JPWO2020170530A1 - 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法 - Google Patents

熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の課題は、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有し、耐曲げ圧潰性に優れた熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法を提供することである。
本発明の熱間プレス部材は、鋼板を素材とする熱間プレス部材であって、鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎ：０．０１％以下、およびＯ：０．００１３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、熱間プレス部材のミクロ組織は、体積分率で７０％以上のマルテンサイト組織を含み、かつ長径２５μｍ以上の介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２以下であり、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有する。

Description

本発明は、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有し、耐曲げ圧潰性に優れる熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材の素材である熱間プレス部材用鋼板の製造方法に関する発明である。本発明において熱間プレス部材の素材として用いられる熱間プレス部材用鋼板は、冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を含む）や電気亜鉛めっき冷延鋼板（電気亜鉛ニッケル合金めっき冷延鋼板を含む）、アルミめっき冷延鋼板等を含む。
ＣＯ２排出量低減と衝突安全性向上の観点から自動車骨格部品に適用する鋼板への高強度化要求は益々増加しており、１．５ＧＰａ級熱間プレス部品の採用が拡大している。近年では１．８ＧＰａ級の熱間プレス部品の採用も進みつつある。こうした１．８ＧＰａ級もの強度を有する鋼板は従来の１．２〜１．５ＧＰａ級鋼板に比べ延性や靭性が低い。
特許文献１には１．２〜２．２ＧＰａ級の熱間プレス部品の靱性を改善する手法として、鋼材を熱間プレス後、１５０〜２００℃で熱処理する手法が提案されている。しかし、実際に１．８ＧＰａ級の熱間プレス部品の衝突変形では、靱性の低さに起因した部品の割れが発生する場合があり、１．８ＧＰａ級を超える熱間プレス部品の靱性はまだ十分に改善されていなかった。
特許文献２には鋼板表層部に軟質なフェライト組織を形成し、熱間プレス部品の延性を向上させ当該部品の衝突特性を向上させる手法が提案されている。しかし、素材となる鋼板の組織に軟質なフェライトが過剰に存在すると、鋼板の降伏強さが顕著に低下し、部品性能を著しく損なう恐れがある。
特許第５７２９２１３号公報 特許第５８０３８３６号公報
１．８ＧＰａ以上の引張強さを有する熱間プレス部材の耐曲げ圧潰性を改善することは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性を兼備する鋼板は開発されていなかった。なお、熱間プレス部材とは、加熱した鋼板を金型により成形・焼入れして製造した自動車用部品（以下、単に「部品」と称する）を指す。
そこで本発明は、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有し、耐曲げ圧潰性に優れた熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
ここで、「耐曲げ圧潰性に優れた」とは、降伏強さ（ＭＰａ）に対する最大荷重（ｋＮ）の比（最大荷重（ｋＮ）／降伏強さ（ＭＰａ））が、０．０４４以上である特性を有することをいう。降伏強さ（ＭＰａ）と最大荷重（ｋＮ）は、実施例に記載の方法で測定した値を用いている。
本発明者らは、長径が２５μｍ以上の介在物が一定の頻度を超えて存在する場合、該介在物を起点とした部品圧潰時の割れが助長されることを見出した。介在物は、比較的低強度であって延性の十分な鋼板を素材として用いた熱間プレス部材においては問題とならず、またその存在頻度の小ささからこれまで重要視されていなかった。本発明者らは介在物を所定の頻度以下まで低減することで部品圧潰時の割れを著しく抑制することが出来ることを見出した。さらに、自動車部材の耐曲げ圧潰性をより一層向上させるためには、４００〜１００℃の温度域におけるＣの局所分配に起因した残留オーステナイト（以下、残留γと称する）やベイナイトの形成を抑制し、素材の降伏強さを増加させることが重要であり、Ｃの局所分配の抑制は４００〜１００℃の温度域における冷却速度を一定以上にすることが重要であることを見出した。
本発明の要旨は以下の通りである。
［１］鋼板を素材とする熱間プレス部材であって、
前記鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎ：０．０１％以下、および
Ｏ：０．００１３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
熱間プレス部材のミクロ組織は、体積分率で７０％以上のマルテンサイトを含み、かつ長径２５μｍ以上の介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２以下であり、
１．８ＧＰａ以上の引張強さを有する熱間プレス部材。
［２］前記鋼板の成分組成が、質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．００５％以上０．３５％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１５％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｖ：０．００３％以上０．０５％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上０．５０％以下、および
Ｓｎ：０．００２％以上０．５０％以下のうちから選択される一種または二種以上を含有する［１］に記載の熱間プレス部材。
［３］前記鋼板の成分組成、質量％で、さらに、
Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｗ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｃｓ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆのうちから選択される一種または二種以上を合計で０．０１％以下を含有する［１］または［２］に記載の熱間プレス部材。
［４］前記ミクロ組織は、体積分率で８０％以上のマルテンサイトを含む［１］から［３］のいずれか一つに記載の熱間プレス部材。
［５］前記鋼板の表層に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を有する［１］から［４］のいずれか一つに記載の熱間プレス部材。
［６］［１］から［３］のいずれか一つに記載の成分組成を有するスラブを、タンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間を１０分以上として鋳造し、前記スラブを１２００℃以上で２０分以上保持した後に熱間圧延することで熱延板とし、該熱延板を冷間圧延することで冷延板とし、該冷延板をＡｃ１変態点以上で焼鈍する、熱間プレス部材用鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍の後に得られた鋼板の表面にＡｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を形成する、［６］に記載の熱間プレス部材用鋼板の製造方法。
［８］［６］または［７］に記載の熱間プレス部材用鋼板の製造方法により得られた熱間プレス部材用鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域で３０〜６００ｓ加熱後、熱間プレスを行い、Ａｒ３変態点〜４００℃までの温度域を５０℃／ｓ超えの平均冷却速度で冷却し、４００〜１００℃までの温度域を２０℃／ｓ超えの平均冷却速度で室温まで冷却し、１００〜３００℃の温度域で３００〜３６００ｓ保持する、熱間プレス部材の製造方法。
［９］前記４００〜１００℃までの温度域における平均冷却速度を４０℃／ｓ超えとする、［８］に記載の熱間プレス部材の製造方法。
本発明によれば、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有し、耐曲げ圧潰性に優れた熱間プレス部材およびその素材となる熱間プレス部材用鋼板が得られる。
図１は、実施例で製造したＭ字断面を有する熱間プレス部材の正面図である。 図２は、図１に示す熱間プレス部材と、冷延鋼板とをスポット溶接した後の部材の正面図である。 図３は、図２に示す部材の平面図である。 図４は、図２に示す部材の斜視図である。
１．鋼板の成分組成について
はじめに、本発明で熱間プレス部材の素材として用いられる熱間プレス部材用鋼板の組成を限定した理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．２８％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、１．８ＧＰａ以上の引張強さを得られない。したがって、Ｃ含有量は０．２８％以上である。Ｃ含有量は好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｃの含有量が０．５０％以上となると、残留γの量が増えるため素材の強度増加は飽和する上、スポット溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５０％未満である。Ｃ含有量は好ましくは０．４５％未満であり、より好ましくは０．４０％未満である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。上記効果を得る観点から、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると化成処理性が劣化するため、その含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは１．３％以下である。
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下
Ｍｎは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはＭｎを０．５％以上含有することが必要である。Ｍｎ含有量は好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、粗大なＭｎＳが生成され、曲げ圧潰時に亀裂発生起点となり耐曲げ圧潰性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは２．５％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に含有させた場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０４％以下である。Ｐ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％程度であり、実質的にそれ以上となる。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、その介在物が起点となり割れが発生するため耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００４５％以下である。Ｓ含有量に特に下限は無いが、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度であり、実質的にそれ以上となる。
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。Ａｌを１．００％超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌ含有量を１．００％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成して耐曲げ圧潰性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１％超えの場合にこの傾向が顕著となることから、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５５％以下である。Ｎ含有量に特に下限は無いが、過度にＮ含有量を低減すると溶製における経済性が低下するため、０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．００１３％以下
Ｏの含有量が多いとＡｌ、Ｍｇ、Ｃａといった元素と介在物を形成し、その含有量の多さや製造方法によっては、長径２５μｍ以上の極めて大きな介在物を形成し、熱間プレス部材の耐曲げ圧潰性を著しく劣化させる。介在物のサイズや個数密度を低減させるには、Ｏそのものを低くすることが有効であり、Ｏ含有量は０．００１３％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１２％以下であり、より好ましくは０．０００８％以下である。
以上が本発明において用いられる鋼板の基本成分である。本発明において用いられる鋼板は、上記基本成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明では、上記の基本成分に加え、以下の成分のうちから選択される一種または二種以上を選択的に以下の範囲で含有させてもよい。
Ｍｏ：０．００５％以上０．３５％以下
Ｍｏは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには０．００５％以上含有することが好ましい。Ｍｏ含有量はより好ましくは０．０１０％以上である。一方、多量にＭｏを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、Ｍｏ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下
ＣｒもＭｏと同様に熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはＣｒを０．００５％以上含有することが好ましい。Ｃｒ含有量はより好ましくは０．０１０％以上である。一方、多量にＣｒを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、Ｃｒ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素であり、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、耐曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を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。一方、多量にＮｂを添加しても上記効果は飽和する上、ＮｂＣ等の介在物を形成し耐曲げ圧潰性を劣化させるためその上限は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。
Ｔｉ：０．００１％以上０．１５％以下
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素である。Ｔｉは熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、耐曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、多量にＴｉを添加すると、ＴｉＣ等の介在物を形成し耐曲げ圧潰性を劣化させるためその含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｔｉの含有量はより好ましくは０．０８％以下である。
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下
Ｂは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため耐曲げ圧潰性の向上に有効である。この効果を発揮させるためには、Ｂの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、過剰な添加はＣと粗大な析出物を生成し、耐曲げ圧潰性を低下させるため、Ｂの含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３５％以下とすることがより好ましい。
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下
Ｓｂは表層の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの低減を抑制して高強度化に寄与する。このような効果を発揮させるためには、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｂが０．０２０％を超えて添加されると、圧延負荷荷重を増大させるため、生産性を低下させる。そのため、Ｓｂ含有量を０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、０．０１５％以下であることがより好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大なＭｎＳの生成を抑制し耐曲げ圧潰性を向上させる効果がある。Ｃａ含有量に下限は特に規定しないが、工業的に実施可能な下限は０．０００１％程度であり、含有する場合は実質的にそれ以上となる。また、過度の添加は加工性を劣化させるため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０．００３％以上０．０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｖの含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加すると、耐曲げ圧潰性が劣化するため、Ｖの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．００５％以上０．５０％以下
Ｃｕは耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて添加することができる。また、Ｃｕはスクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．００５％以上０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて添加することができる。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に有効である。このような効果を発揮させるためにはＮｉを０．００５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＮｉを添加させると著しいコスト増となるため、Ｎｉの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．００２％以上０．５０％以下
ＳｎもＣｕと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮するためにはＳｎを０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＳｎを添加させると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界にＳｎが偏析して耐曲げ圧潰性が劣化するため、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｗ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｃｓ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆのうちから選択される一種または二種以上を合計で０．０１％以下
以上に例示した元素の他にＭｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｗ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｃｓ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆ等の元素を耐食性や焼入れ性を向上させる目的で、合計０．０１％以下添加してもよい。
２．熱間プレス部材のミクロ組織について
次に、熱間プレス部材のミクロ組織規定について詳細に説明する。
マルテンサイトが体積分率で７０％以上
１．８ＧＰａ以上の引張強さを実現するため、マルテンサイトの体積分率は７０％以上とする。一層の高強度化の観点から８０％以上が好ましく、８５％以上がより好ましい。なお、本発明では、マルテンサイトは焼戻しされているマルテンサイトを含むものとする。残部はベイナイトやフェライト、残留γである。残部の体積分率は、合計で３０％未満であり、好ましくは２０％未満であり、より好ましくは１５％以下である。
長径２５μｍ以上の介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２以下
本発明における介在物の長径とは、観察した破面において、最も長い介在物の径の値をいう。長径２５μｍ以上の介在物は部品の耐曲げ圧潰性能を著しく低下させるため低減することが望ましい。介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２を超えると、曲げ圧潰時に介在物を起点とした割れが発生し部品強度が低下する。したがって、介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２以下である。長径２５μｍ未満の介在物の数密度と部品強度には明瞭な相関が認められなかったため、本発明では長径２５μｍ以上の介在物を対象とする。なお、介在物のうち窒化系介在物は長径２５μｍ未満となるものがほとんどであるため、窒化系介在物の数密度は本願で得られる特性には実質的に影響しない。
介在物は存在確率が低く、断面検鏡では評価面積が不十分な可能性がある。そこで本発明者らは液体窒素にて素材を脆化させて、強制変位を与えて破面を形成させ、その破面観察から介在物の数密度を求めた。本発明では、部品（熱間プレス部材）から引張試験片を切り出して破面を評価したが、平坦部の面積が小さく引張試験片を採取できない場合でも、曲げや圧縮により部材を破壊させることが可能である。
３．鋼板のめっき層について
次に、本発明の熱間プレス部材用鋼板のめっき層について詳細に説明する。
本発明の熱間プレス部材用鋼板は、めっき層が付与されていない鋼板のままでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、または耐食性を向上させるために、熱間プレス前の鋼板の表面にめっき層を付与してもよい。
本発明において熱間プレス部材用鋼板の表面に付与されるめっき層としては、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が好適である。これらのめっき層を熱間プレス部材用鋼板の表面に付与することにより、熱間プレスによる鋼板表面の酸化が防止され、さらに、熱間プレス部材の耐食性が向上する。
Ａｌ系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層が例示される。また、Ｚｎ系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成された溶融Ｚｎめっき層、これを合金化した合金化溶融Ｚｎめっき層、電気めっき法により形成された電気Ｚｎめっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層などが例示される。
ただし、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるＡｌまたはＺｎ以外に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の元素のうち１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層の形成方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。
４．熱間プレス部材用鋼板の製造方法
次に、本発明の熱間プレス部材の素材となる、熱間プレス部材用鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、上記成分組成を有するスラブを、タンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間を１０分以上として鋳造し、該スラブを１２００℃以上で２０分以上保持した後に熱間圧延することで熱延板とし、該熱延板を冷間圧延することで冷延板とし、該冷延板をＡｃ１変態点以上で焼鈍して得られた鋼板を、熱間プレス部材の素材となる熱間プレス部材用鋼板とする。なお、以下に示すスラブ、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
連続鋳造
タンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間を１０分以上とすることで、介在物の浮上が促進される。十分な効果を得るためには１０分以上の滞留が必要である。タンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間の上限は特に限定されないが、２５分以上滞留させてもその効果が飽和することから、平均滞留時間は２５分未満が好ましい。なお、上述した平均滞留時間とは、タンディッシュ内の溶鋼量が一定となった定常期間において、［タンディッシュ内溶鋼量（ｔ）／スループット（ｔ／ｍｉｎ）］から求めた値である。
熱間圧延
熱間圧延では、まずスラブ温度を１２００℃以上とし、保持時間を２０分以上とすることが重要である。これにより、ＭｎＳ等硫化物の固溶促進が図られ、介在物群の大きさや個数低減が図られる。スラブを熱間圧延する方法として、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。スラブ温度の上限は特に限定されないが、加熱温度を過度に高温にすることは経済上好ましくないので、１３００℃以下とすることが好ましい。また、保持時間の上限は特に限定されないが、生産性向上の観点から、１２０分以下とすることが好ましい。仕上げ圧延終了温度と巻取温度の条件は特に限定されないが、仕上げ圧延終了温度は８３０〜９５０℃の温度域とすることが好ましく、巻取温度は４５０〜６００℃の温度域とすることが好ましい。
連続鋳造におけるタンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間、ならびに、熱間圧延におけるスラブ温度およびスラブ温度保持時間を以上のように制御することにより、熱間プレス部材用鋼板における長径２５μｍ以上の介在物の数密度が制御される。結果として、熱間プレス部材における長径２５μｍ以上の介在物の数密度を０．０２個／ｍｍ２以下とすることができる。
冷間圧延
冷間圧延は常法にて行うことができ、条件は特に限定されない。冷間圧延は、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織の発達、および再結晶粒の配向を安定させる観点から、圧下率（冷間圧延率）を４０％以上とすることが好ましい。
焼鈍
部材に応じたブランクサイズに加工するため熱間成形前の素材は軟質であることが望ましい。そのため、冷間圧延後の鋼板をＡｃ１変態点以上で焼鈍する。焼鈍温度や時間は必要に応じて変更できるが、高温、長時間での焼鈍は製造コストが増大するため、焼鈍温度は１０００℃以下、焼鈍時間は１０分以内が好ましい。
ここで、Ａｃ１変態点は、次式によって求めることができる。
Ａｃ１変態点（℃）＝７２３−１０．７Ｍｎ−１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ＋２９０Ａｓ＋６．３８Ｗ
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については、０（ゼロ）として計算する。
本発明の熱間プレス部材用鋼板は、上述の製造工程により製造された鋼板をそのままで使用してもよいが、目的に応じて、焼鈍後に得られた鋼板の表面にＡｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層等を施すためのめっき工程を行ってもよい。
めっき工程は何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき工程後に合金化処理を施してもよい。
５．熱間プレス部材の製造方法
次に、熱間プレス部材の製造方法について説明する。
本発明の熱間プレス部材の製造方法は、上記熱間プレス部材用鋼板の製造方法により得られた熱間プレス部材用鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域で３０〜６００ｓ加熱後、熱間プレスを行い、Ａｒ３変態点〜４００℃までの温度域を５０℃／ｓ超えの平均冷却速度で冷却し、４００〜１００℃までの温度域を２０℃／ｓ超えの平均冷却速度で室温まで冷却し、１００〜３００℃の温度域で３００〜３６００ｓ保持する。
Ａｃ３変態点〜１０００℃の温度域で加熱する際に使用する加熱炉は電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用してよい。加熱温度がＡｃ３変態点未満ではオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイト分率が７０％未満となり１．８ＧＰａ以上の引張強さが確保できない。また、加熱温度が１０００℃超えでは製造コストが増大する。加熱時間は、オーステナイト分率を安定的に確保する観点から、３０ｓ以上とする。一方、加熱時間を長くしすぎると製造コストの増大を招くため６００ｓ以下とする。
ここで、Ａｃ３変態点は、次式によって求めることができる。
Ａｃ３変態点（℃）＝９１０−２０３Ｃ０．５−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ−２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋１２０Ａｓ＋４００Ｔｉ
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については、０（ゼロ）として計算する。
加熱後は鋼板をプレス機に搬送して、熱間プレスを施す。Ａｒ３変態点〜４００℃までの温度域の平均冷却速度が５０℃／ｓ以下の場合、フェライトやベイナイトが生成して７０％以上のマルテンサイトを確保することが困難になり、１．８ＧＰａ以上の引張強さが確保できない。このため、Ａｒ３変態点〜４００℃までの温度域での平均冷却速度は５０℃／ｓ超えとする。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
ここで、Ａｒ３変態点は、次式によって求めることができる。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については、０（ゼロ）として計算する。
また、４００〜１００℃までの温度域ではマルテンサイトが生成する。この温度域での冷却速度が２０℃／ｓ以下になると、ベイナイト生成や、マルテンサイトの自己焼戻しが生じて引張強さが低下する。このため、４００〜１００℃までの温度域での平均冷却速度は２０℃／ｓ超えとする。なお、８０％以上のマルテンサイトを安定的に得るためには、４０℃／ｓ超えの平均冷却速度とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
熱間プレスしたままの状態ではマルテンサイトが焼戻されていないため、部材の靱性が劣位となり優れた耐曲げ圧潰性を発揮できない。靱性を回復し、優れた耐曲げ圧潰性を確保する観点から、１００〜３００℃の温度域で３００〜３６００ｓ保持する（再加熱処理）。焼戻し温度や保持時間がこの範囲を下回る場合、優れた耐曲げ圧潰性が確保できない。焼戻し温度や保持時間がこの範囲を上回る場合、強度が著しく低下してしまう。上記再加熱処理により優れた耐曲げ圧潰性が得られる理由は明らかではないが、マルテンサイト中で炭化物の析出や界面への炭素の偏析などが生じて固溶炭素量が低減し軟化することで変形を担う転位の易動度が増加したためと推定される。
以下、本発明の実施例について説明する。
なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に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技術的範囲に含まれる。以下、本発明の実施例を説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、表２に示す製造条件で熱間プレス部材用鋼板を製造した。
Figure 2020170530
Figure 2020170530
 （１）熱間プレス部材用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有するスラブを鋳造して製造した後に、仕上げ圧延終了温度を８３０〜９５０℃で熱間圧延を行い、熱延板とした後、４５０〜６００℃の巻取り温度で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。得られた冷延板を連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインにおいて、焼鈍処理を行い、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。なお一部は溶融亜鉛めっき処理を施した後、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。また、一部は溶融アルミめっき処理を施して、溶融アルミめっき鋼板（ＧＡＳ）を得た。また、一部は連続焼鈍ラインにて焼鈍した後に、電気亜鉛めっきラインにおいてめっき処理を施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）もしくは電気亜鉛ニッケルめっき鋼板（ＥＧＮ）を得た。
（２）熱間プレス処理および再加熱処理
製造した鋼板（熱間プレス部材用鋼板）を用い、表２の条件で熱間プレスを実施した。鋼板の加熱は、雰囲気熱処理炉にて不活性ガス雰囲気下にて行った。加熱した鋼板から、圧延直角方向を長手として２５０ｍｍ×４００ｍｍを切り出し、曲げ稜線が長手方向と平行になるよう、Ｍ字断面を有する熱間プレス部材となるように熱間成形した。図１は、熱間成形して得たＭ字断面を有する熱間プレス部材１０の正面図である。金型はパンチ幅１２０ｍｍ、成形深さは４０ｍｍで、中央部にパンチ幅２０ｍｍ、成形深さ１３ｍｍのパンチを有する構造とした。パンチ肩Ｒは６ｍｍ、ダイ肩Ｒは６ｍｍとした。また、冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みによる接触冷却と挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、熱間プレス開始時の温度から１００℃以下まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を変えることで冷却速度を調整した。その後に、室温まで冷却した後、再加熱を実施した。
（３）引張強さ評価
以上の処理により得られた部材（熱間プレス部材）の側壁部（４０ｍｍの辺の方）の平坦部からＪＩＳ５号サイズの引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施して降伏強さおよび引張強さを評価した。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。なお、部材から引張試験片を採取できない場合はビッカース硬さ試験を行い、測定値を引張強さに換算（例えばＳＡＥ Ｊ ４１７を用いる）することで引張強さを評価可能である。
（４）ミクロ組織評価
金属組織の定量化は、熱間プレスした部材の側壁部の平坦部からＬ断面（圧延方向に並行な垂直断面）を切り出し、研磨後、ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で２０００倍の倍率にて４視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定した。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色を呈した組織を指し、ベイナイトはラス状の形態を呈している。一方、フェライトはＳＥＭで黒色のコントラストを呈する領域である。観察視野に占める組織の割合を体積分率として測定した。残留γの体積分率の測定は鋼板の表層２００μｍをシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求めた。Ｍｏ−Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より計算した。残留γは、ＳＥＭで観察した画像ではマルテンサイトと見分けが難しいため、ＳＥＭの画像に基づいて測定したマルテンサイトと残留γの合計体積分率から、Ｘ線回折強度方によって測定した残留γの体積分率を引くことによって、マルテンサイトの体積分率を算出した。
介在物の数密度は前記の通り、液体窒素温度での破面観察から求めた。上記のようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、液体窒素に１分間以上浸漬した後、１０ｓ以内に引張試験機にて強制変位を与えた。引張速度は１００ｍｍ／ｍｉｎとした。本実施例では１０本の試験片の破面をＳＥＭにて観察し長径２５μｍ以上の介在物の数を計測し、観察面積で除して数密度を計算した。
（５）耐曲げ圧潰性評価
熱間プレスした部材の耐曲げ圧潰性を評価するため、部材を用いた３点曲げ試験を実施した。上記の方法で得られた図１に示す熱間プレス部材１０の長手方向に４０ｍｍ間隔で５９０ＭＰａ級冷延鋼板とスポット溶接し閉断面構造とした。なお、端部と端部の隣とのスポット溶接の間隔は５０ｍｍとした。スポット溶接により得られた部材を図２〜４に示す。図２は、図１に示す熱間プレス部材１０と、冷延鋼板２０とをスポット溶接した後の部材の正面図である。スポット溶接部には３０の符号を付して示している。図３は、図２に示す部材の平面図である。図４は、図２に示す部材の斜視図である。得られた部材を用いて、３点曲げ方式の衝突試験を実施した。支点間距離は２８０ｍｍ（支点：２５ｍｍＲロール）、パンチは先端半径が１００ｍｍのものを使用した。試験速度は０．１ｍ／ｓで行い、荷重−ストローク曲線を取得した。素材の強度に応じて部品強度も増加するため、耐曲げ圧潰性の指標は、降伏強さ（ＭＰａ）に対する最大荷重（ｋＮ）の比とした。
測定したミクロ組織、引張特性、および耐曲げ圧潰性の測定結果を表３に示す。
Figure 2020170530
 本発明例の熱間プレス部材は、１．８ＧＰａ以上の引張強さを有し、降伏強さ（ＭＰａ）に対する最大荷重（ｋＮ）の比が０．０４４ｋＮ／ＭＰａ以上であり優れた耐曲げ圧潰性を示す。本発明の要件を一部満たしていない比較例の熱間プレス部材は、所定の引張強さが得られていない、または耐曲げ圧潰性が劣位である。

Claims (9)

  1. 鋼板を素材とする熱間プレス部材であって、
    前記鋼板の成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、および
    Ｏ：０．００１３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    熱間プレス部材のミクロ組織は、体積分率で７０％以上のマルテンサイトを含み、かつ長径２５μｍ以上の介在物の数密度が０．０２個／ｍｍ２以下であり、
    １．８ＧＰａ以上の引張強さを有する熱間プレス部材。
  2. 前記鋼板の成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０．００５％以上０．３５％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１５％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｖ：０．００３％以上０．０５％以下、
    Ｃｕ：０．００５％以上０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．００５％以上０．５０％以下、および
    Ｓｎ：０．００２％以上０．５０％以下のうちから選択される一種または二種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 前記鋼板の成分組成、質量％で、さらに、
    Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｗ、Ｐｂ、Ｔａ、ＲＥＭ、Ｃｓ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆのうちから選択される一種または二種以上を合計で０．０１％以下を含有する請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
  4. 前記ミクロ組織は、体積分率で８０％以上のマルテンサイトを含む請求項１から３のいずれか一項に記載の熱間プレス部材。
  5. 前記鋼板の表層に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を有する請求項１から４のいずれか一項に記載の熱間プレス部材。
  6. 請求項１から３のいずれか一項に記載の成分組成を有するスラブを、タンディッシュ内での溶鋼の平均滞留時間を１０分以上として鋳造し、前記スラブを１２００℃以上で２０分以上保持した後に熱間圧延することで熱延板とし、該熱延板を冷間圧延することで冷延板とし、該冷延板をＡｃ１変態点以上で焼鈍する、熱間プレス部材用鋼板の製造方法。
  7. 前記焼鈍の後に得られた鋼板の表面にＡｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を形成する、請求項６に記載の熱間プレス部材用鋼板の製造方法。
  8. 請求項６または７に記載の熱間プレス部材用鋼板の製造方法により得られた熱間プレス部材用鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域で３０〜６００ｓ加熱後、熱間プレスを行い、Ａｒ３変態点〜４００℃までの温度域を５０℃／ｓ超えの平均冷却速度で冷却し、４００〜１００℃までの温度域を２０℃／ｓ超えの平均冷却速度で室温まで冷却し、１００〜３００℃の温度域で３００〜３６００ｓ保持する、熱間プレス部材の製造方法。
  9. 前記４００〜１００℃までの温度域における平均冷却速度を４０℃／ｓ超えとする、請求項８に記載の熱間プレス部材の製造方法。
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