JP3993831B2 - 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法 - Google Patents
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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およびその使用方法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、特開２０００−２３４１５３号公報（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、特開２０００−８７１８３号公報（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開２０００−３８６４０号公報（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開２００２−１４６４４０号公報（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２００２−１４６４４０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Ｈｖ４２０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】
本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：１％超〜５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、（１）式、（２）式、及び（３）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および衝撃特性に優れた鋼板。
０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１ ・・・（１）式
０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５・・・（２）式
−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋１．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５・・・（３）式
【０００７】
（２）更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．００５〜１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする前記（１）に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（３）更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする前記（１）または前記（２）に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（４）更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１％を含有することを特徴とする前記（１）から前記（３）のいずれか１に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
【０００８】
（５）質量％で、Ｓｉ：０．１５％未満に制限することを特徴とする前記（１）から前記（４）のいずれか１に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（６）前記（１）から前記（５）のいずれか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および衝撃特性に優れた鋼板の使用方法。
【０００９】
【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。冷延素材にはめっき処理が施されていてもよい。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。
【００１０】
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０．２０％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、焼入れまま状態での衝撃特性が低下するため、Ｃは０．２０〜０．３５％の範囲に規定した。尚、強度と衝撃特性のバランスを考慮すると、好ましい範囲は０．２０〜０．３０％である。
【００１１】
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、１．０％を超えると、表面スケールの問題が生じる。このため、Ｓｉは０．０１〜１．０％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。また、Ｓｉの含有量が多いと、衝撃特性や延性が低下するため、Ｓｉの添加量は０．５％以下とすることが望ましい。なお、Ｓｉ含有量を０．１５％未満に低減するとシャルピー吸収エネルギーが向上し、同時に延性脆性遷移温度も低温化させることが期待できるため、衝撃特性は向上する。このため、衝撃特性を重要視する場合のＳｉ含有量のより好ましい範囲は０．０１〜０．１５％未満である。
【００１２】
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衝撃特性が劣化するため、Ｍｎは０．３〜２．０％の範囲に規定した。なお、強度と衝撃特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。
【００１３】
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。
Ｂ添加の効果を阻止するＮによる阻害を抑制するためには、式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１を満足するＡｌを含有させる必要がある。しかし、式Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１が０．００１５を超えるＡｌを含有すると粗大なＡｌＮが生成しやすくなるため、ＡｌとＮの関係を式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５の範囲に規定した。
【００１４】
Ｎｉは、強度および衝撃特性を向上させる元素であり、特に遷移温度を低下させる効果を有するが、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とともにコストも上昇する。１％未満では衝撃特性の大きな向上効果が発揮されないため、Ｎｉは１％超〜５％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、０．１％超およびＴｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１ではＴｉの窒化物が多く生成して、衝撃特性が劣化する傾向があるため、Ｔｉは０．００５〜０．１％の範囲および式０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１の範囲に規定した。
【００１５】
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、衝撃特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。
【００１６】
Ｐは、溶接割れ性および衝撃特性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．０２％以下に規制した。なお、好ましくは、０．０１５％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、衝撃特性劣化、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０．０１％以下に規定した。なお、好ましくは、０．００５％以下である。
Ｏは、衝撃特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０．０１％に規定した。
【００１７】
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ず、また、１％を超えると降伏強度が過度に上昇するため、Ｃｒは０．０１〜１％の範囲に規定した。
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ず、１％を超えると降伏強度が過度に上昇し、また衝撃特性を劣化させるため、Ｍｏは０．００５〜１％の範囲に規定した。
【００１８】
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。０．００５％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｎｂは０．００５〜０．５％の範囲に規定した。
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。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｖは０．０１〜０．５％の範囲に規定した。
【００１９】
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。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｃｕは０．０１〜１％の範囲に規定した。
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３５未満では必要硬さが得られないため、その下限を３５に規定した。
−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋ １．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５ ７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５
【００２０】
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、熱間成形開始温度をＡｒ3 変態点以上に規定した。成形方法は通常のプレス方法と同等で良いが、マルテンサイト変態させるために、加熱した材料を金型で抜熱し急速冷却するために、水冷式金型を用いてもよい。なお、金型の温度は１００℃以下が望ましいが、２００℃程度でも急速冷却は可能である。
【００２１】
【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、Ａｒ 3 点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にて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。その条件および結果を表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
表２に示した本発明例（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１３）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Ｈｖ４２０以上、−６０℃の脆性破面率が５０％以下であり、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、脆性破面率および形状凍結性が劣化している。
比較例（Ｎｏ．１４、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３１）は、式０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１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。
【００２５】
比較例（Ｎｏ．２２）は、式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１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。比較例（Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３２）は、式Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５を満足していないため、粗大なＡｌＮが生成し、衝撃特性が劣化した例。
比較例（Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２）は、式−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋１．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５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。
【００２６】
比較例Ｎｏ．１４は、Ｃ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１５は、Ｃ量が規定値を超えているために衝撃特性が低下した例。比較例Ｎｏ．１６は、Ｓｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１７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。比較例Ｎｏ．１８は、Ｍｎ量が規定値に達していないために焼入れ性が低下し焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１９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。
【００２７】
比較例Ｎｏ．２０はＰ量が、比較例Ｎｏ．２１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。
比較例Ｎｏ．２２は、Ａｌ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２３は、Ａｌ量が規定値を超えているために多くの非金属介在物が生成し、また粗大なＡｌＮが生成したために衝撃特性が低下した例。
【００２８】
比較例Ｎｏ．２４は、Ｎｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２５は、Ｎｉ量が規定値を超えているために降伏強度が高くなり形状凍結性が劣化した例。
比較例Ｎｏ．２６は、Ｔｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２７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て、衝撃特性が劣化した例。
【００２９】
比較例Ｎｏ．２８は、Ｂ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２９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、衝撃特性が劣化した例。
比較例Ｎｏ．３０は、Ｎ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．３１は、Ｎ量が規定値を超えているために粗大な窒化物の生成および固溶Ｎによる時効硬化により、衝撃特性が劣化した例。
【００３０】
比較例Ｎｏ．３２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。
比較例Ｎｏ．３３は、加熱温度がＡｃ3 変態点を超えていないために、十分な焼入れが行えず焼入れ硬さが不足し、衝撃特性も低下した例。
比較例Ｎｏ．３４は、成形開始温度はＡｒ3 変態点を下回ったために、フェライト変態が生じ十分な焼入れが行えず焼入れ硬さが不足し、衝撃特性も低下した例である。
【００３１】
【発明の効果】
以上述べたように、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。
【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およびその使用方法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、特開２０００−２３４１５３号公報（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、特開２０００−８７１８３号公報（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開２０００−３８６４０号公報（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開２００２−１４６４４０号公報（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２００２−１４６４４０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Ｈｖ４２０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】
本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：１％超〜５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、（１）式、（２）式、及び（３）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および衝撃特性に優れた鋼板。
０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１ ・・・（１）式
０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５・・・（２）式
−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋１．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５・・・（３）式
【０００７】
（２）更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．００５〜１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする前記（１）に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（３）更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする前記（１）または前記（２）に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（４）更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１％を含有することを特徴とする前記（１）から前記（３）のいずれか１に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
【０００８】
（５）質量％で、Ｓｉ：０．１５％未満に制限することを特徴とする前記（１）から前記（４）のいずれか１に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
（６）前記（１）から前記（５）のいずれか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および衝撃特性に優れた鋼板の使用方法。
【０００９】
【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。冷延素材にはめっき処理が施されていてもよい。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。
【００１０】
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０．２０％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、焼入れまま状態での衝撃特性が低下するため、Ｃは０．２０〜０．３５％の範囲に規定した。尚、強度と衝撃特性のバランスを考慮すると、好ましい範囲は０．２０〜０．３０％である。
【００１１】
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、１．０％を超えると、表面スケールの問題が生じる。このため、Ｓｉは０．０１〜１．０％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。また、Ｓｉの含有量が多いと、衝撃特性や延性が低下するため、Ｓｉの添加量は０．５％以下とすることが望ましい。なお、Ｓｉ含有量を０．１５％未満に低減するとシャルピー吸収エネルギーが向上し、同時に延性脆性遷移温度も低温化させることが期待できるため、衝撃特性は向上する。このため、衝撃特性を重要視する場合のＳｉ含有量のより好ましい範囲は０．０１〜０．１５％未満である。
【００１２】
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衝撃特性が劣化するため、Ｍｎは０．３〜２．０％の範囲に規定した。なお、強度と衝撃特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。
【００１３】
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。
Ｂ添加の効果を阻止するＮによる阻害を抑制するためには、式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１を満足するＡｌを含有させる必要がある。しかし、式Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１が０．００１５を超えるＡｌを含有すると粗大なＡｌＮが生成しやすくなるため、ＡｌとＮの関係を式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５の範囲に規定した。
【００１４】
Ｎｉは、強度および衝撃特性を向上させる元素であり、特に遷移温度を低下させる効果を有するが、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とともにコストも上昇する。１％未満では衝撃特性の大きな向上効果が発揮されないため、Ｎｉは１％超〜５％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、０．１％超およびＴｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１ではＴｉの窒化物が多く生成して、衝撃特性が劣化する傾向があるため、Ｔｉは０．００５〜０．１％の範囲および式０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１の範囲に規定した。
【００１５】
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、衝撃特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。
【００１６】
Ｐは、溶接割れ性および衝撃特性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．０２％以下に規制した。なお、好ましくは、０．０１５％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、衝撃特性劣化、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０．０１％以下に規定した。なお、好ましくは、０．００５％以下である。
Ｏは、衝撃特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０．０１％に規定した。
【００１７】
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ず、また、１％を超えると降伏強度が過度に上昇するため、Ｃｒは０．０１〜１％の範囲に規定した。
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ず、１％を超えると降伏強度が過度に上昇し、また衝撃特性を劣化させるため、Ｍｏは０．００５〜１％の範囲に規定した。
【００１８】
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。０．００５％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｎｂは０．００５〜０．５％の範囲に規定した。
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。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｖは０．０１〜０．５％の範囲に規定した。
【００１９】
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。０．０１％未満では強度向上の効果が発揮されないため、Ｃｕは０．０１〜１％の範囲に規定した。
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３５未満では必要硬さが得られないため、その下限を３５に規定した。
−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋ １．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５ ７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５
【００２０】
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、熱間成形開始温度をＡｒ3 変態点以上に規定した。成形方法は通常のプレス方法と同等で良いが、マルテンサイト変態させるために、加熱した材料を金型で抜熱し急速冷却するために、水冷式金型を用いてもよい。なお、金型の温度は１００℃以下が望ましいが、２００℃程度でも急速冷却は可能である。
【００２１】
【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、Ａｒ 3 点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にて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。その条件および結果を表２に示す。
【００２２】
【表１】
【表２】
表２に示した本発明例（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１３）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Ｈｖ４２０以上、−６０℃の脆性破面率が５０％以下であり、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、脆性破面率および形状凍結性が劣化している。
比較例（Ｎｏ．１４、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３１）は、式０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１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。
【００２５】
比較例（Ｎｏ．２２）は、式０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１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。比較例（Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３２）は、式Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５を満足していないため、粗大なＡｌＮが生成し、衝撃特性が劣化した例。
比較例（Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２）は、式−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋１．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５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。
【００２６】
比較例Ｎｏ．１４は、Ｃ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１５は、Ｃ量が規定値を超えているために衝撃特性が低下した例。比較例Ｎｏ．１６は、Ｓｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１７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。比較例Ｎｏ．１８は、Ｍｎ量が規定値に達していないために焼入れ性が低下し焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．１９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。
【００２７】
比較例Ｎｏ．２０はＰ量が、比較例Ｎｏ．２１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。
比較例Ｎｏ．２２は、Ａｌ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２３は、Ａｌ量が規定値を超えているために多くの非金属介在物が生成し、また粗大なＡｌＮが生成したために衝撃特性が低下した例。
【００２８】
比較例Ｎｏ．２４は、Ｎｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２５は、Ｎｉ量が規定値を超えているために降伏強度が高くなり形状凍結性が劣化した例。
比較例Ｎｏ．２６は、Ｔｉ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２７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て、衝撃特性が劣化した例。
【００２９】
比較例Ｎｏ．２８は、Ｂ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．２９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、衝撃特性が劣化した例。
比較例Ｎｏ．３０は、Ｎ量が規定値に達していないために焼入れ硬さが不足した例。比較例Ｎｏ．３１は、Ｎ量が規定値を超えているために粗大な窒化物の生成および固溶Ｎによる時効硬化により、衝撃特性が劣化した例。
【００３０】
比較例Ｎｏ．３２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。
比較例Ｎｏ．３３は、加熱温度がＡｃ3 変態点を超えていないために、十分な焼入れが行えず焼入れ硬さが不足し、衝撃特性も低下した例。
比較例Ｎｏ．３４は、成形開始温度はＡｒ3 変態点を下回ったために、フェライト変態が生じ十分な焼入れが行えず焼入れ硬さが不足し、衝撃特性も低下した例である。
【００３１】
【発明の効果】
以上述べたように、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。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．２０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｉ：１％超〜５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｏ ：０．０１％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、（１）式、（２）式、及び（３）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および衝撃特性に優れた鋼板。
０≦Ｔｉ／４７．８８−Ｎ／１４．０１≦０．００１ ・・・（１）式
０≦Ａｌ／２６．９８−Ｎ／１４．０１≦０．００１５・・・（２）式
−２８．８×％Ｃ2 ＋３８．０×％Ｃ＋１．７×％Ｓｉ＋７．５×％Ｍｎ＋１．４×％Ｎｉ＋４３．２×％Ｃｒ＋８．７×％Ｃｕ−５３．５×％Ｓ−５７．１×％Ｐ＋１７．９≧３５・・・（３）式 - 更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．００５〜１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
- 更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１％を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
- 質量％で、Ｓｉ：０．１５％未満に制限することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板。
- 請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の鋼板を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および衝撃特性に優れた鋼板の使用方法。
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