JP3896061B2

JP3896061B2 - Steel sheet with excellent curability after hot forming and method of using the same

Info

Publication number: JP3896061B2
Application number: JP2002293236A
Authority: JP
Inventors: 正浩大神; 正芳末廣; 純真木; 和久楠見
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-07
Filing date: 2002-10-07
Publication date: 2007-03-22
Anticipated expiration: 2022-10-07
Also published as: JP2004124221A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品の構造部材に使用されるような強度が必要とされる部材に関し、特に熱間成形後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。しかし、自動車の軽量化のために一般に鋼板を高強度化していくと伸びやｒ値が低下し、成形性および形状凍結性が劣化していく。
このような課題を解決するために、温間で成形し、その際の熱を利用して強度上昇を図る技術が、特許文献１に開示されている。この技術では、鋼中成分を適切に制御し、２００〜８５０℃の温度域で保持・成形加工し、この温度域での析出強化を利用して強度を上昇させることを狙っている。
【０００３】
また、特許文献２では、プレス成形精度を向上させる目的で温間プレス時での降伏強度を低く、常温での降伏強度を高くする高強度鋼板が提案されている。しかしながら、これらの技術では得られる強度に限度がある可能性がある。
一方、より高強度を得る目的で、成形後に高温のオーステナイト単相域に加熱し、その後の冷却過程で硬質の相に変態させる技術が特許文献３に提案されている。さらに、成形性および焼入れ性に優れた薄鋼板の製造方法が特許文献４に提案されている。
【０００４】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開２０００−２３４１５３号公報）
（２）特許文献２（特開２０００−８７１８３号公報）
（３）特許文献３（特開２０００−３８６４０号公報）
（４）特許文献４（特開２０００−３３９０２５号公報）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、これまでに開示されている技術を用い、熱間成形直後に高強度となる熱間プレスに適した鋼板を製造することは困難である。本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、熱間成形後にＨｖ３５０以上の高い硬度を得ることができる熱間成形後硬化能および衝撃特性に優れた鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．００５〜１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、（１）式及び（２）式を満足することを特徴とする熱間成形加工後の硬化能に優れた鋼板。
Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≧０・・・（１）式
（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ²｝≧１．０・・・（２）式
【０００７】
（２）前記（１）に記載の鋼板をＡｃ₃変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ａｒ₃変態点以上の温度で成形加工を開始し、加工と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させることを特徴とする熱間成形加工後の硬化能に優れた鋼板の使用方法にある。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明では、特定の化学組成を有する熱延素材あるいは冷延素材を用いる。また、熱間成形の方法としては、Ａｃ₃変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ａｒ₃変態点以上の温度で成形加工（例えばプレス加工）を開始し、加工と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させる方法である。
【０００９】
次に、鋼板の化学成分について説明する。
Ｃは、基地中に固溶あるいは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素であり、また、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質な第２相として析出し、高強度化と一様伸びの向上に寄与する。強度向上のために０．１０％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、焼入れまま状態での靱性が低下するため、Ｃは０．１０〜０．２０％の範囲に規定した。尚、強度と靱性のバランスを考慮すると、好ましい範囲は０．１５〜０．２０％である。
【００１０】
Ｓｉは、固溶強化型の合金元素であり、強度を確保するために０．０１％のＳｉが必要であるが、１％を超えると、表面スケールの問題が生じる。このため、Ｓｉは０．０１〜１％の範囲に規定した。また、鋼板表面にメッキ処理を行う場合は、Ｓｉの添加量が多いとメッキ性が劣化するため、上限を０．５％とすることが好ましい。
Ｍｎは、強度および焼入れ性を向上させる元素であり、０．３％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また、２．０％を超えて添加しても効果が飽和するとともに靱性が劣化するため、Ｍｎは０．３〜２．０％の範囲に規定した。尚、強度と靱性のバランスを考慮すると、好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。
【００１１】
Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、またＮを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。このような効果を有するためには０．０１％以上の含有量が必要であるが、０．１％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため、Ａｌは０．０１〜０．１％の範囲に規定した。
Ｔｉは、Ｂ添加による焼入れ性を安定かつ効果的に向上させるために作用するが、０．００５％未満およびＴｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≧０式を満足しない範囲では効果が期待できず、０．０５％超ではＴｉの窒化物が多く生成して、靱性が劣化する傾向があるため、Ｔｉは０．００５〜０．０５％の範囲に規定した。
【００１２】
Ｂは、微量添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、また、粒界強化およびＭ₂₃（Ｃ，Ｂ）₆などとして析出強化の効果もある。添加量が０．０００５％未満では焼入れ性に効果が期待できず、また、０．００５％を超えると粗大なＢ含有相を生成する傾向があり、また、脆化が起こりやすくなる。このため、Ｂは０．０００５〜０．００５％の範囲に規定した。
Ｎは窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める重要な元素の一つである。０．００１％以上の添加により効果を発揮するが、０．０１％を超えると窒化物の粗大化および固溶Ｎによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため、Ｎは０．００１〜０．０１％の範囲に規定した。
【００１３】
Ｐは、溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．０３％以下に規制した。なお、好ましくは、０．０２％以下である。
Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響し、加工性を劣化させるとともに、靱性劣化，異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる。このため、Ｓは０．０２％以下に規定した。なお、好ましくは、０．０１％以下である。
Ｏは、靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、上限を０．０１５％に規定した。
【００１４】
これらに加えて、以下の目的で下記成分を添加することができる。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へＭ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。０．０１％未満ではこれらの効果が十分期待できにくく、また、１％を超えると降伏強度が過度に上昇する傾向であるため、Ｃｒは０．０１〜１％の範囲が望ましい。より好ましくは０．０５〜１％である。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、また固溶強化をもたらす元素であるとともに、マトリックス中のＭ₂₃Ｃ₆型炭化物を安定化させる元素である。０．００５％未満ではこの効果が十分期待できにくく、１％を超えると降伏強度が過度に上昇し、また靱性を劣化させる傾向であるため、Ｍｏは０．００５〜１％の範囲が好ましい。
【００１５】
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、強度を向上させる元素であるが、０．５％を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる傾向である。０．００５％未満では強度向上の効果が発揮されにくいため、Ｎｂは０．００５〜０．５％の範囲が好ましい。
Ｖは、炭窒化物を形成し、強度を向上させる元素であるが、０．５％を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる傾向である。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されにくいため、Ｖは０．０１〜０．５％の範囲が好ましい。
【００１６】
Ｎｉは、強度および靱性を向上させる元素であるが、１％を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる傾向である。０．００５％未満では強度および靱性の向上効果が発揮されにくいため、Ｎｉは０．００５〜１％の範囲が望ましい。より望ましくは０．０１〜１％である。
Ｃｕは、強度を向上させる元素であるが、１％を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる傾向である。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されにくいため、Ｃｕは０．０１〜１％の範囲が好ましい。
【００１７】
尚、上記の付随的成分は例であって、付随的成分は上記に限定されるものではない。
下式にしたがう値は、熱間成形後の硬さに影響し、その値が１．０未満では必要硬さが得られないため、その下限を１．０に規定した。
（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ²｝≧１．０
【００１８】
次に、熱間成形方法について説明する。
マルテンサイト変態させるためには、加熱時にオーステナイト組織になっている必要があるため、熱間成形前の加熱温度をオーステナイト領域となるＡｃ₃変態点以上とした。熱間成形前の加熱方法は、炉加熱、誘導加熱、通電加熱等のいずれの加熱方法でもよいが、成形対象部分がほぼ均一な温度となっていることが望ましい。また、熱間成形開始温度がＡｒ₃変態点よりも低くなると、フェライト相が出現するため、マルテンサイト変態後の強度が低下する。このため、熱間成形開始温度はＡｒ₃変態点以上とすることが好ましい。
【００１９】
【実施例】
表１の組成をもつ各種鋼スラブに鋳造した。これらのスラブを１２００℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８５０℃、巻取温度６００℃で板厚４ｍｍの熱延鋼板とした。また、一部の熱延鋼板を冷間圧延により板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。炉加熱によりＡｃ₃点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ａｃ₃点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にてハットフォーム成形加工を行った。成形時間を約１秒とし、成形完了１０秒間はプレス金型をそのままの状態にして金型による冷却を行った。また、１０秒後の鋼板温度を測定した。成形された鋼板について、冷延鋼板の圧延方向に垂直な断面をビッカース硬度計にて硬度測定を実施し、更に光学顕微鏡にて金属組織を観察し、マルテンサイト率を測定した。また更に、板厚４ｍｍの熱延鋼板を炉加熱によりＡｃ₃点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、９００℃から水冷した素材を用いて衝撃試験を実施した。その結果を表２に示す。
【００２０】
【表１】

【００２１】
【表２】

【００２２】
表２に示した本発明例Ｎｏ．１〜７は、マルテンサイト率を９０％以上とすることで熱間成形後の硬さがＨｖ３５０以上、−６０℃の衝撃値が９０Ｊ／ｃｍ²以上あり、形状凍結性も良く、自動車の構造部材として必要な特性を満足している。それに比較し、本発明の範囲を外れた比較例では、焼入れ硬さ、衝撃値および形状凍結性が劣化している。
【００２３】
比較例Ｎｏ．１５，１８，２０，２３は、式Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≧０を満足していないため、焼入れ性が不足し、焼入れ硬さを満足していない例である。
比較例Ｎｏ．８，１０，１２，１３，１４，１６，１７，１８，１９，２０，２１，２４は、式（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ²｝≧１．０を満足していないため、焼入れ性が不足し、焼入れ硬さを満足していない例である。
【００２４】
比較例Ｎｏ．８は、Ｃ量が規定値より少ないために、焼入れ硬さを満足していない例であり、比較例Ｎｏ．９は、Ｃ量が規定値を超えているために靱性が低下した例である。
比較例Ｎｏ．１０は、Ｓｉ量が規定値より少ないために、焼入れ硬さを満足していない例であり、比較例Ｎｏ．１１は、Ｓｉ量が規定値を超えているために、衝撃値が低下した例である。
比較例Ｎｏ．１２は、Ｍｎ量が規定値より少ないために焼入れ硬さを満足していない例であり、比較例Ｎｏ．１３は、Ｍｎ量が規定値を超えているために、衝撃値が低下した例である。
【００２５】
比較例Ｎｏ．１４はＰ量が、比較例Ｎｏ．１５はＳ量が、それぞれ規定値を超えているために、衝撃値が劣化した例であり、
比較例Ｎｏ．１６は、Ａｌ量が規定値より少ないために脱酸が不十分で靱性が低下した例であり、比較例Ｎｏ．１７は、Ａｌ量が規定値を超えているために、非金属介在物が多くなり衝撃値が低下した例である。
比較例Ｎｏ．１８は、Ｔｉ量が規定値より少ないためにＮを固定することができずにＢによる焼入れ性が低下した例であり、比較例Ｎｏ．１９は、Ｔｉ量が規定値を超えているために、Ｔｉの窒化物が多く生成し衝撃値が低下した例である。
【００２６】
比較例Ｎｏ．２０は、Ｂ量が規定値より少ないために焼入れ性が低下した例であり、比較例Ｎｏ．２１は、Ｂ量が規定値を超えているために、粗大なＢ含有相を生成し衝撃値が低下した例である。
比較例Ｎｏ．２２は、Ｎ量が規定値より少ないために焼入れ硬さがが低下した例であり、比較例Ｎｏ．２３は、Ｎが量規定値を超えているために、窒化物の粗大化および固溶窒素による時効硬化により衝撃値が低下した例である。
また、比較例Ｎｏ．１９は、Ｏ量が規定値を超えているために酸化物が多く生成し、衝撃特性が劣化した例である。
【００２７】
【発明の効果】
本発明鋼は、自動車部品の構造部材に使用され、熱間成形後の硬化能が高く高強度となる鋼板であり、また衝撃特性および形状凍結性にも優れており、加工工程の省略化に貢献することが可能である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a member that requires strength such as that used for a structural member of automobile parts, and more particularly, to a steel plate having excellent curability and impact properties after hot forming.
[0002]
[Prior art]
As one of the measures to improve the fuel efficiency of automobiles that originated from global environmental problems, the weight reduction of the vehicle body has been promoted, and it is necessary to increase the strength of steel plates used in automobiles as much as possible. However, in general, when the strength of a steel plate is increased in order to reduce the weight of an automobile, the elongation and the r value decrease, and the formability and the shape freezeability deteriorate.
In order to solve such a problem, Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-228561 discloses a technique for forming the article warmly and using the heat at that time to increase the strength. This technique aims to appropriately control the components in the steel, hold and form in a temperature range of 200 to 850 ° C., and increase the strength using precipitation strengthening in this temperature range.
[0003]
Patent Document 2 proposes a high-strength steel sheet that has a low yield strength during warm pressing and a high yield strength at room temperature for the purpose of improving press forming accuracy. However, these techniques may limit the strength that can be obtained.
On the other hand, Patent Document 3 proposes a technique for heating to a high temperature austenite single phase region after molding and transforming to a hard phase in the subsequent cooling process for the purpose of obtaining higher strength. Furthermore, Patent Document 4 proposes a method for producing a thin steel plate having excellent formability and hardenability.
[0004]
[Cited document]
(1) Patent Document 1 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-234153)
(2) Patent Document 2 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-87183)
(3) Patent Document 3 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-38640)
(4) Patent Document 4 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-339025)
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, it is difficult to manufacture a steel sheet suitable for hot pressing, which has high strength immediately after hot forming, using the techniques disclosed so far. The present invention has been made to solve the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a steel sheet excellent in post-hot-forming curability and impact characteristics that can obtain high hardness of Hv350 or higher after hot forming. And
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.10 to less than 0.20%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.50 %, Ti: 0.005-0.05%, B: 0.0005-0.005%, N: 0.001-0.010%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less , O: 0.015% or less, Cr: 0.01~1%, Ni: 0.005~1%, by balance Fe and unavoidable impurities was Rinari, satisfying the expression (1) and (2) A steel sheet having excellent curability after hot forming.
Ti / 47.88-N / 14.01 ≧ 0 (1) Formula (0.06 + 0.4 ×% C) × (1 + 0.64 ×% Si) × (1 + 4.1 ×% Mn) × ( 1 + 2.33 ×% Cr) × (1 + 3.14 ×% Mo) × {1 + 1. 5 × (0.9−% C) ×% B ² } ≧ 1.0 (2)
[0007]
(2) after heating the steel sheet to austenite range above Ac ₃ transformation point according to (1), to start molding at Ar ₃ transformation point or more of the temperature, rapid by heat removal by the machining at the same time as the mold It is in a method of using a steel sheet having excellent curability after hot forming, characterized by cooling and martensite transformation.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the present invention, a hot rolled material or a cold rolled material having a specific chemical composition is used. As a hot forming method, after heating to the austenite region above the Ac ₃ transformation point, molding processing (for example, press processing) is started at a temperature above the Ar ₃ transformation point, and heat is removed from the mold simultaneously with the processing. This is a method of rapidly cooling and transforming to martensite and curing.
[0009]
Next, chemical components of the steel plate will be described.
C is an element that precipitates as a solid solution or carbide in the matrix and increases the strength of the steel, and also precipitates as a hard second phase such as cementite, pearlite, bainite, martensite, etc. Contributes to the improvement of the growth. 0.10% or more of C is necessary for improving the strength, but if the C content exceeds 0.20%, the toughness in the as-quenched state is lowered, so C is 0.10 to 0.20. In the range of%. In consideration of the balance between strength and toughness, the preferred range is 0.15 to 0.20%.
[0010]
Si is a solid solution strengthened alloy element, and 0.01% Si is necessary to ensure strength. However, if it exceeds 1%, a problem of surface scale occurs. For this reason, Si was prescribed | regulated in 0.01 to 1% of range. In addition, when plating is performed on the surface of the steel sheet, if the amount of Si added is large, the plateability deteriorates, so the upper limit is preferably set to 0.5%.
Mn is an element that improves strength and hardenability. If it is less than 0.3%, sufficient strength at the time of quenching cannot be obtained, and even if added over 2.0%, the effect is saturated and toughness is achieved. Since Mn deteriorates, Mn was specified in the range of 0.3 to 2.0%. In consideration of the balance between strength and toughness, the preferred range is 0.5 to 1.5%.
[0011]
Al is a necessary element used as a deoxidizer for molten steel, and is also an element that fixes N, and its amount has a great influence on the crystal grain size and mechanical properties. In order to have such an effect, a content of 0.01% or more is necessary. However, if it exceeds 0.1%, nonmetallic inclusions increase and surface defects are likely to occur in the product. For this reason, Al was specified in the range of 0.01 to 0.1%.
Ti acts to improve the hardenability by addition of B stably and effectively, but the effect is expected in the range of less than 0.005% and not satisfying the formula of Ti / 47.88-N / 14.01 ≧ 0. However, if it exceeds 0.05%, a large amount of nitride of Ti is generated and the toughness tends to deteriorate, so Ti was specified in the range of 0.005 to 0.05%.
[0012]
B is an element that greatly improves the hardenability of the steel material by adding a small amount, and also has the effect of strengthening the grain boundary and precipitation strengthening such as M ₂₃ (C, B) ₆ . If the addition amount is less than 0.0005%, no effect on the hardenability can be expected, and if it exceeds 0.005%, a coarse B-containing phase tends to be formed, and embrittlement tends to occur. For this reason, B was specified in the range of 0.0005 to 0.005%.
N is one of important elements for precipitating nitrides or carbonitrides and increasing the strength. The effect is exhibited by addition of 0.001% or more, but when it exceeds 0.01%, the toughness tends to deteriorate due to coarsening of nitride and age hardening due to solid solution N. For this reason, N was specified in the range of 0.001 to 0.01%.
[0013]
Since P is an element that adversely affects weld cracking and toughness, P is regulated to 0.03% or less. In addition, Preferably, it is 0.02% or less.
S affects non-metallic inclusions in the steel and deteriorates workability, and causes toughness deterioration, anisotropy and reheat cracking sensitivity. For this reason, S was specified to 0.02% or less. In addition, Preferably, it is 0.01% or less.
O causes generation of oxides that adversely affect toughness, and also generates oxides that serve as starting points for fatigue fracture, so the upper limit was specified to be 0.015%.
[0014]
In addition to these, it may be added to lower KiNaru content for the following purposes.
Cr is an element that improves hardenability and has the effect of precipitating M ₂₃ C ₆ type carbide in the matrix, and has the effect of increasing the strength and miniaturizing the carbide. If it is less than 0.01%, these effects cannot be expected sufficiently, and if it exceeds 1%, the yield strength tends to increase excessively, so Cr is desirably in the range of 0.01 to 1%. More preferably, it is 0.05 to 1%.
Mo is an element that improves hardenability, an element that causes solid solution strengthening, and an element that stabilizes M ₂₃ C ₆ type carbide in the matrix. If it is less than 0.005%, this effect cannot be expected sufficiently, and if it exceeds 1%, the yield strength tends to increase excessively and the toughness tends to deteriorate, so Mo is preferably in the range of 0.005 to 1%.
[0015]
Nb is an element that forms carbonitrides and improves strength, but if added over 0.5%, the yield strength tends to increase excessively. If it is less than 0.005%, the effect of improving the strength is hardly exhibited, so Nb is preferably in the range of 0.005 to 0.5%.
V is an element that forms carbonitrides and improves strength, but if added over 0.5%, the yield strength tends to increase excessively. If it is less than 0.01%, the effect of improving the strength is hardly exhibited, so V is preferably in the range of 0.01 to 0.5%.
[0016]
Ni is an element that improves the strength and toughness, but if added over 1%, the yield strength tends to increase excessively. If it is less than 0.005%, the effect of improving strength and toughness is hardly exhibited, so Ni is preferably in the range of 0.005 to 1%. More desirably, the content is 0.01 to 1%.
Cu is an element that improves the strength, but if added over 1%, the yield strength tends to increase excessively. If it is less than 0.01%, the effect of improving the strength is hardly exhibited, so Cu is preferably in the range of 0.01 to 1%.
[0017]
In addition, said incidental component is an example and an incidental component is not limited above.
The value according to the following formula affects the hardness after hot forming, and if the value is less than 1.0, the required hardness cannot be obtained, so the lower limit is defined as 1.0.
(0.06 + 0.4 ×% C) × (1 + 0.64 ×% Si) × (1 + 4.1 ×% Mn) × (1 + 2.33 ×% Cr) × (1 + 3.14 ×% Mo) × {1 + 1. 5 × (0.9−% C) ×% B ² } ≧ 1.0
[0018]
Next, the hot forming method will be described.
In order to make the martensitic transformation, it is necessary to have an austenite structure at the time of heating. Therefore, the heating temperature before hot forming is set to the Ac ₃ transformation point or more which becomes the austenite region. The heating method before hot forming may be any heating method such as furnace heating, induction heating, and electric heating, but it is desirable that the part to be formed has a substantially uniform temperature. On the other hand, when the hot forming start temperature is lower than the Ar ₃ transformation point, the ferrite phase appears, so that the strength after the martensitic transformation is lowered. For this reason, it is preferable that the hot forming start temperature is not less than the Ar ₃ transformation point.
[0019]
【Example】
Cast into various steel slabs having the composition of Table 1. These slabs were heated to 1200 ° C., and hot rolled into hot rolled steel sheets having a finishing temperature of 850 ° C., a winding temperature of 600 ° C., and a plate thickness of 4 mm. Some hot-rolled steel sheets were made into cold-rolled steel sheets with a thickness of 1.2 mm by cold rolling. After heating by a furnace heated to the austenite region of 950 ° C. is Ac ₃ points or more was subjected to hat-form molding by a press machine having a water-cooled mold from 900 ° C. is Ac ₃ points or more. The molding time was about 1 second, and for 10 seconds after the molding was completed, the press mold was left as it was and cooling with the mold was performed. Further, the steel plate temperature after 10 seconds was measured. With respect to the formed steel sheet, the hardness of the cross section perpendicular to the rolling direction of the cold-rolled steel sheet was measured with a Vickers hardness meter, the metal structure was observed with an optical microscope, and the martensite ratio was measured. Furthermore, after a hot rolled steel sheet having a thickness of 4 mm was heated in an austenite region at 950 ° C., which is at least Ac ₃ point, by furnace heating, an impact test was performed using a material cooled from 900 ° C. to water. The results are shown in Table 2.
[0020]
[Table 1]

[0021]
[Table 2]

[0022]
Invention Example No. 1 shown in Table 2. Nos. 1 to 7 have a martensite ratio of 90% or more, the hardness after hot forming is Hv 350 or more, the impact value at −60 ° C. is 90 J / cm ² or more, the shape freezing property is good, and the structure of an automobile Satisfies the characteristics required as a member. In contrast, in the comparative examples that are out of the scope of the present invention, the quenching hardness, impact value, and shape freezing property are deteriorated.
[0023]
Comparative Example No. Since 15 , 18 , 20 and 23 do not satisfy the formula Ti / 47.88-N / 14.01 ≧ 0, the hardenability is insufficient and the quenching hardness is not satisfied.
Comparative Example No. 8 , 10 , 12 , 13 , 14 , 16 , 17 , 18 , 19 , 20 , 21 , 24 are expressed by the formula (0.06 + 0.4 ×% C) × (1 + 0.64 ×% Si) × (1 + 4.1). ×% Mn) × (1 + 2.33 ×% Cr) × (1 + 3.14 ×% Mo) × {1 + 1.5 × (0.9−% C) ×% B ² } ≧ 1.0 is not satisfied. Therefore, this is an example in which hardenability is insufficient and quenching hardness is not satisfied.
[0024]
Comparative Example No. 8, since the amount of C is less than a specified value, an example not satisfying the quenching hardness, Comparative Example No. No. 9 is an example in which the toughness is lowered because the C content exceeds the specified value.
Comparative Example No. 10, since the amount of Si is less than a specified value, an example not satisfying the quenching hardness, Comparative Example No. No. 11 is an example in which the impact value is lowered because the Si amount exceeds the specified value.
Comparative Example No. 12 is an example not satisfying the quenching hardness because Mn amount is less than the specified value, Comparative Example No. No. 13 is an example in which the impact value is lowered because the amount of Mn exceeds the specified value.
[0025]
Comparative Example No. No. 14 has a P amount of Comparative Example No. 15 is an example in which the impact value deteriorates because the S amount exceeds the specified value.
Comparative Example No. No. 16 is an example in which the amount of Al is less than the specified value, so that deoxidation is insufficient and toughness is reduced. 17 is an example in which the amount of Al exceeds the specified value, so that the non-metallic inclusions increase and the impact value decreases.
Comparative Example No. No. 18 is an example in which the amount of Ti is less than the specified value, so that N cannot be fixed and the hardenability by B is lowered. No. 19 is an example in which since the amount of Ti exceeds the specified value, a large amount of Ti nitride is generated and the impact value is lowered.
[0026]
Comparative Example No. No. 20 is an example in which the hardenability was lowered because the B amount was less than the specified value. 21, to the amount of B exceeds the specified value, an example in which the impact value is decreased to generate a coarse B-containing phase.
Comparative Example No. No. 22 is an example in which the quenching hardness was lowered because the N amount was less than the specified value. No. 23 is an example in which the impact value decreased due to the coarsening of the nitride and age hardening with solute nitrogen because N exceeds the specified amount.
Comparative Example No. No. 19 is an example in which a large amount of oxide is generated because the amount of O exceeds the specified value, and the impact characteristics are deteriorated.
[0027]
【The invention's effect】
The steel of the present invention is a steel plate that is used for structural parts of automobile parts and has high hardenability after hot forming and high strength, and also has excellent impact characteristics and shape freezing properties, thus eliminating the need for processing steps. It is possible to contribute.

Claims

% By mass
C: 0.10 to less than 0.20%,
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.3 to 2.0%,
Al: 0.01 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
B: 0.0005 to 0.005%,
N: 0.001 to 0.010%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
O: 0.0015% or less,
Cr: 0.01-1%,
Ni: 0.005 to 1%
Balance Fe and unavoidable impurities was by Rinari, (1) and (2) steel sheet excellent in hardenability after hot molding which satisfies the equation.
Ti / 47.88-N / 14.01 ≧ 0 (1) Formula (0.06 + 0.4 ×% C) × (1 + 0.64 ×% Si) × (1 + 4.1 ×% Mn) × ( 1 + 2.33 ×% Cr) × (1 + 3.14 ×% Mo) × {1 + 1. 5 × (0.9−% C) ×% B ² } ≧ 1.0 (2)

The steel sheet according to claim 1 is Ac. _{3 Three} After heating to the austenite region above the transformation point, Ar _{3 Three} The molding process starts at a temperature above the transformation point, and is rapidly cooled by removing heat from the mold at the same time as the process. How to use steel plates.