WO2012043834A1 - プレス成形品およびその製造方法 - Google Patents

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molding
press
cooling
steel plate
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圭介 沖田
純也 内藤
池田　周之
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株式会社神戸製鋼所
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    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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Definitions

  • the present invention heats a steel sheet (blank) as a raw material to an austenite temperature (Ac 3 transformation point) or higher, and then press-forms it.
  • a steel sheet blade
  • austenite temperature Ac 3 transformation point
  • the present invention relates to a method for manufacturing a molded product that can realize good molding without causing breakage or cracking during press molding, and a press molded product.
  • a hot pressing method that simultaneously improves the strength of the component by press molding and quenching has been proposed (for example, Patent Document 1).
  • the steel sheet is heated to an austenite ( ⁇ ) region above the Ac 3 transformation point and hot pressed, and the steel sheet is simultaneously quenched by bringing it into contact with a normal temperature mold during press forming. This is a method for realizing high strength.
  • Such a hot pressing method since it is molded in a low strength state, the spring back is reduced (the shape freezing property is good), and a strength of a tensile strength of 1500 MPa class is obtained by rapid cooling.
  • a hot pressing method is called by various names such as a hot forming method, a hot stamping method, a hot stamp method, and a die quench method in addition to the hot pressing method.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing a mold configuration for carrying out hot press molding as described above (hereinafter sometimes referred to as “hot press”).
  • 3 is a blank holder
  • 4 is a steel plate (blank)
  • BHF is a crease pressing force
  • rp is a punch shoulder radius
  • rd is a die shoulder radius
  • CL is a punch / die clearance.
  • the punch 1 and the die 2 have passages 1a and 2a through which a cooling medium (for example, water) can pass, and the cooling medium is allowed to pass through the passages.
  • a cooling medium for example, water
  • the steel sheet is heated to the austenite region above the Ac 3 transformation point (for example, around 900 ° C.) and then cooled by the press molding die in a high temperature state.
  • a temperature difference is likely to occur between the part that contacts the die mold and the part that does not contact, and strain concentrates on the part that is relatively hot.
  • the shrink flange is cooled and does not shrink.
  • the moldability is deteriorated, and deep drawing is particularly difficult.
  • cooling is performed while press-molding with a mold, so that the cooling rate varies within the blank depending on the contact condition with the mold.
  • the hardness distribution in the portion after hot pressing may vary (baking unevenness), which causes a quality problem.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to produce a press-molded product having good formability to the extent that deep drawing can be performed without causing inconvenience such as hardness variation. It is an object of the present invention to provide a useful method and a press-molded article obtained by such a production method.
  • the method of press-molded article produced the present invention which could achieve the above object, impinges on the production of moldings thin steel sheet by press-forming using a punch and die, a thin steel sheet Ac 3 transformation point or more of After being heated to a temperature and then cooled at a rate equal to or higher than the critical cooling rate, or while cooling, molding is started in a temperature range from the martensite transformation start temperature Ms or lower (martensitic transformation start temperature Ms-60 ° C) or higher. It has a gist in terms.
  • the molding end temperature is preferably higher than the martensite transformation end temperature Mf.
  • the method of the present invention is particularly effective in the case of drawing using a crease presser, and even if such a forming method is employed, good formability can be secured without causing breakage or cracking.
  • the press-molded product obtained by the present invention has a Vickers hardness Hv of 450 or more.
  • the steel sheet is heated to a temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point, and then cooled at a rate equal to or higher than the critical cooling rate, or while cooling, from the martensitic transformation start temperature Ms or lower (starting martensitic transformation). Since the molding was started in a temperature range of (temperature Ms ⁇ 60 ° C.) or higher, it was possible to produce a press-molded product with high productivity without causing breakage or cracking during molding.
  • the inventors first heated a steel sheet having the chemical composition shown in Table 1 below to 900 ° C. (Ac 3 transformation point of this steel sheet: 830 ° C., martensitic transformation start temperature Ms: 411 ° C., martensitic transformation). (End temperature Mf: 261 ° C.), when the rectangular tube drawing experiment was performed in the above-described procedure using the mold shown in FIG. 1, the press molding was started at a temperature higher than the martensite transformation start temperature Ms. Although the forming limit was reached at an early stage, good moldability was achieved if press molding was started at 400 ° C. or lower, which is lower than the martensite transformation start temperature Ms (rapid cooling to 400 ° C. above the critical cooling rate). It has been found that deep drawing can be performed up to the bottom dead center.
  • the above-mentioned Ac 3 transformation point means the transformation completion temperature Ac 3 to austenite when the steel plate is heated, and is obtained by the following equation (1).
  • the martensite transformation start temperature Ms and the martensite transformation end temperature Mf are values obtained by the following formulas (2) and (3), respectively (for example, “Heat treatment” 41 (3), 164 to 169, 2001). Tetsuro Kunitake “Predicting Ac 1 , Ac 3 and Ms transformation points of steel by empirical formula”).
  • Ac 3 transformation point (° C.) ⁇ 230.5 ⁇ [C] + 31.6 ⁇ [Si] ⁇ 20.4 ⁇ [Mn] ⁇ 39.8 ⁇ [Cu] ⁇ 18.1 ⁇ [Ni] -14.
  • FIG. 2 shows a heat treatment pattern when the steel sheet is heated to 900 ° C. and then rapidly cooled and then molding is started at a temperature equal to or lower than the martensite transformation start temperature Ms.
  • This heat treatment pattern corresponds to that when carrying out the method of the present invention.
  • FIG. 2 after heating the steel sheet to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point, the temperature not higher than the martensitic transformation start temperature Ms.
  • the mold was rapidly cooled to the martensite transformation start temperature Ms or lower (martensite transformation start temperature Ms-60 ° C.) or higher, a good moldability was obtained.
  • the forming start temperature becomes lower than (martensitic transformation start temperature Ms-60 ° C.)
  • the steel sheet itself becomes hard already at the start of forming, and good formability cannot be exhibited.
  • the following simulation experiment was conducted to investigate the effect of martensitic transformation on the deformation behavior in the deformation process.
  • the heat treatment pattern at this time is shown in FIG. That is, the heating temperature of the steel sheet was set to 900 ° C., rapidly cooled to a predetermined temperature (700 ° C., 500 ° C., 375 ° C.) at a cooling rate of 50 ° C./second, and a tensile test was performed at each predetermined temperature as it was.
  • the structure at a predetermined temperature of 700 ° C. and 500 ° C. is a supercooled austenite phase, and at 375 ° C., it has a two-phase region of a supercooled austenite phase and a martensite phase.
  • the temperature distribution during press molding can be reduced (the temperature difference from the mold is reduced), and the deep drawability is improved. Further, since the press molding start temperature can be made relatively low, the holding time at the bottom dead center of the molding can be shortened, and the productivity can be improved.
  • the method of the present invention utilizes the principle that martensitic transformation occurs during forming by heating a steel sheet to a temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point, and then rapidly cooling to a predetermined temperature, in order to exert such effects.
  • the cooling rate after heating to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point must be a critical cooling rate (ie, lower critical cooling rate) or higher (25 ° C./second or higher for the steel plate shown in Table 1).
  • a critical cooling rate ie, lower critical cooling rate
  • the effect of martensitic transformation the effect of improving press formability
  • the upper limit of the cooling rate at the time of rapid cooling is not limited, it is preferable to set it as 450 degrees C / sec or less from a viewpoint of ensuring the temperature uniformity in a blank.
  • a conventional hot press line (equipment configuration) is generally configured as shown in FIG. 5 (schematic explanatory diagram). That is, as shown in FIG. 5, the coiled steel sheet 10 is cut out by a cutting machine 11 (Blanking), heated in a heating furnace 12, and then moved to a press forming machine 13 to be a press-formed product 14.
  • a cutting machine 11 Bending
  • a heating furnace 12 heated in a heating furnace
  • a press forming machine 13 to be a press-formed product 14.
  • the cooling zone 15 is disposed in the latter half region of the heating furnace 12 (in FIG. 6, the same reference numerals are assigned to the portions corresponding to FIG. 5), and the steel plate 10 is moved from the heating furnace 12 to the press molding machine 13.
  • the cooling zone 15 may be used for cooling.
  • the cooling can be performed by the following methods (1) to (4) including the above-described methods.
  • a gas cooling means is provided to cool the gas jet.
  • a means for example, a water-cooled metal roll) for bringing into contact with a metal as a refrigerant is provided to remove heat.
  • (3) Provide mist cooling means for cooling.
  • a dry ice shot means (cooled by causing the granule dry ice to collide with the blank material) is cooled.
  • the cooling may be stopped and molding may be performed (cooling is completed before molding is started), but after moving to the press molding machine 13 The molding may be performed while cooling with the molding die is continued after the molding is started.
  • the upper limit of this heating temperature is preferably about 1000 ° C.
  • this temperature is higher than 1000 ° C.
  • the generation of oxide scale becomes remarkable (for example, 100 ⁇ m or more) during the conveyance from the heating furnace 12 to the press molding machine 13, and the thickness of the molded product (after descaling) is predetermined. There is a risk of becoming thinner than the ones.
  • the molding start temperature needs to be in the temperature range from the martensite transformation start temperature Ms or lower to the martensite transformation start temperature Ms-60 ° C. or higher.
  • this temperature is preferably higher than the martensite transformation end temperature Mf.
  • the method of the present invention can achieve the above-mentioned object by appropriately controlling the molding start temperature, and such an effect is obtained when molding is performed using a mold having a wrinkle presser (that is, draw molding). It will be remarkably demonstrated.
  • the method of the present invention is not limited to draw forming using a wrinkle presser but includes cases where normal press forming is performed (for example, stretch forming), and even when a molded product is manufactured by such a method. The effect of the present invention is achieved.
  • a die square tube die and square tube punch having a square head shape (45 mm on one side) is used (see FIG. 1), and square tube drawing is performed according to the method of the present invention. It was. At this time, the blank was heated in the air using an electric furnace, and the heating temperature was set to 900 ° C.
  • the molding experiment was performed using the mold shown in FIG. 1 and installed in a crank press. The time from when the mold contacted the blank until it stopped at the bottom dead center was 0.75 seconds.
  • the molding start temperatures were 760 ° C., 720 ° C., 650 ° C., 600 ° C., 550 ° C., 400 ° C., 370 ° C., and 350 ° C.
  • air cooling is performed as usual (average cooling rate: about 10 ° C./second).
  • cooling was performed at a cooling rate of 30 ° C./second by sandwiching the metal plate from the heating temperature to the forming start temperature.
  • Other press molding conditions are as follows.
  • FIG. 7 The timing when deep drawing is started at each temperature is shown in FIG. 7 (CCT curve: continuous cooling transformation diagram).
  • CCT curve continuous cooling transformation diagram
  • ⁇ indicates that molding was possible without cracking
  • X indicates that cracking occurred during molding.
  • FIG. 8 (perspective view) schematically shows the appearance of a molded product that has been successfully molded. Moreover, the hardness of this molded product was 450 or more in Vickers hardness Hv in any part. As is clear from these results, the usefulness of the present invention that deep drawability is improved by cooling to a temperature equal to or lower than the martensite transformation start temperature Ms before the start of molding is shown.
  • the thin steel plate is heated to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point and then cooled at a rate not lower than the critical cooling rate, or while cooling, from the martensite transformation start temperature Ms or less (the martensite transformation start temperature).
  • Ms or less the martensite transformation start temperature

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Abstract

　パンチおよびダイを用いて薄鋼板をプレス成形して成形品を製造するに当り、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始することによって、深絞り加工が可能な程度に成形性が良好なプレス成形品を、硬さバラツキ等の不都合を発生させることなく製造するための有用な方法を提供する。

Description

プレス成形品およびその製造方法
　本発明は、主に自動車用車体に適用される薄鋼板成形品を製造する分野において、その素材となる鋼板（ブランク）をオーステナイト温度（Ａｃ3変態点）以上に加熱し、その後プレス成形して所定の形状に成形する際に、形状付与と同時に、鋼板を焼入れて所定の強度を得ることのできるプレス成形品を製造する方法、およびこうした製造方法によって得られるプレス成形品等に関するものであり、殊にプレス成形時に破断や割れなどを発生させずに良好な成形が実現できる成形品の製造方法、およびプレス成形品等に関するものである。
　地球環境保護の観点から、低燃費化を目的とした自動車の軽量化が強く望まれており、車両を構成する部品に鋼板が使用される場合には、高強度鋼板を適用し、この鋼板の板厚を薄くすることによって、軽量化が図られている。その一方で、自動車の衝突安全性を向上させるために、ピラー等の自動車部品には、更なる高強度化が要求されており、引張強度がより高い超高強度鋼板に対するニーズも高まっている。
　しかしながら、薄鋼板の強度をより高くすると、伸びＥＬやｒ値（ランクフォード値）が低下し、プレス成形性や形状凍結性が劣化することになる。
　こうした状況の下、高強度の自動車用構造部品を実現するために、プレス成形と焼入れによる部品の強度向上を同時に行う熱間プレス方法（いわゆる「ホットプレス法」）が提案されている（例えば、特許文献１）。この技術は、鋼板をＡｃ3変態点以上のオーステナイト（γ）領域まで加熱して、熱間でプレス成形すると共に、プレス成形時に常温の金型と接触させることによって鋼板の焼入れを同時に行い、超高強度化を実現する方法である。
　こうした熱間プレス方法によれば、低強度状態で成形されるので、スプリングバックも小さくなると共に（形状凍結性が良好）、急冷によって引張強度が１５００ＭＰａ級の強度が得られることになる。尚、このような熱間プレス方法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。
　図１は、上記のような熱間プレス成形（以下、「ホットプレス」で代表することがある）を実施するための金型構成を示す概略説明図であり、図中１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。
　このような金型を用いてホットプレス（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、ブランク（鋼板４）をＡｃ3変態点以上に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内（図１の２，２間）に鋼板４を押し込み、鋼板４の外径を縮めつつパンチ１の外形に対応した形状に成形する。また、成形と並行してパンチ１およびダイ２を冷却することによって、鋼板４から金型（パンチ１およびダイ２）への抜熱を行うと共に、成形下死点（パンチ先端が最上部に位置した時点：図１に示した状態）で更に保持冷却することによって素材の焼入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。
特開２００２－１０２９８０号公報
　これまでのホットプレスでは、鋼板をＡｃ3変態点以上（例えば、９００℃付近）のオーステナイト領域まで加熱した後、高温状態のままでプレス成形用金型によって冷却されることになるので、パンチおよびダイからなる金型と接触する部分と接触しない部分とで温度差がつきやすくなり、相対的に高温となる部分に歪みが集中することや、例えば深絞り成形では縮みフランジが冷却されて縮まなくなることなどによって、成形性が悪くなり、特に深絞り成形が難しくなる。
　こうしたことから、冷間プレスによってニアネット（成形品に近い状態）まで成形し、その後、加熱・ダイクエンチする、いわゆるインダイレクト工法も提案されているが、この方法では成形工程が増えるために成形時間が長くなるという欠点がある。従って、成形工程がそれほど多くならない、いわゆるダイレクト工法によって深絞り加工できるような技術が求められているのが実情である。
　またホットプレスでは、金型によってプレス成形しながら冷却するため、金型との接触具合によっては、ブランク内で冷却速度が異なることになる。これによって、熱間プレス後の部分の硬さ分布にバラツキ（焼きムラ）が生じる場合があり、品質上の問題がある。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、深絞り加工が可能な程度に成形性が良好なプレス成形品を、硬さバラツキ等の不都合を発生させることなく製造するための有用な方法、およびこうした製造方法によって得られたプレス成形品を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の製造方法とは、パンチおよびダイを用いて薄鋼板をプレス成形して成形品を製造するに当り、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始する点に要旨を有するものである。
　上記本発明方法において、薄鋼板を冷却するに際して、（ａ）ガスジェット冷却する、（ｂ）冷却した金属ロールと接触させる、等の方法が挙げられる。また、薄鋼板を冷却する際の冷却速度としては、２５℃／秒以上が挙げられる。本発明で成形を開始する温度は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下であるが、具体的には４００℃以下が挙げられる。
　本発明方法において、成形の終了温度については、マルテンサイト変態終了温度Ｍｆよりも高い温度とすることが好ましい。また本発明方法は、しわ押えを使用して絞り成形する場合に特に有効であり、こうした成形法を採用しても破断や割れが生じることなく、良好な成形性を確保できる。本発明によって得られるプレス成形品では、ビッカース硬さＨｖが４５０以上のものとなる。
　本発明によれば、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始するようにしたので、成形時に破断や割れなどを発生させることなく、生産性良くプレス成形品の製造が可能となった。
熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。 本発明方法を実施するときの熱処理パターンの一例を示すグラフである。 変形挙動を調査するための模擬実験における熱処理パターンを示すグラフである。 変形挙動を調査するための模擬実験での応力－歪み曲線である。 従来の熱間プレスライン（設備構成）の一例を示す概略説明図である。 本発明方法を実施するためのプレスライン（設備構成）の一例を示す概略説明図である。 各温度で深絞り成形を開始したときのタイミングを示すＣＣＴ曲線である。 成形が実施できた成形品の外観形状を模式的に示した斜視図である。
　本発明者らは、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱した後プレス成形するに際して、硬さバラツキ等の不都合を発生させることなく、成形性が良好なプレス成形品を製造するために、様々な角度から検討した。その結果、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱した後、そのままプレス成形を開始するのではなく、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域でプレス成形を開始するようにすれば、硬さバラツキ等の不都合を発生させることなく、良好な成形性が確保できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成された経緯に沿って本発明について具体的に説明する。
　本発明者らは、まず下記表１に示す化学成分組成を有する鋼板を、９００℃に加熱し（この鋼板のＡｃ3変態点：８３０℃、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ：４１１℃、マルテンサイト変態終了温度Ｍｆ：２６１℃）、前記図１に示した金型を用いて前述した手順で角筒絞り成形実験を行ったところ、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも高い温度でプレス成形を開始すれば、早期に成形限界に達していたが、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより低い温度である４００℃以下でプレス成形を開始すれば（４００℃まで臨界冷却速度以上で急冷）、良好な成形性が達成され、成形下死点まで深絞り成形ができることが判明した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　尚、上記したＡｃ3変態点は、鋼板を加熱したときのオーステナイトへの変態完了温度Ａｃ3の意味であり、下記（１）式によって求められるものである。また、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト変態終了温度Ｍｆは、夫々下記（２）式および（３）式によって求められる値である（例えば、『熱処理』４１（３）,１６４～１６９，２００１　邦武立朗「鋼のＡｃ1，Ａｃ3およびＭｓ変態点の経験式による予測」）。
Ａｃ3変態点（℃）＝－２３０．５×［Ｃ］＋３１．６×［Ｓｉ］－２０．４×［Ｍｎ］－３９．８×［Ｃｕ］－１８．１×［Ｎｉ］－１４．８×［Ｃｒ］＋１６．８×［Ｍｏ］＋９１２　　　…（１）
Ｍｓ（℃）＝５６０．５－｛４０７．３×［Ｃ］＋７．３×［Ｓｉ］＋３７．８×［Ｍｎ］＋２０．５×［Ｃｕ］＋１９．５×［Ｎｉ］＋１９．８［Ｃｒ］＋４．５×［Ｍｏ］｝　　…（２）
Ｍｆ（℃）＝Ｍｓ－１５０．０　　　　　　…（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
　鋼板を９００℃に加熱した後、急冷してからマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度で成形を開始したときの熱処理パターンを図２に示す。この熱処理パターンは、本発明方法を実施するときのものに相当するが、図２に示すように、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱した後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで急冷し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始するようすれば、良好な成形性が得られたのである。但し、成形開始温度が（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）よりも低くなると、成形開始の段階で既に鋼板自体が硬くなってしまい、良好な成形性を発揮することができなくなる。
　従来の熱間成形では、極力高温で成形を開始するのが技術常識と考えられていたのであるが、鋼板を一旦加熱した後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下まで急速冷却し、マルテンサイト変態を生じる状態としてからプレス成形を開始すれば、絞り成形性が向上したのである。
　上記のような変形挙動が生じる原因を解明するために、次のような模擬実験（引張試験）を実施し、変形過程での変形挙動に及ぼすマルテンサイト変態の影響を調査した。このときの熱処理パターンを図３に示す。即ち、鋼板の加熱温度を９００℃とし、所定の温度（７００℃、５００℃、３７５℃）まで５０℃／秒の冷却速度で急冷し、そのまま各所定温度で引張試験を実施した。ここで、所定温度７００℃、５００℃のときの組織は、過冷オーステナイト相であり、３７５℃では過冷オーステナイト相とマルテンサイト相の二相域になっている。
　そして、図４（応力－歪み曲線）に示すように、マルテンサイト相が生じている３７５℃において、見掛け上の加工硬化が大きくなっていると共に、最も伸びが大きくなっている。一般に加工硬化係数ｎが高いと、深絞り成形性が良くなることが知られており、このことがＭｓ点以下でのプレス成形で深絞り成形性が向上した要因であると考えられる。
　上記のような条件でプレス成形すれば、プレス成形中の温度分布も小さくすることができ（金型との温度差が少なくなる）、深絞り成形性も向上するものとなる。また、プレス成形開始温度を比較的低温とすることもできるので、成形下死点での保持時間を短くすることができ、生産性向上を図ることができる。
　本発明方法は、鋼板をＡｃ3変態点以上の温度まで加熱した後、所定の温度まで急冷することによって、成形時にマルテンサイト変態が生じる原理を利用したものであるが、こうした効果を発揮させるためには、Ａｃ3変態点以上の温度まで加熱した後の冷却速度は、臨界冷却速度（即ち下部臨界冷却速度）以上の冷却速度（表１に示した鋼板では２５℃／秒以上）とする必要がある。即ち、鋼種にもよるが、冷却速度が臨界冷却速度よりも遅くなると、マルテンサイト変態による効果（プレス成形性向上効果）が有効に発揮されにくくなる。また、急冷時の冷却速度の上限については、限定するものでないが、ブランク内の温度均一性の確保という観点から、４５０℃／秒以下とすることが好ましい。
　ところで、従来の熱間プレスライン（設備構成）は、図５（概略説明図）に示すような構成となっているのが一般的である。即ち、図５に示すように、コイル状態の鋼板１０が、切り出し機１１によって切り出しされ（Ｂｌａｎｋｉｎｇ）、加熱炉１２内で加熱された後、プレス成形機１３に移動されてプレス成形品１４とされる。
　本発明では、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱した後、そのまま成形を開始するのではなく、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで急冷し、若干のマルテンサイト変態を生じさせてからプレス成形を開始するものであるが、こうした冷却を行うに際しては、例えば図６（概略説明図）に示すような設備構成を採用すれば良い。即ち、加熱炉１２の後半領域に冷却帯１５を配置し（図６において、図５に対応する部分には同一の参照符号が付してある）、鋼板１０を加熱炉１２からプレス成形機１３に移動する際に、冷却帯１５で冷却を行うようにすれば良い。冷却帯１５で行う冷却では、上記した方法も含めて、例えば下記（１）～（４）等の方法で冷却を実施することができる。
　（１）ガス冷却手段を設けてガスジェット冷却する。
　（２）冷媒としての金属と接触させる手段（例えば、水冷した金属ロール）を設けて抜熱する。
　（３）ミスト冷却手段を設けて冷却する。
　（４）ドライアイスショット手段（顆粒ドライアイスをブランク材に衝突させて冷却する）を設けて冷却する。
　上記のような冷却帯１５で所定温度までの冷却を行った後は、冷却をやめて成形を行っても良いが（成形を開始するまでに冷却を完了）、プレス成形機１３に移動させた後、成形を開始してからも引き続き成形金型による冷却を行ないつつ成形を行っても良い。
　本発明方法を実施するに当たっては、まず薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱する必要があるが、この加熱温度の上限は１０００℃程度までとすることが好ましい。この温度が１０００℃よりも高くなると、加熱炉１２からプレス成形機１３に搬送する間に酸化スケールの生成が著しくなって（例えば、１００μｍ以上）、成形品の板厚（デスケーリング後）が所定のものよりも薄くなる恐れがある。
　本発明を実施するに当り、成形開始温度はマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域とする必要があるが、成形終了温度については、成形途中でマルテンサイト変態が完了すると成形性が悪くなるので、この温度（成形終了温度）はマルテンサイト変態終了温度Ｍｆよりも高い温度とすることが好ましい。
　尚、本発明方法は、成形開始温度を適切に制御することによって上記の目的を達成することができるのであり、こうした効果はしわ押えを有する金型を用いて成形（即ち、絞り成形）する場合に顕著に発揮されることになる。但し、本発明方法は、しわ押えを用いる絞り成形に限らず、通常のプレス成形を実施する場合（例えば、張り出し成形）も含むものであり、こうした方法によって成形品を製造する場合であっても本発明の効果が達成される。
　以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　前記表１に示した化学成分組成を有する鋼を通常の手段によって、厚さ１．４ｍｍまで冷間圧延した。これから、直径（ブランク径）：１１０ｍｍの円形ブランクを打ち抜き、実験に用いた（従って、このブランクのＡｃ3変態点：８３０℃、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ：４１１℃、マルテンサイト変態終了温度Ｍｆ：２６１℃）。
　上記円形ブランクを用い、パンチの頭部形状が正方形（一辺が４５ｍｍ）の金型（角筒ダイおよび角筒パンチ）を用い（前記図１参照）、本発明方法に従って、角筒絞り成形を行った。このときブランクの加熱は、電気炉を用いて大気中で行い、その加熱温度を９００℃に設定した。
　成形実験は、前記図１に示した金型を用い、クランクプレス機に設置して実施した。金型がブランクに接触してから、成形下死点で停止するまでの時間は０．７５秒とした。また成形開始温度は、７６０℃、７２０℃、６５０℃、６００℃、５５０℃、４００℃、３７０℃、３５０℃とした。以上の成形開始温度において、Ｍｓ点より高い場合には、従来通り空冷している（平均冷却速度：約１０℃／秒）。また、Ｍｓ点以下の場合には、加熱温度から成形開始温度までは、金属板に挟むことによって３０℃／秒の冷却速度で冷却した。その他のプレス成形条件は下記の通りである。
　（他のプレス成形条件）
　しわ押え力：３トン
　ダイ肩半径ｒｄ：５ｍｍ
　パンチ肩半径ｒｐ：５ｍｍ
　パンチ－ダイ間クリアランスＣＬ：１．３２／２＋１．４（鋼板厚さ）ｍｍ
　成形高さ：３７ｍｍ
　また成形開始温度を３４０℃とした場合の成形性について調査したところ（他の条件についは、基本的に上記と同じ）、割れが生じて成形性が悪化していることが確認できた。その原因について調査するため、以下のような、追試実験を行った。成形開始温度を３４０℃として成形する際に、成形下死点で保持せずに、成形直後の成形品をサーモビューワ（赤外線サーモグラフィ装置　商品名「サーモトレーサＴＨ９１００ＭＲ／ＷＲ」ＮＥＣ　Ａｖｉｏ赤外線テクノロジ－株式会社製）にて撮影し、その温度分布を調査した。その結果、しわ押さ部のフランジからダイ肩半径部（ダイ肩半径ｒｄに相当する部分）にかけて、Ｍｆ点以下の温度になっている領域が存在することが判明した。ダイ肩半径部は、ブランクとの接触圧が最も高くなるところであり、従って熱伝導係数も高くなり、金型への抜熱が促進され、ブランク温度が低下したものと推察される。そして、その部分がＭｆ点以下となり、マルテンサイト変態が終了したため、成形性が悪化し、割れが生じたものと思われた。また（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の範囲においても、同様の実験を実施したが、いずれも成形直後のブランク温度はＭｆ点よりも高い温度となっていた。
　各温度で深絞り成形を開始したときのタイミングを図７（ＣＣＴ曲線：ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｄｉａｇｒａｍ）に示す。図７において、「○」印は割れが発生することなく、成形が可能であったことを示し、「×」印は成形中に割れが発生したことを意味する。その結果、マルテンサイト変態が開始する温度（実際には４１１℃）以下で成形を開始した場合には（成形開始温度が４００℃、３７０℃、３５０℃）、良好な成形性が発揮されていることが確認できた。
　良好な成形が実施できた成形品の外観形状を模式的に図８（斜視図）に示す。また、この成形品の硬さは、どの部分においてもビッカース硬さＨｖで４５０以上であった。これらの結果から明らかなように、成形開始までにマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却することによって、深絞り性が向上するという本発明の有用性を示すものである。
　本発明方法は、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始するものであり、深絞り加工が可能な程度に成形性が良好なプレス成形品を、硬さバラツキ等の不都合を発生させることなく製造することができる。
１　パンチ
２　ダイ
３　ブランクホルダー
４，１０　ブランク（鋼板）
１１　切り出し機
１２　加熱炉
１３　プレス成形機
１４　プレス成形品
１５　冷却帯

Claims (8)

  1. 　パンチおよびダイを用いて薄鋼板をプレス成形して成形品を製造するに当り、薄鋼板をＡｃ3変態点以上の温度に加熱し、次いで臨界冷却速度以上の速度で冷却した後、または冷却しながら、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下から（マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ－６０℃）以上の温度域で成形を開始することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
  2. 　前記薄鋼板を、ガスジェット冷却する請求項１に記載の製造方法。
  3. 　前記薄鋼板を、冷却した金属ロールと接触させる請求項１に記載の製造方法。
  4. 　冷却速度が２５℃／秒以上である請求項１に記載の製造方法。
  5. 　４００℃以下で成形を開始する請求項１に記載の製造方法。
  6. 　マルテンサイト変態終了温度Ｍｆよりも高い温度で成形を終了する請求項１に記載の製造方法。
  7. 　しわ押えを使用して絞り成形する請求項１に記載の製造方法。
  8. 　請求項１～７のいずれかに記載の製造方法によって得られたものであり、ビッカース硬さＨｖが４５０以上であるプレス成形品。
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