JP6202096B2 - 熱処理鋼材及びその製造方法 - Google Patents

熱処理鋼材及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6202096B2
JP6202096B2 JP2015521511A JP2015521511A JP6202096B2 JP 6202096 B2 JP6202096 B2 JP 6202096B2 JP 2015521511 A JP2015521511 A JP 2015521511A JP 2015521511 A JP2015521511 A JP 2015521511A JP 6202096 B2 JP6202096 B2 JP 6202096B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
heat
treated steel
steel
chemical composition
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2015521511A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2014196645A1 (ja
Inventor
進一郎 田畑
進一郎 田畑
匹田　和夫
和夫 匹田
啓達 小嶋
啓達 小嶋
直光 水井
直光 水井
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2014196645A1 publication Critical patent/JPWO2014196645A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6202096B2 publication Critical patent/JP6202096B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Description

本発明は、自動車等に用いられる熱処理鋼材及びその製造方法に関する。
自動車用鋼板には、燃費及び耐衝突特性の向上が要請されている。このため、自動車用鋼板の高強度化が図られている。しかし、一般的に、強度の向上に伴ってプレス成形性等の延性が低下するため、複雑な形状の部品を製造することが困難になる。例えば、延性の低下に伴って加工度が高い部位が破断したり、スプリングバック及び壁反りが大きくなって寸法精度が劣化したりする。したがって、高強度鋼板、特に、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板をプレス成形することによって部品を製造することは容易ではない。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
高強度鋼板において高い成形性を得ることを目的とした熱間プレスとよばれる方法が特許文献１に記載されている。熱間プレスによれば、高強度鋼板を高い精度で成形し、高強度の熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
安定した強度及び靱性の取得を目的とした熱間成形法が特許文献２に記載され、成形性及び焼入れ性の向上を目的とした鋼板が特許文献３に記載されている。強度及び成形性の両立を目的とした鋼板が特許文献４に記載され、同一鋼種から複数の強度レベルの鋼板を製造することを目的とした技術が特許文献５に記載され、成形性及び耐ねじり疲労特性の向上を目的とした鋼管の製造方法が特許文献６に記載されている。熱間成形時の冷却速度を向上させる技術が特許文献７に記載されている。非特許文献１に、焼入れ時の冷却速度と熱間プレス鋼材の硬さ及び組織との関係が記載されている。
ところで、自動車の耐衝突特性は、引張強度の他に、引張強度に相応した降伏強度及び靱性にも依存する。例えば、バンパーレインフォース及びセンターピラー等においては、塑性変形が極力抑制され、たとえ変形しても早期に破断しないことが求められている。
しかしながら、上記の従来の技術によって、優れた耐衝突特性を得ることは困難である。
特開２００２−１０２９８０号公報 特開２００４−３５３０２６号公報 特開２００２−１８０１８６号公報 特開２００９−２０３５４９号公報 特開２００７−２９１４６４号公報 特開２０１０−２４２１６４号公報 特開２００５−１６９３９４号公報
鉄と鋼 Vol. 96 (2010) No. 6 378
本発明は、優れた耐衝突特性を得ることができる熱処理鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、ホットスタンプ等の熱処理を経て製造される従来の熱処理鋼材において、十分な引張強度、それに相応した降伏強度及び靱性を得ることが困難である原因を究明すべく鋭意検討を行った。この結果、適切な熱処理が行われていても熱処理鋼材の組織に残留オーステナイトが不可避的に含有されてしまうこと、残留オーステナイトの体積率が高いほど降伏強度が低くなること、降伏強度の低下は主として残留オーステナイトにより引き起こされていることを見出した。
本発明者らは、残留オーステナイトの抑制には、焼入れの際の冷却速度、特にマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）以下の温度範囲での冷却速度が重要であることも見出した。
本発明者らは、焼入れ性の向上に大きく寄与するＣｒ及びＢが、熱処理鋼材の製造に用いられる熱処理用の鋼板に含有されていても、当該鋼板から製造される熱処理鋼材の靱性は劣化しないことも見出した。従来の熱処理鋼材には、焼入れ性の向上の目的のためにＭｎが含有されているが、Ｍｎは靱性の低下を引き起こす。Ｃｒ及びＢが熱処理用の鋼板に含有されていれば、Ｍｎ含有量を低く抑えても焼入れ性が確保できるため、熱処理鋼材の靱性を向上することができる。
そして、本願発明者らは、これらの知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．１６％〜０．３８％、
Ｍｎ：０．６％〜１．５％、
Ｃｒ：０．４％〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％、
Ｂ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０％〜２．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ａｌ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
ＲＥＭ：０％〜０．１％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
残留オーステナイト及びマルテンサイトの両方を含み、
残留オーステナイト：１．５体積％以下、
残部：マルテンサイト
で表される組織を有することを特徴とする熱処理鋼材。
（２）
前記化学組成において、Ｃ：０．１６〜０．２５％であることを特徴とする（１）に記載の熱処理鋼材。
（３）
前記化学組成において、Ｍｎ：０．６％〜１．２％であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱処理鋼材。
（４）
降伏比：０．７０以上
で表される機械特性を有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の熱処理鋼材。
（５）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
Ｖ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１％〜１．０％、若しくは
ＲＥＭ：０．００１％〜０．１％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の熱処理鋼材。
（６）
鋼板をＡｃ3点以上の温度域に加熱する工程と、
次いで、前記鋼板を臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
次いで、前記鋼板をＭｓ点から１００℃まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
を有する熱処理鋼材の製造方法であって、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．１６％〜０．３８％、
Ｍｎ：０．６％〜１．５％、
Ｃｒ：０．４％〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％、
Ｂ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０％〜２．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ａｌ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
ＲＥＭ：０％〜０．１％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
前記熱処理鋼材は、
残留オーステナイト及びマルテンサイトの両方を含み、
残留オーステナイト：１．５体積％以下、
残部：マルテンサイト
で表される組織を有することを特徴とする熱処理鋼材の製造方法。
（７）
前記化学組成において、Ｃ：０．１６〜０．２５％であることを特徴とする（６）に記載の熱処理鋼材の製造方法。
（８）
前記化学組成において、Ｍｎ：０．６％〜１．２％であることを特徴とする（６）又は（７）に記載の熱処理鋼材の製造方法。
（９）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
Ｖ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１％〜１．０％、若しくは
ＲＥＭ：０．００１％〜０．１％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（６）〜（８）のいずれかに記載の熱処理鋼材の製造方法。
（１０）
前記鋼板をＡｃ3点以上の温度域に加熱してから前記鋼板の温度がＭｓ点に達するまでの間に成形を行う工程を有することを特徴とする（６）〜（９）のいずれかに記載の熱処理鋼材の製造方法。
本発明によれば、優れた耐衝突特性を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態に係る熱処理鋼材は、詳細は後述するが、所定の熱処理用の鋼板の焼入れを行うことにより製造される。従って、熱処理用の鋼板の焼入れ性及び焼入れの条件は熱処理鋼材に影響を及ぼす。
先ず、本発明の実施形態に係る熱処理鋼材及びその製造に用いる熱処理用の鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、熱処理鋼材及びその製造に用いられる鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る熱処理鋼材及びその製造に用いられる鋼板は、Ｃ：０．１６％〜０．３８％、Ｍｎ：０．６％〜１．５％、Ｃｒ：０．４％〜２．０％、Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％、Ｂ：０．００１％〜０．０１０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０％〜２．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ａｌ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０％〜０．１％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．１６％〜０．３８％）
Ｃは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高め、熱処理鋼材の強度を主に決定する非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．１６％未満では、熱処理鋼材の強度が十分なものとならない。従って、Ｃ含有量は０．１６％以上とする。Ｃ含有量が０．３８％超では、熱処理鋼材の強度が高くなり過ぎて、靱性の劣化が著しくなる。従って、Ｃ含有量は０．３８％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．３６％以下である。
なお、１４００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ以下の引張強度を得るためには、Ｃ含有量は０．１６％〜０．２５％であることが好ましく、１７００ＭＰａ超２２００ＭＰａ以下の引張強度を得るためには、Ｃ含有量は０．２５％超０．３８％以下であることが好ましい。
（Ｍｎ：０．６％〜１．５％）
Ｍｎは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を向上し、熱処理鋼材の強度の安定した確保を可能にする作用を有する。Ｍｎ含有量が０．６％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｍｎ含有量は０．６％以上とする。Ｍｎ含有量が１．５％超では、偏析が著しくなるため、機械的特性の均一性が低下し、靱性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは１．３％以下である。
（Ｃｒ：０．４％〜２．０％）
Ｃｒは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を向上し、熱処理鋼材の強度の安定した確保を可能にする作用を有する。Ｃｒ含有量が０．４％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｃｒ含有量は０．４％以上とする。Ｃｒ含有量が２．０％超では、Ｃｒが熱処理用の鋼板中の炭化物に濃化して、焼入れ性が低下する。Ｃｒの濃化に伴って、焼入れのための加熱の際に炭化物の固溶が遅延するためである。従って、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは１．０％以下である。
（Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％）
Ｔｉは、熱処理鋼材の靱性を大きく向上させる作用を有する。すなわち、Ｔｉは、焼入れのためのＡｃ３点以上の温度での熱処理の際に、再結晶を抑制し、更に微細な炭化物を形成してオーステナイトの粒成長を抑制する。粒成長の抑制により、細かいオーステナイト粒が得られ、靱性が大きく向上する。Ｔｉは、熱処理用の鋼板中のＮと優先的に結合することで、ＢＮの析出によりＢが消費されることを抑制するという作用も有する。後述のように、Ｂは焼入れ性を向上する作用を有するため、Ｂの消費の抑制により、Ｂによる焼入れ性の向上の効果を確実に得ることができる。Ｔｉ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｔｉ含有量が０．１０％超では、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、十分な強度が得られないことがある。従って、Ｔｉの含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０８％以下である。
（Ｂ：０．００１％〜０．０１０％）
Ｂは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を著しく高める作用を有する非常に重要な元素である。Ｂは、粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性を高める作用も有する。Ｂは、Ｔｉと同様に、オーステナイトの粒成長を抑制して靱性を向上する作用も有する。Ｂ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｂ含有量が０．０１０％超では、粗大な硼化物が多く析出し、靱性が劣化する。従って、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００６％以下である。
（Ｓｉ：０．２０％以下）
Ｓｉは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓｉは、残留オーステナイトの増加に伴う降伏強度の低下を引き起こす。また、Ｓｉ含有量が高いほど、オーステナイト変態が生じる温度が高くなる。この温度が高いほど、焼入れのための加熱に要するコストが上昇したり、加熱不足に伴う焼入れ不足が生じやすくなったりする。更に、Ｓｉ含有量が高いほど、熱処理用の鋼板のぬれ性及び合金化処理性が低下するため、溶融めっき処理及び合金化処理の安定性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳｉ含有量が０．２０％超で、降伏強度の低下が顕著となる。従って、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．１５％以下である。
（Ｐ：０．０５％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、熱処理鋼材の靱性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０５％超で、靱性の低下が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．００５％以下である。
（Ｓ：０．０５％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、熱処理鋼材の靱性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０５％超で、靱性の低下が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０２％以下である。
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物の形成に寄与し、熱処理鋼材の局部変形能及び靭性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、局部変形能及び靱性の低下が顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量を０．０００８％未満まで低下させるためには相当なコストを要し、０．０００２％未満まで低下させるためには更に莫大なコストを要することがある。
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎｂ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、熱処理用の鋼板及び熱処理鋼材に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｎｉ：０％〜２．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ａｌ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、ＲＥＭ：０％〜０．１％）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎｂ及びＲＥＭは、熱処理用の鋼板の焼入れ性及び／又は靱性を向上する作用を有する。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は任意の組み合わせが含有されていてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｃｕ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ａｌ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。Ｎｂ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｎｂ含有量は１．０％以下とする。ＲＥＭ含有量が０．１％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量、Ｍｏ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．１％以上であり、Ａｌ含有量及びＮｂ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上であり、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．００１％以上である。つまり、「Ｎｉ：０．１％〜２．０％」、「Ｃｕ：０．１％〜１．０％」、「Ｍｏ：０．１％〜１．０％」、「Ｖ：０．１％〜１．０％」、「Ａｌ：０．０１％〜１．０％」、「Ｎｂ：０．０１％〜１．０％」、若しくは「ＲＥＭ：０．００１％〜０．１％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。ＲＥＭは、例えばＦｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが含まれる。
次に、本実施形態に係る熱処理鋼材の組織について説明する。本実施形態に係る熱処理鋼材は、残留オーステナイト：１．５体積％以下、残部：マルテンサイトで表される組織を有している。マルテンサイトは、例えばオートテンパードマルテンサイトであるが、オートテンパードマルテンサイトに限定されない。
（残留オーステナイト：１．５体積％以下）
残留オーステナイトは、必須の組織ではなく、熱処理鋼材の組織に不可避的に含まれてしまう。そして、上記のように、残留オーステナイトは降伏強度の低下を引き起こし、残留オーステナイトの体積率が高いほど降伏強度が低くなる。特に残留オーステナイトが１．５体積％超で、降伏強度の低下が顕著となり、熱処理鋼材のバンパーレインフォース及びセンターピラー等への適用が困難となる。従って、残留オーステナイトの体積率は１．５体積％以下とする。
次に、本実施形態に係る熱処理鋼材の機械特性について説明する。本実施形態に係る熱処理鋼材は、好ましくは降伏比：０．７０以上で表される機械特性を有している。耐衝突特性は、引張強度並びに引張強度に相応した降伏強度及び靱性により評価することができ、引張強度に相応した降伏強度は降伏比で表される。そして、引張強度又は降伏強度が同程度であれば、降伏比が高いことが好ましい。降伏比が０．７０未満であると、バンパーレインフォース又はセンターピラーに用いられた場合に、十分な耐衝突特性が得られないことがある。従って、降伏比は０．７０以上であることが好ましい。
次に、熱処理鋼材の製造方法、つまり、熱処理用の鋼板を処理する方法について説明する。熱処理用の鋼板の処理では、熱処理用の鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱し、その後、臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点まで冷却し、その後、Ｍｓ点から１００℃まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
熱処理用の鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱すると、組織がオーステナイト単相となる。その後、臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点まで冷却すると、拡散変態が生じることなくオーステナイト単相の組織が維持される。その後、Ｍｓ点から１００℃まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却すると、残留オーステナイトの体積率が１．５体積％以下、残部がマルテンサイトの組織が得られる。
このようにして、優れた耐衝突特性を備えた本実施形態に係る熱処理鋼材を製造することができる。
一連の加熱及び冷却の際に、ホットスタンプ等の熱間成形を行ってもよい。すなわち、Ａｃ３点以上の温度域に加熱してから温度がＭｓ点に達するまでの間に、熱処理用の鋼板を金型で成形してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、フランジ成形等が挙げられる。これらはプレス成形に属するが、熱間成形と並行して、又は熱間成形の直後に鋼板を冷却することが可能であれば、ロール成形等のプレス成形以外の熱間成形を行ってもよい。
熱間成形を行う場合、金型に冷却媒体用の配管及び噴出孔を設けておき、Ｍｓ点から１００℃までの冷却の際に、例えばプレス下死点での保持中に、冷却媒体を熱処理用の鋼板に直接吹き付けることが好ましい。冷却媒体としては、例えば、水、多価アルコール類、多価アルコール類水溶液、ポリグリコール、引火点１２０℃以上の鉱物油、合成エステル、シリコンオイル、フッ素オイル、滴点１２０℃以上のグリース、鉱物油、合成エステルに界面活性剤を配合した水エマルションが例示される。これらの１種又は任意の２種以上の組み合わせを用いることができる。このような金型及び冷却媒体を用いることにより、３５℃／秒以上の冷却速度を容易に実現することができる。このような冷却方法は、例えば特許文献７に記載されている。一連の加熱及び冷却として、高周波加熱焼入れを行ってもよい。
Ａｃ３点以上の温度域における保持時間は、オーステナイトへの変態を十分に生じさせるために１分間以上とすることが好ましい。一般的に、１０分間の保持を行えば、組織がオーステナイト単相となり、１０分間を超えて保持すると生産性が低下する。従って、生産性の観点からは保持時間を１０分間以下とすることが好ましい。
熱処理用の鋼板は、熱延鋼板であってもよく、冷延鋼板であってもよい。熱延鋼板又は冷延鋼板に焼鈍を施した焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板を熱処理用の鋼板として用いてもよい。
熱処理用の鋼板がめっき鋼板等の表面処理鋼板であってもよい。つまり、熱処理用の鋼板にめっき層が設けられていてもよい。めっき層は、例えば耐食性の向上等に寄与する。めっき層は、電気めっき層であってもよく、溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は特に制限されず、例えば一般的な範囲内の付着量とする。熱処理用の鋼板と同様に、熱処理鋼材にめっき層が設けられていてもよい。
次に、熱処理用の鋼板の製造方法の一例について説明する。この製造方法では、例えば、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理を行う。
熱間圧延では、上記の化学組成を有する鋼塊又は鋼片の温度を１０５０℃以上として熱間圧延を行い、その後に４００℃以上７００℃以下の温度域で巻き取りを行う。
鋼塊又は鋼片は、熱処理用鋼板の焼入れにより得られる熱処理鋼材の靭性及び局部変形能を劣化させる原因となる非金属介在物を含有する場合がある。従って、鋼塊又は鋼片を熱間圧延に供する際に、これらの非金属介在物を十分に固溶させることが好ましい。上記化学組成の鋼塊又は鋼片については、熱間圧延に供する際に１０５０℃以上となっていれば、上記非金属介在物の固溶が促進される。従って、熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片の温度は１０５０℃以上とすることが好ましい。鋼塊又は鋼片の温度は熱間圧延に供する際に１０５０℃以上であればよい。つまり、連続鋳造等の後に１０５０℃未満となった鋼塊又は鋼片を加熱して１０５０℃以上としてもよく、連続鋳造後の鋼塊又は分塊圧延後の鋼片を１０５０℃未満に低下させることなく熱間圧延に供してもよい。
巻取温度を４００℃以上とすることにより、高いフェライト面積率を得ることができる。フェライト面積率が高いほど、熱間圧延により得られる熱延鋼板の強度が抑えられるため、後に冷間圧延をする際の荷重制御並びに鋼板の平坦度及び厚さの制御が容易になり、製造能率が向上する。従って、巻取温度は４００℃以上とすることが好ましい。
巻取温度を７００℃以下とすることにより、巻取後におけるスケール成長が抑えられ、スケール疵の発生が抑制される。巻取温度を７００℃以下とすることにより、巻取後におけるコイルの自重による変形も抑えられ、この変形によるコイルの表面のすり疵の発生が抑制される。従って、巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。上記変形は、熱間圧延の巻取り後において未変態オーステナイトが残存し、該未変態オーステナイトが巻取り後にフェライトに変態した場合に、フェライト変態による体積膨張及びその後の熱収縮に伴ってコイルの巻取り張力が失われることにより生じる。
酸洗は、常法に従って行えばよい。酸洗前又は酸洗後にスキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延により、例えば、平坦度が矯正されたり、スケールの剥離が促進されたりする。スキンパス圧延を行う場合の伸び率は特に限定されず、例えば０．３％以上３．０％以下とする。
熱処理用の鋼板として冷延鋼板を製造する場合、酸洗により得られた酸洗鋼板の冷間圧延を行う。冷間圧延は常法に従って行えばよい。冷間圧延の圧下率は特に限定されず、通常の範囲内の圧下率、例えば３０％以上８０％以下とする。
熱処理用の鋼板として焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板を製造する場合、熱延鋼板又は冷延鋼板の焼鈍を行う。焼鈍では、例えば５５０℃以上９５０℃以下の温度域に熱延鋼板又は冷延鋼板を保持する。
焼鈍で保持する温度を５５０℃以上とすることにより、焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板のいずれを製造する場合であっても、熱延条件の相違に伴う特性の相違が低減され、焼入れ後の特性を更に安定したものとすることができる。また、冷延鋼板の焼鈍を５５０℃以上で行った場合には、再結晶により冷延鋼板が軟質化するため、加工性を向上することができる。つまり、良好な加工性を備えた焼鈍冷延鋼板を得ることができる。従って、焼鈍で保持する温度は５５０℃以上とすることが好ましい。
焼鈍で保持する温度を９５０℃超とすると、組織が粗粒化することがある。組織の粗粒化は焼入れ後の靭性を低下させることがある。また、焼鈍で保持する温度を９５０℃超としても、温度を高くしただけの効果は得られず、コストが上昇し、生産性が低下するだけである。従って、焼鈍で保持する温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
焼鈍後には、５５０℃までを３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。上記平均冷却速度を３℃／秒以上とすることにより、粗大パーライト及び粗大なセメンタイトの生成が抑制され、焼入れ後の特性を向上させることができる。また、上記平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることにより、強度むら等の発生を抑制して、焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板の材質を安定したものとすることが容易になる。
熱処理用の鋼板としてめっき鋼板を製造する場合、例えば電気めっき処理又は溶融めっき処理を行う。電気めっき処理及び溶融めっき処理は、いずれも常法に従って行えばよい。例えば、溶融亜鉛めっき処理を行う場合に、連続溶融亜鉛めっき設備を使用して、上記の焼鈍に引き続いて連続的にめっき処理を行ってもよい。また、上記の焼鈍から独立させてめっき処理を行ってもよい。溶融亜鉛めっき処理において、合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。合金化処理を行う場合、合金化処理温度を４８０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度を４８０℃以上とすることで、合金化処理むらを抑制することができる。合金化処理温度を６００℃以下とすることで、製造コストを抑制するとともに高い生産性を確保することができる。溶融亜鉛めっき処理後にスキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延により、例えば平坦度が矯正される。スキンパス圧延を行う場合の伸び率は特に限定されず、常法と同様の伸び率とすればよい。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本願発明者らが行った実験について説明する。
（第１の実験）
第１の実験では、表１に示す化学組成を有する厚さが１．４ｍｍの冷延鋼板を熱処理用鋼板として製造した。これらの鋼板は、実験室にて溶製したスラブの熱間圧延及び冷間圧延により製造した。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各冷延鋼板から、厚さが１．４ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが２００ｍｍの試料を作製し、表２に示す条件で試料の熱処理（加熱及び冷却）を行った。この熱処理は、熱間成形における熱処理を模擬したものである。この実験での加熱は、通電加熱により行った。熱処理の後に、試料から均熱部位を切り出し、この均熱部位をＸ線回折試験、引張試験及びシャルピー衝撃試験に供した。Ｍｓ点までの冷却速度（８０℃／秒）は臨界冷却速度以上である。
Ｘ線回折試験では、フッ化水素酸及び過酸化水素水を用いて、均熱部位の表面からの深さが厚さの１／８までの部分を化学研磨してＸ線回折試験用の試験片を作製し、この試験片中の残留オーステナイト（残留γ）の体積率（体積％）を求めた。なお、残留オーステナイトの残部はマルテンサイトであった。
引張試験では、均熱部位を厚さが１．２ｍｍのＡＳＴＭ Ｅ８のハーフサイズ板状試験片に加工し、この試験片の引張試験を行って引張強度及び降伏強度を測定した。このハーフサイズ板状試験片の平行部の長さは３２ｍｍであり、平行部の幅は６．２５ｍｍである。また、引張強度及び降伏強度から降伏比を算出した。
シャルピー衝撃試験では、均熱部位を厚さが１．２ｍｍとなるまで研削し、これを３枚積層したＶノッチ入り試験片を作製し、この試験片のシャルピー衝撃試験を行って−８０℃における衝撃値を求めた。
これらの結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。
表２に示すように、試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７では、化学組成及び組織が本発明の範囲内にあるため、１４００ＭＰａ以上の引張強度が得られ、０．７０以上の優れた降伏比も得られ、引張強度が１４００ＭＰａ以上の場合に好ましい５０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値が得られた。
試料Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２及びＮｏ．１５では、化学組成が本発明の範囲内にあるが、組織が本発明の範囲から外れているため、降伏比が０．７０未満と低かった。
試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７では、いずれもＭｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上であり、製造条件が本発明の範囲内にあったため、所望の組織が得られた。これに対し、試料Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２及びＮｏ．１５では、いずれもＭｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ未満であり、製造条件が本発明の範囲から外れていたため、所望の組織が得られなかった。
試料Ｎｏ．１８及びＮｏ．１９では、Ｓｉ含有量が本発明の範囲から外れているため、Ｍｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上であっても、残留オーステナイトの体積率が１．５体積％超であり、降伏比が０．７０未満であった。
試料Ｎｏ．２０及びＮｏ．２１では、Ｍｎ含有量が本発明の範囲から外れているため、衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２未満であり、所望の靱性が得られなかった。
（第２の実験）
第２の実験では、表３に示す化学組成を有する厚さが１．４ｍｍの冷延鋼板を熱処理用鋼板として製造した。これらの鋼板は、実験室にて溶製したスラブの熱間圧延及び冷間圧延により製造した。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、第１の実験と同様の熱処理及び評価試験を行った。この結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。
表４に示すように、試料Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４３及びＮｏ．４４では、化学組成及び組織が本発明の範囲内にあるため、１８００ＭＰａ以上の引張強度が得られ、０．７０以上の優れた降伏比も得られ、引張強度が１８００ＭＰａ以上の場合に好ましいとされる４０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値が得られた。
試料Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３９及びＮｏ．４２では、化学組成が本発明の範囲内にあるが、組織が本発明の範囲から外れているため、降伏比が０．７０未満と低かった。
試料Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４３及びＮｏ．４４では、いずれもＭｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上であり、製造条件が本発明の範囲内にあったため、所望の組織が得られた。これに対し、試料Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３９及びＮｏ．４２では、いずれもＭｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ未満であり、製造条件が本発明の範囲から外れていたため、所望の組織が得られなかった。
試料Ｎｏ．４５及びＮｏ．４６では、Ｓｉ含有量が本発明の範囲から外れているため、Ｍｓ点から１００℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上であっても、残留オーステナイトの体積率が１．５体積％超であり、降伏比が０．７０未満であった。
試料Ｎｏ．４７及びＮｏ．４８では、Ｍｎ含有量が本発明の範囲から外れているため、衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２未満であり、所望の靱性が得られなかった。
本発明は、例えば、バンパーレインフォース及びセンターピラー等の自動車に用いられる熱処理部材等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１６％〜０．３８％、
    Ｍｎ：０．６％〜１．５％、
    Ｃｒ：０．４％〜２．０％、
    Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％、
    Ｂ：０．００１％〜０．０１０％、
    Ｓｉ：０．２０％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：０％〜２．０％、
    Ｃｕ：０％〜１．０％、
    Ｍｏ：０％〜１．０％、
    Ｖ：０％〜１．０％、
    Ａｌ：０％〜１．０％、
    Ｎｂ：０％〜１．０％、
    ＲＥＭ：０％〜０．１％、
    残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    残留オーステナイト及びマルテンサイトの両方を含み、
    残留オーステナイト：１．５体積％以下、
    残部：マルテンサイト
    で表される組織を有することを特徴とする熱処理鋼材。
  2. 前記化学組成において、Ｃ：０．１６〜０．２５％であることを特徴とする請求項１に記載の熱処理鋼材。
  3. 前記化学組成において、Ｍｎ：０．６％〜１．２％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の熱処理鋼材。
  4. 降伏比：０．７０以上
    で表される機械特性を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱処理鋼材。
  5. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
    Ｖ：０．１％〜１．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
    Ｎｂ：０．０１％〜１．０％、若しくは
    ＲＥＭ：０．００１％〜０．１％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱処理鋼材。
  6. 鋼板をＡｃ3点以上の温度域に加熱する工程と、
    次いで、前記鋼板を臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
    次いで、前記鋼板をＭｓ点から１００℃まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
    を有する熱処理鋼材の製造方法であって、
    前記鋼板は、
    質量％で、
    Ｃ：０．１６％〜０．３８％、
    Ｍｎ：０．６％〜１．５％、
    Ｃｒ：０．４％〜２．０％、
    Ｔｉ：０．０１％〜０．１０％、
    Ｂ：０．００１％〜０．０１０％、
    Ｓｉ：０．２０％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｎｉ：０％〜２．０％、
    Ｃｕ：０％〜１．０％、
    Ｍｏ：０％〜１．０％、
    Ｖ：０％〜１．０％、
    Ａｌ：０％〜１．０％、
    Ｎｂ：０％〜１．０％、
    ＲＥＭ：０％〜０．１％、
    残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    前記熱処理鋼材は、
    残留オーステナイト及びマルテンサイトの両方を含み、
    残留オーステナイト：１．５体積％以下、
    残部：マルテンサイト
    で表される組織を有することを特徴とする熱処理鋼材の製造方法。
  7. 前記化学組成において、Ｃ：０．１６〜０．２５％であることを特徴とする請求項６に記載の熱処理鋼材の製造方法。
  8. 前記化学組成において、Ｍｎ：０．６％〜１．２％であることを特徴とする請求項６又は７に記載の熱処理鋼材の製造方法。
  9. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
    Ｖ：０．１％〜１．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
    Ｎｂ：０．０１％〜１．０％、若しくは
    ＲＥＭ：０．００１％〜０．１％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項６乃至８のいずれか１項に記載の熱処理鋼材の製造方法。
  10. 前記鋼板をＡｃ3点以上の温度域に加熱してから前記鋼板の温度がＭｓ点に達するまでの間に成形を行う工程を有することを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の熱処理鋼材の製造方法。
JP2015521511A 2013-06-07 2014-06-06 熱処理鋼材及びその製造方法 Active JP6202096B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013120973 2013-06-07
JP2013120973 2013-06-07
PCT/JP2014/065151 WO2014196645A1 (ja) 2013-06-07 2014-06-06 熱処理鋼材及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2014196645A1 JPWO2014196645A1 (ja) 2017-02-23
JP6202096B2 true JP6202096B2 (ja) 2017-09-27

Family

ID=52008273

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2015521511A Active JP6202096B2 (ja) 2013-06-07 2014-06-06 熱処理鋼材及びその製造方法

Country Status (13)

Country Link
US (1) US10435761B2 (ja)
EP (1) EP3006586B1 (ja)
JP (1) JP6202096B2 (ja)
KR (1) KR20160003263A (ja)
CN (1) CN105324502A (ja)
BR (1) BR112015030008A2 (ja)
CA (1) CA2913487C (ja)
ES (1) ES2744909T3 (ja)
MX (1) MX2015016224A (ja)
PL (1) PL3006586T3 (ja)
RU (1) RU2653032C2 (ja)
TW (1) TWI551697B (ja)
WO (1) WO2014196645A1 (ja)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10822680B2 (en) 2015-04-08 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for heat treatment
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
JP6206601B2 (ja) * 2015-06-17 2017-10-04 新日鐵住金株式会社 鋼板及び製造方法
DE102016114658B4 (de) * 2016-08-08 2021-10-14 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren zum Formen und Härten von Stahlwerkstoffen
PL3360981T3 (pl) * 2017-02-10 2020-12-14 Outokumpu Oyj Element stalowy wytworzony przez formowanie na gorąco, sposób wytwarzania i zastosowanie tego elementu
WO2019122958A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal A coated steel substrate
US20190226064A1 (en) * 2018-01-23 2019-07-25 Ford Global Technologies, Llc Micro-alloyed manganese-boron steel
EP3814536A1 (en) * 2018-06-26 2021-05-05 Tata Steel Nederland Technology B.V. Cold-rolled martensite steel with high strength and high bendability and method of producing thereof
CN109763063B (zh) * 2018-12-19 2020-08-21 钢铁研究总院 一种适合用作高强度传动轴的合金结构钢
KR20210078277A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3389562B2 (ja) 2000-07-28 2003-03-24 アイシン高丘株式会社 車輌用衝突補強材の製造方法
JP4437869B2 (ja) 2000-12-08 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 成形性および焼入れ性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板
FR2847270B1 (fr) 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847271B1 (fr) 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4325277B2 (ja) 2003-05-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 熱間成形法と熱間成形部材
JP3863874B2 (ja) 2003-10-02 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 金属板材の熱間プレス成形装置及び熱間プレス成形方法
JP5124988B2 (ja) 2005-05-30 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
KR100716342B1 (ko) 2005-06-18 2007-05-11 현대자동차주식회사 마르텐사이트형 초고강도 냉연강판 조성물 및 이의 제조방법
KR20080017365A (ko) 2005-10-31 2008-02-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내지연파괴특성이 우수한 고강도 강 및 금속볼트
JP4967360B2 (ja) 2006-02-08 2012-07-04 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法
JP4983082B2 (ja) 2006-04-26 2012-07-25 住友金属工業株式会社 高強度鋼材及びその製造方法
DE102006053819A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Bauteil durch Warmpresshärten und hochfestes Bauteil mit verbesserter Bruchdehnung
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5463715B2 (ja) 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5630125B2 (ja) * 2009-08-06 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102031455A (zh) * 2009-09-30 2011-04-27 鞍钢股份有限公司 冲压淬火用钢板及其制造方法
CN102031456B (zh) 2009-09-30 2013-07-03 鞍钢股份有限公司 冲压淬火用钢板及其热成型方法
IN2012DN05089A (ja) 2010-03-11 2015-10-09 Nippon Steel Corp
JP4947176B2 (ja) 2010-03-24 2012-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度冷延鋼板の製造方法
JP5598225B2 (ja) * 2010-09-30 2014-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101536703B1 (ko) 2011-03-09 2015-07-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법과 고강도 부품의 제조 방법
CN102560272B (zh) 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
JP2014227581A (ja) 2013-05-23 2014-12-08 住友電気工業株式会社 オイルテンパー線、及びオイルテンパー線の製造方法
JP6212956B2 (ja) * 2013-05-24 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2015016224A (es) 2016-03-01
WO2014196645A1 (ja) 2014-12-11
JPWO2014196645A1 (ja) 2017-02-23
US10435761B2 (en) 2019-10-08
TWI551697B (zh) 2016-10-01
EP3006586A1 (en) 2016-04-13
PL3006586T3 (pl) 2019-12-31
ES2744909T3 (es) 2020-02-26
KR20160003263A (ko) 2016-01-08
RU2653032C2 (ru) 2018-05-04
US20160102380A1 (en) 2016-04-14
TW201504457A (zh) 2015-02-01
CA2913487A1 (en) 2014-12-11
RU2015150123A (ru) 2017-07-14
EP3006586B1 (en) 2019-07-31
BR112015030008A2 (pt) 2017-07-25
CN105324502A (zh) 2016-02-10
CA2913487C (en) 2018-12-04
EP3006586A4 (en) 2017-03-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6202096B2 (ja) 熱処理鋼材及びその製造方法
JP5505574B1 (ja) 熱間プレス用鋼板、その製造方法、及び熱間プレス鋼板部材
JP5333298B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5732906B2 (ja) 熱間プレス加工用鋼材ならびに熱間プレス鋼材および熱間プレス鋼材の製造方法
JP5541428B1 (ja) 鋼板
JP6597374B2 (ja) 高強度鋼板
JPWO2016021194A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6601253B2 (ja) 高強度鋼板
KR20190073469A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2008093815A1 (ja) 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP6696208B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5239562B2 (ja) 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN111511945A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5870861B2 (ja) 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013185240A (ja) 高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP6683291B2 (ja) 鋼板及び鋼板の製造方法
JP6683292B2 (ja) 鋼板及び鋼板の製造方法
JP2012031469A (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6032173B2 (ja) 引張最大強度９８０ＭＰａを有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPWO2020110795A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6326837B2 (ja) 冷延鋼板
JP6314511B2 (ja) 冷延鋼板
JP5776764B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JPWO2020017606A1 (ja) 鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20161109

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20170207

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20170410

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20170801

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20170814

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6202096

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350