WO2010137619A1 - 高強度成形品及びその製造方法 - Google Patents

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中西　栄三郎
昌幸 三宅
長井　寿
早川　正夫
孟彦 板垣
隆彦 金井
宗久 八田
川嵜　一博
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日産自動車株式会社
独立行政法人物質・材料研究機構
高周波熱錬株式会社
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength molded product molded by, for example, high ductility die quenching, that is, hot pressing, and a manufacturing method thereof.
  • hot press members formed by hot pressing (also referred to as die quench or press quench) have been widely used as car body skeleton members for automobiles.
  • Such a hot press member is pressed while a member heated by a furnace or the like is transported into a mold by a transport device using a robot or the like while pressurizing the mold.
  • a hot press member is produced by cooling and quenching the member heated by the furnace etc. with the metal mold
  • the material structure remains so-called martensite and the elongation is small, so, for example, the application site of the hot press member is carefully selected in consideration of the load at the time of a vehicle collision. .
  • the application site of the hot press member is carefully selected in consideration of the load at the time of a vehicle collision. .
  • only a few parts are applicable to the body frame system member of the hot press member, and the application site has not been expanded.
  • Patent Document 1 discloses the use of a high-strength member for improving tough ductility
  • Patent Document 2 discloses the application of a steel sheet for hot rolling. .
  • the high-strength member according to Patent Document 1 is intended to improve toughness and ductility after molding cannot be said to be sufficient, and the use site is limited.
  • the hot-rolled steel sheet for hot pressing according to Patent Document 2 is a hot-rolled steel sheet suitable for hot pressing applications with reduced hardness variation, but does not have a strength comparable to that of a high-strength steel sheet. It is unsuitable for use as a vehicle body skeleton member.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength molded product having high ductility and a method for producing the same.
  • the first configuration of the present invention is a high-strength molded product obtained by heating a high-tensile steel plate to an austenite region, press-molding and cooling in a mold,
  • the metal structure is characterized by having a martensite structure in which carbides are finely dispersed in the entire region including the pre-austenite grain boundary.
  • the second configuration of the present invention is a high-strength molded product obtained by heating a high-tensile steel plate to an austenite region, press-molding and cooling in a mold, and the structure of the high-tensile steel plate
  • the pre-austenite particle size is 10 ⁇ m or less
  • the metal structure of the high-strength molded product has a martensite structure in which carbides are finely dispersed in the entire region including the pre-austenite grain boundary.
  • the third configuration of the present invention is a high-strength molded product obtained by heating a high-tensile steel plate to an austenite region, press-molding and cooling in a mold, and the structure of the high-tensile steel plate
  • the pre-austenite particle size is 10 ⁇ m or less
  • the metal structure of the high-strength molded product has a martensite structure in which carbides are finely dispersed in the entire region including the pre-austenite grain boundary.
  • the particle diameter of the carbide is preferably 10 nm or more.
  • the particle volume fraction of the carbide is preferably in the range of 1% to 10%.
  • the high-tensile steel plate is C (indicating carbon, the same applies hereinafter): 0.1 to 0.4%, Si (indicating silicon, the same applies hereinafter): 0.2 to 3%, Cr ( Chrome is shown. The same applies hereinafter): 0.1 to 5% is contained.
  • the high-tensile steel plate is C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.2 to 3%, Cr: 0.1 to 5%, Mo (molybdenum; the same applies hereinafter. ): 0.1 to 0.5% is contained.
  • the high-tensile steel plate further contains B (indicating boron; the same applies hereinafter): 0.0005 to 0.005%.
  • the metal structure of the high-strength molded product has a martensite structure in which carbides are finely dispersed in the entire region including the pre-austenite grain boundary. Therefore, the tensile strength is high and the ductility is high. is doing.
  • the method for producing a high-strength molded product of the present invention is to rapidly heat a high-tensile steel plate by energization heating or high-frequency heating, to heat to an austenite region, and to perform press molding and cooling in a mold. It is characterized by producing a high-strength molded product.
  • a high-strength molded article is obtained by subjecting a high-tensile steel plate in which carbide is finely dispersed in advance to a rapid heating treatment and quenching from a temperature of ⁇ 50 K to +50 K with respect to the Ac3 transformation temperature of the high-tensile steel plate. To leave undissolved carbides. Rapid heating from room temperature to the quenching temperature is preferably performed within 10 to 20 seconds.
  • a high-tensile steel sheet having a pre-austenite particle size of 10 ⁇ m or less in the structure is heated to the austenite region, and is press-formed and cooled in the mold, thereby having high tensile strength and high ductility. High strength molded articles can be produced.
  • a high-strength molded article having high ductility and a method for producing the same are provided.
  • FIG. 1 It is a perspective view which shows the body structure of a motor vehicle as an application example of the high strength molded article which concerns on embodiment of this invention. It is a figure which shows an example of a structure of the heating apparatus for the electrical heating used with the manufacturing method of the high intensity
  • FIG. 10 is a stress / strain diagram of the high-strength molded product of Example 10. It is a figure showing the electron microscope image which shows the metal structure of the high intensity
  • the high-strength molded article of the present invention is manufactured by heating a high-tensile steel plate to the austenite region, press-molding and cooling in a mold.
  • the high-tensile steel sheet has a martensite structure in which carbides are finely dispersed, and the pre-austenite particle size in the structure is preferably 10 ⁇ m or less.
  • the metal structure of the high-tensile steel plate is finely dispersed in the entire region including the pre-austenite grain boundary. For this reason, the finely dispersed carbide fine particles in the metal structure are not deposited in a film form on the pre-austenite grain boundary. By setting it as such a structure, it becomes a high strength molded article which improved ductility.
  • the heating of the high-tensile steel sheet to the austenite region is not particularly limited as long as a desired high-strength molded product is obtained, but (Ac3 transformation temperature ⁇ 50K) to (Ac3 transformation temperature + 50K). It is preferable to heat to the extent.
  • the metal structure of a high-strength molded product obtained by press-forming and cooling in a mold after heating a high-tensile steel plate becomes a martensite structure consisting of a refined pre-austenite grain size of 10 ⁇ m or less.
  • this martensite structure was found to be finely dispersed in the entire region of the metal structure including the pre-austenite grain boundary without carbides being deposited in a film form at the pre-austenite grain boundary as in the prior art. did. Thereby, a high-strength molded product having excellent ductility can be obtained.
  • Constituent element C C is the most effective element for increasing the strength. In order to obtain a strength of 980 MPa or more, it is preferable to contain 0.1% or more of C. However, if it exceeds 0.4%, it tends to cause toughness deterioration. It was supposed to contain.
  • the component element Si Si is an element effective for deoxidation and strength increase. Therefore, the content of Si is preferably 0.2% or more including that added as a deoxidizer and remaining in the steel. However, since excessive addition may cause toughness deterioration, the upper limit is preferably made 3%.
  • Component Element Cr Cr is an element effective for improving the hardenability, and is an element effective for increasing the strength of the steel sheet by dissolving in cementite. Therefore, in order to ensure hardenability and strength, the content is 0.1% or more. On the other hand, if Cr is added excessively, the effect is saturated and the toughness is lowered, so the upper limit was made 5%.
  • Mo Mo is an important element in the high-tensile steel sheet to be used, and is effective in stably generating martensite by cooling after heating the steel sheet. Moreover, Mo is effective for atomization by forming an alloy carbide. Such an effect appears at 0.1% or more. On the other hand, Mo is an expensive alloy element. Therefore, the content is 0.1 to 0.5%.
  • component element B B is an element effective in improving hardenability. In order to ensure hardenability and strength, the content is 0.0005% or more. On the other hand, when B is added excessively, the effect is saturated and the toughness is lowered, so the upper limit was made 0.005%.
  • the alloy carbide in the high-strength molded product obtained after reheating and cooling is used for the entire member.
  • a uniform fine structure is obtained, and ductility can be further improved.
  • the particle size of the metal carbide in the high-tensile steel plate is less than 0.01 ⁇ m, the effect cannot be expected, and if it exceeds 5 ⁇ m, it is too coarse and the ductility is lowered.
  • the pre-austenite particle size in the structure of the high-strength molded product is preferably 10 ⁇ m or less. Thereby, ductility can be further improved.
  • the pre-austenite particle size exceeds 10 ⁇ m, the effect of improving moldability such as deep drawability, stretchability, and shape freezeability is small.
  • the high-tensile steel plate include C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.2 to 3%, Cr: 0.1 to 5%, with the balance being substantially iron (Fe ) And inevitable impurities.
  • the high-tensile steel plate may have a composition in which Mo is further added to the above composition.
  • high-tensile steel sheets contain C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.2 to 3%, Cr: 0.1 to 5%, Mo: 0.1 to 0.5%
  • the balance can be substantially iron (Fe) and inevitable impurities.
  • These high-tensile steel sheets may further contain B in a proportion of 0.0005 to 0.005% in the above composition.
  • the composition of the high-tensile steel plate is not necessarily limited to these compositions.
  • the method for producing a high-strength molded product according to the present invention heats the high-tensile steel sheet rapidly by applying current heating or high-frequency heating using a heating device described later, thereby heating the austenite region,
  • This is a method of press molding and cooling in a mold.
  • the steel sheet can be heated uniformly, in a short time with high temperature accuracy, and in a state in which oxidation of the steel sheet surface is suppressed. It is not limited to what was produced by the simple manufacturing method.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the tensile strength and elongation of a hot-pressed member made of a high-strength molded product and a current steel plate according to an embodiment of the present invention.
  • the high-strength molded article manufactured by the above method has higher tensile strength and elongation as compared with the current steel plate (see reference B), for example, as shown by reference A in FIG. Have.
  • the hot press member (die quench) obtained by processing the present steel plate has a high tensile strength of about 1500 MPa as indicated by the symbol C, but its elongation is slightly over 5%.
  • the high-strength molded article according to the embodiment of the present invention has an elongation of 15% or more while having a tensile strength of about 1500 MPa or less than 1400 MPa, as indicated by symbols D and E. .
  • the elongation after cold press forming is about 10%. Therefore, the high-strength molded product according to the embodiment of the present invention is a conventional 980 MPa steel plate. It is also possible to apply to the part where is used.
  • the pre-austenite particle size becomes finer as the heating attainment temperature is lower as a feature of the microstructure obtained by heating for a short time.
  • the pre-austenite grain size of the steel sheet before die quenching is smaller than 10 ⁇ m.
  • FIG. 2 is an electron microscopic image showing a finely dispersed state of undissolved carbide when the heating temperature is low in an example of a high-strength molded product according to an embodiment of the present invention.
  • the electron acceleration voltage is 15 kV, and the magnification is 20,000 times. As shown in FIG.
  • the pre-austenite particle size in the high-strength molded product is, for example, about 3 ⁇ m.
  • the white grains shown in FIG. 2 are carbides dispersed in the martensite structure. It can be seen that the carbide is not deposited in the form of a film at the pre-austenite grain boundary and is finely dispersed in the entire region of the metal structure including the pre-austenite grain boundary. That is, in the metal structure of the high-strength molded article of the present invention, it is an important characteristic that the carbides are finely dispersed including the pre-austenite grain boundary, which is not found in the prior art. Conventionally, it has been difficult to suppress the precipitation of carbide in the form of a film at the pre-austenite grain boundary. When the heating temperature is high, undissolved carbides do not remain in the metal structure of the high-strength molded product.
  • the carbide dispersion state of the high-strength molded product in which the carbide is finely dispersed to obtain a martensite structure will be described.
  • the particle dispersion index of the carbide is defined by the following equation (1).
  • the particle dispersion index is an amount proportional to the strain hardening rate based on Ashby's strain hardening theory.
  • “Fine” in the fine dispersion means that the particle dispersion index of the carbide represented by the formula (1) is 0.02 or more.
  • 3A and 3B are diagrams showing the relationship of the intensity increment with respect to the particle spacing L, and FIG.
  • the horizontal axis indicates the particle spacing L (nm).
  • the vertical axis in FIG. 3A indicates (d) 1/2
  • the vertical axis in FIG. 3B indicates intensity increment (relative scale).
  • equation (1) is a linear gradient passing through the origin. The strain hardening rate is proportional to this linear gradient. For this reason, higher ductility can be obtained by increasing the linear gradient of the carbide particle dispersion, that is, by increasing the particle dispersion index.
  • the particle volume ratio is indicated by a dotted line, if the volume ratio is too large, it becomes a factor of ductility reduction, and if it is too small, the effect of improving strain hardening rate cannot be exhibited and ductility is not improved, so the upper limit is 10%, At least 1% is desirable.
  • the particle diameter is 10 nm or less, there is no effect of increasing the stress of the high-strength molded product. For this reason, the particle diameter is set to 10 nm or more for increasing the stress.
  • the intensity increase due to particle dispersion depends only on the particle interval, and is larger as the particle interval is smaller. Accordingly, the particle dispersion index needs to be 0.02 or more.
  • the particle dispersion index can be measured by the following procedure.
  • FIG. 4 is a diagram schematically showing a dispersion state of carbides. As shown in the figure, the carbide 2 is dispersed in the high-strength molded article 1. The particle diameter d and the particle interval L of the dispersed carbide 2 are obtained by the intercept method shown in FIG. Here, observation is made excluding carbide particles having a particle diameter d of 10 nm or less (d ⁇ 10 nm).
  • the metal structure of the high-strength molded article 1 for electron microscope observation can be flattened by the electropolishing method disclosed in Patent Document 3 and Non-Patent Document 1.
  • the case where the average value of each visual field has a so-called Bi-modal distribution is not applicable.
  • the particle diameter d and the particle interval L obtained by the equation (1) and the above measurement method are effective for obtaining a particle dispersion index that serves as an index for obtaining higher ductility.
  • the high-strength molded article according to the embodiment of the present invention can be applied to all machine parts, and can be used for various parts of a transportation vehicle, for example. Examples of such parts include various pillars used in the body structure, reinforcing members for bumpers, reinforcing materials for door guards such as guard bars, and the like.
  • FIG. 5 is a perspective view showing a body structure of an automobile as an application example of the high-strength molded product according to the embodiment of the present invention.
  • the high-strength molded article according to the embodiment of the present invention can be suitably used for pillars that require strength, particularly the front pillar 6 and the center pillar 7 in the body structure 5.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating an example of a configuration of a heating device for energization heating used in the method for manufacturing a high-strength molded product according to the embodiment of the present invention.
  • a heating apparatus 10 includes two electrodes 12 and 13 configured to be able to sandwich a high-tensile steel plate 11 to be heated at both ends, and pressurizing cylinders 14 and 15 that pressurize these electrodes 12 and 13 respectively. And a transformer 16 whose secondary side is connected to these electrodes 12 and 13, and an AC power source 18 connected to the primary side of this transformer 16 via a thyristor 17 for phase control.
  • the power from the AC power source 18 is phase-controlled by the thyristor 17, the power is controlled to the electrodes 12 and 13 through the transformer 16, and the high-tensile steel plate 11 is energized.
  • the dimensions of the high-tensile steel plate 11 are, for example, a width of 400 mm, a length of 800 mm, and a height of 1.6 mm.
  • the reciprocating length from the output lead wire 19 of the transformer 16 to the high-tensile steel plate 11 is the same.
  • the transformer 16 is arranged above the high-tensile steel plate 11 and wired so that the left and right output lead wires 19 have the same length.
  • FIG. 7 is a diagram showing an example of the configuration of a heating device for high-frequency induction heating used in the method for manufacturing a high-strength molded product according to the embodiment of the present invention.
  • the heating device 20 includes a heating coil 21 disposed so as to surround the high-tensile steel plate 11 to be heated, a transformer 22 whose secondary side is connected to the heating coil 21, and a primary side of the transformer 22.
  • the inverter 23 energizes the inverter 23 and the high-frequency power source 24 that feeds power to the inverter 23.
  • the heating coil 21 is preferably such that both ends are wound more densely than the center so that the high-tensile steel plate 11 can be uniformly heated to both ends.
  • a high-frequency current supplied from the high-frequency power source 24 via the inverter 23 is supplied to the heating coil 21 via the transformer 22 to inductively heat the high-tensile steel plate 11 disposed in the heating coil 21.
  • the high-tensile steel plate 11 is heated to about 950 ° C., for example.
  • rapid heating is possible as compared with the heating method in the conventional hot press working, that is, the method in which a high-tensile steel plate is sandwiched between heated steel materials.
  • the high-tensile steel plate 11 rapidly heated to about 950 ° C. by the heating device 10 or 20 is then mounted on a press mold by a robot or the like, pressed, and die-cooled, thereby achieving high ductility.
  • a high-strength molded article having the following is produced.
  • FIG. 8 is a graph showing a heating state of quenching by the heating device 20 of FIG.
  • the high-tensile steel plate is rapidly heated to the temperature T1 in 10 seconds by the heating device 20, and then is brought into the atmosphere or an inert gas atmosphere at a predetermined pressure, and is transferred into the mold to be used for the mold. By pressing while pressing, it is cooled by the mold and quenched.
  • helium (He) or nitrogen can be used as the inert gas.
  • the pressure is, for example, 0.5 MPa.
  • FIG. 9 is a graph showing a modification of quenching by the heating device 20 of FIG.
  • the high-tensile steel plate is again heated to the temperature T ⁇ b> 2 in 5 seconds with the heating device 20 and allowed to cool for 5 seconds.
  • the atmosphere or in an inert gas atmosphere of a predetermined pressure it is transferred into the mold and pressed while pressing the mold, so that the mold is cooled and quenched.
  • He or nitrogen can be used as the inert gas.
  • the pressure is, for example, 0.5 MPa.
  • the base material of the high-strength molded product is a high-tensile steel plate containing C: 0.18%, Mn: 0.4%, Mo: 0.30%. Furthermore, a high-tensile steel plate containing Si and Cr is used. The high-tensile steel plate has a width of 400 mm, a length of 800 mm, and a height of 1.6 mm.
  • the high-strength molded article of each Example was produced by the heating method of FIG. 8 or FIG. 9 described above.
  • FIG. 10 is a diagram showing the composition of Si and Cr of the high-tensile steel plate, the production conditions of the high-strength molded product of the example by the heating device 20, and the hardness of the high-strength molded product after production.
  • Si: 0.2% and Cr: 1% are further added to the above composition.
  • T1 was set to 1000 ° C., heating was performed for 5 seconds until T1, and die quenching was performed to produce a high-strength molded product.
  • the hardness of this high-strength molded product was 411 HV.
  • FIG. 11 is a diagram showing the results of measuring the heating temperature, the pre-austenite grain size ( ⁇ m), the ⁇ -forming lower limit temperature, and the Ac3 transformation temperature of Examples 1, 4, 7, and 10.
  • the pre-austenite particle sizes at heating temperatures of 900 ° C., 950 ° C., and 1000 ° C. were 10.5 ⁇ m, 14.8 ⁇ m, and 17.6 ⁇ m, respectively.
  • the lower ⁇ -forming temperature was 975 ° C.
  • the Ac3 transformation temperature was 878 ° C.
  • Example 4 the pre-austenite particle sizes at heating temperatures of 850 ° C., 900 ° C., 950 ° C., and 1000 ° C. were 5.2 ⁇ m, 6.2 ⁇ m, 7.4 ⁇ m, and 8.8 ⁇ m, respectively.
  • the lower ⁇ -forming temperature was 820 ° C
  • the Ac3 transformation temperature was 873 ° C.
  • Example 7 the pre-austenite particle sizes at heating temperatures of 900 ° C., 950 ° C., and 1000 ° C. were 6.2 ⁇ m, 7.4 ⁇ m, and 10.5 ⁇ m, respectively.
  • the lower ⁇ -forming temperature was 925 ° C.
  • the Ac3 transformation temperature was 980 ° C.
  • Example 10 the pre-austenite particle sizes at heating temperatures of 850 ° C., 900 ° C., 950 ° C., and 1000 ° C. were 5.2 ⁇ m, 6.2 ⁇ m, 7.4 ⁇ m, and 8.8 ⁇ m, respectively.
  • the lower ⁇ -forming temperature was 925 ° C.
  • the Ac3 transformation temperature was 972 ° C.
  • FIG. 12 is a graph showing the relationship between tensile strength and elongation in Examples 1 to 10.
  • the horizontal axis of FIG. 12 is the tensile strength (MPa), and the vertical axis is the elongation (%).
  • the tensile strength was evaluated by a tensile test based on JISZ2241, using a JIS Z2201 No. 5 test piece as the tensile strength (TS) of the portion corresponding to the bottom of the press punch.
  • TS tensile strength
  • Examples 4 and 7 show an elongation of 15% or more, indicating that the ductility is better.
  • the quenching temperature is as high as 1000 ° C. with respect to the Ac3 transformation temperature of 878 ° C., no insoluble carbides remain, and the pre-austenite particle size is 10 ⁇ m or more, so the ductility is low. It is thought that it has become.
  • the quenching temperature T1 is within the temperature range of ⁇ 50K to + 50K with respect to the Ac3 transformation temperature.
  • the tensile strength ⁇ elongation is considerably decreased in Example 1, but is maintained at about 25000 in Examples 4 and 7. In other Examples 2, 3, 5, 6, 8 to 10, it is about 15000.
  • FIG. 13 is a stress / strain diagram of the high-strength molded product of Example 3.
  • the horizontal axis of FIG. 13 is tensile strain (%), and the vertical axis is tensile stress (MPa).
  • MPa tensile stress
  • FIG. 14 is an electron microscope image showing the metal structure of the high-strength molded product of Example 3.
  • the electron acceleration voltage is 15 kV, and the magnification is 20,000 times.
  • a martensite structure in which carbides are finely dispersed is observed.
  • the carbide is not precipitated in the form of a film at the pre-austenite grain boundary and is finely dispersed in the entire region of the metal structure including the pre-austenite grain boundary.
  • T1 900 ° C.
  • the Ac3 transformation temperature 868 ° C.
  • FIG. 15 is a diagram showing the results of examining the particle dispersion of the high-strength molded product of Example 3.
  • the horizontal axis in FIG. 15 is the average particle size (nm) of the carbide, and the vertical axis is the frequency.
  • the measurement results are shown below.
  • Number of particles 215 Average particle size d: 32.5 nm
  • Particle spacing L 291 nm
  • the particle dispersion index was determined from the average particle diameter d and the particle interval L, it was 0.02. The elongation at break of this sample was 8%.
  • FIG. 16 is a stress / strain diagram of the high-strength molded product of Example 4.
  • the horizontal and vertical axes in FIG. 16 are the same as those in FIG.
  • the high-strength molded product of Example 4 showed uniform elongation up to a high tensile stress of 1300 MPa or higher, and then fractured at a tensile strain of 16%. Thereby, it turns out that the test piece of Example 4 has high ductility.
  • Example 4 As shown in FIG. 10, it was quenched at a temperature T1 (850 ° C.) lower than the Ac3 transformation temperature (873 ° C.) and higher than the ⁇ -forming lower limit temperature 820 ° C., and the pre-austenite particle size was 5.2 ⁇ m.
  • FIG. 17 is a diagram showing the results of examining the particle dispersion of the high-strength molded product of Example 4.
  • the horizontal and vertical axes in FIG. 17 are the same as those in FIG. The measurement results are shown below.
  • the particle dispersion index was determined from the average particle diameter d and the particle interval L, it was 0.03.
  • the elongation of this sample was 16%.
  • the particle dispersion index of Example 4 was larger than that of Example 3, and accordingly, it was found that the elongation at break was twice that of Example 3. From this, it was found that the particle dispersion index of the formula (1) is effective for evaluating the ductility of a high-strength molded article.
  • FIG. 18 is a stress / strain diagram of the high-strength molded product of Example 10.
  • the horizontal and vertical axes in FIG. 18 are the same as those in FIG.
  • the high-strength molded product of Example 10 showed uniform elongation up to a high tensile stress of 1300 MPa or higher, and then fractured with a tensile strain of less than 13%. Thereby, it turns out that the test piece of Example 10 also has high ductility.
  • FIG. 19 is an electron microscope image showing the metal structure of the high-strength molded product of Example 10.
  • the electron acceleration voltage is 15 kV, and the magnification is 5,000 times.
  • FIG. 19 it is observed that a martensite structure in which carbides are finely dispersed is formed.
  • the carbide is not precipitated in the form of a film at the pre-austenite grain boundary and is finely dispersed in the entire region of the metal structure including the pre-austenite grain boundary. I understand.
  • Example 10 as shown in FIG.
  • quenching was performed at a temperature T1 (950 ° C.) lower than the Ac3 transformation temperature (972 ° C.) and higher than the ⁇ -forming lower limit temperature 925 ° C., and the pre-austenite grain size was 7 .4 ⁇ m.
  • the ductility is improved in Examples 2 to 9, especially Examples 4 and 7. More specifically, in Examples 2 to 9, the initially prepared steel sheets have a martensite structure in which carbides are finely dispersed, the main phase, other residual austenite and alloy precipitates, and an Ac3 transformation temperature of 858 to It is a material at 980 ° C.
  • the heating temperature is preferably in the range of ⁇ 50 K to +50 K with respect to the Ac3 transformation temperature from the viewpoint of refining the pre-austenite grain size and finely dispersing the alloy precipitation, so that the effect of sufficiently improving the ductility can be obtained. It is thought that.
  • rapid heating of the high-tensile steel plate is performed by the high-frequency heating device 20 shown in FIG. 7.
  • the present invention is not limited to this embodiment.
  • rapid heating to a desired heating temperature is performed in about 10 seconds. If possible, rapid heating may be performed using the energizing heating device 10 shown in FIG. 6 or another heating device.
  • a hot press member can provide a high-strength molded product having high ductility and a method for manufacturing the same.

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Abstract

　高張力鋼板（１１）をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品（１）であり、金属組織は前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物（２）が微細分散されたマルテンサイト組織を有している。さらに、母材となる高張力鋼板の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であるようにすることが好ましい。高強度成形品は、上記のマルテンサイト組織を有しているので、引張り強度が高く、且つ高い延性を有している。

Description

高強度成形品及びその製造方法
　本発明は、例えば高延性ダイクエンチ、すなわち熱間プレスにより成形した高強度成形品及びその製造方法に関するものである。
　従来、自動車用の車体骨格系部材等として、熱間プレス（ダイクエンチ又はプレスクエンチとも呼ばれている。）で成形された部材（以下、熱間プレス部材と呼ぶ。）が広く使用されている。このような熱間プレス部材は、炉等により加熱した部材をロボットなどを用いた搬送装置で金型内に搬送して金型を加圧しながらプレスする。金型で炉等により加熱した部材を冷却して焼入れを行うことで、熱間プレス部材が作製される。
　しかしながら、炭素を添加した高張力鋼板では材料組織が所謂マルテンサイトのままであり伸びが小さいため、例えば車体衝突時の負荷などを勘案し、熱間プレス部材の適用部位を慎重に選定している。その結果、熱間プレス部材の車体骨格系部材への適用部品も幾つかに留まり、適用部位の拡大に至っていない。
　これに対して、熱間プレスで焼入れが施された部材の延性を向上させるため、熱処理で焼き戻しを行う方法も考えられるが、従来の冷間プレスよりコストが嵩む。これでは、高強度な部材を安価に製造できるという熱間プレスのメリットが失われ、現実的ではない。
　熱間プレスした部材に打ち抜きや切断などの後加工を施す場合、その加工端部が脆化し易いため、後加工工法には特別の配慮を払う必要がある。しかし、例えば、レーザなどでの後加工工法では、加工コストが非常に嵩む問題がある。
　熱間プレス用の鋼板としては、特許文献１には靭延性を向上させるための高強度部材を使用することが開示され、特許文献２には熱延用鋼板を適用することが開示されている。
特開２００７－３０８７４５号公報 特開２００６－２６５５８３号公報 特許第４００６５１３号公報
早川正夫、松岡三郎、「原子間力顕微鏡による焼戻しマルテンサイトの組織解析」、まてりあ　43巻、第9号、pp.717-723、2004年
　しかしながら、特許文献１による高強度部材は、靭延性の向上を目的としており、成形後の延性は十分とはいえず、使用部位が限定されてしまう。
　特許文献２による熱間プレス用熱延鋼板は、硬度バラツキを小さくして熱間プレス用途に好適な熱延鋼板であるが、高強度鋼板に匹敵するような強度を有しておらず、従って車体骨格系部材として使用するには不適である。
　本発明は、上記課題に鑑み、高延性を有する高強度成形品及びその製造方法を提供することを目的としている。
　上記目的を達成するため、本発明の第一の構成は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品であって、高強度成形品の金属組織は、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有することを特徴とする。
　上記目的を達成するため、本発明の第二の構成は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品であって、高張力鋼板の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、高強度成形品の金属組織は、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有していることを特徴とする。
　上記目的を達成するため、本発明の第三の構成は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品であって、高張力鋼板の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、高強度成形品の金属組織は、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有しており、微細分散させた炭化物の粒子直径をｄとし、粒子間の間隔をＬとしたときに、下記（１）式で表わされる炭化物の粒子分散指数が、０．０２以上であることを特徴とする。
　粒子分散指数＝（粒子径の平方根）／粒子間隔＝（ｄ）1/2／Ｌ　　　（１）
　上記構成において、炭化物の粒子直径は、好ましくは、１０ｎｍ以上である。炭化物の粒子体積率は、好ましくは、１％～１０％の範囲内である。
　上記構成において、好ましくは、高張力鋼板は、Ｃ（炭素を示す。以下同じ）：０．１～０．４％、Ｓｉ（珪素を示す。以下同じ）：０．２～３％、Ｃｒ（クロムを示す。以下同じ）：０．１～５％を含有する。
　上記構成において、好ましくは、前記高張力鋼板が、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．２～３％、Ｃｒ：０．１～５％、Ｍｏ（モリブデンを示す。以下同じ）：０．１～０．５％を含有する。
　上記構成において、好ましくは、高張力鋼板が、さらにＢ（ホウ素を示す。以下同じ）：０．０００５～０．００５％を含有する。
　上記構成によれば、高強度成形品の金属組織は、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有しているので、引張り強度が高く、且つ高い延性を有している。
　上記目的を達成するため、本発明の高強度成形品の製造方法は、高張力鋼板を通電加熱又は高周波加熱により急速加熱して、オーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して高強度成形品を製造することを特徴とする。
　上記構成において、前もって炭化物を微細分散させた高張力鋼板を、好ましくは、急速加熱処理し、高張力鋼板のＡｃ３変態温度に対して－５０Ｋ～＋５０Ｋの温度から焼入れすることによって、高強度成形品に未固溶炭化物を残存させる。室温から焼入れ温度までの急速加熱は、好ましくは、１０～２０秒以内で行う。
　上記構成によれば、組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下である高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却することにより、引張り強度が高く、且つ高い延性を有する高強度成形品を生成することができる。
　以上のように、本発明によれば、高延性を有する高強度成形品及びその製造方法が提供されることになる。
本発明の実施形態に係る高強度成形品及び現行鋼板による熱間プレス部材の引張り強さと伸びの関係を示すグラフである。 本発明の実施形態に係る高強度成形品の一例における加熱温度が低い場合の未固溶炭化物の微細分散状態を示す像である。 （Ａ）が（１）式を、（Ｂ）が粒子間隔Ｌに対する強度増分の関係を示す図である。 炭化物の分散状態を模式的に示す図である。 本発明の実施形態に係る高強度成形品の応用例として自動車のボデー構造を示す斜視図である。 本発明の実施形態に係る高強度成形品の製造方法で使用する通電加熱のための加熱装置の構成の一例を示す図である。 本発明の実施形態に係る高強度成形品の製造方法で使用する高周波加熱のための加熱装置の構成の一例を示す図である。 図７の加熱装置による焼入れの加熱状態を示すグラフである。 図７の加熱装置による焼入れの変形例を示すグラフである。 高張力鋼板のＳｉ及びＣｒの組成と加熱装置による実施例の高強度成形品の作製条件及び作製後の高強度成形品の硬さを示す図である。 実施例１，４，７，１０について、加熱温度と母材の前オーステナイト粒径（μｍ），γ化下限温度，Ａｃ３変態温度を測定した結果を示す図である。 実施例１～１０の引張り強度と伸びの関係を示すグラフである。 実施例３の高強度成形品の応力・歪線図である。 実施例３の高強度成形品の金属組織を示す電子顕微鏡像を表した図である。 実施例３の高強度成形品の粒子分散を調べた結果を示す図である。 実施例４の高強度成形品の応力・歪線図である。 実施例４の高強度成形品の粒子分散を調べた結果を示す図である。 実施例１０の高強度成形品の応力・歪線図である。 実施例１０の高強度成形品の金属組織を示す電子顕微鏡像を表した図である。
　　１　　高強度成形品
　　２　　炭化物
　　５　　ボデー構造
　　６　　フロントピラー
　　７　　センターピラー
　１０　　加熱装置（通電加熱装置）
　１１　　高張力鋼板
　１２，１３　　電極
　１４，１５　　加圧シリンダ
　１６　　トランス
　１７　　サイリスタ
　１８　　交流電源
　１９　　出力リード線
　２０　　加熱装置（高周波加熱装置）
　２１　　加熱コイル
　２２　　トランス
　２３　　インバータ
　２４　　高周波電源
　以下、本発明の高強度成形品について詳細に説明する。なお、本明細書及び特許請求の範囲において、濃度，含有量等についての「％」表記は、特記しない限り質量百分率を表わすものとする。
　本発明の高強度成形品は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して製造される。そして、この高張力鋼板は、炭化物を微細分散させたマルテンサイト組織を有し、好ましくはその組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下である。
　ここで、高張力鋼板の金属組織は、炭化物が前オーステナイト粒界を含む全領域において微細分散されている。このため、金属組織中の微細分散された炭化物微粒子は、前オーステナイト粒界上にフィルム状には析出していない状態となる。
　このような構成とすることにより、延性を向上させた高強度成形品となる。
　ここで、高張力鋼板のオーステナイト域への加熱は、所望の高強度成形品が得られれば加熱方法について特に限定されるものではないが、（Ａｃ３変態温度－５０Ｋ）～（Ａｃ３変態温度＋５０Ｋ）程度に加熱することが好ましい。
　加熱温度が（Ａｃ３変態温度－５０Ｋ）未満である場合には、高張力鋼板の金属組織を逆変態させることができず、優れた延性を有する高強度成形品が得られにくい。
　一方、加熱温度が（Ａｃ３変態温度＋５０Ｋ）より高い場合には、高張力鋼板の金属組織に残存する未固溶炭化物が著しく減少するため好ましくない。
　高張力鋼板を加熱後に金型内でプレス成形及び冷却することで得た高強度成形品の金属組織は、微細化された１０μｍ以下の前オーステナイト粒径からなるマルテンサイト組織となる。
　このマルテンサイト組織は、驚くべきことには、従来のように炭化物が前オーステナイト粒界にフィルム状に析出せず、前オーステナイト粒界を含む金属組織の全領域において微細分散されていることが判明した。これにより、優れた延性を有する高強度成形品を得ることができる。
　以下に、高張力鋼板の成分元素等について説明する。
　成分元素Ｃについて
　Ｃは強度増加に最も有効な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｃを０．１％以上含有することが好適であるが、０．４％を超えると、靭性劣化を招き易いことから、０．１～０．４％含有するものとした。
　成分元素Ｓｉについて
　Ｓｉは脱酸及び強度増加に有効な元素である。従って、Ｓｉは、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものを含め、含有量を０．２％以上とすることがよい。但し、過剰な添加は靭性劣化を起こす場合があるため、上限を３％とすることがよい。
　成分元素Ｃｒについて
　Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であると共に、セメンタイト中に固溶して鋼板の強度上昇に有効な元素である。従って、焼入れ性と強度を確保するため、０．１％以上含有するものとした。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、その効果が飽和すると共に、靭性が低下してしまうため、上限を５％とした。
　成分元素Ｍｏについて
　Ｍｏは用いる高張力鋼板において重要な元素であり、鋼板の加熱後の冷却によって、安定してマルテンサイトを生成させるのに有効である。また、Ｍｏは合金炭化物を形成することで微細粒化に有効である。このような効果は、０．１％以上で現われる。一方、Ｍｏは高価な合金元素である。そのため、０．１～０．５％含有するものとした。
　成分元素Ｂについて
　Ｂは焼入れ性向上に有効な元素である。焼入れ性と強度を確保するため、０．０００５％以上含有するものとした。一方、Ｂを過剰に添加すると、その効果が飽和すると共に、靭性が低下してしまうため、上限を０．００５％とした。
　熱間プレス前の高張力鋼板中の組織を金属（合金）炭化物が微細分散化したマルテンサイトとすることにより、再加熱し、冷却した後に得られる高強度成形品中の合金炭化物が、部材全体で均一微細構造になり、より延性を向上させることができる。但し、高張力鋼板中の金属炭化物の粒径は０．０１μｍ未満では、その効果が期待できず、５μｍを超えると、粗大過ぎて延性を低下させることになる。
　また、本発明においては、当該高強度成形品の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることが好ましい。これにより、さらに延性を向上させることができる。前オーステナイト粒径が１０μｍを超えると、深絞り性，張出し性，形状凍結性等の成形性の向上効果が小さいものとなる。
　高張力鋼板には、上述した成分元素以外にも、所期の効果を妨げない範囲で各種元素を添加することができる。
　高張力鋼板の好適例として、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．２～３％、Ｃｒ：０．１～５％の割合で含有し、残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物であるものを挙げることができる。高張力鋼板は、上記組成にさらにＭｏを添加した組成としてもよい。例えば、高張力鋼板は、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．２～３％、Ｃｒ：０．１～５％、Ｍｏ：０．１～０．５％の割合で含有し、残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物であるものを挙げることができる。これらの高張力鋼板には、上記組成にさらにＢを０．０００５～０．００５％の割合で含有させてもよい。高張力鋼板の組成は、必ずしもこれらの組成に限定されるものではない。
　次に、本発明の高強度成形品の製造方法について詳細に説明する。
　上述のごとく、本発明の高強度成形品の製造方法は、後述する加熱装置を利用して通電加熱又は高周波加熱を施して上記高張力鋼板を急速加熱することで、オーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却する方法である。
　このような方法を実施することで、鋼板を均一に、しかも短時間で温度精度良く、さらに鋼板表面の酸化を抑制した状態で加熱することができるが、本発明の高強度成形品はこのような製造方法によって作製されたものに限定されるものではない。
　図１は、本発明の実施形態に係る高強度成形品及び現行鋼板による熱間プレス部材の引張り強さと伸びの関係を示すグラフである。
　図１に示すように、上記方法で製造された高強度成形品は、例えば図１に符号Ａで示すように、現行の鋼板（符号Ｂ参照）と比較して、より高い引張り強度及び伸びを有している。そして、現行の鋼板を処理して得られる熱間プレス部材（ダイクエンチ）は、符号Ｃで示すように、１５００ＭＰａ程度の高い引張り強さを有しているが、その伸びは５％強である。これに対して、本発明の実施形態に係る高強度成形品は、符号Ｄ，Ｅで示すように、１５００ＭＰａ程度又は１４００ＭＰａ弱の引張り強さを備えつつ、１５％以上の伸びを有している。
　ちなみに、現行の所謂９８０ＭＰａ鋼板（符号Ｆ参照）では、冷間プレス成形後（符号Ｇ参照）の伸びは１０％程度になるので、本発明の実施形態に係る高強度成形品は、従来９８０ＭＰａ鋼板が使用される部位にも適用することが可能である。
　本発明の実施形態に係る高強度成形品は、短時間加熱で得られるミクロ組織の特徴として、加熱到達温度が低いほど、前オーステナイト粒径が微細になる。ここで、ダイクエンチ前の鋼板の前オーステナイト粒径は１０μｍよりも小さい。
　図２は、本発明の実施形態に係る高強度成形品の一例における加熱温度が低い場合の未固溶炭化物の微細分散状態を示す電子顕微鏡像である。電子の加速電圧は１５ｋＶであり、倍率は２万倍である。
　図２に示すように、高強度成形品中の前オーステナイト粒径は例えば３μｍ程度になる。図２に示す白い粒がマルテンサイト組織中に分散している炭化物である。炭化物は、前オーステナイト粒界にフィルム状に析出していないことと、前オーステナイト粒界を含む金属組織の全領域において微細分散されていることが分かる。つまり、本発明の高強度成形品の金属組織では、炭化物が前オーステナイト粒界を含めて微細分散していることが、従来技術にはない重要な特徴である。従来、炭化物を前オーステナイト粒界にフィルム状に析出するのを抑制することが困難であった。
　なお、加熱温度が高いと、高強度成形品の金属組織には未固溶炭化物が残存しなくなってしまう。
　炭化物を微細分散させ、マルテンサイト組織とした高強度成形品の炭化物の分散状態について説明する。
　分散した炭化物の粒子直径をｄとし、粒子間の間隔（粒子間隔）をＬとすると、下記（１）式で炭化物の粒子分散指数を定義する。
　粒子分散指数＝（粒子径の平方根）／粒子間隔＝（ｄ）1/2／Ｌ　　　（１）
　粒子分散指数は、Ａｓｈｂｙの歪硬化理論に基づけば、歪硬化率に比例する量である。
　微細分散における「微細」とは（１）式で表わされる炭化物の粒子分散指数が、０．０２以上であることを意味する。
　図３は、（Ａ）が（１）式を、（Ｂ）が粒子間隔Ｌに対する強度増分の関係を示す図である。横軸は、粒子間隔Ｌ（ｎｍ）を示している。図３（Ａ）の縦軸は（ｄ）1/2を、図３（Ｂ）の縦軸は強度増分（相対目盛）を示している。
　図３（Ａ）においては、（１）式は原点を通る直線勾配となる。歪硬化率はこの直線勾配に比例する。このため、炭化物の粒子分散は直線勾配が大きくなるように、つまり、粒子分散指数を大きくするとより高延性が得られる。粒子体積率を点線で示しているが、体積率が大きすぎると延性低下の要因になり、少なすぎると歪硬化率向上の効果が発揮できず延性向上に至らないため、上限は１０％とし、最低でも１％以上が望ましい。粒子径が１０ｎｍ以下では、高強度成形品の応力増加の効果がない。このため、応力増加のためには、粒子径は１０ｎｍ以上とする。
　図３（Ｂ）に示すように、粒子分散による強度増分は粒子間隔にのみ依存し、粒子間隔が小さいほど大きい。従って、上記粒子分散指数としては、０．０２以上が必要である。
（粒子分散指数の測定方法）
　粒子分散指数は、以下の手順で測定することができる。
（イ）高強度成形品の金属組織を、電子顕微鏡で観察する。例えば、倍率は２万倍の視野とする。図４は、炭化物の分散状態を模式的に示す図である。図示するように、高強度成形品１中に炭化物２が分散している。図４に示す切片法で、分散した炭化物２の粒子直径ｄと粒子間隔Ｌを求める。ここで、粒子直径ｄが１０ｎｍ以下（ｄ＜１０ｎｍ）の炭化物の粒子は除外して観察する。電子顕微鏡観察のための高強度成形品１の金属組織は、特許文献３及び非特許文献１に開示されている電解研磨方法で平坦化することができる。
（ロ）一視野毎に、炭化物２の粒子直径ｄと粒子間隔Ｌの平均値を、それぞれ求める。
　ここで、複数の視野で、それぞれの視野の平均値が、いわゆるＢｉ－ｍｏｄａｌ分布となる場合は適用外とする。
（ハ）少なくとも三視野以上の値の平均値を持って、粒子分散指数を計算する。
　（１）式及び上記測定方法で求める粒子直径ｄと粒子間隔Ｌは、あくまでもより高延性を得ようとする際の指標となる粒子分散指数を求めるために有効なものである。
　本発明の実施形態に係る高強度成形品は、あらゆる機械部品に適用でき、例えば輸送用車両の各種部品に用いることができる。このような部品としては、ボデー構造で使用される各種ピラー、バンパーの補強部材、ガードバー等のドアガード用の補強材等が挙げられる。
　図５は、本発明の実施形態に係る高強度成形品の応用例として、自動車のボデー構造を示す斜視図である。本発明の実施形態に係る高強度成形品は、ボデー構造５の内、強度が必要なピラー、特にフロントピラー６やセンターピラー７に好適に使用することができる。
　図６は、本発明の実施形態に係る高強度成形品の製造方法で使用する通電加熱のための加熱装置の構成の一例を示す図である。
　図６において、加熱装置１０は、加熱すべき高張力鋼板１１を両端でそれぞれ挟持可能に構成された二つの電極１２，１３と、これらの電極１２，１３をそれぞれ加圧する加圧シリンダ１４，１５と、これらの電極１２，１３に二次側が接続されるトランス１６と、このトランス１６の一次側に位相制御のためのサイリスタ１７を介して接続される交流電源１８と、から構成されている。
　交流電源１８からの電力を、サイリスタ１７により位相制御して、トランス１６を介して電極１２，１３に対して電力制御を行い、高張力鋼板１１に通電する。
　高張力鋼板１１の寸法は、例えば幅４００ｍｍ，長さ８００ｍｍ，高さ１．６ｍｍである。この高張力鋼板１１を例えば通電電流２００００Ａ，通電時間１０秒で加熱を行うことで、高張力鋼板１１は、加圧シリンダ１４，１５により加圧された状態で、例えば約９５０℃程度まで加熱される。
　高張力鋼板１１を均一に加熱するためにトランス１６の出力リード線１９から高張力鋼板１１までの往復長さを同じにすることが好ましい。このため、図示するように、トランス１６を高張力鋼板１１の上方に配置し、左右の出力リード線１９の長さが同一となるように配線をしている。このような配線をすることで、出力リード線１９の各ポイントの電流密度を同様にして、高張力鋼板１１に均一電流を流すことができる。このように、高張力鋼板１１の均熱化を図っている。
　図７は本発明の実施形態に係る高強度成形品の製造方法で使用する高周波誘導加熱のための加熱装置の構成の一例を示す図である。
　図７において、加熱装置２０は、加熱すべき高張力鋼板１１を包囲するように配置された加熱コイル２１と、この加熱コイル２１に二次側が接続されるトランス２２と、このトランス２２の一次側に通電を行うインバータ２３と、インバータ２３に給電する高周波電源２４と、から構成されている。
　ここで、上記加熱コイル２１は、好ましくは、高張力鋼板１１が両端まで均一に加熱され得るように、両端部分が中央部分と比較して巻線が密に巻回される。
　高周波電源２４からインバータ２３を介して供給される高周波電流が、トランス２２を介して加熱コイル２１に対して供給され、加熱コイル２１内に配置された高張力鋼板１１を誘導加熱する。
　ここで、例えば電源周波数４００ｋＨｚ，電源容量５００ｋＷ，通電時間１０秒で誘導加熱を行うことで、高張力鋼板１１は例えば約９５０℃程度まで加熱される。
　この場合、従来の熱間プレス加工における加熱方法、即ち加熱した鋼材で高張力鋼板を挟んで加熱する方法と比較して、急速加熱が可能である。
　このようにして、加熱装置１０又は２０により約９５０℃まで急速加熱された高張力鋼板１１が、その後ロボット等によりプレス用型に装着され、プレス加工されると共に型冷されることで、高い延性を有する高強度成形品が製造される。
　図８は図７の加熱装置２０による焼入れの加熱状態を示すグラフである。図８に示す加熱サイクルでは、加熱装置２０によって高張力鋼板を１０秒間で温度Ｔ１まで急速加熱した後、大気中又は所定の圧力の不活性ガス雰囲気にし、金型内に搬送して金型を加圧しながらプレスすることで、金型によって冷却され、焼入れが行われる。ここで、不活性ガスとしてはヘリウム（Ｈｅ）や窒素を用いることができる。圧力は例えば０．５ＭＰａである。
　図９は図７の加熱装置２０による焼入れの変形例を示すグラフである。図９に示す加熱サイクルでは、図７に示した方法と同様に焼入れを行った後、再び加熱装置２０で、高張力鋼板を５秒間で温度Ｔ２まで加熱し、５秒間放冷してから、大気中又は所定の圧力の不活性ガス雰囲気にし、金型内に搬送し、金型を加圧しながらプレスすることで、金型によって冷却され、焼入れが行われる。ここで、不活性ガスとしてはＨｅや窒素を用いることができる。圧力は例えば０．５ＭＰａである。
　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　各実施例に共通な項目として、高強度成形品の母材は、Ｃ：０．１８％，Ｍｎ：０．４％，Ｍｏ：０．３０％を含有する高張力鋼板である。さらに、Ｓｉ及びＣｒを含む高張力鋼板を用いる。高張力鋼板の寸法は、幅４００ｍｍ，長さ８００ｍｍ，高さ１．６ｍｍである。上述した図８又は図９の加熱方法によって、各実施例の高強度成形品を作製した。
　図１０は、高張力鋼板のＳｉ及びＣｒの組成と加熱装置２０による実施例の高強度成形品の作製条件及び作製後の高強度成形品の硬さを示す図である。
　実施例１の高張力鋼板は、上記組成にさらにＳｉ：０．２％，Ｃｒ：１％が添加されている。Ｔ１を１０００℃とし、Ｔ１まで５秒間で加熱し、ダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４１１ＨＶであった。
　実施例２の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：０．２％，Ｃｒ：２％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４４８ＨＶであった。
　実施例３の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：０．２％，Ｃｒ：３％が添加されている。Ｔ１を９００℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４３１ＨＶであった。
　実施例４の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：０．２％，Ｃｒ：４％が添加されている。Ｔ１を８５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４１９ＨＶであった。
　実施例５の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：１．０％，Ｃｒ：１％が添加されている。Ｔ１を１０００℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４５２ＨＶであった。
　実施例６の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：１．５％，Ｃｒ：１％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４５３ＨＶであった。
　実施例７の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：２．０％，Ｃｒ：１％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４１２ＨＶであった。
　実施例８の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：１．０％，Ｃｒ：２％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４６１ＨＶであった。
　実施例９の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：１．５％，Ｃｒ：３％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４４８ＨＶであった。
　実施例１０の高張力鋼板は、上記組成に、さらにＳｉ：２．０％，Ｃｒ：４％が添加されている。Ｔ１を９５０℃として、実施例１と同様にダイクエンチをして高強度成形品を作製した。この高強度成形品の硬さは４５０ＨＶであった。
　各実施例の硬さから、目標硬さ４２０～４５０Ｈｖに対して、実施例１を除いて、何れも良好な硬さであった。
　図１１は、実施例１，４，７，１０について、加熱温度と母材の前オーステナイト粒径（μｍ），γ化下限温度，Ａｃ３変態温度を測定した結果を示す図である。
　実施例１では、加熱温度９００℃，９５０℃，１０００℃における前オーステナイト粒径は、それぞれ、１０．５μｍ，１４．８μｍ，１７．６μｍであった。γ化下限温度は９７５℃であり、Ａｃ３変態温度は８７８℃であった。
　実施例４では、加熱温度８５０℃，９００℃，９５０℃，１０００℃における前オーステナイト粒径は、それぞれ、５．２μｍ，６．２μｍ，７．４μｍ，８．８μｍであった。γ化下限温度は８２０℃であり、Ａｃ３変態温度は８７３℃であった。
　実施例７では、加熱温度９００℃，９５０℃，１０００℃における前オーステナイト粒径は、それぞれ、６．２μｍ，７．４μｍ，１０．５μｍであった。γ化下限温度は９２５℃であり、Ａｃ３変態温度は９８０℃であった。
　実施例１０では、加熱温度８５０℃，９００℃，９５０℃，１０００℃における前オーステナイト粒径は、それぞれ、５．２μｍ，６．２μｍ，７．４μｍ，８．８μｍであった。γ化下限温度は９２５℃であり、Ａｃ３変態温度は９７２℃であった。
　実施例１～１０における引張り強さと伸びとの関係を測定した。
　図１２は、実施例１～１０の引張り強度と伸びの関係を示すグラフである。図１２の横軸は引張り強度（ＭＰａ）であり、縦軸は伸び（％）である。ここで、引張り強さは、プレス型ポンチ底にあたる部位の引張り強度（ＴＳ）として、ＪＩＳ　Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張り試験により、評価を行った。
　図１２によれば、実施例１を除いて、現行鋼板を用いた熱間プレス部材と比較して、より大きい伸びを示しており、延性が向上していることが分かる。特に、実施例４及び７では、１５％以上の伸びを示しており、より良好な延性を有していることが分かる。
　なお、実施例１では、Ａｃ３変態温度８７８℃に対して、焼入れ温度が１０００℃と高く、未固溶炭化物が残存しておらず、また前オーステナイト粒径が１０μｍ以上であるため、延性が低くなっていると考えられる。
　これに対して、実施例３，４，６，７，９，１０においては、焼入れ温度Ｔ１は、Ａｃ３変態温度に対して、－５０Ｋ～＋５０Ｋの温度範囲に収まっている。
　より詳細には、引張り強さ×伸びに関して、図１２に示すように、実施例１ではかなり低下するものの、実施例４及び７では、２５０００程度を維持している。また、他の実施例２，３，５，６，８～１０では、１５０００程度である。
　次に、実施例３，４，１０について、引張り試験結果と、熱間プレス成形後の金属組織の状態について説明する。板状試験片（例えばＪＩＳ　Ｚ２２０１に規定される５号試験片又は１３号試験片）を用いた引張り試験を行い、応力・歪線図を作製した。
　図１３は、実施例３の高強度成形品の応力・歪線図である。図１３の横軸は引張歪（％）であり、縦軸は引張応力（ＭＰａ）である。図１３から明らかなように、実施例３の高強度成形品は、１３００ＭＰａ以上の高い引張り応力まで一様な伸びを示した後、引張り歪１０％弱で破断している。
　図１４は、実施例３の高強度成形品の金属組織を示す電子顕微鏡像である。電子の加速電圧は１５ｋＶであり、倍率は２万倍である。図１４から明らかなように、炭化物が微細分散したマルテンサイト組織が観察される。さらに、図２で示した金属組織と同様に、炭化物は、前オーステナイト粒界にフィルム状に析出していないことと、前オーステナイト粒界を含む金属組織の全領域において微細分散されていることが分かる。
　ここで、実施例３では、図１０に示すように、Ａｃ３変態温度（８６８℃）より高い温度Ｔ１（９００℃）で焼入れされている。
　図１５は、実施例３の高強度成形品の粒子分散を調べた結果を示す図である。図１５の横軸は、炭化物の平均粒径（ｎｍ）であり、縦軸が頻度である。
　測定結果を以下に示す。
　　　　　　　　粒子数：２１５個
　　　　　　　　平均粒径ｄ：３２．５ｎｍ
　　　　　　　　粒子間隔Ｌ：２９１ｎｍ
　平均粒径ｄと粒子間隔Ｌから粒子分散指数を求めると、０．０２となった。この試料の破断時の伸びは８％であった。
　図１６は、実施例４の高強度成形品の応力・歪線図である。図１６の横軸及び縦軸は図１３と同じである。図１６から明らかなように、実施例４の高強度成形品は、１３００ＭＰａ以上の高い引張り応力まで一様な伸びを示した後、引張り歪１６％で破断している。これにより、実施例４の試験片では、高い延性を有していることが分かる。
　実施例４の試験片の金属組織においても、炭化物が微細分散したマルテンサイト組織が形成されていることが観察された。炭化物は、前オーステナイト粒界にフィルム状に析出していないことと、前オーステナイト粒界を含む金属組織の全領域において微細分散されていることが分かった（図２参照）。
　ここで、実施例４では、図１０に示すように、Ａｃ３変態温度（８７３℃）より低く且つγ化下限温度８２０℃より高い温度Ｔ１（８５０℃）で焼入れされており、前オーステナイト粒径が５．２μｍである。
　図１７は実施例４の高強度成形品の粒子分散を調べた結果を示す図である。図１７の横軸及び縦軸は図１５と同じである。
　測定結果を以下に示す。
　　　　　　　　粒子数：２８９個
　　　　　　　　平均粒径ｄ：４２．９ｎｍ
　　　　　　　　粒子間隔Ｌ：２１６ｎｍ
　平均粒径ｄと及び粒子間隔Ｌから粒子分散指数を求めると、０．０３となった。この試料の伸びは１６％であった。実施例４の粒子分散指数は、実施例３の場合よりも大きく、それに伴い、破断時の伸びが実施例３の２倍となることが判明した。これから、高強度成形品の延性を評価するには、（１）式の粒子分散指数が有効であることが分かった。
　図１８は実施例１０の高強度成形品の応力・歪線図である。図１８の横軸及び縦軸は図１３と同じである。図１８から明らかなように、実施例１０の高強度成形品は、１３００ＭＰａ以上の高い引張り応力まで一様な伸びを示した後、引張り歪１３％弱で破断している。これにより、実施例１０の試験片も高い延性を有していることが分かる。
　図１９は実施例１０の高強度成形品の金属組織を示す電子顕微鏡像である。電子の加速電圧は１５ｋＶであり、倍率は５千倍である。図１９から明らかなように、炭化物が微細分散したマルテンサイト組織が形成されていることが観察される。さらに、図２で示した金属組織と同様に、炭化物は、前オーステナイト粒界にフィルム状に析出していないことと、前オーステナイト粒界を含む金属組織の全領域において微細分散されていることが分かる。
　ここで、実施例１０では、図１０に示すようにＡｃ３変態温度（９７２℃）より低く且つγ化下限温度９２５℃より高い温度Ｔ１（９５０℃）で焼入れされており、前オーステナイト粒径が７．４μｍである。
　上記結果から、実施例２～９、特に実施例４及び７は、延性が向上していることが分かる。より具体的には、実施例２～９は、最初に準備された鋼板は炭化物を微細分散させたマルテンサイト組織を主相とし、その他残留オーステナイトや合金析出物を含み、Ａｃ３変態温度が８５８～９８０℃の材料である。
　加熱時の温度をＡｃ３変態温度の直上から一定の温度範囲に加熱保持した実施例３，６，９では、逆変態したオーステナイトはそれほど粗粒化せず、また合金析出物も完全に再固溶せず微細分散する。このため、この状態から焼入れた高強度成形品は、細粒で微細な炭化物からなる合金が析出した延性に優れる組織となり、部材の引張り試験においても高い伸び率を有する結果となった。このように合金析出物が炭化物として微細に残存する場合、母相の固溶炭素量を実質的に下げることになり、延性向上に寄与する。
　また、Ａｃ３変態温度－５０℃の範囲で加熱した実施例４，７，１０では、合金析出物があまり粗大化しないので、延性が向上する。これに対して、Ａｃ３変態温度－５０℃以下に加熱した場合に、合金析出物が粗大化するので、延性はそれほど向上しない。
　従って、加熱温度は、前オーステナイト粒径の微細化と合金析出を微細分散させる観点から、好ましくはＡｃ３変態温度に対して－５０Ｋ～＋５０Ｋの範囲であれば、十分に延性を向上させる効果が得られると考えられる。
　上述した実施形態においては、高張力鋼板の急速加熱を図７に示した高周波加熱装置２０で行うようにしているが、この実施形態に限らず、例えば１０秒程度で所望の加熱温度まで急速加熱できるものであれは、図６に示した通電方式の加熱装置１０や他の方式の加熱装置を使用して、急速加熱するようにしてもよい。
　本発明によれば、熱間プレス部材であっても、高延性を有する高強度成形品及びその製造方法を提供することができる。
　本発明は、上記実施の形態に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。

Claims (12)

  1. 　高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品であって、
    　上記高張力鋼板の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、
    　上記高強度成形品の金属組織が、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有しており、
    　上記微細分散させた炭化物の粒子直径をｄとし、該粒子間の間隔をＬとしたときに、下記（１）式で表わされる上記炭化物の粒子分散指数が、０．０２以上であることを特徴とする、高強度成形品。
    　粒子分散指数＝（粒子径の平方根）／粒子間隔＝（ｄ）1/2／Ｌ　　（１）
  2. 　高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度成形品であって、
    　上記高張力鋼板の組織中の前オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、
    　上記高強度成形品の金属組織が、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有していることを特徴とする、高強度成形品。
  3. 　金属組織が、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有することを特徴とする、高強度成形品。
  4. 　前記炭化物の粒子直径が、１０ｎｍ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度成形品。
  5. 　前記炭化物の粒子体積率が、１％～１０％の範囲内であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度成形品。
  6. 　前記高張力鋼板が、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．２～３％、Ｃｒ：０．１～５％を含有することを特徴とする、請求項１～２，４～５の何れかに記載の高強度成形品。
  7. 　前記高張力鋼板が、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．２～３％、Ｃｒ：０．１～５％、Ｍｏ：０．１～０．５％を含有することを特徴とする、請求項１～２，４～５の何れかに記載の高強度成形品。
  8. 　前記高張力鋼板が、さらにＢ：０．０００５～０．００５％を含有することを特徴とする、請求項６に記載の高強度成形品。
  9. 　前記高張力鋼板が、さらにＢ：０．０００５～０．００５％を含有することを特徴とする、請求項７に記載の高強度成形品。
  10. 　金属組織が、前オーステナイト粒界を含む全領域において炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織を有する高強度成形品を製造する方法であって、
    　高張力鋼板を通電加熱又は高周波加熱により急速加熱してオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して高強度成形品を製造することを特徴とする、高強度成形品の製造方法。
  11. 　前もって炭化物を微細分散させた前記高張力鋼板を、急速加熱処理し、
    　前記高張力鋼板のＡｃ３変態温度に対して－５０Ｋ～＋５０Ｋの温度から焼入れすることによって、前記高強度成形品に未固溶炭化物を残存させることを特徴とする、請求項１０に記載の高強度成形品の製造方法。
  12. 　室温から前記焼入れ温度までの前記急速加熱を、１０～２０秒以内で行うことを特徴とする、請求項１０又は請求項１１に記載の高強度成形品の製造方法。
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