JPWO2015147216A1 - 高強度熱間成形鋼板部材 - Google Patents

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Abstract

硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とを両立させた高強度熱間成形鋼板部材であって、所定の化学組成を有し、Ｍｎ偏析度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％）］）が１．６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、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以下であることを特徴とする。

Description

本発明は、高強度熱間成形鋼板部材に関し、特に、耐遅れ破壊特性に優れる高強度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、たとえば、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や、スプリングバック及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、特許文献１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から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ので、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。
特許文献２は、９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼製部材を開示している。
特許文献３は、清浄度とＰおよびＳの偏析度とを低くすることで、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を開示している。
特開２００２−１０２９８０号公報 特開２００６−２１３９５９号公報 特開２００７−３１４８１７号公報
特許文献１の金属材は、熱間プレス時の焼入れ性が不十分であるため、その結果として硬さの安定性に劣るという問題がある。特許文献２及び３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、耐遅れ破壊特性の点において改善の余地が残されている。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とを両立させた高強度熱間成形鋼板部材を提供することを課題とする。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る。本発明では、成形体である場合も含めて「熱間成形鋼板部材」という。
本発明者らは、硬さ安定性及び耐遅れ破壊特性の双方を満足するための化学成分及び金属組織の関係について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
（ａ）旧γ粒を微細化させることにより、破壊抵抗を向上させ、遅れ破壊を抑制することが可能である。旧γ粒を微細化させるためには、規定量のＮｂを含有させる必要がある。
（ｂ）鋼中に介在物が多く存在すると、介在物の界面に水素がトラップされ、そこが遅れ破壊の起点となりやすくなる。そのため、特に、１．７ＧＰａ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、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）で規定される鋼の清浄度の値を低くする必要がある。
（ｃ）Ｍｎの中心偏析を低減させることにより、遅れ破壊の起点となるＭｎＳの集中を抑制し、板厚中心部の硬質組織形成の抑制が可能である。Ｍｎの中心偏析低減のためには、Ｍｎ含有量を一定値以下に制限するとともに、Ｍｎの偏析度を低下させる必要がある。
（ｄ）Ｍｎ含有量を制限した場合、焼入れ性が低下して硬さ安定性が劣化するため、主としてＣｒ及びＢを含有させることで焼入れ性を補う必要がある。
(ｅ)残留炭化物の数密度が高い場合は、介在物と同じように水素トラップサイトになり、遅れ破壊の起点となる。そのため数密度を低くする必要がある。
（ｆ）上記のように化学組成を調整するとともに介在物を低減し、Ｍｎの中心偏析を低減させた鋼板を残留炭化物密度を低減させて熱間成形することにより、硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とに優れた鋼板部材を得ることが可能である。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１４％、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．２５〜３．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、及びＢ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、Ｍｎの含有量とＣｒの含有量の合計が１．５〜３．５％であり、下記（ｉ）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６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、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以下であることを特徴とする高強度熱間成形鋼板部材。
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、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．１％、及びＣａ：０〜０．０１％から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記（１）の高強度熱間成形鋼板部材。
（３）前記鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする前記（１）又は（２）の高強度熱間成形鋼板部材。
（４）前記鋼板部材が１．７ＧＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの高強度熱間成形鋼板部材。
本発明によれば、１．７ＧＰａ以上という引張強度を有し、かつ、硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とを両立させた高強度熱間成形鋼板部材を得ることができる。本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材は、特に自動車の耐衝突部品として用いるのに好適である。
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品の形状を示す模式図である。
以下、本発明の各要件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：０．２５〜０．４０％
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０．２５％未満では、焼入れ後において１１００ＭＰａ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０．２５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、焼入れ後の強度が過度に上昇して靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以
下とする。Ｃ含有量は０．３７％以下であるのが好ましく、０．３５％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ：０．００５〜０．１４％
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。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記の効果を十分に得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．１４％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ことができなくなる。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０．１４％以下とする。Ｓｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．１２％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：１．５０％以下
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。しかしながら、本発明においては、Ｍｎの中心偏析低減のため、その含有量を制限する必要がある。Ｍｎ含有量が１．５０％を超えるとＭｎの偏析により靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は０．５％以上であるのが好ましく、１．３％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よい。しかし、Ｐ含有量が０．０２％を超えると靭性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。ただし、Ｐ含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、Ｐ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として含有され、ＭｎＳを形成し靭性及び遅れ破壊特性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．００５％を超えると靭性、遅れ破壊特性の劣化が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はない。ただし、Ｓ含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２〜１．０％
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（固溶Ａｌ）含有量が０．０００２％未満では脱酸が十分でない。さらに、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よい。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％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、コストが増加する。このため、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０１％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。ただし、Ｎ含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、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１．５％以下に制限する本発明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０．３％以上であるのが好ましく、０．４％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２．５％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靱性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く、０．０４％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％
ＮｂもＴｉと同様に、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靱性を大きく改善する作用を有する。
したがって、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とする。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含有量は０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．４５％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１．５％以下に制限する本発明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、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。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。
Ｍｎ＋Ｃｒ：１．５〜３．５％
前述のように、Ｍｎ及びＣｒ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ために、非常に効果のある元素である。しかし、Ｍｎ及びＣｒの合計含有量が１．５％未満ではその効果は十分ではなく、一方、３．５％を超えるとその効果は飽和し、かえって安定した強度を確保するのが困難となる。したがって、Ｍｎ及びＣｒの合計含有量は１．５〜３．５％とする。Ｍｎ及びＣｒの合計含有量は２．０％以上であるのが好ましく、３．０％以下であるのが好ましい。
本発明の高強度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及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、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本発明の高強度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Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ及びＣａから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｎｉ：０〜３．０％
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よい。しかし、３．０％を超えてＮｉを含有させてもその効果は小さく、コストが増加する。このため、Ｎｉを含有させる場合にはその含有量は３．０％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よい。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、コストが増加する。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：０〜２．０％
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靱性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を含有させてもよい。
しかし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、その効果は飽和し、コストが増加する。したがって、Ｍｏを含有する場合にはその含有量は２．０％以下とする。Ｍｏ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。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：０〜０．１％
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よい。しかし、０．１％を超えてＶを含有させてもその効果は小さく、コストが増加する。このため、Ｖを含有する場合にはその含有量は０．１％以下とする。Ｖ含有量は０．０５％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０．００１％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。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性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よい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えるとその効果は飽和して、コストが増加する。したがって、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％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）ミクロ組織
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）
鋼板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り、周囲との硬さに差が生じ、靭性が悪化する。
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、靭性が著しく悪化する。したがって、靭性を改善するためには、熱間成形用鋼板のαの値を１．６以下とする必要がある。靱性の一層の改善のためには、αの値を１．２以下とすることが好ましい。
なお、熱間成形によってαの値が大きく変化することはないので、熱間成形用鋼板のαの値を上記の範囲にすれば、熱間成形鋼板部材のαの値も１．６以下にすることが可能である。
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。
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、熱間圧延及び熱間成形の前後では実質的に変化しない。したがって、熱間成形用鋼板の偏析状況が本発明の規定を満たしていれば、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も同様に本発明の規定を満たす。
清浄度：０．０８％以下
鋼板部材中にＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載のＡ系、Ｂ系及びＣ系介在物が多く存在すると、上記介在物が遅れ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、耐遅れ破壊特性が劣化するとともに靭性が劣化する。特に、１．７ＧＰａ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必要がある。
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、実用上十分な靭性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。靱性をより一層改善するには清浄度の値を０．０４％以下とすることが好ましい。なお、鋼の清浄度の値は、上記のＡ系、Ｂ系及びＣ系介在物の占める面積百分率を算出したものである。
なお、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上記の範囲にすることで、熱間成形鋼板部材の清浄度の値も０．０８％以下にすることが可能である。
本発明において、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。熱間成形鋼板部材について、５ヶ所から供試材を切り出す。そして、各供試材の板厚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
前述のように、熱間成形鋼板部材中の旧γ粒径を小さくすれば耐遅れ破壊特性が改善される。マルテンサイトを主体とする鋼板では、遅れ破壊が発生した場合、旧γ粒界で破断することがある。しかし、旧γ粒の微細化により、旧γ粒界が割れの起点となって遅れ破壊が発生するのを抑制することができ、耐遅れ破壊特性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。
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。熱間成形時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、残留炭化物は旧γ粒界に堆積し、粒界を脆化させる場合がある。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。
残留炭化物が多く存在すると炭化物界面に水素がトラップされるため水素脆化割れの起点となりやすく、耐遅れ破壊特性も悪くなる。
（Ｃ）めっき層
本発明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よい。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、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よい。
（Ｄ）熱間成形用鋼板の製造方法
本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材に用いる熱間成形用鋼板は、以下に示す製造方法を用いることにより、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。
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、溶鋼の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。
また、遅れ破壊の起点となる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挙げられる。
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、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、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２０〜５０ｈ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。
本発明においては、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重要である。
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必要がある。ただし、熱間成形鋼板部材中では、焼入れ性を向上させ、高強度を確保するために、残留炭化物の数密度を低減する必要である。
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、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、５ｈ以下の焼鈍を行う。
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。
本発明における高強度熱間成形鋼板部材用の鋼板としては、熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板、又は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５ｈ以下、好ましくは３ｈ以下の焼鈍を行うのが好ましい。
（Ｅ）めっき層の形成方法
本発明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よい。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よく、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よい。
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よい。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、片面又は両面の全面に施すのが一般的である。
（Ｆ）高強度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℃／ｓ以上が望ましい。さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。鋼板の加熱温度は、Ａｃ３点超、Ａｃ３点＋１５０℃以下が望ましい。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ならず、鋼板中にフェライト、パーライト又はベイナイトが残存する。その結果、熱間成形後にマルテンサイト単相組織とならず、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が大きくなり、さらに、遅れ破壊特性が劣化する。加熱温度がＡｃ３点＋１５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化し、鋼板部材の靭性が劣化する場合がある。
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。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る。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。加熱時間が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耐水素脆性が劣化する場合がある。
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単相組織にならない場合がある。熱間成形後は、１０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するのが望ましく、２０℃／ｓ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単一マルテンサイト組織となった高強度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、実施例によって本発明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。ここで、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。また、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℃、２４ｈの条件においてソーキング処理を実施した。
Figure 2015147216
得られたスラブに、熱間圧延機で熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。巻取り後、上記の熱延鋼板を酸洗し、さらに、焼鈍を施した。
その後、一部の鋼板には冷間圧延機で冷間圧延を施し、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、熱間成形用の鋼板を得た。
その後、図１及び２に示すように、熱間プレス装置を用いて、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。より具体的には、鋼板を加熱炉内で目標温度に到達するまで５０℃／ｓで加熱し、その温度にて種々の時間保持した後、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。
＜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。
＜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。
＜耐遅れ破壊特性の評価＞
耐遅れ破壊特性は、圧延方向を長手方向として長さ６８ｍｍ、幅６ｍｍの試験片を切り出した後、当該試験片に４点曲げで歪を付加した状態で、３０℃、ｐＨが１の塩酸に浸漬し、１００ｈ経過後の割れの有無を観測し、試験片の応力歪線図より割れ発生下限歪を応力値に換算して評価した。
＜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で、５０℃／ｓで目標温度まで加熱した後、種々保持した。その後、約８０℃／ｓ及び１０℃／ｓのそれぞれの冷却速度で室温まで冷却した。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）に準拠して行った。試験力は９．８Ｎとして、５点の硬さを測定し、冷却速度が約８０℃／ｓ及び１０℃／ｓであるときのそれぞれの５点の硬さの平均値を、ＨＳ８０、ＨＳ１０とし、その差ΔＨｖを硬さ安定性の指標とした。
Figure 2015147216
Figure 2015147216
耐遅れ破壊特性及び硬さ安定性は、それぞれ、遅れ破壊破断応力が１２５０ＭＰａ以上、及びΔＨｖが１００以下であるものを良好であると判断した。
表３に結果を示す。
試験番号２は、鋼の組成は本発明の規定を満足するが、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、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号４は、鋼の組成は本発明の規定を満足するが、溶鋼加熱温度が低いため、清浄度の値が０．０８％を超えた。また、中心偏析処理及にソーキング処理を実施していないため、Ｍｎ偏析度が１．６を超えた。さらに、熱間成形時の加熱保持時間が短いため、残留炭化物密度が高くなった。その結果、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号６は中心偏析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、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号７は熱間圧延後の焼鈍がないために、炭化物の溶解が遅れ、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号９は熱間圧延後の焼鈍時間が長いため、炭化物の溶解が不十分となり、残留炭化物数密度が高くなったため遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号１０は熱間成形時の加熱温度が高いため、オーステナイト粒が粗大化し、破壊強度が劣る結果となった。
試験番号１６は、Ｍｎ含有量が規定される上限値を超えているため、Ｍｎ偏析度が１．６を超え、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号１７及び１８は、Ｍｎ及びＣｒの合計含有量が低いため、硬さ安定性に劣る結果となった。
試験番号１９はＮｂが含有されていないため、旧γ粒径が大きくなり、遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号２０はＢ含有量が低いため、硬さ安定性に劣る結果となった。
試験番号２１はＳ含有量が規定される上限値を超えているため、清浄度の値が０．０８％を超え遅れ破壊強度が劣る結果となった。
試験番号２２はＳｉ含有量が規定される上限値を超えているため、Ａ３点が上昇し、熱間成形後にマルテンサイト単相組織とならず、硬さ安定性及び遅れ破壊強度が劣る結果となった。
本発明の規定を満足する試験番号１、３、５、８及び１１〜１５は、硬さ安定性及び耐遅れ破壊特性の双方に優れる結果となった。
本発明によれば、１．７ＧＰａ以上という引張強度を有し、かつ、硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とを両立させた高強度熱間成形鋼板部材を得ることができる。本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材は、特に自動車の耐衝突部品として用いるのに好適である。
１ 熱間成形用鋼板
２ 熱間成形鋼板部材
１１ パンチ
１２ ダイス

Claims (4)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２５〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．００５〜０．１４％、
    Ｍｎ：１．５０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２〜１．０％、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０．２５〜３．００％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、及び
    Ｂ：０．００１〜０．０１％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    Ｍｎの含有量とＣｒの含有量の合計が１．５〜３．５％であり、
    下記（ｉ）式で表されるＭｎ偏析度αが１．６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、
    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
    ことを特徴とする高強度熱間成形鋼板部材。
    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、さらに
    Ｎｉ：０〜３．０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜２．０％、
    Ｖ ：０〜０．１％、及び
    Ｃａ：０〜０．０１％
    から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱間成形鋼板部材。
  3. 前記鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度熱間成形鋼板部材。
  4. 前記鋼板部材が１．７ＧＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱間成形鋼板部材。
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