WO2004106573A1 - 熱間成形法と熱間成形部材 - Google Patents

熱間成形法と熱間成形部材 Download PDF

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cooling rate
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Toshinobu Nishibata
Masahiro Nakata
Shuntaro Sudo
Akira Obayashi
Masanobu Ichikawa
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha
Toyoda Iron Works Co., Ltd.
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a hot forming member such as a machine structural component such as an automobile body-one structural part, an underbody part and the like, and a hot forming method used for manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a hot press member and a hot press method therefor.
  • the present invention will be described by taking hot press forming as an example, but the present invention is also applicable to hot forming other than press forming such as roll forming and forging. Background art
  • the steel sheet in the hot pressing method of press-forming a heated steel sheet, the steel sheet is heated at a high temperature, so the material of the steel sheet is softened and has high ductility. Therefore, it is possible to form a complicated shape with high dimensional accuracy in a heated state. Further, the steel sheet is heated to the austenite region temperature and then rapidly cooled in the mold, thereby simultaneously increasing the strength of the steel sheet by martensite transformation, that is, quenching.
  • the quenching hardness of the member is Hv 400 to 490 in the case of 0.2% C material, which is not enough, and the hardness variation in the member is extremely large. is there.
  • JP-A-8-269615 states that C: 0.18 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, sol.Al: 0.08% or less, Cr: 0.1 to 0.5%, B: 0.0006 to 0.0040%, N: 0.01% or less, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.3% or less, ⁇ : 0.01 to 0.05% Further, a hot-rolled steel sheet for rapid quenching, comprising the balance of iron, is disclosed. After the steel sheet is cold-worked, its strength is increased by induction hardening. Disclosure of the invention
  • the present invention provides a hot-formed member that can be manufactured from a high-strength steel sheet by a hot-forming method and has both stable strength and toughness, and a hot-forming method for producing the same.
  • the present invention provides a hot-pressed member such as a machine-structured part including an automobile body-one structural part, an undercarriage part and the like, and a hot-pressing method used for manufacturing the same. .
  • the average cooling rate in the temperature range below the Ms point (the temperature at which martensite starts to be formed from austenite) during cooling after molding, for example, during mold cooling, is kept within a certain range.
  • a hot formed member having both stable strength and toughness can be manufactured by hot forming.
  • the present invention provides, in mass%, C: 0.15 to 0.45%, ⁇ : 0.5 to 3.0%, Cr: 0.1 to 0.5%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0002 to 0.004%, Si: 0.5 % Or less, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, A1: 1% or less, N: 0.01% or less, and Ni: 2% or less, Cu: 1Q / o or less, Mo: 1%
  • the present invention relates to a hot forming method for forming a final product shape after heating and holding a steel sheet having a typical steel composition at three or more Ac points.
  • the cooling rate of the molded member to the Ms point is equal to or higher than the critical cooling rate, and the average cooling rate from the Ms point to 200 ° C is Cool at 25 to 150 ° C / s to perform quenching.
  • the critical cooling rate means the upper critical cooling rate.
  • the present invention relates to a hot formed member made of a steel plate having the above steel composition.
  • This hot-formed member has a hardness of less than (maximum quenching hardness ⁇ 10) and not less than (maximum quenching hardness ⁇ 100) in terms of the hardness after hot forming.
  • the hot forming is hot press forming using a press forming die.
  • a hot pressed member having both stable strength and toughness can be manufactured. Therefore, the present invention greatly contributes to expanding the use of high-strength steel sheets as press-formed members.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view of the hat forming method.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a shape of a test piece for measuring a critical cooling rate.
  • Carbon (C) is a very important element that enhances the hardenability of steel sheets, and mainly determines the strength after quenching. It is an element that further lowers the Ac 3 point and promotes a lower quenching temperature. However, if the C content is less than 0.15%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.45%, the toughness of the quenched part is significantly reduced. preferable The lower limit of the C content is 0.16% and the upper limit is 0.35%.
  • Manganese (Mn) is an element that is extremely effective in improving the hardenability of steel sheets and stably maintaining strength after quenching. Furthermore, it is an element that lowers the Ac 3 point and promotes lowering of the quenching temperature. However, if the Mn content is less than 0.5%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the effect is saturated, and the toughness of the quenched portion is further deteriorated.
  • the preferred Mn content is 0.8 to 2.0%.
  • Chromium is an element that enhances the hardenability of steel sheets and is effective in ensuring stable strength after quenching. However, if the Cr content is less than 0.1%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.5%, the effect saturates, and the cost is increased. The preferred Cr content is 0.15 to 0.30%.
  • Titanium (Ti) is an element that enhances the hardenability of steel sheets and is effective in ensuring stable strength after quenching. It also has the effect of improving the toughness of the quenched part. However, if the Ti content is less than 0.01%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.1%, the effect is saturated and the cost is unnecessarily increased.
  • the preferred Ti content is between 0.015 and 0.03%.
  • B Boron
  • Ni 2% or less
  • Cu 1% or less
  • Mo 1% or less
  • V 1% or less
  • Nb 1% or less 1 or more types
  • the steel sheet used in the present invention is heated to the austenite temperature range during heating prior to forming to cause austenite transformation, the mechanical properties at room temperature before heating are not important, and the metal before heating is not important.
  • the organization is not particularly limited. Therefore, any of a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled steel sheet, and a plated steel sheet may be used as the base steel sheet, and the manufacturing method is not particularly limited.
  • the plated steel sheet include aluminum-based plated steel sheets (ie, aluminum-plated and aluminum alloy-plated steel sheets) and zinc-based plated steel sheets (ie, zinc-plated and zinc-alloy-plated steel sheets).
  • the plated steel sheet may be an electroplated steel sheet or a hot-dip steel sheet. Also, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be used.
  • the base steel sheet In order to perform quenching after forming into a formed member, that is, a hot pressed member, during die cooling during hot pressing, the base steel sheet is first heated to the austenitic temperature range, and the base steel sheet is once converted to the austenite phase. There is a need to. To do so, heat to more than 3 points of Ac and hold at that temperature for more than 1 minute under normal conditions. Although there is no particular upper limit for the holding time, it is desirable to set the upper limit of the holding time to about 10 minutes in consideration of actual production efficiency.
  • the cooling rate during hot pressing (in the mold) or after hot pressing (after demolding) is a parameter that plays a very important role in obtaining stable strength and toughness in hot press members. is there.
  • the structure after hot pressing be not a completely martensite structure but an automatically tempered martensite structure. is there.
  • diffusion transformation up to the Ms point occurs during hot pressing or during the cooling stage after hot pressing. Cool at a rate higher than the critical cooling rate so as not to occur, and cool at a slow cooling rate of 25 to 150 ° C / s in the temperature range from the Ms point to 200 ° C.
  • Such cooling causes tempering at the same time as the martensite transformation occurs, so that a martensite structure with less variation in strength and excellent toughness can be obtained.
  • the preferred average cooling rate from the Ms point to 200 ° C. is 30 to: 20 ° C./s.
  • Examples of the form of forming in the hot press method include bending, drawing, stretch forming, hole expanding, and flange forming. Further, the present invention may be applied to a forming method other than press forming, for example, roll forming, as long as a means for cooling the steel sheet is provided at the same time as or immediately after forming.
  • the member manufactured by the hot pressing method described above is a member having a tempered martensite structure with little variation in strength and excellent toughness.
  • the strength obtained is the strength of the tempered martensat structure.
  • the hardness (Hv) is, in other words, lower than (maximum quenching hardness-10), but is not excessively tempered. It has a maximum quench hardness of at least 100). If the value of Hv is higher than (maximum quenching hardness-10), the toughness decreases, and if it is lower than (maximum quenching hardness-100), the strength decreases.
  • Preferred values of Hv are (maximum quenching hardness-20) or less and (maximum quenching hardness-80) or more.
  • the “maximum quenching hardness” is the hardness obtained when the material is kept in a salt bath heated to 900 ° C for 10 minutes and then subjected to water cooling treatment.
  • steel molds are at room temperature or several tens. Since the temperature is maintained at about C, the steel mold is used to cool the press-formed member during hot press forming. Therefore, it can be seen that the cooling rate can be changed by changing the mold dimensions and changing the heat capacity.
  • the cooling rate can also be changed by changing the mold material to a different metal (for example, copper). If the dimensions and material of the mold cannot be changed, the cooling rate can also be changed by using a water-cooled mold and changing the amount of cooling water at that time. You. Even in this case, for example, using a mold in which a groove has been cut in several places in advance, changing the cooling rate by passing water through the groove during pressing, or raising the press machine during press forming, The cooling rate of the press-formed member can also be changed by flowing. Therefore, the following means can be considered to change the cooling rate before and after the Ms point.
  • a different metal for example, copper
  • a steel sheet having the composition shown in Table 1 (sheet thickness: 1.0 mm) was used as the base steel sheet.
  • These steel sheets are slabs produced in the laboratory by hot rolling and cold rolling.
  • steel type No. 2 was subjected to hot dip galvanizing (60 g / m 2 of Zn per one side) using a plating simulator, and then alloyed (the Fe content in the plating film was 15% by mass). ).
  • the picker hardness was measured (load: 9.8 N, number of measurements: 5).
  • a thermocouple was attached to the steel sheet, and the cooling rate after press forming was measured.
  • the cooling rate was changed mainly by changing the mold dimensions.
  • water was injected between the dies immediately after the steel sheet temperature reached the Ms point to adjust the cooling rate.
  • the maximum quench hardness the hardness obtained when the material was kept in a salt bath heated to 900 ° C for 10 minutes and then subjected to water cooling treatment was defined as the maximum quench hardness.
  • a cylindrical test piece with a diameter of 3.0 mm and a length of 10 mm (Fig. 2) was cut out, heated to 950 ° C in air at a heating rate of 10 ° C / s, and then heated at a temperature of 5 ° C. After holding for 5 minutes, it was cooled to room temperature at various cooling rates.
  • the Ac 3 point and the Ms point were measured by measuring the change in the thermal expansion of the test piece during heating and cooling. Further, the hardness of the test piece obtained was measured by Pickering hardness (load 49N, number of measurements: 5) and the structure was observed, and the critical cooling rate was estimated from the results.
  • Test Nos. 1 to 4 which are examples of the present invention, since the average cooling rate from the Ms point to 200 ° C is appropriate, the obtained hardness is lower than (maximum quenching hardness-10), and The maximum quenching hardness is higher than 100).
  • Test No. 5 which is a comparative example, cooling was performed at a speed higher than the critical cooling rate, but sufficient hardness was not obtained because the average cooling rate from the Ms point to 200 t was slow.
  • Test No. 6 which is also a comparative example, is too hard because the average cooling rate from the Ms point to 200 ° C is too fast.
  • “too hard” does not mean that the absolute value of hardness is high, but that it is close to the maximum hardened hardness.
  • the steel sheet of test No. 2 which is an example of the present invention, was heated at 900 ° C for 5 minutes in a heating furnace in an air atmosphere, taken out of the heating furnace, and hot-formed in a hat shape [blank size: 1.0 t] X 80 WX 320 L (ram)].
  • Fig. 1 shows a schematic diagram of the hat forming method at this time.
  • the hot press molding conditions adopted were: molding height 70 ram, Rd (die shoulder R) 8 mm, Rp (punch shoulder R) 8 mm. Clearance 1.0 thigh, wrinkle holding force 12.7 kN there were.

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Abstract

高強度鋼板から、安定した強度と靱性を併せ持つ熱間プレス部材を熱間プレスにより作製する。熱間プレス時の冷却過程において、Ms点までは臨界冷却速度以上で冷却し、Ms点から200℃までの温度範囲の冷却速度を25～150℃/sとする。熱間プレス部材のビッカース硬さは、（最高焼入れ硬さ−10）未満、かつ（最高焼入れ硬さ−100)以上である。

Description

明 細 書 熱間成形法と熱間成形部材 技術分野
本発明は、 自動車のボディ一構造部品、 足回り部品等を初めとする機械構造部 品等の熱間成形部材と、 その製造に使用される熱間成形方法に関する。 さらに詳 述すれば、 本発明は、 熱間プレス部材とそのための熱間プレス方法に関する。 以下では、 熱間プレス成形を例にとって本発明を説明するが、 本発明はロール 成形、 鍛造等のプレス成形以外の熱間成形にも適用可能である。 背景技術
近年、 自動車の軽量化のため、 例えば引張強さ 590 MPa 以上というように鋼材 の高強度化を図り、 使用重量を減ずる努力が進んでいる。 自動車に広く使用され る薄鋼板では、 そのような傾向の下、 鋼板強度の増加に伴って、 プレス成形性が 低下し、 複雑な形状を製造することが困難になってきている。 具体的には、 強度 増加に伴って延性が低下し、 加工度が高い部位で破断が生じたり、 スプリングバ ックや壁反りが大きくなり、 寸法精度が劣化するという問題が発生する。
従って、 高強度、 特に引張強さ 780 MPa級以上の鋼板の場合、 冷間加工手段と してプレス成形を利用して部品を製造することは容易ではない。 プレス成形では なくロール成形を利用すれば、 上記の高強度鋼板の加工が可能であるが、 ロール 成形は長手方向に一様な断面を有する部品にしか適用できず、 適用できる製品の 形状が限定される。
一方、 英国特許第 1490535 号に開示されているように、 加熱した鋼板をプレス 成形する熱間プレス法では、 鋼板を高温で加熱することから、 鋼板の材質は軟化 して高延性になっているため、 加熱状態で複雑な形状を寸法精度よく成形するこ とが可能である。 さらに、 鋼板をオーステナイ ト域温度に加熱しておき、 金型内 で急冷するという金型冷却により、 マルテンサイ 卜変態による鋼板の高強度化、 即ち、 焼入れ、 が同時に達成できる。 しかし、 熱間プレス法における金型冷却では、 部材の焼入れ硬さが、 0.2 %C 材の場合で Hv 400〜490 と十分ではなく、 しかも部材中の硬さのばらつきが非常 に大きいという問題がある。
Advanced Materials & Processes, Vol. 146， No. 6， 12/94, p. 16 には、 ス エーデンのプランジャ社により開発されたホッ トプレス技術が紹介されており、 980 °Cからダイクェンチ （金型内急冷） することが記載されている。 金型温度は 、 加熱との記載がないので、 常温〜数十 °Cと推定される。
特開平 8—269615号には、 C ： 0.18〜0.30%、 Si： 0.01〜1.0 %、 Mn： 0.1〜 1.5 %、 P : 0.03%以下、 S : 0.02%以下、 sol.Al : 0.08%以下、 Cr： 0.1〜0. 5 %、 B ： 0.0006〜0.0040%、 N： 0.01%以下を含み、 場合により Cu： 0.5 %以 下、 Ni : 0.3 %以下、 Τί： 0.01〜0.05%の少なくとも 1種をさらに含み、 残部鉄 からなる、 急速焼入れ用熱延鋼板が開示されている。 この鋼板は、 冷間加工した 後、 高周波焼入れにより高強度化させるものである。 発明の開示
本発明は、 熱間成形法により高強度鋼板から製造でき、 かつ安定した強度と靱 性を併せ持つ熱間成形部材と、 それを作製する熱間成形法を提供する。
より具体的には、 本発明は、 自動車のボディ一構造部品、 足回り部品等を初め とする機械構造部品等の熱間プレス部材と、 その製造に使用される熱間プレス方 法を提供する。
本発明によれば、 成形後の冷却時、 例えば金型冷却時に、 Ms点 （オーステナイ 卜からマルテンサイ 卜が生成し始める温度） 以下の温度域での平均冷却速度を一 定範囲内に収めることにより、 熱間成形によって安定した強度および靱性を併せ 持つ熱間成形部材を製造することができる。
1態様において、 本発明は、 質量％で、 C : 0.15〜0.45%、 Μη : 0.5〜3.0 % 、 Cr： 0.1〜0.5 %、 Ti： 0.01〜0.1 %、 B ： 0.0002〜0.004 %、 Si ： 0.5 %以 下、 P ： 0.05%以下、 S ： 0.05%以下、 A1 ： 1 %以下、 N： 0.01%以下を含有し 、 かつ Ni： 2 %以下、 Cu： 1 Q/o以下、 Mo： 1 %以下、 V： 1 %以下、 および Nb： 1 %以下の 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物から本質 的になる鋼組成を有する鋼板を、 Ac 3 点以上に加熱 ·保持した後、 最終製品形状 への成形を行う熱間成形方法に関する。 本発明によれば、 成形中または成形後の 成形温度からの冷却に際して、 成形部材の Ms点までの冷却速度が臨界冷却速度以 上で、 かつ、 Ms点から 200 °Cまでの平均冷却速度が 25〜150 °C /sで冷却して焼入 れ処理を行う。 なお、 本発明では、 臨界冷却速度は上部臨界冷却速度の意味であ る。
別の態様において、 本発明は、 上記鋼組成を有する鋼板から構成された熱間成 形部材に関する。 この熱間成形部材は、 熱間成形後の硬さが、 ピツカ一ス硬さで 、 （最高焼入れ硬さ一 10 ) 未満、 かつ （最高焼入れ硬さ一 100)以上、 である。 本発明の好適態様において、 熱間成形は、 プレス成形用金型を用いて行う熱間 プレス成形である。
本発明によれば、 安定した強度と靱性を併せ持つ熱間プレス部材の作製が可能 となる。 従って、 本発明は、 高強度鋼板のプレス成形部材としての用途拡大に大 きく寄与する。 図面の簡単な説明
図 1はハツ ト成形法の模式的説明図である。
図 2は臨界冷却速度の測定用試験片の形状を示す模式図である。 発明の詳細な説明
本発明において前述した鋼組成および成形条件を採用する理由は次の通りであ る。 本発明において、 鋼組成、 つまり鋼の化学組成を示す 「％」 は 「質量％」 を 表す。
1.素地鋼板の組成
C ： 0. 15〜0. 45%
炭素 （C ) は、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後、 強度を主に決定する非 常に重要な元素である。 さらに Ac 3 点を下げ、 焼入れ処理温度の低温化を促進す る元素である。 しかし、 C含有量が 0. 15%未満ではその効果は十分ではなく、 一 方で C含有量が 0. 45%を超えると、 焼入れ部の靱性劣化が著しくなる。 好ましい C含有量の下限は 0. 16%、 上限は 0. 35%である。
Mn： 0. 5〜3. 0 %
マンガン （Mn) は、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後に強度を安定して確 保するために非常に効果のある元素である。 さらに、 Ac 3 点を下げ、 焼入れ処理 温度の低温化を促進する元素である。 しかし、 Mn含有量が 0. 5 %未満ではその効 果は十分ではなく、 一方で Mn含有量が 3. 0 %を超えるとその効果は飽和し、 さら に焼入れ部の靱性劣化を招く。 好ましい Mn含有量は 0. 8〜2. 0 %である。
Cr： 0. 1〜0. 5 %
クロム （Cr) は、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後、 強度を安定して確保 するために効果のある元素である。 しかし、 Cr含有量が 0. 1 %未満ではその効果 は十分ではなく、 一方で Cr含有量が 0. 5 %をこえるとその効果は飽和し、 いたず らにコスト増を招く。 好ましい Cr含有量は 0. 15〜0. 30%である。
Tj ： 0. 01〜0. 1 %
チタン （Ti) は、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後、 強度を安定して確保 するために効果のある元素である。 さらに焼入れ部の靱性も向上させる効果を有 する。 しかし、 Ti含有量が 0. 01%未満ではその効果は十分ではなく、 一方で Ti含 有量が 0. 1 %を超えるとその効果は飽和し、 いたずらにコスト増を招く。 好まし い Ti含有量は 0. 015〜0. 03%である。
B ： Q. 0002〜0. 004 %
ホウ素 （B ) は、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後、 強度の安定確保効果 をさらに高める重要な元素である。 し力、し、 B含有量が 0. 0002%未満ではその効 果は十分ではなく、 一方で B含有量が 0. 004 %を超えるとその効果は飽和し、 か っコスト増を招く。 好ましい B含有量は 0. 0005〜0. 0025%である。
S i： 0. 5 %以下、 P ： 0. 05%以下、 S ： 0. 05%以下、 A1： 1 %以下、 N ： 0. 01 %以下
これらの元素も、 いずれも鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後の強度の安定 化を高める効果を有する。 しかし、 それらの含有量が上記のそれぞれの上限を超 えると、 その効果は飽和し、 かえってコスト増を招く。
Ni ： 2 %以下、 Cu： 1 %以下、 Mo： 1 %以下、 V： 1 %以下、 Nb： 1 %以下の 1種または 2種以上
これらの元素も、 鋼板の焼入れ性を高め、 かつ焼入れ後、 強度の安定確保に効 果のある元素であるので、 1種または 2種以上を含有させる。 しかし、 それぞれ 上限値を越えて含有させてもその効果は小さく、 かついたずらにコスト増を招く ため、 各合金元素の含有量は上述の範囲とする。
本発明で使用する鋼板については、 成形に先立つ加熱の際にオーステナイ ト温 度域に加熱し、 オーステナイ ト変態をさせるため、 加熱前の室温での機械的性質 は重要ではなく、 加熱前の金属組織については特に制限されない。 従って、 素地 鋼板としては、 熱延鋼板、 冷延鋼板、 めっき鋼板のいずれを使用してもよく、 そ の製造方法については特に限定はしない。 めっき鋼板としては、 アルミ系めつき 鋼板 （即ち、 アルミめつきおよびアルミ合金めつき鋼板） と亜鉛系めつき鋼板 （ 即ち、 亜鉛めつきおよび亜鉛合金めつき鋼板） が例示される。 めっき鋼板は、 電 気めつき鋼板でも、 溶融めつき鋼板でもよい。 また、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 も使用できる。
2.加熱条件および保持時間
熱間プレス時の金型冷却において、 成形部材、 つまり熱間プレス部材に成形後 焼入れ処理を行うためには、 まず素地鋼板をオーステナイ ト温度域まで加熱し、 素地鋼板を一度、 オーステナイ 卜相にする必要がある。 そのためには、 Ac 3 点以 上に加熱し、 その温度で通常の条件では 1分以上保持する。 保持時間の上限は特 には設けないが、 実際の生産上の効率を考えて、 保持時間の上限を 10分程度にす るのが望ましい。
3.熱間プレス時の冷却速度
熱間プレス中 （金型内） または熱間プレス後 （脱型後） の冷却速度は、 熱間プ レス部材において安定した強度および靱性を得るために非常に重要な役割を果た すパラメータである。
安定した強度およぴ靱性を熱間プレス部材に付与するためには、 熱間プレス後 の組織を、 完全マルテンサイ ト組織とするのではなく、 自動焼き戻しマルテンサ ィ ト組織とすることが肝要である。 この自動焼き戻しマルテンサイ ト組織にする ためには、 熱間プレス時または熱間プレス後の冷却段階で Ms点までは拡散変態が 起きないように臨界冷却速度以上で冷却し、 かつ Ms点から 200 °Cまでの温度範囲 は平均冷却速度 25〜150 °C /sという、 遅い冷却速度で冷却する。 このような冷却 により、 マルテンサイ ト変態が起こると同時に焼き戻しされるため、 強度のばら つきが少なく、 かつ靱性に優れたマルテンサイ ト組織が得られる。 Ms点から 200 °Cまでの好ましい平均冷却速度は 30〜：20 °C /sである。
4.熱間プレス法における成形方法
熱間プレス法における成形の形態としては、 曲げ加工、 絞り成形、 張出し成形 、 穴拡げ成形、 フランジ成形等がある。 また、 成形と同時またはその直後に鋼板 を冷却する手段を備えていれば、 プレス成形以外の成形法、 例えばロール成形に 本発明を適用してもよい。
5.熱間プレス部材
前述の熱間プレス法にて作製された部材は、 強度のばらつきが少なく、 かつ靱 性に優れた焼き戻しマルテンサイ ト組織を有する部材となる。 また、 得られる強 度は、 焼き戻しマルテンサト組織の強度であるため、 硬さ （Hv) で言い換えると 、 （最高焼入れ硬さ一 10) よりも低いが、 過度に焼き戻されていないため、 （最 高焼入れ硬さ一 100)以上の硬さを有する。 Hvの値が （最高焼入れ硬さ一 10) より 高くなると靱性が低下し、 （最高焼入れ硬さ一 100)より低くなると強度が低下す る。 好ましい Hvの値は、 （最高焼入れ硬さ一 20) 以下、 （最高焼入れ硬さ— 80) 以上である。
ここに 「最高焼入れ硬さ」 とは、 900 °Cに加熱した塩浴中でその材料を 10分間 保持後、 水冷処理を施した時に得られる硬さである。
6.熱間プレス成形時の冷却方法
通常、 鋼製金型は常温または数十。 C程度の温度に保持されているから、 熱間プ レス成形に際して、 この鋼製金型によりプレス成形部材の冷却が達成される。 従 つて、 冷却速度を変化させるためには、 金型寸法を変え熱容量を変化させればよ いことが分かる。
また、 金型材質を異種金属 （例えば銅など） に変えることでも冷却速度を変化 させることができる。 金型寸法も、 材質も変えられない場合、 水冷型の金型を用 いてそのときの冷却水量を変えることによつても、 冷却速度を変えることができ る。 その場合でも、 例えば、 予め溝を数力所切った金型を用い、 プレス中に水を 溝に通すことによつて冷却速度を変えたり、 プレス成形途中でプレス機を上げ、 その間に水を流すことでもプレス成形部材の冷却速度を変えることができる。 従って、 Ms点の前後で冷却速度を変化させる手段には次のような手段が考えら れる。
(1) MS点到達直後に、 熱容量の異なる金型または室温状態の金型に移動させて 、 冷却速度を変える。
(2) 水冷金型の場合、 MS点到達直後に、 金型中を流れる水量を変化させて、 冷 却速度を変える。
(3) Ms点到達直後に金型と部材の間に水を流し、 その水量を変化させることで 、 冷却速度を変える。 実施例
以下の実施例は本発明を例示するものであるが、 本発明はそれによりいかなる 制限も受けない。
本例では、 表 1に示した組成を有する鋼板 （板厚： 1. 0 mm) を素地鋼板とした 。 これらの鋼板は、 実験室にて溶製したスラブを、 熱間圧延、 冷間圧延により製 造した鋼板である。 さらに鋼種 No. 2には、 めっきシミュレータを用いて溶融亜鉛 めっき （片面あたりの Zn付着量は 60 g/m2)を施し、 その後、 合金化処理 （めっき 皮膜中の Fe含有量は 15質量％) を行った。
これらの鋼板を 40 WX 60 L (mm) の寸法に切断し、 大気雰囲気の加熱炉内で、 900 °C X 5分の加熱を行ってから、 加熱炉より取り出し、 その直後に、 平板の鋼 製金型を用いて、 熱間プレス成形を行った。 鋼種 No. 2については、 冷却条件を変 化させて熱間プレス成形を行った （試験 No. 2， 5, 6) 。
得られた熱間プレス部材について、 ピツカ一ス硬さ測定 （荷重 9. 8 N 、 測定数 ： 5 ) を行った。 また鋼板に熱電対を貼付し、 プレス成形後の冷却速度の測定も 行った。 冷却速度については、 主に金型寸法を変えて冷却速度を変化させた。 なお、 試験 No. 2については、 鋼板温度が Ms点に到達した直後に金型間に水を注 入し冷却速度を調節した。 最高焼入れ硬さについては、 900 °Cに加熱した塩浴中でその材料を 10分間保持 後、 水冷処理を施した時に得られる硬さを最高焼入れ硬さとした。
得られた結果を、 次の方法で測定した各鋼種の Ac3 点、 Ms点、 および臨界冷却 速度と共に表 2にまとめて示す。
熱延鋼板から直径 3. 0 匪、 長さ 10 mm の円柱試験片 （図 2 ) を切り出し、 大気 中で 950 °Cまで 10°C /sの昇温速度にて加熱し、 その温度で 5分間保持したのち、 種々の冷却速度で室温まで冷却した。 そのときの加熱、 冷却中の試験片の熱膨張 変化を測定することにより、 Ac3 点、 Ms点を測定した。 また、 得られた試験片の ピツカ一ス硬度測定 （荷重 49N 、 測定数： 5 ) および組織観察を行い、 それらの 結果から臨界冷却速度を見積もった。
表 1
Figure imgf000010_0001
表 2
Figure imgf000010_0002
*1 Ms点直後に金型間へ水を注入。
*2 Ms点直後にプレス機を上昇させ、試験片を直ちに水槽へ投入。
*3 本発明の範囲外の条件 本発明例である試験 No. 1〜 4では、 Ms点から 200 °Cまでの平均冷却速度が適正 であるため、 得られた硬さは （最高焼入れ硬さ一 10) よりも低く、 また （最高焼 入れ硬さ一 100)よりも高い。
比較例である試験 No. 5は、 臨界冷却速度以上で冷却しているが、 Ms点から 200 tまでの平均冷却速度が遅いため、 十分な硬さが得られていない。 また、 やはり 比較例である試験 No. 6は、 Ms点から 200 °Cまでの平均冷却速度が速すぎるため、 硬くなりすぎている。 ここに、 「硬すぎる」 との意味は、 硬さの絶対値が高いと いうことではなく、 最高焼き入れ硬さに近いということである。
本発明例である試験 No. 2の鋼板について、 大気雰囲気の加熱炉内で 900 °C X 5 分加熱して、 加熱炉より取り出し、 ハツ ト型の熱間プレス成形 [ブランクサイズ ： 1. 0 t X 80 WX 320 L (ram)] を行った。
このときのハツ 卜成形法の模式図を図 1に示す。 採用した熱間プレス成形条件 は、 成形高さ 70 ram 、 Rd (ダイス肩部 R ) 8 mm, Rp (パンチ肩部 R) 8 mm. クリ ァランス 1. 0腿、 しわ押さえ力 12. 7 kN であった。
また、 熱間プレス成形品のパンチ底部、 側壁中央部、 フランジ部について、 ビ ッカース硬さ測定 （荷重 9. 8 N 、 測定数： 5)を行った。 さらに、 各部位に熱電対 を貼付し、 その部位の冷却速度も測定した。 結果を表 3にまとめて示す。 表 3
Figure imgf000011_0001
各部位での Ms点から 200 °Cまでの平均冷却速度が適正であるため、 良好な硬さ が得られている。 また同じ部材中での硬さのばらつきも小さいことがわかる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で、 C ： 0.15〜0.45%、 Mn： 0.5〜3.0 %、 Cr： 0.1〜0.5 %、 Ti ： 0.01〜0.1 %、 B ： 0.0002〜0.004 %, Si： 0.5 %以下、 P： 0.05%以下、 S :0.05%以下、 A1： 1%以下、 N： 0.01%以下を含有し、 かつ Ni： 2 %以下、 Cu ： 1 %以下、 Mo： 1 %以下、 V： 1 %以下、 および Nb： 1 %以下の 1種または 2 種以上を含有し、 残部 Feおよぴ不可避的不純物から本質的になる鋼組成を有する 鋼板を、 Ac3 点以上の温度に加熱，保持した後、 最終製品形状への成形を行う方 法であって、 成形中または成形後の成形温度からの冷却に際して、 成形部材の Ms 点までの冷却速度が臨界冷却速度以上で、 かつ Ms点から 200 °Cまでの平均冷却速 度が 25〜150 °C/sで冷却して焼入れ処理を行う、 熱間成形法。
2. 前記成形をプレス成形用金型を用いて行う請求項 1記載の熱間成形法。
3. 前記成形をプレス成形用金型を用いて成形後、 金型間に水を注入して冷却 する請求項 1または 2記載の熱間成形法。
4. 質量0 /0で、 C ： 0.15〜0.45%、 Mn: 0.5〜3.0 %、 Cr： 0.1〜0.5 %、 Ti :0.01〜0.1 %、 B ： 0.0002〜0.004 %、 Si： 0.5 %以下、 P ： 0.05%以下、 S :0.05%以下、 A1： 1%以下、 N： 0.01%以下を含有し、 かつ Νί： 2 %以下、 Cu ： 1 %以下、 Mo： 1 %以下、 V： 1 %以下、 および Nb： 1 %以下の 1種または 2 種以上を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物から本質的になる鋼組成を有する 鋼板から構成され、 熱間成形後の硬さが、 ビッカース硬さで、 （最高焼入れ硬さ -10) 未満、 かつ （最高焼入れ硬さ一 100)以上であることを特徴とする、 熱間成 形部材。
5. 前記熱間成形が熱間プレス成形である請求項 4記載の熱間成形部材。
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