JP7464495B2 - 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 - Google Patents
局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7464495B2 JP7464495B2 JP2020172764A JP2020172764A JP7464495B2 JP 7464495 B2 JP7464495 B2 JP 7464495B2 JP 2020172764 A JP2020172764 A JP 2020172764A JP 2020172764 A JP2020172764 A JP 2020172764A JP 7464495 B2 JP7464495 B2 JP 7464495B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- point
- steel
- strain
- 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
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 151
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 151
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 75
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 30
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 75
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 59
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 47
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims description 29
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 17
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 16
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 11
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 11
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 8
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 7
- AFCARXCZXQIEQB-UHFFFAOYSA-N N-[3-oxo-3-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)propyl]-2-[[3-(trifluoromethoxy)phenyl]methylamino]pyrimidine-5-carboxamide Chemical compound O=C(CCNC(=O)C=1C=NC(=NC=1)NCC1=CC(=CC=C1)OC(F)(F)F)N1CC2=C(CC1)NN=N2 AFCARXCZXQIEQB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 6
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 6
- WZFUQSJFWNHZHM-UHFFFAOYSA-N 2-[4-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]piperazin-1-yl]-1-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)ethanone Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)N1CCN(CC1)CC(=O)N1CC2=C(CC1)NN=N2 WZFUQSJFWNHZHM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 5
- HMUNWXXNJPVALC-UHFFFAOYSA-N 1-[4-[2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)pyrimidin-5-yl]piperazin-1-yl]-2-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)ethanone Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)N1CCN(CC1)C(CN1CC2=C(CC1)NN=N2)=O HMUNWXXNJPVALC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 3
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 3
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 210000004872 soft tissue Anatomy 0.000 description 3
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N Iron oxide Chemical compound [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000009740 moulding (composite fabrication) Methods 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 241000221535 Pucciniales Species 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 235000010724 Wisteria floribunda Nutrition 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- ZDVYABSQRRRIOJ-UHFFFAOYSA-N boron;iron Chemical class [Fe]#B ZDVYABSQRRRIOJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 229910006540 α-FeOOH Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Forging (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本開示は、局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法に関する。
近年、自動車衝突時の乗員保護のために、自動車骨格部品全体としては高強度に保ちつつ、衝突時には特定部分を優先的に変形させる技術が必要とされている。そのため、当該技術に利用される、特定部分が局所的に軟化された高強度鋼部品および／またはその製造方法が求められている。
特許文献１には、鋼板をオーステナイト単相温度域に加熱する際に、軟化させたい部分に遮熱カバーをかける方法が開示されている。これにより、遮熱カバーをかけた部分が加熱時においてもオーステナイト単相温度域未満となり、当該部分の急冷後のマルテンサイト変態が抑制され、当該部分が遮熱カバーをかけていない部分と比較して軟化する。
特許文献２には、オーステナイト単相温度域から鋼板を金型と接触させて急冷する際に、鋼板と金型との接触が悪い部分を設ける方法が開示されている。これにより、当該部分に軟質組織（フェライトおよび／またはパーライト）が析出して、当該部分が軟化する。
特許文献１および２では、鋼板中の熱伝達等の影響により、軟化させたい部分のみを軟化させることができない。例えば、特許文献１では遮熱カバーをかけた部分のみをオーステナイト単相温度域未満として軟化させるべきところ、遮熱カバーをかけた部分の端部においては、遮熱カバーをかけていない隣接部分から熱が伝達するため、結果として遮熱カバーをかけた部分の端部において十分に軟化させることができない。特許文献２では、金型との接触を悪くさせた部分のみを急冷させずに軟化させるべきところ、当該部分から金型との接触が良い隣接部分に熱が伝達するため、結果として金型との当該隣接部分にも軟化効果が及び得る。よって、特許文献１および２のように、局所的な温度制御により軟化させる方法では、軟化させたい部分のみを局所的に軟化させることは難しい。
本発明の実施形態は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することである。
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度で、ひずみを０．５％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度で、ひずみを０．５％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
本発明の態様２は、
Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを１０％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
前記加熱する工程における前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを１０％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
前記加熱する工程における前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
本発明の態様３は、前記鋼板が、
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１または２に記載の製造方法である。
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１または２に記載の製造方法である。
本発明の態様４は、前記鋼板が、
Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超０．１０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～３のいずれか１つに記載の製造方法である。
Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超０．１０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～３のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様５は、張り出し成形により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様６は、鍛造により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様７は、ドロー成形時の曲げ戻しにより前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様８は、せん断加工により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様９は、複数回の加工により前記ひずみを加えることを含む、態様１～８のいずれか１つに記載の製造方法である。
本発明の態様１０は、前記複数回の加工が、変形を加える加工と、前記変形を戻すように行う加工とを含む態様９に記載の製造方法である。
本発明の実施形態によれば、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。
本願発明者らは、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品の製造方法を実現するべく、様々な角度から検討した。
その結果、所定の化学組成の鋼板を、オーステナイトとフェライトの二相領域などのオーステナイトが比較的不安定な状態に加熱し、軟化させたい部分に若干のひずみを加えることで、軟化させたい部分のみに軟質組織（フェライトおよび／またはパーライト）の核生成を促進し、一定時間保持又は徐冷させることで、当該部分から軟質組織を成長させる製造方法を見出した（以下、本発明の実施形態１と称する）。
また、上記加熱において、オーステナイト単相領域などのオーステナイトが比較的安定な状態に加熱した場合においても、軟化させたい部分に比較的大きなひずみを加えることによって、本発明の実施形態１と同様に、軟化させたい部分のみに軟質組織の核生成を促進することができることも同時に見出した（以下、本発明の実施形態２と称する）。
以下に、本発明の実施形態１および２が規定する各要件の詳細を示す。
なお、本明細書において、「鋼部品」とは、本発明の実施形態１および２の加工する工程により所定形状に加工された鋼板のことをいう。
なお、本明細書において、「鋼部品」とは、本発明の実施形態１および２の加工する工程により所定形状に加工された鋼板のことをいう。
＜本発明の実施形態１＞
本発明の実施形態１に係る製造方法は、
（ａ）鋼板を用意する工程と、
（ｂ）工程（ａ）の後、加熱する工程と、
（ｃ）工程（ｂ）の後、加工する工程と、
（ｄ）工程（ｃ）の後、保持または徐冷する工程と、
（ｅ）工程（ｄ）の後、冷却する工程と、
を含む。
以下、各工程について説明する。
本発明の実施形態１に係る製造方法は、
（ａ）鋼板を用意する工程と、
（ｂ）工程（ａ）の後、加熱する工程と、
（ｃ）工程（ｂ）の後、加工する工程と、
（ｄ）工程（ｃ）の後、保持または徐冷する工程と、
（ｅ）工程（ｄ）の後、冷却する工程と、
を含む。
以下、各工程について説明する。
（ａ）鋼板を用意する工程
本発明の実施形態１に係る鋼板の化学組成は、Ｃ：０．０５～０．４０質量％、Ｓｉ：０～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
本発明の実施形態１に係る鋼板の化学組成は、Ｃ：０．０５～０．４０質量％、Ｓｉ：０～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
（Ｃ：０．０５～０．４０質量％）
Ｃ含有量は、鋼部品の強度を決定する。鋼部品の十分な強度を得るために、Ｃ含有量は０．０５質量％以上であり、好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは、０．２０質量％以上である。
Ｃ含有量は、鋼部品の強度を決定する。鋼部品の十分な強度を得るために、Ｃ含有量は０．０５質量％以上であり、好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは、０．２０質量％以上である。
一方で、Ｃ含有量が過剰になると、鋼部品の靭性が顕著に低下するとともに、鋼部品の遅れ破壊が生じやすくなる。このため、Ｃ含有量は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３８質量％以下であり、より好ましくは０．３６質量％以下である。
（Ｓｉ：０～２．０質量％）
Ｓｉは任意で鋼板に含まれる元素である。Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めることにより、鋼板の硬度安定性に寄与する。そのため、Ｓｉは鋼板に０質量％超で含まれていることが好ましい。
Ｓｉは任意で鋼板に含まれる元素である。Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めることにより、鋼板の硬度安定性に寄与する。そのため、Ｓｉは鋼板に０質量％超で含まれていることが好ましい。
一方、Ｓｉは、残留オーステナイト（γ）を生成し易くすると共に、降伏強度（ＹＳ）の低下やＭｎの偏析を助長する。このため、Ｓｉ含有量は、２．０質量％以下とし、好ましくは１．８質量％以下である。
（Ｍｎ：１．０～３．０質量％）
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は、１．０質量％以上とし、好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．４質量％以上である。
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は、１．０質量％以上とし、好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．４質量％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると鋼部品中に粗大な炭化物が析出する可能性がある。そのため、Ｍｎ含有量は３．０質量％以下とし、好ましくは２．８質量％以下であり、より好ましくは２．６質量％以下である。
（Ａｌ：０．０１０～１．０質量％）
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．０１０質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０質量％以上、より好ましくは０．０２５質量％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させることは、製造上のコストアップに繋がると共に、Ａｃ３点を著しく高め、素材加熱温度の高温化による表面品質の悪化（脱炭や減肉）を引き起こす。そのため、Ａｌ量は１．０質量％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．０１０質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０質量％以上、より好ましくは０．０２５質量％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させることは、製造上のコストアップに繋がると共に、Ａｃ３点を著しく高め、素材加熱温度の高温化による表面品質の悪化（脱炭や減肉）を引き起こす。そのため、Ａｌ量は１．０質量％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下である。
（Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下）
Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素であるが、フェライト相の固溶強化に寄与する効果を有する元素でもある。このような効果を発揮させつつ鋼板の溶接性を劣化させないためには、Ｐ量は０．１００質量％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００５０質量％以上で含有し得る。
Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素であるが、フェライト相の固溶強化に寄与する効果を有する元素でもある。このような効果を発揮させつつ鋼板の溶接性を劣化させないためには、Ｐ量は０．１００質量％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００５０質量％以上で含有し得る。
（Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下）
Ｓは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１０質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
Ｓは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１０質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
（Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下）
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれるとＡｌＮを生成させ、Ａｌによる脱酸効果を低減させる。したがって、Ｎ量は０．０１０質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれるとＡｌＮを生成させ、Ａｌによる脱酸効果を低減させる。したがって、Ｎ量は０．０１０質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
（Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％）
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｂ含有量は、０．０００５質量％以上とし、好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００１５質量％以上である。
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｂ含有量は、０．０００５質量％以上とし、好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００１５質量％以上である。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大な鉄ボロン化合物が析出し、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１０質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
（残部：鉄および不可避不純物）
好ましい１つの実施形態では、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
好ましい１つの実施形態では、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
さらに、本発明の実施形態１に係る鋼板は、必要に応じて以下の任意元素を選択的に含有してよく、含有される成分に応じて鋼部品の特性が更に改善される。
（Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、およびＮｉ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される一種以上）
Ｃｕを含むことにより、鋼板自体の耐食性が向上するため、鋼板の腐食による水素発生を抑制し、耐遅れ破壊性を改善することができる。またＣｕは、大気中で生成する錆の中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄：α－ＦｅＯＯＨの生成を促進する効果も有している。当該錆の生成促進を図ることで、発生した水素の鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において水素による助長割れを抑制することができる。そのため、Ｃｕ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼板製造時のめっき工程でのめっき性およびホットスタンプ後の化成処理性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
ＮｉもＣｕと同様の効果があることが知られている。そのため、Ｎｉ含有量も０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
Ｃｕを含むことにより、鋼板自体の耐食性が向上するため、鋼板の腐食による水素発生を抑制し、耐遅れ破壊性を改善することができる。またＣｕは、大気中で生成する錆の中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄：α－ＦｅＯＯＨの生成を促進する効果も有している。当該錆の生成促進を図ることで、発生した水素の鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において水素による助長割れを抑制することができる。そのため、Ｃｕ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼板製造時のめっき工程でのめっき性およびホットスタンプ後の化成処理性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
ＮｉもＣｕと同様の効果があることが知られている。そのため、Ｎｉ含有量も０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
（Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、およびＮｂ：０質量％超０．１０質量％以下よりなる群から選択される一種以上）
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより鋼板中におけるＢＮの生成量を少なくする。これにより、鋼板中における固溶Ｂの量が増加し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高めることができる。この効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以上であり、さらに好ましくは０．０２５０質量％以上、０．０５０質量％以上である。
一方、鋼板中にＴｉが過剰に含まれると、結晶粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は、０．１０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０質量％以下であり、さらに好ましくは０．０７０質量％以下である。
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより鋼板中におけるＢＮの生成量を少なくする。これにより、鋼板中における固溶Ｂの量が増加し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高めることができる。この効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以上であり、さらに好ましくは０．０２５０質量％以上、０．０５０質量％以上である。
一方、鋼板中にＴｉが過剰に含まれると、結晶粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は、０．１０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０質量％以下であり、さらに好ましくは０．０７０質量％以下である。
Ｃｒは、硬度の確保に寄与するとともに、冷却中の粗大な炭化物の析出の抑制に寄与する。これらの効果を発揮させるために、Ｃｒ含有量は０質量％超とすることが好ましい。
一方、鋼板中にＣｒが過剰に含まれると、鋼板の割れ等を引き起こすおそれがあり、Ｃｒ含有量は、３．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５質量％以下であり、さらに好ましくは２．０質量％以下である。
一方、鋼板中にＣｒが過剰に含まれると、鋼板の割れ等を引き起こすおそれがあり、Ｃｒ含有量は、３．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５質量％以下であり、さらに好ましくは２．０質量％以下である。
炭化物形成元素であり、鋼板の組織微細化に寄与する元素である。そのためＮｂ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以上である。
一方、鋼板の組織が微細化することで、熱処理時の逆変態は促進されるものの、冷却中にフェライト生成を促進し、鋼部品の強度低下を招き得る。このような効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなる。また、冷間圧延性が悪化するという不都合も生じる。こうした観点から、Ｎｂは０．１０質量％以下で含有させることが好ましい。好ましくは、０．０７０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
一方、鋼板の組織が微細化することで、熱処理時の逆変態は促進されるものの、冷却中にフェライト生成を促進し、鋼部品の強度低下を招き得る。このような効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなる。また、冷間圧延性が悪化するという不都合も生じる。こうした観点から、Ｎｂは０．１０質量％以下で含有させることが好ましい。好ましくは、０．０７０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
（ｂ）加熱する工程
本発明の実施形態１では、上記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満に加熱する。
Ａｃ１点未満では、オーステナイト変態が起きず、後述する（ｅ）冷却する工程後に高強度鋼部品とすることが困難となる。一方、Ａｃ３点＋１０℃未満にしておくことで、後述する（ｃ）加工する工程において、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進しやすくなる。
本発明の実施形態１では、上記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満に加熱する。
Ａｃ１点未満では、オーステナイト変態が起きず、後述する（ｅ）冷却する工程後に高強度鋼部品とすることが困難となる。一方、Ａｃ３点＋１０℃未満にしておくことで、後述する（ｃ）加工する工程において、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進しやすくなる。
Ａｃ１点およびＡｃ３点は、フォーマスタ試験で加熱中の温度およびその加熱に伴う鋼の膨張収縮による変位履歴を調査することで求めることができる。図１は、フォーマスタ試験で鋼板を低温から加熱した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。低温域では、鋼は温度上昇と共にフェライトの結晶構造（ｂｃｃ）に応じた膨張率で直線的に膨張し得る。さらに温度を上げると、より稠密な結晶構造（ｆｃｃ）のオーステナイトが生成して、収縮し始め得る。直線から乖離し始めた温度をＡｃ１点とすることができる。さらに温度を上げた高温域では、フェライトがすべてオーステナイトに変態し、オーステナイトの結晶構造に応じた膨張率で再度直線的に膨張し得る。直線に沿って膨張し始める温度をＡｃ３点とすることができる。
（ｃ）加工する工程
上記の（ｂ）加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点＋１０℃未満の温度でひずみを０．５％以上加える加工を行う。
上記のような温度では、鋼板中に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成サイトである結晶粒界が多く存在し得る。このような不安定な状態で、若干の（すなわち０．５％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、５．０％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは９．０％以上のひずみを加えることである。
なお、ひずみは下記式（１）により計算され得る。
ひずみ（％）＝｜（ｄ０－ｄ１）／ｄ０×１００｜ ・・・（１）
ｄ０は加工前の鋼板の板厚または加工後の鋼板における非加工部分の板厚であり、ｄ１は加工後の鋼板のうち加工部分の板厚である。いずれも単位はｍｍである。
なお、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが０．５％以上であれば、同様に軟化させることができる。
上記の（ｂ）加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点＋１０℃未満の温度でひずみを０．５％以上加える加工を行う。
上記のような温度では、鋼板中に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成サイトである結晶粒界が多く存在し得る。このような不安定な状態で、若干の（すなわち０．５％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、５．０％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは９．０％以上のひずみを加えることである。
なお、ひずみは下記式（１）により計算され得る。
ひずみ（％）＝｜（ｄ０－ｄ１）／ｄ０×１００｜ ・・・（１）
ｄ０は加工前の鋼板の板厚または加工後の鋼板における非加工部分の板厚であり、ｄ１は加工後の鋼板のうち加工部分の板厚である。いずれも単位はｍｍである。
なお、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが０．５％以上であれば、同様に軟化させることができる。
Ｍｓ点は、フォーマスタ試験で冷却中の温度およびその冷却に伴う鋼の膨張収縮による変位履歴を調査することで求めることができる。図２は、図１で説明した加熱時の温度－変位の関係に加えて、当該加熱後に鋼板を比較的速い冷却速度で冷却した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。中・高温域では、鋼は温度降下と共にオーステナイトの結晶構造に応じた収縮率で直線的に収縮し得る。さらに温度を下げると、マルテンサイトに変態し、膨張し始め得る。直線から乖離し始めた温度をＭｓ点とすることができる。
上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満とした上で、加工温度を６７５℃未満にすると、軟質組織への変態が活発になるため、非加工部の軟化も顕著となり、加工部のみ局所的に軟化された鋼部品を製造することが困難となる。
上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満とした上で、加工温度をＡｃ３点＋１０℃以上とすると、軟質組織の核生成サイトである結晶粒界が少なくなり、若干のひずみを加えるだけでは、軟質組織の核生成を促進することができなくなる。
上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満とした上で、加工温度をＡｃ３点＋１０℃以上とすると、軟質組織の核生成サイトである結晶粒界が少なくなり、若干のひずみを加えるだけでは、軟質組織の核生成を促進することができなくなる。
上記加工温度は、上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度と同じでも異なっていてもよい。異なっている場合、上記（ｂ）工程と（ｃ）工程との間で、追加の加熱する工程および／または冷却する工程を含んでいてもよい。また、上記（ｂ）工程後（ｃ）工程前に、一定温度に保持する工程を含んでいてもよい。
上記の加工はどのような加工であってもよいが、例えばプレス加工、張り出し成形、鍛造、ドロー成形時の曲げ戻し、せん断加工等が好適に用いられる。
（ｄ）保持または徐冷する工程
上記の（ｃ）加工する工程後、０～１５℃／秒の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下保持または徐冷する。すなわち、上記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する。これにより、上記の（ｃ）加工する工程で核生成された、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトを成長させることができる。
上記の（ｃ）加工する工程後、０～１５℃／秒の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下保持または徐冷する。すなわち、上記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する。これにより、上記の（ｃ）加工する工程で核生成された、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトを成長させることができる。
１５℃／秒超の平均冷却速度の場合、または、保持時間または徐冷時間が１秒未満である場合、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトを十分に析出および成長させることができない。保持時間または徐冷時間は、１秒超であることが好ましく、より好ましくは３秒以上であり、さらに好ましくは６秒以上である。
一方、保持または徐冷する時間が１２０秒超だと、非加工部分においても軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトが析出および成長してしまい、高強度鋼部品を得ることができない。好ましくは１２秒以下である。
一方、保持または徐冷する時間が１２０秒超だと、非加工部分においても軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトが析出および成長してしまい、高強度鋼部品を得ることができない。好ましくは１２秒以下である。
（ｅ）冷却する工程
上記の（ｄ）保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する。この際、上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度（すなわち、Ａｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃以下）から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する。これにより、少なくとも非加工部分において、マルテンサイト変態を起こすことができ、非加工部分の強度を十分に確保できる。平均冷却速度１０℃／秒以上の冷却をＭｓ点（℃）－５０℃超で終了させてしまうと、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。また、平均冷却速度が１０℃／秒未満であっても、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。
上記の（ｄ）保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する。この際、上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度（すなわち、Ａｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃以下）から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する。これにより、少なくとも非加工部分において、マルテンサイト変態を起こすことができ、非加工部分の強度を十分に確保できる。平均冷却速度１０℃／秒以上の冷却をＭｓ点（℃）－５０℃超で終了させてしまうと、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。また、平均冷却速度が１０℃／秒未満であっても、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。
上記の（ｅ）冷却する工程後、例えば室温まで冷却することができる。Ｍｓ点（℃）－５０℃から室温までの冷却速度は特に限定されない。
＜本発明の実施形態２＞
本発明の実施形態２に係る製造方法は、本発明の実施形態１に係る製造方法と比較して、（ｂ）加熱する工程および（ｃ）加工する工程の条件が異なる。以下、本発明の実施形態１とは異なるそれらの工程を、（ｂ’）加熱する工程および（ｃ’）加工する工程として以下に説明する。
本発明の実施形態２に係る製造方法は、本発明の実施形態１に係る製造方法と比較して、（ｂ）加熱する工程および（ｃ）加工する工程の条件が異なる。以下、本発明の実施形態１とは異なるそれらの工程を、（ｂ’）加熱する工程および（ｃ’）加工する工程として以下に説明する。
（ｂ’）加熱する工程
本発明の実施形態２では、前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下に加熱する。本発明の実施形態１とは異なり、加熱する工程においてＡｃ３点＋１０℃以上に加熱しても、後述する（ｃ’）加工する工程で比較的大きなひずみを加えれば、本発明の実施形態１と同様に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進できる。一方、１１００℃超だと鋼表面の脱炭が顕著になり狙いの強度が確保できなくなる。また、酸化が進み減肉する可能性もある。めっき材であれば、酸化や合金化が進み、めっきの硬度が高くなりすぎて後の加工工程で剥離してしまう（鋼板の酸化、押しキズ）などの問題が生じる。
本発明の実施形態２では、前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下に加熱する。本発明の実施形態１とは異なり、加熱する工程においてＡｃ３点＋１０℃以上に加熱しても、後述する（ｃ’）加工する工程で比較的大きなひずみを加えれば、本発明の実施形態１と同様に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進できる。一方、１１００℃超だと鋼表面の脱炭が顕著になり狙いの強度が確保できなくなる。また、酸化が進み減肉する可能性もある。めっき材であれば、酸化や合金化が進み、めっきの硬度が高くなりすぎて後の加工工程で剥離してしまう（鋼板の酸化、押しキズ）などの問題が生じる。
（ｃ’）加工する工程
上記の（ｂ’）加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度でひずみを１０％以上加える加工を行う。Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満では、オーステナイトが比較的不安定な状態となるため、比較的大きな（１０％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、１５％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは４０％以上のひずみを加えることである。なお、ひずみは上記式（１）により計算され得る。また、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが１０％以上であれば、同様に軟化させることができる。
上記の（ｂ’）加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度でひずみを１０％以上加える加工を行う。Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満では、オーステナイトが比較的不安定な状態となるため、比較的大きな（１０％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、１５％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは４０％以上のひずみを加えることである。なお、ひずみは上記式（１）により計算され得る。また、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが１０％以上であれば、同様に軟化させることができる。
Ａｃ３点＋１０℃以上の温度では、オーステナイトが比較的安定な状態となり、比較的大きなひずみを加えても、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進することが困難となる。一方、Ｍｓ点（℃）＋５０℃未満だと、マルテンサイト変態が起こる可能性があり、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進することが困難となる。
（ｂ’）加熱する工程後の温度（Ａｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下）から、（ｃ’）加工する工程の温度（Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満）までの冷却については特に制限されず、どのような平均冷却速度であってもよい。また、上記（ｂ’）工程後（ｃ’）工程前に、一定温度に保持する工程を含んでいてもよい。
上記（ｃ’）加工する工程の加工はどのような加工であってもよいが、例えばプレス加工、張り出し成形、鍛造、ドロー成形時の曲げ戻し、せん断加工等が好適に用いられる。
本発明の実施形態１および２において、上記の（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程におけるひずみを、複数回の加工により加えてもよい。
上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程におけるひずみを、複数回の加工により加える場合、複数回の加工によるひずみは、下記式（２）のように計算され得る。
上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程におけるひずみを、複数回の加工により加える場合、複数回の加工によるひずみは、下記式（２）のように計算され得る。
なお、上記式（２）のひずみは、例えば各加工後におけるＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみの総和としてもよい。
例えば、上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程が単工程の場合に、所定のひずみ（実施形態１では０．５％以上、実施形態２では１０％以上）を加えるのが困難な場合がある。そのような場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程を複数回の加工により行ってひずみを累積させることで、ひずみを所定値以上にしやすくなり有利である。
また、上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程が単工程の場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程から上記（ｅ）冷却する工程までの搬送時間が１秒未満であり、上記（ｄ）保持または徐冷する工程の時間（１秒以上）を確保しにくい場合がある。そのような場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程を複数回の加工により行うことで、複数回の加工工程間の搬送時間を上記（ｄ）工程の保持または徐冷する時間に充てることができるため、有利である。
また、上記複数回の加工が、変形を加える加工と、その変形を戻すように行う加工とを含んでもよい。これにより、初期の鋼板形状に対して、最終的な鋼部品形状を変化させることなしに、上記ひずみを加えることが可能となる。
上記の（ｃ）および（ｃ’）加工する工程が複数回の加工を含む場合、上記（ｄ）保持又は徐冷する工程を各加工後に行ってもよい。例えば、２回の加工を含む場合、１回目の加工を施してから、１回目の保持又は徐冷する工程を行い、その後２回目の加工を施してから、２回目の保持又は徐冷する工程を行ってもよい。この場合、１回目の保持又は徐冷する工程の時間と、２回目の保持又は徐冷する工程の時間の合計が、本発明の実施形態１および２の（ｄ）工程で規定する時間、すなわち１秒以上１２０秒以下であればよい。
上記（ａ）～（ｅ）、（ｂ’）および（ｃ’）工程の温度は、鋼板（または鋼部品）の表面温度であり、熱電対や放射温度計を用いて測定してもよい。また、事前に加熱ライン等の雰囲気温度と、熱電対等で測定した鋼板（または鋼部品）の表面温度との対応関係を調査しておき、加熱ライン等の雰囲気温度から鋼板（または鋼部品）の表面温度を読み取ってもよい。
本発明の実施形態１および２によれば、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみを加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。
以下、実施例を挙げて本発明の実施形態をより具体的に説明する。本発明の実施形態は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の実施形態の技術的範囲に包含される。
表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼（Ａｃ１点：７７８℃、Ａｃ３点：８７５℃、Ｍｓ点：３８５℃）を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を８８０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で張出成形を行った。張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは３．０ｍｍとした。張出成形後、１０．８℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。その後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、８８０℃～３３５℃までの平均冷却速度が３９．５℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例１－２とする。
なお、上記Ａｃ１点、Ａｃ３点およびＭｓ点は、フォーマスタ試験により求めた。フォーマスタ試験は、以下の条件で行った。
フォーマスタ試験機：富士電波工機製ＦＴＭ－１０
試験片サイズ：板厚２．０ｍｍ×幅３．０ｍｍ×長さ１０ｍｍ（ただし、熱電対を挿入するため、Φ０．７ｍｍ×深さ２．０ｍｍの穴２箇所あり）
試験回数：７回（冷却速度のみ変更し、他は一定条件）
加熱速度：１０℃／ｓ（室温～加熱温度）
加熱温度：９５０℃
加熱温度での保持時間：１８０秒
冷却速度：２、５、１０、１５、２０、３０、および４０℃／ｓ（加熱温度～室温）
また、表１において、鋼種Ｎｏ．ＡのＣｕ含有量は、不可避不純物レベル（０．０１質量％未満）であったため、「－」と記載した。
なお、上記Ａｃ１点、Ａｃ３点およびＭｓ点は、フォーマスタ試験により求めた。フォーマスタ試験は、以下の条件で行った。
フォーマスタ試験機：富士電波工機製ＦＴＭ－１０
試験片サイズ：板厚２．０ｍｍ×幅３．０ｍｍ×長さ１０ｍｍ（ただし、熱電対を挿入するため、Φ０．７ｍｍ×深さ２．０ｍｍの穴２箇所あり）
試験回数：７回（冷却速度のみ変更し、他は一定条件）
加熱速度：１０℃／ｓ（室温～加熱温度）
加熱温度：９５０℃
加熱温度での保持時間：１８０秒
冷却速度：２、５、１０、１５、２０、３０、および４０℃／ｓ（加熱温度～室温）
また、表１において、鋼種Ｎｏ．ＡのＣｕ含有量は、不可避不純物レベル（０．０１質量％未満）であったため、「－」と記載した。
製造例１－２により得られた鋼部品のひずみおよび硬度を評価するために、評価用サンプルを採取した。評価用サンプルの採取位置を図３に示す。図３に示すように、鋼部品中央の張出成形部Ａ（縦２５ｍｍ×横５ｍｍ）および張出成形部Ａから縦方向に離れた位置の非加工部Ｂ（縦１０ｍｍ×横５ｍｍ）を採取した。
サンプルのひずみを評価するために、光学顕微鏡により断面観察を行って板厚を求めた。
張出成形部Ａの板厚は、鋼部品の中央部、中央部から縦方向に３．７５ｍｍ離れた位置（中間部と称する）、中央部から縦方向に７．５ｍｍ離れた位置（裾部と称する）においてそれぞれ求めた。そして、上記式（１）を用いて、鋼部品の中央部、中間部および裾部の板厚を加工部分の板厚ｄ１とし、非加工部Ｂの板厚を加工前の鋼板の板厚ｄ０として、鋼部品の中央部、中間部および裾部のひずみを求めた。
張出成形部Ａの板厚は、鋼部品の中央部、中央部から縦方向に３．７５ｍｍ離れた位置（中間部と称する）、中央部から縦方向に７．５ｍｍ離れた位置（裾部と称する）においてそれぞれ求めた。そして、上記式（１）を用いて、鋼部品の中央部、中間部および裾部の板厚を加工部分の板厚ｄ１とし、非加工部Ｂの板厚を加工前の鋼板の板厚ｄ０として、鋼部品の中央部、中間部および裾部のひずみを求めた。
張出成形部Ａの３箇所（中央部、中間部および裾部）、ならびに非加工部Ｂにおいてビッカース硬度を測定した。測定は、ビッカース硬度試験機を使用して、荷重１ｋｇ、保持時間１０秒の条件で行った。測定位置は、板厚をｄとしたとき、板厚方向において鋼部品表面からｄ／４の位置を３点測定した。図４は、図３に示すＸ－Ｘ線断面模式図であり、張出成形部Ａの硬度測定位置を示している。
非加工部Ｂの硬度測定位置については図示していないが、非加工部Ｂの縦および横方向における略中央、且つ板厚方向における鋼部品表面からｄ／４の位置を３点測定した。
非加工部Ｂの硬度測定位置については図示していないが、非加工部Ｂの縦および横方向における略中央、且つ板厚方向における鋼部品表面からｄ／４の位置を３点測定した。
張出成形部Ａの３箇所（中央部、中間部および裾部）、ならびに非加工部Ｂの３点のビッカース硬度平均値を、それぞれのビッカース硬度として採用した。
製造例１－２から張出成形を行った温度（℃）（成形温度と称する）、張出高さ（ｍｍ）、徐冷時の冷却速度（℃／秒）、徐冷時間（秒）および加熱温度～Ｍｓ点－５０℃までの平均冷却速度（℃／秒）を変更して、鋼部品を製造した（製造例１－１および１－３～１－８と称する）。そして、製造例１－２で得られた鋼部品と同様に、各鋼部品について、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。結果を表２に示す。
なお、表２において、下線を付した数値は本発明の実施形態１の範囲から外れていることを示す。
なお、表２において、下線を付した数値は本発明の実施形態１の範囲から外れていることを示す。
製造例１－１～１－８のうち、中央部、中間部および裾部の少なくとも１つが、非加工部のビッカース硬度と比較して、２０ＨＶ以上ビッカース硬度が低下し、かつ非加工部の硬度が３１０ＨＶ以上であるものを、「局所的に軟化された高強度鋼部品」としての基準を満たす製造例であると判断した。
なお、「局所的に軟化された」鋼部品として、より好ましい製造例は、中央部、中間部および裾部の少なくとも１つが、非加工部のビッカース硬度と比較して、４０ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものであり、さらに好ましい製造例は、１００ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものである。
また、「高強度鋼部品」として、より好ましい製造例は、非加工部のビッカース硬度が、４００ＨＶ以上であり、さらに好ましい製造例は、５００ＨＶ以上である。
後述する実施例２および３においても同様に判断している。
なお、「局所的に軟化された」鋼部品として、より好ましい製造例は、中央部、中間部および裾部の少なくとも１つが、非加工部のビッカース硬度と比較して、４０ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものであり、さらに好ましい製造例は、１００ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものである。
また、「高強度鋼部品」として、より好ましい製造例は、非加工部のビッカース硬度が、４００ＨＶ以上であり、さらに好ましい製造例は、５００ＨＶ以上である。
後述する実施例２および３においても同様に判断している。
表２の結果より、次のように考察できる。表２の製造例１－１～１－４は、いずれも本発明の実施形態１で規定する全ての要件を満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
一方、表２の製造例１－５～１－８は、本発明の実施形態１で規定する要件を満たしていない例であり、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分において、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
一方、表２の製造例１－５～１－８は、本発明の実施形態１で規定する要件を満たしていない例であり、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分において、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
製造例１－５～１－８は、成形温度が６５０℃または５５０℃であり、６７５℃未満であったため、非加工部含む鋼部品全体が軟化してしまい、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を８８０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で１回目の張出成形を行った。１回目の張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは３．０ｍｍとした。１回目の張出成形後、１０．８℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。１回目の徐冷する工程後、２回目の張出成形を行った。２回目の張出成形は、１回目の張出成形を行った箇所に対して、１回目の張出成形とは逆方向から（即ち、表面から）φ１０ｍｍの半球パンチを押し当てることにより行った。２回目の張出成形後、６．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。２回目の徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、８８０℃～３３５℃までの平均冷却速度が２６．２℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例２－１とする。
製造例２－１で得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。ひずみについて、上記式（２）を用いて計算した。なお、１回目の張出成形は製造例１－２と同様に行っているため、１回目の張出成形後の板厚は製造例１－２と同じ板厚であったと仮定して、ひずみを計算している。結果を表３に示す。なお、２回目の張出成形は、１回目とは逆方向に成形しているので、２回目の張出高さは負の値とした。
表３の結果より、次のように考察できる。表３の製造例２－１は、本発明の実施形態１で規定する要件の全てを満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を９５０℃に加熱し、６０秒間保持した。その後、５５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、５５０℃で張出成形を行った。張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは０．１ｍｍとした。張出成形後、４．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。その後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち３３５℃）まで水冷し、９５０℃～３３５℃までの平均冷却速度が１２．５℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例３－１とする。
製造例３－１により得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。
製造例３－１から鋼種、張出成形を行った温度（℃）（成形温度と称する）、張出高さ（ｍｍ）、徐冷時の冷却速度（℃／秒）、徐冷時間（秒）および加熱温度～Ｍｓ点－５０℃までの平均冷却速度（℃／秒）を変更して、鋼部品を製造した（製造例３－２～３－１９と称する）。そして、製造例３－１と同様に、各鋼部品について、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。結果を表４および表５に示す。なお、表１の鋼種Ｎｏ．Ｂに示される化学組成の鋼のＡｃ１点は７７８℃、Ａｃ３点は８７５℃、Ｍｓ点は３８５℃であった。
なお、表４および表５において、下線を付した数値は本発明の実施形態２の範囲から外れていることを示す。
なお、表４および表５において、下線を付した数値は本発明の実施形態２の範囲から外れていることを示す。
表４および表５の結果より、次のように考察できる。表４の製造例３－４～３－６、３－９、３－１１および３－１４～３－１６ならびに表５の製造例３－２０～３－２７、３－３０～３－３２および３－３４～３－３８は、いずれも本発明の実施形態２で規定する全ての要件を満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
一方、表４の製造例Ｎｏ．３－１～３－３、３－７～３－８、３－１０、３－１２～３－１３、３－１７および３－１９、ならびに表５の製造例３－２８、３－２９および３－３３は、本発明の実施形態２で規定する要件を満たしていない例であり、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分において、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
表４の製造例３－１～３－３、３－８、３－１０、３－１３および３－１９ならびに表５の製造例３－３３は、中央部、中間部、裾部の全てにおいて、ひずみが１０％未満であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
表４の製造例３－７は、（ｄ）保持または徐冷する工程において徐冷速度が１５℃／秒超であり（すなわち徐冷時間１秒未満）、且つ中央部、中間部、裾部の全てにおいてひずみが１０％未満であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
表４の製造例３－１２および３－１７ならびに表５の製造例３－２８および３－２９は、（ｄ）保持または徐冷する工程において徐冷速度が１５℃／秒超（すなわち徐冷時間１秒未満）であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
なお、表４の製造例３－１８は、中央部において、加工により加えられたひずみが８％であり、本発明の実施形態２で規定するひずみ１０％以上を満たさないものの、非加工部との硬度差が２０ＨＶ以上であった。これは、部品Ｎｏ．３－１８の中央部において、ひずみ以外の製造条件（加熱温度、冷却速度および徐冷時間等）が好ましい条件であった可能性があるが、詳細は不明である。
表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を９５０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で１回目の張出成形を行った。１回目の張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは４．０ｍｍとした。１回目の張出成形後、９．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。１回目の徐冷する工程後、２回目の張出成形を行った。２回目の張出成形は、１回目の張出成形を行った箇所に対して、１回目の張出成形とは逆方向から（即ち、表面から）φ１０ｍｍの半球パンチを押し当てることにより行った。２回目の張出成形後、５．３℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。２回目の徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、９５０℃～３３５℃までの平均冷却速度が１６．６℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例４－１とする。
製造例４－１で得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。ひずみについて、上記式（２）を用いて計算した。なお、製造例４－１において２回目の張出成形を行わなかった場合の中央部の板厚は１．３９ｍｍ、中間部の板厚は１．２２ｍｍおよび裾部の板厚は１．５８ｍｍであることを別途確認したため、これらの板厚を製造例４－１における１回目の張出成形後の板厚として、ひずみを計算している。結果を表６に示す。なお、２回目の張出成形は、１回目とは逆方向に成形しているので、２回目の張出高さは負の値とした。
表６の結果より、次のように考察できる。表６の製造例４－１は、本発明の実施形態２で規定する要件の全てを満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
本発明の実施形態では、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。そのような高強度鋼部品は、例えば自動車骨格の素材に好適である。
１ 鋼部品
２ 中央部における硬度測定１箇所目
３ 中央部における硬度測定２箇所目
４ 中央部における硬度測定３箇所目
５ 中間部における硬度測定１箇所目
６ 中間部における硬度測定２箇所目
７ 中間部における硬度測定３箇所目
８ 裾部における硬度測定１箇所目
９ 裾部における硬度測定２箇所目
１０ 裾部における硬度測定３箇所目
Ａ 張出成形部
Ｂ 非加工部
２ 中央部における硬度測定１箇所目
３ 中央部における硬度測定２箇所目
４ 中央部における硬度測定３箇所目
５ 中間部における硬度測定１箇所目
６ 中間部における硬度測定２箇所目
７ 中間部における硬度測定３箇所目
８ 裾部における硬度測定１箇所目
９ 裾部における硬度測定２箇所目
１０ 裾部における硬度測定３箇所目
Ａ 張出成形部
Ｂ 非加工部
Claims (10)
- Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを０．５％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程とを含み、
前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法。 - Ｃ ：０．０５～０．４０質量％、
Ｓｉ：０～２．０質量％、
Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
Ｐ ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００５～０．０１０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物
からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下の温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度で前記鋼板の一部にひずみを１０％以上加える加工工程と、
前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程とを含み、
前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法。 - 前記鋼板は、
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１または２に記載の製造方法。 - 前記鋼板は、
Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超０．１０質量％以下
よりなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１～３のいずれか一項に記載の製造方法。 - 張り出し成形により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
- 鍛造により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
- ドロー成形時の曲げ戻しにより前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
- せん断加工により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
- 複数回の加工により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～８のいずれか一項に記載の製造方法。
- 前記複数回の加工は、変形を加える加工と、前記変形を戻すように行う加工とを含む請求項９に記載の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| MX2022011132A MX2022011132A (es) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | Metodo para producir componente de acero con pieza ablandada localmente. |
| PCT/JP2021/001266 WO2021181866A1 (ja) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 |
| US17/905,221 US20230138493A1 (en) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | Method for producing steel component having locally softened part |
| CN202180019095.XA CN115279927A (zh) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | 具有局部软化部分的钢零件的制造方法 |
| BR112022016203A BR112022016203A2 (pt) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | Método de produção de um componente de aço |
| EP21768018.0A EP4116003A4 (en) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | PROCESS FOR MANUFACTURING A STEEL COMPONENT WITH LOCALLY SOFTENED SECTION |
| CA3169085A CA3169085C (en) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | Method for producing steel component having locally softened part |
| KR1020227033512A KR20220145896A (ko) | 2020-03-11 | 2021-01-15 | 국소적으로 연화된 부분을 갖는 강 부품의 제조 방법 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020042274 | 2020-03-11 | ||
| JP2020042274 | 2020-03-11 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021143416A JP2021143416A (ja) | 2021-09-24 |
| JP7464495B2 true JP7464495B2 (ja) | 2024-04-09 |
Family
ID=77766020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020172764A Active JP7464495B2 (ja) | 2020-03-11 | 2020-10-13 | 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7464495B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3462922B2 (ja) | 1995-02-16 | 2003-11-05 | 新日本製鐵株式会社 | 強度・靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
| WO2014034714A1 (ja) | 2012-08-28 | 2014-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| JP2015175051A (ja) | 2014-03-17 | 2015-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性と衝突特性に優れた高強度鋼板 |
-
2020
- 2020-10-13 JP JP2020172764A patent/JP7464495B2/ja active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3462922B2 (ja) | 1995-02-16 | 2003-11-05 | 新日本製鐵株式会社 | 強度・靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
| WO2014034714A1 (ja) | 2012-08-28 | 2014-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| JP2015175051A (ja) | 2014-03-17 | 2015-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性と衝突特性に優れた高強度鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021143416A (ja) | 2021-09-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2719788B1 (en) | Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding | |
| US9850554B2 (en) | Hot-press formed product and method for manufacturing same | |
| JP5174269B1 (ja) | 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 | |
| EP2719786B1 (en) | Process for producing a hot press-formed product. | |
| EP2824196B1 (en) | Method for manufacturing press-formed product and press-formed product | |
| WO2014112594A1 (ja) | 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 | |
| EP2826880A1 (en) | Hot-press molded article and method for producing same | |
| EP2824195A1 (en) | Process for producing press-formed product, and press-formed product | |
| EP2823904A1 (en) | Warm press forming method and automobile frame component | |
| EP2703513A1 (en) | Hot press molded article, fabrication method therefor, and thin steel plate for hot press molding | |
| JP4254663B2 (ja) | 高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| CN102822375A (zh) | 超高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| JP2012530847A (ja) | 熱間プレス硬化コンポーネントの製造方法、熱間プレス硬化コンポーネントを製造する鋼製品の使用、および熱間プレス硬化コンポーネント | |
| JP5862591B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| EP0709480B1 (en) | Steel plate excellent in prevention of brittle crack propagation and low-temperature toughness and process for producing the plate | |
| JP5835621B2 (ja) | 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板 | |
| JP2013151708A (ja) | 硬度バラつきの小さいホットスタンプ成形体の製造方法およびその成形体 | |
| JP7215646B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20210381077A1 (en) | Thin steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP7464495B2 (ja) | 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 | |
| WO2021181866A1 (ja) | 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 | |
| RU2807262C1 (ru) | Способ получения стальной детали, имеющей локально размягченную часть | |
| KR20200108067A (ko) | 고탄소 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2562049B2 (ja) | 局部変形能にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2024532951A (ja) | 穴拡げ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221101 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20240109 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20240304 |
|
| 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: 20240319 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240328 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7464495 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |