JP5870961B2 - Warm press forming method - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板をプレス成形した場合に生じる、スプリングバックなどの形状変化による寸法精度不良を抑制すると共に、プレス成形性（プレス割れ防止、しわ抑制）も向上させることができる温間プレス成形方法に関するものである。 The present invention suppresses dimensional accuracy defects caused by shape changes such as springback, which occur when press-molding high-strength steel sheets, and can also improve press formability (press crack prevention, wrinkle control). The present invention relates to a molding method.
燃費向上を目的とした車体の軽量化と、乗員保護のための衝突安全性向上を両立させるため、車両部品への高強度鋼板の適用が進められている。しかしながら、高強度鋼板は、一般にプレス成形性に劣り、また金型離型後の弾性回復による形状変化（スプリングバック）が大きく、寸法精度不良が発生しやすいため、プレス成形を適用できる部品が限られているのが現状である。 High-strength steel sheets are being applied to vehicle parts in order to achieve both weight reduction of the vehicle body for the purpose of improving fuel efficiency and improvement of collision safety for occupant protection. However, high-strength steel sheets are generally inferior in press formability, have a large shape change (spring back) due to elastic recovery after mold release, and are prone to dimensional accuracy, so the parts to which press forming can be applied are limited. This is the current situation.
そのため、プレス成形性の改善および形状凍結性の向上（スプリングバックの減少）を目的として、特許文献１には、鋼板を所定温度に加熱した後にプレス成形する、熱間プレス成形を高強度鋼板に適用した例が開示されている。この熱間プレス成形は、冷間プレス成形よりも高い温度で成形することによって、プレス成形する際の鋼板の変形抵抗を低下させ、換言すれば変形能力を向上させて、形状凍結性の向上を、プレス割れの防止と共に達成しようとする技術である。
Therefore, for the purpose of improving press formability and shape freezing property (decreasing spring back),
しかしながら、特許文献１の技術では、成形中、加熱した鋼板（以下、ブランクとも呼ぶ）の縁部をダイ金型とブランクホルダ（しわ押さえ）により挟圧するので、ブランクの縁部とそれ以外の部分とでは金型等との接触時間に差が生じる。また、接触した部分のブランク温度はプレス成形中に降下することから、上記した金型等との接触時間の差などの影響により、成形直後のプレス成形品（以下、パネルとも呼ぶ）内で不均一な温度分布が生じる。その結果、特に高強度鋼板が適用される自動車骨格部品などでは、熱間プレス成形後の空冷中にパネル形状が変化し、十分満足のいく寸法精度のパネルが得られないという問題が生じていた。
However, in the technique of
また、ブランクと上記したダイ金型等が接触すると、急激に温度が低下するため、成形途中の段階で、ブランク内には温度差が生じることになる。このとき、ブランク内の温度が高い部分では、強度が相対的に低く、その反面、延性は相対的に高くなるので、ブランクを所定の形状に成形する際、この温度の高い部分にひずみが集中し、特にしわ押さえ力を大きくする必要がある場合などには、ネッキングや割れが発生するという問題も生じていた。 Further, when the blank and the above-described die mold come into contact with each other, the temperature rapidly decreases, so that a temperature difference occurs in the blank during the molding. At this time, since the strength is relatively low in the high temperature portion of the blank, and the ductility is relatively high, strain is concentrated in the high temperature portion when the blank is formed into a predetermined shape. However, particularly when it is necessary to increase the wrinkle holding force, there is a problem that necking or cracking occurs.
このような問題を解決する方法として、特許文献２には、鋼板をＡc3点から融点までの温度範囲に加熱した後、鋼よりも熱伝導率が小さい材料で構成されたしわ押さえ部及びダイのフランジ部を有する金型を用いて、フェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイト変態のいずれもが生じる温度より高い温度で前記鋼板の成形を開始し、この成形後に急冷する熱間成形方法が開示されている。
この技術は、鋼よりも熱伝導率が小さい材料をしわ押さえ部やダイ金型に適用することで、成形中のブランク内での温度差を低減し、これによって、ネッキングや割れを防止してプレス成形性を向上しようとする技術である。
As a method for solving such a problem,
This technology reduces the temperature difference in the blank during molding by applying a material with lower thermal conductivity than steel to the wrinkle holding part and die mold, thereby preventing necking and cracking. This is a technique for improving press formability.
しかしながら、特許文献２の技術では、鋼板をＡc3点以上のオーステナイト域にまで加熱し、冷却時に焼入れ・相変態を伴うため、成形前後で鋼板の組織が変化しやすく、プレス成形品において強度や延性といった引張特性のバラツキが大きいという問題があった。
However, in the technique of
また、特許文献２の技術では、しわ押さえ部及びダイのフランジ部の全体に熱伝導性の小さい材料を使用する必要があるので、コストが高く、また金型の一部に割れや摩耗が生じた場合であっても全体を取り替える必要があるため、メンテナンスに必要なコストや作業量も増大するという問題があった。
Further, in the technique of
本発明は、上記の問題を解決するために開発されたもので、スプリングバックなどの形状変化を抑制してパネルの寸法精度を向上させると共に、プレス成形性を向上させ、さらにはプレス成形品において所望の機械的特性を容易に得ることができる温間プレス成形方法を提供することを目的とする。 The present invention has been developed to solve the above-mentioned problems, and suppresses a shape change such as a spring back to improve the dimensional accuracy of the panel, improve the press formability, and further in the press-formed product. It is an object of the present invention to provide a warm press molding method capable of easily obtaining desired mechanical characteristics.
さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく、従来の熱間プレス成形では、高強度鋼板を適用する場合にオーステナイト域にまで加熱する必要があった鋼板の加熱温度を、オーステナイト変態温度よりも低くすることを試みた。 Now, in order to solve the above problems, the inventors have determined the heating temperature of the steel sheet that had to be heated to the austenite region when applying a high-strength steel sheet in the conventional hot press forming, the austenite transformation temperature. Tried to lower than.
それと同時に、スプリングバックによる形状変化と、成形中におけるブランクのネッキングや割れの発生に関し、さらに詳しい原因を解明すべく、一連の成形工程におけるブランクと金型等との接触状態とブランク内の温度変化との関係について、綿密な調査を行った。 At the same time, in order to elucidate the detailed cause of the shape change due to springback and the occurrence of necking and cracking of the blank during molding, the contact state between the blank and the mold in a series of molding processes and the temperature change in the blank A thorough investigation was conducted on the relationship.
その結果、成形中、ポンチ金型の肩部やダイ金型の肩部と接触するブランクの部位では、これらの金型から受ける接触面圧が特に高くなるために温度低下が大きく、当該部位を起点とした温度低下が、パネルの形状変化の原因となる成形直後のパネル内での不均一な温度分布、さらにはネッキングや割れの原因となる成形途中でのブランク内の温度差の主な要因となるとの知見を得た。 As a result, during molding, in the blank part that contacts the shoulder of the punch mold and the shoulder of the die mold, the contact surface pressure received from these molds is particularly high, so the temperature drop is large, The main cause of the temperature difference in the blank in the middle of molding, which is the cause of necking and cracking, as well as non-uniform temperature distribution in the panel immediately after molding, which causes the shape change of the panel due to the temperature drop starting from the starting point The knowledge that it becomes.
そこで、発明者らは、上記の知見を基に、ポンチ金型の肩部やダイ金型の肩部と接触するブランクの部位での温度低下を抑制し、さらにはコストやメンテナンス性の面でも有利となる条件を見出すべく、種々の成形方法・成形条件について、さらに鋭意検討を重ねた。
その結果、高強度鋼板を、フランジ部をそなえるプレス成形品に成形するに際し、
（１）鋼板をいわゆる温間成形温度域に加熱したのち、
（２）ポンチとダイの組み合わせになるプレス機を用いて成形し、その際、ポンチ金型の肩部とダイ金型の肩部に、鋼板よりも熱伝導率が低い材料を埋め込み、そのポンチ金型とダイ金型を用いる、
ことにより、所期した目的を有利に達成できるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
Therefore, based on the above knowledge, the inventors have suppressed the temperature drop at the blank portion that is in contact with the shoulder portion of the punch die and the shoulder portion of the die die, and also in terms of cost and maintainability. In order to find an advantageous condition, the present inventors have further studied diligently about various molding methods and molding conditions.
As a result, when forming a high-strength steel sheet into a press-molded product having a flange portion,
(1) After heating the steel plate to the so-called warm forming temperature range,
(2) Forming using a press that is a combination of punch and die, and embedding a material having a lower thermal conductivity than the steel plate in the shoulder of the punch die and the shoulder of the die die. Use mold and die mold,
As a result, it was found that the intended purpose can be achieved advantageously.
The present invention is based on the above findings.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．引張強さが440MPa以上である鋼板を、フランジ部をそなえるプレス成形品に成形するに当たり、
該鋼板を400℃以上Ａc1点以下の温度域に加熱したのち、ポンチとダイの組み合わせになるプレス機を用いて成形するものとし、その際、該鋼板と接触して該鋼板を変形させるポンチ金型とダイ金型の肩部に、該鋼板よりも熱伝導率が低い材料を埋め込んだポンチ金型とダイ金型を用いる、
ことを特徴とする温間プレス成形方法。
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. When forming a steel plate with a tensile strength of 440 MPa or more into a press-molded product with a flange,
The steel sheet is heated to a temperature range of 400 ° C. or more and Ac 1 point or less, and then formed using a press that is a combination of a punch and a die. At that time, the punch that contacts the steel sheet and deforms the steel sheet A punch mold and a die mold in which a material having a lower thermal conductivity than the steel plate is embedded in the shoulder portion of the mold and the die mold are used.
A warm press molding method.
２．前記鋼板よりも熱伝導率が低い材料が、20℃における熱伝導率が5.0Ｗ/(ｍ・Ｋ)以下となるセラミックであることを特徴とする前記１に記載の温間プレス成形方法。 2. 2. The warm press forming method according to 1 above, wherein the material having a lower thermal conductivity than the steel sheet is a ceramic having a thermal conductivity at 20 ° C. of 5.0 W / (m · K) or less.
３．前記鋼板よりも熱伝導率が低い材料が、前記ポンチ金型と前記ダイ金型からそれぞれ着脱可能であることを特徴とする前記１または２に記載の温間プレス成形方法。 3. 3. The warm press forming method according to 1 or 2 above, wherein a material having a lower thermal conductivity than the steel plate is detachable from the punch die and the die die.
４．前記プレス成形品の引張強さが、前記鋼板の引張強さの80％以上110％以下となることを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 4). 4. The warm press forming method according to any one of 1 to 3 above, wherein a tensile strength of the press-formed product is 80% to 110% of a tensile strength of the steel plate.
５．前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.015〜0.16％、
Si：0.2％以下、
Mn：1.8％以下、
Ｐ：0.035％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下および
Ti：0.13〜0.25％
を下記（１）式の関係を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有すると共に、
組織全体に占めるフェライト相の割合が面積率で95％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織を有する、
ことを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
記
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05 …(1)
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
5. The steel sheet is in mass%,
C: 0.015-0.16%,
Si: 0.2% or less,
Mn: 1.8% or less,
P: 0.035% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less and
Ti: 0.13-0.25%
In a range satisfying the relationship of the following formula (1), the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities,
A structure in which the proportion of the ferrite phase in the entire structure is 95% or more in area ratio, the average crystal grain size of ferrite is 1 μm or more, and carbides having an average grain size of 10 nm or less are dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains. Having
The warm press molding method according to any one of the above 1 to 4, characterized in that:
Record
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) ≧ 1.05… (1)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
６．前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｖ：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
Ｗ：1.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Zr：0.1％以下および
Hf：0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ下記（１）’式の関係を満足することを特徴とする前記５に記載の温間プレス成形方法。
記
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05 …(1)’
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
6). The steel sheet is further mass%,
V: 1.0% or less,
Mo: 0.5% or less,
W: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
Zr: 0.1% or less and
6. The warm press molding method according to 5 above, which contains one or more selected from Hf: 0.1% or less and satisfies the following formula (1) ′.
Record
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48 + [% V] / 51 + [% W] / 184 + [% Mo] / 96 + [% Nb] / 93 + [% Zr] / 91 + [% Hf] / 179) ≧ 1.05… (1) '
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
７．前記鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：0.003％以下を含有することを特徴とする前記５または６に記載の温間プレス成形方法。 7). 7. The warm press forming method according to 5 or 6 above, wherein the steel sheet further contains B: 0.003% or less by mass%.
８．前記鋼板が、さらに質量％で、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下およびREM：0.2％以下から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５〜７のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 8). The steel sheet further contains one or more selected from the group consisting of Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, and REM: 0.2% or less in terms of mass%. The warm press molding method according to any one of 5 to 7.
９．前記鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下およびSn：0.1％以下から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５〜８のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 9. Any of 5 to 8 above, wherein the steel sheet further contains, by mass%, one or more selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less. The warm press molding method according to 1.
１０．前記鋼板が、さらに質量％で、Ni：0.5％以下およびCr：0.5％以下から選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記５〜９のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 10. The warm press forming according to any one of 5 to 9 above, wherein the steel sheet further contains, by mass%, one or two selected from Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less. Method.
１１．前記鋼板が、さらに質量％で、Ｏ，Se，Te，Po，As，Bi，Ge，Pb，Ga，In，Tl，Zn，Cd，Hg，Ag，Au，Pd，Pt，Co，Rh，Ir，Ru，Os，Tc，Re，Ta，BeおよびSrのうちから選んだ１種または２種以上を合計で2.0％以下含有することを特徴とする前記５〜１０のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 11. The steel sheet is further in mass%, O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir. The warm according to any one of 5 to 10 above, which contains 2.0% or less in total of one or more selected from Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be and Sr Press molding method.
１２．前記鋼板が、その表面にめっき層をそなえることを特徴とする前記１〜１１のいずれかに記載の温間プレス成形方法。 12 The warm press forming method according to any one of 1 to 11, wherein the steel sheet has a plating layer on a surface thereof.
本発明によれば、プレス成形後のパネルの空冷時に発生する形状変化を抑制すると共にプレス成形性も改善することができ、これによって、寸法精度が良好で、かつネッキングや割れのない自動車骨格部品を、高い生産性の下で製造することができる。その結果、従来、寸法精度不良やネッキング、割れが原因で適用できなかった高強度鋼板を自動車骨格部品に適用できるようになり、車体の軽量化などを通して、環境問題の改善に大きく寄与することができる。
また、プレス成形を温間で行う本発明によれば、成形前後に焼入れや相変態を伴うことがなく、素材である鋼板の機械的特性をそのまま活かすことができるので、所望特性のプレス成形品を安定して得ることができる。
さらに、ポンチ及びダイ金型の肩部にのみ、熱伝導率が低い材料を使用する本発明によれば、コストや取替時の作業性の面でも非常に有利となる。
According to the present invention, it is possible to suppress the shape change that occurs during the air cooling of the panel after press molding and improve the press moldability, whereby the skeletal accuracy is good and the automobile skeleton component is free from necking and cracking. Can be manufactured under high productivity. As a result, high-strength steel sheets that could not be applied due to poor dimensional accuracy, necking, or cracks can now be applied to automobile frame parts, which can greatly contribute to the improvement of environmental problems through weight reduction of the car body. it can.
Further, according to the present invention in which the press forming is performed warmly, the mechanical properties of the steel sheet as a raw material can be utilized as it is without quenching or phase transformation before and after forming, so that a press-formed product having desired properties is obtained. Can be obtained stably.
Furthermore, according to the present invention in which a material having a low thermal conductivity is used only for the shoulders of the punch and the die mold, it is very advantageous in terms of cost and workability at the time of replacement.
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、プレス成形前における鋼板の加熱温度を400℃以上Ａc1点以下の範囲とした理由について説明する。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, in the present invention, the reason why the heating temperature of the steel sheet before press forming is in the range of 400 ° C. or higher and Ac 1 point or lower will be described.
鋼板の加熱温度：400℃以上Ａc1点以下
鋼板を400℃以上に加熱することにより、強度は低下し、かつ延性は増加する。このため、鋼板がプレス成形中に金型に沿って変形しやすくなって、プレス割れを防止でき、さらにはしわの発生も抑制することができる。しかしながら、鋼板の加熱温度がＡc1点を超えると、材料強度が低くなりすぎ、割れや破断の危険がある。また、加熱温度をＡc1点以下とすることにより、成形前後に焼入れや相変態が生じず、強度や延性といった引張特性のバラツキを抑制することができる。従って、鋼板の加熱温度は400℃以上Ａc1点以下の範囲とする。特に、鋼板の加熱温度を400℃以上650℃未満とする場合には、鋼板表面の酸化や割れの発生も抑制でき、しかもプレス荷重の過大な増加も生じないため、一層有利である。なお、Ａc1点は次式により求めることができる。
Ａc1＝723−10.7×[％Mn]−16.9×[％Ni]＋29.1×[％Si]＋16.9×[％Cr]＋
290×[％As]＋6.38×[％Ｗ]
ただし、[％Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表す。
Heating temperature of steel plate: 400 ° C. or higher and Ac 1 point or lower By heating the steel plate to 400 ° C. or higher, the strength decreases and the ductility increases. For this reason, it becomes easy to deform | transform a steel plate along a metal mold | die during press molding, a press crack can be prevented, and also generation | occurrence | production of a wrinkle can also be suppressed. However, when the heating temperature of the steel sheet exceeds the Ac 1 point, the material strength becomes too low, and there is a risk of cracking or breaking. Further, by setting the heating temperature to Ac 1 point or less, quenching and phase transformation do not occur before and after molding, and variations in tensile properties such as strength and ductility can be suppressed. Therefore, the heating temperature of the steel sheet is in the range of 400 ° C. or higher and Ac 1 point or lower. In particular, when the heating temperature of the steel sheet is set to 400 ° C. or more and less than 650 ° C., the occurrence of oxidation and cracking on the surface of the steel sheet can be suppressed, and an excessive increase in press load does not occur, which is more advantageous. The Ac 1 point can be obtained by the following equation.
Ac 1 = 723−10.7 × [% Mn] −16.9 × [% Ni] + 29.1 × [% Si] + 16.9 × [% Cr] +
290 x [% As] + 6.38 x [% W]
However, [% M] represents the content (mass%) of the M element.
次に、本発明において、ポンチ金型の肩部とダイ金型の肩部に鋼板（ブランク）よりも熱伝導率が低い材料を埋め込み、そのポンチ金型とダイ金型を用いてプレス成形を行う理由について説明する。
なお、本発明の温間プレス成形方法で成形する鋼板（ブランク）の20℃における熱伝導率は、40〜60Ｗ/(ｍ・Ｋ)程度である。また、本発明において、「プレス成形直後」とは、プレス成形したパネルを金型から外した空冷開始時点に相当する。
Next, in the present invention, a material having a lower thermal conductivity than that of a steel plate (blank) is embedded in the shoulder of the punch mold and the shoulder of the die mold, and press molding is performed using the punch mold and the die mold. The reason for doing this will be explained.
In addition, the heat conductivity in 20 degreeC of the steel plate (blank) shape | molded with the warm press molding method of this invention is about 40-60 W / (m * K). In the present invention, “immediately after press molding” corresponds to the start of air cooling when the press-molded panel is removed from the mold.
側壁部の高さが要求されるパネルをプレス成形するには、ドロー（絞り）成形により行うのが一般的である。このドロー成形を行う場合、温間（または熱間）プレス成形であっても、成形時に発生するしわを抑制するために、図１に示すように、しわ押さえを配置し、このしわ押さえと上金型（ダイ）によってブランク縁部を挟圧しつつ、側壁部に張力を付与しながら成形を行うのが一般的である。
なお、図１中、符号１はダイ、２はポンチ、３はしわ押さえ、４は加熱した鋼板（ブランク）、５は成形後のプレス成形品（パネル）、６はフランジ部、７は側壁部である。
In order to press-mold a panel that requires the height of the side wall, it is generally performed by draw (drawing) molding. When performing this draw forming, even if it is warm (or hot) press forming, a wrinkle presser is arranged as shown in FIG. In general, molding is performed while applying tension to the side wall while clamping the blank edge with a die (die).
In FIG. 1,
例えば、図２（ａ）に示すように、自動車骨格部品は、略ハット断面形状部材同士をスポット溶接などで接合して閉断面を形成する場合が多い。ここで、図２（ｂ）のように狭圧されたブランク縁部は、成形後、パネルのフランジ部となるが、このフランジ部は、パネル同士をスポット溶接などで接合するための部位となるので、平坦にすることが求められる。そのため、上記したように、ブランク縁部にしわ押さえ力を付与しながら、成形を行うのである。 For example, as shown in FIG. 2 (a), an automobile skeleton component often forms a closed cross section by joining substantially hat cross-sectional members by spot welding or the like. Here, the blank edge portion narrowed as shown in FIG. 2B becomes a flange portion of the panel after molding, and this flange portion becomes a portion for joining the panels to each other by spot welding or the like. Therefore, it is required to be flat. Therefore, as described above, molding is performed while applying a wrinkle holding force to the blank edge.
上記のようなドロー成形の場合、ブランク縁部は、成形初期から成形完了に至るまでの間、常にしわ押さえと上金型（ダイ）によって挟圧されている。このため、加熱した鋼板（ブランク）をプレス成形する場合、ブランク縁部から金型への熱移動が生じて、ブランク縁部の温度が降下しやすくなり、成形直後のパネルのフランジ部分とそれ以外の部分との温度差が大きくなってしまう。パネル内にこのような温度差が生じると、室温に冷却される過程での熱収縮量がパネル内の部位によって異なることになるため、パネル内に残留応力が発生し、この応力を開放するように、パネルの形状が変化する。 In the case of draw molding as described above, the blank edge portion is always clamped by the wrinkle presser and the upper die (die) from the beginning of molding to the completion of molding. For this reason, when press-molding a heated steel plate (blank), heat transfer from the blank edge to the mold occurs, the temperature of the blank edge tends to drop, and the flange part of the panel immediately after molding and the rest The temperature difference from this part will increase. If such a temperature difference occurs in the panel, the amount of thermal shrinkage in the process of cooling to room temperature will vary depending on the part in the panel, so residual stress is generated in the panel and this stress is released. In addition, the shape of the panel changes.
また、ブランクとダイ金型等が接触すると、ブランクの温度が急激に低下するため、その段階で、ブランク内に温度差が生じる。このとき、ブランク内の温度が高い部分、すなわち、側壁部では、強度が相対的に低く、その反面、延性は相対的に高くなっているので、ブランクが所定の形状に成形される際にひずみが集中し、ネッキングや割れが発生する。 Moreover, since the temperature of a blank will fall rapidly when a blank, die metal mold | die, etc. contact, the temperature difference arises in a blank in the step. At this time, in the portion where the temperature in the blank is high, that is, in the side wall portion, the strength is relatively low, while the ductility is relatively high. Concentrate and cause necking and cracking.
発明者らは、上記のパネルの形状変化、さらには成形過程でのネッキングや割れの発生原因を解明すべく、一連の成形工程におけるブランクと金型等との接触状態と、ブランク内での温度変化との関係に着目し、綿密な調査を行った。
その結果、図３に示すようなポンチ金型の肩部９やダイ金型の肩部８と接触するブランクの部位では、成形中、これらの金型から受ける接触面圧が特に高くなるために温度低下が大きく、当該部位を起点とした温度低下が、パネルの形状変化の原因となる成形直後のパネル内での不均一な温度分布、さらにはネッキングや割れの原因となる成形途中でのブランク内の温度差に大きく影響しているとの知見を得た。
In order to elucidate the cause of the change in the shape of the panel and the occurrence of necking and cracking in the molding process, the inventors have determined the contact state between the blank and the mold in a series of molding processes and the temperature in the blank. A close investigation was conducted focusing on the relationship with change.
As a result, the contact surface pressure received from these molds during molding is particularly high during molding at the
そこで、発明者らは、上記の知見を基にさらに検討を重ね、その結果、ポンチ金型の肩部およびダイ金型の肩部に鋼板よりも熱伝導率が低い材料を埋め込むことで、成形中の接触によりこれらの金型肩部に伝達された熱が、金型内部にまで伝達されずに蓄熱され、これによって、ブランクの温度低下を抑制できることに想到したのである。 Therefore, the inventors have further studied based on the above knowledge, and as a result, by embedding a material having a lower thermal conductivity than the steel plate in the shoulder of the punch mold and the shoulder of the die mold, It was conceived that the heat transferred to these mold shoulders due to the inside contact was stored without being transferred to the inside of the mold, thereby suppressing the temperature drop of the blank.
ここに、ポンチ金型の肩部およびダイ金型の肩部に使用する材料としては、20℃における熱伝導率が5.0Ｗ/(ｍ・Ｋ)以下のセラミック、例えば、ジルコニアや窒化珪素、コージェレライト（2MgO・2Al2O3・5SiO2）、チタン酸アルミニウム（Al2O3・TiO2）とすることが好ましい。
なお、金型の本体（肩部以外の部分）およびしわ押さえに使用する材料は、特に限定する必要はなく、例えばＳＫ材やＳＫＤ材、ＦＣＤ材といった一般的な工具鋼を使用すればよい。
Here, as materials used for the punch mold shoulder and the die mold shoulder, ceramics having a thermal conductivity of 5.0 W / (m · K) or less at 20 ° C., for example, zirconia, silicon nitride, Jellerite (2MgO · 2Al 2 O 3 · 5SiO 2 ) and aluminum titanate (Al 2 O 3 · TiO 2 ) are preferable.
In addition, the material used for the main body (parts other than the shoulder) of the mold and the wrinkle presser is not particularly limited, and for example, general tool steel such as SK material, SKD material, and FCD material may be used.
また、熱伝導率が低い材料は、図４に示すように、ポンチ金型の肩部およびダイ金型の肩部でＲ（丸み）が付いている範囲に適用すればよく、その形状としては、金型の形状に合わせて棒状やリング状とすることができる。さらに、この材料の断面形状は、この材料を取り付ける位置の金型の形状に合わせればよく、例えば、図４に示すような楕円形の扇形の他、円形や楕円形とすることもできる。なお、金型内部への熱伝達を抑制する観点からは、図４に示す形状とすることが特に好ましい。 In addition, as shown in FIG. 4, the material having low thermal conductivity may be applied to a range in which the shoulder of the punch die and the shoulder of the die die are rounded (R). Depending on the shape of the mold, it can be shaped like a rod or a ring. Furthermore, the cross-sectional shape of this material may be matched with the shape of the mold at the position where this material is attached, and for example, it may be circular or elliptical in addition to the elliptical fan shape as shown in FIG. From the viewpoint of suppressing heat transfer to the inside of the mold, the shape shown in FIG. 4 is particularly preferable.
なお、自動車部品などの複雑な形状のパネルを製作する場合には、肩部と接触する部位以外にも金型から受ける接触面圧が大きくなる部位が生じることもある。そのため、熱構造連成数値解析などを行い、金型とブランクの接触面圧が大きい部位を特定し、その特定した部位に熱伝導性が低い材料を適用することが好ましい。これによって、スプリングバックの抑制と成形性の向上を両立することができ、さらには金型全体に熱伝導性の低い材料を適用する場合に比べ、金型の製作コストを大幅に低減することができる。 When manufacturing a panel having a complicated shape such as an automobile part, there may be a part where the contact surface pressure received from the mold increases in addition to the part in contact with the shoulder. Therefore, it is preferable to perform a thermal structure coupled numerical analysis, etc., specify a part where the contact surface pressure between the mold and the blank is large, and apply a material having low thermal conductivity to the specified part. As a result, it is possible to achieve both suppression of springback and improvement of moldability, and furthermore, the manufacturing cost of the mold can be greatly reduced compared to the case where a material having low thermal conductivity is applied to the entire mold. it can.
また、ポンチ金型およびダイ金型の肩部に熱伝導性が低い材料を取り付ける方法としては、拡散接合などの固相接合も適用することができるが、例えば、ボルト締結などの機械的な結合とすることにより、着脱可能な構造とすることもできる。これによって、ポンチ金型の肩部とダイ金型の肩部に適用した材料に割れや摩耗が生じた場合であっても、その部分のみを取り替えることで金型を継続して使用することが可能となり、ひいてはメンテナンスに必要なコストや作業量を低減することができる。 In addition, as a method of attaching a material having low thermal conductivity to the shoulders of the punch die and the die die, solid phase bonding such as diffusion bonding can be applied, but for example, mechanical coupling such as bolt fastening By doing so, a detachable structure can be obtained. As a result, even if the material applied to the shoulder of the punch mold and the shoulder of the die mold is cracked or worn, it is possible to continue using the mold by replacing only that part. As a result, the cost and the amount of work required for maintenance can be reduced.
加えて、本発明の温間成形プレス方法では、成形下死点での保持時間を１秒以上とすることによって、パネルの形状凍結性を一層向上させることができる。
すなわち、金型との接触によりパネルの温度降下は進むものの、パネル内での温度の均一化が進むので、フランジ部とそれ以外の部分との温度差はより小さくなる。また、成形下死点での保持により、板材内部の応力が緩和されると共に、ブランクが拘束されるので、熱膨張によって拡大したブランクが温度の低下に伴って収縮する際の形状変化が抑制される。その結果、スプリングバックが抑制され、パネルの形状凍結性を一層向上させることができるのである。
ただし、保持時間があまりに長くなると、生産性が害されるので、成形下死点での保持時間は５秒以内とすることが好ましい。
In addition, in the warm forming press method of the present invention, the shape freezing property of the panel can be further improved by setting the holding time at the forming bottom dead center to 1 second or more.
That is, although the temperature drop of the panel advances due to the contact with the mold, the temperature in the panel becomes more uniform, so the temperature difference between the flange part and the other parts becomes smaller. In addition, by holding at the bottom dead center, the stress inside the plate material is relieved and the blank is restrained, so that the shape change when the blank expanded by thermal expansion contracts as the temperature decreases is suppressed. The As a result, the spring back is suppressed and the shape freezing property of the panel can be further improved.
However, if the holding time is too long, the productivity is impaired. Therefore, the holding time at the bottom dead center of molding is preferably within 5 seconds.
上記のように、本発明では、鋼板の加熱温度：400℃〜Ａc1点として、肩部に鋼板（ブランク）よりも熱伝導率が低い材料を埋め込んだポンチ金型とダイ金型を用いてプレス成形すればよい。この際、プレス速度やしわ押さえ力のドロー成形条件は特に制限されないが、プレス速度は10〜15spm程度（Strokes per minute:１分間で加工可能な個数。ただし、成形下死点での保持を行った場合には、その保持時間がさらに付加される。）とすることが好ましい。なお、しわ押さえ力が大きい成形条件では、成形中、ネッキングや割れが発生し易くなるので、このような場合、本発明の温間プレス成形方法は特に有利である。 As described above, in the present invention, the heating temperature of the steel sheet: 400 ° C. to Ac 1 point, using a punch mold and a die mold in which a material having a thermal conductivity lower than that of the steel sheet (blank) is embedded in the shoulder portion. What is necessary is just to press-mold. At this time, the drawing speed of the pressing speed and wrinkle holding force is not particularly limited, but the pressing speed is about 10 to 15 spm (Strokes per minute: number that can be processed in 1 minute. However, holding at the bottom dead center of molding is performed. In this case, the retention time is further added). It should be noted that under molding conditions with a large wrinkle holding force, necking and cracking are likely to occur during molding. In such cases, the warm press molding method of the present invention is particularly advantageous.
なお、ここでは、ドロー成形を行う場合についてのみ説明したが、図５に示すようなしわ押さえを用いないフォーム成形や、図６に示すような材料をロックビードで固定し、流入させない張出し成形においても、同様の効果を得ることができる。図６中、符号10はクッション、13-1がロックビード（凸部）、13-2がロックビード（凹部）であり、ロックビードはこの凸部と凹部により構成される。
Here, only the case of performing the draw molding has been described, but in the foam molding without using the wrinkle press as shown in FIG. 5 and the overhang molding in which the material as shown in FIG. The same effect can be obtained. In FIG. 6,
また、上記した以外の成形条件については、特に制限はなく、常法に従えばよい。なお、鋼板の加熱については、電気炉による加熱や、通電加熱や遠赤外線加熱による急速加熱など、加熱方法の種類によらず同じ効果を発揮する。 Moreover, there is no restriction | limiting in particular about molding conditions other than above-mentioned, What is necessary is just to follow a conventional method. In addition, about the heating of a steel plate, the same effect is exhibited irrespective of the kind of heating method, such as heating by an electric furnace, rapid heating by energization heating or far infrared heating.
さらに、本発明の温間プレス成形方法は、前述したとおり、引張強さが440MPa以上の鋼板を対象とする。さらに、本発明の温間プレス成形方法は、引張強さが780MPa以上、さらには980MPa以上の鋼板に対しても好適に用いることができる。 Furthermore, as described above, the warm press forming method of the present invention targets a steel plate having a tensile strength of 440 MPa or more. Furthermore, the warm press forming method of the present invention can be suitably used for steel sheets having a tensile strength of 780 MPa or more, and further 980 MPa or more.
そして、前述したとおり、本発明の温間プレス成形方法によれば、ブランクである鋼板の機械的特性をそのまま活かすことができるので、プレス成形後のパネルにおいて、プレス成形前の鋼板の引張強さの80％以上110％以下の引張強さを得ることができる。
さらに、成形条件および鋼板の特性によっては、プレス成形後に、プレス成形前の鋼板の引張強さをほとんどそのまま保持した（プレス成形前の鋼板の引張強さの95〜110％の引張強さを有する）プレス成形品を得ることができる。
従って、プレス成形品の必要特性に応じて、それに対応する特性の鋼板をブランクとして用いれば、所望特性のプレス成形品を安定して得ることができるのである。
And, as described above, according to the warm press forming method of the present invention, the mechanical properties of the blank steel plate can be utilized as it is, so in the panel after press forming, the tensile strength of the steel plate before press forming. 80% or more and 110% or less of the tensile strength can be obtained.
Furthermore, depending on the forming conditions and the characteristics of the steel sheet, the tensile strength of the steel sheet before press forming is almost maintained after press forming (having a tensile strength of 95 to 110% of the tensile strength of the steel sheet before press forming). ) A press-molded product can be obtained.
Therefore, according to the required characteristics of the press-formed product, if a steel plate having the corresponding characteristics is used as a blank, a press-formed product having the desired characteristics can be stably obtained.
以下、本発明において、ブランクとして好適な鋼板の成分組成範囲について説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。 Hereinafter, the component composition range of a steel plate suitable as a blank in the present invention will be described. In addition, unless otherwise indicated, the "%" display regarding a component shall mean "mass%".
Ｃ：0.015〜0.16％
Ｃは、TiやＶ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hfと結合して炭化物を形成し、マトリックス中に微細分散して鋼板を高強度化する重要な元素である。ここに、440MPa以上の引張強さを達成するには、Ｃ量を0.015％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ量が0.16％を超えると、延性、靱性が著しく低下し、良好な衝撃吸収能（例えば、引張強さTS×全伸びElで表される）を確保できなくなる。このため、Ｃは0.015〜0.16％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.03〜0.16％、さらに好ましくは0.04〜0.14％の範囲である。
C: 0.015-0.16%
C is an important element that combines with Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, and Hf to form carbides and finely disperses in the matrix to increase the strength of the steel sheet. Here, in order to achieve a tensile strength of 440 MPa or more, the C content is preferably 0.015% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.16%, ductility and toughness are remarkably lowered, and good impact absorption capacity (for example, expressed by tensile strength TS × total elongation El) cannot be secured. For this reason, it is preferable to make C into the range of 0.015 to 0.16%. More preferably, it is 0.03-0.16%, More preferably, it is 0.04-0.14% of range.
Si：0.2％以下
Siは、固溶強化元素であり、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.2％までは許容できる。このようなことから、Siは0.2％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.1％以下、さらに好ましくは0.06％以下である。なお、Siは不純物レベルまで低減してもよい。
Si: 0.2% or less
Si is a solid solution strengthening element and inhibits workability in the warm forming temperature range (warm formability) in order to suppress a decrease in strength in the high temperature range. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, but up to 0.2% is acceptable. Therefore, Si is preferably 0.2% or less. More preferably, it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.06% or less. Si may be reduced to the impurity level.
Mn：1.8％以下
Mnは、Siと同様、固溶強化元素であり、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、1.8％までは許容できる。このようなことから、Mnは1.8％以下とすることが好ましい。より好ましくは1.3％以下、さらに好ましくは1.1％以下である。なお、Mn含有量が極端に少なくなると、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度が過度に上昇して、炭化物が粗大化することが懸念されるため、Mnは0.5％以上とすることが好ましい。
Mn: 1.8% or less
Mn, like Si, is a solid solution strengthening element and inhibits workability in the warm forming temperature range (warm formability) in order to suppress a decrease in strength in the high temperature range. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, but up to 1.8% is acceptable. For these reasons, Mn is preferably 1.8% or less. More preferably, it is 1.3% or less, More preferably, it is 1.1% or less. Note that if the Mn content is extremely low, the austenite (γ) → ferrite (α) transformation temperature is excessively increased, and there is a concern that the carbides become coarse, so Mn may be 0.5% or more. preferable.
Ｐ：0.035％以下
Ｐは、固溶強化能が非常に高く、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する元素である。さらに、Ｐは，粒界に偏析するため、温間成形時ならびに温間成形後の延性を低下させる。このようなことから、Ｐは極力低減することが好ましいが、0.035％までは許容できる。このため、Ｐは0.035％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.02％以下である。
P: 0.035% or less P is an element that has a very high solid-solution strengthening ability and inhibits workability (warm formability) in the warm forming temperature range in order to suppress a decrease in strength in the high temperature range. Furthermore, since P segregates at the grain boundaries, it lowers the ductility during and after warm forming. For these reasons, it is preferable to reduce P as much as possible, but it is acceptable up to 0.035%. Therefore, P is preferably 0.035% or less. In addition, More preferably, it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在する元素であり、Tiと結合して強度を低下させたり、Mnと結合して硫化物を形成し、常温や温間での鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは0.01％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下、さらに好ましくは0.004％以下である。
S: 0.01% or less S is an element that exists as an inclusion in steel. It combines with Ti to reduce strength, or combines with Mn to form sulfides. Reduce ductility. For this reason, S is preferably reduced as much as possible, but is acceptable up to 0.01%. For this reason, S is preferably 0.01% or less. In addition, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.004% or less.
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.02％以上含有させることが望ましい。しかしながら、0.1％を超えてAlが含有されると、酸化物系介在物が増加し、温間での延性低下が著しくなる。このため、Alは0.1％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Al: 0.1% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. However, if Al exceeds 0.1%, oxide inclusions increase, and the ductility drop during warming becomes significant. For this reason, Al is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.07% or less.
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、製鋼の段階でTiやNb等と結合し、粗大な窒化物を形成する。このため、Ｎを多量に含有すると、鋼板強度が著しく低下する。このようなことから、Ｎは極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。従って、Ｎは0.01％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.007％以下である。
N: 0.01% or less N is combined with Ti, Nb, or the like at the steel making stage to form coarse nitrides. For this reason, when N is contained in a large amount, the steel sheet strength is remarkably lowered. For these reasons, it is preferable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.01%. Therefore, N is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.007% or less.
Ti：0.13〜0.25％
Tiは、Ｃと結合して炭化物を形成し、鋼板の強化に寄与する元素である。本発明で対象とする鋼板の室温での引張強さ：440MPa以上を確保するためには、0.13％以上のTiを含有させることが好ましい。一方、0.25％を超えるTiを含有させると、鋼素材の加熱に際し、粗大なTiCが残存して、ミクロボイドが生成する。このため、Ti量は0.25％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.14〜0.22％、さらに好ましくは0.15〜0.22％の範囲である。
Ti: 0.13-0.25%
Ti is an element that combines with C to form carbides and contributes to strengthening of the steel sheet. In order to ensure the tensile strength at room temperature of the steel sheet to be used in the present invention: 440 MPa or more, it is preferable to contain 0.13% or more of Ti. On the other hand, when Ti exceeding 0.25% is contained, coarse TiC remains when the steel material is heated, and microvoids are generated. For this reason, it is preferable to make Ti amount into 0.25% or less. In addition, More preferably, it is 0.14-0.22%, More preferably, it is 0.15-0.22% of range.
以上、各成分の好適範囲について説明したが、各成分が上記の範囲を満足するだけでは不充分で、特にＣとTiについては次式（１）の関係を満足させることが重要である。
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05 …(1)
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
The preferred range of each component has been described above. However, it is not sufficient that each component satisfies the above range, and it is important to satisfy the relationship of the following formula (1) for C and Ti.
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) ≧ 1.05… (1)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
すなわち、（１）式は、後述する炭化物による析出強化を発現させ、温間成形後に所望の高強度を確保するために必要な要件である。ＣおよびTiの含有量について、（１）式の関係を満足させることによって、所望量の炭化物を析出させることができ、これにより所望の高強度を確保することが可能になる。
また、([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の値が、1.05未満では、粒界強度が低下するだけでなく、加熱に対して炭化物の熱安定性が低下する。このため、炭化物が粗大化しやすくなり、所望の高強度化が達成できなくなる。一方、([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の値が2.00を超えると、セメンタイトが過度に析出する。このため、温間成形中にミクロボイド生成が生成して、温間成形中の割れの原因となる。なお、より好ましい([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の範囲は、1.05以上1.85以下である。
That is, the formula (1) is a requirement necessary for developing precipitation strengthening by carbides described later and ensuring a desired high strength after warm forming. By satisfying the relationship of the formula (1) with respect to the contents of C and Ti, a desired amount of carbide can be precipitated, and thereby a desired high strength can be ensured.
Further, when the value of [[% C] / 12) / ([% Ti] / 48) is less than 1.05, not only the grain boundary strength is lowered but also the thermal stability of the carbide with respect to heating is lowered. For this reason, it becomes easy to coarsen the carbide, and the desired increase in strength cannot be achieved. On the other hand, when the value of ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) exceeds 2.00, cementite is excessively precipitated. For this reason, micro void generation is generated during warm forming, which causes cracks during warm forming. A more preferable range of ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) is 1.05 or more and 1.85 or less.
以上、基本成分について説明したが、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板では、上記した成分の他、次に述べる元素を適宜含有させることができる。 Although the basic components have been described above, the steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention can appropriately contain the following elements in addition to the above-described components.
Ｖ：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下およびHf：0.1％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfは、Tiと同様、炭化物を形成して鋼板の強化に寄与する元素である。そのため、鋼板の更なる高強度化が要求される場合において、Tiに加えて、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfのうちから選択して、１種または２種以上含有させることができる。このような効果を得るためには、Ｖは0.01％以上、Moは0.01％以上、Ｗは0.01％以上、Nbは0.01％以上、Zrは0.01％以上、Hfは0.01％以上をそれぞれ含有させることが好ましい。
一方、Ｖが1.0％を超えると、炭化物が粗大化しやすくなり、特に温間成形温度域で炭化物が粗大化するため、室温まで冷却した後の炭化物の平均粒子径を10nm以下に調整することが困難となる。そのため、Ｖは1.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以下、さらに好ましくは0.2％以下である。
また、MoおよびＷが、それぞれ0.5％、1.0％を超えると、γ→α変態が極度に遅延する。このため、鋼板組織にベイナイト相やマルテンサイト相が混在し、後述するフェライト単相を得ることが困難となる。このようなことから、MoおよびＷはそれぞれ0.5％以下、1.0％以下にすることが好ましい。
さらに、Nb、ZrおよびHfは、それぞれ0.1％を超えて含有すると、スラブ再加熱時に、粗大な炭化物が溶解しきれず残存する。このため、温間成形中にミクロボイドが生成しやすくなる。このようなことから、Nb、ZrおよびHfはそれぞれ0.1％以下にすることが好ましい。
なお、上記した各元素を含有させる場合には、上記式（１）に代えて、次式（１）’の範囲を満足させる必要がある。この理由は、（１）について説明したところと同じである。
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05 …(1)’
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
One or more selected from V: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, and Hf: 0.1% or less V, Mo, W, Nb, Zr and Hf are elements that contribute to the strengthening of the steel sheet by forming carbides like Ti. Therefore, when further strengthening of the steel sheet is required, it can be selected from V, Mo, W, Nb, Zr and Hf in addition to Ti, and can be contained in one or more kinds. . In order to obtain such an effect, V is 0.01% or more, Mo is 0.01% or more, W is 0.01% or more, Nb is 0.01% or more, Zr is 0.01% or more, and Hf is 0.01% or more. Is preferred.
On the other hand, when V exceeds 1.0%, the carbide tends to be coarsened, and the carbide is coarsened particularly in the warm forming temperature range. Therefore, the average particle size of the carbide after cooling to room temperature can be adjusted to 10 nm or less. It becomes difficult. Therefore, V is preferably 1.0% or less. In addition, More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.2% or less.
Further, when Mo and W exceed 0.5% and 1.0%, respectively, the γ → α transformation is extremely delayed. For this reason, a bainite phase and a martensite phase are mixed in the steel sheet structure, and it becomes difficult to obtain a ferrite single phase described later. For these reasons, Mo and W are preferably 0.5% or less and 1.0% or less, respectively.
Furthermore, when Nb, Zr and Hf are contained in amounts exceeding 0.1%, coarse carbides cannot be completely dissolved and remain when the slab is reheated. For this reason, it becomes easy to produce a micro void during warm forming. For these reasons, Nb, Zr and Hf are each preferably 0.1% or less.
In addition, when including each above-mentioned element, it replaces with said Formula (1), and it is necessary to satisfy the range of following Formula (1) '. The reason for this is the same as that described for (1).
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48 + [% V] / 51 + [% W] / 184 + [% Mo] / 96 + [% Nb] / 93 + [% Zr] / 91 + [% Hf] / 179) ≧ 1.05… (1) '
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
さらに、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板では、以下に述べる元素も適宜含有させることができる。 Furthermore, in the steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention, the elements described below can be appropriately contained.
Ｂ：0.003％以下
Ｂは、γ→α変態の核生成を阻害して、γ→α変態点を低下させる作用を有し、この作用により、炭化物の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るには、0.0002％以上のＢを含有させることが望ましい。しかしながら、0.003％を超えるＢを含有しても、効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、Ｂは0.003％以下にすることが好ましい。より好ましくは0.002％以下である。
B: 0.003% or less B has an action of inhibiting the nucleation of the γ → α transformation and lowering the γ → α transformation point, and this action contributes to the refinement of carbides. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.0002% or more of B. However, even if it contains B exceeding 0.003%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, B is preferably 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less.
Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下およびREM：0.2％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Mg、Ca、ＹおよびREMはいずれも、介在物を微細化する作用を有し、この作用により、温間成形中の介在物と母材近傍での応力集中を抑制して、延性を向上させる効果を有する。このため、これらの元素を必要に応じて含有させることができる。なお、REMは、Rare Earth Metalの略でランタノイド系の元素を指す。
しかしながら、Mg、Ca、ＹおよびREMがそれぞれ0.2％を超えて過度に含有されると、鋳造性（溶鋼を鋳型に入れて凝固させる際の溶鋼流れが良好な特性）が低下し、かえって延性の低下を招く。このため、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは、Mgは0.001〜0.1％、Caは0.001〜0.1％、Ｙは0.001〜0.1％、REMは0.001〜0.1％の範囲である。
また、これら元素の合計量は0.2％以下となるように調整することが望ましく、より好ましくは0.1％以下である。
One or more selected from Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, and REM: 0.2% or less
Mg, Ca, Y, and REM all have the effect of making inclusions finer, and this action suppresses stress concentration in the vicinity of inclusions and the base material during warm forming, thereby improving ductility. Has an effect. For this reason, these elements can be contained as needed. REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to a lanthanoid element.
However, if Mg, Ca, Y, and REM are excessively contained in excess of 0.2%, castability (property of molten steel flow when solidified by putting molten steel in a mold) is lowered, and ductility is rather reduced. Incurs a decline. For this reason, Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less are preferable. More preferably, Mg is 0.001 to 0.1%, Ca is 0.001 to 0.1%, Y is 0.001 to 0.1%, and REM is 0.001 to 0.1%.
Further, the total amount of these elements is desirably adjusted to be 0.2% or less, and more preferably 0.1% or less.
Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下およびSn：0.1％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Sb、CuおよびSnは、鋼板表面付近に濃化し、温間成形中の鋼板表面の窒化による鋼板の軟化を抑制する効果があり、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。なお、Cuは耐食性を向上させる効果もある。このような効果を得るためには、Sb、CuおよびSnをそれぞれ0.005％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Sbは0.1％、Cuは0.5％、Snは0.1％をそれぞれ超えて過度に含有されると、鋼板の表面性状が悪化する。このため、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下にすることが好ましい。
One or more selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less
Sb, Cu and Sn are concentrated near the surface of the steel sheet and have the effect of suppressing the softening of the steel sheet due to nitriding of the steel sheet surface during warm forming, and can contain one or more kinds as necessary. . Cu also has the effect of improving corrosion resistance. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more of Sb, Cu and Sn, respectively. However, if the Sb content exceeds 0.1%, Cu content exceeds 0.5%, and Sn content exceeds 0.1%, the surface properties of the steel sheet deteriorate. For this reason, it is preferable to set Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less.
Ni：0.5％以下およびCr：0.5％以下のうちから選んだ１種または２種
NiおよびCrはいずれも、高強度化に寄与する元素であり、これらのうちから選んだ１種または２種を必要に応じて含有させることができる。ここに、Niは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。また、Crは、焼入性向上元素であり、Niと同様高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。
このような効果を得るには、NiおよびCrはそれぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。しかしながら、NiおよびCrがそれぞれ0.5％をそれぞれ超えて過度に含有されると、マルテンサイト相やベイナイト相等の低温変態相の発生が誘起される。マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態相は、加熱中に回復が生じるため、温間成形後に強度を低下させる。このため、NiおよびCrはそれぞれ0.5％以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。
One or two selected from Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less
Both Ni and Cr are elements that contribute to high strength, and one or two selected from these can be included as necessary. Here, Ni is an austenite stabilizing element, which suppresses the formation of ferrite at high temperatures and contributes to increasing the strength of the steel sheet. Cr is a hardenability-enhancing element and, like Ni, suppresses the formation of ferrite at a high temperature and contributes to increasing the strength of the steel sheet.
In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Ni and Cr. However, when Ni and Cr are excessively contained in excess of 0.5%, generation of low-temperature transformation phases such as martensite phase and bainite phase is induced. A low temperature transformation phase such as a martensite phase or a bainite phase recovers during heating, and thus reduces the strength after warm forming. For this reason, Ni and Cr are each preferably 0.5% or less. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
Ｏ，Se，Te，Po，As，Bi，Ge，Pb，Ga，In，Tl，Zn，Cd，Hg，Ag，Au，Pd，Pt，Co，Rh，Ir，Ru，Os，Tc，Re，Ta，BeおよびSrのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0％以下
これらの元素は、合計で2.0％以下であれば、鋼板の強度や温間成形性に影響を及ぼさないので許容できる。より好ましくは1.0％以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, One or more selected from Ta, Be, and Sr is 2.0% or less in total If these elements are 2.0% or less in total, they do not affect the strength and warm formability of the steel sheet So acceptable. More preferably, it is 1.0% or less.
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
次に、上記した鋼板の好適な組織について説明する。
組織全体に占めるフェライト相の割合：面積率で95％以上
本発明では、鋼板の金属組織は、フェライト単相とする。ここでいう「フェライト単相」とは、フェライト相が面積率で100％の場合だけでなく、95％以上の、実質的にフェライト単相である場合も含むものとする。
金属組織をフェライト単相にすることにより、優れた延性を保持でき、さらには熱による材質変化も抑制できる。硬質相であるベイナイト相やマルテンサイト相が混在すると、加熱により硬質相内に導入される転位が回復し軟化するため、温間成形後に鋼板強度を維持できなくなる。このため、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相を含まない方がよいが、このような硬質相、さらには残留オーステナイト相は、組織全体に対する面積率で5％以下であれば、許容できる。
Next, a suitable structure of the above steel plate will be described.
Ratio of ferrite phase in entire structure: 95% or more in area ratio In the present invention, the metal structure of the steel sheet is a ferrite single phase. The term “ferrite single phase” here includes not only the case where the ferrite phase is 100% in area ratio but also the case where the ferrite phase is substantially a ferrite single phase of 95% or more.
By making the metal structure a ferrite single phase, excellent ductility can be maintained, and further, material change due to heat can be suppressed. When a bainite phase or a martensite phase, which are hard phases, is mixed, dislocations introduced into the hard phase are recovered and softened by heating, so that the steel sheet strength cannot be maintained after warm forming. For this reason, it is better not to contain a pearlite, bainite phase, or martensite phase, but such a hard phase and further a retained austenite phase are acceptable as long as the area ratio to the entire structure is 5% or less.
ここに、金属組織が実質的にフェライト単相である場合には、400℃以上Ａc1点以下の温度域（温間成形温度域）に加熱されても、鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相のままに維持される。そして、上記した鋼板は、加熱されることに伴い、延性が増加するので、温間成形温度域において良好な全伸びを確保することができる。
また、この鋼板に対して温間成形温度域において成形加工を施すと、転位の回復を伴いながら成形加工されるため、温間成形中の延性低下はほとんど生じない。そして、温間成形後に室温まで冷却しても組織変化が生じないことから、鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相のままに維持され、優れた延性を示すことになる。
Here, when the metal structure is substantially a ferrite single phase, the metal structure of the steel sheet is substantially ferrite even when heated to a temperature range of 400 ° C. to Ac 1 point (warm forming temperature range). It remains single phase. And since the above-mentioned steel plate is heated and ductility increases, it can ensure favorable total elongation in a warm forming temperature range.
Further, when the steel sheet is formed in the warm forming temperature range, the steel sheet is formed while recovering the dislocation, so that there is almost no decrease in ductility during the warm forming. And even if it cools to room temperature after warm forming, a structure change does not arise, Therefore The metal structure of a steel plate is maintained with the ferrite single phase substantially, and shows the excellent ductility.
フェライトの平均結晶粒径：１μm以上
フェライトの平均結晶粒径が１μm未満であると、温間成形時に結晶粒が成長しやすいため、温間成形後のプレス成形品の材質が、温間成形前と大きく相違したものとなり、材質安定性が低下する。従って、フェライトの平均結晶粒径は、１μm以上とすることが好ましい。
一方、フェライトの平均結晶粒径が15μmを超えて過剰に大きくなると、組織の細粒化による強化が得られず、所望の鋼板強度を確保することが難しくなる。このため、フェライトの平均結晶粒径は15μm以下とすることが好ましい。より好ましくは12μm以下である。
Average grain size of ferrite: 1μm or more If the average grain size of ferrite is less than 1μm, crystal grains tend to grow during warm forming. The material stability is reduced. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is preferably 1 μm or more.
On the other hand, if the average crystal grain size of ferrite exceeds 20 μm and becomes excessively large, strengthening due to the refinement of the structure cannot be obtained, and it becomes difficult to ensure the desired steel plate strength. For this reason, the average crystal grain size of ferrite is preferably 15 μm or less. More preferably, it is 12 μm or less.
なお、フェライトの平均結晶粒径が１μm以上となる組織を得るためには、フェライトの核生成サイト数が過剰になるのを防止することが有効である。核生成サイト数は、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーと密接な関係があり、フェライト粒の微細化を防止するには、過剰な歪エネルギーの蓄積を防ぐ必要がある。このためには、仕上圧延終了温度を840℃以上にすることが好ましい。 In order to obtain a structure in which the average crystal grain size of ferrite is 1 μm or more, it is effective to prevent the number of ferrite nucleation sites from becoming excessive. The number of nucleation sites is closely related to the strain energy accumulated in the steel sheet during rolling, and it is necessary to prevent the accumulation of excessive strain energy in order to prevent the refinement of ferrite grains. For this purpose, the finish rolling finish temperature is preferably 840 ° C. or higher.
フェライト結晶粒中の炭化物の平均粒子径：10nm以下
上記したフェライト単相の組織では、十分に高い引張強さや降伏比の鋼板とすることは困難である。この点、フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の微細な炭化物を析出させてやれば、鋼板の高強度化を図ることができる。ここで、炭化物の平均粒子径が10nmを超えると、上記した高い引張強さや降伏比を得ることが困難となる。なお、より好ましい炭化物の平均粒子径は7nm以下である。
Average particle diameter of carbides in ferrite crystal grains: 10 nm or less With the above ferrite single phase structure, it is difficult to obtain a steel sheet having a sufficiently high tensile strength and yield ratio. In this regard, if fine carbides having an average particle diameter of 10 nm or less are precipitated in the ferrite crystal grains, the strength of the steel sheet can be increased. Here, when the average particle diameter of the carbide exceeds 10 nm, it becomes difficult to obtain the above-described high tensile strength and yield ratio. A more preferable average particle diameter of the carbide is 7 nm or less.
微細な炭化物としては、Ti炭化物、あるいは更にＶ炭化物、Mo炭化物、Ｗ炭化物、Nb炭化物、Zr炭化物、Hf炭化物が挙げられる。これらの炭化物は、鋼板の加熱温度がＡc1点以下であれば粗大化することはなく、平均粒子径は10nm以下に維持される。したがって、鋼板を400℃以上Ａc1点以下の温間成形温度域に加熱し温間成形を施しても、炭化物の粗大化が抑制されるため、温間成形後、室温まで冷却したのちに鋼板強度の大幅な低下は生じない。従って、実質的にフェライト単相のマトリックス中に平均粒子径10nm以下の上記した炭化物を含む組織を有する鋼板とすれば、その鋼板を400℃以上Ａc1点以下の温間成形温度域に加熱し、温間成形を施して得られるプレス成形品の降伏応力の低下を効果的に抑制することができる。 Examples of fine carbides include Ti carbide, and further V carbide, Mo carbide, W carbide, Nb carbide, Zr carbide, and Hf carbide. These carbides are not coarsened when the heating temperature of the steel sheet is Ac 1 point or less, and the average particle diameter is maintained at 10 nm or less. Therefore, even if the steel sheet is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C or more and Ac 1 point or less and subjected to warm forming, the coarsening of carbides is suppressed. Therefore, after warm forming, the steel sheet is cooled to room temperature. There is no significant reduction in strength. Therefore, if a steel sheet having a structure containing the above carbide having an average particle diameter of 10 nm or less in a matrix of ferrite single phase is substantially heated, the steel sheet is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C. or more and Ac 1 point or less. Moreover, the fall of the yield stress of the press molded product obtained by giving warm forming can be suppressed effectively.
なお、上記した鋼板は、溶融亜鉛めっき層等のめっき層をそなえることが好ましい。というのは、図７に示した鋼板（めっき材、非めっき材）とポンチ金型およびダイ金型との摩擦係数の関係からわかるように、本発明の温間成形温度域に当たる400℃以上の温度では、めっき材の方が非めっき材よりも摩擦係数が低く、従って、プレス成形性も良好になるからである。ここで、図７の摩擦係数は、980MPa級の鋼板を種々の温度に加熱し、金型肩部にジルコニアを適用したポンチ金型およびダイ金型により、ドロー成形を行ったときの摩擦係数である。
また、かかるめっき層としては、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等が挙げられる。さらに、合金化めっき層としても良い。
In addition, it is preferable that the above-described steel sheet has a plating layer such as a hot dip galvanized layer. This is because, as can be seen from the relationship between the coefficient of friction between the steel plate (plating material, non-plating material) and the punch die and die die shown in FIG. 7, the temperature is 400 ° C. or higher which corresponds to the warm forming temperature range of the present invention. This is because, at temperature, the plated material has a lower coefficient of friction than the non-plated material, and therefore the press formability is also improved. Here, the friction coefficient in FIG. 7 is a friction coefficient when a 980 MPa grade steel sheet is heated to various temperatures and a draw mold is performed by a punch mold and a die mold in which zirconia is applied to the mold shoulder. is there.
Moreover, as this plating layer, an electroplating layer, an electroless plating layer, a hot dipping layer, etc. are mentioned, for example. Furthermore, an alloyed plating layer may be used.
次に、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板の製造方法について説明する。
本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板は、鋼素材を加熱後、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、圧延後、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする。
なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。
Next, the manufacturing method of a steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention will be described.
A steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention is obtained by heating a steel material, then subjecting it to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and then rolling it into a coil to obtain a hot-rolled steel plate.
The method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a known melting method such as a converter or an electric furnace, or further in a vacuum degassing furnace. After secondary refining, it is preferable to cast a steel material such as a slab by a known casting method such as a continuous casting method. In view of productivity and quality, the continuous casting method is preferable.
以下、好適製造条件について説明する。
鋼素材の加熱温度：1100〜1350℃
鋼素材の加熱温度が1100℃未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、最終的に得られる鋼板中に分散析出する微細な炭化物量が減少し、所望の高強度を確保することが難しくなる。一方、鋼素材の加熱温度が1350℃を超えると、酸化が著しくなって、熱間圧延時に酸化スケールを噛み込み、鋼板の表面性状を悪化させ、これによって鋼板の温間成形性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1350℃の範囲にすることが好ましい。なお、より好ましくは1150〜1300℃の範囲である。
Hereinafter, preferable manufacturing conditions will be described.
Heating temperature of steel material: 1100-1350 ° C
When the heating temperature of the steel material is less than 1100 ° C., coarse carbides do not dissolve, so the amount of fine carbides dispersed and precipitated in the finally obtained steel sheet decreases, making it difficult to ensure the desired high strength. On the other hand, when the heating temperature of the steel material exceeds 1350 ° C., the oxidation becomes remarkable, and the oxide scale is caught during hot rolling, thereby deteriorating the surface properties of the steel sheet, thereby reducing the warm formability of the steel sheet. For this reason, it is preferable to make the heating temperature of a steel raw material into the range of 1100-1350 degreeC. In addition, More preferably, it is the range of 1150-1300 degreeC.
仕上圧延終了温度：840℃以上
仕上圧延終了温度が840℃未満では、フェライト粒が伸展された組織となるうえ、個々のフェライト粒径が大きく異なる混粒組織となり、鋼板強度が著しく低下する。また、仕上圧延終了温度が840℃未満では、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーが過剰となり、フェライトの平均結晶粒径が１μm以上となる組織を得ることが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は840℃以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは860℃以上である。
Finish rolling end temperature: 840 ° C. or higher If the finish rolling end temperature is less than 840 ° C., the structure becomes a structure in which ferrite grains are extended, and a mixed grain structure in which individual ferrite grain sizes differ greatly, and the steel sheet strength is significantly reduced. If the finish rolling finish temperature is less than 840 ° C., the strain energy accumulated in the steel sheet during rolling becomes excessive, and it becomes difficult to obtain a structure in which the average crystal grain size of ferrite is 1 μm or more. For this reason, it is preferable that finish rolling completion temperature shall be 840 degreeC or more. In addition, More preferably, it is 860 degreeC or more.
熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間：３秒以内
上記の熱間圧延終了後、得られた熱延鋼板を強制冷却する。この熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間が３秒を超えると、炭化物の歪誘起析出が多量に発生し、所望の微細な炭化物の析出を確保することが困難となる。このため、熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間は３秒以内とすることが好ましい。なお、より好ましくは２秒以内である。
Time from the end of hot rolling to the start of forced cooling: within 3 seconds After the completion of the above hot rolling, the obtained hot rolled steel sheet is forcibly cooled. If the time from the end of this hot rolling to the start of forced cooling exceeds 3 seconds, a large amount of strain-induced precipitation of carbide occurs, making it difficult to ensure desired fine carbide precipitation. For this reason, it is preferable that the time from the end of hot rolling to the start of forced cooling be within 3 seconds. More preferably, it is within 2 seconds.
冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：30℃/秒以上
冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度が30℃/秒未満では、高温に維持される時間が長く、歪誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このため、上記した熱間圧延後の強制冷却を、平均冷却速度：30℃/秒以上として、所定の温度まで急冷することが好ましい。より好ましくは50℃/秒以上である。
なお、冷却停止温度は、冷却停止から巻き取りまでの間の鋼板の温度低下を考慮して、巻取温度が狙いの温度範囲となるように設定する。すなわち、冷却停止後、鋼板は空冷により温度低下するので、通常は巻取温度＋5〜10℃程度の温度に冷却停止温度を設定する。
Average cooling rate from the start of cooling to cooling stop: 30 ° C / second or more If the average cooling rate from the start of cooling to cooling stop is less than 30 ° C / second, the time to maintain at high temperature is long, and the coarseness of carbide due to strain-induced precipitation It becomes easy to progress. For this reason, it is preferable that the forced cooling after hot rolling described above is rapidly cooled to a predetermined temperature at an average cooling rate of 30 ° C./second or more. More preferably, it is 50 ° C./second or more.
The cooling stop temperature is set so that the coiling temperature falls within the target temperature range in consideration of the temperature drop of the steel sheet between the cooling stop and winding. That is, after the cooling is stopped, the temperature of the steel sheet is lowered by air cooling. Therefore, the cooling stop temperature is usually set to a temperature of about 5 to 10 ° C.
巻取温度：500〜700℃
巻取温度が500℃未満では、鋼板中に析出する炭化物が不足し、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。一方、巻取温度が700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。このため、巻取温度は500〜700℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは550〜680℃の範囲である。
Winding temperature: 500 ~ 700 ℃
When the coiling temperature is less than 500 ° C., carbides precipitated in the steel sheet are insufficient, and it becomes difficult to ensure a desired steel sheet strength. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the precipitated carbide is coarsened, so that it is difficult to secure a desired steel sheet strength. For this reason, it is preferable to make winding temperature into the range of 500-700 degreeC. In addition, More preferably, it is the range of 550-680 degreeC.
また、得られた熱延鋼板に、公知の方法でめっき処理を施し、表面にめっき層を形成することができる。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気めっき層等が好ましい。 Moreover, the obtained hot-rolled steel sheet can be plated by a known method to form a plated layer on the surface. As the plating layer, a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electroplated layer and the like are preferable.
次に、上記の製造方法により得られる、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板の機械的特性について説明する。
ここに、その好適な鋼板の機械的特性は、次の通りである。
(a)室温における引張強さ：780MPa以上であり、かつ室温における降伏比：0.85以上
(b)温間成形温度域である400〜Ａc1点での降伏応力YS2：室温における降伏応力YS1の80％以下
(c)温間成形温度域である400〜Ａc1点での全伸びEl2：室温における全伸びEl1の1.1倍以上
以下、これらの各特性について説明する。
Next, the mechanical properties of the steel sheet suitable for use in the warm press forming method of the present invention obtained by the above manufacturing method will be described.
Here, the mechanical properties of the preferred steel sheet are as follows.
(a) Tensile strength at room temperature: 780 MPa or more, and yield ratio at room temperature: 0.85 or more
(b) Yield stress YS 2 at 400 to Ac 1 point in the warm forming temperature range: 80% or less of the yield stress YS 1 at room temperature
(c) Total elongation El 2 at 400 to Ac 1 point which is a warm forming temperature range: 1.1 times or more of total elongation El 1 at room temperature Hereinafter, each of these characteristics will be described.
室温における引張強さ：780MPa以上であり、かつ室温における降伏比：0.85以上
本発明の温間プレス成形方法は、室温における引張強さが440MPa以上の鋼板を対象とするが、前記の好適な製造方法によれば、TS1が780MPa以上であり、かつ室温における降伏比が0.85以上の鋼板を得ることができる。
ここに、TS1とは、室温における引張強さを意味し、また室温とは、(22±5)℃を意味する。
Tensile strength at room temperature: 780 MPa or more, and yield ratio at room temperature: 0.85 or more The warm press forming method of the present invention targets a steel sheet having a tensile strength at room temperature of 440 MPa or more. According to the method, a steel sheet having a TS 1 of 780 MPa or more and a yield ratio of 0.85 or more at room temperature can be obtained.
Here, TS 1 means the tensile strength at room temperature, and room temperature means (22 ± 5) ° C.
温間成形温度域である400〜Ａc1点での降伏応力YS2：室温における降伏応力YS1の80％以下
温間成形温度域である400〜Ａc1点での降伏応力YS2が、室温における降伏応力YS1の80％超では、温間成形時の鋼板変形抵抗が十分に低減しないため、温間成形時の負荷荷重（プレス荷重）を大きくする必要が生じ、金型寿命が短くなる。加えて、大きな負荷荷重（プレス荷重）を付与するために、加工機（プレス機）本体も必然的に大きくならざるを得ない。加工機（プレス機）本体が大きくなると、温間成形温度に加熱した鋼板を加工機まで搬送するのに長時間を要し、ブランクの温度の低下を招き、所望の温度で温間成形することが難しくなる。さらに、形状凍結性も十分に改善されないため、温間成形を利用する効果が小さくなる。
従って、温間成形温度域である400〜Ａc1点での降伏応力YS2は、室温における降伏応力YS1の80％以下とすることが好ましい。より好ましくは70％以下である。
Yield stress at 400～Ac 1 point is warm molding temperature region YS 2: yield stress YS 2 in 400～Ac 1 point is 80% or less warm molding temperature range of the yield stress YS 1 at room temperature, room temperature If the yield stress YS 1 exceeds 80%, the deformation resistance of the steel sheet during warm forming will not be reduced sufficiently, and it will be necessary to increase the load load (press load) during warm forming, which will shorten the mold life. . In addition, in order to apply a large load (press load), the processing machine (press machine) body inevitably becomes large. When the processing machine (pressing machine) body becomes large, it takes a long time to transport the steel plate heated to the warm forming temperature to the processing machine, which causes a decrease in the temperature of the blank and warm forming at the desired temperature. Becomes difficult. Furthermore, since the shape freezing property is not sufficiently improved, the effect of using warm forming is reduced.
Therefore, it is preferable that the yield stress YS 2 at the 400 to Ac 1 points in the warm forming temperature range is 80% or less of the yield stress YS 1 at room temperature. More preferably, it is 70% or less.
温間成形温度域である400〜Ａc1点での全伸びEl2：室温における全伸びEl1の1.1倍以上
温間成形温度域である400〜Ａc1点での全伸びEl2が、室温における全伸びEl1の1.1倍以上であると、温間成形時における加工性が十分に改善されるので、割れ等の欠陥が生じることなく、鋼板を複雑な形状の部材に成形しやすくなる。
従って、温間成形温度域である400〜Ａc1点での全伸びEl2は、室温における全伸びEl1の1.1倍以上とすることが好ましい。より好ましくは1.2倍以上である。
Total elongation at 400～Ac 1 point is warm molding temperature region El 2: total elongation El 2 in 400～Ac 1 point is warm molding temperature region above 1.1 times the total elongation El 1 at room temperature, room temperature If it is 1.1 times or more of the total elongation El 1 in, since processability during warm forming it is sufficiently improved, without defects such as cracks occur, easily molded steel plate member having a complicated shape.
Therefore, it is preferable that the total elongation El 2 at 400 to Ac 1 point which is the warm forming temperature range is 1.1 times or more of the total elongation El 1 at room temperature. More preferably, it is 1.2 times or more.
さらに、上記した機械的特性に加え、プレス成形品に成形した後に以下の機械的特性を示すこととなる鋼板が、本発明の温間プレス成形方法に対して、一層好適に用いられる。 Furthermore, in addition to the mechanical properties described above, a steel plate that exhibits the following mechanical properties after being formed into a press-formed product is more suitably used for the warm press-forming method of the present invention.
室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3が、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％以上
室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3が、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％未満であると、温間成形後の部材の強度および全伸びが不足する。このような鋼板を使用して、温間プレス成形によって所望形状の自動車部材とすると、自動車衝突時の衝撃吸収性能が不足するので、自動車部材としての信頼性が損なわれる。
このことから、室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3は、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％以上とすることが好ましい。より好ましくは90％以上である。
Yield stress YS 3 and total elongation El 3 of the press-formed product at room temperature are 80% or more of the yield stress YS 1 and total elongation El 1 of the steel plate before press forming, respectively. Yield stress YS 3 of the press-formed product at room temperature and If the total elongation El 3 is less than 80% of the yield stress YS 1 at room temperature and the total elongation El 1 of the steel sheet before press forming, respectively, the strength and total elongation of the member after warm forming are insufficient. If such a steel plate is used to form an automobile member having a desired shape by warm press forming, the impact absorbing performance at the time of automobile collision is insufficient, so the reliability as an automobile member is impaired.
Therefore, it is preferable that the yield stress YS 3 and the total elongation El 3 of the press-formed product at room temperature are 80% or more of the yield stress YS 1 and the total elongation El 1 of the steel plate before press forming, respectively. More preferably, it is 90% or more.
（実施例１）
板厚1.6mm、引張強度980MPa級の鋼板（Ｃ：0.048％、Si：0.01％、Mn：0.95％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.0018％、Al：0.041％、Ｎ：0.0038％、Ti：0.158％、Ａc1点：713℃）を、700℃に加熱した後、しわ押さえ力を245kN（≒25tf）または490kN（≒50tf）とし、成形下死点での保持を行うことなくドロー成形を行い、図２（ａ）に示すような直線ハット形状のパネルおよび図８（ａ）に示すような長手方向を湾曲させた曲がりハット形状のパネルに成形して、ネッキングや割れの有無を目視にて調査した。調査結果を表１に示す。
なお、表１中、○はネッキングおよび割れの発生なし、△はネッキング発生、×は割れ発生をそれぞれ意味する。
Example 1
Steel plate with 1.6mm thickness and 980MPa tensile strength (C: 0.048%, Si: 0.01%, Mn: 0.95%, P: 0.01%, S: 0.0018%, Al: 0.041%, N: 0.0038%, Ti: 0.158 %, Ac 1 point: 713 ° C) is heated to 700 ° C, then the wrinkle holding force is 245kN (≈25tf) or 490kN (≈50tf), and draw forming is performed without holding at the bottom dead center 2 (a) and a bent hat-shaped panel having a curved longitudinal direction as shown in FIG. 8 (a), and visually checked for the presence or absence of necking or cracking. investigated. The survey results are shown in Table 1.
In Table 1, “◯” means no occurrence of necking and cracking, “Δ” means occurrence of necking, and “x” means occurrence of cracking.
ここに、ポンチ金型およびダイ金型の肩部には、図９に示すような断面形状が円形となる棒状のジルコニアまたは窒化珪素を埋め込み、それ以外の部分の材料は、全て一般工具鋼とした。また、比較のため、全体の材料を一般工具鋼としたポンチ金型およびダイ金型を使用して、上記と同じ条件にてドロー成形を行った。 Here, rod-shaped zirconia or silicon nitride having a circular cross-sectional shape as shown in FIG. 9 is embedded in the shoulders of the punch mold and the die mold, and the other parts are made of general tool steel. did. For comparison, draw molding was performed under the same conditions as described above, using a punch die and a die die whose whole material was general tool steel.
なお、鋼板の加熱には電気炉を用いた。在炉時間を300秒に設定し、ブランク全体が均一な温度分布になるように加熱した。加熱されたブランクを炉から取り出し、10秒の搬送時間の後に、プレス機内に送給して成形を行った。プレス機はサーボプレス機を使用し、プレス速度は15spm（Strokes per minute:１分間で加工可能な個数。ただし、成形下死点での保持を行った場合には、その保持時間がさらに付加される。）とした。 An electric furnace was used for heating the steel plate. The in-furnace time was set to 300 seconds, and the entire blank was heated so as to have a uniform temperature distribution. The heated blank was taken out of the furnace and, after a conveying time of 10 seconds, was fed into a press to perform molding. The press uses a servo press, and the press speed is 15 spm (Strokes per minute: the number that can be processed in 1 minute. However, when holding at the bottom dead center of molding, the holding time is further added. ).
また、成形後のパネルを十分な時間空冷した後、直線ハット形状のパネルについては図２（ｂ）に示す口開き量ａを非接触３次元形状測定器により測定し、基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後の口開き量の変化量を求めた。また、曲がりハット形状のパネルについては図８（ｂ）に示すひねり角度θを、非接触３次元形状測定器によりパネル形状を測定し、データ解析した。これらの結果を表１に併記する。
ここに、曲がりハット形状のパネルにおけるひねり角度θとは、図８（ｂ）に示すように長手方向中央部と端部の断面形状を比較した場合に、それぞれの凸部先端を表す直線がなす角度である。図８（ｂ）中、実線がパネル中心部断面11、破線がパネル端部断面12である。
また、一般的に、スプリングバックによる形状変化が発生すると、直線ハット形状のパネルについては空冷後の口開き量の変化量が、曲がりハット形状のパネルにおけるひねり角度θがそれぞれ大きくなる。なお、ここでは、空冷後の口開き量の変化量は1.0mm以内、ひねり角度は1.0deg以内であれば、形状凍結性が良好と言える。
In addition, after the molded panel is air-cooled for a sufficient time, for a straight hat-shaped panel, the opening amount a shown in FIG. 2B is measured with a non-contact three-dimensional shape measuring instrument, and the reference panel shape ( The amount of change in the amount of opening after air cooling with respect to the shape immediately after press molding was removed from the mold was determined. For the bent hat-shaped panel, the twist angle θ shown in FIG. 8B was measured with a non-contact three-dimensional shape measuring instrument, and data analysis was performed. These results are also shown in Table 1.
Here, the twist angle θ in the bent hat-shaped panel is a straight line representing the tip of each convex portion when the cross-sectional shapes of the central portion and the end portion in the longitudinal direction are compared as shown in FIG. 8B. Is an angle. In FIG. 8B, the solid line is the
In general, when a shape change occurs due to a springback, the amount of change in the opening amount after air cooling is increased for a straight hat-shaped panel, and the twist angle θ in a bent hat-shaped panel is increased. Here, it can be said that the shape freezing property is good if the amount of change in the opening amount after air cooling is within 1.0 mm and the twist angle is within 1.0 deg.
表１に示したように、肩部にジルコニアまたは窒化珪素を埋め込んだポンチ金型およびダイ金型を使用した発明例ではいずれも、ネッキングや割れが発生しなかった。また、発明例ではいずれも、空冷後の口開き量の変化量が1.0mm以内、ひねり角度が1.0deg以内と良好な形状凍結性が得られた。
一方、全体の材料を一般工具鋼としたポンチ金型およびダイ金型を使用した比較例では、しわ押さえ力を245kN（≒25tf）とした場合にはネッキングが発生し、さらにしわ押さえ力を490kN（≒50tf）とした場合には、割れが発生した。
As shown in Table 1, neither necking nor cracking occurred in the invention examples using the punch mold and die mold in which zirconia or silicon nitride was embedded in the shoulder. In each of the inventive examples, a good shape freezing property was obtained, in which the amount of change in the opening amount after air cooling was within 1.0 mm and the twist angle was within 1.0 deg.
On the other hand, in the comparative example using punch dies and die dies made of general tool steel as the whole material, necking occurs when the wrinkle holding force is 245kN (≈25tf), and the wrinkle holding force is 490kN. In the case of (≈50tf), cracking occurred.
（実施例２）
実施例１と同じ鋼板を、600℃、550℃、500℃に加熱した後、しわ押さえ力を250kNとし、成形下死点での保持時間を種々変化させてドロー成形し、図２（ａ）に示すような直線ハット形状のパネルに成形した。また、図８（ａ）に示すような長手方向が湾曲した曲がりハット形状のパネルも併せて成形した。なお、いずれの場合についても、側壁部等にネッキングや割れは生じなかった。
(Example 2)
The same steel plate as in Example 1 was heated to 600 ° C., 550 ° C., and 500 ° C., then the crease holding force was 250 kN, the holding time at the bottom dead center was variously changed, and draw forming was performed. FIG. It was molded into a straight hat-shaped panel as shown in FIG. Further, a bent hat-shaped panel having a curved longitudinal direction as shown in FIG. In either case, necking or cracking did not occur in the side wall or the like.
ここに、ポンチ金型およびダイ金型の肩部には、図９に示すような断面形状が円形となる棒状のジルコニアを埋め込み、それ以外の部分の材料は、全て一般工具鋼とした。
また、上記した以外の条件については、実施例１と同様とした。さらに、実施例１と同様の方法で、得られた直線ハット形状のパネルについては、基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後の口開き量の変化量を、曲がりハット形状のパネルについてはひねり角度θをそれぞれ測定した。これらの測定結果を成形下死点での保持時間に対してプロットしたものを、図10および図11に示す。
Here, rod-shaped zirconia having a circular cross-sectional shape as shown in FIG. 9 was embedded in the shoulders of the punch mold and the die mold, and the other parts were made of general tool steel.
The conditions other than those described above were the same as in Example 1. Further, for the straight hat-shaped panel obtained by the same method as in Example 1, the change in the opening amount after air cooling with respect to the reference panel shape (the shape when removed from the mold immediately after press molding) For the bent hat-shaped panel, the twist angle θ was measured. A plot of these measurement results versus retention time at molded bottom dead center is shown in FIGS.
図10および図11より、成形下死点での保持時間を１秒以上とすることで、直線ハット形状のパネルでは基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後の口開き量の変化量を、曲がりハット形状のパネルではひねり角度をそれぞれ一層低減することができ、スプリングバックによる形状変化が大幅に抑制されることがわかる。 From FIG. 10 and FIG. 11, by setting the holding time at the bottom dead center of molding to 1 second or longer, the straight hat-shaped panel is the standard panel shape (the shape when removed from the mold immediately after press molding). It can be seen that the amount of change in the opening amount after air cooling can be further reduced in the bent hat-shaped panel, and the shape change due to the springback is greatly suppressed.
（実施例３）
実施例１と同じ鋼板を、700℃に加熱した後、図６に示すような内径Ｄ：184mmの円形のダイ金型と、直径ｄが90mmの円形のポンチ金型とを用いて張出し成形し、ブランクに割れが生じる限界の成形高さを求めた。結果を図12に示す。
(Example 3)
The same steel sheet as in Example 1 was heated to 700 ° C., and then stretched using a circular die mold having an inner diameter D of 184 mm and a circular punch mold having a diameter d of 90 mm as shown in FIG. The limit molding height at which cracks occur in the blank was determined. The results are shown in FIG.
ここに、ポンチ金型およびダイ金型としては、(1)全体の材料を一般工具鋼、ジルコニア、窒化珪素としたもの、(2)金型肩部のみにジルコニアまたは窒化珪素を埋め込み、それ以外の部分の材料は、一般工具鋼としたものをそれぞれ使用した。なお、金型肩部に適用するジルコニアまたは窒化珪素は、断面形状が円形となるリング状とした。 Here, as the punch mold and die mold, (1) the whole material is general tool steel, zirconia, silicon nitride, (2) zirconia or silicon nitride is embedded only in the mold shoulder, other than that The material of this part was made of general tool steel. In addition, the zirconia or silicon nitride applied to the mold shoulder portion has a ring shape with a circular cross-sectional shape.
また、鋼板の加熱には電気炉を用いて、在炉時間を300秒に設定し、ブランク全体が均一な温度分布になるように加熱した。加熱されたブランクを炉から取り出し、10秒の搬送時間の後に、プレス機内に送給して成形を行った。プレス機はサーボプレス機を使用し、プレス速度は15spm（Strokes per minute:１分間で加工可能な個数。ただし、成形下死点での保持を行った場合には、その保持時間がさらに付加される。）とした。 In addition, an electric furnace was used for heating the steel sheet, the in-furnace time was set to 300 seconds, and the entire blank was heated so as to have a uniform temperature distribution. The heated blank was taken out of the furnace and, after a conveying time of 10 seconds, was fed into a press to perform molding. The press uses a servo press, and the press speed is 15 spm (Strokes per minute: the number that can be processed in 1 minute. However, when holding at the bottom dead center of molding, the holding time is further added. ).
図12より、金型肩部のみにジルコニアまたは窒化珪素を埋め込んだポンチ金型およびダイ金型を用いて張出し成形を行うことにより、全体の材料を一般工具鋼としたポンチ金型およびダイ金型を使用する場合と比較して、ブランクに割れが生じる限界の成形高さが大幅に向上することがわかる。
また、全体の材料にジルコニアまたは窒化珪素を適用したポンチ金型およびダイ金型を使用する場合と比較しても、遜色のない成形高さが得られており、成形性を高めつつ、コスト面でも有利となる。
From Fig. 12, punch mold and die mold with the whole material as general tool steel by performing stretch forming using die mold and die mold in which zirconia or silicon nitride is embedded only in the mold shoulder It can be seen that the molding height at the limit where cracks occur in the blank is greatly improved as compared with the case of using No ..
Compared to the case of using punch dies and die dies in which zirconia or silicon nitride is applied to the overall material, a molding height comparable to that obtained is obtained. But it is advantageous.
（実施例４）
表２に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳造しスラブ（鋼素材）とした。これらスラブ（鋼素材）を、表３に示す加熱温度に加熱し、均熱保持して、粗圧延したのち、表３に示す熱間圧延条件で、仕上圧延し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板（板厚：1.6mm）とした。なお、鋼板ａ，ｉ，ｋ，ｍは、連続溶融亜鉛めっきラインにて700℃に加熱後、液温：460℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、該めっき層に530℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。なお、めっき付着量は、45g/m2とした。
Example 4
Molten steel having the composition shown in Table 2 was melted in a converter and cast by a continuous casting method to obtain a slab (steel material). These slabs (steel materials) are heated to the heating temperature shown in Table 3, held soaked, roughly rolled, then finish-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 3, cooled, and wound in a coil shape. To obtain a hot-rolled steel sheet (thickness: 1.6 mm). The steel plates a, i, k, m were heated to 700 ° C. in a continuous hot dip galvanizing line and then immersed in a hot dip galvanizing bath at a liquid temperature of 460 ° C. to form a hot dip galvanized layer on the surface. The plating layer was alloyed at 530 ° C. to form an alloyed hot dip galvanized layer. In addition, the plating adhesion amount was 45 g / m 2 .
ついで、得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物観察および引張試験、を行った。試験方法は以下の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（L断面）を研磨し、腐食（腐食液：５％ナイタール液）して、走査型電子顕微鏡（倍率：400倍）を用いて、板厚中心部を観察し、各10視野撮像した。得られた組織写真について、画像解析を行い、組織の同定、および各相の組織分率、各相の平均結晶粒径の測定を行った。
Next, test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, precipitate observation, and tensile test. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, corroded (corrosive liquid: 5% nital liquid), and scanned. Using an electron microscope (magnification: 400 times), the central part of the plate thickness was observed, and 10 fields of view were imaged. The obtained structure photograph was subjected to image analysis, and the identification of the structure, the structure fraction of each phase, and the average crystal grain size of each phase were measured.
すなわち、得られた組織写真を用いて、まず、フェライト相とそれ以外の相とを分離して、フェライト相の面積を測定し、観察視野全体に対する面積率を求め、フェライト相の面積率とした。なお、フェライト相は粒内に腐食痕が観察されず粒界が滑らかな曲線で観察されるが、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。また、フェライトの平均結晶粒径は、得られた組織写真を用い、ASTM E 112-10に準拠した切断法によって求めた。 That is, using the obtained structure photograph, first, the ferrite phase and the other phases were separated, the area of the ferrite phase was measured, the area ratio with respect to the entire observation field was obtained, and the area ratio of the ferrite phase was determined . The ferrite phase was observed as a smooth curve with no grain marks in the grains, but the grain boundaries observed as a linear form were counted as a part of the ferrite phase. Further, the average crystal grain size of ferrite was obtained by a cutting method based on ASTM E 112-10 using the obtained structure photograph.
（２）析出物観察
また、得られた熱延鋼板の板厚中央部から透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取し、機械研磨および化学研磨により、観察用薄膜とした。得られた薄膜について、透過型電子顕微鏡（倍率：120000倍）を用いて、析出物（炭化物）の観察を行った。100個以上の炭化物について、粒子径を測定し、それらの算術平均値を、各鋼板における炭化物の平均粒子径とした。なお、測定に当たっては、１μm（1000nm）より大きな粗大なセメンタイトや窒化物は除外した。
(2) Precipitate observation In addition, a specimen for transmission electron microscope observation was collected from the central portion of the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet, and a thin film for observation was obtained by mechanical polishing and chemical polishing. About the obtained thin film, the deposit (carbide) was observed using the transmission electron microscope (magnification: 120,000 times). With respect to 100 or more carbides, the particle diameter was measured, and the arithmetic average value thereof was defined as the average particle diameter of the carbide in each steel plate. In the measurement, coarse cementite and nitride larger than 1 μm (1000 nm) were excluded.
（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、JIS Z 2201(1998)に準拠して、圧延方向と垂直方向が引張方向となるようにJIS 13 B号引張試験片を採取した。この採取した試験片を用いて、JIS G 0567(1998)に準拠して引張試験を行い、室温（22±5℃）における機械的特性（降伏応力YS1、引張強さTS1、全伸びEl1）、および表４に示す各温度における高温での機械的特性（降伏応力YS2、引張強さTS2、全伸びEl2）を測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。また、高温での機械的特性を測定する試験では、電気炉を用いて試験片を加熱し、試験片温度が試験温度の±3℃以内に安定して得られるようになったのち、15min保持し、引張試験を行った。
これら（１）〜（３）の試験結果を表３および表４に示す。
(3) Tensile test From the obtained hot-rolled steel sheet, a JIS 13B tensile test piece was sampled according to JIS Z 2201 (1998) so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction. Using these collected specimens, a tensile test was performed according to JIS G 0567 (1998), and mechanical properties at room temperature (22 ± 5 ° C) (yield stress YS 1 , tensile strength TS 1 , total elongation El 1 ) and mechanical properties at high temperatures (yield stress YS 2 , tensile strength TS 2 , total elongation El 2 ) at each temperature shown in Table 4 were measured. All tensile tests were performed at a crosshead speed of 10 mm / min. Also, in the test to measure the mechanical characteristics at high temperature, the test piece is heated using an electric furnace, and after the test piece temperature is stably obtained within ± 3 ° C of the test temperature, hold for 15 min. Then, a tensile test was performed.
Tables 3 and 4 show the test results of (1) to (3).
次に、上記のようにして得られた鋼板を、表５に示す条件にて加熱した後、ドロー成形またはフォーム成形により、表５に示す成形条件で直線ハット形状または曲がりハット形状のパネルに成形した。なお、表５に示した以外の条件は、実施例１の場合と同様である。 Next, after heating the steel plate obtained as described above under the conditions shown in Table 5, it is formed into a straight hat-shaped or bent hat-shaped panel under the molding conditions shown in Table 5 by draw molding or foam molding. did. The conditions other than those shown in Table 5 are the same as in Example 1.
そして、実施例１の場合と同様に、直線ハット形状のパネルについては、基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後の口開き量の変化量を、曲がりハット形状のパネルについてはひねり角度θを測定した。得られた結果を表５に示す。
なお、空冷後の口開き量の変化量は1.0mm以内、ひねり角度は1.0deg以内であれば、形状凍結性が良好と言える。
And as in the case of Example 1, for the straight hat-shaped panel, the amount of change in the opening amount after air cooling with respect to the reference panel shape (the shape at the time of removal from the mold immediately after press molding), The twist angle θ was measured for the bent hat-shaped panel. The results obtained are shown in Table 5.
In addition, if the variation | change_quantity of the opening amount after air cooling is less than 1.0 mm, and a twist angle is less than 1.0 deg, it can be said that shape freezing property is favorable.
また、得られたパネルについて、目視によりネッキングや割れの有無を調査した。調査結果を表５に併記する。なお、表５中、○はネッキングおよび割れの発生なし、△はネッキング発生、×は割れ発生をそれぞれ意味する。 Further, the obtained panel was visually examined for the presence of necking and cracking. The survey results are also shown in Table 5. In Table 5, ◯ means no necking or cracking, Δ means necking occurs, and × means cracking occurs.
さらに、この成形後のパネルから、JIS 13 B号引張試験片を採取し、これらの引張試験片について、室温にて上記と同様の条件で引張試験を行い、機械的特性（降伏応力(YS3)、引張強さ(TS3)、全伸び(El3)）を測定した。
得られた結果を表６に示す。
Further, JIS 13 B tensile test specimens were collected from the molded panels, and these tensile test specimens were subjected to a tensile test at room temperature under the same conditions as described above to obtain mechanical properties (yield stress (YS 3 ), Tensile strength (TS 3 ), total elongation (El 3 )).
The results obtained are shown in Table 6.
表５に示したように、直線ハット形状に成形した発明例ではいずれも、空冷後の口開き量の変化量は1.0mm以内となり、また曲がりハット形状に成形した発明例ではいずれも、ひねり角度は1.0deg以内となって、良好な形状凍結性が得られた。また、いずれの発明例でも、ネッキングや割れは見られなかった。
さらに、表６に示したように、成分組成および組織が好適な鋼板を使用した発明例No.1〜4,6,14,15,17,18,20はいずれも、780MPa以上という高強度鋼板を用いているにもかかわらず、成形後のプレス成形品において良好な寸法精度が得られ、しかもプレス成形前の鋼板の引張強さTS1に対するプレス成形品の引張強さTS3の割合（TS3/TS1×100）が、従来の熱間プレス成形では、110％を大幅に超えて、プレス後のパネルの引張強度が極端に大きくなり、その後の加工に支障をきたしていたのに比べて、本発明では99〜104％となる等、その機械的特性も極めて良好であった。
As shown in Table 5, in all of the invention examples molded into a straight hat shape, the amount of change in the opening amount after air cooling is within 1.0 mm, and in each of the invention examples molded into a bent hat shape, the twist angle Was within 1.0 deg, and good shape freezing property was obtained. In any of the invention examples, neither necking nor cracking was observed.
Furthermore, as shown in Table 6, all of Invention Examples Nos. 1 to 4, 6, 14, 15, 17, 18, and 20 using steel plates having suitable composition and structure are high strength steel plates of 780 MPa or more. Despite the use of, good dimensional accuracy is obtained in the press-formed product after forming, and the ratio of the tensile strength TS 3 of the press-formed product to the tensile strength TS 1 of the steel plate before press forming (TS 3 / TS 1 x 100), however, the conventional hot press molding significantly exceeds 110%, and the tensile strength of the panel after pressing becomes extremely large, which hinders subsequent processing. In the present invention, the mechanical properties were extremely good, such as 99 to 104%.
１ ダイ
２ ポンチ
３ しわ押さえ
４ 加熱した鋼板（ブランク）
５ プレス成形品（パネル）
６ フランジ部
７ 側壁部
８ ダイ金型の肩部
９ ポンチ金型の肩部
10 クッション
11 パネル中心部断面
12 パネル端部断面
13-1 ロックビード（凸部）
13-2 ロックビード（凹部）
1
5 Press-molded products (panels)
6
10 cushion
11 Panel center cross section
12 Panel end section
13-1 Lock beads (convex part)
13-2 Lock beads (concave)
Claims (12)
該鋼板を400℃以上Ａc1点以下の温度域に加熱したのち、ポンチとダイの組み合わせになるプレス機を用いて成形するものとし、その際、該鋼板と接触して該鋼板を変形させるポンチ金型の肩部とダイ金型の肩部にそれぞれ、該鋼板よりも熱伝導率が低い材料を埋め込んだポンチ金型とダイ金型を用いる、
ことを特徴とする温間プレス成形方法。 When forming a steel plate with a tensile strength of 440 MPa or more into a press-molded product with a flange,
The steel sheet is heated to a temperature range of 400 ° C. or more and Ac 1 point or less, and then formed using a press that is a combination of a punch and a die. At that time, the punch that contacts the steel sheet and deforms the steel sheet A punch mold and a die mold in which a material having a lower thermal conductivity than that of the steel plate is embedded in the shoulder of the mold and the shoulder of the die mold, respectively.
A warm press molding method.
Ｃ：0.015〜0.16％、
Si：0.2％以下、
Mn：1.8％以下、
Ｐ：0.035％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下および
Ti：0.13〜0.25％
を下記（１）式の関係を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有すると共に、
組織全体に占めるフェライト相の割合が面積率で95％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織を有する、
ことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
記
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05 …(1)
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％） The steel sheet is in mass%,
C: 0.015-0.16%,
Si: 0.2% or less,
Mn: 1.8% or less,
P: 0.035% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less and
Ti: 0.13-0.25%
In a range satisfying the relationship of the following formula (1), the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities,
A structure in which the proportion of the ferrite phase in the entire structure is 95% or more in area ratio, the average crystal grain size of ferrite is 1 μm or more, and carbides having an average grain size of 10 nm or less are dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains. Having
The warm press molding method according to any one of claims 1 to 4.
Record
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) ≧ 1.05… (1)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
Ｖ：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
Ｗ：1.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Zr：0.1％以下および
Hf：0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ下記（１）’式の関係を満足することを特徴とする請求項５に記載の温間プレス成形方法。
記
2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05 …(1)’
ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％） The steel sheet is further mass%,
V: 1.0% or less,
Mo: 0.5% or less,
W: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
Zr: 0.1% or less and
The warm press molding method according to claim 5, wherein one or two or more selected from Hf: 0.1% or less is contained and the relationship of the following formula (1) 'is satisfied.
Record
2.00 ≧ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48 + [% V] / 51 + [% W] / 184 + [% Mo] / 96 + [% Nb] / 93 + [% Zr] / 91 + [% Hf] / 179) ≧ 1.05… (1) '
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
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