JP2005298957A

JP2005298957A - 疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材及びその製造方法

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Publication number: JP2005298957A
Application number: JP2004121341A
Authority: JP
Inventors: Teruki Hayashida; 輝樹林田; Takanori Kiyosue; 考範清末; Noriyuki Kanai; 則之金井; Hideyuki Nakamura; 英幸中村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-16
Filing date: 2004-04-16
Publication date: 2005-10-27
Anticipated expiration: 2024-04-16
Also published as: JP4272579B2

Abstract

【課題】疲労特性に優れ、焼入れ後の形状も良好であるプレス成形焼入れ鋼材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。さらに鋼材の表面がメッキ層で被覆されている。Ｂ含有により、低い硬さでも必要な疲労特性を確保できるとともに、焼入れ冷却条件を緩和することができ、焼入れ時に鋼材が変形しない範囲の冷却速度で焼入れを行うことができる。焼入れ条件の調整によって、あるいは表面をメッキ層で被覆することにより、表面付近の硬さを確保し、従来の鋼材と比較して疲労特性の向上を実現することができる。
【選択図】なし

Description

本発明は、疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材及びその製造方法に関するものである。

自動車用の強度部材は高い疲労特性が要求される。そのため、このような強度部材には高強度を有する鋼材が用いられる。その一方、このような自動車用の部材は、例えば鋼板をプレス成形によって形成することが要求されるので、プレス成形に供する鋼板は変形容易でプレス成形性が優れることも要求される。

部材の高強度化と優れたプレス成形性の両方の要求を満足する鋼材の製造方法として、変形容易な鋼板を所定形状にプレス成形した後、そのプレス成型品を焼き入れして強度を高めるものが知られている。例えば特許文献１には、プレス成形後に焼き入れを行う鋼板部材の製造方法であって、焼き入れ時の酸化皮膜の形成やメッキの散失を抑えることができ、かつ焼入れ時に均一な冷却を行うことができる方法が記載されている。

なお、特許文献２には、めっき鋼板等の被覆鋼材の焼入れ方法が記載されている。

特開２００２−３７１３１９号公報特開２０００−１４４２３８号公報

従来知られているプレス成形焼入れ鋼材においては、部材の高強度化は実現できているものの、疲労特性については十分な特性を実現するに到っていない。また、疲労特性の向上を目的としてさらなる高強度化を図ろうとすると、プレス成形時に割れが発生するという問題が生じていた。

本発明は、疲労特性に優れ、焼入れ後の形状も良好であるプレス成形焼入れ鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。

鋼材の疲労特性を確保するために必要とする鋼材の硬さについてみると、鋼材中にＢを含有している場合には、Ｂを含有しない場合に比較して低い硬さでも必要な疲労特性を確保できることがわかった。また、鋼材中にＢを含有している場合には、焼入れ後の必要な強度・硬さを得るための焼入れ冷却条件を緩和することができ、焼入れ時に鋼材が変形しない範囲の冷却速度で焼入れを行うことができることもわかった。

従来のプレス成形焼入れ鋼材においては、焼入れ時に鋼板表面層の鋼中炭素が脱炭し、そのために表面付近に硬さが低下した層が形成されていた。鋼材の表面硬さが低いと、繰り返し荷重を受けたときに表面にクラックが入りやすく、そのためたとえ鋼材の中心部の硬さが十分に高かったとしても疲労特性が低下することがわかった。

これに対し、焼入れ条件の調整によって鋼材表面層の脱炭を抑制することにより、表面付近の硬さ低下を抑制することができ、上記Ｂ含有による疲労特性の向上とあいまって、従来の鋼材と比較して疲労特性の向上を実現することができる。

さらには、鋼板表面がメッキ層で被覆されている場合には、この鋼板を焼入れ処理したときに表面付近の硬さ低下が著しく抑制されることが明らかになった。表面付近の硬さ低下が抑制されたプレス成形焼入れ鋼材は、従来の鋼材と比較して疲労特性の向上を実現することができる。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であると同時に鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さと同等あるいはそれより低い値であることを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
（２）表面がメッキ層で被覆され、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
（３）前記鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２９％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０９％以下、Ｓ：０．０１５％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼材であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
（４）前記鋼材はさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を、合計で０．０５〜０．５％含有することを特徴とする上記（３）に記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
（５）鋼材をプレス成形し、その後の焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上９７０℃以下の温度域に１５秒以上６分以下の時間加熱し、７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材の製造方法。
（６）表面がメッキ層で被覆された上記（２）乃至（４）のいずれかに記載のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法であって、鋼材をプレス成形し、その後の焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上１０００℃以下の温度域に１５秒以上１０分以下の時間加熱し、７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材の製造方法。

本発明のプレス成形焼入れ鋼材は、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることにより、優れた疲労特性を得ることができる。

本発明のプレス成形焼入れ鋼材は、表面がメッキ層で被覆され、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることにより、優れた疲労特性を得ることができる。

上記本発明のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法は、鋼材をプレス成形し、その後の焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上９７０℃以下の温度域に１５秒以上６分以下の時間加熱し、７０℃／分以上１５０℃／分以下の冷速で４００℃以下まで冷却することにより、優れた疲労特性を得ることができるとともに、焼入れ時の鋼材の変形を抑制することができる。

本発明の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材は第１に、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であると同時に鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さと同等あるいはそれより低い値であることを特徴とする。

本発明は、鋼材中のＢ含有量を０．０００２〜０．００５０質量％とする。必要な疲労特性を確保する上で、Ｂを含有しない場合には非常に高い硬さを実現する必要があった。これに対し、本発明のようにＢを含有することにより、従来よりも低い硬さでも必要な疲労特性を確保することが可能になった。またＢは焼入性向上効果を発揮し、焼入れ時の冷却速度を従来よりも遅い速度としても所定の硬さが確保できるようになる。このようなＢの相乗効果により、焼入れ時の冷却速度を遅くした効果として、焼入れ時の鋼材の変形を抑制することができる。

また、従来のプレス成形焼入れ鋼材においては、焼入れのための鋼板加熱時において、高温保持時間を十分に確保することが行われていた。このため、高温保持中において鋼板表面付近の鋼中炭素が外方に拡散し、結果として表面に炭素濃度低下領域が形成されていた。炭素濃度低下領域は硬さが低く、そのため繰り返し荷重を受けたときに表面にクラックが入りやすく、これが原因でたとえ鋼材の中心部の硬さが十分に高かったとしても疲労特性が低下することがわかった。

本発明においては、焼入れ時の高温保持温度と時間を調整することによって鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さを３００以上とする。この結果、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であることとあいまって、従来に比較して疲労特性を向上することができた。本発明はＢを含有しているので、疲労特性を確保するための硬さ限界を上記のように低い値とすることができる。

なお、本発明においては浸炭焼入れのように積極的に鋼材表面近傍の炭素濃度を増大する処理は行わないので、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さと同等あるいはそれより低い値であるという特徴を有している。

本発明の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材は第２に、表面がメッキ層で被覆され、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることを特徴とする。

上述のとおり、通常の鋼材について焼入れ処理を行うと、鋼材表層部の硬さが低下する現象が見られる。これに対し、鋼材の表面がメッキ層で被覆された状態で焼入れを行うと、鋼材表層部の硬さを板厚中心部と同じ程度の硬さに保つことができることをはじめて見出した。即ち、表面がメッキ層で被覆されたプレス成形焼入れ鋼材は、メッキ被覆に起因して鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さを３００以上とすることができる。この結果、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であることとあいまって、従来に比較して疲労特性を向上することができた。前記第１の発明同様、本発明はＢを含有しているので、疲労特性を確保するための硬さ限界を上記のように低い値とすることができる。

鋼材の表面がメッキ層で被覆された状態で焼入れを行うと、鋼材表層部の硬さを板厚中心部と同じ程度の硬さに保つことができる理由としては、メッキ層を有しているために鋼材表層部の炭素外方拡散が抑制され、表層部の低炭素濃度領域形成が抑制されたためであろうと推察される。

鋼板表面を被覆するメッキ層としては、Ｚｎを主体として１０〜５０μｍの厚みであれば上記効果は発揮できる。Ｚｎ中にＦｅ、Ａｌ、Ｎｉ等を含有したメッキであってもかまわない。

本発明において、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上と規定する理由は、これによって良好な疲労特性を得ることができるからである。また、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上と規定する理由は、同様にこれによって良好な疲労特性を得ることができるからである。

本発明が適用される自動車部品の場合、適用部位によって必要とされる疲労強度は異なる。しかし、本発明のように足回り部品に適用される板厚１．４〜６．５ｍｍの鋼板で製造される部品においては、約１５年間使用される間にある一定以上の荷重を受ける繰り返し荷重回数を１００万回と試算した。本発明では、繰り返し平面曲げ試験に対して５５０ＭＰａの繰り返し荷重を与え、疲労破断回数が１００万回を超えるか否かによって疲労特性の良否を判定する。

表１に示す成分を含有する３種類の鋼板を準備し、それぞれを８００〜１０５０℃に加熱し、５０〜１００℃／秒の冷却速度で各種温度まで冷却し、さらに室温まで放冷した。その後、鋼板の板厚方向の硬さについて、鋼材の中心部硬さと表面４０μｍ深さにおけるビッカース硬さを測定した。一方、得られた鋼板について疲労試験を行い疲労強度を測定した。疲労試験では、繰り返し最大応力５５０ＭＰａで繰り返し平面曲げ荷重を付加した場合の破断までの回数を測定した。結果を図１に示す。

図１から明らかなように、表面４０μｍの硬さが３００以上（◆）のものであって、中心部硬さが３５０以上のものは、疲労破断回数が１００万回以上であって良好な疲労特性を得ることができた。一方、表面４０μｍの硬さが３００未満（■）のもの、及び中心部硬さが３５０未満のものは、いずれも、疲労破断回数が１００万回未満であって良好な疲労特性を得ることができなかった。

次に、本発明の鋼材の好ましい鋼成分範囲とその理由について説明する。以下、％は質量％を意味する。

Ｃ含有量は０．１５〜０．２９％の範囲とする。Ｃが０．１５％未満であると、焼入れを行っても鋼材の硬さを確保することができず、良好な疲労特性を実現することができない。また、Ｃが高くなるほど硬さが高くなり、疲労特性は高くなるので疲労特性上の問題はない。しかし、Ｃが０．２９％を超えると、熱処理前の鋼板の伸びが低くなるため、形成加工で割れたりクラックが発生するという問題が起きるので、上限を０．２９％とする。

Ｓｉ含有量は０．００１〜２．５％の範囲とする。Ｓｉが０．０００１％未満であると鋼の酸素濃度アップによるブローホールが発生しやすくなる。一方、Ｓｉが２．５％を超えるとスケールの剥離性が低下し外観が低下する。

Ｍｎ含有量は０．１〜３．０％の範囲とする。Ｍｎ含有量が０．１％未満であると鋼中のＳによる製造中あるいはプレス成形中の割れが発生しやすい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼板の伸びが低下するためにプレス成形性が低下する。ここでプレス成形性の代表的な評価法として、シワ押さえ付きの角筒成形を行った場合の割れ有無によって良否を評価した。即ち、板厚２．２ｍｍの鋼板をシワ押さえをかけながらコーナーＲが５ｍｍの１００ｍｍ角筒によって２０ｍｍ高さまで成形した場合の割れ発生箇所有無によって良否を判定した。以下の成分元素について同様である。

Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％の範囲とする。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると鋼中のＮによる伸び低下が発生する。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、鋼板の伸びが低下するためにプレス成形性が低下する。

Ｎ含有量は０．００１〜０．００８％の範囲とする。Ｎ含有量が０．００１％未満であると結晶粒の粗大化が起こりやすくなり伸びが低下する。一方、Ｎ含有量が０．００８％を超えると、鋼板の伸びが低下するためにプレス成形性が低下する。

Ｂは、本発明を特徴づける含有元素である。本発明ではＢ含有量を０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることにより、必要な疲労特性を得るための鋼材の硬さを本発明のように低い値とすることが可能になる。また、焼入れ時の冷却を１５０℃／秒以下の遅い冷却速度としても十分に硬さを確保することができる。Ｂを上記濃度以上に含有することにより、冷却速度は７０℃／秒まで遅くすることが可能であり、十分に良好な疲労特性を得ることができる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えても疲労特性は特に改善せず、効果が飽和する。一方添加コストも高くなるので、Ｂ含有量上限を０．００５０％とする。

Ｐは不純物元素であり、Ｐ含有量が０．０９％を超えると鋼板の伸びが低下するためにプレス成形性が低下するので、上限を０．０９％とする。

Ｓは不純物元素であり、Ｓ含有量が０．０１５％超えると鋼板の伸びが低下するためにプレス成形性が低下するので、上限を０．０１５％とする。

本発明はさらに、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を、合計で０．０５〜０．５％含有することとしてもよい。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは母材の耐食性向上のために必要に応じて添加する。その機能発揮のためには０．０５％以上は必要である。一方、０．５％を超えると鋼の伸び低下をおこす。Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは焼入れ性向上および結晶粒を微細化し鋼板の伸びフランジ性向上のために必要に応じて添加する。その機能発揮のためには０．０５％以上は必要である。一方、０．５％を超えると鋼の伸び低下をおこす。

次に、本発明のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法について説明する。

まず、鋼材のＢ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材表面がメッキ層で被覆されていない本発明のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法について説明する。

本発明において、まず鋼材をプレス成形し、その後に焼入れを行う。焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上９７０℃以下の温度域に１５秒以上６分以下の時間加熱し、７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却する。

焼入れ加熱温度の好適範囲について説明する。

表１に示す成分を含有する３種類の鋼板のうち、表面がメッキ層で被覆されていない鋼板Ａ、Ｃを準備し、それぞれを８００〜１０５０℃に加熱し、６分間保持し、その後７０℃／秒の冷却速度で３００℃まで冷却し、さらに室温まで放冷した。その後、鋼板の板厚方向の硬さについて、鋼材の中心部硬さと表面４０μｍ深さにおけるビッカース硬さを測定した。結果を図２に示す。焼入れ加熱温度が８４０〜１０００℃の範囲であれば、鋼板板厚中心部のビッカース硬さを３５０以上の良好な値に保持することができる。一方、表面４０μｍ深さにおけるビッカース硬さは、焼入れ加熱温度が８４０〜９７０℃の範囲において３００以上の良好な値に保持することができた。

即ち、焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上９７０℃以下の温度域に加熱すると好ましい。９７０℃を超える加熱温度を採用した場合、加熱中における鋼板表面付近の炭素外方拡散が進行し、表面付近の硬さ低下が激しくなるため、表面４０μｍ深さにおける硬さを３００以上に保持することができなくなる。

本発明は上記温度での保持時間を１５秒以上６分以下とする。１５秒以上とするのは、これによって鋼材を均一に加熱するためである。一方６分以下とするのは、６分以下であれば加熱中の鋼板表面付近の炭素外方拡散を抑制し、表面付近の硬さ低下が抑制されるため、表面４０μｍ深さにおける硬さを３００以上に保持することができるからである。

本発明は、上記加熱保持後に７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却する。

本発明のプレス成形焼入れ鋼材の製品形状については、自動車用部品を製造するに当たって、製品と設計図とのサイズ違いが大きくなると使用できなくなる場合がある。例えば自動車の足まわりに適用する部品においては、スポット溶接あるいはアーク溶接によって他の部材と接合され使用されるため、最大ゆがみが０．５ｍｍ以上となると溶接が困難になる場合が多い。このことから、最大ゆがみが０．５ｍｍ以下であるかそれを超えるかで形状保持性を判断することとした。

２．２ｍｍの板厚で製造された底辺が１５０ｍｍ×１５０ｍｍ、角筒部が１００ｍｍ×１００ｍｍ、高さ２０ｍｍの角筒を準備し、焼入れ時の冷却速度を６０〜６００℃／秒で変化させたときの形状の最大ゆがみ量を測定したところ、図３に示す結果を得ることができた。即ち、冷却速度が１５０℃／秒以下であれば、最大ゆがみ量が０．５ｍｍ以下であって変形が許容範囲内にはいることがわかった。

本発明の鋼板はＢ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％である。Ｂを含有しているため焼入れ時の冷却を１５０℃／秒以下の遅い冷却速度としても十分に硬さを確保することができる。Ｂを上記濃度以上に含有することにより、冷却速度は７０℃／秒まで遅くしても硬さを確保することができる。その結果、十分に良好な疲労特性を得ることができる。一方、冷却速度が１５０℃／秒以下であるため、冷却時における鋼材の変形を防止することができる。

焼入れのための冷却方法としては、水スプレー冷却を用いると好ましい。水スプレー冷却を採用することにより、鋼材を均一に冷却することができ、焼入れ時の鋼材の変形が小さく、ゆがみが少ない鋼材を製造することが可能となる。

次に、鋼材のＢ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材表面がメッキ層で被覆されている本発明のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法について説明する。

表面がメッキ層で被覆されているため、鋼材表面付近の脱炭が抑制され、結果として表面付近の硬さ低下が抑制される。従って、鋼材表面がメッキ層で被覆されていない上記本発明の場合と比較し、焼入れ時の加熱温度上限を１０００℃まで上げても、鋼板中心部及び表面４０μｍの硬さをそれぞれ所定の硬さに保持することができる。また、加熱保持時間上限を１０分まで上げても、鋼板中心部及び表面４０μｍの硬さをそれぞれ所定の硬さに保持することができる。

加熱後の冷却速度の好適範囲については、表面がメッキ層で被覆されていない上記発明と同様である。

表２に示す成分の鋼Ｄ、Ｅ、Ｆを用い、表３に示すように表面Ｚｎメッキ有無の鋼板を製造し、表３の条件で焼入れを行った上で、鋼板表面からの距離とビッカース硬さとの関係を調査し、併せて疲労特性の評価を行った。疲労特性の評価は、繰り返し平面曲げ試験に対して５５０ＭＰａの繰り返し荷重を与え、疲労破断回数が１００万回を超えるか否かによって疲労特性の良否を判定した。疲労特性の評価結果を表３に示し、板厚表面からの距離とビッカース硬さの関係を図４に示す。図４（ａ）は本発明例１〜３、図４（ｂ）は比較例１〜３を表している。

本発明例１は成分Ｄの鋼を用い、本発明例３は成分Ｅの鋼を用い、いずれも本発明の製造条件範囲内において焼入れを行った。板厚中心部、表面から４０μｍ位置のいずれの硬さも、本発明の範囲に入っている。

本発明例２は、表面がＺｎメッキ層で被覆されており、板厚表面付近での硬さの降下が全く見られなかった。そのため、板厚中心部、表面から４０μｍ位置のいずれの硬さも、本発明の範囲に入っている。

比較例１は焼入れ時の冷却速度が本発明の下限を外れており、板厚中心部、表面から４０μｍ位置のいずれの硬さも、本発明の範囲から下限を外れている。

比較例２は焼入れ時の高温保持時間が本発明範囲よりも長く、そのため表面付近での硬さの降下が大きくなり、表面から４０μｍ位置での硬さが不足することとなった。

比較例３は成分Ｆの鋼を用いているためにＣ含有量が低く、結果として板厚中心部、表面から４０μｍ位置のいずれの硬さも、本発明の範囲から下限を外れている。

本発明例１〜３のいずれも、疲労特性は良好であったが、比較例１〜３はいずれも、疲労特性が目標に達しなかった。

表４に示すＮｏ．１〜３６の成分を有する鋼板を準備し、Ｎｏ．２、２７については表面をＺｎメッキで被覆した。各鋼板についてプレス成形を行った後、表４に示す条件で焼入れを行った。表面４０μｍ深さ及び板厚中心部におけるビッカース硬さを測定し、結果を表４に記載した。

疲労特性については、繰り返し曲げ疲労試験おいて表面部の最大応力を５５０ＭＰａとし、疲労破壊までの回数を計測した。疲労破壊までの回数が１００万回以上を良好とした。結果を表４に示す。

プレス成形性については、板厚２．２ｍｍの鋼板をシワ押さえをかけながらコーナーＲが５ｍｍの１００ｍｍ角筒によって２０ｍｍ高さまで成形した場合の割れ発生箇所有無を調査した。割れ発生なしを良好、割れ発生ありを不良として表４に記載した。

プレス成形焼入れ鋼材の製品形状については、２．２ｍｍの板厚で製造された底辺が１５０ｍｍ×１５０ｍｍ，角筒部が１００ｍｍ×１００ｍｍ高さ２０ｍｍの角筒にこの熱処理条件を与えた場合の初期形状に対する最大ゆがみ量（ｍｍ）を測定した。最大ゆがみ量が０．５ｍｍ以下を良好とし、表４に最大ゆがみ量（ｍｍ）及び評価結果を記載した。

本発明Ｎｏ．１〜２７については、いずれも鋼成分、焼入れ熱処理条件いずれも本発明範囲内にあり、ビッカース硬さ、疲労特性、プレス成形性、製品形状のいずれも良好な結果を得ることができた。なお、本発明Ｎｏ．２、２７は表面メッキ被覆有りの場合である。

比較例Ｎｏ．２８はＢを含有しておらず、そのため板厚中心部の硬さと表面から４０μｍの硬さは本発明範囲内に入っているものの、疲労特性が不良であった。比較例Ｎｏ．２８はＣ濃度が低く、比較例Ｎｏ．３０は焼入れ温度が低く、いずれも硬さが不足して疲労特性が不良であった。比較例Ｎｏ．３１は焼入れ加熱時間が本発明範囲よりも長く、表面から４０μｍの硬さが不足し、疲労特性が不良であった。比較例Ｎｏ．３２は冷却速度が遅すぎ、硬さが不足して疲労特性が不良であった。比較例Ｎｏ．３３は油焼入れ、Ｎｏ．３４は水焼入れである。いずれも冷却速度が速すぎ、製品形状のゆがみが大きく不良であった。なお、Ｎｏ．３３、３４以外はすべて水スプレーによる冷却である。水スプレーによる７０〜１５０℃／秒の冷速を与えることによって製品の形状を良好に保つことができた。比較例Ｎｏ．３５は冷却終了温度が高すぎ、硬さが不足して疲労特性が不良であった。

鋼材の中心部硬さと表面４０μｍ深さにおけるビッカース硬さと、疲労試験での疲労破断回数との関係を示す図である。焼入れ前の加熱温度と鋼材の硬さとの関係を示す図である。焼入れ時の冷却速度とプレス成型品の形状の最大ゆがみ量との関係を示す図である。板厚表面からの距離による硬さ分布を示す図であり、（ａ）は本発明例、（ｂ）は比較例を示す図である。

Claims

Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であると同時に鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さと同等あるいはそれより低い値であることを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
表面がメッキ層で被覆され、Ｂ含有量が０．０００２〜０．００５０質量％であり、鋼材の板厚中心部におけるビッカース硬さが３５０以上であり、鋼材表面から深さ４０μｍでのビッカース硬さが３００以上であることを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
前記鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２９％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０９％以下、Ｓ：０．０１５％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼材であることを特徴とする請求項１又は２に記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
前記鋼材はさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を、合計で０．０５〜０．５％含有することを特徴とする請求項３に記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材。
鋼材をプレス成形し、その後の焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上９７０℃以下の温度域に１５秒以上６分以下の時間加熱し、７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材の製造方法。
表面がメッキ層で被覆された請求項２乃至４のいずれかに記載のプレス成形焼入れ鋼材の製造方法であって、鋼材をプレス成形し、その後の焼入れにおいて、鋼材を８４０℃以上１０００℃以下の温度域に１５秒以上１０分以下の時間加熱し、７０℃／秒以上１５０℃／秒以下の冷速で４００℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性の優れたプレス成形焼入れ鋼材の製造方法。