JP6315087B2 - 熱間成形鋼板部材 - Google Patents

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Description

本明細書は、鋼板を熱間成形して形成された熱間成形鋼板部材に関する。
自動車用鋼板の分野においては、燃費向上のための軽量化と耐衝突特性の向上とを両立するため、高い引張強度を有する高強度鋼板の適用が拡大してきた。しかし、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性は低下するため、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
その結果、例えば、鋼板の高強度化に伴い、延性が低下して加工度が高い部位で破断するという問題のほか、スプリングバックおよび壁反りが大きくなることから、寸法精度が劣化する等の問題が生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。
そこで近年、例えば日本国特許出願公開２００２−１０２９８０号公報に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱して成形する熱間成形技術である。この技術では、成形と同時に焼入れを行うため、成形時において鋼板は軟質で良好な成形性を有し、成形後において成形部材は冷間成形用鋼板より高い強度を得ることが可能となる。
また、日本国特許出願公開２００６−２１３９５９号公報では、９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼製部材が開示されている。
日本国特許出願公開２００７−３１４８１７号公報には、清浄度とＰおよびＳの偏析度とを低くすることで、引張強度と靭性とに優れた熱間プレス鋼板部材が得られることが開示されている。
 開示の概要
日本国特許出願公開２００２−１０２９８０号公報に記載の金属材は、熱間プレス時の焼入れ性が不十分であり、その結果として硬さの安定性に劣るという問題がある。日本国特許出願公開２００６−２１３９５９号公報および日本国特許出願公開２００７−３１４８１７号公報では、引張強度と靱性とに優れた鋼板が開示されているものの、局部変形特性の点において改善の余地が残されている。
本明細書の実施の形態は、硬さ安定性と局部変形能に優れる熱間成形鋼板部材を提供することを目的とする。なお、熱間成形された鋼板部材は、多くの場合、平板ではなく成形体であり、本明細書では、成形体である場合も含めて「熱間成形鋼板部材」という。
本明細書の一態様によれば、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１６％、
Ｓｉ：０．１９％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．２５〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計体積率が５０％以上であり、かつ、フェライトの体積率が３％以下であり、
旧γ粒の平均粒径が１０μｍ以下であり、
存在する残留炭化物の数密度が４×１０３個／ｍｍ２以下である熱間成形鋼板部材が提供される。
実施例におけるハット成形での金型の形状を示す模式図である。 実施例において熱間成形により得られた成形体の形状を示す模式図である。 実施例における切欠引張試験片の形状を示す模式図である。
本発明者らは、硬さ安定性と局部変形能に優れる熱間成形鋼板部材を提供するために、鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
（１）熱間成形鋼板部材中の旧γ粒を微細化させることにより、ボイドの発生と連結とを遅延するため、局部変形能が向上する。従って、旧γ粒を微細化することが好ましい。
（２）熱間成形鋼板部材中に残留炭化物が多く存在すると、熱間成形後の焼入れ性が低下し硬さ安定性が低下するおそれがあるだけでなく、残留炭化物はボイドの発生源となり局部変形能を劣化させる。従って、残留炭化物の数密度を低減することが好ましい。
本明細書の実施の形態は、上記知見に基づくものであり、実施の形態の一態様によれば、
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１６％、
Ｓｉ：０．１９％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．２５〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計体積率が５０％以上であり、かつ、フェライトの体積率が３％以下であり、
旧γ粒の平均粒径が１０μｍ以下であり、
存在する残留炭化物の数密度が４×１０３個／ｍｍ２以下である熱間成形鋼板部材が提供される。
（２）（１）の熱間成形鋼板部材であって、好ましくは、
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００３〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％
および
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
からなる群より選択される１種以上を含有する。
（３）（１）または（２）の熱間成形鋼板部材であって、好ましくは、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．０８％以下である。
（４）（１）から（３）までのいずれかの熱間成形鋼板部材であって、好ましくは、下記（ｉ）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である。
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ｉ）
（５）（１）から（４）までのいずれかの熱間成形鋼板部材であって、好ましくは、前記鋼板部材の表面にめっき層を有する。
（６）（１）から（５）までのいずれかの熱間成形鋼板部材であって、好ましくは、前記鋼板部材が１．０ＧＰａ以上の引張強度を有する。
以下、実施の形態について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．１６％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を確保するのに重要な元素である。また、Ｃはオーステナイト生成元素であるため、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制する作用を有する。そのため、熱間成形後の鋼板部材において安定した硬度分布を得ることを容易にする。Ｃ含有量が０．０８％未満では、焼入れ後において１．０ＧＰａ以上の引張強度を確保すること、および、上記の効果を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、焼入れ後の強度が過度に上昇して局部変形能が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１６％以下とする。Ｃ含有量は０．０８５％以上であるのが好ましく、０．９％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下であるのが好ましく、０．１４％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ：０．１９％以下
Ｓｉは、熱間成形に際しての高温加熱時におけるスケール生成を抑制する作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１９％を超えると、熱間成形に際してオーステナイト変態させるのに必要な加熱温度が著しく高温となる。このため、熱処理に要するコストの上昇を招いたり、加熱不足により焼入れが不十分となったりする。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量が高すぎると、高ひずみ成形時にひずみ誘起フェライト変態が生じやすくなる。そのため、熱間成形後の鋼板部材において局所的に硬さが低下して、安定した硬度分布を得るのが困難となる。さらに、多量にＳｉを含有させると、溶融めっき処理を施す場合のぬれ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．１９％以下とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間成形後の強度を安定して確保するためには有用な元素である。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、上記の効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると粗大なＭｎＳが生成するようになり、局部変形能劣化の要因となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は０．８０％以上であるのが好ましく、１．４０％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼入れ後の鋼の強度を安定して確保することを可能にする作用を有するので、積極的に含有させても良い。しかし、Ｐ含有量が０．０２％を超えると局部変形能の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。Ｐ含有量は０．０１％以下であるのが好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｐ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｐ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物として含有され、局部変形能を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０１％を超えると局部変形能の劣化が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｓ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％
ｓｏｌ．Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％未満では脱酸が十分でない。さらに、ｓｏｌ．Ａｌは鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保する作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させても良い。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、１．０％を超えて含有させてもその作用により得られる効果は小さく、かつ、いたずらにコストの増加を招く。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．２％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、靭性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して、局部変形能および靭性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は０．００８％以下であるのが好ましい。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｎ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
Ｃｒ：０．２５〜３．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。そのため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下に制限する実施の形態では特に重要な元素である。また、Ｃｒはオーステナイト生成元素であり、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制する作用を有する。そのため、Ｃｒを含有させることで、熱間成形後の鋼板部材において安定した硬度分布を得ることが容易になる。Ｃｒ含有量が０．２５％未満では、上記の効果を十分に得ることはできない。したがって、Ｃｒ含有量は０．２５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒが鋼中の炭化物に濃化して、熱間成形に供する際の加熱工程における炭化物の固溶を遅延させ、焼入れ性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は３．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．３０％以上であるのが好ましく、０．４０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、２．００％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
Ｔｉは、熱間成形用鋼板をＡｃ３点以上に加熱して熱間成形に供する際に、オーステナイト粒の再結晶を抑制する作用を有する元素である。さらに微細な炭化物を形成してオーステナイト粒の粒成長を抑制して細粒にする作用を有する。このため、熱間成形鋼板部材の局部変形能を大きく改善する作用を有する。また、Ｔｉは鋼中のＮと優先的に結合するため、ＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、その結果としてＢによる焼入れ性を高める作用を有する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。しかし、０．０５％を超えて含有させると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費され、焼入れ後の強度が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．０４％以下であるのが好ましく、０．０３％以下であるのが好ましい。
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保することを可能にする作用を有する元素である。そのため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下に制限する実施の形態では特に重要な元素である。Ｂ含有量が０．００１％未満では、上記の効果を十分に得ることができない。したがって、Ｂ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の局部変形能劣化を招く。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。Ｂ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。
実施の形態の熱間成形鋼板部材は、上記のＣからＢまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、実施の形態に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
実施の形態の熱間成形鋼板部材には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＮｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＶおよびＣａからなる群より選択される１種以上の元素を含有させても良い。
Ｎｂ：０〜０．５０％
Ｎｂは、熱間成形用鋼板をＡｃ３点以上に加熱して熱間成形に供する際に、再結晶を抑制し、さらに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、熱間成形鋼板部材の局部変形能を大きく改善する作用を有する。したがって、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかし、０．５０％を超えて含有させると、ＮｂＣの析出量が増加してＣが消費され、焼入れ後の強度が低下する。このため、Ｎｂを含有させる場合にはその含有量は０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、２．０％を超えてＮｉを含有させてもその効果は小さく、いたずらにコストの増加を招く。このため、Ｎｉを含有させる場合にはその含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、１．０％を超えてＣｕを含有させてもその効果は小さく、いたずらにコストの増加を招く。このため、Ｃｕを含有させる場合にはその含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、熱間成形用鋼板をＡｃ３点以上に加熱して熱間成形に供する際に、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。また、熱間成形鋼板部材の局部変形能を大きく改善する効果も有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させても良い。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、その効果は飽和し、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合にはその含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．７％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることがより好ましい。
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、１．０％を超えてＶを含有させてもその効果は小さく、いたずらにコストの増加を招く。このため、Ｖを含有する場合にはその含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量は０．０８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の局部変形能を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
（Ｂ）金属組織
実施の形態において、局部変形能を改善するためには、熱間成形後の金属組織内での硬さのバラツキを抑制することが好ましい。組織内での硬さ差が大きくなるとボイドの起点となるため、硬質なマルテンサイトおよびベイナイトのような低温変態組織ならびに軟質なフェライト組織の混在は可能な限り抑制するのが好ましい。そのため、実施の形態の熱間成形鋼板部材は、低温変態組織を主体とし、かつ、フェライトの体積率が３％以下である金属組織を有するものであることが好ましい。
なお、低温変態組織を主体とする金属組織とは、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計体積率が５０％以上である金属組織を意味する。ここでの焼戻しマルテンサイトとは、焼入時に変態するマルテンサイトが自動焼戻しにて焼き戻されたマルテンサイト、および焼入後の塗装焼き付け工程等の低温焼戻しを受けたマルテンサイトを意味する。金属組織中の低温変態組織は、体積率で、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。
また、残留オーステナイトはＴＲＩＰ効果により延性を向上するため、含まれていても問題ない。ただし、オーステナイトから変態したマルテンサイトは硬質のため、ボイドの起点となり得る。そのため、金属組織中に含まれる残留オーステナイトは、体積率で、１０％以下であることが好ましい。
Ｍｎ偏析度α：１．６以下
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ｉ）
熱間成形鋼板部材の板厚断面中心部では、中心偏析が起きることでＭｎが濃化する。そのため、ＭｎＳが介在物として中心に集中し、硬質なマルテンサイトができやすくなるため、周囲との硬さに差が生じ、局部変形能が悪化する結果となる。特に上記（ｉ）式で表されるＭｎの偏析度αの値が１．６を超えると、局部変形能が著しく悪化する。したがって、局部変形能を改善するためには、熱間成形鋼板部材のαの値を１．６以下とすることが好ましい。局部変形能の一層の改善のためには、αの値を１．２以下とすることがより好ましい。
鋼板中のＭｎの偏析は、主に鋼板組成、特に不純物含有量と、連続鋳造の条件とにより制御され、熱間圧延および熱間成形の前後では実質的に変化しない。したがって、熱間成形用鋼板の介在物および偏析状況は、それから熱間成形により製造された熱間成形鋼板部材の介在物および偏析状況とほとんど同じである。熱間成形によってαの値が大きく変化することはないため、熱間成形用鋼板のαの値を１．６以下にすることで、熱間成形鋼板部材のαの値も１．６以下にすることができ、αの値を１．２以下にすることで、熱間成形鋼板部材のαの値も１．２以下にすることができる。
板厚中心部での最大Ｍｎ濃度は、以下の方法により求める。電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて鋼板の板厚中心部においてライン分析を行い、分析結果から高い順に３つの測定値を選択し、その平均値を算出する。また、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度は、以下の方法により求める。同じくＥＰＭＡを用いて鋼板の１／４深さ位置において１０ヶ所の分析を行い、その平均値を算出する。
清浄度：０．０８％以下
鋼板部材中にＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載のＡ系、Ｂ系およびＣ系介在物が多く存在すると、上記介在物が破壊の起点となりやすくなる。介在物が増加すると亀裂伝播が容易に起こるため、局部変形能が劣化する。特に、１．０ＧＰａ以上の引張強度を有するような熱間成形鋼板部材の場合、介在物の存在割合を低く抑えることが好ましい。ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．０８％を超えると、介在物の量が多いため、実用上十分な局部変形能を確保することが困難となる。そのため、熱間成形用鋼板の清浄度の値は０．０８％以下とすることが好ましい。局部変形能をより一層改善するには清浄度の値を０．０４％以下とすることがより好ましい。なお、鋼の清浄度の値は、上記のＡ系、Ｂ系およびＣ系介在物の占める面積百分率を算出したものである。
熱間成形によって清浄度の値が大きく変化することはないため、熱間成形用鋼板の清浄度の値を０．０８％以下とすることで、熱間成形鋼板部材の清浄度の値も０．０８％以下にすることができ、０．０４％以下とすることで、熱間成形鋼板部材の清浄度の値も０．０４％以下にすることができる。
実施の形態において、熱間成形用鋼板または熱間成形鋼板部材の清浄度の値は以下の方法によって求める。熱間成形用鋼板または熱間成形鋼板部材について、５ヶ所から供試材を切り出す。そして、熱間成形用鋼板または熱間成形鋼板部材の板厚をｔとすると、各供試材の板厚方向の１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔの各位置について、点算法にて清浄度を調査する。各板厚における清浄度の値が最も大きい（清浄性が最も低い）数値を、その供試材の清浄度の値とする。
旧γ粒の平均粒径：１０μｍ以下
熱間成形鋼板部材中の旧γ粒径を小さくすれば局部変形能が改善される。マルテンサイトを主体とする鋼板では、旧γ粒界および粒内の下部組織の境界にてボイドが発生するが、旧γ粒の微細化により、ボイドの発生を抑制し、連結を遅延するため局部変形能を向上させることができる。旧γの平均粒径が１０μｍを超えるとこの効果を発揮できない。したがって、熱間成形鋼板部材中の旧γ粒の平均粒径は１０μｍ以下とする。なお、旧γ粒を微細化させるためには、加熱温度を低温化し、加熱中の炭化物の溶解を遅延し粒の成長を抑制するのが効果的である。
旧γ粒の平均粒径は、ＩＳＯ６４３で規定される方法を用いて測定することができる。すなわち、測定視野内における結晶粒数を計測し、測定視野の面積を当該結晶粒数で割ることによって結晶粒の平均面積を求め、円相当径での結晶粒径を算出する。その際、視野の境界にある粒は１／２個として計測し、倍率については結晶粒数が２００個以上になるように調整することが好ましい。また、精度向上のためには複数の視野について計測を行うことが好ましい。
残留炭化物：４×１０３個／ｍｍ２以下
熱間成形の場合、鋼中に一般に存在する炭化物の再固溶により十分な焼入れ性を確保することができる。しかしながら、炭化物の一部が再固溶されずに残留する場合がある。残留炭化物は、ピニングにより熱間成形中の加熱保持時のγ粒成長を抑制する効果を持つ。したがって、加熱保持中には残留炭化物が存在することが望ましい。熱間成形後にはこの残留炭化物が少ないほど、焼入れ性が向上し、高強度を確保することができる。よって加熱保持完了時に残留炭化物数密度が低減できることが好ましい。
残留炭化物が多く存在すると、熱間成形後の焼入れ性が低下するおそれがあるだけでなく、残留炭化物はボイドの発生源となり局部変形能を劣化させる。特に、残留炭化物の数密度が４×１０３個／ｍｍ２を超えると、熱間成形後の焼入れ性が悪化するおそれがある。そのため、熱間成形鋼板部材中に存在する残留炭化物の数密度は４×１０３個／ｍｍ２以下とするのが好ましい。
（Ｃ）めっき層
実施の形態に係る高強度熱間成形鋼板部材は、その表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を有していても良い。めっき層は電気めっき層であっても良く、溶融めっき層であっても良い。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき、電気Ｚｎ−Ｆｅ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、一般的な範囲内で調整すれば良い。
（Ｄ）熱間成形用鋼板の製造方法
実施の形態に係る熱間成形用鋼板部材の製造に用いる熱間成形用鋼板の製造条件について特に制限はないが、以下に示す製造方法を用いることにより、好適に製造することができる。
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によってスラブを作製する。鋼板の清浄度を０．０８％以下にするには、溶鋼を連続鋳造する際に、溶鋼の加熱温度をその鋼の液相線温度より５℃以上高い温度とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔ／ｍｉｎ以下に抑えることが望ましい。
連続鋳造時に溶鋼の単位時間当たりの鋳込み量が６ｔ／ｍｉｎを超えると、鋳型内での溶鋼流動が速いために、凝固シェルに介在物が捕捉されやすくなり、スラブ中の介在物が増加する。また、溶鋼加熱温度が液相線温度より５℃高い温度未満であると、溶鋼の粘度が高くなり、連続鋳造機内にて介在物が浮上しにくく、結果として、スラブ中の介在物が増加して清浄性が悪化しやすくなる。
一方、溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度を５℃以上、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔ／ｍｉｎ以下として鋳造することにより、介在物がスラブ内に持ち込まれにくくなる。その結果、スラブを作製する段階での介在物の量を効果的に減少させることができ、０．０８％以下という鋼板清浄度を容易に達成できるようになる。
溶鋼を連続鋳造する際、溶鋼加熱温度は液相線温度より８℃以上高い温度とすることがより望ましく、また、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を５ｔ／ｍｉｎ以下にすることがより望ましい。溶鋼加熱温度を液相線温度より８℃以上高い温度とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を５ｔ／ｍｉｎ以下にすることにより、清浄度を０．０４％以下とすることが容易になるため望ましい。
局部変形能悪化の原因となるＭｎＳの集中を抑制するためには、Ｍｎの中心偏析を低減させる中心偏析低減処理を行うことが望ましい。中心偏析低減処理としては、スラブが完全凝固する前の未凝固層において、Ｍｎが濃化した溶鋼を排出する方法が例示される。
具体的には、電磁攪拌、未凝固層圧下等の処理を施すことで、完全凝固前のＭｎが濃化した溶鋼を排出させることができる。なお、電磁攪拌処理は、例えば、２５０〜１０００ガウスで未凝固溶鋼に流動を与えることで行うことができ、未凝固層圧下処理は、例えば、最終凝固部を１ｍｍ／ｍ程度の勾配で圧下することで行うことができる。
上記の方法で得られたスラブに対して、必要に応じてソーキング（均熱）処理を実施してもよい。ソーキング処理を行うことで、偏析したＭｎを拡散させ偏析度を低下させることができる。ソーキング処理を行う場合の好ましい均熱温度は１２００〜１３００℃であり、均熱時間は２０〜５０時間である。
その後、上記のスラブに熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、炭化物をより均一に生成させる観点から、熱間圧延開始温度を１０００〜１３００℃の温度域とし、熱間圧延完了温度を８５０℃以上とすることが好ましい。巻取温度は、加工性の観点からは高い方が好ましいが、高すぎるとスケール生成により歩留まりが低下するので、５００〜６５０℃とすることが好ましい。熱間圧延により得られた熱延鋼板には、酸洗等により脱スケール処理を施す。
実施の形態においては、熱間成形後の旧γ粒径を微細にし、残留炭化物の数密度を低減させるために、脱スケール処理が施された熱延鋼板に焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とすることが好ましい。
熱間成形後の旧γ粒径を微細にするためには、溶解中の炭化物により、γ粒の成長を抑制することが好ましい。ただし、熱間成形鋼板部材中では、焼入れ性を向上させ、高強度を確保し、ボイドの発生を抑制するために、残留炭化物の数密度を低減することが好ましい。
熱間成形鋼板部材中の旧γ粒径を微細にし、かつ、残留炭化物の数密度を低減させるためには、熱間成形前の鋼板中に存在する炭化物の形態及び炭化物中の元素の濃化度合いが重要となる。炭化物は微細に分散していることが望ましいが、その場合、炭化物の溶解が早くなるため、粒成長抑制効果が期待できない。炭化物中にＭｎ、Ｃｒ等の元素が濃化していると炭化物が固溶しにくくなる。そのため、熱間成形前の鋼板中の炭化物の形態は微細に分散し、かつ炭化物中の元素の濃化度合いは高い方が望ましい。
炭化物の形態は、熱間圧延後の焼鈍条件を調整することで制御することが可能である。具体的には、焼鈍温度をＡｃ１点以下かつＡｃ１点−１００℃以上とし、５時間以下の焼鈍を行うことが好ましい。
熱間圧延後の巻取温度を５５０℃以下にすると、炭化物が微細分散しやすくなる。しかしながら、炭化物中の元素の濃化度合いも低下するため、焼鈍を行うことにより、元素の濃化を進行させる。
巻取温度が５５０℃以上の場合は、パーライトが生成しており、パーライト中の炭化物への元素濃化は進んでいる。この場合は、パーライトを分断させて炭化物を分散するために、焼鈍を行う。
実施の形態における熱間成形鋼板部材用の鋼板としては、上記熱延焼鈍鋼板、当該熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施した冷延鋼板、又は当該冷延鋼板に焼鈍を施した冷延焼鈍鋼板を用いることができる。処理工程は、製品の板厚精度要求レベル等に応じて適宜選択すればよい。なお、炭化物は硬質であるため、冷間圧延を施した場合でもその形態が変化することはなく、冷間圧延後も冷間圧延前の存在形態が維持される。
冷間圧延は通常の方法を用いて行えばよい。良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
冷延鋼板に焼鈍を施す場合には、事前に脱脂等の処理を施すのが望ましい。焼鈍は冷延歪み取りの目的で、Ａｃ１点以下で時間以下、好ましくは３時間以下の焼鈍を行うのが好ましい。
（Ｅ）めっき層の形成方法
前述のように、実施の形態に係る熱間成形鋼板部材は、その表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を有していても良い。めっき層の形成は、熱間成形を施す前の鋼板に対して行うことが望ましい。鋼板の表面に亜鉛系めっきを施す場合には、生産性の観点からは、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛系めっきを施すことが好ましい。その場合、連続溶融亜鉛めっきラインにおいてめっき処理に先立って焼鈍を施しても良く、加熱保持温度を低温にして焼鈍を行わずにめっき処理のみを施すものであっても良い。また、溶融亜鉛めっき後に合金化熱処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にしても良い。亜鉛系めっきは電気めっきにより施すこともできる。なお、亜鉛系めっきは、鋼材の表面の少なくとも一部に施すことができるが、鋼板の場合には、片面または両面の全面に施すのが一般的である。
（Ｆ）熱間成形鋼板部材の製造方法
上記の熱間成形用鋼板に対して熱間成形を施すことによって、高強度熱間成形鋼板部材を得ることができる。熱間成形時における鋼板の加熱速度は粒成長を抑制する観点から、２０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。さらに好ましくは５０℃／ｓｅｃ以上である。熱間成形時における鋼板の加熱温度は、Ａｃ３点を超え、１０５０℃以下の温度とすることが望ましい。加熱温度がＡｃ３点以下では、熱間成形前にオーステナイト単相状態とはならず、鋼板中にフェライト、パーライトまたはベイナイトが残存してしまう。その結果、熱間成形後にマルテンサイトを主体とする金属組織とはならず、所望の硬度が得られない場合がある。また、熱間成形鋼板部材の硬度ばらつきも大きくなってしまうだけでなく局部変形能も劣化する。
一方、加熱温度が１０５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化し、鋼板部材の局部変形能が劣化する場合がある。したがって、熱間成形時における鋼板の加熱温度は１０５０℃以下とするのが好ましい。また、加熱時間が１ｍｉｎ未満であると、加熱してもオーステナイト単相化が不十分となる場合があり、さらに炭化物の溶解が不十分となるので、γ粒径は微細となっても、残留炭化物の数密度が大きくなる。１０ｍｉｎを超えると、オーステナイトが粗大化し、熱間成形鋼板部材の局部変形能が劣化する場合がある。したがって、熱間成形時における鋼板の加熱時間は、１〜１０ｍｉｎとするのが望ましい。
熱間成形開始温度がＡｒ３点未満の温度であると、フェライト変態が始まるために、その後に強制冷却してもマルテンサイトを主体とする組織にならない場合がある。そのため、熱間成形開始温度は、Ａｒ３点以上とするのが望ましい。熱間成形後は、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷するのが望ましく、２０℃／ｓｅｃ以上の速度で急冷するのがより望ましい。冷却速度の上限は特に規定しない。
硬度ばらつきの少ないマルテンサイト主体の金属組織を有する熱間成形鋼板部材を得るためには、熱間成形後に鋼板の表面温度が３５０℃以下になるまで急冷させるのが望ましい。冷却終了温度は、１００℃以下とするのが好ましく、室温とするのがより好ましい。
以下、実施例によって実施の形態をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学成分を有する鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて連続鋳造を実施し、幅１０００ｍｍ、厚さ２５０ｍｍのスラブを作製した。表１において、＊は、実施の形態の組成範囲を外れることを意味している。表２に示す条件において、溶鋼の加熱温度および単位時間当たりの溶鋼鋳込み量の調整を行った。スラブの冷却速度の制御は２次冷却スプレー帯の水量を変更することにより行った。中心偏析低減処理は、凝固末期部においてロールを用いて、１ｍｍ／ｍの勾配で軽圧下を実施し、最終凝固部の濃化溶鋼を排出することにより行った。一部のスラブについては、その後、１２５０℃、２４時間の条件においてソーキング処理を実施した。
Figure 0006315087
Figure 0006315087
得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。巻取り後、熱延鋼板を酸洗し、さらに、焼鈍を施した。一部の鋼板についてはさらに冷間圧延試験機にて冷間圧延を施し、厚さ１．５ｍｍの冷延鋼板とした。さらに、一部の冷延鋼板に、６００℃で２ｈの焼鈍を施し、冷延焼鈍鋼板を得た。
その後、図１および図２に示すように、熱間プレス試験装置を用いて、上記の熱間成形用鋼板１に対して、金型（パンチ１１、ダイス１２）により熱間プレス（ハット成形）を実施し、熱間成形鋼板部材２を得た。鋼板を加熱炉内で表面温度が８２０℃から１１００℃までの間で条件を変えて加熱し、その温度にて９０秒保持した後、加熱炉より取り出し、すぐさま冷却装置付きの金型にて熱間プレスを実施し、成形と同時に焼入れ処理を施した。上記熱間成形鋼板部材について以下の評価を行った。評価結果を表２に示す。なお、表２において、「熱延」は、熱間圧延を施した厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を意味し、「冷延」は、この熱延鋼板にさらに冷間圧延を施した厚さ１．５ｍｍの冷延鋼板を意味している。＊は、実施の形態の範囲を外れることを意味している。
＜熱間成形鋼板部材の機械特性の評価＞
熱間成形鋼板部材について、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準じて引張試験を実施し、引張強さ（ＴＳ）の測定を行った。
＜金属組織の同定＞
熱間成形鋼板部材の、圧延方向と平行な断面のうち板厚中央部が観察面となるように切り出した後、鏡面研磨した。その後、ナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）を用いて、各試料５視野について金属組織の観察を行った。得られた顕微鏡写真に画像処理を施すことで、フェライトの面積率を求め、それをフェライトの体積率とした。また、金属組織中の残留オーステナイトの体積率については、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて求めた。そしてそれらの残部を低温変態組織の体積率として算出した。残留γ体積率は鋼板表面より板厚の１／８内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折で、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）とオーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）および（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
Ｖγ（体積％）＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
＜清浄度の評価＞
熱間成形鋼板部材について、５ヶ所から供試材を切り出した。各供試材の板厚ｔに対して１／８ｔ、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔの各位置について、点算法にて清浄度を調査した。そして、各板厚における清浄度の値が最も大きい（清浄性が最も低い）数値を、その供試材の清浄度の値とした。
＜Ｍｎ偏析度αの計測＞
熱間成形鋼板部材の板厚中央部において、ＥＰＭＡを用いたライン分析を行い、分析結果から高い順に３つの測定値を選択した後、その平均値を算出し、板厚中心部での最大Ｍｎ濃度を求めた。また、熱間成形鋼板部材の表面から板厚の１／４深さ位置において、ＥＰＭＡを用いて１０ヶ所の分析を行い、その平均値を算出し、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度を求めた。そして、上記の板厚中心部での最大Ｍｎ濃度を、表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度で割ることによって、Ｍｎ偏析度αを求めた。
＜旧γ粒の平均粒径の測定＞
熱間成形鋼板部材中の旧γ粒の平均粒径は、測定視野内における結晶粒数を計測し、測定視野の面積を当該結晶粒数で割ることによって結晶粒の平均面積を求め、円相当径での結晶粒径を算出することにより求めた。その際、視野の境界にある粒は１／２個として計測し、観察倍率については結晶粒数が２００個以上になるように適宜調整した。
＜残留炭化物の数密度＞
熱間成形鋼板部材の表面を、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大し、複数視野の観察を行った。このときに、炭化物が存在する視野の数を数えて１ｍｍ２あたりの個数を算出した。
＜局部変形能の測定＞
局部変形能の測定は、切欠引張試験により行った。引張試験片は、平行部の幅が１６．５ｍｍ、平行部長さが６０ｍｍであり、圧延方向を長手方向として採取した。また、上記引張試験片の長さ中央部に深さ２ｍｍのＶノッチを加工し、切欠引張試験片とした。切欠試験片の厚さは１．４ｍｍとした。切欠引張試験片の形状を図３に示す。上記の切欠引張試験片を用いて引張試験を行い、Ｖノッチ部で破断した時点での切欠伸びを測定し、局部変形能の評価を行った。標点距離は５ｍｍとし、引張試験の際の引張速度（クロスヘッド速度）は０．５ｍｍ／ｍｉｎとした。
＜硬度のばらつき＞
硬さ安定性の評価として下記の試験を行った。熱間成形用の鋼板を熱処理シミュレータにて、１０℃／ｓｅｃで９００℃まで加熱した後、１５０ｓｅｃ保持した。その後、約８０℃／ｓｅｃおよび１０℃／ｓｅｃのそれぞれの冷却速度によって室温まで冷却した。それぞれの試料について、断面の板厚の１／４位置でビッカース硬さ試験を実施した。硬度測定はＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して行い、試験力は９．８Ｎとして、５点測定し、その平均を求めた。冷却速度が約８０℃／ｓｅｃおよび１０℃／ｓｅｃであるときのそれぞれの硬さの平均値を、ＨＳ８０、ＨＳ１０とし、その差ΔＨｖを硬さ安定性の指標とした。
硬さ安定性および局部変形能の評価においては、それぞれΔＨｖが５０以下および切欠
伸びが６％以上であるものを良好であると判断した。
表２から分かるように、試験番号２は、鋼の組成は実施の形態の範囲を満足するものの、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が大きいため、清浄度の値が０．０８％を超え、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号３は中心偏析低減処理及びソーキング処理を実施していないため、Ｍｎ偏析度が１．６を超え、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号５は、溶鋼加熱温度が低いため、清浄度の値が０．０８％を超え、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号６は、熱間成形温度が低いため、熱間成形後にフェライト体積率が３％を超え、硬さ安定性が劣る結果となり、さらに残留炭化物の数密度も８．０×１０３個／ｍｍ２と高かったため、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号９は、熱間成形時の加熱温度が高いため、旧γ粒径が大きくなり、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号１１は、熱間圧延後の巻取温度が高いため、残留炭化物密度が高くなり、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号１４は、熱間圧延後の焼鈍温度が高く焼鈍時間も長いため、熱間成形後にフェライト体積率が３％を超え、硬さ安定性が劣る結果となった。また、炭化物の溶解が不十分となって残留炭化物密度が高くなり、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号１６はＳ含有量が実施の形態の範囲の上限値を超えているため、清浄度の値が０．０８％を超え、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号１７はＭｎ含有量が実施の形態の範囲の上限値を超えているため、Ｍｎ偏析度が１．６を超え、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号１８はＳｉ含有量が実施の形態の範囲の上限値を超えているため、Ａ３点が上昇し、熱間成形後にフェライトの体積率が３％を超え、硬さ安定性が劣る結果となった。
試験番号１９はＣ含有量が実施の形態の範囲の上限値を超えているため、局部変形能が劣る結果となった。
試験番号２０は、Ｃｒ含有量が実施の形態の範囲より低いため、硬さ安定性に劣る結果となった。
一方、実施の形態の範囲を満足する試験番号１、４、７、８、１０、１２、１３および１５は、硬さ安定性および局部変形能の双方に優れる結果となった。
２０１４年５月１５日に出願された日本国特許出願２０１４−１０１４４３号および２０１４年５月１５日に出願された日本国特許出願２０１４−１０１４４４号の開示は、その全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
以上、種々の典型的な実施の形態を説明してきたが、本発明はそれらの実施の形態に限定されない。本発明の範囲は、次の請求の範囲によってのみ限定されるものである。

Claims (4)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０８〜０．１６％、
    Ｓｉ：０．１９％以下、
    Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０．２５〜３．００％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
    Ｂ：０．００１〜０．０１％、
    Ｎｂ：０〜０．５０％、
    Ｎｉ：０〜２．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜１．０％、
    Ｃａ：０〜０．００５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計体積率が８０％以上であり、かつ、フェライトの体積率が３％以下であり、
    旧γ粒の平均粒径が１０μｍ以下であり、
    存在する残留炭化物の数密度が４×１０３個／ｍｍ２以下であり、
    ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値が０．０８％以下であり、
    下記（ｉ）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６以下である熱間成形鋼板部材。
    α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］ ・・・（ｉ）
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００３〜０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｖ：０．０１〜１．０％
    および
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％
    からなる群より選択される１種以上を含有する、請求項１記載の熱間成形鋼板部材。
  3. 前記鋼板部材の表面にめっき層を有する、請求項１または請求項２記載の熱間成形鋼板部材。
  4. 前記鋼板部材が１．０ＧＰａ以上の引張強度を有する、請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の熱間成形鋼板部材。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6237884B2 (ja) * 2014-03-26 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 高強度熱間成形鋼板部材
WO2017017484A1 (en) * 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Method for the manufacture of a hardened part which does not have lme issues
EP3486346B1 (en) * 2016-09-28 2020-08-12 JFE Steel Corporation Steel sheet and method of producing the same
EP3658692B1 (en) * 2017-07-25 2021-11-10 Tata Steel IJmuiden B.V. Steel strip, sheet or blank for producing a hot formed part, part, and method for hot forming a blank into a part
WO2019082038A1 (en) 2017-10-24 2019-05-02 Arcelormittal METHOD FOR MANUFACTURING A GALVANIZED RECOVERY ARM SHEET
KR102206929B1 (ko) * 2017-10-24 2021-01-25 아르셀러미탈 코팅된 강 시트의 제조 방법
US11566310B2 (en) 2017-11-17 2023-01-31 Arcelormittal Method for the manufacturing of liquid metal embrittlement resistant zinc coated steel sheet
EP3567364A1 (en) * 2018-05-10 2019-11-13 Fundació Eurecat Device for preparing sheet specimens
CN112771184B (zh) * 2019-02-05 2022-05-17 日本制铁株式会社 被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法
CN113557316B (zh) * 2019-04-01 2022-10-04 日本制铁株式会社 热冲压成形品和热冲压用钢板、以及它们的制造方法
WO2020241258A1 (ja) * 2019-05-31 2020-12-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
KR102279900B1 (ko) * 2019-09-03 2021-07-22 주식회사 포스코 열간 성형용 강판, 열간 성형 부재 및 그 제조방법
CN114867883B (zh) * 2019-12-20 2023-09-19 Posco公司 热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4735211B2 (ja) * 2004-11-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその製造方法
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
CN101484601B (zh) * 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
JP4725415B2 (ja) * 2006-05-23 2011-07-13 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
KR101482258B1 (ko) * 2007-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법
JP5556961B2 (ja) 2011-05-13 2014-07-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形品、ホットスタンプ成形品の製造方法、エネルギ吸収部材、及びエネルギ吸収部材の製造方法
JP5910168B2 (ja) * 2011-09-15 2016-04-27 臼井国際産業株式会社 Ｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼及びその製造方法とそのｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼を用いた超高強度鋼製加工品
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 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
KR101660144B1 (ko) * 2012-01-13 2016-09-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법

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