーステナイト粒を微細化する。したがって、ＶＣの前記析出は、前記旧オーステナイト粒径を制御することに重要な影響を及ぼす。より重要なことは、前記析出温度は、前記ホットスタンプ加工プロセスと結合される。本発明の好適な一実施形態によれば、当該好適な一実施形態は、重量パーセントで、以下の成分を備える、すなわち、０．３５％のＣ、１．３５％のＭｎ、０．００２％のＢ、０．０４％のＴｉ、０．２％のＶ、０．２％のＳｉ、０．０５％のＡｌ、０．２％のＣｒを有し、本発明に係る前記スチールのホットスタンプ加工によって得られた前記旧オーステナイト粒径は、２．２μｍから７μｍであり、かつ前記粒の微細化は、前記強度を向上するのみならず、前記靭性も向上する。さらに、オーステナイト粒において、０．１ｎｍから２０ｎｍの粒子サイズを有するＶＣおよび／または（Ｖ、Ｔｉ）Ｃおよび／または（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの複合カーバイドを得ることができる。前記材料の前記強度は、ナノカーバイドの析出強化を介してさらに向上させることができる。ホットスタンプ加工および塗料焼き付けおよび焼き戻しの後に、前記コンポーネントの前記強度は、１９５０ＭＰａに達しかつ伸長は８％である。

本発明の第四の態様は、前記第三の態様に係るホットスタンプ加工用の前記プレ被覆スチールシートまたは当該スチールシートの予備形成コンポーネントを８４０℃以上に多段加熱するスチールシートオーステナイト化ステップ、前記加熱されたプレ被覆スチールシートを前記ホットスタンプ加工ダイに移動し、前記ダイに移動されたときに前記プレ被覆スチールシートの温度が５５０°以上であることを保証するスチールシート移動ステップ、ホットスタンプ加工済コンポーネントを得るために前記移動されたプレ被覆スチールシートを前記ダイでスタンプ加工するホットスタンプ加工ステップを備えるホットスタンプ加工プロセスを提供する。

上記のように、本発明は、前記第三の態様に係る前記プレ被覆スチールシートに対する多段急速加熱法を革新的に提供する。第一に、前記プレ被膜の前記厚みが減少し、前記合計熱伝導率が向上し、かつ前記スチールシートのオーステナイト化を素早く達成することがより容易である。第二に、部分温度制御が採用され、温度差が大きく、加熱効率が大きく向上し、かつ迅速な加熱が実現する。前記プロセスは、前記高温区間において長時間にわたる均熱に起因してオーステナイト粒の異常な成長を回避しながら製造効率を向上させることができる。さらに、前記より薄いプレ被膜および前記多段加熱構成によって前記基板と前記金属皮膜との間の前記合金化をより完全なものにし、それによって、前記炉ローラの溶着およびスケール発生などの一連の問題が回避される。前記炉ローラの前記耐用期間が効果的に向上するのみならず、前記製品の認定率が向上し、かつ前記製品コストを大きく削減することが証明された。前記多段加熱は、ローラハース炉を設置するまたは誘導加熱デバイスを設けることによって達成することができる。

さらに、ホットスタンプ加工後の最終製品のシートの前記ＶＤＡ最大曲げ角度は、プレ被膜厚が減少されたプレ被覆スチールシートを使用することによって大きく増加することができ、かつ前記最終製品のシートの靭性も同様に向上することができる。同時に、スタンプ加工ダイの前記摩耗を効果的に減少することができ、溶接電極の前記耐用期間を延長することができ、かつ自動車ボディ部品の耐食安全性およびエネルギー吸収効果を大きく向上することができ、さらに自動車材料の開発を促進することができ、かつ省エネ化および排ガス削減により貢献する。

さらに、より重要なことは、前記迅速な加熱によって、ＦｅおよびＡｌの前記拡散の時間が短くなり、それによって、前記基板と前記被膜との間の前記境界の前記基板側への前記移動がさらに減少する。それに応じて、前記基板と前記被膜との間の前記境界近くの（前記基板側）Ｃ原子の蓄積の度合いはより小さくなり、前記ＶＤＡ曲げ靭性の前記向上により有利である。

好ましくは、前記スチールシートの前記オーステナイト化ステップでは、前記多段加熱は以下のように実行される。０．５ｍｍから１．５ｍｍの厚みを有するプレ被覆スチールシートに対しては、前記加熱温度は、被膜合金化のための予加熱段階において７００℃から８７５℃に設定され、オーステナイト化加熱の第一の段階における前記加熱温度は、９２０℃から９４０℃に設定され、第二の段階における前記加熱温度は、９４０℃から９６０℃に設定され、第三の段階における前記加熱温度は、９２０℃から９４０℃に設定され、第四の段階は均熱段階であり、かつ前記温度は、９００℃から９２０℃に設定される。
０．５ｍｍから１．０ｍｍの厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、合計加熱時間（第一から第四の段階）は、９０秒から１４０秒に設定され、１．０ｍｍより大きくかつ１．５ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、合計加熱時間は、１２０秒から１８０秒に設定され、１．５ｍｍより大きくかつ３．０ｍｍ以下の厚みを有するプレ被覆スチールシートに対しては、加熱温度は、被膜合金化のための前記予加熱段階において７００℃から８９５℃に設定され、オーステナイト化の前記第一の段階における前記加熱温度は、９４０℃から９６０℃に設定され、前記第二の段階における前記加熱温度は、９５０℃から９７０℃に設定され、前記第三の段階における前記加熱温度は、９４０℃から９６０℃に設定され、前記第四の段階は前記均熱段階であり、かつ前記温度は、９２０℃から９４０℃に設定され、１．５ｍｍより大きくかつ２．０ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、合計加熱時間は、１８０秒から２２０秒に設定され、２．０ｍｍより大きくかつ２．５ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、合計加熱時間は、１８０秒から２６０秒に設定され、２．５ｍｍより大きくかつ３．０ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、合計加熱時間は、２００秒から３００秒に設定される。

上記プロセスステップは、本発明の前記プレ被覆スチールシートに適合する。プレ被膜Ａｌまたは合金めっき層の溶融温度は約６００℃であるため、前記被膜の前記表面は、前記加熱プロセスの始めに液化され、液状のＡｌまたはＡｌ合金は、前記ローラハース炉のローラと反応し、前記ローラに付着して前記ローラの耐用期間に影響を及ぼす。液状のＡｌまたはＡｌ合金の発生を減少するために、本発明は、被膜合金化のための予加熱段階を備え、前記予加熱段階の目的は、前記スチールシートの前記表面上の前記液状のＡｌまたはＡｌ合金と前記炉ローラとの間の反応を減少するように前記プレ被膜中のＡｌまたはＡｌ合金と前記基板中のＦｅとの間の十分な合金化を実現することである。

上記プロセスステップは、本発明の前記プレ被覆スチールシートに適合し、前記第一の態様の前記形成コンポーネントに必要な前記被膜構造を得ることができ、前記ＶＤＡ曲げ靭性を増加しかつ前記表面硬度等を減少する効果を達成することができ、かつ望ましい機械的特性を得ることができる。

好ましくは、前記スチールシート移動ステップ後に、塗料焼き付けステップをさらに備える。前記塗料焼き付けステップでは、前記ホットスタンプ加工済コンポーネントは、１３０℃から２００℃に加熱されかつ５分間から６０分間保持され、次に任意の方法で冷却される。

前記塗料焼き付けステップの後に、前記ホットスタンプ加工済コンポーネントの前記機械的特性がさらに向上される。たとえば、１７０℃／２０分で焼き付けを行った後に、前記ホットスタンプ加工済コンポーネントの降伏強度は５０ＭＰａから１５０ＭＰａ増加され、前記引張強度は、約５０ＭＰａから１２０ＭＰａ低下し、前記伸長は、約０％から３％増加し、かつ衝撃靭性値は、５Ｊ／ｃｍ^２から２０Ｊ／ｃｍ^２増加し、したがって、前記材料の前記衝突エネルギー吸収効果が向上する。

図１は、異なるプレ被膜の厚みを有するスチールシートのホットスタンプ加工前の被膜構造の図である。 図２は、異なるプレ被膜の厚みを有するスチールシートのホットスタンプ加工後の被膜構造の図である。 図３は、ホットスタンプ加工の後の異なるプレ被膜の厚みを有するスチールシートの微小硬度試験位置を示す概略図である。 図４は、ホットスタンプ加工の後の異なるプレ被膜の厚みを有するスチールシートの微小硬度推移図である。 図５は、１．２ｍｍ厚の２２ＭｎＢ５スチールのホットスタンプ加工の後の異なるプレ被膜の厚みを有するスチールシートの三点曲げ性能曲線であり、右側の図は、左側の図の部分拡大図面である。 図６は、Ａｌ−Ｓｉプレ被膜を有する２２ＭｎＢ５スチールのホットスタンプ加工の後の被膜と基板との間の境界でのＣリッチを示す図である。 図７は、０．５ｍｍから１．５ｍｍのシートのホットスタンプ加工プロセスパラメータを示す図である。 図８は、１．５ｍｍから３．０ｍｍのシートのホットスタンプ加工プロセスパラメータを示す図である。 図９は、従来の技術のスチールシートのホットスタンプ加工後の被膜の構造を示す図である。 図１０は、従来の技術のホットスタンプ加工プロセスを示す図である。

本発明の詳細な説明
本発明を、例示の実施形態を参照して以下に詳細に説明する。以下の実施形態または実験データは、本発明を例示することを意図しており、本発明がこれらの実施形態または例示のデータに限定されないことは当業者にとって明白なはずである。

最初に、本発明のホットスタンプ加工用のプレ被覆スチールシートは、０．５ｍｍから３．０ｍｍの厚みを有し、前記プレ被膜は、３μｍから１９μｍの厚みを有し、本実施形態では、５μｍから１４μｍの厚みのプレ被膜をそれぞれが有するホットスタンプ加工用の前記プレ被覆スチールシートが提供され、前記プレ被膜は、前記スチールシートの上表面および下表面に形成される。さらに、２５μｍの厚みのプレ被膜を有するホットスタンプ加工用のプレ被覆スチールシートが比較のために提供される。

ここでは、前記スチールシートのベーススチールは、重量パーセントで、以下の成分、すなわち、０．２８％から０．４％のＣ、０．６から３．５％のＭｎ、０％から０．００４％のＢ、０％から０．４％のＮｂ+Ｔｉ+Ｖ、０．０５％から１％のＳｉ、０．０１％から１％のＡｌ、合計含有量が５％未満のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、および不可避的な不純物元素を含み、Ｖ含有量は、好ましくは０．１％から０．４％である。あるいは、前記ベーススチールは、重量パーセントで、以下の成分、すなわち、０．１９％から０．２８％のＣ、０．６％から３．５％のＭｎ、０％から０．００４％のＢ、０％から０．４％のNｂ+Ｔｉ+Ｖ、０％から２％のＳｉ、０から２％のＡｌ、合計含有量が５％未満のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、および不可避的な不純物元素を含む。

たとえば、好適な一実施形態として、前記ベーススチールは、重量パーセントで、以下の成分、すなわち、０．３５％のＣ、１．３５％のＭｎ、０．００２％のＢ、０．０４％のＴｉ、０．２％のＶ、０．２％のＳｉ、０．０５％のＡｌ、０．２％のＣｒを含む。

本発明の前記プレ被覆スチールシートの前記プレ被膜は、例えば、溶融被膜によって形成されることができ、典型的な溶融被膜溶液の基本組成は、通常、（重量パーセントで）８％から１１％のＳｉ、２％から４％のＦｅ、および残部はＡｌまたはＡｌ合金であり、かつ不可避的な不純物を含む。しかしながら、本発明は、この組成に限定されず、様々なアルミニウムまたはアルミニウム合金の被膜を採用することができる。これらのうち、Ｓｉは、主に、金属間化合物の形成を抑制するためである。前記ケイ素含有量が低い場合、アルミニウムリッチ金属間化合物Ａｌ_２Ｆｅ相は、前記オーステナイト化プロセスの２分以内に容易に形成され、オーステナイト化後２分から６分でＦｅ_２Ａｌ_５相に容易に変態し、この層は、脆弱な相であり、したがって、前記ホットスタンプ加工ダイおよび前記溶接電極にとって好ましくない。したがって、Ｓｉ含有量は、一般的には、８％から１１％に制御される。前記被膜の高温安定性および耐酸化性は、主に、Ａｌによって提供され、すなわち、薄くかつ高密度のＡｌ_２Ｏ_３が保護フィルムとして使用される。このように形成された前記プレ被膜のアルミニウム含有量は、通常、６０％以上である。

一例として、前記ベーススチールおよび前記プレ被膜は、表１に示す組成を有する。

表１：前記ベーススチールおよび本発明に係る前記プレ被覆スチールシートの前記プレ被膜の化学組成を示す。

ここで、残部は、他の元素以外の残部を示す。

前記２２ＭｎＢ５スチールシートの前記プレ被膜構造を図１に示す。ここで、左側のスチールシート（本発明の前記スチールシート）は、５μｍの厚みを有するプレ被膜を有し、前記真ん中のスチールシート（本発明の前記スチールシート）は１４μｍの厚みを有するプレ被膜を有し、かつ右側スチールシート（従来のスチールシート）は、２５μｍの厚みを有するプレ被膜を有する。各スチールシート用の前記基板は、フェライトおよびパーライト構造であり、かつ前記プレ被膜は、（前記基板側から）金属間化合物層（Ｆｅ_２Ａｌ_５、Ｆｅ_２Ａｌ_８Ｓｉ）、アルミニウム被膜の構造を有する。

前記プレ被膜構造の解析によって、異なるプレ被膜厚を有するホットスタンプ加工用の前記スチールシートの前記金属間化合物層の厚みはほぼ等しく、全ては、約４．５ｍｍであり、差は主に前記アルミニウム被膜の厚みにある。上記それぞれのスチールシートの前記アルミニウム被膜の前記厚みは、それぞれ、０．５μｍ、９．５μｍ、および２０．５μｍである。

たとえば、本発明に係る３μｍから１９μｍのプレ被膜を有するホットスタンプ加工用の前記スチールシートは、以下のプロセスによって製造することができる。

（１）上記化学組成に係る製鋼、真空誘導炉、電気炉またはコンバータによる精錬、スラブを製造するために連続鋳造技術を使用すること、または薄いスラブの連続鋳造および圧延プロセスを直接に使用すること。

（２）前記スラブの均一加熱、精錬されたスラブを１１５０℃から１３４０℃の温度に加熱すること、および前記精錬されたスラブを２０分間から２０００分間この温度に保持すること。

（３）熱間圧延、前記スラブは、１０２０℃から１２８０℃で粗圧延され、前記スチールシートの合計プレス量は、５０％以上であり、かつ仕上げ温度は、熱間圧延スチールシートを得るために５００℃以上に制御され、前記熱間圧延製品は、８４０℃未満の温度ゾーンで巻かれ、次に、熱間圧延酸洗いスチールシートを得るために酸洗いが実行される。
仕上げ構造は、パーライト+フェライト、またはパーライト+フェライト+少量のベイナイト、またはパーライト+フェライト+少量のマルテンサイトである。

（４）上記の前記熱間圧延スチールシートは、冷間圧延スチールストリップを得るために冷間圧延を受けてもよい。

（５）前記冷間圧延スチールシートの表面は、Ａｌ−Ｓｉプレ被覆スチールシートを得るために前記Ａｌ−Ｓｉプレ被膜を被覆する異なるプロセスを受ける。

次に、上記の前記プレ被覆スチールシートは、ホットスタンプ加工を受け、かつ、たとえば、以下のホットスタンプ加工プロセスを採用することができる。

（ａ）スチールシートオーステナイト化。所定のサイズおよび形状のスチールシートを得るために前記プレ被覆スチールシートを切断し、ボックス炉、ローラハース炉または誘導加熱等の加熱デバイスを使用し、図７および図８に示される加熱手順を使用し、ホットスタンプ加工用の前記スチールシートまたは前記スチールシートの予備形成コンポーネントは、７００℃から９７０℃に迅速に加熱されかつ０．５分間から１５分間保持される。

（ｂ）スチールシート移動。前記加熱されたスチールシートが、ホットスタンプ加工ダイに移動され、かつ前記ダイへの移動時に前記スチールシートの温度が５５０℃以上であることを保証する。

（ｃ）ホットスタンプ加工。前記シートの前記サイズにしたがって、合理的なプレストン数がスタンプ加工のために設定され、かつ前記保持時間が前記シート厚にしたがって決定され、かつ前記ダイ表面温度が、ダイ冷却システムによって制御されることができ、前記ダイの前記スチールシートが１０℃／秒以上の平均冷却速度で２５０℃以下に冷却され、次に、対応するホットスタンプ加工済コンポーネントを得るために任意の方法で室温に冷却される。

上記スタンプ加工によって得られる前記形成コンポーネントは、以下の処理をさらに受けることができる。

（ｄ）塗料焼き付け。前記コンポーネントの塗料焼き付け工程中に、前記形成コンポーネントは、１３０℃から２００℃に加熱され、５分間から６０分間保たれ、次に任意の方法で冷却される。

前記スチールシートの前記オーステナイト化ステップでは、０．５ｍｍから１．５ｍｍの厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記加熱温度が、被膜の合金化のため前記の予加熱段階で７００℃から８７５℃に設定され、かつ前記オーステナイト化段階で８４０℃以上に加熱され、具体的には、オーステナイト化の前記第一の加熱段階での前記加熱温度は、９２０℃から９４０℃に設定され、前記第二の段階では、９４０℃から９６０℃に設定され、前記第三の段階では、９２０℃から９４０℃に設定され、前記第四の段階は、熱保持段階であり、前記温度が９００℃から９２０℃に設定される。０．５ｍｍから１．０ｍｍの厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記合計加熱時間（第一から第四の段階）は、９０秒から１４０秒に設定され、１．０ｍｍより大きくかつ１．５ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記合計加熱時間は、１２０秒から１８０秒に設定され、１．０ｍｍより大きくかつ１．５ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記合計加熱時間は、１２０秒から１８０秒に設定され、１．５ｍｍより大きくかつ３．０ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記加熱温度は、被膜合金化のため前記予加熱段階では７００℃から８９５℃に設定され、前記オーステナイト化加熱プロセスにおいて、前記第一の段階では、前記加熱温度は、９４０℃から９６０℃に設定され、前記第二の段階では、９５０℃から９７０℃に設定され、かつ第三の段階では、９４０℃から９６０℃に設定され、前記第四の段階は、熱保持段階であり、かつ前記温度は、９２０℃から９４０℃に設定される。１．５ｍｍより大きくかつ２．０ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対して、前記全加熱時間は、１８０秒から２２０秒に設定され、かつ２．０ｍｍより大きくかつ２．５ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対しては、前記合計加熱時間は、１８０秒から２６０秒に設定され、２．５ｍｍより大きくかつ３．０ｍｍ以下の厚みを有する前記プレ被覆スチールシートに対して、前記全加熱時間は、２００秒から３００秒に設定される。前記合計加熱時間要求が満足される場合、各段階での前記加熱時間は、前記スチールシートの前記厚み等にしたがって分配することができる。

たとえば、上記の前記スチールシートの前記オーステナイト化ステップでの前記パラメータは、表２に示すように設定することができる。

表２ ホットスタンプ加工プロセスパラメータ

次に、上記プロセスによって得られた前記形成コンポーネントの前記被覆を解析する。

表３は、異なるプレ被膜厚を有するスチールシートのホットスタンプ加工前後の被膜厚の変化を示し、ＩＳ１およびＩＳ２は、本発明の前記プレ被覆スチールシートを表し、かつＣＳ１は、従来のプレ被覆スチールシートを表す。

表３ プレ被覆スチールシートのスタンプ加工前後の被膜厚

それぞれ、５μｍ、１４μｍ、および２５μｍの厚みを有するプレ被膜を有するホットスタンプ加工用の上記のプレ被覆スチールシートにおいて、ホットスタンプ加工後に、前記被膜厚は、それぞれ、１０μｍ、２１μｍ、および３４μｍに変化し、前記被膜構造は図２に示す通りである。前記微小硬度は、各層に対して測定され、かつ測定位置および結果は図３および図４に示す。

具体的には、以下の層が前記ベースから外側に向かって逐次配置される。
（ａ）第一の層。６μｍから１４μｍの厚み、図示の例では、８μｍから１２μｍの厚みを有する相互拡散層。前記相互拡散層の前記厚みは、前記基板への亀裂伝搬を防止するために特定の遷移層が形成されることを保証するために６μｍ以上であることが必要である。１４μｍ以下の前記厚みは、主に、Ｃの過剰な拡散によるＣリッチを回避することである。前記相互拡散層は、ＡｌおよびＳｉにおけるα−Ｆｅリッチであり、前記Ｆｅ含有量は、７０重量％以上である。さらに、前記相互拡散層は、ナノ粒子のＦｅ_３Ａｌ等のＦｅおよびＡｌの金属間化合物相を含有することができる。さらに、前記相互拡散層の前記表面は、１μｍから２μｍの金属間化合物ＦｅＡｌ層によってさらに被覆されてもよい。
Ｆｅ_３ＡｌおよびＦｅＡｌ等の前記金属間化合物のアカウントは、前記第一の層では２０体積％以下である。前記第一の層の前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは２２０から４１０である。

前記プレ被膜の前記厚みが薄い場合、前記表面層の前記硬度は、本発明の前記スチールがホットスタンプ加工を受けた後に大きく減少される。具体的には、前記被膜が前記第一の層のみからなる場合、前記表面硬度は、２２０ＨＶ１０ｇｆから４１０ＨＶ１０ｇｆである。前記相互拡散層が前記Ｆｅ_３Ａｌ相を含有する場合でも、本発明の前記被膜が薄くかつ前記Ｆｅ_３Ａｌ相含有量が極端に小さいので、一般的に言えば、前記被膜硬度は、せいぜい４１０ＨＶ１０ｇｆである。対照的に、前記従来のスチールシートのホットスタンプ加工後の前記表面層は、連続的に分布されたＦｅ_２Ａｌ_５相であり、かつ前記Ｆｅ_２Ａｌ_５相自体の前記破壊靭性値は、１ＭＰａ√ｍであり、かつ前記硬度値は、９００ＨＶ１０ｇｆから１１５０ＨＶ１０ｇｆと高い。

（ｂ）第二の層。前記第二の層は、主に、連続的に脆弱なＦｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３等の金属間化合物相、すなわち、Ｓｉを含有するＦｅおよびＡｌの金属間化合物である。前記第二の層の前記厚みは、０μｍから８μｍであり、かつ前記図示の例では５μｍから７μｍであり、前記Ｆｅ含有量は、３０重量％から４７．９重量％であり、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、８００から９６０である。

（ｃ）第三の層。前記第三の層は、主に、ＦｅＡｌまたはＦｅＡｌ_２等の金属間化合物相である。前記第三の層の前記厚みは、約０μｍから１０μｍであり、かつ図示の例では４μｍから７μｍであり、前記Ｆｅ含有量は、４８重量％から６９重量％であり、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、４００から６３０である。

（ｄ）第三の層構造、すなわち、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ_２等の金属間化合物相、および第二の層構造、すなわち、Ｆｅ_２Ａｌ_５、ＦｅＡｌ_３等の金属間化合物相を備える不連続分布表面層であって、前記第三の層構造の前記含有量は、少なくとも３０体積％であり、かつ前記第二の層構造は、７０％以下であり、好ましくは、前記第二の層構造を含まない。
前記表面層の前記厚みは、約０μｍから４μｍであり、かつ前記図示の例では、前記厚みは、０μｍから３μｍであり、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、６５０から８５０である。

前記形成コンポーネントの前記被膜構造は、前記プレ被覆スチールシートの前記プレ被膜厚および前記加熱手順によっても異なり、かつ本発明に係る前記プレ被覆スチールシートおよび前記加熱プロセスによって前記形成コンポーネントが本発明で求められた前記被膜構造を有することが保証されることに留意すべきである。たとえば、前記プレ被膜の前記厚みが５μｍである場合、本発明の前記プロセスによってスタンプ加工した後の前記被膜の前記厚みは１０μｍになり、図２の左側の図に示すように、前記被膜構造は、前記層ａ、すなわち、前記相互拡散層のみを含有し、当該図面のＣＴ*は、ホットスタンプ加工後の前記被膜の前記厚みを示す。前記プレ被膜厚が１４μｍである場合、図２の中間の図に示されるように、本発明の前記スタンプ加工プロセス後の前記被膜の前記厚みは、２１μｍに変化し、かつ前記被膜構造は、層ａ、ｂ、ｃ、および前記不連続層ｄを含有する。

加えて、前記被膜が薄くされると、前記被膜の微小構造が徐々に発達し、かつ前記被膜の前記表面層の前記硬度も同様に徐々に発達することが強調されるべきである。たとえば、１４μｍのプレ被膜厚を有するシートは、ホットスタンプ加工され、かつ前記シートの被膜構造は、層ａ、ｂ、およびｃからなる。前記最外層は、主に脆弱なＦｅ_２Ａｌ_５相からなるのではなく、主にＦｅＡｌまたはＦｅＡｌ_２相からなるので表面層の前記硬度は、対応して大きく減少し、かつ前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは４００から６３０であり、前記表面層が少量のＦｅ_２Ａｌ_５相を含んでいても、前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは６３０を超えない。

一方、５μｍのプレ被膜厚を有する前記シートの前記ホットスタンプ加工後に、前記仕上げ被膜構造は、約１０μｍの厚みを有する相互拡散層のみを有し、前記相互拡散層は、主に、ＡｌおよびＳｉリッチα−Ｆｅからなる。この例では、前記最外層の前記硬度値ＨＶ１０ｇｆは、２２０から４１０である。

対照的に、２５μｍの厚みを有するプレ被膜を有する従来のスチールの場合、ホットスタンプ加工後の前記仕上げ被膜厚は、約３４μｍであり、かつ前記最外層は、約９５０ＨＶ１０ｇｆの硬度を有する連続分布Ｆｅ_２Ａｌ_５相である。

上記のように、本発明の前記プレ被覆スチールシートがホットスタンプ加工後に、前記表面硬度は、前記被膜の前記厚みが減少するにつれて徐々に低下する。このように、前記スタンプ加工ダイの摩耗の度合いが減少するのみならず、前記溶接電極の前記耐用期間が延長する。

曲げ試験は、前記ＶＤＡ２３８−１００規格で指定された曲げ試験装置で実行される。
前記サンプルは、二つのローラ上に置かれ、前記設置されたローラに摩擦がないことが可能な限り保証される。予荷重の閾値は、３０Ｎに設定される。予荷重付与は、１０ｍｍ／分のビーム変位速度で行われる。前記設定値に到達した後、前記サンプルは、２０ｍｍ／分のビーム変位速度で下方にプレスされる。前記試験を終了するための規格は、前記圧力が最大値に到達した後に当該圧力が、３０Ｎら６０Ｎへ降下することである。

前記三点曲げ試験の前記試験結果は、図５に示されるように、それぞれ、５μｍ、１４μｍおよび２５μｍの前記プレ被膜厚を有する前記１．２ｍｍ厚の２２ＭｎＢ５シートがホットスタンプ加工された後に、前記圧延方向における最大曲げ角度α_ｍａｘが６５±０．３°、６２±０．４°、５８±２．０°であることを示している。

すなわち、１．２ｍｍの厚みを有するシートに関して、５μｍのプレ被膜を有する本発明の前記シートは、ホットスタンプ加工の後に、約６５度のＶＤＡ最大曲げ角度を有するが、２５μｍのプレ被膜を有する前記従来のシートは、ホットスタンプ加工の後に約５８度ＶＤＡ最大曲げ角度を有するに過ぎず、かつ前記従来のシートのデータのばらつきが大きい。本発明の３μｍから１９μｍの厚みの前記プレ被膜を有する前記スチールシートは、前記従来のプレ被覆スチールシートと比較して約７度だけ前記最大三点曲げ角度を増加することができる。本発明の前記スチールシートが前記ＶＤＡ曲げ靭性を向上する理由は以下の通りである。

本発明者らは、前記被膜および前記基板における元素の前記分布を解析し、電子プローブ線形走査機能を使用してホットスタンプ加工の後の前記２２ＭｎＢ５被覆シートの前記Ｃ元素分布を検出する。図６に示されるように、前記加熱およびオーステナイト化プロセスにおいて、Ｃ原子は、前記基板に拡散しかつ前記相互拡散層と前記基板との間の前記境界の近傍に１μｍから４μｍ厚のＣリッチゾーンを形成し、かつ焼き入れした後に、前記Ｃリッチゾーンが前記基板と前記相互拡散層との間の界面の近傍に残り、脆弱な高Ｃマルテンサイトを形成し、かつ冷間曲げ中にこの位置での早期破損は、低い冷間曲げ性能の重大な原因であることが分かる。

本発明者らは、研究を通して、Ｃ原子の偏析の量は、前記プレ被膜の前記厚みを減少することによって減少することができ、それによって、前記冷間曲げ性能が向上することをさらに発見した。前記実施形態の前記実験データに従う計算を通して、２５μｍ厚のプレ被膜を有する従来のスチールシートの前記合金化層の界面は、ホットスタンプ加工の後に９μｍだけ前記ベーススチールの側に向かって移動し、対照的に、本発明に係る１４μｍおよび５μｍ厚のプレ被膜を有する前記スチールシートの前記合金化層の界面は、ホットスタンプ加工の後に、それぞれ、７μｍおよび５μｍだけ前記ベーススチールの側に向かって移動する。したがって、２５μｍの前記プレ被膜を有する前記従来のスチールシートにおけるホットスタンプ加工の後の前記被膜と前記基板との間の前記境界の近くの前記ベーススチールにおけるＣ原子の合計リッチ量は、本発明に係る１４μｍおよび５μｍの前記プレ被膜を有する前記スチールシートにおけるホットスタンプ加工後の前記被膜と前記基板との間の前記境界の近くの前記ベーススチールにおけるＣ原子の合計リッチ量の１．８および１．４倍である。

さらに、前記機械的特性は、表３に示された前記プレ被覆スチールシートのホットスタンプ加工を介して前記形成コンポーネントに対して試験する。試験結果は、以下の表４に示す。そこでは、前記形成コンポーネントＩＳＰ１、ＩＳＰ２、およびＣＳＰ１は、前記プレ被覆スチールシートＩＳ１、ＩＳ２、ＣＳ１に順に対応しており、ＴＳは、引張強度を表し、ＹＳは降伏強度を表し、ＴＥは合計伸長を表し、α‐ｍａｘは、前記最大曲げ角度（前記最大曲げ力下での前記曲げ角度）を表し、ＴＤは、前記圧延方向に対して垂直な方向を表し、かつＲＤは、前記圧延方向に平行な方向を表す。

表４ 機械的特性結果（ＪＩＳ５サンプル）

上記表から分かるように、前記従来のプレ被覆スチールシートに比較して、本発明の前記プレ被覆スチールシートは、前記最大曲げ角度を増加しかつ前記冷間曲げ性能を向上することができ、同時に、本発明の前記プレ被覆スチールシートは、前記従来のプレ被覆スチールシートの引張強度、降伏強度および伸長に匹敵するまたはそれらよりもさらに高い前記引張強度、降伏強度および伸長を達成することもできる。

本発明の前記ホットスタンプ加工済コンポーネントは、安全構造コンポーネント、強化構造コンポーネント、ホイールコンポーネント、高強度自動車構造コンポーネントまたはＡピラー、Ｂピラー、自動車バンパー、ルーフフレーム、シャシーフレーム、および自動車ドア衝突予防バーを含むがそれらに限定されない自動車のシャシー構造コンポーネントとして使用できる。

本発明の前記好適な実施形態は、上記で説明されたが、あらゆる可能な変化または置換を、本発明の精神と範囲から逸脱することなくなすことが当業者によって理解されよう。

たとえば、上記実施形態では、前記プレ被覆スチールシートが上表面と下表面の両方に前記プレ被膜を有する場合が説明されているが、前記プレ被膜は、一方の表面に形成されてもよい。

さらに、前記実施形態において記載された前記データおよび様々なパラメータは、単なる例示であり、本発明を限定することを意図していない。

Claims (5)

1. ホットスタンプ加工済コンポーネントであって、該ホットスタンプ加工済コンポーネントは、ベーススチールの少なくとも一つの表面にアルミニウムまたはアルミニウム合金の被膜を備え、前記被膜は、６μｍから２１μｍの厚みを有し、
   前記被膜と前記ベーススチールとの境界から前記ベーススチールに形成されたＣリッチゾーンのＣ含有量は、従来のホットスタンプ加工済コンポーネントのそれよりも少なく、前記Ｃリッチゾーンは、前記ベーススチールの残りの部分よりも前記Ｃ含有量が高いゾーンであり、
   前記従来のホットスタンプ加工済コンポーネントは、全厚１．２ｍｍのプレ被覆スチールシート及び厚さ２５μｍのプレ被膜からホットスタンプによって製造された被膜厚３４μｍを有するホットスタンプ加工済コンポーネントであり、
   前記従来のホットスタンプ加工済コンポーネントのホットスタンプのスチールシートオーステナイト化ステップでは、
   被膜合金化のための予加熱段階において、加熱温度は８７５°Ｃに設定され、加熱時間は９０秒に設定され、
   オーステナイト化加熱の第一の段階において、加熱温度は９３５°Ｃに設定され、加熱時間は３０秒に設定され、
   オーステナイト化加熱の第二の段階において、加熱温度は９６０°Ｃに設定され、加熱時間は３０秒に設定され、
   オーステナイト化加熱の第三の段階において、加熱温度は９４０°Ｃに設定され、加熱時間は３０秒に設定され、
   オーステナイト化加熱の第四の段階において、加熱温度は９２０°Ｃに設定され、加熱時間は９０秒に設定されて、多段加熱が実行されることを特徴とするホットスタンプ加工済コンポーネント。
2. 前記プレ被覆スチールシートの前記プレ被膜は、溶融被膜によって形成され、溶融被膜溶液の組成は、８重量％から１１重量％のＳｉ、２重量％から４重量％のＦｅ、および残部はＡｌまたはＡｌ合金と不可避的な不純物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プ加工済コンポーネント。
3. 前記ホットスタンプ加工済コンポーネントのＣリッチゾーンのＣ含有量は、前記従来のホットスタンプ加工済コンポーネントのＣリッチゾーンのＣ含有量の１／１．４倍以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ加工済コンポーネント。
4. 前記ホットスタンプ加工済コンポーネントの厚みが１．２ｍｍであり、圧延方向に垂直な方向のＶＤＡ最大曲げ角度と圧延方向に平行な方向のＶＤＡ最大曲げ角度の両方が６０度以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ加工済コンポーネント。
5. 請求項１又は２に記載のホットスタンプ加工済コンポーネントを備える自動車。

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