WO2010032776A1 - ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法 - Google Patents

ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法 Download PDF

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瀬沼　武秀
吉田　寛
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国立大学法人岡山大学
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-pressed steel plate member having a martensitic microstructure and a method for manufacturing the same.
  • Steel plates are often used for automobiles. Various weight reductions are applied to automobiles in order to improve fuel efficiency. Steel plate members are also targeted for weight reduction. That is, it is required to reduce the thickness and weight by increasing the strength of the steel plate member.
  • steel plate members used in automobiles are often used for members intended to protect passengers in the event of a collision, such as door impact beams and center pillar reinforcements. Therefore, such a steel plate member must be able to reliably maintain a predetermined strength.
  • the steel plate member when manufacturing a high-strength steel plate member used in automobiles by using a hot stamping technology, in a general hot stamping technology, the steel plate member is heated above the transformation point and pressed using a mold in the austenite region. While it is molded, it is transformed into martensite by removing heat with a mold.
  • a steel plate member having a predetermined shape using a hot stamping technique has a toughness value because it remains in a quenched structure.
  • a steel plate member or steel material may be tempered after processing by the hot stamping technique.
  • the present inventors have conducted research and development to provide a steel member having high strength and high toughness by further reducing the average particle size of the martensite phase, and have reached the present invention.
  • the steel plate member subjected to the hot press processing of the present invention has a C content of 0.15 to 0.4% by weight in the chemical composition of the steel plate, a Mn content or a total of at least one of Cr, Mo, Cu, Ni and Mn. Is 1.0 to 5.0% by weight, at least one of Si and Al is 0.02 to 2.0% by weight, the balance is Fe and inevitable impurities, and the average particle size of the martensite phase is physical properties It is 5 ⁇ m or less, has a tensile strength of 1200 MPa or more, and is achieved by applying a specific hot press process.
  • the hot-pressed steel sheet member of the present invention is characterized in that the content of at least one of B, Ti, Nb, and Zr is 0.1% by weight or less, and has a thickness of 0.1 to It is also characterized by having a 20 ⁇ m plating film.
  • the C content is 0.15 to 0.4% by weight, the Mn content or the total content of at least one of Cr, Mo, Cu, Ni and Mn.
  • a raw steel plate having a chemical composition composed of 1.0 to 5.0% by weight, at least one of Si or Al content of 0.02 to 2.0% by weight and the balance of Fe and inevitable impurities is used.
  • the steel plate member contains at least one of B, Ti, Nb, and Zr at a content of 0.1% by weight or less, during the cooling step. It is also characterized by performing press processing to form a steel plate member into a predetermined shape at least once before reaching the Ms point, and performing cold rolling with a rolling rate of 30% or more on the steel plate member before the heating step. Is.
  • the average particle size in the martensite phase can be 5 ⁇ m or less, it is possible to provide a high-strength steel plate member having a tensile strength of 1200 MPa or more while improving toughness.
  • the metal structure of the steel plate member particularly the average particle size of the martensite phase is 5 ⁇ m or less, and the strength is improved while improving toughness. is there.
  • the steel sheet member of the present invention has a tensile strength of 1200 MPa or more.
  • the steel plate member is not limited to the case where it is a martensite single phase. It is only necessary that the average particle size of the martensite phase is 5 ⁇ m or less in the region that is the martensite phase. In addition, the average particle diameter of a martensite phase is an average value of the crystal particle diameter of a martensite phase.
  • Such a steel plate member has a C content of 0.15 to 0.4% by weight, an Mn content or a total content of at least one of Cr, Mo, Cu, and Ni and Mn of 1.0 to 5.0% by weight, Si or Al. Is contained in an amount of 0.02 to 2.0% by weight, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet member was heated to a maximum heating temperature T ° C. of 675 to 950 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./second or more, and the maximum heating temperature T ° C. was maintained in (40 ⁇ T / 25) seconds or less. Then, the martensite phase is generated by performing hot press processing which cools while pressing to the Ms point or less which is the formation temperature of the martensite phase at a cooling rate of 1.0 ° C./second or more from the maximum heating temperature T ° C.
  • the average particle size of the martensite phase can be 5 ⁇ m or less, and a high strength and high toughness steel material or steel plate member having a tensile strength of 1200 MPa or more can be obtained. Furthermore, the average particle size of the martensite phase can be further reduced by containing at least one of B, Ti, Nb, and Zr in a content of 0.1 wt% or less in the steel plate member.
  • C content 0.22% by weight
  • Mn content 3.0% by weight
  • Si content 0.05% by weight
  • Al content 0.05% by weight
  • Ti content 0.02% by weight
  • B content 0.002% by weight
  • a steel plate having a thickness of 1.4 mm was prepared using steel composed of Fe and inevitable impurities as the balance. This steel plate member was cold-rolled at a rolling rate of 60%.
  • the steel plate members were heated at a maximum temperature T of 650 ° C., 700 ° C., 775 ° C., 850 ° C., 950 ° C. and 1000 ° C. at a rate of temperature increase of 200 ° C./second, respectively.
  • the temperature was maintained for 0.1 second, and then cooled to the Ms point or lower, which is the formation temperature of the martensite phase, at a cooling rate of 10 ° C./second.
  • the maximum temperature T was 1000 ° C.
  • the retention time of the maximum temperature T was 4 seconds.
  • the steel plate member was heated by energization heating, and the steel plate member was cooled by natural cooling.
  • the steel plate member was subjected to a hat-type press forming while being lowered by 100 to 150 ° C from the maximum temperature T, and further lowered by 50 to 100 ° C. The steel plate member was punched.
  • test pieces were cut out from the top of the hat-shaped steel plate member, and subjected to a tensile test and a Charpy impact test. In the Charpy impact test, three test pieces were stacked.
  • Table 1 shows the average particle diameter, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase at each maximum temperature T.
  • the transition temperature is an index of toughness, and the lower the toughness, the higher the value.
  • FIG. 1 is an SEM photograph image of the martensite phase in the case of experiment number 6.
  • each Ms is a martensite phase generation temperature at a cooling rate of 10 ° C./second.
  • photographed the martensite phase at the time of cooling to the point or less is shown in FIG.
  • the average particle size of the martensite phase was 1.7 ⁇ m
  • the tensile strength was 1532 MPa
  • the transition temperature was ⁇ 70 ° C.
  • the maximum temperature T was set to 800 ° C., and the rate of temperature increase was set to 5 ° C./second, 15 ° C./second, and 200 ° C./second as in Example 1.
  • a test piece was prepared. Each temperature was held for 0.1 seconds at the maximum temperature T, and then cooled to a temperature below the Ms point, which is the martensite phase formation temperature, at a cooling rate of 10 ° C./second.
  • Table 2 shows the average particle size, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase at each rate of temperature increase.
  • the rate of temperature increase is 10 ° C./second or more.
  • the rate of temperature increase is 200 ° C./second and the maximum temperature reached is 950 ° C.
  • the average particle size of the martensite phase is 1.9 ⁇ m.
  • the heating rate is preferably 200 ° C./second or more.
  • the upper limit of the heating rate depends on the ability of the heating device for heating the steel plate member. However, when the heating device is an energization heating device, heating is performed at 200 ° C./second or more without any problem because high-speed heating is easy. be able to.
  • Example 1 Using the steel plate member having the composition of Example 1 described above, the maximum temperature T was 800 ° C., the rate of temperature increase was 200 ° C./second, and the temperature holding time at the maximum temperature T was 0.1 seconds, 2.0 seconds, The test piece similar to Example 1 was produced as second.
  • the steel plate members were each cooled to a temperature below the Ms point, which is the martensite phase formation temperature, at a cooling rate of 10 ° C./second.
  • the test piece with a temperature holding time of 0.1 second is the test piece of Experiment No. 9 in Example 2 described above.
  • Table 3 shows the average particle size, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase at each temperature holding time.
  • the temperature holding time is preferably shorter as the temperature of the maximum temperature T is higher, and is preferably (40 ⁇ T / 25) seconds or less.
  • the temperature holding time is desirably (40 ⁇ T / 25) seconds or less with respect to the maximum temperature T, and if the steel sheet member cannot be cooled immediately after heating due to the structure of the apparatus, the maximum temperature is reached. It is desirable that a margin be provided by setting T to the lowest possible temperature of 675 to 950 ° C.
  • Example 1 Using the steel plate member having the composition of Example 1 described above, the maximum temperature T was 800 ° C., the rate of temperature increase was 200 ° C./second, the temperature holding time at the maximum temperature T was 0.1 seconds, and the steel plate member was 0.5 ° C.
  • a test piece similar to that of Example 1 was manufactured by cooling to the Ms point or less at respective cooling rates of 10 ° C./second, 10 ° C./second, and 80 ° C./second.
  • the test piece which made the cooling rate 10 degree-C / sec is a test piece in the experiment number 9 of Example 2 mentioned above.
  • Table 4 shows the average particle size, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase at each cooling rate.
  • the steel plate member may be cooled using a coolant such as water.
  • the cooling rate is too high, press working for forming the steel plate member into a predetermined shape may not be completed before reaching the Ms point, so about 1.0 to 100 ° C./second is desirable. If possible, the cooling rate may be 100 ° C./second or more.
  • the cooling rate can be determined in consideration of the time required for pressing. desirable.
  • the pressing may be performed not only in one step but also in multiple steps. By performing the pressing at a temperature higher than the Ms point, excellent shape freezing property can be obtained. Can do.
  • the cold rolling process was performed at a rolling rate of 60% and the thickness was 1.4 mm.
  • the rolling rate was 0%
  • a test piece was prepared when the thickness dimension of the member was increased.
  • the maximum temperature T was 800 ° C.
  • the temperature increase rate was 200 ° C./second
  • the temperature holding time at the maximum temperature T was 0.1 seconds.
  • the cooling rate was 3 ° C./second for a test piece having a rolling rate of 0% and a thickness of 1.4 mm, and 10 ° C./second for a test piece having a rolling rate of 0% and a thickness of 4.2 mm.
  • Table 5 shows the average particle diameter, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase in the test piece.
  • the martensite phase is refined and toughened in the steel plate member without performing cold rolling.
  • the average particle size of the martensite phase is about 3.0 ⁇ m, but as shown in Examples 1 to 4, by performing cold rolling at a rolling rate of 60%, Since the average particle size is about 2.0 ⁇ m, the toughness can be improved by cold rolling.
  • the cold rolling process is performed at a rolling rate of about 30%, and the refinement effect is saturated in the high rolling rate region, and the cold rolling process is performed. Since the processing cost increases, the upper limit of the rolling rate is about 95%.
  • the thickness of the steel plate member is preferably up to about 5.0 mm in order to perform rapid heating at a heating rate of 50 ° C./second or more as uniformly as possible.
  • a large steel plate member can also be used.
  • the steel plate member is thinner than 0.1 mm, deformation may occur during rapid heating at a heating rate of 50 ° C / second or more, so the lower limit is set to 0.1 mm or deformation due to heating is prevented. It is desirable to use an auxiliary jig or the like.
  • a steel plate member having a thickness of 1.4 mm was produced using the steel types in the composition table shown in Table 6 below.
  • the maximum temperature T is 800 ° C.
  • the rate of temperature increase is 200 ° C./second
  • the temperature holding time at the maximum temperature T is 0.1 seconds
  • the steel plate member is Ms point or less at a predetermined cooling rate. The sample was cooled while being pressed until the same test piece as in Example 1 was produced.
  • the unit of the composition table is% by weight, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • Table 7 shows the average grain size, tensile strength, and transition temperature of the martensite phase in the test pieces of each of the steel types A to L.
  • transition temperature is high in steel type E where C is as high as 0.50% by weight, and conversely, in steel type G where C is as low as 0.10% by weight, the average grain size of martensite grains The diameter is coarse. Moreover, transition temperature is high in steel type H in which Mn is as high as 6.2% by weight.
  • the steel sheet member has a C content of 0.15 to 0.4% by weight, an Mn content of 1.0 to 5.0% by weight, a content of at least one of Si or Al of 0.02 to 2.0% by weight, the balance being Fe and Inevitable impurities are desirable.
  • the amount of Mn used may be suppressed by substituting a part of Mn with at least one of Cr, Mo, Cu, Ni. Cr, Mo, Cu, Ni
  • the total content of at least one of the above and Mn may be 1.0 to 5.0% by weight.
  • Si or Al can be added 0.02% by weight or more to reduce dissolved oxygen and suppress the generation of voids in the steel.
  • the average particle size of the martensite phase is reduced.
  • the content is preferably 0.02 to 2.0% by weight.
  • the martensite phase it is desirable to contain at least one of B, Ti, Nb, and Zr. Particularly, when 0.1% by weight or more is added, the refinement effect is saturated. Therefore, it is desirable to make it 0.1% by weight or less.
  • Such a steel plate member can be provided with a plating film having a thickness of 0.1 to 20 ⁇ m to prevent scale from being generated on the surface of the steel plate member using this plating film as a protective film.
  • the plating film a Ni electroplating film, a Cr electroplating film, a hot dip galvanizing film, a hot dip aluminum plating film, or the like can be used, and the required film thickness may be used as necessary.
  • the plating film may be 20 ⁇ m or more, but 20 ⁇ m or less is sufficient because the protective effect of the plating film is saturated.
  • the steel plate member has a C content of 0.15 to 0.4 wt%, a Mn content, or a total content of Mn and at least one of Cr, Mo, Cu, Ni in the chemical composition of the steel plate.
  • martensite After heating to 950 ° C maximum heating temperature T ° C and holding the maximum heating temperature T ° C for (40-T / 25) seconds or less, martensite at a cooling rate of 1.0 ° C / second or more from the maximum heating temperature T ° C.
  • a hot press process that cools while pressing to the Ms point or lower, which is the production temperature of the steel sheet, in the physical properties, it can be a steel plate member having a microstructure with an average grain size of martensite grains of 5 ⁇ m or less, Moreover, the tensile strength can be 1200 MPa or more.
  • the steel plate member can be made into a steel plate member or steel material having a microstructure with an average particle size of martensite grains of 2 ⁇ m or less by performing cold rolling with a rolling rate of 30% or more in advance,
  • the tensile strength can be 1500 MPa or more.
  • a steel plate member or steel material can be formed into a predetermined shape by pressing until the Ms point is reached, so high productivity is not lost.
  • Strength and high toughness steel plate members or steel materials can be manufactured.

Abstract

高強度・高靭性のホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法を提供するために、鋼板の化学的成分組成において、Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％, 残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板部材を、特定のホットプレス加工により、物理的性質をマルテンサイト相の平均粒径を５μｍ以下、引張強度を1200MPa以上とする。

Description

ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法
　本発明は、マルテンサイトの微細組織を有するホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法に関する。
　自動車には鋼板部材が多用される。燃費を向上させるために様々な軽量化が自動車に施される。鋼板部材も軽量化の対象である。すなわち、鋼板部材を高強度化することにより薄肉化して軽量化することが求められている。
　ただし、自動車に用いる鋼板部材は、ドアインパクトビームやセンターピラーリンフォースなどのように、衝突時における乗員保護を目的とした部材に用いられることが多い。したがって、そのような鋼板部材は所定の強度を確実に維持できるものでなければならない。
　特に、自動車に用いられる高強度な鋼板部材を、ホットスタンピング技術を用いて製造する場合、一般的なホットスタンピング技術では、鋼板部材を変態点以上に加熱してオーステナイト域において金型を用いてプレス成形するとともに、金型で抜熱されることによりマルテンサイト変態させている。
　ホットスタンピング技術を用いて所定形状とされた鋼板部材は、焼入れ組織のままとなっているために、靭性値が低くなっていることが知られている。
　そこで、靭性値を向上させたい場合には、ホットスタンピング技術による加工後に、鋼板部材や鋼材に焼き戻し処理を行うことがある。
　また、鋼材の組成及び熱処理条件を適正化することによりマルテンサイト単相組織として、引張強度を880～1170MPaとする高引張冷延鋼板や（例えば、特許文献１参照）、占積率を80％以上としたマルテンサイト相の平均粒径を10μｍ以下とし、引張強度を780MPa以上とする高強度鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
特許第３７２９１０８号公報 特開２００８－０３８２４７号公報
　しかしながら、マルテンサイト単相組織とした高引張冷延鋼板や、占積率80％以上としたマルテンサイト相の平均粒径を10μｍ以下とした高強度鋼では、実施例に限界が示されているように、平均粒径を５μｍ以下にすることは難しく、引張強度が1200MPaを超える鋼材で靭性を確保するのが難しかった。
　本発明者らはこのような現状に鑑み、マルテンサイト相の平均粒径をより微細化することにより高強度、高靭性とした鋼板部材を提供すべく研究開発を行い、本発明に至った。
　本発明のホットプレス加工を施した鋼板部材は、鋼板の化学的成分組成においてＣ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物であり、物理的性質においてマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下で、引張強度が1200MPa以上であり、特定のホットプレス加工を施すことにより達成される。
　さらに、本発明のホットプレス加工を施した鋼板部材は、Ｂ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種の含有量が、0.1重量％以下であることにも特徴を有し、表面に厚さ0.1～20μｍのめっき被膜を有することにも特徴を有するものである。
　また、本発明のホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法では、Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学的成分組成の原料鋼板を用い、該原料鋼板をホットプレスにより物理的性質をマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下で、引張強度が1200MPa以上にする鋼板部材の製造方法であって、そのホットプレス加工が10℃／秒以上の昇温速度で675～950℃の最高加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、（40－Ｔ／25）秒間以下で最高加熱温度Ｔ℃を保持する温度保持工程と、最高加熱温度Ｔ℃から1.0℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下までプレスしながら冷却する冷却工程を有するものである。
　さらに、本発明のホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法では、鋼板部材がＢ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種を0.1重量％以下の含有量で含有していること、冷却工程中においてMs点に達するまでに鋼板部材を所定形状に成形するプレス加工を１回以上行うこと、加熱工程の前に鋼板部材に圧延率30％以上の冷延加工を行っていることにも特徴を有するものである。
　本発明によれば、マルテンサイト相における平均粒径を５μｍ以下とすることができるので、靭性を向上させながら引張強度を1200MPa以上とした高強度の鋼板部材を提供できる。
実験番号６の鋼板部材におけるマルテンサイト相を撮影したＳＥＭ写真画像である。 本発明のホットプレス加工を施した実験番号３の鋼板部材におけるマルテンサイト相を撮影したＳＥＭ写真画像である。
　本発明のホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法では、鋼板部材における金属組織、特にマルテンサイト相の平均粒径を５μｍ以下とすることにより、靭性を向上させながら高強度としているものである。特に、本発明の鋼板部材は、引張強度が1200MPa以上となっている。
　ここで、鋼板部材はマルテンサイト単相となっている場合に限定するものではない。マルテンサイト相となっている領域で、そのマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下となっていればよい。なお、マルテンサイト相の平均粒径とは、マルテンサイト相の結晶粒径の平均値である。
　このような鋼板部材は、Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物で構成している。
　そして、この鋼板部材を、10℃／秒以上の昇温速度で675～950℃の最高加熱温度Ｔ℃まで加熱して、（40－Ｔ／25）秒間以下で最高加熱温度Ｔ℃を保持した後、最高加熱温度Ｔ℃から1.0℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下までプレスしながら冷却するホットプレス加工を施すことによりマルテンサイト相を生じさせている。
　しかも、マルテンサイト相の平均粒径は５μｍ以下とすることができ、引張強度が1200MPa以上の高強度で高靱性の鋼材または鋼板部材とすることができる。さらに、鋼板部材には、Ｂ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種を0.1重量％以下の含有量で含有させておくことにより、マルテンサイト相の平均粒径をより小さくすることができる。
　以下において、実施例を示しながら詳説する。
　まず、
　　Ｃ含有量：0.22重量％、
　　Mn含有量：3.0重量％、
　　Si含有量：0.05重量％、
　　Al含有量：0.05重量％、
　　Ti含有量：0.02重量％、
　　Ｂ含有量：0.002重量％
として、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を用い、厚さ1.4mmの板状の鋼板部材を作製した。この鋼板部材には、圧延率60％の冷延加工を行った。
　この鋼板部材に対して、最高到達温度Ｔを650℃、700℃、775℃、850℃、950℃、1000℃として、それぞれ昇温速度200℃／秒で加熱し、各最高到達温度Ｔでそれぞれその温度を0.1秒間保持し、その後、10℃／秒の冷却速度でそれぞれマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下まで冷却した。ただし、最高到達温度Ｔを1000℃とした場合には、最高到達温度Ｔの保持時間を４秒とした。鋼板部材の加熱は通電加熱によって行い、鋼板部材の冷却は自然冷却によって行った。
　さらに、最高到達温度ＴからMs点以下まで冷却する途中、最高到達温度Ｔから100～150℃低下した状態で、鋼板部材にはハット型のプレス成形を行い、さらに、50～100℃低下した状態で、鋼板部材には打ち抜き加工を行った。
　鋼板部材が十分冷却した後、ハット型とした鋼板部材のうち頭頂部部分から試験片をそれぞれ切り出して、引張試験及びシャルピー衝撃試験を行った。なお、シャルピー衝撃試験の際には、３枚の試験片を重ねた状態で行った。
　各最高到達温度Ｔでのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表１に示す。なお、遷移温度は靭性の指標であって、靭性の小さいものほど高い値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、最高到達温度Ｔを650℃とした場合には、オーステナイト相への逆変態が十分に起きていないためにマルテンサイト相が十分に生成されておらず、組織の平均粒径が大きく、遷移温度も高くなっているものと考えられる。
　一方、最高到達温度Ｔを1000℃とした場合には、組織が粗大化し、遷移温度が高くなっている。図１は、実験番号６の場合におけるマルテンサイト相を撮影したＳＥＭ写真画像である。
　この実験結果から、最高到達温度Ｔは675～950℃が望ましいと考える。なお、最高到達温度Ｔを775℃として昇温速度200℃／秒で加熱し、最高到達温度Ｔを1.0秒間保持した後、10℃／秒の冷却速度でそれぞれマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下まで冷却した場合におけるマルテンサイト相を撮影したＳＥＭ写真画像を図２に示す。この場合では、マルテンサイト相の平均粒径は1.7μｍであり、引張強度は1532MPaであり、遷移温度は-70℃であった。
　上記した実施例１の組成の鋼板部材を用い、最高到達温度Ｔを800℃として、昇温速度を、5℃／秒と、15℃／秒と、200℃／秒として実施例１と同様に試験片を作製した。なお、最高到達温度Ｔでそれぞれその温度を0.1秒間保持し、その後、10℃／秒の冷却速度でそれぞれマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下まで冷却した。
　各昇温速度でのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、昇温速度は５℃／秒の場合には、マルテンサイト相の組織が粗大化し、遷移温度が高くなっている。
　この実験結果から、昇温速度は10℃／秒以上であればよい。一方、表１の実験番号５の結果から、昇温速度が200℃／秒で、最高到達温度が950℃の場合、マルテンサイト相の平均粒径が1.9μｍであるので、平均粒径を微細にするには、昇温速度は200℃／秒以上が望ましい。なお、昇温速度の上限は、鋼板部材を加熱する加熱装置の能力に依存するが、加熱装置が通電加熱装置の場合、高速加熱が容易なため、特に問題なく200℃／秒以上で加熱することができる。
　上記した実施例１の組成の鋼板部材を用い、最高到達温度Ｔを800℃、昇温速度を200℃／秒とし、最高到達温度Ｔでの温度保持時間を0.1秒と、2.0秒と、12秒として実施例１と同様の試験片を作製した。なお、鋼板部材は、10℃／秒の冷却速度でそれぞれマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下まで冷却した。温度保持時間を0.1秒とした試験片は、上記した実施例２の実験番号９での試験片である。
　各温度保持時間でのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、温度保持時間が12秒と長くなると、組織が粗大化し、遷移温度が高くなっている。すなわち、温度保持時間はできるだけ短い方が望ましい。
　特に、温度保持時間は最高到達温度Ｔの温度が高ければ高いほど短い方がよく、（40－Ｔ／25）秒間以下であることが望ましいことを知見した。
　すなわち、温度保持時間は、最高到達温度Ｔに対して（40－Ｔ／25）秒間以下であることが望ましく、装置の構成上、鋼板部材を加熱した後に直ちに冷却できない場合には、最高到達温度Ｔは675～950℃のうちのできるだけ低い温度として、マージンを設けておくことが望ましい。
　上記した実施例１の組成の鋼板部材を用い、最高到達温度Ｔを800℃、昇温速度を200℃／秒、最高到達温度Ｔでの温度保持時間を0.1秒とし、鋼板部材を、0.5℃／秒と、10℃／秒と、80℃／秒のそれぞれの冷却速度でMs点以下まで冷却して実施例１と同様の試験片を作製した。なお、冷却速度を10℃／秒とした試験片は、上記した実施例２の実験番号９での試験片である。
　各冷却速度でのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、冷却速度が0.5℃／秒と遅くなると、組織が粗大化し、遷移温度が高くなっている。すなわち、冷却速度はできるだけ速い方が望ましい。冷却速度を速くするために、鋼板部材を水などの冷却剤を用いて冷却してもよい。
　ただし、冷却速度を速くしすぎると、Ms点に達するまでに鋼板部材を所定形状に成形するプレス加工が終了しないおそれがあるので、1.0～100℃／秒程度が望ましい。なお、可能であれば、冷却速度を100℃／秒以上としてもよい。
　Ms点以下で鋼板部材にプレス加工を行った場合には、形状凍結性の劣化や耐遅れ破壊性の劣化を招きやすくなるので、プレス加工に要する時間を考慮して冷却速度を決定することが望ましい。
　プレス加工は、鋼板部材の温度がMs点に達していなければ１段だけでなく複数段行ってもよく、Ms点よりも高い温度でプレス加工を行うことにより、優れた形状凍結性を得ることができる。
　上記した実施例１の組成の鋼板部材では、圧延率60％の冷延加工を行い、厚さを1.4mmとしているが、冷延加工を行わない場合、すなわち圧延率０％であって、鋼板部材の厚み寸法を大きくした場合の試験片を作製した。なお、この試験片の作製においては、最高到達温度Ｔを800℃、昇温速度を200℃／秒、最高到達温度Ｔでの温度保持時間を0.1秒とした。また、冷却速度は、圧延率０％で厚み1.4mmの試験片は３℃／秒とし、圧延率０％で厚み4.2mmの試験片は10℃／秒とした。
　上記試験片でのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　このように、冷延加工を行わなくても鋼板部材ではマルテンサイト相が微細化し、高靭性化していることがわかる。
　ただし、冷延加工を行わない場合には、マルテンサイト相の平均粒径が3.0μｍ程度であるが、実施例１～４に示すように、圧延率60％で冷延加工をすることにより、平均粒径が2.0μｍ程度となるので、冷延加工により靭性を向上させることができる。
　なお、マルテンサイト相の平均粒径が2.0μｍ程度となるには、圧延率30％程度で冷延加工を行っていればよく、高圧延率域では微細化効果が飽和状態となり、しかも冷延加工の加工コストが増大することから、圧延率は95％程度が上限となる。
　また、鋼板部材の厚みは、50℃／秒以上の昇温速度による急速加熱をできるだけ均一に行うために、5.0mm程度までの厚さとすることが望ましいが、均一加熱が可能であればさらに厚みの大きい鋼板部材を用いることもできる。
　なお、鋼板部材は、0.1mmよりも薄くすると、50℃／秒以上の昇温速度による急速加熱の際に変形が生じるおそれがあるので、0.1mmを下限とするか、加熱にともなう変形を防止する補助治具などを用いることが望ましい。
　下表の表６に示す成分表の鋼種を用いて、厚さ1.4mmの板状の鋼板部材を作製した。この鋼板部材に対して、最高到達温度Ｔを800℃、昇温速度を200℃／秒、最高到達温度Ｔでの温度保持時間を0.1秒とし、鋼板部材を、所定の冷却速度でMs点以下までプレスしながら冷却して、実施例１と同様の試験片を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　なお、成分表の単位は重量％であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
　各鋼種Ａ～Ｌの試験片でのマルテンサイト相の平均粒径と、引張強度と、遷移温度を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、Ｃが0.50重量％と多くなっている鋼種Ｅでは遷移温度が高くなっており、逆に、Ｃが0.10重量％と少なくなっている鋼種Ｇではマルテンサイト粒の平均粒径が粗大化している。また、Mnが6.2重量％と多くなっている鋼種Ｈでは遷移温度が高くなっている。
　このことから、鋼板部材は、Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物であることが望ましい。
　なお、鋼種Ｉ～Ｌに示すように、Mnの一部をCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種で代替することによりMnの使用量を抑制してもよく、Cr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量を1.0～5.0重量％としてもよい。
　また、SiまたはAlは、0.02重量％以上添加することにより溶存酸素を低減して、鋼中のボイドの発生を抑制することができる一方、0.2重量％以上添加するとマルテンサイト相の平均粒径が粗大化するため、0.02～2.0重量％であることが望ましい。
　さらに、マルテンサイト相を微細化させるためには、Ｂ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種を含有させていることが望ましく、特に、0.1重量％以上添加した場合には、微細化効果が飽和状態となるため、0.1重量％以下とすることが望ましい。
　このような鋼板部材には、厚さ0.1～20μｍのめっき被膜を設けることにより、このめっき被膜を保護膜として鋼板部材の表面にスケールが発生することを防止できる。
　めっき被膜としては、Ni電気めっき被膜、Cr電気めっき被膜、溶融亜鉛めっき被膜、溶融アルミめっき被膜などを用いることができ、必要に応じて所要の膜厚としてよい。なお、めっき被膜は20μｍ以上としてもよいが、めっき被膜による保護効果が飽和状態となるため、20μｍ以下で十分である。
　上述したように、鋼板部材は、鋼板の化学的成分組成において、Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物とし、この鋼板部材を10℃／秒以上の昇温速度で675～950℃の最高加熱温度Ｔ℃まで加熱して、（40－Ｔ／25）秒間以下で最高加熱温度Ｔ℃を保持した後、最高加熱温度Ｔ℃から1.0℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイトの生成温度であるMs点以下までプレスしながら冷却するホットプレス加工を施すことにより、物理的性質において、マルテンサイト粒の平均粒径が５μｍ以下の微細組織を有する鋼板部材とすることができ、しかも、引張強度を1200MPa以上とすることができる。
　さらに、鋼板部材は、あらかじめ圧延率30％以上の冷延加工を行っておくことにより、マルテンサイト粒の平均粒径が２μｍ以下の微細組織を有する鋼板部材あるいは鋼材とすることができ、しかも、引張強度を1500MPa以上とすることができる。
　しかも、冷却速度を1.0℃／秒以上と小さくできるので、Ms点に達するまでに鋼板部材あるいは鋼材をプレス加工によって所定形状への成形加工を行うことができるので、生産性を損なうことなく、高強度・高靱性の鋼板部材あるいは鋼材を製造できる。

Claims (7)

  1. 鋼板の化学的成分組成はＣ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物であり、
    物理的性質はマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下で、引張強度が1200MPa以上であるホットプレス加工を施した鋼板部材。
  2. 　Ｂ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種の含有量が、0.1重量％以下である請求項１記載のホットプレス加工を施した鋼板部材。
  3. 　表面に厚さ0.1～20μｍのめっき被膜を有する請求項１または請求項２に記載のホットプレス加工を施した鋼板部材。
  4. 　Ｃ含有量が0.15～0.4重量％、Mn含有量またはCr,Mo,Cu,Niの少なくとも１種とMnとの合計の含有量が1.0～5.0重量％、SiまたはAlの少なくともいずれか一方の含有量が0.02～2.0重量％、残部がFe及び不可避的不純物からなる化学的成分組成の原料鋼板を用い、該原料鋼板をホットプレスにより物理的性質をマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下で、引張強度が1200MPa以上にする鋼板部材の製造方法であって、
    ホットプレス加工が
    10℃／秒以上の昇温速度で675～950℃の最高加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、
    　（40－Ｔ／25）秒間以下で前記最高加熱温度Ｔ℃を保持する温度保持工程と、
    　前記最高加熱温度Ｔ℃から1.0℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイト相の生成温度であるMs点以下までプレスしながら冷却する冷却工程と
    を有するホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法。
  5. 　前記鋼板部材が、Ｂ,Ti,Nb,Zrの少なくとも一種を、0.1重量％以下の含有量で含有している請求項４記載のホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法。
  6. 　前記冷却工程中において、前記Ms点に達するまでに前記鋼板部材を所定形状に成形するプレス加工を１回以上行う請求項４または請求項５に記載のホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法。
  7. 　前記加熱工程の前に、前記鋼板部材に圧延率30％以上の冷延加工を行う請求項４～６のいずれか１項に記載のホットプレス加工を施した鋼板部材の製造方法。
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