JP2014040628A - 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱間プレス後に引張強度が900 MPa以上で、延性および衝撃特性にも優れる熱間プレス鋼材を製造できる熱間プレス用鋼板の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.10〜0.40％、Ｓｉ：0.001〜2.0％、Ｍｎ：1.0〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Ａｌ：0.001〜1.0％、Ｔｉ：0.050〜0.40％およびＮ：0.01％以下を含有しり化学組成と、フェライトの平均粒径が7.0μｍ以下で、未再結晶フェライトを含まない鋼組織とを有する熱間プレス用鋼板ならびにこの鋼板にめっきを施した熱間プレス用表面処理鋼板。上記組成の冷延鋼板にAc₃点以上950℃以下の温度域に5秒間以上300秒間以下保持する再結晶焼鈍を施すことにより製造される。
【選択図】 なし

Description

本発明は、自動車のボディー構造部品、足回り部品等を始めとする機械構造部品等に好適な、熱間プレス用鋼板および熱間プレス用表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。

近年、自動車の軽量化のため、車体に使用する鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される薄鋼板においては、鋼板強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状を製造することが困難になる。具体的には、延性が低下し、加工度が高い部位で破断が生じる、あるいは、スプリングバックや壁反りが大きくなり、寸法精度が劣化する問題が発生する。したがって、高強度、特に９００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を用いて、プレス成形により部品を製造することは容易ではない。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工できるが、ロール成形は長手方向に一様な断面を有する部品にしか適用できない。

そこで、高強度の自動車用鋼材を製造する技術として、例えば、特許文献１に示されているように、成形に供する材料を加熱してからプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法が採用されている。高温において、鋼板は軟質、高延性になっているため、複雑な形状を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト単相域に加熱し、金型内で急冷することによって、マルテンサイト変態による鋼材の高強度化が達成される。したがって、このような熱間プレス法は、鋼材の高強度化と鋼板の成形性とを同時に確保できる優れた成形方法である。

また、特許文献２には、室温で予め所定の形状に成形後、オーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することによって、鋼材の高強度化を達成する予プレスクエンチ法が開示されている。このような熱間プレスの一態様である予プレスクエンチ法は、金型により部材を拘束して熱歪による変形を抑制することができるので、鋼材の高強度化と高い寸法精度とを同時に確保することができる優れた成形方法である。

しかし、現在においては、熱間プレスにより得られた鋼材（以下、「熱間プレス鋼材」ともいう。）そのものに対して、優れた延性と衝撃特性が求められている。特許文献１や特許文献２に代表される従来技術により製造された熱間プレス鋼材は、鋼組織が実質的にマルテンサイト単相であるので、その延性は劣る。従って、このような従来技術では、延性と衝撃特性を高めるという課題は解決されない。

特許文献３には、熱間プレスに供する鋼板（以下、「熱間プレス用鋼板」ともいう。）をフェライトとオーステナイトの二相温度域に加熱しておき、加熱した二相組織の鋼板をプレスし、金型内で急冷し、フェライトとマルテンサイト、または、フェライトとベイナイト、あるいは、フェライトとマルテンサイトとベイナイトを含む多相組織にすることによって得られた、高強度かつ延性に優れる熱間プレス鋼材が開示されている。しかし、鋼板を単に二相加熱するだけでは、鋼組織が不均一になりやすいので、熱間プレス鋼材の衝撃特性が著しく劣化しやすくなる。

特許文献４には、Ｃの含有量を０.１％以下に制限した熱間プレス用鋼板をオーステナイト単相域に加熱し、熱間プレスを行うことによって得られた、フェライトとマルテンサイトを含む複相組織であり、延性に優れるとされる熱間プレス鋼材が開示されている。このように鋼板をオーステナイト単相域に加熱することによって、熱間プレス鋼材の鋼組織は均一になる。しかし、Ｃの含有量を０.１％以下に制限しているため、実施例の記載等から明らかなように、熱間プレス鋼材の引張強度は高々７００ＭＰａであり、自動車の軽量化に寄与する十分な強度を有していない。

特許文献５には、多量のＣｒを添加した鋼板をオーステナイト単相域に加熱し、プレス前後に、オーステナイトの一部をフェライト変態させ、組織を複相、具体的には、フェライトとマルテンサイトの二相にすることによって、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、さらに、延性に優れる部材が開示されている。しかし、特許文献５に開示されたようなＣｒを多量に添加した鋼を使用すると、鋼中に形成されたセメンタイトやＭ₂₃Ｃ₆等の炭化物が加熱中に固溶しにくくなるため、安定した機械特性を確保するには長時間の加熱が必要となる。さらに、フェライト変態に要する時間が長くなるため、オーステナイト単相域に加熱した後に二相組織を形成させるために長時間保持するといった製造工程が新たに必要となる。したがって、熱間プレス鋼板部材の製造コストの増加を招くだけでなく、著しく生産性を阻害する方法であり、量産技術としては適していない。

一方、特許文献６には、平均粒径が１５μｍ以下である冷延鋼板をフェライトとオーステナイトの二相組織となるように加熱し、その組織を保ったままプレスし、金型内で急冷することによって得られた、組織がフェライトとマルテンサイトの二相であり、それぞれの平均粒径が７μｍ以下である高強度かつ延性に優れるとされる部材が開示されている。

特開２００２−１０２９８０号公報 特開平１０−９６０３１号公報 特表２００９−５０８６９２号公報 特表２０１０−５２１５８４号公報 特開２０１０−１３１６７２号公報 特開２０１０−６５２９３号公報

特許文献６にも記載されているように、熱間プレス鋼材の鋼組織は熱間プレス用鋼板の鋼組織に強く影響される。特に、熱間プレス用鋼板の組織微細化は、特許文献６に示されるように、熱間プレス鋼材そのものの延性向上に寄与する重要な組織制御方法である。

一方、本発明者らは、熱間プレス用鋼板を微細化するとともに均一化することによって、熱間プレス鋼材の衝撃特性をも向上させることが可能であることを新たに見出した。そして、熱間プレス用鋼板の組織を微細化するとともに均一化するには、熱延鋼板の不均一な組織を解消するために、熱延鋼板を冷間圧延し、さらに、その鋼板を再結晶が完了するとともに微細組織が維持される条件で焼鈍することが必要であることを見出した。

この点に関し、特許文献６に開示された方法では、熱間プレスに供する鋼板の組織を微細化するために、焼鈍温度をＡｃ₁近傍に制御している。このような製造条件では、未再結晶フェライトが熱間プレスに供する鋼板に多く残存することになる。そして、そのような未再結晶フェライトは、フェライトとオーステナイトとが共存する二相温度域に加熱したとしても再結晶しないため、熱間プレス鋼材の組織は極めて不均一になる。したがって、特許文献６に開示された方法では、熱間プレス鋼材の組織を微細化し、その延性を向上させることは可能であろうが、その衝撃特性は著しく劣る。

このように、熱間プレス後に９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および衝撃特性に優れる熱間プレス鋼材を提供する量産技術は未だ確立されていない。

本発明の具体的課題は、上述したように従来は量産することが不可能であった、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、延性と衝撃特性に優れる熱間プレス鋼材を容易に製造することを可能にする、熱間プレス用鋼板ならびにその製造方法を提供することである。

本発明者らは、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間プレス鋼材の延性と衝撃特性を改善するために鋭意検討を行った結果、熱間プレス用鋼板の化学組成について、特定のＣおよびＭｎ含有量に対して、Ｔｉを適量積極的に添加する、さらに、熱間プレス用鋼板のフェライトを細粒化、組織を均一化することによって、熱間プレス鋼材の延性と衝撃特性が改善されるという新知見を得た。

上記知見に基づく本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.４０％以下、Ｓｉ：０.００１％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上３.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.０％以下、Ｔｉ：０.０５０％以上０.４０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの平均粒径が７.０μｍ以下で、未再結晶フェライトを含まない鋼組織であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０.４％以下、Ｖ：０.４％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する上記（１）に記載の熱間プレス用鋼板。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の熱間プレス用鋼板。

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０.０１％以下を含有する上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。

（５）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０１％以下を含有する上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。

（６）上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板の少なくとも片面の表面にめっき層を有することを特徴とする熱間プレス用表面処理鋼板。

（７）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ₃点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上３００秒間以下保持することにより再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。

（８）上記（７）に記載の製造方法により得られた熱間プレス用鋼板に、少なくとも片面の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする、熱間プレス用表面処理鋼板の製造方法。

本発明により、熱間プレスによって延性と衝撃特性に優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間プレス鋼材を作製できる熱間プレス用鋼板および熱間プレス用表面処理鋼板の実用化が初めて可能になるという、技術的に価値ある効果が達成される。

以下に、本発明に係る熱間プレス用鋼板および熱間プレス用表面処理鋼板とそれらの製造方法について、より具体的に説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はすべて質量％である。また、鋼の化学組成の残部はＦｅおよび不純物である。

１．熱間プレス用鋼板の化学組成
（Ｃ：０.１０％以上０.４０％以下）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の熱間プレス鋼材の強度を主に決定する、非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０.１０％未満では焼入れ後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０.４０％超では、衝撃特性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.４０％以下とする。なお、熱間プレス鋼材の量産においては、その機械特性のばらつきを抑制することが好ましく、歩留まりを低減する観点からは、Ｃ含有量を０.２９％以下とすることが好ましい。さらに、熱間プレス用鋼板の引張強度を低くすることは、生産性の向上に寄与するので、Ｃ含有量を０.２５％以下とすることが好ましい。

（Ｓｉ：０.００１％以上２.０％以下）
Ｓｉは、延性を劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、焼入れ後の熱間プレス鋼材の強度を高める作用を有する元素である。Ｓｉ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００１％以上とする。なお、Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、延性がさらに向上する。したがって、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２.０％超では、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下である。

（Ｍｎ：１.０％以上３.０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の熱間プレス鋼材の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎ含有量が１.０％未満では、その効果が十分でないだけでなく、焼入れ後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１.０％以上とする。なお、Ｍｎ含有量を１.６％以上にすると、焼入れ後の強度で９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが容易となる。このため、Ｍｎ含有量は１.６％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.０％超では、組織が不均一となり、衝撃特性の劣化が顕著となる。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。なお、熱間プレス用鋼板の引張強度を低くすることは、生産性の向上に寄与するので、Ｍｎ含有量を２.４％以下とすることが好ましい。

（Ｐ：０.０５％以下）
Ｐは、一般には鋼に不純物として含有されるが、固溶強化により強度を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０５％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０.０２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０.０１％以下）
Ｓは、鋼に不純物として含有され、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０.０１％超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が１.０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。

（Ｔｉ：０.０５０％以上０.４０％以下）
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成し、熱間プレス鋼材の鋼組織を微細化することが可能となり、その延性を著しく向上させる。さらに、後述するように、熱間プレス用鋼板の鋼組織を適正化することによって、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら優れた延性と衝撃特性とを有する熱間プレス鋼材を得ることを可能にする。Ｔｉ含有量が０.０５０％未満では、熱間プレス鋼材の組織が微細にならず、その延性を向上させることができない。したがって、Ｔｉ含有量は０.０５０％以上とする。好ましくは、０.０７０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０.４０％超では、鋳造時および熱間圧延時に粗大な炭窒化物が形成されてしまい、低温靭性の劣化が顕著となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.２５％以下、さらに好ましくは０.２０％以下である。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、鋼に不純物として含有され、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０.０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。

以上に述べた元素に加えて、本発明に係る熱間プレス用鋼板の化学組成は下記の元素を含有してもよい。

（Ｎｂ：０.４％以下、Ｖ：０.４％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の熱間プレス鋼材の強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０.４％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になるだけでなく、熱間プレス鋼材の鋼組織が不均一になりやすくなり、衝撃特性の劣化が顕著となる。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、それぞれ１.０％を超えて含有させると、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえ、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。

（Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも０.０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

（Ｂ：０.０１％以下）
Ｂは、低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、０.０１％を超える量でＢを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。

（Ｂｉ：０.０１％以下）
Ｂｉは、組織を均一にし、衝撃特性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０.０１％を超える量でＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。

２．熱間プレス用鋼板の鋼組織
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、フェライトの平均粒径が７.０μｍ以下であって、未再結晶フェライトを含まないという鋼組織を有する。

本発明では、熱間プレスで行う焼入れ時に熱間プレス鋼材の鋼組織が微細化することにより、所望の引張強度、延性および衝撃特性を有する熱間プレス鋼材が得られる。そのために、熱間プレス用鋼板においては、フェライトの平均粒径を７.０μｍ以下とする。このフェライトは、加工フェライトや回復フェライトを含む未再結晶フェライトを全く含まないものであり、後述するように、冷間圧延後にＡｃ₃点以上で焼鈍を施すことにより得られる。そのために、熱間プレス鋼材の延性と衝撃特性が良好になる。

フェライトの平均粒径の測定法は当業者には周知であり、本発明においても常法により測定することができる。後の実施例において示すように、ＳＥＭ観察により得られた金属組織写真を切片法で解析することによりフェライトの平均粒径を求めることができる。

未再結晶フェライトは顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長したフェライト相であり、その形態が異なることによって再結晶フェライトから識別される。上記の金属組織写真の画像解析によって、未再結晶フェライトの面積率も求めることができる。本発明では、未再結晶フェライトの面積率は０％である。

本発明に係る熱間プレス用鋼板の鋼組織は、フェライト単相であってもよいが、フェライト以外に、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイトおよびパーライトから選ばれた１種または２種以上を含んでいてもよい。鋼組織中のフェライトの面積率は３０％以上であることが好ましい。

３．めっき層
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、その片面または両面の表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を形成することによって、熱間プレス用表面処理鋼板として用いることもできる。形成するめっき層は、電気めっき層であってもよく、または溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層および電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。これらのめっき層の付着量（または厚み）および合金めっき層の場合の合金組成は、この種のめっき鋼板に一般に採用されているものでよい。めっき層は、所望により２層以上設けることもできる。

４．製造方法
上記の特徴を有する本発明に係る熱間プレス用鋼板は、熱間圧延、酸洗および冷間圧延、焼鈍、およびめっき鋼板とする場合はめっきの各工程を経て製造される。次に好ましい製造条件について説明する。

（Ａ）熱間圧延工程
上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。

熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延のいずれでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後で仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、熱間プレス鋼材の機械特性の偏差を抑制することができるので好ましい。

（熱間圧延に供する鋼材の温度：１１００℃以上１３００℃以下）
熱間プレス鋼材においては、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって、目的とする引張強度が確保されるとともに低温靭性の劣化が抑制される。したがって、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。したがって、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。

熱間圧延に供する際に、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。

（圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下）
圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。したがって、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、表面性状の劣化が著しくなる。したがって、圧延完了温度は１０００℃以下とする。

（巻取温度：４００℃以上７００℃以下）
巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が７００℃超では、粒界酸化が顕著となり、表面性状の劣化が著しくなる。したがって、巻取温度は７００℃以下とする。好ましくは６８０℃以下である。

（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板は、スケール除去のために常法により酸洗を施された後、冷間圧延に供され、冷延鋼板とされる。

酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。

熱間プレス鋼材の鋼組織をさらに均一にする観点からは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延中の破断を抑制する観点からは、冷間圧延の圧下率は８０％以下とすることが好ましい。

（Ｃ）連続焼鈍工程
本発明では、ＭｎとＴｉを多量に含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。したがって、熱間プレス用鋼板の鋼組織を微細、かつ均一にするためには、連続焼鈍工程における再結晶焼鈍条件の設定が極めて重要となる。したがって、以下のような連続焼鈍条件にて処理を行うことが、所望の鋼組織の熱間プレス用鋼板、さらに、目標とする機械特性の熱間プレス鋼材を得る観点から好ましい。

（再結晶焼鈍：Ａｃ₃点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上３００秒間以下保持）
再結晶焼鈍温度がＡｃ₃点未満では、未再結晶フェライトが残存し、熱間プレス鋼材の延性と衝撃特性が著しく劣化する。したがって、再結晶焼鈍温度は、Ａｃ₃点以上とする。好ましくはＡｃ₃点＋１０℃以上である。一方、再結晶焼鈍温度が９５０℃超になると、焼鈍炉の損傷が顕在化するとともに、生産性が低下する。したがって、再結晶焼鈍温度は９５０℃以下とする。好ましくは９００℃以下である。

再結晶焼鈍時間が５秒間未満では、連続焼鈍工程における温度制御が困難となる。したがって、再結晶焼鈍時間は５秒間以上とする。一方、再結晶焼鈍時間が３００秒間超では、生産性が低下するばかりか、熱間プレス用鋼板の組織が粗大化し、焼入れ後の熱間プレス鋼材の延性が劣化する。

なお、再結晶焼鈍温度までの加熱に際しては、平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好ましい。前記平均加熱速度を１℃／秒以上とすることにより高い生産性を維持することができる。また、前記平均加熱速度を５０℃／秒以下とすることにより再結晶焼鈍温度の制御が容易となる。

再結晶焼鈍後の冷却は、熱間プレスの加熱中における逆変態を促進するために、７００℃から５５０℃までの平均冷却速度を７℃／秒以上とすることが好ましい。

焼鈍後（溶融亜鉛めっきを施した場合はめっき後）の鋼板に調質圧延を行うことが好ましい。調質圧延を行うことによって、降伏点伸びの発生を抑制するとともに、プレス時の焼付けやかじりを防止することが可能になる。調質圧延の伸び率は０.０５％以上１％以下であることが好ましい。

（めっき工程）
鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、焼鈍工程において焼鈍後の冷却を４６０℃以上５５０℃以下で停止し、焼鈍した鋼板を直ちに溶融めっき浴に浸漬して連続的にめっきを行うことが好ましい。この時の冷却停止温度が４６０℃未満であると、めっき浴浸入時の抜熱が大きくなり、めっき操業が困難になることがある。冷却停止温度が５５０℃超である場合にも、めっき操業が困難になることがある。

溶融亜鉛めっきは常法により行えばよい。例えば、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬し、めっき浴を出た直後にガスワイピングノズルなどでめっき付着量を制御する。溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後に合金化処理を施してもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度が４６０℃以上６００℃以下であることが好ましい。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化未処理部分が発生し、鋼板の表面性状が劣化し易くなる。合金化処理温度が６００℃超であると、めっき皮膜のパウダリングが発生し易くなる。

電気めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍後に冷却された鋼板に、常法にしたがって、適当な表面調整処理の後、電気めっきを施せばよい。

溶融めっきまたは電気めっきの後、用途によっては、得られためっき鋼板に、周知の後処理（例えば、化成処理、潤滑処理など）を施してもよい。

熱間プレス用途に特に適しているめっきは亜鉛系めっきであり、中でも比較的大きい付着量が容易に得られることから溶融亜鉛めっきが好ましい。特に、溶融亜鉛めっき後に合金化処理してめっき層をＺｎ−Ｆｅ合金にした合金化溶融亜鉛めっきは、めっき皮膜の融点が溶融亜鉛めっきに比べて高くなることから、熱間プレス時に加熱された時のめっき皮膜の損失が少なく、熱間プレス用途に非常に適している。

５．熱間プレスと熱間プレス鋼材の機械特性
本発明に係る熱間プレス用鋼板を用いて熱間プレスする場合、熱間プレス条件には特に制限はないが、好ましい条件および操作は次の通りである。

上述のように用意した熱間プレス用鋼板を７２０℃以上Ａｃ₃点未満に１分間以上２０分間以下保持したのちに、熱間プレスし、６００〜１５０℃までを２０℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却する。

本発明に係る熱間プレス用鋼板を熱間プレスすることにより作製された熱間プレス鋼材は、９００ＭＰａ以上の高強度でありながら、延性と衝撃特性に優れることが特徴である。延性としては、引張試験の全伸びが１０％以上あることが好ましい。一方、衝撃特性としては、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上であることが好ましい。なお、量産性の観点からは、引張強度のばらつきが１００ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
１．熱間プレス用鋼板
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。得られたスラブを、表２に示す条件（鋳片の再加熱温度および時間、圧延開始温度、完了温度および巻取温度）にて熱間圧延し、２.６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して、１.２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。

この冷間圧延したままの冷延鋼板をフルハードと呼ぶ。なお、フルハードの加熱時における熱膨張曲線を解析し、各鋼材のオーステナイト単相になるＡｃ₃点を決定した。こうして求めたＡｃ₃点を表１に併記する。

得られたフルハードについて、連続焼鈍炉における熱履歴を模擬するように、表３に示す条件の熱処理を施して、焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表３に示す条件にて加熱・再結晶焼鈍した後に冷却した。なお、一部の鋼板には、溶融亜鉛めっき処理（４６０℃にて２０秒間保持）および場合により表３に示す温度で合金化熱処理（溶融亜鉛めっき処理後、さらに、５００℃にて保持時間２０秒間保持）を模擬する熱処理を行った。表３にはＡｃ₃点を併記する。

本例において作製した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきまたは溶融亜鉛めっきと合金熱処理が施されていないが、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の鋼組織は同じ熱履歴を有する溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。

表３に示す各種製造条件で得られた熱間プレス用鋼板に対して、下記の要領で引張試験と金属組織観察を実施した。試験結果を表４の熱間プレス用鋼板の欄にまとめて示す。

（熱間プレス用鋼板の引張試験）
各鋼板から、圧延方向に直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を１個採取し、ＴＳ（引張強度）を測定した。

（熱間プレス用鋼板の金属組織観察）
各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、０.０８ｍｍ²の領域を写真撮影し、画像解析により、フェライトの平均粒径と再結晶フェライトと未再結晶フェライトの面積率を調査した。未再結晶フェライトの面積率が０％である場合を未再結晶フェライト「無」、その面積率が０％超である場合を未再結晶フェライト「有」とした。

２．熱間プレス鋼材
上記熱間プレス用鋼板を１.２ｔ×１００ｗ×２００Ｌ（ｍｍ）の寸法に切断し、７２０℃以上、Ａｃ₃点未満に１０分間加熱し、熱間プレスを行った。熱間プレスは平板金型を用いて実施し、この金型に３０秒間保持した後、鋼板を金型に接触させることにより冷却した。冷却速度は約６０℃／秒であった。

得られた熱間プレス鋼材に対して、引張試験とシャルピー試験を実施した。それらの試験結果も表４に併記する。

（熱間プレス鋼材の引張試験）
各鋼材から、圧延方向に対して直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を５個採取し、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。表におけるＴＳとＥＬはそれらの試験の平均値を示す。さらに、熱間プレスの量産性の指標とし、引張強度のばらつき（５回の試験におけるＴＳ最大値とＴＳ最小値の差）を評価した。引張強度のばらつきは、１００ＭＰａ以下となる場合を「良好」、１００ＭＰａ超の場合を「不良」とした。

（熱間プレス鋼材の衝撃特性）
１.２ｔの鋼材を４枚積層してねじ止めした後、Ｖノッチ試験片を作製し、シャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上となる場合を「良好」とした。それに達しない場合を「不良」とした。

表４に示すように、本発明に従った発明例である供試材Ｎｏ.１、３〜５、７、１０〜１４、１６、１８、１９、２１および２３の熱間プレス用鋼板では、それを熱間プレスすることにより得られた熱間プレス鋼材が、引張強度９００ＭＰａ以上と高強度であって、しかも全伸びが１１％以上と延性に優れ、さらに衝撃特性についても０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上と優れていた。特に、鋼板のＣ含有量が好ましい範囲にある供試材Ｎｏ.１、３〜５、７、１０〜１４、１６、１８、１９および２１は、熱間プレス鋼材における機械特性のばらつきを抑制できていた。

一方、供試材Ｎｏ.２、８および９の熱間プレス用鋼板は、製造条件が発明で規定する範囲を外れたため、所望の組織が得られず、熱間プレスで得られた熱間プレス鋼材の延性または延性および衝撃特性が目標値に達しなかった。供試材Ｎｏ.６、１５、１７、２０、および２２は、化学組成が本発明で規定する範囲を外れたため、熱間プレスで得られた熱間プレス鋼材の引張強度、延性、衝撃特性の少なくとも１つが目標値に達しなかった。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.４０％以下、Ｓｉ：０.００１％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上３.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.０％以下、Ｔｉ：０.０５０％以上０.４０％以下およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの平均粒径が７.０μｍ以下で、未再結晶フェライトを含まない鋼組織であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０.４％以下、Ｖ：０.４％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の熱間プレス用鋼板。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０.０１％以下を含有する請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
5. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０１％以下を含有する請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
6. 請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板の少なくとも片面の表面にめっき層を有することを特徴とする熱間プレス用表面処理鋼板。
7. 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
   （Ｃ）前記冷延鋼板に、Ａｃ₃点以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上３００秒間以下保持することにより再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。
8. 請求項７に記載の製造方法により得られた熱間プレス用鋼板に、少なくとも片面の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする、熱間プレス用表面処理鋼板の製造方法。