JP5369713B2

JP5369713B2 - 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法

Info

Publication number: JP5369713B2
Application number: JP2009016084A
Authority: JP
Inventors: 聡雄小林; 義正船川; 誠之景山; 徹夫山本
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-01-28
Filing date: 2009-01-28
Publication date: 2013-12-18
Anticipated expiration: 2029-01-28
Also published as: JP2010174281A

Description

本発明は、ダイとパンチからなる金型内で加熱された鋼板を加工すると同時に急冷して高強度化の図られるホットプレス部材、特に、1470〜1750MPaの引張強度TSと9.5%以上の全伸びElを有する延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法に関する。

従来より、自動車などに用いられる構造部材は、所望の強度を有する鋼板をプレス加工して製造されている。近年、自動車車体の軽量化の要請に基づき、素材である鋼板としては、例えば板厚が1.0〜4.0mm程度の高強度鋼板が望まれているが、鋼板を高強度化すればするほどその加工性は劣化し、鋼板を所望の部材形状に加工することが困難になる。

そこで、特許文献1に記載されているような、加熱された鋼板を金型内で加工すると同時に急冷して高強度化を図るホットプレスと呼ばれる(ダイクエンチとも呼ばれる)構造部材の製造方法が注目され、1.0〜1.5GPaのTSを必要とする一部の部材では実用化されている。この方法では、鋼板を950℃前後に加熱した後高温で加工するため、冷間プレスにおける加工性の問題が軽減され、また、水冷された金型により焼入れるため、変態組織を利用して部材を高強度化でき、素材である鋼板の合金元素の添加量を削減できるというメリットがある。

一方、自動車に用いられる構造部材には、ドアガードやサイドメンバーのように、自動車の衝突時の安全性を確保する観点から、高い延性が要求されるものもある。しかし、特許文献1に記載されているような従来のホットプレス部材は、延性が十分でなく、こうした要求を満足していない。

最近、特許文献2には、フェライト+オーステナイトの2相となる温度域でホットプレスを行い、ホットプレス後の組織を面積率で40〜90%のフェライトと10〜60%のマルテンサイトの2相組織とし、780〜1180MPa級のTSと10〜20%のElを有する延性に優れたホットプレス部材が提案されている。

英国特許第1490535号公報特開2007-16296号公報

しかしながら、特許文献2に記載のホットプレス部材では、高々1270MPa程度のTSしか得られず、自動車車体のさらなる軽量化を図る上で十分な強度を有しているとはいいがたい。さらに、特許文献2の製造方法を応用して1300MPa以上のTSを有するホットプレス部材を製造する場合、適正なホットプレス前加熱温度の範囲が狭く、安定した材質を得ることが困難である。この傾向は強度が高いほど、すなわちC量が高いほど顕著になり、特にTSが1470MPa以上の場合には材質が極めて不安定になる。

本発明は、1470〜1750MPaのTSと9.5〜12%程度のElを有する延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいうホットプレス部材のTSとElとは、ホットプレス後の部材を構成する鋼板のTSとElのことである。

本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。

i) 組成の適正化を図り、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が90〜100%であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が8μm以下であるミクロ組織にすることにより、1470〜1750MPaのTSで、9.5〜12%程度のElを有するホットプレス部材とすることができる。

ii) それには、ホットプレス部材用鋼板として、旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、あるいは平均粒径が15μm以下であるミクロ組織を有する冷延鋼板を用い、オーステナイト単相域の低温度域、すなわちAc₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域に加熱後ホットプレスすることが有効である。

本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.22〜0.29%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が90〜100%であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が8μm以下であるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れたホットプレス部材を提供する。

本発明のホットプレス部材には、さらに、質量%で、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有させることができる。さらにまた、質量%で、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、B:0.0005〜0.05%や、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。

本発明は、また、ホットプレス部材用鋼板として、上記の組成を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、あるいは平均粒径が15μm以下であるミクロ組織を有する冷延鋼板を提供する。

本発明のホットプレス部材は、本発明のホットプレス部材用鋼板を、10℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、Ac₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域に1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを行う方法により製造できる。

このとき、ホットプレス中に、パンチを下死点にて1〜60秒間保持し、3〜400℃/秒の冷却速度にて部材を冷却したり、ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが好ましい。

本発明により、1470〜1750MPaのTSと9.5〜12%程度のElを有する延性に優れたホットプレス部材を製造できるようになった。本発明のホットプレス部材は、自動車のドアガードやサイドメンバーのような衝突時の安全性を確保するための構造部材に好適である。

以下、本発明を具体的に説明する。なお、組成に関する「%」表示は特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。

1) ホットプレス部材
1-1) 組成
C:0.22〜0.29%
Cは、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のTSを1470MPa以上にするには、その量を0.22%以上とする必要がある。一方、C量が0.29%を超えると、TSを1750MPa以下とすることが困難となる。したがって、C量は0.22〜0.29%とする。

Si:0.05〜2.0%
Siは、C同様、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のTSを1470MPa以上にするには、その量を0.05%以上とする必要がある。一方、Si量が2.0%を超えると、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が著しく増大するとともに、圧延荷重が増大したり、熱延鋼板の延性の劣化を招く。さらに、Si量が2.0%を超えると、ZnやAlを主体としためっき皮膜を鋼板表面に形成するめっき処理を施す際に、めっき処理性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、Si量は0.05〜2.0%とする。

Mn:0.5〜3.0%
Mnは、フェライト変態を抑制して焼入れ性を向上させるのに効果的な元素であり、また、Ac₃変態点を低下させるので、ホットプレス前の加熱温度を低下するにも有効な元素である。このような効果の発現のためには、その量を0.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜3.0%とする。

P:0.05%以下
P量が0.05%を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下するとともに、靭性も著しく低下する。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、過度の脱P処理はコスト高を招くので、P量は0.001%以上とすることが好ましい。

S:0.05%以下
S量が0.05%を超えると、ホットプレス部材の靭性が低下する。したがって、S量は0.05%以下とする。

Al:0.005〜0.1%
Alは、鋼の脱酸剤として添加される。こうした効果の発現のためには、Al量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。

N:0.01%以下
N量が0.01%を超えると、熱間圧延時やホットプレス前の加熱時にAlNの窒化物を形成し、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、N量は0.01%以下とする。

残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、B:0.0005〜0.05%や、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。

Ni:0.01〜5.0%
Niは、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためには、Ni量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Ni量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。

Cu:0.01〜5.0%
Cuは、Ni同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためには、Cu量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Cu量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。

Cr:0.01〜5.0%
Crは、CuやNi同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためには、Cr量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Cr量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。

Mo:0.01〜3.0%
Moは、Cu、NiやCr同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。また、結晶粒の成長を抑制し、細粒化により靭性を向上させる効果も有する。こうした効果の発現のためには、Mo量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Mo量が3.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は3.0%とすることが好ましい。

Ti:0.005〜3.0%
Tiは、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、次に述べるBよりも優先して窒化物を形成して、固溶Bによる焼入れ性の向上効果を発揮させるのに有効な元素でもある。こうした効果の発現のためには、Ti量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Ti量が3.0%を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。

Nb:0.005〜3.0%
Nbは、Ti同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためには、Nb量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Nb量が3.0%を超えると、炭窒化物の析出が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。

V:0.005〜3.0%
Vは、TiやNb同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとなって耐水素脆性を高める。こうした効果の発現のためには、V量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、V量が3.0%を超えると、炭窒化物の析出が顕著になり、延性が著しく低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。

W:0.005〜3.0%
Wは、V同様、鋼の強化、靭性の向上、耐水素脆性の向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためには、W量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、W量が3.0%を超えると、延性が著しく低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。

B:0.0005〜0.05%
Bは、ホットプレス時の焼入れ性やホットプレス後の靭性向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためには、B量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、B量が0.05%を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れなどが生じるので、その上限は0.05%とすることが好ましい。

REM:0.0005〜0.01%
REMは、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためには、REM量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、REM量が0.01%を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。

Ca:0.0005〜0.01%
Caは、REMと同様に、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためには、Ca量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Ca量が0.01%を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。

Mg:0.0005〜0.01%
Mgも、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性を向上させたり、他元素との複合析出物や複合晶出物を生成し、耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためには、Mg量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Mg量が0.01%を超えると、粗大酸化物や硫化物を生成して延性が低下するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。

1-2) ミクロ組織
1470〜1750MPaのTSと9.5〜12%程度のElを確保するには、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が90〜100%であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が8μm以下であるミクロ組織にする必要がある。マルテンサイト相の面積率が90%未満になると1470MPa以上のTSが確保できず、旧オーステナイト粒の平均粒径が8μmを超えると9.5%以上のElが確保しにくくなる。特に、旧オーステナイト粒の平均粒径を5μm以下にすることにより、11%以上のElが確実に達成される。このため、マルテンサイト相は面積率で90%以上とする。より好ましくは96%以上であり、100%であってもよい。また、旧オーステナイト粒の平均粒径は8μm以下とする。より好ましくは5μm以下である。

なお、マルテンサイト相以外に、ベイナイト相、残留オーステナイト相、セメンタイト相、パーライト相およびフェライト相のうちの少なくとも１種の相を面積率で10%以下の範囲で含有しても、本発明の効果が損なわれることはない。

ここで、本願での旧オーステナイト粒の平均粒径は、JIS G 0551(2005)に準じて測定した。また、ミクロ組織にマルテンサイト相以外の相を含む場合にマルテンサイト相あるいはそれ以外の相の割合を求める方法については、組織写真を画像解析してマルテンサイト相あるいはさらにそれ以外の相の面積率を求めるものとする。

2) ホットプレス部材用鋼板
ホットプレス部材用鋼板には、上記のホットプレス部材の組成を有し、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、あるいは平均粒径(フェライト相の平均粒径、あるいはさらに第2相を含む場合にはフェライト相と第2相の平均粒径)が15μm以下であるミクロ組織を有する冷延鋼板を用いることができる。これは、旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下の熱延鋼板、冷間圧延組織からなる冷間圧延ままの鋼板、あるいは平均粒径が15μm以下である冷延鋼板を、Ac₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域に加熱してホットプレスすることにより、ホットプレス部材の旧オーステナイト粒の平均粒径を8μm以下にすることができ、9.5%以上のElが確実に得られるためである。なお、冷延鋼板には多くの場合フェライト相にセメンタイト相が析出しているが、平均粒径を求める際は、セメンタイト相を無視してフェライト相のみに着目して粒度を求め、平均粒径を算出した。また、一部の冷延鋼板(焼鈍温度がAc₁変態点を超えたもの)ではフェライト相に加えて第2相が混じる。この第2相とは焼鈍時の冷却の過程で生じるマルテンサイト相、ベイナイト相、あるいは両者が混合した相のことである。この場合に平均粒径を求める際は、フェライト粒と第2相粒(旧オーステナイト粒に相当)の全体の平均粒径を求めた。

また、本発明でベイナイト相主体のミクロ組織とは、ベイナイト相を面積率で60％以上有するミクロ組織を意味する。なお、上記範囲でベイナイト相を有するのであれば、ベイナイト相以外の組織は特に限定する必要はない。ここで、本願での熱延鋼板の旧オーステナイト粒の平均粒径、冷延鋼板の平均粒径は、JIS G 0551(2005)に準じて測定した。

旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、あるいは平均粒径が15μm以下である冷延鋼板を使用することで、ホットプレス部材の旧オーステナイト粒の平均粒径を8μm以下にすることができる理由については、必ずしも明確ではないものの、ホットプレス前の加熱時にオーステナイト化する際に、ベイナイト相中の微細な炭化物や粒界や歪の蓄積部分が核生成サイトとして働くため、加熱前の鋼板に微細炭化物を多く導入したり、加熱前の鋼板の粒径を小さくしたり、冷間圧延で歪を導入したりすることで、核生成サイトの数が増加し、ホットプレス前の加熱時にオーステナイト粒が細粒化するものと考えられる。特に、加熱速度が大きくなった場合には、働きにくい核生成サイトも有効に活用できるので、一層の細粒化が可能となる。

ここで、旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織とした熱延鋼板は、例えば、仕上げ圧延入り側温度を1050℃以下、仕上げ圧延温度をAr₃変態点〜(Ar₃変態点+30)℃としてなるべくAr₃変態点近傍に制御し、冷却条件や巻取り温度はベイナイト組織とするための通常どおりの設定で製造でき、例えば、仕上圧延直後から冷却を開始し、400〜550℃程度の巻取温度とすることで製造できる。冷間圧延組織からなるミクロ組織とした冷間圧延したままの鋼板は、通常の熱延条件で製造した熱延鋼板を冷間圧延して製造できる。冷間圧延時の圧下率(冷圧率ともいう)は、ホットプレス部材の旧オーステナイト粒を8μm以下にする上で、40%以上が好ましく、60%以上がさらに好ましい。なお、冷圧率は、あまり大きくなると生産性が低下するため、85%以下が好ましい。フェライト相の平均粒径(第2相を含む場合にはフェライト相と第2相の平均粒径)が15μm以下である冷延鋼板は、例えば、連続焼鈍ラインの焼鈍温度を(Ac₁変態点-50)℃以下と低めに設定して製造するのが比較的容易である。この焼鈍温度よりも高い(Ac₁変態点-50)℃〜Ac₁変態点に設定しても製造可能であるが、その場合は焼鈍前の冷圧率を約(目安として)65%以上に高くするなどの制約が必要となる。また、さらに焼鈍温度を高くしてAc₁変態点超としてもAc₁変態点を少し超える程度なら製造可能であるが、冷圧率を約75%以上とするなど、さらに制約が厳しくなる。なお、この場合、焼鈍後の冷延鋼板の組織にはAc₁変態点を超える度合いに応じて第2相が含まれる。Ac₁変態点をあまり大きく超えると第2相があまりに多くなり、硬くなるので、鋼板の取り扱いに不利となるため、Ac₁変態点以下とすることが好ましい。また、これらの鋼板の表面には、ZnやAlを主体としためっき皮膜を形成することもできる。ZnやAlを主体としためっき皮膜の形成には、通常の方法を適用できる。なお、Znを主体とするめっき皮膜とは、Al:0.001〜0.5%、Fe:0.001〜20%を含有するZn系めっき皮膜であり、Si、Mn、Cr、Ni等を含有させることもできる。また、Alを主体とするめっき皮膜とは、Si:1〜15%、Mg:0.5〜10%を含有するAl系めっき皮膜であり、Zn:1〜60%を添加することもできる。このように、ZnやAlを主体としためっき鋼板を用いることで、加熱時やホットプレス時にスケールの生成を抑制でき、ショットブラストなどのスケール除去の工程を設ける必要がなく、生産性を向上できる。

3) ホットプレス条件
本発明のホットプレス部材は、上記のホットプレス部材用鋼板を、10℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、Ac₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域で1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを行う方法により製造できる。

加熱速度を10℃/秒以上としたのは、10℃/秒より遅いと、生産性が低下するとともに、加熱時にオーステナイト粒の細粒化が図れず、焼入れ後に1470〜1750MPaのTSと9.5〜12%程度のElが得られないためである。部材の旧オーステナイト粒を細かくする上では、加熱速度は速い方が好ましいため、より好ましくは100℃/秒以上とする。

加熱温度をAc₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域としたのは、Ac₃変態点を下回った場合には、焼入れ後にフェライト相が生成して1470MPa以上のTSが得られず、逆に(Ac₃変態点+50)℃を上回った場合には、オーステナイト粒が粗大化して9.5%以上のElが得らないためである。なお、焼入れ後のマルテンサイト相の面積率が90%以上であれば1470MPa以上のTSが得られるので、面積率で0〜10%のフェライト相などの第2相が混在することは許容される。

保持時間を1〜600秒間としたのは、1秒間未満だと、加熱時に十分な量のオーステナイト相が生成しないためマルテンサイト相による高強度化を図れず、600秒間を超えると、オーステナイト粒が粗大化して9.5%以上のElが得らないためである。より好ましくは、1〜300秒間である。

ホットプレス時の温度を550℃以上としたのは、550℃未満だと、冷却過程で軟質なフェライト相やベイナイト相が過剰に生成して1470MPa以上のTS確保が困難になるためである。

なお、ホットプレス中に、パンチを下死点にて1〜60秒間保持し、ダイとパンチを用いて冷却し、あるいはさらに空冷を組み合わせて3〜400℃/秒の冷却速度にて部材を冷却したり、ホットプレス後に部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが、生産性の向上や1470MPa以上のTS確保の観点から好ましい。

表1に示す条件の鋼板No.A〜Oを、表2に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜20を作製した。なお、表1に示すAc₃変態点は、Ac₃変態点を表す経験式である次の式より求めた。

Ac₃変態点=881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。

また、表1に発明範囲内として示す熱延鋼板は、ベイナイト相主体のミクロ組織を有するものであった。

ホットプレスで使用した金型はパンチ幅70mm、パンチ肩R4mm、ダイ肩R4mmで、成形深さは30mmである。加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス(開始)温度から150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を1〜60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。また、一部部材(部材No.19)は、ホットプレスでの成形直後に金型より取り出し、空気を用いて強制冷却した。このとき、これら冷却における冷却速度は、プレス温度から200℃までの平均の冷却速度とした。なお、鋼板No.Dは、冷間圧延後、CGLラインで焼鈍と溶融亜鉛めっき処理を行った、冷延鋼板の表面に亜鉛めっき皮膜を有する亜鉛めっき鋼板である。また、鋼板No.C、Dは、フェライト相およびセメンタイト相からなり、平均粒径としてはフェライト相の平均粒径を求めた。

そして、作製したホットプレス部材のハット底部の位置からJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、TS、Elを測定した。なお、引張試験片の加工の際には、通常の機械加工で仕上げた後、平行部およびR部を#300〜#1500のペーパーで研磨し、さらにダイヤモンドペーストでバフ研磨して、機械加工による損傷を除去した。これは、TSが本願のような超高強度のレベルでは、通常の機械加工のみでは引張試験時に機械加工による損傷部分(小さなキズなど)から早期破断が起こり、本来のTSやElが評価できないためである。また、引張試験片の採取位置近傍の組織を、上記の方法により調査した。

結果を表2に示す。本発明であるホットプレス部材No.1、5〜7、10〜16、18〜20は、TSが1470〜1750MPaで、Elが9.5〜12%程度であり、高強度で延性に優れたホットプレス部材であることがわかる。

Claims

質量%で、C:0.22〜0.29%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が90〜100%であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が8μm以下であるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れたホットプレス部材。
さらに、質量%で、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載の延性に優れたホットプレス部材。
さらに、質量%で、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の延性に優れたホットプレス部材。
さらに、質量%で、B:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の延性に優れたホットプレス部材。
さらに、質量%で、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の延性に優れたホットプレス部材。
質量%で、C:0.22〜0.29%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下であるベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板であることを特徴とする延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
質量%で、C:0.22〜0.29%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均粒径が15μm以下であるミクロ組織を有する冷延鋼板であることを特徴とする延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
さらに、質量%で、B:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項6または7に記載の延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
質量%で、C:0.22〜0.29%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板であることを特徴とする延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
さらに、質量%で、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項6〜9のいずれか1項に記載の延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
さらに、質量%で、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項6〜10のいずれか1項に記載の延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
さらに、質量%で、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項6〜11のいずれか1項に記載の延性に優れたホットプレス部材用鋼板。
請求項6〜12のいずれか1項に記載の鋼板を、10℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、Ac₃変態点〜(Ac₃変態点+50)℃の温度域に1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを行うことを特徴とする延性に優れたホットプレス部材の製造方法。
ホットプレス中に、パンチを下死点にて1〜60秒間保持し、3〜400℃/秒の冷却速度にて部材を冷却することを特徴とする請求項13に記載の延性に優れたホットプレス部材の製造方法。
ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することを特徴とする請求項13に記載の延性に優れたホットプレス部材の製造方法。