JP2017508069A - 優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品用鋼板、これを利用した熱間プレス成形品及びこれらの製造方法 - Google Patents

優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品用鋼板、これを利用した熱間プレス成形品及びこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、従来の熱間プレス成形品製造用鋼板に比べて優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造が可能な鋼板、これを利用した優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品、及びこれらの製造方法を提供する。

Description

本発明は、ピラー補強材、クロスメンバー、サイドメンバー又はフロント・リヤバンパーなどに用いられることができる熱間プレス成形品用鋼板、これを利用した熱間プレス成形品及びこれらの製造方法に関し、より詳細には、優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品の製造を可能にする鋼板、これを利用した熱間プレス成形品及びこれらの製造方法に関する。
最近、自動車の乗客を保護するための安全法規や地球環境を保護するための燃費規制が強化するにつれて、自動車の剛性の向上及び軽量化に対する関心が高まっている。例えば、自動車の乗客の乗る安全ケージゾーン（ｓａｆｅｔｙ ｃａｇｅ ｚｏｎｅ）を構成するピラー補強材（ｐｉｌｌａｒ ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔ）やクロスメンバー（ｃｒｏｓｓ ｍｅｍｂｅｒ）、クラッシュゾーン（ｃｒａｓｈ ｚｏｎｅ）を構成するサイドメンバー（ｓｉｄｅ ｍｅｍｂｅｒ）又はフロント・リヤバンパー（ｆｒｏｎｔ／ｒｅａｒ ｂｕｍｐｅｒ）などの部品の軽量化を求める場合において、剛性と衝突安定性を同時に確保するために高強度部品の適用が拡大されている。
自動車鋼板の高強度化は必然的に降伏強度の上昇と伸び率の減少によって成形性が顕著に低下するという問題点を有しており、このような高強度鋼の成形上の問題点を解決し、引張強度１４７０ＭＰａ級以上の高強度自動車部品を製造する方法として、熱間プレス成形又は熱間成形（ｈｏｔ ｆｏｒｍｉｎｇ）と呼ばれる成形法が商用化された。
熱間プレス成形によって具現されることができる強度は多様であるが、２０００年代前半にはＤＩＮ規格の２２ＭｎＢ５を利用して引張強度１５００ＭＰａ級の熱間プレス成形品を製造することができた。通常、熱間プレス成形前の引張強度は５００〜８００ＭＰａの範囲にあり、鋼板をブランキングした後、Ａｃ３以上のオーステナイト域まで加熱し、引き続き抽出し、冷却装置が備えられたプレスで成形した後、金型焼入れ（ｄｉｅ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行うことにより、最終的にマルテンサイト又はマルテンサイトとベイナイトが混在された相が形成され、１５００ＭＰａ以上の超高強度が得られ、金型に拘束されて急冷されるため、部品の寸法精度にも優れる。
熱間プレス成形法の基本概念と使用されたボロン添加鋼は特許文献１（英国特許登録第１４９０５３５号）で最初に提案された後、商用化された。また、熱間プレス成形工程の加熱過程で鋼板の表面に生成される酸化被膜を抑制するために、アルミニウム又はアルミニウム合金めっき鋼板が特許文献２（米国特許登録第６２９６８０５号）に提案された。また、自動車車体の湿潤（ｗｅｔ）部位のように犠牲方式特性が求められる部位には亜鉛鋼板又は亜鉛合金めっき鋼板を用いる技術が提案されている。
一方、自動車燃費を改善するための方案として、熱間プレス成形用鋼板においても引張強度等級に対する自動車会社のニーズが増加しており、このような観点で引張強度１８００Ｍｐａ級の熱間プレス成形品を製造することができる鋼板が提案された。この鋼板は、既存の１５００ＭＰａ級熱間プレス成形品製造用鋼板に比べて炭素含量が高く、加工部品の靱性の向上のために初期オーステナイト組織の微細化に効果的なＮｂが添加される。
しかし、上記のような熱間プレス成形品の強度を高めるために従来の方法を用いると、亀裂の発生及び伝播に対する敏感度が増加して曲げ性が低下するという問題点を有している。
本発明は、優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品の製造を可能にする鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板によって達成される。
また、本発明は、鋼板を熱間プレス成形して製造された成形品であって、上記鋼板はＣ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板である、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品によって達成される。
また、本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むスラブを準備する段階と、上記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブをＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５００〜７３０℃の温度で巻き取る段階と、を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法によって達成される。
また、本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板をブランクとして準備する段階と、上記準備されたブランクを８５０〜９５０℃の温度範囲に加熱する段階と、上記加熱されたブランクを熱間プレス成形した後、金型冷却で２００℃以下に冷却して成形品を製造する段階と、を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法によって達成される。
本発明は、超高強度を有すると共に曲げ性に優れた熱間プレス成形品の製造を可能にする鋼板及びこれを利用した熱間プレス成形品を提供することができるため、自動車車体又は部品に適用し、熱間プレス成形部品の軽量化と衝突性能の向上に寄与することができる。
本発明は、優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品の製造を可能にする鋼板、これを利用した熱間プレス成形品及びこれらの製造方法に関するものである。
一般に、１５００ＭＰａ級熱間プレス成形品を製造するために用いられる鋼板の化学組成は２２ＭｎＢ５に相応する成分鋼を利用し、それ以上の熱処理強度を得るためには炭素量を高め、例えば、３０ＭｎＢ５、３４ＭｎＢ５などのようなボロン添加熱処理鋼で１８００及び２０００Ｍｐａ級に相応する強度を得ることはできる。
しかし、このような規格に含まれるマンガン含量は一般に１．２〜１．４重量％の範囲に固定され、このように固定されたマンガン含量を基本に炭素量に依存して熱間成形した後に強度を高める場合には、曲げ試験で亀裂の発生及び伝播敏感度が増加し、熱間プレス成形用鋼板又は成形品の曲げ性が低下するという問題がある。
上記のような問題点を解決するために、本発明者は、曲げ性を向上させる組織学的因子を検討した結果、熱間プレス成形前の微細組織においてマクロ偏析によるバンド組織を低減させ、第２相を均一に分布させると、熱間プレス成形後の曲げ性を大きく向上させ、また、熱間プレス成形後、塗装熱処理を行う過程を経ると、全般的に曲げ性が改善され、その改善の程度は特定元素の添加に大きな影響を受けることを見出した。
よって、本発明の発明者らは、熱間プレス成形品の高強度化による曲げ特性の低下などの問題点を解決するために、鋼板の化学成分及び製造工程段階で必ず経る熱履歴によって決定される組織学的不均一性を緩和させ、熱間プレス成形後の塗装熱処理過程でマルテンサイト組織内の残留オーステナイトの増加に寄与する成分の添加によって従来の熱間プレス成形品用鋼板に比べて曲げ性が顕著に向上する新たな熱間プレス成形品用鋼板を考案した。
ここで、熱間プレス成形品用鋼板とは、熱間プレス成形品の製造に用いられるすべての熱延鋼板、冷延鋼板、又はめっき鋼板を意味する。
以下、本発明の優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品用鋼板について詳細に説明する。
本発明の優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品用鋼板は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
以下、上記成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．２８〜０．４０重量％
上記Ｃは、熱間プレス成形鋼板において硬化能を高め、金型冷却又は焼入熱処理後の強度を決定する最も重要な元素である。Ｃ含量が０．２８重量％未満では、１８００Ｍｐａ以上を得ることが困難であり、Ｃ含量が０．４重量％を超えると、高い強度が得られるが、部品成形後にスポット溶接を行うとき、溶接ナゲットの周囲に応力が集中して亀裂が発生する可能性が高くなり、また、熱間プレス成形用鋼板の製造において連続生産のためにコイル及びコイルを連結する溶接部の周囲に応力が集中して板破断を引き起こす可能性が高くなるため、０．４重量％未満に限定する。
Ｓｉ：０．５〜１．５重量％
上記Ｓｉは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能の向上よりは組織均一化及び強度安定化に大きく寄与し、Ｍｎと共に曲げ性に影響を及ぼす重要な元素である。Ｓｉ添加量が増加するほど、熱間プレス成形前の微細組織においてＭｎ及びＣが高いバンド組織を減少させ、パーライトを含む第２相組織を均一に分布させるのに効果が大きく、また、熱間プレス成形後に塗装熱処理を行う場合に曲げ性をさらに向上させることに大きく寄与する元素である。Ｓｉの含量が０．５重量％未満では、期待する熱間プレス成形前の均一組織化、及びこれによる熱間プレス成形後の曲げ性の向上が得られない。また、Ｓｉ含量が１．５重量％を超えると、熱延鋼板の表面に赤スケールが容易に形成され、最終製品の表面品質に悪影響を及ぼし、また、Ａ３変態点が上昇し、熱間プレス成形工程の加熱温度（溶体化処理温度）を必ず上昇させなければならないという問題点を有しているため、上限値を１．５重量％に限定する。
Ｍｎ：０．８〜１．２重量％
上記Ｍｎは、Ｃと共に熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却又は焼入熱処理後の強度を決定するにあたり、Ｃの次に重要な元素である。しかし、熱間プレス成形前の微細組織の不均一性の面では、Ｍｎ含量が増加するほど、ＣとＭｎの分布が高いバンド組織を容易に形成させ、これにより、金型冷却又は焼入熱処理後の曲げ特性が悪くなる。Ｍｎ含量が０．８重量％未満では、組織均一性の面では有利であるが、熱間プレス成形後の期待する引張強度を得ることが困難であり、Ｍｎ含量が１．２重量％を超えると、逆に強度の上昇には有利であるが、曲げ性が低下するため、上限値を１．２重量％に限定する。
Ａｌ：０．０１〜０．１重量％
上記Ａｌは、脱酸剤として用いられる代表的な元素であり、通常、０．０２重量％以上であればよい。添加量が０．０１重量％以下であると、期待する脱酸効果が得られず、過剰に添加されると、連続鋳造工程中にＡｌはＮが析出して表面欠陥を引き起こすため、０．１重量％以下に制限した。
Ｐ：０．０１重量％以下
上記Ｐは、一種の不純物として不可避に含有される成分であり、熱間プレス成形後の強度にほとんど影響を及ぼさない元素である。しかし、熱間プレス成形前、溶体化加熱段階でオーステナイト粒界に偏析する元素であって、曲げ性や疲労特性の低下に有効な元素であるため、本発明では０．０１重量％以下に限定する。
Ｓ：０．００５重量％以下
上記Ｓは、鋼中不純物元素であって、Ｍｎと結合して延伸した硫化物として存在する場合には金型冷却又は焼入熱処理後の鋼板の靱性を劣化させる元素であるため、０．００５重量％以下に限定する。
Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％
上記Ｔｉは、熱間プレス成形工程の加熱過程でＴｉＮ、ＴｉＣ又はＴｉＭｏＣ析出物によるオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果があり、他方では、鋼中のＴｉＮの析出が十分な場合にはオーステナイト組織の焼入性の向上に寄与する有効Ｂ量を増加させる効果をもたらし、金型冷却又は焼入熱処理後の強度を安定して向上させるのに有効な元素である。添加量が０．０１重量％未満であると、期待する組織微細化や強度の向上が得られず、Ｔｉ含量が０．１重量％を超えると、添加量に比べて強度の上昇効果が減少するため、上限値を０．１重量％に限定する。
Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｃｒは、Ｍｎ、Ｃと共に熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却又は焼入熱処理後の強度の増加に寄与する重要な元素である。マルテンサイト組織制御過程でマルテンサイト組織が容易に得られるように臨界冷却速度に影響を与え、熱間プレス成形工程でＡ３温度を低下させることにも寄与する元素である。期待する効果を得るためにはＣｒ含量が０．０５重量％以上である必要があるが、０．５重量％を超えると、めっき鋼板の表面品質を落とし、熱間プレス成形品の組立課題で求められるスポット溶接性を劣化させるため、０．５重量％未満に限定する。
Ｂ：０．０００５〜０．００５重量％
上記Ｂは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能の増加に非常に有用な元素であり、極微量添加されても、金型冷却又は焼入熱処理後の強度の増加に大きく寄与する。しかし、添加量の増加に伴い、添加量に比べて焼入性の増加効果は少なくなり、連続鋳造スラブのコーナー部欠陥の発生を助長し、逆に添加量が０．０００５重量％未満であると、本発明で期待する焼入性の向上又は強度の増加が得られないため、上限値を０．００５重量％、下限値を０．０００５重量％に限定する。
Ｎ：０．０１重量％以下
上記Ｎは、一種の不純物として不可避に含有される成分であるが、連続鋳造工程中にＡｌＮなどの析出を促進し、連鋳鋳片のコーナー亀裂を助長する。また、ＴｉＮなどの析出物は拡散性水素の吸蔵源として作用することが知られており、析出量を適切に制御すると、耐水素遅れ破壊特性を改善することもできるため、上限値を０．０１重量％に制限した。
上記の成分系に加えて、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択された１種以上の成分を含む。
Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｍｏは、Ｃｒと共に熱間プレス成形用鋼板の焼入性を向上させ、焼入強度安定化に寄与する元素である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、及び熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させる効果があり、プロセスウインドを広げるのに効果的である。Ｍｏの含量が０．０５重量％未満では、期待する焼入性の向上又はオーステナイト温度域の拡大が得られず、Ｍｏ含量が０．５重量％を超えると、逆に強度の上昇には有利であるが、添加量に比べて強度の上昇効果が減少し、非経済的であるため、上限値を０．３重量％に限定する。
Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｃｕは、鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、熱間プレス成形後の靱性の増加のために焼き戻しを行う場合、過飽和された銅がエプシロンカーバイドとして析出しながら時効硬化効果を発揮する元素である。０．０５重量％未満では、その効果を得ることが困難であるため、その下限値を０．０５重量％に限定する。逆に過剰に添加されると、鋼板の製造工程で表面欠陥を引き起こし、耐食性の面で添加量に比べて非経済的であるため、上限値を０．５重量％に限定する。
Ｎｉ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｎｉは、熱間プレス成形用鋼板の強度及び靱性の向上に有効であるだけでなく、焼入性を増加させる効果があり、Ｃｕの単独添加時に起こる赤熱脆性感受性を低減するのに効果的である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、及び熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させる効果があり、プロセスウインドを広げるのに効果的である。Ｎｉ含量が０．０５重量％未満では、期待する効果が得られず、その含量が０．５重量％を超えると、逆に焼入性の改善や強度の上昇には有利であるが、添加量に比べて焼入性の向上効果は減少し、非経済的であるため、上限値を０．５重量％に限定する。
上記Ｍｎ及びＳｉは０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たさなければならない。
上記Ｍｎ／Ｓｉ比は、Ｍｎ含量が高くなるほど、熱間プレス成形前の微細組織にバンド組織が容易に形成され、これにより、金型冷却又は焼入熱処理後の曲げ特性が悪くなる。また、Ｓｉは、添加量が増加するほど、熱間プレス成形前の微細組織においてＭｎ及びＣが高いバンド組織を減少させ、パーライトを含む第２相組織を均一に分布させるのに効果が大きく、熱間プレス成形後に塗装熱処理を行う場合に曲げ性をさらに向上させることに大きく寄与する元素である。このような特徴はＭｎ／Ｓｉ比によって規定される。Ｓｉが過多に添加されてＭｎ／Ｓｉ比が０．０５以下になると、めっき品質が劣化し、逆にＭｎが過多に添加されてＭｎ／Ｓｉ比が２を超えると、バンド組織の形成によって曲げ性が劣化するという問題があるため、Ｍｎ／Ｓｉ比の上限値及び下限値をそれぞれ２．０及び０．０５に限定する。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に説明しない。
上記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板からなる群から選択された１種であることが好ましい。
上記のような組成を有する本発明の鋼板は、熱延鋼板、酸洗鋼板又は冷延鋼板の形で用いられることができ、必要に応じて、表面にめっき処理して用いられることができる。これは、熱間プレス成形過程で鋼板の表面酸化を防止し、耐食性を向上させるためである。
上記めっき鋼板は、熱延鋼板、酸洗鋼板又は冷延鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層が形成されたアルミニウム合金めっき鋼板であることが好ましい。また、上記アルミニウム合金めっき鋼板は、ケイ素：８〜１０重量％及びマグネシウム：４〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、残部アルミニウム、鉄及びその他の不純物からなる合金めっき層を含むことが好ましい。上記合金めっき層と素地鋼板の間には抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）を含む。
上記鋼板の微細組織は、フェライト及びパーライトを含むか、又はフェライト、パーライト及びベイナイトを含むことが好ましく、フェライト及び４０％未満のパーライトを含むか、又はフェライト及びその他４０％未満のパーライト及びベイナイトを含むことがより好ましい。
また、上記鋼板は、引張強度を基準に８００ＭＰａ以下の強度を有することが好ましい。その理由は、熱延酸洗鋼板、冷延鋼板又はめっき鋼板で熱間プレス成形を行う前に部品形状に合わせてブランキングを製作するにあたり、強度が高すぎると、ブランキング金型の磨耗及び折損が促進され、ブランキング切断工程における騒音が強度に比例して増加するためである。
したがって、上記鋼板は、８００Ｍｐａ未満の引張強度を有し、且つフェライト組織とその他４０％未満のパーライト及びベイナイトなどの第２相の分率を有することが最も好ましい。
以下、本発明の熱間プレス成形品について詳細に説明する。
本発明の熱間プレス成形品は、上記の鋼板を熱間プレス成形して製造されるものであり、優れた曲げ性及び超高強度を有する。上記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板からなる群から選択された１種であることが好ましい。上記めっき鋼板は、熱延鋼板、酸洗鋼板又は冷延鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層が形成されたアルミニウム合金めっき鋼板であることが好ましい。
好ましくは、上記成形品は、アルミニウム合金めっき鋼板を熱間プレス成形して製造される成形品であり、このような成形品は、ケイ素：４〜１０重量％及びマグネシウム：２〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つ以上及びその他の不純物を含有するＦｅ−Ａｌ被膜層を含むことができる。ここで、上記Ｆｅ−Ａｌ被膜層は、上記アルミニウム合金めっき鋼板のめっき層が熱間プレス成形によって合金化されて形成された被膜層である。上記Ｆｅ−Ａｌ被膜層は、素地鋼板上に順次形成されたＦｅ３Ａｌ＋ＦｅＡｌ層（相互拡散層、Ｉｎｔｅｒ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｌａｙｅｒ）、Ｆｅ２Ａｌ５層及びＦｅ−Ａｌ層で構成されることができる。また、上記Ｆｅ−Ａｌ被膜層は、上記熱間プレス成形によって上記めっき層と素地鋼板が合金化され、上記熱間プレス成形を行う前のめっき層よりＦｅの含量が増え、ケイ素及び／又はマグネシウムの含量が相対的に減る。
上記成形品の微細組織は、面積分率％で、９０％以上のマルテンサイト及び残部ベイナイト及びフェライトのうち１種又は２種を含むことが好ましい。
好ましくは、上記成形品は１７００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
上記成形品が熱延鋼板又は冷延鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、１８００ＭＰａ以上の引張強度及び１１５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品がアルミニウム合金めっき鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、１８００ＭＰａ以上の引張強度及び１００，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品が熱延鋼板又は冷延鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、２０００ＭＰａ以上の引張強度及び９５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品がアルミニウム合金めっき鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、２０００ＭＰａ以上の引張強度及び８５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
以下、本発明による熱間プレス成形品用鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の曲げ性に優れた熱間プレス成形用超高強度熱延鋼板の製造方法は、上記本発明の鋼板の成分組成を有するスラブを準備する段階と、上記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブをＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５００〜７３０℃の温度で巻き取る段階と、を含む。
上記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度範囲で再加熱することにより、スラブの組織を均質にし、チタンのような炭窒化析出物を十分に再固溶させながらもスラブの結晶粒が過度に成長することを防止することができる。
また、上記熱間圧延はＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で行う。上記熱間仕上げ圧延の温度がＡｒ３未満の場合には、オーステナイトの一部が既にフェライトに変態した２相域（フェライトとオーステナイトが共存する領域）になるため、このような状態で熱間圧延を行うと、変形抵抗が不均一になり圧延通板性が悪くなり、フェライト相に応力が集中して板破断の可能性が高くなる。逆に仕上げ圧延温度が９５０℃を超えて高くなると、砂状スケールなどの表面欠陥が発生するため、熱間仕上げ圧延温度をＡｒ３〜９５０℃に限定する。
また、熱間圧延された熱延鋼板を冷却して巻き取るにあたり、熱延鋼板の幅方向の材質のばらつきを低減し、後続の冷延鋼板の圧延通板性を向上させるために、鋼板内にマルテンサイトのような低温組織が含まれないように巻取温度を制御することが好ましい。即ち、５００〜７３０℃の温度で巻き取ることが好ましい。
上記巻取温度が５００℃未満の場合には、マルテンサイトのような低温組織の形成によって熱延鋼板の強度が顕著に上昇するという問題があり、特に、コイルの幅方向に過冷すると、材質ばらつきが増加し、後続の冷延工程で圧延通板性が低下し、厚さの制御が困難である。
これに対し、７３０℃を超える場合には、鋼板の表面に内部酸化が助長され、上記内部酸化物が酸洗工程によって除去されると、隙間が形成され、めっき工程を行うと、めっき鋼板の素地鋼板−めっき層の界面も不均一になり、上記内部酸化物と共に熱間成形後の曲げ性を劣化させるため、巻取温度の上限を７３０℃に制限する。
本発明では、上記熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、７５０〜８５０℃の温度で連続焼鈍を行い、４００〜６００℃の温度で過時効熱処理を行い、冷延鋼板を製造することができる。
上記酸洗の方法及び冷間圧延の方法は特に制限されず、通常の方法であればよく、冷間圧下率も特に制限されないが、４０〜７０％の範囲であることが好ましい。
上記連続焼鈍は７５０〜８５０℃の焼鈍温度で行う。これは、焼鈍温度が７５０℃未満であると、再結晶が十分でない可能性があり、８５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化するだけでなく、焼鈍加熱原単位が上昇するという問題点を有しているためである。
次いで、過時効熱処理は４００〜６００℃の温度で行う。このような範囲に制御する理由は、最終組織がフェライト基地にパーライト又はベイナイトが一部含まれた組織で構成されるようにするためである。これは、冷延鋼板の強度を熱延鋼板と同様に８００ＭＰａ以下にするためである。
また、本発明では、上記熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、７００℃〜Ａｃ３の温度で焼鈍を行い、鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層を形成させ、アルミニウム合金めっき鋼板を製造することができる。
上記焼鈍は直下の７００℃〜Ａｃ３の温度範囲で行うことが好ましい。焼鈍温度は、最終鋼板の軟質化、及び後続のめっき浴に浸漬する工程におけるめっき浴の引き込み温度を考慮して制限する。上記焼鈍温度が低い場合には、再結晶が十分でなく、後続のめっき浴の引き込み温度が低く、安定しためっき付着及びめっき品質を確保することができないため、その下限を７００℃に制限した。また、上記焼鈍温度が高い場合には、結晶粒が粗大になり、焼鈍〜めっき〜冷却過程でオーステナイトから低温変態組織が形成されると、めっき鋼板の強度が急激に上昇することを抑制するために、上限をＡｃ３温度までに限定する。
上記アルミニウム合金めっき鋼板を製造する段階で用いられるめっき浴は、ケイ素：８〜１０重量％及びマグネシウム：４〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、残部アルミニウム及びその他の不純物からなる合金めっき浴であることが好ましい。
上記めっき層の付着量は両面を基準に１２０〜１８０ｇ／ｍ２であることが好ましい。
上記めっき層は溶融めっき法により形成されることが好ましい。
上記溶融めっきの適用時、鋼板をめっき浴に浸漬してめっきした後冷却するにあたり、冷却速度及びライン速度を特に制限しない。
これは、基本的に焼鈍温度をＡｃ３未満にしたときに具現することができるものであり、本発明の製造方法の特徴である。即ち、焼鈍温度をＡｃ３温度以上に加熱し、めっき浴に浸漬後、冷却工程で臨界冷却速度以上で冷却される場合には、マルテンサイト組織が導入されたか否かによってめっきされた鋼板の強度が高くなりすぎる可能性もあるが、本発明のようにＡｒ３温度以下で焼鈍する場合には、相変態による材質変動の要因が大幅に緩和されるため、問題にならない。
但し、めっきラインの生産性と経済的な面を考慮して冷却速度及びライン速度を決定し、冷却速度に依存する微細組織の特性上、フェライト−パーライト又はフェライト基地に球状化したセメンタイトが存在する組織であることが好ましい。
以下、本発明による熱間プレス成形品の製造方法について詳細に説明する。
本発明による熱間プレス成形品の製造方法は、上記の本発明の鋼板をブランクとして準備する段階と、上記準備されたブランクを８５０〜９５０℃の温度範囲に加熱する段階と、上記加熱されたブランクを熱間プレス成形して成形品を製造する段階と、を含む。
上記準備されたブランクを８５０〜９５０℃の温度範囲に加熱する。上記加熱温度が８５０℃未満の場合には、加熱炉からブランクを抽出して熱間成形を行う間に時間の経過に伴ってブランク温度が低下し、これにより、ブランクの表面からフェライト変態が進行するため、熱処理後にも全厚さにわたってマルテンサイトが十分に生成されず、目標とする強度が得られない。これに対し、加熱温度が９５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の粗大化を引き起こし、加熱原単位の増加によって製造費用が上昇し、冷延鋼板においては脱炭が加速化され、最終熱処理後の強度を落とすため、加熱温度の上限値を９５０℃に限定する。
上記ブランクを８５０〜９５０℃の温度に加熱し、好ましくは、この加熱温度を６０〜６００秒間維持する。上記加熱温度はブランク温度を基本的にオーステナイト領域に加熱するためのものであるが、他方では、加熱温度が８５０℃未満であると、フェライトが完全に固溶せず、逆に加熱温度が９５０℃と高くなると、オーステナイト結晶粒界に沿って表面酸化が起こり、界面強度を低下させ、曲げ性にも悪影響を及ぼすため、９５０℃未満に制限する。また、加熱時間が６０秒未満の場合にも、フェライト相が残存する可能性が高くなるため好ましくない。また、加熱時間が増加して６００秒より長くなると、表面のアルミニウム系酸化物の厚さが厚くなり、スポット溶接性が低下するため、加熱温度を８５０〜９５０℃の範囲、維持時間を６０〜６００秒の範囲に維持する。
上記条件で加熱されたブランクを抽出し、１２秒以内に熱間成形と金型冷却を同時に行う。上述したように、本発明の組成においてマルテンサイトを主相とする最終組織が得られるように冷却するために臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却しなければならない。これに対し、マルテンサイト変態臨界冷却速度より速く冷却される条件では、速度の増加に比べて強度の増加が大きくなく、冷却速度の増加のための冷却設備が追加されなければならないという点で非経済的であるため、３００℃／ｓ以下に制限する。
上記熱間プレス成形後、金型冷却によって、成形品の温度を、マルテンサイト変態が完了する２００℃未満に冷却させることが必要である。
また、成形された部品に対して適切なトリミングを行った後、多数の部品を締結する、いわゆる組立部品を作った後に行う塗装熱処理は１５０〜２００℃の温度で１０〜３０分間行うことが好ましい。ここで、塗装熱処理の下限を１５０〜２００℃の範囲で１０〜３０分に限定した理由は、塗装後乾燥に必要な最適条件と関係がある。即ち、１５０℃より低いと、乾燥に多くの時間がかかり、２００℃より高いと、強度が低下し始めるためであり、また、維持時間も１０分以下であると、焼付硬化量が少なく、逆に時間が長くなると、焼付硬化量及び強度が低下し始めるためである。
好ましくは、アルミニウム合金めっき鋼板を用いて上記のような方法で成形品を製造することができる。上記のようにアルミニウム合金めっき鋼板を用いて製造された成形品は、ケイ素：４〜１０重量％及びマグネシウム：２〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つ以上及びその他の不純物を含有するＦｅ−Ａｌ被膜層を含むことができる。
上記のように製造された成形品の微細組織は、好ましくは、面積分率％で、９０％以上のマルテンサイト及び５％未満の残留オーステナイトを含み、残部ベイナイト及びフェライトのうちから選択された１種又は２種を含む。
また、上記成形品は、好ましくは、１７００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
上記成形品が熱延鋼板又は冷延鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、１８００ＭＰａ以上の引張強度及び１１５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品がアルミニウム合金めっき鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、１８００ＭＰａ以上の引張強度及び１００，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品が熱延鋼板又は冷延鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、２０００ＭＰａ以上の引張強度及び９５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
上記成形品がアルミニウム合金めっき鋼板で製造される場合、成形品は、好ましくは、２０００ＭＰａ以上の引張強度及び８５，０００ＭＰａ・°以上の引張強度×曲げ性バランスを有する。
ここで、上記「°」で表される曲げ角は、３点曲げ試験で最大荷重における曲げ角の余角を意味し、上記曲げ性とは、曲げ試験における曲げ角が大きいほど曲げ性には優れるという意味である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定される。
［実施例１］
熱間プレス成形後の強度が１７００Ｍｐａ以上のプレス成形品、より具体的には、１８００Ｍｐａ級プレス成形品を製造するために、下記表１に示したような組成を有するスラブを１２００℃で加熱して均質化処理した。その後、粗圧延及び仕上げ圧延を行った後、６５０℃の温度で巻き取り、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造し、上記熱延鋼板を酸洗した後、５０％の圧下率で冷間圧延を行い、１．５ｍｍの冷延フルハード鋼板を製造した。冷延鋼板（ＣＲ）は８００℃で焼鈍し、過時効入・出側温度をそれぞれ５００、４５０℃に制御し、アルミニウムめっき鋼板（ＡｌＳｉ）は７８０℃で焼鈍し、９０％Ａｌ−９％Ｓｉ及びその他のＦｅを含む不可避不純物が含まれた溶融めっき浴に浸漬し、めっき付着量が両面を基準に１５０〜１６０ｇ／ｍ２になるように制御して生産した。
下記表１において発明鋼の組成はＳｉを０．５重量％以上添加するものであるため、Ｍｎ／Ｓｉ比を従来の熱間プレス成形用鋼板と比較すると、差異が大きい。発明鋼１〜９のＭｎ／Ｓｉ比は０．５〜２の間の値を有し、従来を基準にＳｉ及びＭｎ含量が添加された場合は表１に示されたように３．６〜５．０の間であり、これを比較鋼１〜８と表記した。また、発明鋼５の場合は、本発明のＭｎ／Ｓｉ比の範囲内であるが、Ｓｉ含量が過多な条件ではアルミニウムめっき時に未めっきが発生し、期待するめっき品質が得られなかった。下記表１において元素記号に「＊」を表示した成分は単位がｐｐｍである。
Figure 2017508069
上記のように製造された冷延鋼板又はアルミニウムめっき鋼板を９３０℃で５〜７分間加熱し、抽出した後、平板金型が備えられたプレスに移送して金型冷却を行った。このとき、抽出からダイクロージングまでにかかった時間は８〜１２秒であり、５０〜１００℃／ｓの範囲の冷却速度で金型冷却した。また、塗装熱処理後の材質については、１７０〜１８０℃で２０分間維持した後空冷された平板に対して引張性質及び曲げ性を評価した。この過程で冷延鋼板に表面酸化スケールが形成されたが、熱処理後、ショットブラストで表面酸化物を除去した。
引張試験片は、圧延方向に平行な方向にＡＳＴＭ３７０Ａ規格で採取し、曲げ試験は、圧延直角方向に６０×２０ｍｍの試験片（曲げ線は圧延方向に平行）を１Ｒパンチで曲げたとき、最大荷重に達する曲げ角で評価した。
下記表２に、発明鋼１〜９及び比較鋼１〜８の熱間プレス成形及び塗装熱処理後の引張性質及び曲げ性の評価結果を示した。上記表２においてＹＳ、ＴＳ及びＥＬはそれぞれ降伏強度、引張強度及び伸び率を示す。表２において発明鋼１〜４及び比較鋼１〜６は冷延鋼板（ＣＲ）に該当し、発明鋼５〜９及び比較鋼７〜８はアルミニウムめっき鋼板に該当する。
Figure 2017508069
まず、冷延鋼板（発明鋼１〜４及び比較鋼１〜６）の曲げ性の結果を調べるために、熱間プレス成形熱処理後（ＨＰＦ熱処理後）の材質特性を比較した。
上記表２に示されたように、Ｍｎ／Ｓｉ比が高い比較鋼１〜６と、Ｍｎ／Ｓｉ比を満たす発明鋼１〜４のＭｎ／Ｓｉを区分して強度×曲げ角値を比較すると、発明鋼は、Ｍｎ／Ｓｉ比が低いが、強度×曲げ角値はさらに高い。即ち、熱間プレス成形前の微細組織においてＭｎ含量の低下及びＳｉ添加量の増加によってバンド組織のような不均一な組織が減少し、これにより、熱間プレス成形後の曲げ性が顕著に改善されたことが確認できる。また、金型冷却後引き続き塗装熱処理を行う場合、一般に、降伏強度は上昇し、引張強度は多少減少し、曲げ性は増加するが、この塗装後の熱処理の場合においても、本発明のＭｎ／Ｓｉが２以下と低い条件で曲げ性が向上する傾向は比較鋼より格段に大きく、引張強度×曲げ性バランス値にも一貫して示されることが確認できる。
一方、アルミニウムめっき鋼板（発明鋼５〜９及び比較鋼７〜８）においてもこのような傾向は類似する。但し、同一の合金組成の冷延鋼板とアルミニウム鋼板の曲げ性を評価すると、アルミニウムめっき鋼板の曲げ性は冷延鋼板より５〜１０度程度低下した。これは、めっきによって表面脱炭が抑制され、めっき層の亀裂によって応力集中が加重されるためである。したがって、このような特性を考慮して、冷延鋼板の引張強度×曲げ性バランス値は１１０，００ＭＰａ・°以上、アルミニウムめっき鋼板の引張強度×曲げ性バランス値は１００，０００ＭＰａ・°以上を基準として評価した結果、発明鋼の冷延鋼板は１１５，０００〜１２９，０００ＭＰａ・°の範囲にあり、アルミニウムめっき鋼板は１０１，０００〜１０４，０００ＭＰａ・°の範囲におり、基準を満たしていることが分かる。
［実施例２］
熱間プレス成形後の強度が１９００Ｍｐａ以上の成形品、より具体的には、２０００Ｍｐａ級成形品を製造するために、下記表３に示したような組成を有するスラブを１２００℃で加熱して均質化処理した。その後、粗圧延及び仕上げ圧延を行った後、６５０℃の温度で巻き取り、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造し、上記熱延鋼板を酸洗した後、５０％の圧下率で冷間圧延を行い、１．５ｍｍの冷延フルハード鋼板を製造した。冷延鋼板（ＣＲ）は７８０℃で焼鈍し、過時効入・出側温度をそれぞれ５００、４５０℃に制御し、アルミニウムめっき鋼板（ＡｌＳｉ）は７６０℃で焼鈍し、９０％Ａｌ−９％Ｓｉ及びその他のＦｅを含む不可避不純物が含まれた溶融めっき浴に浸漬し、めっき付着量が両面を基準に１５０〜１６０ｇ／ｍ２になるように制御して生産した。
下記表３において発明鋼の組成はＳｉを０．５％以上添加するものであるため、Ｍｎ／Ｓｉ比を従来の熱間プレス成形用鋼板と比較すると、差異が大きい。発明鋼のＭｎ／Ｓｉ比は０．５〜２の間の値を有し、従来を基準にＳｉ及びＭｎ含量が添加された場合は表に示されたように３．６〜４．５の間であり、これを比較鋼と表記した。また、発明鋼５の場合は、本発明のＭｎ／Ｓｉ比の範囲内であるが、Ｓｉ含量が過多な条件では熱延鋼板の表面に赤スケールが多く発生し、冷間圧延後、表面に粗度の異なるバンドとして残っており、期待する表面品質が得られなかった。
Figure 2017508069
上記のように製造された冷延鋼板又はアルミニウムめっき鋼板を９３０℃で５〜７分間加熱し、抽出した後、平板金型が備えられたプレスに移送して金型冷却を行った。このとき、抽出からダイクロージングまでにかかった時間は８〜１２秒であり、５０〜１００℃／ｓの範囲の冷却速度で金型冷却した。また、塗装熱処理後の材質については、１７０〜１８０℃で２０分間維持した後空冷された平板に対して引張性質及び曲げ性を評価した。この過程で冷延鋼板に表面酸化スケールが形成されたが、熱処理後、ショットブラストで表面酸化物を除去した。
引張試験片は、圧延方向に平行な方向にＡＳＴＭ３７０Ａ規格で採取し、曲げ試験は、圧延直角方向に６０×２０ｍｍの試験片（曲げ線は圧延方向に平行）を１Ｒパンチで曲げたとき、最大荷重に達する曲げ角で評価した。
Figure 2017508069
表４に、発明鋼１〜１０及び比較鋼１〜６の熱間プレス成形及び塗装熱処理後の引張性質及び曲げ性の評価結果を示した。上記表４においてＹＳ、ＴＳ及びＥＬはそれぞれ降伏強度、引張強度及び伸び率を示す。表４において発明鋼１〜５及び比較鋼１〜４は冷延鋼板（ＣＲ）に該当し、発明鋼６〜１０及び比較鋼５〜６はアルミニウムめっき鋼板に該当する。
まず、冷延鋼板（発明鋼１〜５及び比較鋼１〜４）の曲げ性の結果を調べるために、熱間プレス成形熱処理後（ＨＰＦ熱処理後）の材質特性を比較した。Ｍｎ／Ｓｉ比が高い比較鋼１〜４と、Ｍｎ／Ｓｉ比を満たす発明鋼１〜５のＭｎ／Ｓｉを区分して強度×曲げ性値を比較すると、発明鋼は、Ｍｎ／Ｓｉ比が低いが、強度×曲げ性値はさらに高い。即ち、熱間プレス成形前の微細組織においてＭｎ含量の低下及びＳｉ添加量の増加によってバンド組織のような不均一な組織が減少し、これにより、熱間プレス成形後の曲げ性が顕著に改善されたことが確認できる。また、金型冷却後に引き続き塗装熱処理を行う場合、一般に、降伏強度は上昇し、引張強度は多少減少し、曲げ性は増加するが、この塗装後の熱処理の場合においても、本発明のＭｎ／Ｓｉが２以下と低い条件で曲げ性が向上する傾向は比較鋼より格段に大きく、引張強度×曲げ性バランス値にも一貫して示されることが確認できる。
一方、アルミニウムめっき鋼板（発明鋼６〜１０及び比較鋼５〜６）においてもこのような傾向は類似する。但し、同一の合金組成の冷延鋼板とアルミニウム鋼板の曲げ性を評価すると、アルミニウムめっき鋼板の曲げ性は冷延鋼板より５〜１０度程度低下した。これは、めっきによって表面脱炭が抑制され、めっき層の亀裂によって応力集中が加重されるためである。したがって、このような特性を考慮して、冷延鋼板の引張強度×曲げ性バランス値は９５，０００ＭＰａ・°以上、アルミニウムめっき鋼板の引張強度×曲げ性バランス値は８５，０００ＭＰａ・°以上を基準として評価した結果、本発明の冷延鋼板は９６，０００〜１０８，０００ＭＰａ・°の範囲にあり、アルミニウムめっき鋼板は９１，０００〜９３，０００ＭＰａ・°の範囲にあり、基準を満たしていることが分かる。
上述したように、本発明の例示的な実施例を図面を参照して説明したが、多様な変形と他の実施例は本分野の熟練した技術者によって実施されることができる。このような変形と他の実施例は添付の特許請求の範囲にすべて含まれ、本発明の真の趣旨及び範囲を外れない。
本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．５〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板によって達成される。
また、本発明は、鋼板を熱間プレス成形して製造された成形品であって、上記鋼板はＣ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．５〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板である、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品によって達成される。
また、本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．５〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むスラブを準備する段階と、上記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブをＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５００〜７３０℃の温度で巻き取る段階と、を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法によって達成される。
また、本発明は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．５〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板をブランクとして準備する段階と、上記準備されたブランクを８５０〜９５０℃の温度範囲に加熱する段階と、上記加熱されたブランクを熱間プレス成形した後、金型冷却で２００℃以下に冷却して成形品を製造する段階と、を含む、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法によって達成される。
本発明の優れた曲げ性及び超高強度を有する熱間プレス成形品用鋼板は、Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．５〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、上記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
Ｍｎ：０．５〜１．２重量％
上記Ｍｎは、Ｃと共に熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却又は焼入熱処理後の強度を決定するにあたり、Ｃの次に重要な元素である。しかし、熱間プレス成形前の微細組織の不均一性の面では、Ｍｎ含量が増加するほど、ＣとＭｎの分布が高いバンド組織を容易に形成させ、これにより、金型冷却又は焼入熱処理後の曲げ特性が悪くなる。Ｍｎ含量が０．５重量％未満では、組織均一性の面では有利であるが、熱間プレス成形後の期待する引張強度を得ることが困難であり、Ｍｎ含量が１．２重量％を超えると、逆に強度の上昇には有利であるが、曲げ性が低下するため、上限値を１．２重量％に限定する。
Ａｌ：０．０１〜０．１重量％
上記Ａｌは、脱酸剤として用いられる代表的な元素であり、通常、０．０１重量％以上であればよい。添加量が０．０１重量％未満であると、期待する脱酸効果が得られず、過剰に添加されると、連続鋳造工程中にＡｌはＮが析出して表面欠陥を引き起こすため、０．１重量％以下に制限した。
Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｃｒは、Ｍｎ、Ｃと共に熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却又は焼入熱処理後の強度の増加に寄与する重要な元素である。マルテンサイト組織制御過程でマルテンサイト組織が容易に得られるように臨界冷却速度に影響を与え、熱間プレス成形工程でＡ３温度を低下させることにも寄与する元素である。期待する効果を得るためにはＣｒ含量が０．０５重量％以上である必要があるが、０．５重量％を超えると、めっき鋼板の表面品質を落とし、熱間プレス成形品の組立課題で求められるスポット溶接性を劣化させるため、０．５重量％以下に限定する。
Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％
上記Ｍｏは、Ｃｒと共に熱間プレス成形用鋼板の焼入性を向上させ、焼入強度安定化に寄与する元素である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、及び熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させる効果があり、プロセスウインドを広げるのに効果的である。Ｍｏの含量が０．０５重量％未満では、期待する焼入性の向上又はオーステナイト温度域の拡大が得られず、Ｍｏ含量が０．５重量％を超えると、逆に強度の上昇には有利であるが、添加量に比べて強度の上昇効果が減少し、非経済的であるため、上限値を０．５重量％に限定する。
上記Ｍｎ／Ｓｉ比は、Ｍｎ含量が高くなるほど、熱間プレス成形前の微細組織にバンド組織が容易に形成され、これにより、金型冷却又は焼入熱処理後の曲げ特性が悪くなる。また、Ｓｉは、添加量が増加するほど、熱間プレス成形前の微細組織においてＭｎ及びＣが高いバンド組織を減少させ、パーライトを含む第２相組織を均一に分布させるのに効果が大きく、熱間プレス成形後に塗装熱処理を行う場合に曲げ性をさらに向上させることに大きく寄与する元素である。このような特徴はＭｎ／Ｓｉ比によって規定される。Ｓｉが過多に添加されてＭｎ／Ｓｉ比が０．０５未満になると、めっき品質が劣化し、逆にＭｎが過多に添加されてＭｎ／Ｓｉ比が２を超えると、バンド組織の形成によって曲げ性が劣化するという問題があるため、Ｍｎ／Ｓｉ比の上限値及び下限値をそれぞれ２．０及び０．０５に限定する。
また、上記熱間圧延はＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で行う。上記熱間仕上げ圧延の温度がＡｒ３未満の場合には、オーステナイトの一部が既にフェライトに変態した２相域（フェライトとオーステナイトが共存する領域）になるため、このような状態で熱間圧延を行うと、変形抵抗が不均一になり圧延通板性が悪くなり、フェライト相に応力が集中して板破断の可能性が高くなる。逆に仕上げ圧延温度が９５０℃を超えて高くなると、砂状スケールなどの表面欠陥が発生するため、熱間仕上げ圧延温度をＡｒ３〜９５０℃に限定する。
また、本発明では、上記熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、７００℃以上Ａｃ３未満の温度で焼鈍を行い、鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層を形成させ、アルミニウム合金めっき鋼板を製造することができる。
上記焼鈍は直下の７００℃以上Ａｃ３未満の温度範囲で行うことが好ましい。焼鈍温度は、最終鋼板の軟質化、及び後続のめっき浴に浸漬する工程におけるめっき浴の引き込み温度を考慮して制限する。上記焼鈍温度が低い場合には、再結晶が十分でなく、後続のめっき浴の引き込み温度が低く、安定しためっき付着及びめっき品質を確保することができないため、その下限を７００℃に制限した。また、上記焼鈍温度が高い場合には、結晶粒が粗大になり、焼鈍〜めっき〜冷却過程でオーステナイトから低温変態組織が形成されると、めっき鋼板の強度が急激に上昇することを抑制するために、上限をＡｃ３未満の温度までに限定する。
上記アルミニウム合金めっき鋼板を製造する段階で用いられるめっき浴は、ケイ素：８〜１０重量％及びマグネシウム：４〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、残部アルミニウム、鉄及びその他の不純物からなる合金めっき浴であることが好ましい。
これは、基本的に焼鈍温度をＡｃ３未満にしたときに具現することができるものであり、本発明の製造方法の特徴である。即ち、焼鈍温度をＡｃ３温度以上に加熱し、めっき浴に浸漬後、冷却工程で臨界冷却速度以上で冷却される場合には、マルテンサイト組織が導入されたか否かによってめっきされた鋼板の強度が高くなりすぎる可能性もあるが、本発明のようにＡｃ３温度未満で焼鈍する場合には、相変態による材質変動の要因が大幅に緩和されるため、問題にならない。

Claims (20)

  1. Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、前記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことを特徴とする、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板。
  2. 前記鋼板は、熱延鋼板、酸洗鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板からなる群から選択された１種であることを特徴とする、請求項１に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板。
  3. 前記めっき鋼板は、熱延鋼板、酸洗鋼板又は冷延鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層が形成されたアルミニウム合金めっき鋼板であることを特徴とする、請求項２に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板。
  4. 前記アルミニウム合金めっき鋼板は、ケイ素：８〜１０重量％及びマグネシウム：４〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、残部アルミニウム、鉄及びその他の不純物からなる合金めっき層を含むことを特徴とする、請求項３に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板。
  5. 前記鋼板の微細組織は、フェライト及びパーライトを含むか、又はフェライト、パーライト及びベイナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板。
  6. 鋼板を熱間プレス成形して製造された成形品であって、前記鋼板はＣ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、前記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板であることを特徴とする、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品。
  7. 前記鋼板はアルミニウム合金めっき鋼板であり、前記成形品はケイ素：４〜１０重量％及びマグネシウム：２〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つ以上及びその他の不純物を含有するＦｅ−Ａｌ被膜層を含むことを特徴とする、請求項６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品。
  8. 前記成形品の微細組織は、面積分率で、９０％以上のマルテンサイト及び５％未満の残留オーステナイトを含み、残部ベイナイト及びフェライトのうちから選択された１種又は２種を含むことを特徴とする、請求項６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品。
  9. 前記成形品は１７００ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、請求項６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品。
  10. Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、前記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むスラブを準備する段階と、
    前記スラブを１１５０〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブをＡｒ３〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を５００〜７３０℃の温度で巻き取る段階と、
    を含むことを特徴とする、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  11. 前記熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、７５０〜８５０℃の温度で連続焼鈍を行い、４００〜６００℃の温度で過時効熱処理を行い、冷延鋼板を製造する段階をさらに含むことを特徴とする、請求項１０に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  12. 前記熱延鋼板を酸洗及び冷間圧延した後、７００℃〜Ａｃ３の温度で焼鈍を行った後、鋼板の表面にアルミニウム合金めっき層を形成させ、アルミニウム合金めっき鋼板を製造する段階をさらに含むことを特徴とする、請求項１０に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  13. 前記アルミニウム合金めっき鋼板を製造する段階で用いられるめっき浴は、ケイ素：８〜１０重量％及びマグネシウム：４〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、残部アルミニウム、鉄及びその他の不純物からなる合金めっき浴であることを特徴とする、請求項１２に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  14. 前記めっき層の付着量は両面を基準に１２０〜１８０ｇ／ｍ２であることを特徴とする、請求項１２に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  15. 前記めっき層は溶融めっき法により形成されることを特徴とする、請求項１４に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品用鋼板の製造方法。
  16. Ｃ：０．２８〜０．４０重量％、Ｓｉ：０．５〜１．５重量％、Ｍｎ：０．８〜１．２重量％、Ａｌ：０．０１〜０．１重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｐ：０．０１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下及びＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含み、Ｍｏ：０．０５〜０．５重量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５重量％及びＮｉ：０．０５〜０．５重量％からなる群から選択された少なくとも一つの成分を含み、前記Ｍｎ及びＳｉが０．０５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦２の関係式を満たし、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼板をブランクとして準備する段階と、
    前記準備されたブランクを８５０〜９５０℃の温度範囲に加熱する段階と、
    前記加熱されたブランクを熱間プレス成形した後、金型冷却で２００℃以下に冷却して成形品を製造する段階と、
    を含むことを特徴とする、優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法。
  17. 前記金型冷却された成形品を１５０〜２００℃の温度で１０〜３０分間塗装熱処理する段階をさらに含むことを特徴とする、請求項１６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法。
  18. 前記鋼板はアルミニウム合金めっき鋼板であり、前記成形品はケイ素：４〜１０重量％及びマグネシウム：２〜１０重量％からなる群から選択された少なくとも一つ以上及びその他の不純物を含有するＦｅ−Ａｌ被膜層を含むことを特徴とする、請求項１６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法。
  19. 前記ブランク加熱時、前記ブランクを前記加熱温度で６０〜６００秒間維持することを特徴とする、請求項１６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法。
  20. 前記金型冷却では、臨界冷却速度〜３００℃／ｓの冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする、請求項１６に記載の優れた曲げ性及び超高強度を有する成形品の製造方法。
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