JP2024063127A - 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 - Google Patents

熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2024063127A
JP2024063127A JP2024029954A JP2024029954A JP2024063127A JP 2024063127 A JP2024063127 A JP 2024063127A JP 2024029954 A JP2024029954 A JP 2024029954A JP 2024029954 A JP2024029954 A JP 2024029954A JP 2024063127 A JP2024063127 A JP 2024063127A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
hot
steel material
hot forming
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2024029954A
Other languages
English (en)
Inventor
ソン－ウ キム、
ジン－クン オー、
サン－ホン キム、
ヒョ－シク チュン、
ソン－ボム ベ、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR1020200086574A external-priority patent/KR102379443B1/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2024063127A publication Critical patent/JP2024063127A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

【課題】部材に高い強度を有しながらも、優れた衝突エネルギー吸収能を付与することができる熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、関係式１で表される合金指数が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下である熱間成形用鋼材。［関係式１］合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）（但し、式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）【選択図】図３

Description

本発明は、熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関するものである。
熱間成形超高強度部材は、近年、自動車の軽量化による燃費向上及び乗客保護などの目
的で自動車の構造部材に多く適用されている。このような熱間成形に関する代表的な技術
として特許文献１が提案されている。特許文献１は、Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以
上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷によって部材の組織をマルテンサイトに
形成させることにより、引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保する技術を提
案している。特許文献１で提案された技術の場合、高温で成形するため複雑な形状も容易
に成形可能であり、金型内の急冷による強度上昇によって高強度化による軽量化効果が期
待できる。
しかし、熱間成形により製造された熱間成形部材の場合、微細組織がマルテンサイトか
らなって衝突時の強度は高いものの、曲げ性に劣るため、エネルギー吸収能の観点からは
限界がある。よって、相対的に劣ったエネルギー吸収能を補うために異種素材あるいは異
種厚さの組み合わせを有するブランク（ＴＷＢ、Ｔａｉｌｏｒ ｗｅｌｄｅｄ ｂｌａｎ
ｋ）を熱間成形に取り入れた技術が提案され、様々な研究が行われている。
ところが、このようにＴＷＢ熱間成形のための素材としてエネルギー吸収能の観点から
優れた低強度の熱間成形用鋼材が開発され適用されているものの、通常のＴＷＢ用の熱間
成形用鋼材の場合、低い硬化能が原因となって実際の部品内における位置別冷却条件など
の差により、均一な物性を確保することが容易ではなく、且つ、引張強度が５００～６０
０ＭＰａレベルに過ぎないため、強度向上による更なる軽量化効果への達成が求められて
いる実情である。
米国特許第６２９６８０５号明細書
本発明の一側面は、部材に高い強度を有しながらも、優れた衝突エネルギー吸収能を付
与することができる熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供すること
である。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常
の知識を有する者であれば、本発明の明細書における全体的な事項から本発明の更なる課
題を理解する上で何らの困難もない。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６
％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～
０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０
２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌ
ｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個
／ｍｍ２以下である熱間成形用鋼材を提供する。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．
６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１
～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．
０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌ
ｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４
個／ｍｍ２以下である熱間成形部材を提供する。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明のさらに他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５
～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０
．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ
：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数
（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上の鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する段
階と、上記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る
段階と、上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板
を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却する段階と、上記冷却さ
れた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温
度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱する段階と、上記加熱された冷延鋼板を
７４０～８６０℃で焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃ま
で１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法を提供す
る。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
本発明のさらに他の実施形態は、上述の熱間成形用鋼材を用いてブランクを得る段階と
、上記ブランクをＡｃ３～９８０℃で加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、上
記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却する段階と、を含む熱間
成形部材の製造方法を提供する。
本発明の一側面によると、引張強度を基準に１０００ＭＰａ以上の高強度を有しながら
も、高い衝突エネルギー吸収能を有し、材質均一性に優れた部材を製造することができる
熱間成形用鋼材、これを用いた熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することができ
る。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な
実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
本発明において衝突エネルギー吸収能を評価する基準であるＣＩＥ（Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）の概念を簡略に示したものである。 本発明の一実施例によって製造された熱間成形部材を示す模式図である。 本発明の一実施例に係る発明例１～７及び比較例３～９の炭素含量及び合金指数による衝突エネルギー吸収能を示すグラフである。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明
を限定することを意図するものではない。ここで使用される単数形は、語句がこれと明ら
かに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及
び／又は成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び／
又は群の存在や付加を除外するものではない。
他に定義されていないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語
は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同
じ意味を有する。通常使用される辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示
されている内容に一致する意味を有するものとして追加解釈され、定義されない限り、理
想的又は非常に公式的な意味として解釈されない。
本発明者らは、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能を向上させることができる方法に
ついて鋭意研究した。そこで、本発明者らは、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能をよ
く表現できる指標として、３点曲げ試験（ＶＤＡ２３８－１００）時の最大荷重までのエ
ネルギー（荷重－変位曲線の面積）値を用いて多様な成分、製造条件、組織などの影響を
評価した。
その結果、熱間成形用鋼材において、炭素含量の範囲、合金元素の硬化能、熱間圧延後
の冷却条件、焼鈍時の加熱及び冷却条件と組織内に存在する粗大炭化物の数密度を一定レ
ベルに制御すると、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能を最大化することができるとい
う結論を得ており、本発明はこのような結論に基づいて完成したものである。
以下では、発明の一側面による熱間成形用鋼材について詳細に説明する。本発明におい
て、各元素の含量を示す際に特に断らない限り、重量％を意味することに留意する必要が
ある。なお、結晶や組織の割合は、特に別途表現しない限り、面積を基準とする。
まず、本発明の一側面による熱間成形用鋼材の成分系について説明する。本発明による
熱間成形用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍ
ｎ：０．６～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１
％、Ｃｒ：０．０１～０．８％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部
Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０６～０．１％
炭素（Ｃ）は、熱処理部材の強度を向上させるために添加される必須の元素である。通
常、超高強度の熱間成形用鋼材では、Ｃ含量を０．２％以上に高く使用することが一般的
であるが、衝突エネルギー吸収能の観点から最大の効果を奏するためには適切なＣ含量が
必要である。Ｃ含量が０．０６％未満であると、十分な強度を確保することが困難であり
、最終的には、曲げ性が高くても衝突エネルギー吸収能はむしろ低下するため、０．０６
％以上添加される必要がある。一方、Ｃ含量が０．１％を超えると、強度は高くなるが、
曲げ性が低下して衝突エネルギー吸収能は低下するため、０．１％以下に制限することが
できる。したがって、上記Ｃの含量は０．０６～０．１％の範囲を有することが好ましい
。上記Ｃ含量の下限は０．０６５％であることがより好ましく、０．０７％であることが
さらに好ましい。上記Ｃ含量の上限は０．０９５％であることがより好ましく、０．０９
％であることがさらに好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．６％
シリコン（Ｓｉ）は、製鋼において脱酸剤として添加されるべき元素であるとともに、
固溶強化元素であって、炭化物生成を抑制する元素として熱間成形部材の強度上昇に寄与
し、材質均一化に効果的な元素として添加される。その含量が０．０５％未満の場合、上
記のような効果が期待できない。一方、Ｓｉ含量が０．６％を超えると、焼鈍中に鋼板の
表面に生成されるＳｉ酸化物によりめっき性が大きく低下するため、０．６％以下に添加
を制限することができる。したがって、上記Ｓｉの含量は０．０５～０．６％の範囲を有
することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は０．１％であることがより好ましく、０．１
５％であることがさらに好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は０．５５％であることがより好
ましく、０．５％であることがさらに好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．６～２％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化の効果が確保できるだけでなく、硬化能の向上によって
、熱間成形時にフェライト形成を抑制するために添加される必要がある。Ｍｎ含量が０．
６％未満であると、上記効果を得るのに限界があるだけでなく、Ｍｎ含量が低すぎる場合
、不十分な硬化能のために他の高価な合金元素が過剰に必要となり、製造コストが大きく
増加するという問題が発生する可能性がある。一方、上記Ｍｎ含量が２％を超えると、熱
間成形工程前に鋼板の強度上昇により冷間圧延性が低下するだけでなく、微細組織相の圧
延方向に配列されたバンド（ｂａｎｄ）性組織が深化して衝突エネルギー吸収能が劣る可
能性がある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．６～２％の範囲を有することが好ましい
。上記Ｍｎ含量の下限は０．７％であることがより好ましく、０．８％であることがさら
に好ましく、０．９％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は１．８％である
ことがより好ましく、１．６％であることがさらに好ましく、１．４％であることが最も
好ましい。
リン（Ｐ）：０．０５％以下
リン（Ｐ）は鋼中に不純物として存在し、その含量が０．０５％を超える場合、熱間成
形部材の溶接性を大きく脆化させる可能性がある。一方、上記Ｐは不純物であって、その
下限について特に限定しなくてもよいが、Ｐ含量を０．００１％未満に制御するためには
、高い製造コストを要する可能性があるため０．００１％以上に限定することができる。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は鋼中に不純物として存在し、熱間成形部材の延性、衝撃特性及び溶接性を
阻害させる元素であるため、最大含量を０．０２％に制限することができる。一方、上記
Ｓは不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、Ｓ含量を０．０００
１％未満に制御するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０．０００１
％以上に限定することができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）はＳｉと共に、製鋼において脱酸作用をして鋼の清浄度を高める
元素である。Ａｌ含量が０．０１％未満では、上記効果が得られにくく、その含量が０．
１％を超えると、連鋳工程中に形成される過剰なＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブ
クラックが発生しやすいという問題点がある。したがって、上記Ａｌの含量は０．０１～
０．１％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含量の下限は０．０１５％であること
がより好ましい。上記Ａｌ含量の上限は０．０８％であることがより好ましく、０．０７
％であることがさらに好ましく、０．０６％であることが最も好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．８％
クロム（Ｃｒ）は、Ｍｎのように鋼の硬化能を確保するために添加される。上記Ｃｒ含
量が０．０１％未満であると、十分な硬化能を確保し難い可能性がある。一方、その含量
が０．８％を超えると、添加量に比べて硬化能向上効果は僅かであり、粗大な鉄炭化物の
形成を助長して衝突エネルギー吸収能を劣らせるため、その上限を０．８％に制限するこ
とができる。したがって、上記Ｃｒの含量は０．０１～０．８％の範囲を有することが好
ましい。上記Ｃｒ含量の下限は０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であ
ることがさらに好ましい。上記Ｃｒ含量の上限は０．７５％であることがより好ましく、
０．７％であることがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒ、Ｍｎのように鋼の硬化能を向上させる効果があるだけで
なく、微細析出物の形成による結晶粒微細化によって曲げ性の増加などの効果が得られる
。但し、上記Ｍｏ含量が０．５％を超えると、効果に比べて過度な合金鉄コストの上昇を
招くため、その上限を０．５％に制限することができる。したがって、上記Ｍｏの含量は
０．５％以下（０％は除く）の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含量は０．４５％
以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましく、０．３５％
以下であることが最も好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０２％以下
上記Ｎは鋼中に不純物として含まれる。Ｎ含量が０．０２％を超えると、前述のＡｌの
場合と同様に、ＡｌＮの形成によるスラブクラックが発生しやすくなるという問題がある
。一方、上記Ｎは不純物であって、その下限について特に限定しなくてもよいが、Ｎ含量
を０．００１％未満に制御するためには、高い製造コストを要する可能性があるため、０
．００１％以上に限定することができる。
一方、本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、上述した合金成分以外に選択的にＮｉ
：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち
１種以上をさらに含むことができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト安定化元素であって、Ｎｉ添加によって鋼の硬化
能を向上させることができる。但し、Ｎｉは高価な合金元素であるため、硬化能向上効果
に対する製造コストの上昇を考慮すると、その上限を０．５％とすることが好ましい。し
たがって、上記Ｎｉの含量は０．５％以下の範囲を有することが好ましい。一方、Ｎｉ添
加による硬化能の効果を十分に得るためには、上記Ｎｉ含量の下限が０．０１％であるこ
とがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最
も好ましい。上記Ｎｉ含量の上限は０．４５％であることがより好ましく、０．４％であ
ることがさらに好ましく、０．３５％であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、微細析出物の形成による析出強化効果が得られる元素であって、こ
れにより強度上昇及び結晶粒微細化による曲げ性を改善する効果を得ることができる。そ
れだけでなく、熱間成形のための加熱中、過度な結晶粒成長を抑制して熱処理条件の変動
に対する頑健化を図ることができる。但し、Ｎｂ含量が０．１％を超えると、その効果が
飽和するだけでなく、析出温度の増加により相対的に粗大な析出物が増加してコストに比
べて効率性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｎｂの含量は０．１％以下の範囲
を有することが好ましい。上記Ｎｂ含量の下限は０．００５％であることがより好ましく
、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。上
記Ｎｂ含量の上限は０．０９％であることがより好ましく、０．０８％であることがさら
に好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．１％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させること
で、硬化能の確保のためにＢを添加する場合に併せて添加されることもある元素である。
また、ＴｉＣ析出物の形成によって析出強化及び結晶粒微細化効果が期待できる。但し、
Ｔｉ含量が０．１％を超えると、むしろ粗大なＴｉＮが多量に形成され、衝突エネルギー
吸収能を劣らせるため、その上限は０．１％に制限することができる。したがって、上記
Ｔｉの含量は０．１％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含量の下限は０．０
０５％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０１５
％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含量の上限は０．０８％であることがより好まし
く、０．０６％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下
ボロン（Ｂ）は、少量の添加でも硬化能を向上させることができるだけでなく、旧オー
ステナイト結晶粒界に偏析してＰ又は／及びＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を効
果的に抑制することができる元素である。しかし、その含量が０．０１％を超えると、Ｆ
ｅ２３ＣＢ６複合化合物の形成により熱間圧延において脆性を引き起こすため、その上限
を０．０１％に制限することができる。したがって、上記Ｂの含量は０．０１％以下の範
囲を有することが好ましい。上記Ｂ含量の下限は０．０００１％であることがより好まし
く、０．０００３％であることがさらに好ましく、０．０００５％であることが最も好ま
しい。上記Ｂ含量の上限は０．００９％であることがより好ましく、０．００７％である
ことがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。
上述の鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物
は、通常の鉄鋼製造工程において意図せずに混入し得るものであって、これを全面的に排
除することはできず、通常の鉄鋼製造分野における技術者であれば、その意味を容易に理
解することができる。また、本発明は、上述の鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排
除するものではない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、上述した成分系を満たすとともに、熱間成形
部材における衝突エネルギー吸収能を最大にし、硬度偏差を最小化するために、下記関係
式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上に制御されることが好ま
しい。上記合金指数が７未満の場合には、十分な硬化能の確保が困難であり、熱間成形部
材において硬度偏差が大きく発生する可能性がある。また、熱間成形部材の表層部に粒界
フェライトが形成され、衝突エネルギー吸収能が大きく劣る可能性がある。上記合金指数
は７．５以上であることがより好ましく、８以上であることがさらに好ましい。本発明で
は、上記合金指数が７以上であるだけでも、本発明が得ようとする効果が確保できるため
、その上限については特に限定しない。但し、例えば、製造コスト削減の観点から、上記
合金指数は４０以下であってもよく、より好ましくは３０以下であってもよい。一方、下
記関係式１は、本発明者らが同一の炭素含量を基準に主要合金元素の含量を変化させた多
数の合金鉄を用いて、オーステナイト領域に加熱した後、冷却速度別の最終硬度変化試験
によって各元素別に硬化能に及ぼす影響を線形回帰分析を通じて導出した式である。
［関係式１］
合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
（但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
１、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
ＴＷＢ用に使用される熱間成形用鋼材の場合、エネルギー吸収能は重要な特性の一つで
あり、このようなエネルギー吸収能は強度と曲げ特性に影響を受ける。すなわち、強度が
高く曲げ特性に優れるほど、エネルギー吸収能は優れている。一般的に、熱間成形用鋼材
を熱間成形した後、強度に最も大きく影響を及ぼす因子はマルテンサイト分率であり、特
に、マルテンサイトを主要組織とする場合、炭素含量に応じて大きく影響を受ける。また
、曲げ特性は組織の構成によって多少異なるが、通常、単一相で構成された場合は優れた
特性を示し、２相以上の組織で構成された場合は相間の強度差が小さいほど、優れた特性
を示す。このような特性を考慮すると、０．０６％未満の炭素含量の領域では強度も低い
だけでなく、冷却中に軟質のフェライト形成を避けにくく、むしろ最終組織の相間強度が
増加するにつれて強度に対する曲げ特性が劣り、衝突エネルギー吸収能が低下する。一方
、Ｃ含量が０．１％を超える領域では、高い強度のマルテンサイト単相組織は容易に確保
できるが、強度増加による曲げ特性が低下し、最終的には衝突エネルギー吸収能が低下す
るようになる。また、Ｃ含量が本発明の範囲を満たしていても、合金指数値が７未満の場
合には、不十分な硬化能により冷却中にフェライトのような軟質相の形成を避けにくく曲
げ特性が低下するようになり、そのため衝突エネルギー吸収能が低下する。したがって、
衝突エネルギー吸収能を良好なレベルに確保するためには、強度と曲げ特性の両方を考慮
しなければならない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０
５個／ｍｍ２以下であることが好ましい。本発明者らは、熱間成形部材において優れた衝
突エネルギー吸収能を最大にするためには、素材の強度と曲げ性を適切に確保することが
重要であるという結論を得て、様々な実験を通じて鋼板から粗大な炭化物の数密度を適切
に制御することにより、曲げ性の確保が可能であることを確認した。上記円相当直径が０
．５μｍ以上である粗大な炭化物が１０５個／ｍｍ２を超えると、熱間成形のための加熱
中に一部の鉄炭化物が再固溶されても、他の一部は熱間成形後に部材に残留する。このよ
うに完全に固溶されずに残留した粗大炭化物は、曲げ変形中にクラック発生の開始点とし
て作用するため、曲げ性を低下させる要因となり、最終的には衝突エネルギー吸収能を劣
らせる。このような粗大炭化物の数密度は低いほど有利であるため、本発明では、その下
限値について特に限定しない。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、フェライト：５０～９０面積％と、パーライ
ト：３０面積％以下、ベイナイト：２０面積％以下、及びマルテンサイト：２０面積％以
下のうち１つ以上を含むことができる。上記フェライトは軟質相であって、ブランク作製
時に鋼板のブランキング工程の負荷低減に効果的な組織であり、上記効果を得るためには
、５０面積％以上確保することが好ましい。但し、９０面積％を超える場合には、ブラン
ク作製時にフェライト以外の組織に炭素が過度に分配され、熱間成形後にも炭素が不均一
に分布する可能性がある。したがって、上記フェライトは５０～９０面積％の範囲を有す
ることが好ましい。上記パーライトが３０面積％を超える場合には、熱間成形後にセメン
タイトが不完全溶解して強度を低下させたり、材質の不均一性をもたらす可能性がある。
上記ベイナイトとマルテンサイトがそれぞれ２０面積％を超える場合には鋼板の強度が過
度に上昇し、ブランク作製時に金型摩耗などの問題が生じる可能性がある。
本発明の一側面による熱間成形用鋼材は、少なくとも一面にアルミニウム系めっき層が
形成されていてもよい。本発明では、上記アルミニウム系めっき層について特に限定しな
いが、非制限的な一態様例として、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部
Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。
以下では、本発明の一側面による熱間成形部材について詳細に説明する。本発明の一側
面による熱間成形部材は、上述した熱間成形用鋼材を熱間プレス成形して製造することが
できる。本発明の一側面による熱間成形部材は、上述した合金組成及び合金指数を有する
ことが好ましい。また、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２以下で
あることが好ましい。熱間成形前に鋼板内に存在する炭化物は、熱間成形のための加熱段
階で鋼中に溶解するため、炭化物の数密度及びサイズは熱間成形前の鋼板状態と比べて減
少するようになる。しかし、一定サイズ以上の粗大な炭化物は、通常の加熱段階で完全に
溶解せず、熱間成形部材にも残留するようになる。したがって、熱間成形部材において円
相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２を超えると、上述したように粗大
炭化物が曲げ変形時にクラック発生の開始点として作用し、衝突エネルギー吸収能を劣ら
せる可能性がある。
本発明の一側面による熱間成形部材は、微細組織がマルテンサイト単相組織又はマルテ
ンサイトと４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有することができる。上記マル
テンサイトは、本発明が目標とする強度確保に効果的な組織であるため、本発明の微細組
織はマルテンサイト単相組織であってもよい。一方、ベイナイトはマルテンサイトよりや
や強度の低い組織ではあるが、マルテンサイト基地内に形成する際、曲げ性を大きく低下
させず、強度を確保するのに有利な組織であるため、本発明では、上記マルテンサイトと
ともに４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有してもよい。但し、上記ベイナイ
トの分率が４０面積％未満である場合には、本発明で目標とする強度確保が難しい可能性
がある。
一方、上記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５面積％以下の残留オーステ
ナイトのうち１つ以上をさらに含むことができる。上記フェライト及び残留オーステナイ
トは製造工程上、不可避に含有され得る組織である。上記フェライト組織が１０面積％を
超える場合には、強度が低下するだけでなく、曲げ特性が大きく劣る可能性があり、上記
残留オーステナイト組織が５面積％を超える場合には、強度が低下したり、熱間成形中に
雰囲気ガスから水素流入が増加し、水素脆性が発生する可能性が高くなり得る。
本発明の一側面による熱間成形部材は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って
３点曲げ試験を行ったとき、上記３点曲げ試験で得られた荷重－変位曲線から最大荷重に
達するまでの面積（ＣＩＥ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）が２５
０００Ｎｍ以上であってもよい。図１は、本発明において衝突エネルギー吸収能を評価す
る基準であるＣＩＥ（Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）の概念を簡略
に示したものである。
本発明の一側面による熱間成形部材は、上記熱間成形部材の任意の地点について硬度を
測定し、最大値と最小値との差を硬度偏差とし、上記硬度偏差を熱間成形部材の平均硬度
で除した値を偏差レベルとするとき、上記偏差レベルが０．３以下であってもよい。一方
、本発明では、上記任意の地点の数について特に限定せず、例えば、任意の９点について
硬度を測定することができる。
本発明の一側面による熱間成形部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強
度（ＴＳ）：１０００ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：５％以上であってもよい。
以下では、本発明の一側面による熱間成形用鋼材の製造方法について詳細に説明する。
但し、以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち１つの実施形態に過ぎず
、本発明の熱間成形用鋼材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきである
ことを意味するものではない。
まず、上述の合金組成と合金指数を満たす鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する
。上記鋼スラブの加熱温度が１０５０℃未満の場合、スラブの組織が均質化しにくいだけ
でなく、析出元素を活用する場合、再固溶させにくい可能性がある。一方、加熱温度が１
３００℃を超えると、過剰な酸化層が形成され、熱間圧延後に表面欠陥を誘発する可能性
が高くなり得る。したがって、上記鋼スラブの加熱温度は１０５０～１３００℃であるこ
とが好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の下限は１０７０℃であることがより好ましく、１
１００℃であることがさらに好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の上限は１２８０℃である
ことがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を
得る。上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満であると、二相域圧延による鋼板表層部の
混粒組織が発生し、板状制御が難しい可能性がある。一方、上記仕上げ熱間圧延温度が９
５０℃を超えると、熱間圧延による結晶粒の粗大化が発生しやすいという問題がある。し
たがって、上記仕上げ熱間圧延温度は８００～９５０℃であることが好ましい。上記仕上
げ熱間圧延温度の下限は８１０℃であることがより好ましく、８２０℃であることがさら
に好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９４０℃であることがより好ましく、９３
０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る。上記巻取温度が５００℃未満で
あると、鋼板の全体又は部分的にマルテンサイトが形成されて板状制御が難しいだけでな
く、熱延鋼板の強度上昇により、以後の冷間圧延工程における圧延性が低下するという問
題が発生する可能性がある。一方、巻取温度が７００℃を超えると、粗大な炭化物が形成
され、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記
巻取温度は５００～７００℃であることが好ましい。上記巻取温度の下限は５２０℃であ
ることがより好ましく、５５０℃であることがさらに好ましい。上記巻取温度の上限は６
８０℃であることがより好ましく、６５０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記巻き取られた熱延鋼板を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷
却速度で冷却する。上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ未満の場合には、炭化物が成長するのに
十分な時間であるために、熱延コイルの冷却中に粗大な炭化物が多数形成されるという欠
点が生じる可能性がある。したがって、上記冷却速度は１０℃／Ｈｒ以上であることが好
ましい。上記冷却速度は１２℃／Ｈｒ以上であることがより好ましく、１５℃／Ｈｒ以上
であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ以上であ
るだけでも、本発明が得ようとする効果が得られるため、上記冷却速度の上限については
特に限定しない。但し、例えば、設備投資によるコスト削減の観点から、上記冷却速度は
５００℃／Ｈｒ以下であってもよく、より好ましくは４５℃／Ｈｒ以下、さらに好ましく
は４００℃／Ｈｒ以下であってもよい。
上記巻取及び冷却の後、冷間圧延の前には、上記冷却された熱延鋼板を酸洗する工程を
さらに含むことができる。上記酸洗工程によって、鋼板の表面に形成されたスケールを除
去して製品表面の品質を向上させることができる。
その後、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。本発明では、上記冷間圧延時の
圧下率について特に限定しないが、例えば、目標とする鋼材の厚さを得るために３０～８
０％の圧下率を適用することができる。
一方、本発明の一側面によると、上記冷延鋼板に対して連続焼鈍及びアルミニウム系め
っきを施してもよく、冷却された熱延鋼板に対して酸洗した直後にアルミニウム系めっき
を施してもよい。
その後、上記冷延鋼板の焼鈍のために、上記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温
度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱することが好ましい。上記４００℃～焼鈍温度まで
加熱速度が２０℃／ｓを超えると、熱延段階で析出した炭化物が再固溶される時間が十分
でなく、粗大な炭化物が残留することがあり、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネ
ルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記４００℃～焼鈍温度までの加熱
速度は２０℃／ｓ以下であることが好ましい。上記加熱速度は１８℃／ｓ以下であること
がより好ましく、１５℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記
加熱速度が２０℃／ｓ以下であるだけでも、本発明が得ようとする効果が得られるため、
上記加熱速度の下限については特に限定しない。但し、例えば、焼鈍生産性を考慮すると
、上記加熱速度は０．５℃／ｓ以上であってもよく、より好ましくは１℃／ｓ以上、さら
に好ましくは１．５℃／ｓ以上であってもよい。他方、本発明では、冷間圧延温度から４
００℃未満までの温度範囲では、加熱速度について特に限定せず、これは加熱速度を制御
しても炭化物の再固溶に対する効果が僅かであるためである。
上記加熱された冷延鋼板は、７４０～８６０℃で焼鈍することが好ましい。上記焼鈍温
度が７４０℃未満であると、冷間圧延された組織の再結晶が十分に行われず、板状が不良
となったり、めっき後の強度が過度に高くなってブランキング工程中に金型摩耗を誘発す
る可能性がある。一方、焼鈍温度が８６０℃を超える場合、焼鈍工程中にＳｉ、Ｍｎ等が
表面酸化物を形成してめっき表面が不良になるという問題が発生する可能性がある。した
がって、上記焼鈍温度は７４０～８６０℃であることが好ましい。上記焼鈍温度の下限は
７５０℃であることがより好ましく、７６０℃であることがさらに好ましい。上記焼鈍温
度の上限は８５０℃であることがより好ましく、８４０℃であることがさらに好ましい。
一方、上記連続焼鈍時の雰囲気は、非酸化性雰囲気とすることが好ましく、例えば、水
素－窒素混合ガスを使用することができ、このとき、雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐ
ｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であってもよい。露点温度が－７０℃未満となるためには
、制御のための付加的な設備が必要であるため、製造コストが上昇するという問題があり
、露点が－３０℃を超えると、焼鈍中に鋼板の表面に焼鈍酸化物が過剰に形成され、未め
っきなどの不良を引き起こす可能性がある。したがって、上記連続焼鈍時の雰囲気ガスの
露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であることが好ましい。上記雰囲気
ガスの露点温度の下限は－６５℃であることがより好ましく、－６０℃であることがさら
に好ましい。上記雰囲気ガスの露点温度の上限は－３５℃であることがより好ましく、－
４０℃であることがさらに好ましい。
その後、上記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却する。本発明で目標とする円相当直径が０．５μｍ以上である炭化物の数密度を１
０５個／ｍｍ２以下とするためには、焼鈍温度から６６０℃まで冷却速度を１℃／ｓ以上
とすることが好ましく、冷却速度が１℃／ｓ未満の場合には、粗大な炭化物が多量に形成
され、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。
したがって、上記冷却速度は１℃／ｓ以上であることが好ましい。上記冷却速度は１．５
℃／ｓ以上であることがより好ましく、２℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。一方
、本発明では、上記冷却速度が１℃／ｓ以上であるだけでも、本発明が得ようとする効果
が得られるため、上記冷却速度の上限については特に限定しない。但し、例えば、鋼板形
状の不良抑制の観点から、上記冷却速度は５０℃／ｓ以下であってもよく、より好ましく
は４５℃／ｓ以下、さらに好ましくは４０℃／ｓ以下であってもよい。
上記焼鈍された冷延鋼板を冷却する段階後には、上記冷却された冷延鋼板をＡｌ系めっ
き浴に浸漬してアルミニウム系めっき層を形成する段階をさらに含むことができる。本発
明では、上記Ａｌ系めっき浴の組成及びめっき条件については特に限定しない。但し、非
制限的な一態様例として、めっき浴の組成は、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部
Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことができ、めっき量は当該技術分野において通常
に適用される片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２であってもよい。上記めっき浴の組成中、Ｓ
ｉ含量が６％未満の場合には、めっき浴温度が過度に上昇して設備を劣化させるという欠
点があり、１２％を超える場合には、合金化を過度に遅らせて熱間成形のための加熱時間
を長くしなければならないという欠点がある。Ｆｅ含量が１％未満の場合には、めっき密
着性やスポット溶接性が低下する可能性があり、４％を超える場合には、めっき浴内にド
ロス発生が過剰となり、表面品質の不良を誘発する可能性がある。めっき付着量が片面基
準３０ｇ／ｍ２未満の場合には、所望の熱間成形部材の耐食性を確保しにくい可能性があ
り、１３０ｇ／ｍ２を超える場合には、過度なめっき付着量により製造コストが上昇する
だけでなく、鋼板においてめっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが
容易ではない可能性がある。
以下では、本発明の一側面による熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。但
し、以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち１つの実施形態に過ぎず、
本発明の熱間成形部材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであること
を意味するものではない。
まず、上述した製造方法により製造される熱間成形用鋼材を準備し、上記熱間成形用鋼
材を用いて熱間成形のためのブランクを製造する。そして、上記ブランクをオーステナイ
ト単相域温度以上、より具体的にはＡｃ３温度以上９８０℃以下の温度範囲で加熱する。
上記ブランク加熱温度がＡｃ３温度未満であると、未変態のフェライトが存在するため、
所定の強度を確保しにくい可能性がある。一方、加熱温度が９８０℃を超える場合には、
部材の表面に過剰な酸化物が生成されるため、スポット溶接性を確保しにくい可能性があ
る。したがって、上記ブランク加熱温度はＡｃ３～９８０℃であることが好ましい。上記
ブランク加熱温度の下限はＡｃ３＋５℃であることがより好ましく、Ａｃ３＋１０℃であ
ることがさらに好ましい。上記ブランク加熱温度の上限は９７０℃であることがより好ま
しく、９６０℃であることがさらに好ましい。
上記加熱されたブランクは、上記温度範囲で１～１０００秒間保持することが好ましい
。上記保持時間が１秒未満であると、ブランク全体において温度が均一化されず、部位別
に材質差を誘発する可能性があり、保持時間が１０００秒を超えると、加熱温度を過度に
高くした時と同様に部材の表面に過剰な酸化物を生成するため、スポット溶接性を確保し
にくい可能性がある。したがって、上記保持時間は１～１０００秒であることが好ましい
。上記保持時間の下限は３０秒であることがより好ましく、６０秒であることがさらに好
ましい。上記保持時間の上限は９００秒であることがより好ましく、８００秒であること
がさらに好ましい。
その後、上記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却して最終的
に熱間成形部材を製造する。本発明では、上記熱間成形時の具体的な条件については特に
限定せず、本発明が属する技術分野において通常に知られている熱間成形工法をそのまま
適用することができる。
以下では、実施例を通じ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
発明を例示して具体化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
はないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載
された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する厚さ４０ｍｍの鋼スラブを真空溶解によって製造し
た。上記鋼スラブを１２５０℃に加熱した後、９００℃の仕上げ熱間圧延温度に熱間圧延
して熱延鋼板を得た。その後、各鋼種別に巻取温度及び巻取温度から４００℃までの冷却
速度は、模写用熱処理炉を使用して下記表２に記載の条件を適用し、最終熱延厚さは全て
３ｍｍとなるように熱間圧延を行った。その後、上記熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧
下率を５０％にして冷間圧延を実施して冷延鋼板を得た。その後、下記表２に記載の条件
で上記冷延鋼板を、４００℃～焼鈍温度までの加熱速度を制御して加熱し、５％水素－９
５％窒素雰囲気下で焼鈍した後、上記焼鈍温度から６６０℃までの冷却速度を制御して冷
延鋼板を製造した。その後、上記冷延鋼板を冷却した後、Ａｌ系めっきを行った。このと
き、Ａｌ系めっき浴の組成はＡｌ－９％Ｓｉ－２％Ｆｅ及び残りは不可避不純物で構成さ
れ、めっき付着量は片面基準８０ｇ／ｍ２とした。このように製造された鋼板をブランク
として作製した後、熱間成形用金型を用いて熱間成形することにより、図２に示すような
形態の熱間成形部材を製造した。このとき、上記ブランクの加熱温度は９００℃であり、
保持時間は６分であり、加熱炉から成形するまでの搬送時間は全て１０秒で同様に適用し
た。上記のように製造された冷延鋼板について、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の
数を測定した後、その結果を下記表２に示した。上記のようにして製造された熱間成形部
材について、円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の数、微細組織及び機械的物性を測定
した後、その結果を下記表３及び４に示した。
円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物の数は、Ｔｈｉｎ ｆｏｉｌ試片を準備した後、
透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍の倍率で１０個の視野を観察して測定し
た。
微細組織は鋼板の表面をナイタル（Ｎｉｔａｌ）を用いてエッチングした後、走査電子
顕微鏡を用いて測定した。
降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）は、ＡＳＴＭ規格の試片を鋼
板の圧延方向と平行な方向に採取した後、引張試験を行って測定した。
衝突エネルギー吸収能は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験
を行った後、これにより得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩ
Ｅ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）を測定して評価し、通常の１５
００ＭＰａ級熱間成形用鋼材のＣＩＥ値である２５０００Ｎｍより高い場合を「良好」、
未満の場合を「不良」と評価した。
また、熱間成形部材の物性均一性を確認するために、成形部材の上面、左側面、右側面
から各３箇所ずつ試片を採取した後、ビッカース硬度を用いて硬度測定を行った後、これ
により平均硬度、硬度偏差（９箇所の測定硬度のうち最大値と最小値との差）及び偏差レ
ベル（硬度偏差／平均硬度）を測定し、物性均一性は、偏差レベルが０．３以下である場
合を「良好」、超過の場合を「不良」と示した。
上記表１～４から分かるように、本発明が提案する合金組成、合金指数及び製造条件を
全て満たす発明例１～７の場合には、衝突エネルギー吸収能が良好であり、部材内の物性
が均一であることが確認できる。
比較例１及び２の場合、合金組成及び合金指数は本発明の範囲を満たしているが、巻取
温度、巻取後の冷却速度及び焼鈍時の加熱速度の製造条件が本発明の範囲から外れること
によって、粗大炭化物の数密度が増加し、最終的に得られる熱間成形部材において衝突エ
ネルギー吸収能が不良であることが分かる。
比較例３～５は、鋼板の合金組成は満たしているが、合金指数が本発明の条件を満たし
ていない場合であって、硬化能の不足による硬度偏差が過度に発生し、部材内の物性均一
性が不良であることが分かる。
比較例６～８は、Ｃ含量が本発明の条件を超える場合であって、Ｃ含量の増加による強
度上昇効果はあるが、強度の増加に比べて曲げ性が大きく低下し、衝突エネルギー吸収能
はむしろ劣っていることが分かる。
比較例９は、Ｃ含量が本発明の条件を満たしていない場合であって、目標とする強度が
確保できなかっただけでなく、これにより衝突エネルギー吸収能が低下したことが分かる
。
図３は、発明例１～７及び比較例３～９の炭素含量及び合金指数による衝突エネルギー
吸収能を示すグラフである。図３に示すように、Ｃ含量と合金指数は、熱間成形部材にお
ける衝突エネルギー吸収能と直接的な関連があり、本発明が提案するＣ含量及び合金指数
を満たした場合にのみ良好な衝突エネルギー吸収能が確保できることが分かる。

Claims (19)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％
    、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０
    １～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び
    不可避不純物を含み、
    下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、
    円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０５個／ｍｍ２以下である、熱間成形用鋼材
    。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
    １、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
    ×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  2. 前記鋼材は、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０
    ．０１％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  3. 前記鋼材は、フェライト：５０～９０面積％と、パーライト：３０面積％以下、ベイナ
    イト：２０面積％以下、及びマルテンサイト：２０面積％以下のうち１つ以上を含む微細
    組織を有する、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  4. 前記鋼材は、少なくとも一面にアルミニウム系めっき層が形成されている、請求項１に
    記載の熱間成形用鋼材。
  5. 前記アルミニウム系めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部
    Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項４に記載の熱間成形用鋼材。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％
    、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０
    １～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び
    不可避不純物を含み、
    下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が７以上であり、
    円相当直径が０．５μｍ以上の炭化物が１０４個／ｍｍ２以下である、熱間成形部材。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
    １、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
    ×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  7. 前記部材は、微細組織がマルテンサイト単相組織又はマルテンサイトと４０面積％以下
    のベイナイトを含む混合組織である、請求項６に記載の熱間成形部材。
  8. 前記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５面積％以下の残留オーステナイト
    のうち１つ以上をさらに含む、請求項７に記載の熱間成形部材。
  9. 前記部材は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験を行ったとき
    、上記３点曲げ試験で得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩＥ
    ：Ｃｒａｃｋ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）が２５０００Ｎｍ以上である、請
    求項６に記載の熱間成形部材。
  10. 前記部材は、硬度偏差レベルが０．３以下である、請求項６に記載の熱間成形部材。
    （但し、硬度偏差レベルは、硬度偏差を熱間成形部材の平均硬度値で除した値であり、
    硬度偏差は任意の地点について硬度を測定して得られた最大値と最小値との差を意味する
    。）
  11. 前記部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：１０００ＭＰ
    ａ以上、伸び率（Ｅｌ）：５％以上である、請求項６に記載の熱間成形部材。
  12. 重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０５～０．６％、Ｍｎ：０．６～２％
    、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０
    １～０．８％、Ｍｏ：０．５％以下（０％は除く）、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び
    不可避不純物を含み、下記関係式１で表される合金指数（ａｌｌｏｙ ｆａｃｔｏｒ）が
    ７以上の鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階
    と、
    前記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を巻取温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で
    冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱す
    る段階と、
    前記加熱された冷延鋼板を７４０～８６０℃で焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却す
    る段階と、を含む、熱間成形用鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    合金指数＝Ｉ（Ｍｎ）×Ｉ（Ｓｉ）×Ｉ（Ｃｒ）×Ｉ（Ｍｏ）
    （但し、上記関係式１において各成分に対するＩ値は、Ｉ（Ｍｎ）＝３．３４×Ｍｎ＋
    １、Ｉ（Ｓｉ）＝０．７×Ｓｉ＋１、Ｉ（Ｃｒ）＝２．１６×Ｃｒ＋１、Ｉ（Ｍｏ）＝３
    ×Ｍｏ＋１であり、各成分に対する含量は重量％である。）
  13. 前記冷間圧延の前に、上記冷却された熱延鋼板を酸洗する段階をさらに含む、請求項１
    ２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  14. 前記冷間圧延時に、圧下率は３０～８０％である、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材
    の製造方法。
  15. 前記焼鈍時の雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃である
    、請求項１２に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  16. 前記焼鈍された冷延鋼板を冷却する段階の後、上記冷却された冷延鋼板をＡｌ系めっき
    浴に浸漬してアルミニウム系めっき層を形成する段階をさらに含む、請求項１２に記載の
    熱間成形用鋼材の製造方法。
  17. 前記Ａｌ系めっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び
    不可避不純物を含む、請求項１６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  18. 前記めっき層の形成時に、めっき付着量は片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２である、請求
    項１６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  19. 請求項１１から１８のいずれか一項によって製造された熱間成形用鋼材を用いてブラン
    クを得る段階と、
    前記ブランクをＡｃ３～９８０℃で加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、
    前記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却する段階と、を含む
    、熱間成形部材の製造方法。
JP2024029954A 2019-12-20 2024-02-29 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 Pending JP2024063127A (ja)

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2019-0171983 2019-12-20
KR20190171983 2019-12-20
KR1020200086574A KR102379443B1 (ko) 2019-12-20 2020-07-14 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR10-2020-0086574 2020-07-14
KR1020200177655A KR102469278B1 (ko) 2019-12-20 2020-12-17 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR10-2020-0177655 2020-12-17
PCT/KR2020/018658 WO2021125878A1 (ko) 2019-12-20 2020-12-18 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
JP2022530941A JP2023504791A (ja) 2019-12-20 2020-12-18 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022530941A Division JP2023504791A (ja) 2019-12-20 2020-12-18 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2024063127A true JP2024063127A (ja) 2024-05-10

Family

ID=76477568

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022530941A Pending JP2023504791A (ja) 2019-12-20 2020-12-18 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP2024029954A Pending JP2024063127A (ja) 2019-12-20 2024-02-29 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022530941A Pending JP2023504791A (ja) 2019-12-20 2020-12-18 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230002873A1 (ja)
EP (1) EP4079913A4 (ja)
JP (2) JP2023504791A (ja)
CN (1) CN114867883B (ja)
MX (1) MX2022006587A (ja)
WO (1) WO2021125878A1 (ja)

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3530353B2 (ja) * 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
JP2006051543A (ja) * 2004-07-15 2006-02-23 Nippon Steel Corp 冷延、熱延鋼板もしくはＡｌ系、Ｚｎ系めっき鋼板を使用した高強度自動車部材の熱間プレス方法および熱間プレス部品
KR101060782B1 (ko) * 2009-06-22 2011-08-30 주식회사 포스코 내충돌특성이 우수한 열간성형 가공용 강판 및 그 제조방법과 고강도 자동차용 구조부재 및 그 제조방법
CN102859020B (zh) * 2010-02-26 2015-04-01 新日铁住金株式会社 热处理钢材及其制造方法以及其原材料钢材
KR101531778B1 (ko) * 2011-03-18 2015-06-25 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5472531B2 (ja) * 2011-04-27 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法
BR112013028960B1 (pt) * 2011-05-13 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Artigo estampado a quente, método de produção de artigo estampado a quente, membro de absorção de energia, e método de produção do membro de absorção de energia
MX2014008428A (es) * 2012-01-13 2014-10-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en frio y metodo para producir lamina de acero laminada en frio.
PL2982772T3 (pl) * 2013-04-02 2019-03-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Wyrób formowany przez wytłaczanie na gorąco, blacha stalowa cienka walcowana na zimno i sposób wytwarzania wyrobu formowanego przez wytłaczanie na gorąco
DE102013009232A1 (de) * 2013-05-28 2014-12-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Warmumformen eines Vorproduktes aus Stahl
US20170073792A1 (en) * 2014-05-15 2017-03-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed steel sheet member
JP6379717B2 (ja) * 2014-06-23 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法
MX2017012873A (es) * 2015-04-08 2018-01-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Miembro de lamina de acero con tratamiento termico y metodo para producirlo.
CA2982087C (en) * 2015-04-08 2020-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
KR101899688B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101858868B1 (ko) * 2016-12-23 2018-05-16 주식회사 포스코 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법
KR102450162B1 (ko) * 2018-03-29 2022-10-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023504791A (ja) 2023-02-07
CN114867883A (zh) 2022-08-05
WO2021125878A1 (ko) 2021-06-24
MX2022006587A (es) 2022-07-04
EP4079913A1 (en) 2022-10-26
US20230002873A1 (en) 2023-01-05
EP4079913A4 (en) 2023-02-22
CN114867883B (zh) 2023-09-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6043801B2 (ja) 温間プレス成形用鋼板、温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法
JP4730056B2 (ja) 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP6779320B2 (ja) 強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法
JP6762415B2 (ja) 亀裂伝播抵抗性及び延性に優れた熱間成形部材、及びその製造方法
KR101798771B1 (ko) 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101657822B1 (ko) 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP6423083B2 (ja) 曲げ性に優れたｈｐｆ成形部材及びその製造方法
JP6846522B2 (ja) 降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
KR102469278B1 (ko) 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2012060294A1 (ja) 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
US20190119770A1 (en) Ultra high-strength and high-ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method therefor
CN115461482B (zh) 钢板、部件及其制造方法
JP2023100953A (ja) 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP3525812B2 (ja) 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP6947327B2 (ja) 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法
JP2004323925A (ja) 常温での耐伸び劣化性、常温遅時効性および低温焼付硬化特性に優れた歪時効硬化型鋼板およびその製造方法
JP7022825B2 (ja) 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法
KR20160114019A (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
JP4351465B2 (ja) 穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法
JP2024063127A (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP5076691B2 (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
KR102606996B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102312511B1 (ko) 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR102451005B1 (ko) 열적 안정성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102231344B1 (ko) 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20240325

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20240325