JP6082451B2 - 熱間プレス用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
-
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Description
本発明は、熱間プレス用鋼板およびその製造方法に関する。特には、鋼部品の高強度を安定して確保することができると共に、熱間プレス前のブランキング加工を良好に行うことができ、かつ、熱間プレス時の鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制することのできる熱間プレス用鋼板とその製造方法に関する。
鋼板を加熱してから熱間プレスし冷却することで高強度の部材を製造する技術として、いわゆるホットスタンプがある。上記熱間プレスに用いられる鋼板、即ち熱間プレス用鋼板としては、従来より、合金元素が比較的少量であり、加熱前の鋼板の引張強さが５００ＭＰａ〜７００ＭＰａ程度でありそれほど高くない鋼板が用いられてきた。熱間プレス前には、鋼板を所定のブランクサイズに切断するブランキング加工を行う必要があるが、上記レベルの引張強さであれば、該ブランキング加工を工具の損傷、摩耗を生じさせることなく良好に行うことができた。例えば特許文献１には、ホットプレス後に、トリミングまたはピアシング等の後加工を施して製造する、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、残留応力の低い高強度鋼製部材の製造方法が提案されている。
しかしながら近年は、従来の熱間プレス用鋼板よりも合金元素を増やして焼入れ性を高めた鋼板が提案されている。例えば特許文献２には、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等を含有させ、成形後の金型冷却時間を短縮できる鋼板が提案されている。このような鋼板は熱間プレスのプレス生産性を高めることができ、かつ熱間での多工程成形を可能とする。
しかし鋼板中の合金元素が増加すると、鋼板の引張強さが上昇する。鋼板の引張強さが高すぎると、上記ブランキング加工時の工具ダメージが著しくなるといった問題がある。
ところで熱間プレス用鋼板は、高強度の成形鋼部材を得るため、熱間プレス前に高温に加熱される。しかし加熱温度が高温であると、鋼板表面の酸化が生じやすい。また熱間プレス用鋼板として亜鉛めっき鋼板を用いる場合、亜鉛めっき層が消失しやすくなる。よって、上記鋼板表面の酸化や上記亜鉛めっき層の消失を抑制する観点から、上記加熱温度は極力低くすることが望まれている。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、部材の高強度を安定して確保すべく合金元素が含まれていても、熱間プレス前のブランキング加工を良好に行うことができ、かつ、熱間プレス時の鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制できる熱間プレス用鋼板、および該熱間プレス用鋼板の製造方法を確立することにある。以下では、前記「熱間プレス前のブランキング加工を良好に行う」との特性を「ブランキング性」ということがある。
上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス用鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下、
Ｓｉ：１．００％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、
Ｔｉ：（Ｎ×４８／１４）％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
Ａｌ：０％超、０．１０％以下、
Ｐ：０％超、０．０５％以下、
Ｓ：０％超、０．０１％以下、および
Ｎ：０％超、０．０１０％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
転位密度が１０×１０14／ｍ2以上であり、かつ
全組織に占めるパーライト組織の面積率が３０％以上であり、更に
引張強さが１１００ＭＰａ以下であるところに特徴を有する。
Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下、
Ｓｉ：１．００％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、
Ｔｉ：（Ｎ×４８／１４）％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
Ａｌ：０％超、０．１０％以下、
Ｐ：０％超、０．０５％以下、
Ｓ：０％超、０．０１％以下、および
Ｎ：０％超、０．０１０％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
転位密度が１０×１０14／ｍ2以上であり、かつ
全組織に占めるパーライト組織の面積率が３０％以上であり、更に
引張強さが１１００ＭＰａ以下であるところに特徴を有する。
前記鋼板は、更に、質量％で、下記（i）〜（iii）のうちのいずれか１以上を含んでいてもよい。
（i）ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下
（ii）ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下
（iii）Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．１０％以下
（i）ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下
（ii）ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下
（iii）Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．１０％以下
前記鋼板は、該鋼板の少なくとも片面に亜鉛系めっき層またはアルミ系めっき層を有していてもよい。
本発明には、前記熱間プレス用鋼板の製造方法も含まれる。該製造方法は、前記鋼板の成分組成を満たす鋼を、仕上圧延温度：８９０〜９５０℃で熱間圧延後、５５０℃以上で巻き取る工程；および２０％以上の冷延率で冷間圧延を行う工程；を順に含み、前記冷間圧延後の鋼板の引張強さが１１００ＭＰａを超える場合は、前記冷間圧延後、更に、焼鈍温度：５００℃以上６４０℃以下、かつ５００℃以上の温度域の滞在時間：５００秒以下の条件で焼鈍を行う工程を含むところに特徴を有する。
本発明には、前記熱間プレス用鋼板を用い、加熱温度：７００〜９００℃で加熱してから熱間プレスを行うことを特徴とする鋼部品の製造方法も含まれる。以下では、本発明の熱間プレス用鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる鋼部品を「部材」ということがある。
本発明によれば、鋼部品の高強度を安定して確保すべくＳｉ等の合金元素が多く含まれていても、熱間プレス前のブランキング加工を良好に行うことができ、更には、熱間プレス時の鋼板表面の酸化と亜鉛めっき層の消失を抑制することのできる熱間プレス用鋼板を提供できる。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。まずは、部材の高強度を安定して確保すべく、鋼板中のＳｉに着目した。以下、詳述する。
熱間プレス技術では、素材を一旦オーステナイト化してから冷却することで部材のミクロ組織にマルテンサイトを生成させ高強度化を達成している。部材の強度は、鋼中炭素の存在状態に依存することが良く知られている。Ｓｉは、この炭素の析出状態を制御するために重要な元素である。具体的にＳｉは、熱間プレス過程で生じたマルテンサイトが冷却中に焼き戻されて軟化することを抑制する元素である。このＳｉの効果により、熱間プレス後の部材の冷却時、即ち焼入れ時に、部材の部位間の冷却ムラが生じた場合であっても、具体的には、金型保持時間の短縮や金型保持の省略により、部材の部位間で金型接触時間の差異が生じ、結果として冷却程度の差異が生じた場合であっても、部位によらず安定した強度を得ることが可能となる。
該効果を得るには、Ｓｉを１．００％以上含有させる必要がある。尚、前記％は、化学成分組成において質量％を意味する。以下同じである。Ｓｉ量は、好ましくは１．０５％以上、より好ましくは１．１５％以上である。しかしＳｉは、鋼板のオーステナイト化温度であるＡｃ3点を上昇させる元素でもある。Ｓｉ量が過剰になると、このＡｃ3点が上昇し、熱間プレスにおける加熱温度を高くする必要があり、その結果、鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失が生じやすくなる。よってＳｉ量は２．００％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．６０％以下である。
本発明者らは、更に、上述の通りＳｉ等の合金元素を多く含む場合であっても、熱間プレス前のブランキング加工を良好に行うべく鋭意研究を行った。
熱間プレス前のブランキング加工を良好に行うには、ブランキング加工に用いる鋼板の引張強さを抑制する必要がある。本発明者らが確認したところ、鋼板の引張強さが１１００ＭＰａを超えると、切断のための金型の損傷が大きくなり頻繁な型手入れ等が必要であった。よって熱間プレス用鋼板の引張強さを１１００ＭＰａ以下とすることとした。該引張強さは、好ましくは１０００ＭＰａ以下、より好ましくは９５０ＭＰａ以下である。鋼板の引張強さの下限は、本発明の成分範囲においてはおおよそ４４０ＭＰａ以上となる。以下では、上記「鋼板の引張強さ」を「鋼板強度」ということがある。
上記引張強さは引張試験により測定すればよい。試験片の形状は特に指定しないが、例えば後述する実施例に示す通りＪＩＳ５号やＪＩＳ１３号Ｂ形状とすることが望ましい。
更に本発明者らは、上記引張強さの抑えられた鋼板を得るべく鋭意研究を行った。その結果、下記に示す通り、鋼板のミクロ組織中にパーライトを生成させることが重要であることを見出した。
全組織に占めるパーライト組織の面積率が３０％以上
前述の通りＳｉを比較的多く含有させることによって、部材強度が安定して得られる。しかしＳｉや後述するＭｎ等の合金元素が多く含まれると、マルテンサイトやベイナイトといった硬質なミクロ組織が増加しやすく鋼板強度が上昇する。引張強さの抑えられた鋼板を得るには、上記マルテンサイトやベイナイトなどの硬質な相が極力少ないミクロ組織とする必要がある。この観点から、本発明ではパーライトを積極的に含有させることとした。また、フェライトが多くパーライトが少ない場合、引張強さは抑えられるが次の様な問題がある。即ち、パーライトが少なくなると炭化物が局所的に集まるようになり、加熱中の逆変態での炭素の拡散が遅くなる。昇温速度が一定の場合、拡散時間の遅れを加熱温度で補う必要がある。その結果、熱間プレスにより一定以上の強度を確保するための最低加熱温度を高める必要がある。この最低加熱温度が高くなると、前述の通り鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失が生じやすくなる。この観点からも、パーライトを積極的に含有させる必要がある。
前述の通りＳｉを比較的多く含有させることによって、部材強度が安定して得られる。しかしＳｉや後述するＭｎ等の合金元素が多く含まれると、マルテンサイトやベイナイトといった硬質なミクロ組織が増加しやすく鋼板強度が上昇する。引張強さの抑えられた鋼板を得るには、上記マルテンサイトやベイナイトなどの硬質な相が極力少ないミクロ組織とする必要がある。この観点から、本発明ではパーライトを積極的に含有させることとした。また、フェライトが多くパーライトが少ない場合、引張強さは抑えられるが次の様な問題がある。即ち、パーライトが少なくなると炭化物が局所的に集まるようになり、加熱中の逆変態での炭素の拡散が遅くなる。昇温速度が一定の場合、拡散時間の遅れを加熱温度で補う必要がある。その結果、熱間プレスにより一定以上の強度を確保するための最低加熱温度を高める必要がある。この最低加熱温度が高くなると、前述の通り鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失が生じやすくなる。この観点からも、パーライトを積極的に含有させる必要がある。
具体的に、鋼板の引張強さ：１１００ＭＰａ以下を達成すると共に、上記最低加熱温度を低くするには、全組織に占めるパーライトの面積率を３０％以上とする必要があることを見出した。前記パーライトの面積率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上である。前記パーライトの面積率を３０％以上とすることで、マルテンサイトやベイナイトといった硬質な相やフェライトの生成を抑えることができる。パーライト分率が多ければ多いほど、硬質相は低減できるが、パーライト分率の必要以上の増加は、熱延巻き取り後の保持の長時間化など鋼板製造面で不利となる。本発明の成分範囲ではその上限は９０％程度となる。パーライト以外の組織は、主にフェライトであることが望ましいが、全組織に占める割合で１０面積％以下であれば、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が存在してもよい。
前記パーライトの面積率の測定方法は、後記の実施例に示す方法で求められる。
前記マルテンサイトやベイナイトといった硬質な相やフェライトの生成を抑えて、前記パーライト面積率：３０％以上を達成するには、後記の製造方法で詳述する通り、仕上圧延温度を一定以上とし、かつ熱延鋼板製造時の巻き取り温度を高温化することが挙げられる。
次に、熱間プレス時の鋼板表面の酸化および亜鉛めっき層の消失を抑制すべく鋭意研究を行った。上記熱間プレス時の鋼板表面の酸化および亜鉛めっき層の消失を抑制するには、熱間プレス直前の加熱の温度を極力抑えることが有効である。しかし、該加熱温度を下げると、熱間プレスで得られる部材の強度確保が困難となる。特に、通電加熱の様に加熱速度が急速の場合、高強度を得るには加熱温度を高めとする必要がある。
そこで、熱間プレス時の加熱温度を低くしても、熱間プレスにより一定以上の強度の部材を得るための手段について鋭意研究を行った。その結果、該熱間プレスに用いる鋼板が、下記に示す通り一定以上の転位密度を有するものであればよいことを見出した。
鋼板の転位密度が１０×１０14／ｍ2以上
ミクロ組織の転位密度を高めることによって、加熱時のオーステナイト化を促進させることができる。加熱時のオーステナイト化を促進できると、部材強度を確保するための加熱温度を低くすることが可能となり、結果として、鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制することができる。
ミクロ組織の転位密度を高めることによって、加熱時のオーステナイト化を促進させることができる。加熱時のオーステナイト化を促進できると、部材強度を確保するための加熱温度を低くすることが可能となり、結果として、鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制することができる。
本発明では、熱間プレス後の強度、即ち部材の強度が、後述する実施例に示す通りミクロビッカース硬さで少なくとも４００Ｈｖを達成することを目的に、熱間プレス時の加熱温度：９００℃以下で上記硬さを実現するための転位密度について検討を行った。
その結果、鋼板の転位密度が１０×１０14／ｍ2以上であればよいことを見出した。前記転位密度は、好ましくは１５×１０14／ｍ2以上、より好ましくは２０×１０14／ｍ2以上である。一方、前記転位密度が高すぎると鋼板強度が必要以上に高くなり、引張強さ１１００ＭＰａ以下を満たすことが困難となる。よって前記転位密度は、３０×１０14／ｍ2以下であることが好ましく、より好ましくは２８×１０14／ｍ2以下である。
前記転位密度の測定方法は、後記の実施例に示す方法で求められる。
前記転位密度：１０×１０14／ｍ2以上を満たす鋼板は、該鋼板の製造時に後述の条件の冷間圧延を行うことによって得られる。冷間圧延後に、鋼板へのめっきの付与や鋼板強度の調整のために焼鈍する場合がある。しかし鋼板に導入した転位密度は該焼鈍により低下しやすいため、焼鈍条件、特に焼鈍温度を適切に制御して転位密度を維持する必要がある。詳細は、後記の製造方法に示す。
以上、本発明の特徴である鋼板のＳｉ量、ミクロ組織、および転位密度について説明した。次に上記Ｓｉ以外の元素について説明する。尚、前述したＳｉを含め、鋼部品の成分組成は鋼板と同じである。
Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下
Ｃは、熱間プレスして得られる部材の強度確保のために重要な元素である。部材強度としてミクロビッカース硬さで４００Ｈｖ以上を達成するには、Ｃ量を０．１５％以上とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．１８％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると溶接部の強度が低下する。Ｃ量は、好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｃは、熱間プレスして得られる部材の強度確保のために重要な元素である。部材強度としてミクロビッカース硬さで４００Ｈｖ以上を達成するには、Ｃ量を０．１５％以上とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．１８％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると溶接部の強度が低下する。Ｃ量は、好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下
Ｍｎは、安定した部材強度を得るために有効な元素である。詳細にはＭｎは、熱間プレスにおいて、加熱から熱間プレス開始までの間のフェライトなどの軟質層の生成や、熱間プレス中および熱間プレス後の冷却過程でのフェライトなどの軟質層やベイナイト相の生成を抑制して、安定した部材強度を得るのに有効な元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎ量を１．５０％以上とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．６０％以上、より好ましくは１．８０％以上、更に好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、熱間プレス前の鋼板強度が著しく上昇するため、Ｍｎ量は３．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．３０％以下である。
Ｍｎは、安定した部材強度を得るために有効な元素である。詳細にはＭｎは、熱間プレスにおいて、加熱から熱間プレス開始までの間のフェライトなどの軟質層の生成や、熱間プレス中および熱間プレス後の冷却過程でのフェライトなどの軟質層やベイナイト相の生成を抑制して、安定した部材強度を得るのに有効な元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎ量を１．５０％以上とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．６０％以上、より好ましくは１．８０％以上、更に好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰であると、熱間プレス前の鋼板強度が著しく上昇するため、Ｍｎ量は３．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．３０％以下である。
Ｔｉ：（Ｎ×４８／１４）％以上、０．１０％以下
Ｔｉは、鋼板中のＮを固定してＢによる焼入れ性を確保するために重要な元素である。そのためＴｉ量は少なくとも、鋼板中のＮを全てＴｉＮとして固定する量が必要となる。またＴｉは、ミクロ組織を微細化する効果があり、部材の靭性を改善する効果も有する。これらの観点から、Ｔｉ量は（Ｎ×４８／１４）％以上とする。前記Ｎは鋼板中の質量％でのＮ量をいう。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、鋼板強度が著しく上昇するため、Ｔｉ量は０．１０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｔｉは、鋼板中のＮを固定してＢによる焼入れ性を確保するために重要な元素である。そのためＴｉ量は少なくとも、鋼板中のＮを全てＴｉＮとして固定する量が必要となる。またＴｉは、ミクロ組織を微細化する効果があり、部材の靭性を改善する効果も有する。これらの観点から、Ｔｉ量は（Ｎ×４８／１４）％以上とする。前記Ｎは鋼板中の質量％でのＮ量をいう。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、鋼板強度が著しく上昇するため、Ｔｉ量は０．１０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５０％以下
Ｂは、鋼板の焼入れ性を向上させるために重要な元素である。特には、Ｂを含有させ焼入れ性を向上させることによって、部材強度を安定して得ることができる。該効果を発揮させるには、Ｂを０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、粗大な鉄ボロン化合物が析出し、靭性が低下する。よってＢ量は０．００５０％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
Ｂは、鋼板の焼入れ性を向上させるために重要な元素である。特には、Ｂを含有させ焼入れ性を向上させることによって、部材強度を安定して得ることができる。該効果を発揮させるには、Ｂを０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、粗大な鉄ボロン化合物が析出し、靭性が低下する。よってＢ量は０．００５０％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
Ａｌ：０％超、０．１０％以下
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この観点から、０％超、更には０．０１％以上含みうる。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼板のＡｃ3点が上昇する。鋼板のＡｃ3点が高まると、熱間プレス時の加熱温度を高める必要が生じ、前述の通り鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失が生じやすくなる。よってＡｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この観点から、０％超、更には０．０１％以上含みうる。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼板のＡｃ3点が上昇する。鋼板のＡｃ3点が高まると、熱間プレス時の加熱温度を高める必要が生じ、前述の通り鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失が生じやすくなる。よってＡｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｐ、Ｓ、Ｎは、不可避的に含まれる元素であり、部材の溶接性や靭性の確保、表面疵防止の観点から抑制する必要がある。これらの観点から、Ｐ量は０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、Ｎ量は０．０１０％以下、好ましくは０.００６０％以下とする。更には、不可避不純物であるＯも、上記と同様の観点から０．００１％以下に抑えることが好ましい。いずれの元素も、ゼロとすることは困難であるため下限は０％超である。
本発明の鋼板、および該鋼板を用いて得られる鋼部品の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。また、上記元素に加えて更に、下記に示す選択元素を適量含有させることにより、焼入れ性等を更に高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。
ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素：合計で、０％超、０．５０％以下
ＭｏとＣｒは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。該効果を発揮させるには、ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素を、合計で０％超含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０１％以上である。上記「合計で」とは、単独の場合は単独量を示し、複数元素を含む場合は合計量であることを意味する。以下同じである。
ＭｏとＣｒは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。該効果を発揮させるには、ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素を、合計で０％超含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０１％以上である。上記「合計で」とは、単独の場合は単独量を示し、複数元素を含む場合は合計量であることを意味する。以下同じである。
一方、これらの元素が過剰に含まれると、鋼板強度が上昇するため、ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素の含有量は、合計で０．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．３０％以下である。
ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素：合計で、０％超、０．５０％以下
ＣｕとＮｉは、部材の耐遅れ破壊特性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。上記効果を発揮させるには、ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素を、合計で０％超含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０５％以上である。しかし、これらの元素が過剰に含まれると、鋼板の表面疵、最終的には部材の表面疵の発生要因となる。よって、ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素は、合計で０．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．３０％以下である。
ＣｕとＮｉは、部材の耐遅れ破壊特性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。上記効果を発揮させるには、ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素を、合計で０％超含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０５％以上である。しかし、これらの元素が過剰に含まれると、鋼板の表面疵、最終的には部材の表面疵の発生要因となる。よって、ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素は、合計で０．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．３０％以下である。
Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．１０％以下
Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、Ｔｉと同様にミクロ組織を微細化する効果を有している。よって、例えばＴｉの含有量をＮの固定に必要な最小限とし、これらの元素でミクロ組織の微細化を実現することもできる。特に高温でのオーステナイト粒の成長抑制には、これらの元素がより効果的である。この観点から、Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素は、合計で０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０１０％以上である。一方、これらの元素が過剰に含まれると、熱間プレス前の鋼板強度が上昇する。よってＮｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素の含有量は、合計で０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．０５０％以下である。
Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、Ｔｉと同様にミクロ組織を微細化する効果を有している。よって、例えばＴｉの含有量をＮの固定に必要な最小限とし、これらの元素でミクロ組織の微細化を実現することもできる。特に高温でのオーステナイト粒の成長抑制には、これらの元素がより効果的である。この観点から、Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素は、合計で０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは合計で０．０１０％以上である。一方、これらの元素が過剰に含まれると、熱間プレス前の鋼板強度が上昇する。よってＮｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素の含有量は、合計で０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．０５０％以下である。
本発明の鋼板には、該鋼板の少なくとも片面に亜鉛系めっきまたはアルミ系めっきが施されていてもよい。例えば前記亜鉛系めっきの場合、片面あたり約１０〜９０ｇ／ｍ2のめっき付着量とすることができる。
次に、本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼板を得るには、下記に示す通り、熱間圧延後の巻き取り工程の条件や、冷間圧延工程、焼鈍工程の条件を制御する必要がある。換言すれば、巻き取りまでの工程は特に限定されない。例えば、前記成分組成を満たす鋼を、通常の方法で溶製、鋳造し、スラブ等の鋳片を得る。熱間圧延を行うにあたり前記鋳片を加熱するが、加熱条件は特に限定されず、例えば約１１００〜１３００℃の温度で加熱することが挙げられる。次いで、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延において、仕上圧延温度は８９０〜９５０℃の範囲内とする。仕上圧延温度が８９０℃以下では、フェライトが多くなりパーライト面積率が減少し、規定量のパーライト面積率を確保できない。前記仕上圧延温度は、好ましくは９００℃以上である。一方、生産性を確保する観点から、９５０℃以下とする。好ましくは９３０℃以下である。
上記熱間圧延後は、
（ａ）５５０℃以上で巻き取る工程；および、
（ｂ）２０％以上の冷延率で冷間圧延を行う工程；
を順に含むようにする。以下、各工程について詳述する。
（ａ）５５０℃以上で巻き取る工程；および、
（ｂ）２０％以上の冷延率で冷間圧延を行う工程；
を順に含むようにする。以下、各工程について詳述する。
（ａ）５５０℃以上で巻き取る工程
鋼板をコイルに巻き取る温度を、５５０℃以上とすることによって、規定量のパーライトを確保することができる。この様に巻取温度を高めることによって、熱延鋼板の強度を低下させ、後述の冷延率を高めることもできる。前記巻取温度は、好ましくは５８０℃以上、より好ましくは６３０℃以上である。尚、巻取温度の上限は、鋼板表面の酸化による劣化の観点から７５０℃程度である。
鋼板をコイルに巻き取る温度を、５５０℃以上とすることによって、規定量のパーライトを確保することができる。この様に巻取温度を高めることによって、熱延鋼板の強度を低下させ、後述の冷延率を高めることもできる。前記巻取温度は、好ましくは５８０℃以上、より好ましくは６３０℃以上である。尚、巻取温度の上限は、鋼板表面の酸化による劣化の観点から７５０℃程度である。
また、所定の温度で巻き取った後、５００℃以上の温度域で３時間以上保持する工程を追加することでパーライト分率をより増やすことができる。この場合、例えば保温箱にコイルを投入し、保温温度：５００℃以上、好ましくは５５０℃以上で、その上限は、６５０℃程度とし、かつ保温時間：１時間以上、好ましくは２時間以上、その上限が４時間程度の条件で保温する。
上記（ａ）の工程で熱延鋼板の強度を低減できれば、下記の冷間圧延にて冷延率をより高めることが可能となる。その結果、鋼板の転位密度を高めることができ、熱間プレス時の加熱温度低減に優位に作用する。
（ｂ）２０％以上の冷延率で冷間圧延を行う工程
冷間圧延は、鋼板に転位を導入するための有効手段である。冷間圧延により規定の密度以上の転位を導入するため、冷間圧延率、即ち冷延率を２０％以上とする。冷延率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。一方、冷延率の上限は、設備仕様に応じて適宜決定すればよく、例えば８０％以下とすることができる。本発明は、鋼板の引張強さを１１００ＭＰａ以下とするものであるが、該引張強さをより低い１０００ＭＰａ以下に抑えるには、上記冷延率を６０％未満とすることが挙げられる。
冷間圧延は、鋼板に転位を導入するための有効手段である。冷間圧延により規定の密度以上の転位を導入するため、冷間圧延率、即ち冷延率を２０％以上とする。冷延率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。一方、冷延率の上限は、設備仕様に応じて適宜決定すればよく、例えば８０％以下とすることができる。本発明は、鋼板の引張強さを１１００ＭＰａ以下とするものであるが、該引張強さをより低い１０００ＭＰａ以下に抑えるには、上記冷延率を６０％未満とすることが挙げられる。
本発明の熱間プレス用鋼板には、前記冷間圧延ままの鋼板と、冷間圧延後に焼鈍を施した鋼板が含まれる。前記冷間圧延後の引張強さが１１００ＭＰａ以下である場合、冷間圧延ままでもよい。しかし冷間圧延では、転位を導入できる一方、鋼板の引張強さが高くなりやすい。よって、前記冷間圧延後の鋼板、即ち、冷延圧延ままの鋼板の引張強さが１１００ＭＰａを超える場合は、冷間圧延後、更に下記（ｃ）に示す条件の焼鈍工程を経ることによって、引張強さの低減を図る。
（ｃ）焼鈍温度：５００℃以上６４０℃以下、かつ５００℃以上の温度域の滞在時間：５００秒以下の条件で行う焼鈍工程
焼鈍工程では、焼鈍温度：５００℃以上で加熱することによって、冷間圧延後の鋼板強度の低下を図ることができる。前記焼鈍温度は、より好ましくは５５０℃以上である。一方、焼鈍温度が６４０℃を超えると、冷間圧延により高めた転位密度が急速に減少する。よって焼鈍温度は６４０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは６２０℃以下、より好ましくは６００℃以下である。
焼鈍工程では、焼鈍温度：５００℃以上で加熱することによって、冷間圧延後の鋼板強度の低下を図ることができる。前記焼鈍温度は、より好ましくは５５０℃以上である。一方、焼鈍温度が６４０℃を超えると、冷間圧延により高めた転位密度が急速に減少する。よって焼鈍温度は６４０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは６２０℃以下、より好ましくは６００℃以下である。
また、上記転位密度の減少を抑えるには、５００℃以上の温度域での滞在時間を５００秒以下とすることが好ましい。この滞在時間は、４５０秒以下であることが好ましく、より好ましくは４００秒以下、更に好ましくは３５０秒以下である。また、鋼板強度の低下を図るには、上記滞在時間は１０秒以上であることが好ましく、より好ましくは２０秒以上である。
前記焼鈍の加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。前記焼鈍の雰囲気は特に限定されないが、好ましくは非酸化性雰囲気または還元性雰囲気である。
前記鋼板の少なくとも片面に亜鉛系めっきまたはアルミ系めっきを施してもよい。該亜鉛系めっきまたはアルミ系めっきの形成方法は特に限定されないが、鋼板に亜鉛めっきを付与する場合には、前記焼鈍後に４６０℃程度まで冷却後、めっき浴に浸漬してめっき層を形成すればよい。必要に応じて更にめっき層を合金化してもよい。この場合の合金化は、転位密度の低減を抑制する観点から５００℃以下の低めの温度で実施することが望ましい。または、前記（ｃ）の焼鈍工程と、合金化処理工程、即ち合金化温度に昇温→必要に応じて合金化温度で保持→冷却の工程とにおける、５００℃以上６４０℃以下の温度域の滞在時間が５００秒以下となるように、合金化条件や合金化後の冷却条件を設定してもよい。
熱間プレス
本発明では、熱間プレス、即ちホットスタンプの条件は特に限定されず、通常、行われる方法を採用することができる。前記熱間プレスは、加熱工程、スタンピング工程および冷却工程を含む。以下、各工程について説明する。
本発明では、熱間プレス、即ちホットスタンプの条件は特に限定されず、通常、行われる方法を採用することができる。前記熱間プレスは、加熱工程、スタンピング工程および冷却工程を含む。以下、各工程について説明する。
加熱工程
加熱温度：７００〜９００℃に加熱してから熱間プレスを行う。前記加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。加熱温度は、十分にオーステナイト化を図るために７００℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。一方、前述の通り、この加熱温度が高すぎると、鋼板表面の酸化が生じやすく、また熱間プレス用鋼板として亜鉛めっき鋼板を用いた場合、亜鉛めっき層が消失しやすくなる。よって、上記鋼板表面の酸化や上記亜鉛めっき層の消失を抑制する観点から、加熱温度は９００℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
加熱温度：７００〜９００℃に加熱してから熱間プレスを行う。前記加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。加熱温度は、十分にオーステナイト化を図るために７００℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。一方、前述の通り、この加熱温度が高すぎると、鋼板表面の酸化が生じやすく、また熱間プレス用鋼板として亜鉛めっき鋼板を用いた場合、亜鉛めっき層が消失しやすくなる。よって、上記鋼板表面の酸化や上記亜鉛めっき層の消失を抑制する観点から、加熱温度は９００℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
上記加熱温度での保持時間は、好ましくは３０分以下、より好ましくは１５分以下、更に好ましくは７分以下である。この様に保持時間を制御することにより、オーステナイトの粒成長が抑制され、熱間の絞り性やホットスタンプ成形品の靭性などの特性を向上させることができる。保持時間の下限は、特に限定されず上記温度範囲に到達すればよいが、現実的には厳密な制御が難しいため、炉加熱の場合は１分以上、通電加熱や誘導加熱の場合は数秒以上であればよい。
スタンピング工程
スタンピング工程では、上記加熱工程によって加熱された鋼板にスタンピング、即ちプレス加工を施す。該スタンピングの開始温度は特に限定されない。
スタンピング工程では、上記加熱工程によって加熱された鋼板にスタンピング、即ちプレス加工を施す。該スタンピングの開始温度は特に限定されない。
冷却工程
冷却工程では、上記加熱工程によって加熱された鋼板、および該鋼板にスタンピングを施して得られる鋼部品を冷却する。なお、ここでの冷却は自然冷却も含み、加熱工程の直後から鋼板の冷却が開始する。
冷却工程では、上記加熱工程によって加熱された鋼板、および該鋼板にスタンピングを施して得られる鋼部品を冷却する。なお、ここでの冷却は自然冷却も含み、加熱工程の直後から鋼板の冷却が開始する。
上記ホットスタンプ工程の一例として、例えば、上記鋼板を７００〜９００℃に加熱した後、例えば、約５５０℃以上の温度で成形を完了する方法が挙げられる。前記「成形を完了」とは金型が下死点位置に到達した時点をいう。なお、通常の熱間プレスでは鋼板全体の焼入れ強化を行うが、加熱する領域や金型との接触領域を鋼板の一部に限定することにより、鋼板の一部領域のみを焼入れ強化することもできる。
熱間プレスを行って得られた鋼部品に対し、トリミングや、穴あけ等の切削を行って、例えば自動車用鋼部品を得ることができる。
鋼部品は、そのままの状態または上記加工等を施して自動車用鋼部品として用いることができる。該自動車用鋼部品として、例えば、インパクトバー、バンパー、レインフォース、センターピラー等が挙げられる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実施例１
この実施例１では、鋼板中のＳｉ量が、熱間プレス時の冷却速度と鋼板の硬さの関係に及ぼす影響について調べた。
この実施例１では、鋼板中のＳｉ量が、熱間プレス時の冷却速度と鋼板の硬さの関係に及ぼす影響について調べた。
表１に示す成分組成を満たす５０ｋｇの鋼塊を溶解し、この鋼塊を１１５０℃に加熱して粗圧延し厚さ３０ｍｍの鋼板を作製した。尚、表１における「ｓｏｌ．Ａｌ量」は本発明で規定のＡｌ量を意味する。また表１および後記の表３において、添加していない元素の欄には「−」と示している。上記鋼板を１２５０℃まで再度加熱し、熱間圧延を行って厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を作製した。その際、仕上圧延温度は９２０℃とし、熱間圧延終了後６５０℃まで水冷した後、実製造ラインでの巻き取り後の冷却状態を模擬するために、炉内温度が６５０℃の保持炉に投入し３０分保持した。保持後は保持炉から取り出して自然冷却した。この鋼板を酸洗して表面の酸化スケールを除去し、次いで冷延率３９％の冷間圧延を行って厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。冷間圧延前の熱延ままの鋼板の引張強さはいずれも６２６ＭＰａ、冷間圧延ままの鋼板の引張強さはいずれも１０２３ＭＰａであった。
次に前記冷延鋼板を用い、真空理工株式会社製の熱処理再現装置を用いて図１に示すパターンの熱処理を行った。この熱処理は、熱間プレスを行って高強度部材を得るときの熱履歴を模擬したものである。この熱処理では、９００℃に加熱し１８０秒間保持後、熱間プレスでは３８０℃までの間にプレス成形を行うが、本実施例では成形を行わず、図１に示す通り３８０℃までＣＲ１：３０℃／ｓで冷却し、次いで１００℃までＣＲ２：０．４〜３０℃／ｓで冷却した。尚、１００℃から室温までは放冷とした。
本実施例では、上記の通りＣＲ２、即ち３８０℃から１００℃までの平均冷却速度を変化させた。これは熱間プレス時に、鋼板の部位によって金型との接触程度が異なること、つまり、鋼板の部位によって冷却速度が異なることを模擬したものである。
上記熱処理後の鋼板の硬さを測定した。該硬さは、鋼板の板厚方向断面の板厚／４位置において、任意の５箇所のミクロビッカース硬さを、測定荷重９．８Ｎの条件で測定し、平均値を求めた。そして、成形後の部位間の冷却ムラを模擬した上記種々のＣＲ２とミクロビッカース硬さとの関係を、鋼板中のＳｉ量別に整理した。その結果を図２に示す。
図２の結果から、表１の鋼種Ｂの通り鋼板中のＳｉ量が不足している場合は、熱間プレス後のＣＲ２の変化に応じて硬さが変化していることがわかる。これに対し、表１の鋼種Ａの通り、Ｓｉを規定の通り多く含む鋼板の場合は、熱間プレス後の冷却速度が変化しても安定した部材硬さが得られる、つまり、成形後の部位間の冷却速度ムラが生じたとしても部位によらず安定した強度を確保できることがわかる。
実施例２
実施例２では、鋼板の転位密度が、熱間プレス時の加熱温度に及ぼす影響について調べた。詳細には、鋼板の転位密度が、熱間プレスにより一定以上の強度確保に必要な加熱温度、即ち、最低加熱温度に及ぼす影響について調べた。
実施例２では、鋼板の転位密度が、熱間プレス時の加熱温度に及ぼす影響について調べた。詳細には、鋼板の転位密度が、熱間プレスにより一定以上の強度確保に必要な加熱温度、即ち、最低加熱温度に及ぼす影響について調べた。
表２におけるＮｏ．１と２では、次の様にして冷延鋼板を準備した。表１に示す鋼種Ａであって板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を、実施例１と同様の条件で作製し、熱延時に生じた酸化スケールを塩酸で除去した後、表２に示す冷延率にて冷延を実施して各々の転位密度を有する冷延鋼板を準備した。また、表２におけるＮｏ．３〜７は、後記の実施例３と同じ方法であって仕上圧延温度９２０℃で熱間圧延、かつ巻取温度６５０℃で巻き取り、表２に示す通り冷延率を変化させて種々の転位密度を有する冷延鋼板を準備した。尚、Ｎｏ．３〜５および７は、後記の実施例３の表４におけるＮｏ．７〜１０と同じである。
転位密度の測定
鋼板の転位密度はＸ線回折法により求めた。詳細は次の通りである。測定装置は株式会社リガク製 Ｘ線回折装置 ＲＩＮＴ−１５００を用いた。具体的にはＸ線源ターゲットとしてＣｏを使用して、線源出力４０ｋＶ−２００ｍＡに設定し、受光モノクロメーターを用いて線源を単色化した。測定サンプルをディフラクトメーターに設置し、連続測定により２θ＝４０°〜１３０°までのＸ線回折強度を測定した。
鋼板の転位密度はＸ線回折法により求めた。詳細は次の通りである。測定装置は株式会社リガク製 Ｘ線回折装置 ＲＩＮＴ−１５００を用いた。具体的にはＸ線源ターゲットとしてＣｏを使用して、線源出力４０ｋＶ−２００ｍＡに設定し、受光モノクロメーターを用いて線源を単色化した。測定サンプルをディフラクトメーターに設置し、連続測定により２θ＝４０°〜１３０°までのＸ線回折強度を測定した。
回折強度の取り込みにおいては、スリット条件を発散角度１°、散乱角度１°、スリット幅０．１５ｍｍとし、測定サンプルの回転速度（Ｘ線走査速度）は１．２°／ｍｉｎ、サンプリング幅は０．０１２°刻みとした。
上記測定により得られたＸ線回折強度データ、即ちＸ線回折プロファイルから、α−Ｆｅの結晶回折面である（１１０）、（２１１）、（２２０）面の回折ピーク幅（半価幅）を、ピークフィッティングにより求めた。このピーク幅には、測定装置自体が持つ固有の値及び２θによる見かけのピーク幅の変化の両方を含むため、これらの影響をＳｉ標準粉末試料（ＮＩＳＴ ロッド番号６４０ｃ）の測定結果により補正し、この補正値を用いてＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法により各サンプルの転位密度を算出した。前記ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法は、文献「材料とプロセスＶｏｌ．１７（２００４）Ｐ３９６−Ｐ３９９」を参照すればよい。
熱間プレスにより一定以上の強度確保に必要な最低加熱温度の測定
次に、各冷延鋼板を用いて、熱間プレスにより一定以上の強度確保に必要な最低加熱温度を次の様にして求めた。即ち、熱間プレス工程における加熱を模擬した熱処理として、種々の加熱温度まで冷延鋼板を加熱し、該加熱温度に到達後、保持することなく室温まで自然放冷して試験用鋼板を得た。上記熱処理は、富士電波工機株式会社製の熱間加工再現装置「サーモマスターＺ」を用いて行った。また室温から上記加熱温度までの平均加熱速度は１００℃／ｓとした。本実施例では、上記の通り冷延率が種々であるため、得られる冷延鋼板の板厚は種々である。この板厚による自然放冷速度の差を解消するため、上記熱処理には、冷間圧延後の鋼板を研削して板厚１．４ｍｍに統一したものを用いた。
次に、各冷延鋼板を用いて、熱間プレスにより一定以上の強度確保に必要な最低加熱温度を次の様にして求めた。即ち、熱間プレス工程における加熱を模擬した熱処理として、種々の加熱温度まで冷延鋼板を加熱し、該加熱温度に到達後、保持することなく室温まで自然放冷して試験用鋼板を得た。上記熱処理は、富士電波工機株式会社製の熱間加工再現装置「サーモマスターＺ」を用いて行った。また室温から上記加熱温度までの平均加熱速度は１００℃／ｓとした。本実施例では、上記の通り冷延率が種々であるため、得られる冷延鋼板の板厚は種々である。この板厚による自然放冷速度の差を解消するため、上記熱処理には、冷間圧延後の鋼板を研削して板厚１．４ｍｍに統一したものを用いた。
次に、上記試験用鋼板の板厚ｔ／４位置においてミクロビッカース硬さを、各加熱温度の鋼板につき５点測定し平均値を求めた。そして図３に、表２のＮｏ．１とＮｏ．２について例示する通り、加熱温度と上記ミクロビッカース硬さの関係を示す曲線を求めた。図３において○は冷延率３９％のＮｏ．２のデータを示し、△は冷延率０％のＮｏ．１のデータを示す。この図３において矢印で示す通り、ミクロビッカース硬さ４００Ｈｖの線と各曲線の交点の加熱温度を、最低加熱温度として求めた。
表２に、転位密度と最低加熱温度の結果を示す。
表２より次のことがわかる。Ｎｏ．１および４に示す通り転位密度が非常に小さい場合は、最低加熱温度が高くなった。これに対しＮｏ．２、３および５〜７の通り転位密度が高い場合には、最低加熱温度が低めに抑えられた。即ち、冷延率が一定以上の冷間圧延を施すことによって、一定以上の転位密度が導入され、この一定以上の転位密度が導入された鋼板を熱間プレスに用いることによって、一定以上の強度確保に必要な熱間プレス時の加熱温度を大幅に抑えることができる。この様に熱間プレス時の加熱温度を大幅に抑えることができれば、熱間プレス時の鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制することができる。
実施例３
実施例３では、鋼板の製造条件が、ミクロ組織や転位密度、結果として鋼板の引張強さや最低加熱温度に及ぼす影響について調べた。
実施例３では、鋼板の製造条件が、ミクロ組織や転位密度、結果として鋼板の引張強さや最低加熱温度に及ぼす影響について調べた。
表１の鋼種Ａや表３の鋼種Ｃの成分とほぼ一致する、成分組成が質量％で、Ｃ：０．２２％、Ｓｉ：１．１４％、Ｍｎ：２．２５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３８％、Ｎ：０．００３５％、Ｂ：０．００２２％、およびＴｉ：０．０２１％を含み、残部が鉄および不可避不純物である鋼種ＡＡの鋼塊と、表３の鋼種Ｃ〜Ｊの鋼塊とを用い、実機において、加熱温度は１２００℃、表４に示す仕上圧延温度で熱間圧延を行い、表４に示す巻取温度で巻き取って、表４に示す各板厚の熱延鋼板のコイルを製造した。表４のＮｏ．１は熱間圧延ままの鋼板である。
上記熱間圧延後、酸洗し、表４のＮｏ．２、３および７〜２１では表４に示す冷延率で冷間圧延を行って表４に示す各板厚の冷延鋼板を得た。尚、上記Ｎｏ．７〜２１では所望の冷延率を得るために、熱延鋼板の板厚と冷延鋼板の板厚を調整して実験を行った。また表４のＮｏ．４〜６では、冷延率５２％で冷間圧延を行って板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を得た後、該冷延鋼板に焼鈍を施した。該焼鈍は、真空理工株式会社製の熱処理再現装置（ＣＡＬシミュレーター）を用い、表４に示す条件、即ち、表４に示す焼鈍の温度と保持時間、および５００℃以上の滞在時間を変化させて行った。
これら種々の鋼板、即ち、Ｎｏ．１の熱間圧延ままの鋼板、Ｎｏ．２、３および７〜２１の冷間圧延ままの鋼板、Ｎｏ．４〜６の冷間圧延後に焼鈍を施した鋼板の各鋼板について、ミクロ組織の観察およびパーライト面積率の測定を行うと共に、転位密度、および引張強さを求めた。上記ミクロ組織の観察およびパーライト面積率の測定、ならびに引張強さの測定は、下記の通りである。前記転位密度は、実施例２に記載の方法で求めた。更には実施例２と同様に最低加熱温度を測定した。最低加熱温度の測定では、その熱処理前に板厚１．４ｍｍに表面研削して減厚し、いずれの鋼板の板厚も一定にしてから行った。これらの結果を表４に示す。尚、下記表４のＮｏ．１４では、鋼板の引張強さが規定の範囲を外れたため、最低加熱温度の測定は行わなかった。
ミクロ組織の観察およびパーライト面積率の測定
ミクロ組織の観察は、鋼板の板厚の１／４位置を倍率１０００倍でＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察し、その視野におけるパーライト組織の面積率を点算法により算出した。ＳＥＭ写真の１視野のサイズは９０μｍ×１２０μｍである。点算法におけるメッシュサイズは１視野を縦２０点、横２０点に分割して実施した。即ち、１視野につき４００点の測定を行ってパーライトの面積率を求め、合計３視野の平均値を求めた。なお、本発明におけるパーライト組織には擬似パーライトも含まれる。前記ミクロ組織の観察は、鋼板が製品コイルの状態では、コイル幅方向の１／４位置であって、上述の通り鋼板の板厚の１／４位置で行えばよい。または、ブランキング加工後であって熱間プレス前の鋼板の任意の位置でミクロ組織の観察を行ってもよい。
ミクロ組織の観察は、鋼板の板厚の１／４位置を倍率１０００倍でＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察し、その視野におけるパーライト組織の面積率を点算法により算出した。ＳＥＭ写真の１視野のサイズは９０μｍ×１２０μｍである。点算法におけるメッシュサイズは１視野を縦２０点、横２０点に分割して実施した。即ち、１視野につき４００点の測定を行ってパーライトの面積率を求め、合計３視野の平均値を求めた。なお、本発明におけるパーライト組織には擬似パーライトも含まれる。前記ミクロ組織の観察は、鋼板が製品コイルの状態では、コイル幅方向の１／４位置であって、上述の通り鋼板の板厚の１／４位置で行えばよい。または、ブランキング加工後であって熱間プレス前の鋼板の任意の位置でミクロ組織の観察を行ってもよい。
引張強さの測定
鋼板から引張試験用試験片として、ＪＩＳ５号形状の試験片を切り出した。そして、島津製作所製ＡＧ−ＩＳ ２５０ｋＮ オートグラフ引張試験機を用い、歪み速度：１０ｍｍ／ｍｉｎとし、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で、鋼板の引張強さを求めた。
鋼板から引張試験用試験片として、ＪＩＳ５号形状の試験片を切り出した。そして、島津製作所製ＡＧ−ＩＳ ２５０ｋＮ オートグラフ引張試験機を用い、歪み速度：１０ｍｍ／ｍｉｎとし、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で、鋼板の引張強さを求めた。
表３および表４より次のことがわかる。Ｎｏ．１に示す通り、熱間圧延ままの鋼板では、引張強さは１１００ＭＰａ以下を達成できているが、規定量の転位密度を確保できず、熱間プレス時に一定以上の強度を得るための最低加熱温度が高くなった。該鋼板では、熱間プレス時の鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を十分に抑制することが難しい。
Ｎｏ．２は、上記Ｎｏ．１に対し更に冷延率３９％の冷間圧延を施したものである。このＮｏ．２で得られた冷延鋼板は、転位密度が高く最低加熱温度も低く、かつ引張強さ１１００ＭＰａ以下となっている。一方、Ｎｏ．３は、上記Ｎｏ．１に対し上記Ｎｏ．２よりも高い冷延率で冷間圧延を施した例である。このＮｏ．３の通り冷延率を高めた場合、転位密度は十分高く最低加熱温度は低いが、引張強さが１１００ＭＰａを超えた。この様に引張強さの高い鋼板にブランキング加工を施すと、該ブランキング加工に用いる工具の損傷や摩耗が生じやすい。
Ｎｏ．４〜６は、上記Ｎｏ．３の冷延鋼板に対し、種々の条件で焼鈍を行った例である。このうちＮｏ．４は、適切な条件で焼鈍を行ったため、必要な転位密度を確保しつつ鋼板の引張強さ低減も実現できた。
これに対し、Ｎｏ．５は、焼鈍温度が６６５℃であり規定する温度範囲の上限を超えたため、冷間圧延により確保した転位密度の減少が著しく、最低加熱温度が高くなった。該鋼板では、上記Ｎｏ．１と同様に、熱間プレス時の鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を十分に抑制することが難しい。またＮｏ．６は、焼鈍温度は適切であるが５００℃以上の滞在時間が規定の範囲を超えたため、転位密度が減少して最低加熱温度が高くなった。
Ｎｏ．７〜２１は、表３の鋼種を用いた例である。このうち、Ｎｏ．７〜１４は鋼種Ｃを用い、仕上圧延温度、巻取温度、冷延率を変えて冷間圧延ままの鋼板を製造した例である。これらの例のうち、Ｎｏ．８は冷延率が低すぎたため、十分量の転位密度を確保できず、最低加熱温度が高くなった。Ｎｏ．１１とＮｏ．１２は、仕上圧延温度が規定範囲を下回ったため、フェライトが多くなり所定量のパーライトを確保できなかった。これらの例では、フェライト量が多いため鋼板の引張強さは低いが、パーライトが不足しているため最低加熱温度が高くなった。Ｎｏ．１４は、巻取温度が低すぎたため、パーライトを確保できず組織がベイナイトのみとなって引張強さが１１００ＭＰａを超えた。上記Ｎｏ．３と同様、この様に引張強さの高い鋼板にブランキング加工を施すと、該ブランキング加工に用いる工具の損傷や摩耗が生じやすい。これに対しＮｏ．７、９、１０および１３は、適切な条件で鋼板を製造したため、必要な転位密度を確保しつつ鋼板の引張強さ低減も実現できた。またＮｏ．１５〜２１は、表３の鋼種Ｄ〜Ｊを用いた例である。これらの例も、適切な条件で鋼板を製造したため、必要な転位密度を確保しつつ鋼板の引張強さ低減も実現できた。
以上に示すように、本発明で規定の熱間プレス用鋼板は、良好にブランキング加工を行うことができ、かつ熱間プレスの加熱温度を低めとすることができるので、熱間プレスの加熱時に生じうる鋼板表面の酸化や亜鉛めっき層の消失を抑制することができる。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下、
Ｓｉ：１．００％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、
Ｔｉ：（Ｎ×４８／１４）％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
Ａｌ：０％超、０．１０％以下、
Ｐ：０％超、０．０５％以下、
Ｓ：０％超、０．０１％以下、および
Ｎ：０％超、０．０１０％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
転位密度が１０×１０14／ｍ2以上であり、かつ
全組織に占めるパーライトの面積率が３０％以上であり、更に
引張強さが１１００ＭＰａ以下であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。 - 更に、質量％で、ＭｏとＣｒのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下含む請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
- 更に、質量％で、ＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．５０％以下含む請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で、０％超、０．１０％以下含む請求項１〜３のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
- 前記鋼板の少なくとも片面に亜鉛系めっき層またはアルミ系めっき層を有する請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を製造する方法であって、
前記鋼板の成分組成を満たす鋼を、
仕上圧延温度：８９０〜９５０℃で熱間圧延後、
５５０℃以上で巻き取る工程；および
２０％以上の冷延率で冷間圧延を行う工程；を順に含み、
前記冷間圧延後の鋼板の引張強さが１１００ＭＰａを超える場合は、上記冷間圧延後、更に、焼鈍温度：５００℃以上６４０℃以下、かつ５００℃以上の温度域の滞在時間：５００秒以下の条件で焼鈍を行う工程を含むことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。 - 請求項１〜５のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を用い、加熱温度：７００〜９００℃で加熱してから熱間プレスを行うことを特徴とする鋼部品の製造方法。
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