JP2019529717A - 熱間スタンプ成形用鋼材、熱間スタンプ成形方法、および熱間スタンプ成形部材 - Google Patents

Abstract

本発明は、超微細粒子での熱間スタンプ成形用の鋼材、その製造方法と、熱間スタンプ成形方法、および熱間スタンプ成形部材、に関する。前記熱間スタンプ成形用鋼材は、重量で下記の成分を含む、即ち、０．２７〜０．４０％のＣ、０．２〜３．０％のＭｎ、０．１１〜０．４％のＶ、０〜０．８％のＳｉ、０〜０．５％のＡｌ、０〜２％のＣｒ、０〜０．１５％のＴｉ、０〜０．１５％のＮｂ、０〜０．００４％のＢ、合計で２％未満のＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ、および焼き入れ性を改善するために有利なその他合金要素、そしてその他不純物。前記熱間スタンプ成形又は、同等の加熱処理後において、本発明の前記鋼材又は成形部材は、直接熱間スタンプ成形急冷後に焼き戻し無しで、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、そして、６〜９％の伸び、を達成することができ、これらの特性は、直接急冷（焼き戻し無し）の状況において従来技術における組成を有する材料では達成することができない。本発明の焼き戻し処理後は、好ましくは、１５００ＭＰａ〜１９００ＭＰａ−８％と１６００ＭＰａ〜２１００ＭＰａ−７％を達成可能である。

Description

本発明は、超微細粒子での熱間スタンプ成形用の鋼材、熱間スタンプ成形方法、および熱間スタンプ成形部材、に関する。

背景
グローバルな省エネルギー、排出量削減、環境に優しい経済に対する差し迫った要望に対して、自動車産業は軽量化の方向で開発を進めているが、自動車の軽量性は安全を犠牲にするものではない。その反対に、自動車に対する衝突安全要件はますます高くなってきている。今日、自動車産業において、車両用の高強度、超高強度鋼材がそれらの高い強度と軽量性とにより益々注目を集めるものとなってきている。高強度のために、冷間スタンプ成形法が採用されるが、それによって、成形特性が低減し、大きなスタンプ成形力が必要とされ、亀裂が容易に生じる。更に、成形後、パーツのリバウンドが大きく、それによって、その形状と寸法精度とを補償することがほとんどできなくなる。

ヨーロッパ発祥の熱間スタンプ成形技術は、上述した問題を解決する新しい成形技術である。この技術は、ブランクを完全にオーステナイト化された状態にまで加熱し、その後すぐにそれを均一冷却システムを有するダイに移して即座にスタンプ成形し、同時に、急冷処理を行って均一なマルテンサイト構造を備える超高強度スチールパーツを得る成形技術である。高温状態では、材料は良好なスタンプ成形性を有し、複雑な部材にスタンプ成形することができ、同時にリバウンド衝撃を無くして、それによってパーツは高い精度と良好な質とを備えたものとなる。現在、ヨーロッパおよび米国における主要な自動車製造業者は、この高強度鋼材熱間スタンプ成形技術をＡピラー、Ｂピラー、バンパ、ルーフフレーム、アンダーボディフレーム、ドア衝突防止バー等の自動車部品の製造に成功裏に利用している。高い強度とマルテンサイト構造の存在とにより、自動車衝突安全における熱間スタンプ成形用のスチールの性能は、その靱性、冷間曲げ特性および疲労亀裂に対する耐性に依存する。現在、自動車産業において広く使用されている熱間スタンプ成形用のスチールは、２２ＭｎＢ５によって表される構造合金スチールであるが、これには、高いオーステナイト化温度（約８５０℃のＡＣ３）、低い焼き入れ性、成形後の低い靱性、冷間曲げ特性が限られていること、疲労亀裂等の問題がある。

中国特許第１００３７００５４号明細書は、アルミ合金でコーティングされた熱間スタンプ成形用の高強度鋼材を開示している。この特許文献は、１０００ＭＰａ以上の強度を要件とし、この強度は炭素含有率が０．３５％の場合には１８００ＭＰａであり、炭素含有率が０．５を超えるとその強度は１９００〜２１００Ｍｐａ以上に達するが、同文献はその伸びと靱性には言及していない。事実、合金構成を有する前記材料は、前記強度値を達成するために焼き戻し熱処理を必要とし、靱性が不良であって、これは熱間スタンプ成形スチールおよび部材の１８００ＭＰａ以上の伸び靱性要件を満たすことができず、又、高い炭素含有率は溶接性にとって不利である。

中国特許出願公開第１０１５８３４８６号明細書は、コーティングストリップ材を製造する方法とその熱間スタンプ成形製品とを開示している。この文献の好適実施例には、その機械特性が１２００ＭＰａの降伏強度と、１５００ＭＰａ以上の引張強度とに達することができるようにするために、熱間スタンプ成形後に熱処理が必要であると記載されているが、延性についての定量的な言及はない。文献は、ただ、延性を確保し、硫化物が含まれることによって引き起こされる亀裂の伝播を回避するために硫黄分を制御することを提案するに留まっているが（硫黄分を０．００２重量％未満にすることを要求）、産業において硫黄分を２０ｐｐｍ未満に制御することは困難かつ費用がかかる。従って、硫黄元素含有率を制御することによっては延性が低いという問題を完全に解決することはできない。

中国特許第１００３７００５４号明細書 中国特許出願公開第１０１５８３４８６号明細書

従って従来技術の前記問題に鑑み、本発明の課題の一つは、従来の熱間スタンプ成形用鋼材、熱間スタンプ成形方法および熱間スタンプ成形部材の欠点を改善し、熱間スタンプ成形法により有利な合金組成を備える熱間スタンプ成形用の鋼材と、更に、焼き戻し等の熱処理を必要とすることなく、熱間スタンプ成形後に高い靱性と疲労亀裂耐性を有する鋼材又は成形部材を生産することが可能な、より簡単な成形方法とを提供することにある。

本発明の実施例に依れば、重量で下記の成分を含む熱間スタンプ成形用鋼材が提供される。即ち、０．２７〜０．４０％のＣ、０．２〜３．０％のＭｎ、０．１１〜０．４％のＶ、０〜０．８％のＳｉ、０〜０．５％のＡｌ、０〜２％のＣｒ、０〜０．１５％のＴｉ、０〜０．１５％のＮｂ、０〜０．００４％のＢ、合計で２％未満のＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ、および焼き入れ性を改善するために有利なその他合金要素、そしてその他の不純物。

本発明の前記熱間スタンプ成形用鋼材は、熱間スタンプ成形処理中において８００〜９２０℃の温度範囲を有し、好ましくは、オーステナイト化処理中にオーステナイト結晶粒界を有する。本発明の前記熱間スタンプ成形用鋼材の前記オーステナイト化加熱処理において、そのオーステナイト結晶粒界におけるＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物の析出粒子サイズは、好ましくは、１〜８０ｎｍである。前記熱間スタンプ成形処理において、本発明の熱間スタンプ成形用鋼材は、オーステナイト化後の冷却中に、結晶粒界を含むオーステナイト結晶中に、ある量のＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物を析出し、そしてオーステナイト結晶中の炭化物粒径は０．１〜２０ｎｍである。本発明の前記熱間スタンプ成形用鋼材中の、前記ＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物の体積分率は０．１％以上である。

本発明の前記熱間スタンプ成形用鋼材は、熱間スタンプ成形後において、焼き戻し無しで、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、そして、６〜９％の伸び、を達成することができ、焼き戻し熱処理後では、１３５０ＭＰａ〜１８００ＭＰａの降伏強度、１７００〜２１５０ＭＰａの引張強度、そして、７〜１０％の伸び、を達成することができる。

本発明の前記鋼材は、熱延鋼板、熱延酸洗い鋼板、冷延鋼板、又はコーティング層を備える鋼板を含む。前記コーティング層を備える鋼板は、その上に金属亜鉛層が形成された、熱延鋼板又は冷延鋼板である、亜鉛コーティング鋼板であり、ここで、当該亜鉛コーティング鋼板は、溶融亜鉛メッキ、亜鉛メッキ焼鈍、亜鉛メッキ、又は亜鉛−鉄メッキから選択される少なくとも一つを含む。コーティング層を備える前記鋼板は、その上にアルミニウム−ケイ素層が形成された、熱延鋼板又は冷延鋼板、或いは、有機コーティング層を備える鋼板である。

本発明の別の実施例により、下記の処理を含むことができる熱間スタンプ成形法が提供される。

（ａ）鋼材オーステナイト化処理：これは、上述した合金組成を有する熱間スタンプ成形用鋼材、又は、そのプレフォーム部材、を提供し、それを８００〜９２０℃まで加熱し、この温度を１〜１００００秒維持し、ここで、前記処理における加熱方法は、非限定的に、例えば、圧延機型加熱炉、ボックス型加熱炉、誘導加熱、抵抗加熱、を含みうる。

（ｂ）鋼材移送：これは、そのダイへの移送中において鋼材が５５０℃以上の温度を有するようにしながら上述した加熱された鋼材を熱間スタンプ成形ダイへと移送する。

（ｃ）熱間スタンプ成形：これは、スタンプ圧を１〜４０ＭＰａとして、上述した鋼ブランクサイズに応じた合理的なプレス・トン数を設定し、前記ダイが開放された時に部材の温度が２５０℃未満となるように通常は４〜４０秒に制御される、板の厚みに応じた滞留時間を決定する、例えば、１．２ｍｍ厚のブランクは５〜１５秒の滞留時間であり、１．８ｍｍ厚のブランクは７〜２０秒の滞留時間、そして、前記ダイの冷却システムによってダイ表面温度を２００℃未満に制御し、これによって、前記ダイにおける前記鋼材は少なくとも１０℃／秒の平均冷却速度で２５０℃未満にまで急速に冷却される。

本発明の別実施例に依れば、更に、以下の工程を含む焼き戻し方法が提供される。

（ａ）前述した本発明の熱間スタンプ成形方法によって成形部材を得る工程。

（ｂ）前記コーティング工程中に、前記成形部材を１５０〜２００℃まで加熱し、この温度を１０〜４０分間維持する、若しくは、前記成形部材を０．００１〜１００℃／秒の加熱速度で１５０〜２８０℃にまで加熱し、この温度を０．５〜１２０分間維持し、その後、それを任意の方法で冷却する工程。

本発明の前記熱間スタンプ成形方法によって形成された前記熱間スタンプ成形部材は、非限定的に、自動車の、Ａピラー、Ｂピラー、バンパ、ルーフフレーム、アンダーボディフレーム、ドアバンパバーを含む自動車高強度部材のために使用することができる。

熱間スタンプ成形又はそれと同等の熱処理後、本発明の前記鋼材は、直接熱間スタンプ急冷後（焼き戻し無しで）、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、そして、６〜９％の伸び、を達成することができる。本発明の焼き戻し処理後は、好ましくは、１５００ＭＰａ〜１９００ＭＰａ−８％と１６００ＭＰａ〜２１００ＭＰａ−７％に到達することが可能である。この特性は、従来技術の組成の直接急冷（焼き戻し無し）によっては達成することができない。

図１は、熱間スタンプ成形後の本発明の鋼材の前のオーステナイト結晶粒界形態を示す。 図２は、熱間スタンプ成形後の本発明の鋼材の析出粒子形態とサイズを示す。 図３は、本発明の好適実施例の熱間スタンプ成形方法の図解を示す。

詳細説明
以下、実施例を例にとって本発明をより詳細に説明する。下記の実施例又は実験データは本発明を例示するためのものであって、当業者は本発明がこれらの実施例又は実験データに限定されるものではないことを認識すべきである。

本発明の実施例に依れば、重量で下記の成分を含む熱間スタンプ成形用鋼材が提供される。即ち、０．２７〜０．４０％のＣ、０．２〜３．０％のＭｎ、０．１１〜０．４％のＶ、０〜０．８％のＳｉ、０〜０．５％のＡｌ、０〜２％のＣｒ、０〜０．１５％のＴｉ、０〜０．１５％のＮｂ、０〜０．００４％のＢ、合計で２％未満のＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ、および焼き入れ性を改善するために有利なその他合金要素、そしてその他の不純物。

炭素含有率の増加に伴いマルテンサイト強度は改善するが、高い炭素含有率は双晶マルテンサイトの形成をもたらし、それによって材料の靱性が低下する。脆性破壊を防止するためには双晶マルテンサイトを焼き戻ししなければならない。本発明の鋼材は合金組成に対してＶ要素の特定の組成を添加し、これによって、熱間スタンプ成形処理中の完全オーステナイト化加熱温度範囲は８００〜９２０℃となる。ＶＣ析出の溶解度積の条件に応じて、０．１１％以上のＶと０．２７％以上のＣとが材に添加されるので、オーステナイト化処理中にオーステナイト結晶粒界においてある量のＶＣおよび／又は（Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの複合炭化物が存在し、そして第２相粒子によってオーステナイト粒子が有効にピン止め（ｅｆｆｅｃｔｉｖｅｌｙ ｐｉｎ）され、これによって、前のオーステナイト粒子が精製される。従って、ＶＣの析出は前のオーステナイト粒子のサイズの制御に対して重要な影響を有する。本発明の好適実施例に依れば、前のオーステナイト粒子サイズは３〜６μｍであり、前記粒子精製と強化とは降伏強度を改善するのみならず、靱性を増大することができる。図１は、熱間スタンプ成形後の本発明の鋼材の前のオーステナイト結晶粒界形態を図示している。

もしも１８００ＭＰａ以上の引張強度の達成が高炭素添加のみに依存するのであれば、形成されたマルテンサイトは双晶マルテンサイトを含み、その結果、それは靱性が不良で、焼き戻し処理後においてのみ延性破壊を有しうるものとなる。１７０℃で２０分間（通常は、自動車コーティングの場合１７０〜２００℃、１０〜３０分間）の焼き戻し後、材料の降伏強度は５０〜１００ＭＰａ増加し、引張強度は約５０ＭＰａ低下し、伸びは、５％以上増加させることができる。従来技術（たとえば、新日鉄株式会社によって公表されている材料組成と特性）では、Ｆｅ−０．３１Ｃ−１．３Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ％は、熱間スタンプ成形状態（急冷）において１７００ＭＰａの強度下での脆性破壊時に約３．５％の伸びを有し、１７０℃で２０分間の焼き戻し後では１７８５ＭＰａの強度と７％の伸びを有する。焼き戻し前の靱性不良によって部材の疲労亀裂のリスクが高まるのみならず、さらに、コーティング処理に入る前に自動車部材を溶接することにより、熱間スタンプ成形状態（焼き戻し無し）での部材の靱性不良によって溶接アセンブリ処理中において亀裂を引き起こす傾向となる。

本発明に依れば、前記鋼材合金組成に対して、０．１１％以上のＶと０．２７％以上のＣとが添加され、オーステナイト化処理後で熱間スタンプ成形ダイの急冷前の３〜３０秒の冷却処理中に０．１％以上の体積分率のＶＣ又は（Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが更に析出し、均一に細かい第２相粒子によって引張強度を１００ＭＰａ以上増大させることができ、そして、好ましくは、析出粒子サイズは１−２０ｎｍであり、平均粒子サイズは４．５ｎｍであり、前記体積分率は約０．２２％（０．２２％は二次元から三次元への転換による炭素レプリカサンプル中の析出量から計算され、Ｔｈｅｒｍａｌ−Ｃａｃの算出体積分率は０．２８％である）、ここで、１−１０ｎｍの発生頻度は９４．４％にも達し、そして前記析出強化メカニズムにより、その析出強度強化は２４０ＭＰａにも達することができる。ＶＣ又は（Ｖ，Ｔｉ）Ｃの析出によってオーステナイト中の炭素が消費され、その炭素含有率を低減し、それによって相変換後にマルテンサイト中に形成される双晶マルテンサイトのフラクション（部分）を減少させ、従って、本発明の前記ＶＣ析出に基づき、マルテンサイト自身の靱性を改善することができ、その中の炭素含有率の低下によってマルテンサイトの強度は低下するが、ＶＣ析出強化と前のオーステナイト粒子の微小粒子強化とによって材料の強度は高められる。図２は、熱間スタンプ成形後の本発明の鋼材の析出粒子形態とサイズを図示している。

更に、ＶＣとＨは高い結合エネルギーを有し、不可逆的水素トラップであり、それらの周りの水素原子を容易に固定することができ、それによって、水素によって誘導される材料の疲労亀裂性を改善することができる（参照：Ｈａｒｓｈａｄ Ｋｕｍａｒ Ｄｈａｒａｍｓｈｉ Ｈａｎｓｒａｊ ＢＨＡＤＥＳＨＩＡ．“Ｐｒｅｖｅｎｔｉｏｎ ｏｆ Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ ｉｎ Ｓｔｅｅｌｓ（スチールにおける水素脆弱化の防止），ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．５６（２０１６），Ｎｏ．１，ｐｐ．２４−３６）。

熱間スタンプ成形又はそれと同等の熱処理後、本発明の前記鋼材は、直接熱間スタンプ急冷後で焼き戻し無しで、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、そして、６〜９％の伸び、を達成することができる。好ましくは、それは、１４００ＭＰａ〜１９００ＭＰａ−８％と１４５０ＭＰａ〜２１００ＭＰａ−７％に到達することが可能であり、この特性は直接急冷（焼き戻し無し）時に従来技術の合金組成によっては達成不可能である。たとえコーティング処理によって焼き戻し処理の機能を実現することが可能であるとしても、一部の脆弱破壊が溶接処理中に発生しない溶接要件を満たすためには、熱間スタンプ成形後に焼き戻し加熱処理を行わなければならない。これに対して、本発明の主要な利点は、焼き戻し加熱処理の工程段階が無くなり、それによって成形処理が単純化されることにある。

本発明の熱間スタンプ成形用の鋼材の具体的な製造方法は以下の通りである。

（１）真空誘導炉又は転換炉による上記組成に厳密に従う製錬の製錬処理。

（２）製錬スチールブランクを１１００〜１２６０℃の温度で加熱し、この温度を３０〜６００分維持する加熱処理。

（３）前記スチールブランクを１２００℃未満の温度で圧延し、最終圧延温度を８００℃以上に制御して熱延鋼材を得る熱延処理。

（４）上記熱延鋼材を７５０℃未満の温度範囲でクリンピングするクリンプ工程、ここで、その構造は主としてフェライトとパーライトである。実際の必要性に応じて、上記熱延鋼材は更に、酸洗い（ｐｉｃｋｌｅ）して熱延酸洗い鋼材を得ることも可能である。

又、上記製造方法は、更に、単数又は複数の以下の工程を含むことが出来る。

（５）上記熱延鋼材を酸洗いして冷延した後に冷延鋼材を得ることができる。

（６）上記冷延鋼材をアニーリング（焼きなまし）した後、冷延アニーリング板を生産することができる。

（７）上記冷延鋼材の表面にコーティング処理を施してコーティングされた鋼材を得ることができる。

（８）上記熱延酸洗い鋼材の表面にコーティング処理を施してコーティングされた鋼材を得ることができる。

図３は、本発明の好適実施例の熱間スタンプ成形処理図解を図示している。本発明の好適実施例に依れば、本発明の前記熱間スタンプ成形処理は下記の処理を含むことができる。

（ａ）鋼材オーステナイト化処理：これは、本発明の第１態様によるあらゆる種類の熱間スタンプ成形用鋼材、又は、そのプレフォーム部材、を提供し、それを８００〜９２０℃まで加熱し、この温度を１〜１００００秒維持し、ここで、前記処理における加熱方法は、非限定的に、例えば、圧延機型加熱炉、ボックス型加熱炉、誘導加熱、抵抗加熱、を含みうる。

（ｂ）鋼材移送：例えば、これは、そのダイへの移送中において鋼材が５５０℃以上の温度を有するようにしながら、限定されないがマニュプレータ又はロボットを使用して、上述した加熱された鋼材を熱間スタンプ成形ダイへと通常移送する、

（ｃ）熱間スタンプ成形：これは、スタンプ圧を１〜４０ＭＰａとして、上述したスチールブランクサイズに応じた合理的なプレス・トン数を設定し、前記ダイが開放された時に部材の温度が２５０℃未満となるように４〜４０秒に制御される、板の厚みの応じた滞留時間を決定する、例えば、１．２ｍｍ厚のブランクは５〜１５秒の滞留時間であり、１．８ｍｍ厚のブランクは７〜２０秒の滞留時間、そして、前記ダイの急冷却システムによってダイ表面温度を２００℃未満に制御し、これによって、ダイにおける鋼材は少なくとも１０℃／秒の平均冷却速度で２５０℃未満にまで急速に冷却される。

以下は本発明の鋼材の例示的実験データである。尚、当業者にとって、これらのデータが単に例示的なものであり、本発明の具体的成分と製造方法とはそれらに限定されるものではないことが明白であろう。

本発明の好適実施例を以上に記載したが、本発明の概念から逸脱することのない任意の可能なバリエーション又は置換が本発明の保護範囲内に入ることが当業者によって理解されるべきである。

Claims (15)

1. 重量で以下の成分、
   ０．２７〜０．４０％のＣ、
   ０．２〜３．０％のＭｎ、
   ０．１１〜０．４％のＶ、
   ０〜０．８％のＳｉ、
   ０〜０．５％のＡｌ、
   ０〜２％のＣｒ、
   ０〜０．１５％のＴｉ、
   ０〜０．１５％のＮｂ、
   ０〜０．００４％のＢ、
   合計で２％未満のＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ、および、
   不可避な不純物、を含むことを特徴とする熱間スタンプ成形用鋼材。
2. 前記熱間スタンプ成形用鋼材は、熱間スタンプ成形処理中において８００〜９２０℃の加熱温度範囲を有し、オーステナイト化処理中にオーステナイト結晶粒界にＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物を有することを特徴とする請求項１に記載の熱間スタンプ成形用鋼材。
3. 前記熱間スタンプ成形用鋼材の前記オーステナイト化処理中において、前記オーステナイト結晶粒界のＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物の析出粒子サイズは、１〜８０ｎｍであることを特徴とする請求項２に記載の熱間スタンプ成形用鋼材。
4. 前記熱間スタンプ成形用鋼材は、前記熱間スタンプ成形処理において、前記オーステナイト化処理後の冷却処理中に、粒界を含むオーステナイト結晶中に或る量の前記ＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物を析出し、前記オーステナイト結晶の炭化物粒子サイズは０．１〜２０ｎｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間スタンプ成形用鋼材。
5. 前記熱間スタンプ成形用鋼材中の、前記ＶＣの炭化物および／又はＶとＴｉ，Ｎｂとの複合炭化物の体積分率は０．１％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間スタンプ成形用鋼材。
6. 前記熱間スタンプ成形後において、前記熱間スタンプ成形用鋼材は、焼き戻し無しで、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、そして、６〜９％の伸び、を達成し、焼き戻し加熱処理後では、１３５０ＭＰａ〜１８００ＭＰａの降伏強度、１７００〜２１５０ＭＰａの引張強度、そして、７〜１０％の伸び、を達成することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間スタンプ成形用鋼材。
7. 前記鋼材は、熱延鋼板、熱延酸洗い鋼板、冷延鋼板、又はコーティング層を備える鋼板を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
8. コーティング層を備える前記鋼板は、その上に金属亜鉛層が形成された、熱延鋼板又は冷延鋼板である、亜鉛コーティング鋼板であり、ここで、当該亜鉛コーティング鋼板は、溶融亜鉛メッキ、亜鉛メッキ焼鈍、亜鉛メッキ、又は亜鉛−鉄メッキ、から選択される少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項７に記載の鋼板。
9. コーティング層を備える前記鋼板は、その上にアルミニウム−ケイ素層が形成された、熱延鋼板又は冷延鋼板、或いは、有機コーティング層を備える鋼板であることを特徴とする請求項７に記載の鋼板。
10. 以下の処理、
    （ａ）請求項１〜９のいずれか１項に記載の熱間スタンプ成形用鋼材、又は、そのプレフォーム部材、を提供し、それを８００〜９２０℃まで加熱し、この温度を１〜１００００秒維持する鋼材オーステナイト化処理、
    （ｂ）ダイへの移送中において鋼材が５５０℃以上の温度を有するようにしながら前記加熱された鋼材を熱間スタンプ成形ダイへと移送する鋼材移送、
    （ｃ）スタンプ圧を１〜４０ＭＰａとして、前記鋼ブランクサイズに応じた合理的なプレス・トン数を設定し、４〜４０秒に制御される前記板の厚みに応じた滞留時間を決定し、前記ダイの冷却システムによってダイ表面温度を２００℃未満に制御し、これによって、前記ダイにおける前記鋼材は少なくとも１０℃／秒の平均冷却速度で２５０℃未満にまで急速に冷却される熱間スタンプ成形、を含むことを特徴とする熱間スタンプ成形法。
11. 前記処理（ａ）における加熱方法は、圧延機型加熱炉、ボックス型加熱炉、誘導加熱、抵抗加熱、を含むことを特徴とする請求項１０に記載の熱間スタンプ成形法。
12. 以下の工程、
    （ａ）請求項１〜１０のいずれか１項に記載の熱間スタンプ成形方法によって成形部材を得る工程、
    （ｂ）コーティング工程中に、前記成形部材を１５０〜２００℃まで加熱し、この温度を１０〜４０分間維持する、若しくは、前記成形部材を０．００１〜１００℃／秒の加熱速度で１５０〜２８０℃にまで加熱し、この温度を０．５〜１２０分間維持し、その後、それを任意の方法で冷却する工程、を含むことを特徴とする焼き戻し方法。
13. 請求項１０又は１１に記載の熱間スタンプ成形方法を使用して、請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼材によって製造され、その特性は、１３００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの降伏強度、１８００〜２２００ＭＰａの引張強度、そして、６〜９％の伸び、を達成することを特徴とする熱間スタンプ成形部材。
14. 請求項１２に記載の焼き戻し方法によって処理され、その特性は、１３００ＭＰａ〜１８００ＭＰａの降伏強度、１７００〜２１５０ＭＰａの引張強度、そして、７〜１０％の伸び、を達成することを特徴とする請求項１３に記載の熱間スタンプ成形部材。
15. 自動車の、Ａピラー、Ｂピラー、バンパ、ルーフフレーム、アンダーボディフレーム、ドアバンパバーを含む自動車高強度部材のために使用することができることを特徴とする請求項１３又は１４に記載の熱間スタンプ成形部材。

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