WO2012120692A1 - ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法と高強度部品の製造方法 - Google Patents

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真木　純
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    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot stamping excellent in delayed fracture resistance, a method for producing the same, and a high-strength part to be hot stamped using this steel sheet.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength part used for an automotive structural part.
  • the hot stamping method has recently been used as a practical technique as a method of simultaneously satisfying the high strength, workability and product accuracy of steel sheets.
  • Patent Document 1 This is to heat a steel plate to an austenite region of about 900 ° C. and then press-form it hot, and quench it by bringing it into contact with a normal temperature mold during press-molding to obtain a high-strength material.
  • This hot stamping method also reduces the residual stress introduced during press forming, so that problems such as cracking and defective shape freezing that are problematic in high-strength steel sheets exceeding 1180 MPa in TS are suppressed. It is possible to manufacture parts with good product accuracy.
  • High-strength steel sheets used for automobiles and the like have the problem of formability described above as the strength is increased.
  • a high-strength material exceeding 1000 MPa has an essential problem of hydrogen embrittlement (sometimes called placement or delayed fracture) as is conventionally known.
  • hydrogen embrittlement sometimes called placement or delayed fracture
  • Patent Document 2 proposes a method in which the hydrogen concentration in the hot stamping heating atmosphere is 6% by volume or less and the dew point is 10 ° C. This relates to a method for controlling the heating atmosphere of hot stamping. That is, by controlling the hydrogen concentration and dew point, the penetration of external hydrogen into the steel sheet during heating is suppressed. Therefore, it does not improve the steel plate itself, but can be applied only to a hot stamp having an atmosphere control device.
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet for hot stamping with improved delayed fracture resistance.
  • This technique is a composite oxidation of one or more of Mg oxide, sulfide, composite crystallized product, and composite precipitate with an average particle size in the range of 0.01 to 5.0 ⁇ m in steel. 1 ⁇ 10 2 to 1 ⁇ 10 7 per square mm, and these oxides and composite crystallized and composite precipitates using these oxides as nuclei act as hydrogen trap sites. It has improved destructibility.
  • Patent Document 4 discloses that bainite or martensite is the largest phase in area ratio, and oxides, sulfides, nitrides, and composite crystals of Nb, V, Cr, Ti, and Mo in the grains. Any one or more of particles and composite precipitates, average particle diameter d: 0.001 to 5.0 ⁇ m, density ⁇ : 100 to 1 ⁇ 10 13 particles / mm 2 , standard particle diameter standard deviation ⁇ and average particle
  • a technique for forming a high-strength thin steel sheet excellent in hydrogen embrittlement resistance characterized by satisfying the ratio d of diameter d ⁇ / d ⁇ 1.0 and having a tensile strength of 980 MPa or more is disclosed.
  • Patent Document 5 proposes that a Fe—Nb—Mn composite oxide is formed in a steel plate and the hydrogen trapping capability is enhanced by increasing the uneven distribution of Nb and Mn in the oxide.
  • the technique described in Patent Document 5 is a technique premised on a steel plate for enamel with a low C (carbon) content (usually 0.01% by mass or less), and a high C content such as a steel plate for automobiles.
  • a strong steel plate (C is 0.05% by mass or more) cannot be ignored because the deoxidation action of C cannot be ignored.
  • the amount of hydrogen to be a problem in a steel plate for enamel is as high as 10 to 100 ppm, whereas the amount of hydrogen in a very low concentration of 1 to 3 ppm is a problem in a high strength steel plate. Therefore, the technique described in Patent Document 5 cannot be applied as it is to a high-strength steel sheet having a high C content.
  • the present technology was explained about the delayed fracture countermeasure by the hydrogen embrittlement of the hot stamped steel sheet.
  • the problem is that there is currently no technology for suppressing delayed fracture due to hydrogen embrittlement when hot stamping a high strength steel sheet with a high C content.
  • an object of the present invention is to form an effective hydrogen trap in a steel material while ensuring strength in a high-strength steel sheet having a high C content, and is excellent in hot stamping component strength and delayed fracture resistance.
  • the inventors of the present invention have paid attention to the fact that it is effective to trap hydrogen that penetrates into the steel sheet.
  • Fe—Mn-based composite oxide can be generated in the steel sheet, and hydrogen can be trapped at the interface between the composite oxide and the steel that is the matrix.
  • metal oxides In high-strength steel sheets with a high C content, metal oxides usually become defects as inclusions. For this reason, the oxygen in steel is removed as much as possible, and the production
  • the present inventors have found that by reducing the Al concentration in the steel sheet, weakening the deoxidation effect, and ensuring the oxygen concentration in the steel, a composite oxide can be generated even in a steel sheet with a high C content. It was.
  • the inventors have also intensively studied a manufacturing method therefor. It was found that the molten steel having a high C content has a high viscosity, so that it is difficult for the Fe—Mn composite oxide to float and the Fe—Mn composite oxide is easily generated in the steel.
  • a steel sheet for hot stamping characterized by containing Fe—Mn-based composite oxide particles having an average diameter of 0.1 to 15 ⁇ m, which is made of a chemical component of the balance Fe and inevitable impurities. S, P, and N are inevitable impurities, but are restricted to the following contents.
  • (5) For hot stamping, wherein the steel plate according to any one of (1) and (2) is plated with aluminum, zinc-aluminum, or zinc plating steel sheet.
  • the rolling rate of rough rolling is set to 70% or more
  • the rolling rate of finish rolling is set to 70% or more.
  • a method for manufacturing a steel sheet for hot stamping characterized by hot rolling.
  • a method for producing a steel sheet for hot stamping characterized in that the hot-rolled steel sheet hot-rolled according to (6) is further pickled and cold-rolled at a rolling rate of 30% or more.
  • a method for producing a hot stamping steel sheet comprising subjecting the cold-rolled cold-rolled steel sheet according to (7) to annealing. (9) After heating the steel sheet according to either (1) or (2) above to an austenite region temperature of Ac 3 or higher, molding in the mold is started, and cooling in the mold after molding.
  • a method for producing a high-strength part characterized by performing quenching.
  • the high-strength steel sheet for hot stamping of the present invention forms composite oxide particles effective as hydrogen trap sites and surrounding voids by stretching and crushing the composite oxide. From this, it is not necessary to strictly control the size (average particle diameter) and existence state (density) of oxides and the like as in the prior art, and a steel sheet having excellent delayed fracture characteristics can be provided. If a member made of a steel plate is used, it is considered that it can greatly contribute to the weight reduction and safety improvement of the automobile, and the industrial contribution is great.
  • FIG. 1 is a schematic view showing a state in which a coarse composite oxide is stretched and crushed so that many crushed voids (hydrogen trapping ability) are formed in the steel sheet.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a state in which coarse oxides are stretched and crushed to form less crushed voids (hydrogen trapping ability) in the steel sheet.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing that crushing voids are not formed when fine oxide is present.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of the mold shape used in the examples.
  • FIG. 5 is a diagram showing the shape of the punch used in the example as viewed from above.
  • FIG. 6 is a diagram showing the shape of the dice used in the example as viewed from below.
  • FIG. 7 is a schematic view of a hot stamped molded product.
  • FIG. 8 is a diagram showing a shape of a test part for evaluating delayed fracture resistance when viewed from above.
  • the present inventors cast a slab in which a Fe—Mn complex oxide is produced in steel in a steel making process, and the slab is hot-rolled and cold-rolled to stretch and crush the complex oxide.
  • fine voids can be formed between the finely crushed Fe-Mn composite oxide particles, and these voids are effective as hydrogen trap sites. It was trapped and found to be less susceptible to delayed fracture. Furthermore, these voids have been found to have a size and shape that are unlikely to start cracks, and an attempt was made to apply them to hot stamp materials that require strength.
  • C 0.05-0.40%
  • C is an element added to secure the material by using the cooled structure as martensite.
  • C of 0.05% or more is necessary for improving the strength.
  • the C content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • the C content is preferably 0.35% or less, and more preferably 0.3% or less.
  • Si acts as a deoxidizing element.
  • Si for reducing the oxygen content is specified to be 0.02% or less.
  • the Si content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but 0.001% is set as the lower limit because it takes time and cost to remove Si.
  • Mn is an element that affects hot stamping and hardenability, and is effective in increasing the strength of the steel sheet. Further, Mn is an important component in the present invention because it forms an Fe—Mn composite oxide by addition. This composite oxide becomes a hydrogen trap site that causes delayed fracture. For this reason, the addition of Mn is effective for improving delayed fracture resistance.
  • the formed complex oxide is fine, it is effective to suppress the generation of coarse cracks on the punched surface.
  • Mn metal-organic compound
  • the Mn content is preferably 3% or less. More desirably, the Mn content is 2.0% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • S (S: 0.02% or less) S is contained as an unavoidable impurity, and when it is contained excessively, the workability is deteriorated and the toughness is deteriorated, and the delayed fracture resistance is lowered. For this reason, the smaller the S, the better.
  • the allowable range is specified to be 0.02% or less. Preferably, it is 0.01% or less. Furthermore, by limiting the S content to 0.005% or less, the impact characteristics are dramatically improved.
  • P 0.03% or less
  • P is contained as an unavoidable impurity and is an element that adversely affects toughness when added excessively, and deteriorates delayed fracture resistance. For this reason, the smaller the P, the better.
  • Al is an element necessary for being used as a deoxidizer for molten steel.
  • the amount of Al having a deoxidizing effect exceeds 0.005%, the amount of oxide for improving delayed fracture resistance cannot be secured.
  • the upper limit was made 0.005%.
  • the Al content is preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but since it takes time and cost to remove Al, it is realistic to set it to 0.0002% or more.
  • Ti 0.0005 to 0.01% or less
  • Ti is also a deacidifying element, and the lower limit is not particularly limited. However, it takes time and cost for the Ti removal treatment, so 0.0005% or more, preferably 0.001% or more is sufficient. On the other hand, the addition of a large amount reduces the oxide that improves the delayed fracture resistance, so the upper limit was made 0.01%. Further, it is preferably 0.008% or less, and if it is further 0.006% or less, the effect of improving the delayed fracture resistance is great.
  • N 0.01% or less
  • the acceptable range of N is defined as 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less. If it is 0.006% or less, since toughness deterioration can be suppressed more, it is preferable.
  • Both Cr and Mo are elements that improve the hardenability, and have the effect of precipitating M 23 C 6 type carbide in the matrix, and have the effect of increasing the strength and miniaturizing the carbide. Therefore, one or two of Cr and Mo are added in a total amount of 0.005 to 2%. If it is less than 0.005%, these effects cannot be expected sufficiently. More preferably, it is 0.01% or more. Furthermore, the effect will become remarkable if it is 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 2% in total, the yield strength is excessively increased, and the toughness is deteriorated to deteriorate the delayed fracture resistance. If possible, it is more preferably 1.5% or less from the viewpoint of delayed fracture resistance.
  • O is an element necessary for forming the Fe—Mn composite oxide, and it is necessary to contain 0.003% to 0.03%. If it is less than 0.003%, a sufficient amount of Fe—Mn composite oxide cannot be formed. From the viewpoint of forming the Fe—Mn composite oxide, the content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.03%, internal defects such as blowholes are generated in the slab, so the upper limit was defined as 0.03%. From the viewpoint of internal defects, a smaller amount is better, and the O content is preferably 0.02% or less. If possible, defects are significantly reduced at 0.015% or less.
  • B is an element effective for improving the hardenability. In order to make such an effect effective, it is necessary to add 0.0005% or more. In order to acquire the effect reliably, it is preferable to set it as 0.001% or more. Furthermore, 0.0015% or more is more preferable. On the other hand, even if added excessively, the effect is saturated, so 0.01% was made the upper limit. From the viewpoint of cost effectiveness, the content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • Nb, V, W and Co are carbide generating elements, and precipitates are generated to ensure the strength of hot stamped and quenched members. Furthermore, these are elements contained in the Fe—Mn composite oxide, function as hydrogen trap sites effective in improving delayed fracture resistance, and are necessary for improving delayed fracture resistance. One or more of these elements may be added. When the amount added exceeds 1% in total, the increase in yield strength becomes excessively large. Therefore, it is more preferable to set it as 0.7% or less. If possible, it is more preferably 0.5% or less. On the other hand, if it is less than 0.005%, the strength improvement and the effect as a hydrogen trap site are hardly exhibited. From the viewpoint of reliably obtaining the effect, the content is preferably 0.01% or more.
  • Ni and Cu are both elements that improve the strength and toughness, but if added in excess of 2% in total, the castability decreases, so the upper limit is made 2%.
  • the content is preferably reduced from the viewpoint of castability, and more preferably 1% or less. 0.5% is more preferable.
  • the total content is less than 0.005%, the effect of improving the strength and toughness is hardly exhibited. Therefore, one or more of Ni and Cu may be added in a total amount of 0.005% or more. From the viewpoint of strength and toughness, it is preferably 0.01% or more. Furthermore, it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • steel adjusted to the component composition of the present invention in normal melting, continuous casting, and steel plate manufacturing processes can be melted.
  • the effects of the present invention can be obtained more remarkably by adding Mn, Si, Al, etc. in this order.
  • the mechanism by which these steelmaking conditions affect the characteristics of the invention steel is considered as follows.
  • the composition fluctuation of the composite oxide of the steel of the present invention is mainly due to the thermodynamic oxide composition fluctuation during molten steel to solidification. Basically, in the process in which the oxide composition approaches an equilibrium state due to changes in system concentration and temperature, it is expressed using a non-equilibrium state.
  • oxygen in the molten steel forms a coarse oxide of A.
  • element B having a strong binding force with oxygen Element A in the oxide is replaced by element B.
  • a coarse A and B composite oxide (AB composite oxide) is formed.
  • Such a mechanism requires an elapsed time for forming a coarse composite oxide after the weak deoxidation element is added.
  • the composition of the AB composite oxide becomes too close to the oxide of B as an equilibrium state, and the effect of the composite oxide becomes small. Again, oxides float and come out of the molten steel, hindering the effect of improving characteristics.
  • the voids functioning as hydrogen trap sites are mainly formed in the cold rolling process after hot rolling. That is, the Fe—Mn composite oxide is crushed by rolling, and crushed voids are formed around the composite oxide particles. Therefore, it is important to control the shape of the complex oxide in the hot rolling process.
  • the composite oxide particles dispersed in the steel were originally an integral composite oxide. That is, it is considered that at the time of casting the molten steel whose component adjustment was completed, what was a large oxide was stretched, crushed and finely dispersed in the rolling process. Such stretching and crushing mainly occurs in the rolling process.
  • the steel plate temperature is high (1000 ° C. or higher), the oxide is mainly stretched.
  • the oxide is mainly crushed. If the composition is unevenly distributed in the oxide in such a process, the degree of stretching differs depending on the portion of the oxide, and the shape of the oxide becomes complicated. Further, it is expected that the thinned (thinned) portion is preferentially crushed, and the portion having a large shape variation is preferentially crushed due to the concentration of deformation stress. As a result, parts having different compositions are efficiently crushed and dispersed. During this crushing, voids may be formed around the composite oxide particles, which are also considered as hydrogen trap sites in the steel, which will significantly improve the delayed fracture resistance of hot stamp products. .
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a state in which a coarse composite oxide is stretched and crushed to form many crushed voids (hydrogen trapping ability) in the steel sheet.
  • the coarse composite oxide 1 is formed by combining two different kinds of oxides 1-1 and 1-2.
  • This composite oxide 1 becomes a composite oxide 3 stretched by hot rolling rough rolling 2 (indicated by an arrow in FIG. 1), and the respective oxides 3-1 and 3-2 are also stretched.
  • hot rolling finish rolling 4 indicated by an arrow in FIG. 1).
  • many crushed voids 5 are formed around the crushed composite oxide particles 5-1, 5-2. This crushing void 5 also becomes a hydrogen trap site, and the delayed fracture resistance is improved.
  • FIG. 2 shows a case where a coarse oxide is simply contained as in the prior art.
  • the coarse oxide 6 becomes an oxide 7 stretched by hot rolling rough rolling 2 (indicated by an arrow in FIG. 2).
  • hot rolling finish rolling 4 indicated by an arrow in FIG. 1.
  • the crushed oxide 8 does not disperse fine composite oxide particles as in the present invention, and therefore, a sufficient crushed void 5 as a hydrogen trap site cannot be obtained.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing that crushing voids are not formed before hot rolling, that is, when fine oxide is present in the slab stage. If the composite oxide 6 'is fine at the slab stage as shown in FIG. 3, the fine oxide 6' is difficult to be stretched by rough rolling 2 (indicated by an arrow in FIG. 3). As a result, even the finish rolling 4 (indicated by an arrow in FIG. 3) is not crushed so much, so that the crushed void 5 as a hydrogen trap site is hardly generated.
  • cold rolling has the effect of further finely crushing the oxide, similarly to hot rolling finish rolling 4 (indicated by arrows in FIGS. 1 to 3).
  • the composite oxide particles are uniformly dispersed in the steel plate.
  • the interface between the composite oxide particles and the steel serving as the matrix serves as a hydrogen trap site, it is preferable that the specific surface area (surface area per unit weight) of the composite oxide particles is large. For this reason, it is desirable that the composite oxide is fine. Moreover, it is desirable that the composite oxide is fine from the viewpoint of defect suppression.
  • the gap generated around the composite oxide particles also becomes smaller when the composite oxide particles are small. Therefore, it is desirable to refine the composite oxide also from the viewpoint of reducing the void volume in the steel sheet.
  • the ability to stretch, pulverize, and refine the composite oxide by rolling is convenient because the current process can be maintained.
  • the Fe—Mn composite oxide targeted in the present invention is an Fe—Mn composite oxide in which oxides such as Fe, Mn, Si, and Al are combined and integrated.
  • the composite oxide is desirably fine, but if it is too fine, the hydrogen trap effect is reduced. Therefore, the diameter of the complex oxide is preferably 0.10 ⁇ m or more. This is because an oxide smaller than this range has a very small effect as a hydrogen trap site, which is a major characteristic of the steel sheet of the present invention.
  • it is 0.50 ⁇ m or more, more preferably 1.0 ⁇ m or more, and further preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the diameter need not be particularly limited in view of the effect of the present invention.
  • the average diameter of the composite oxide is 15 ⁇ m or less, preferably 10 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or less.
  • the size is not particularly limited.
  • the voids have a major axis of 0.1 to 5 ⁇ m and an aspect ratio of 2 to 10.
  • the average diameter of the crushing voids is 100% or less of the average diameter of the composite oxide (particles). From the point of view of defects, it is better that the gap is small, and preferably 80% or less.
  • the average diameter of the voids in the present invention is defined as the average value obtained by measuring the major and minor diameters of five voids.
  • the composite oxide is softened due to the high temperature, and the hardness difference from iron as the parent phase is small. That is, in the temperature range of about 1000 ° C. or higher, which is the temperature range of rough rolling, the complex oxide is hardly crushed by rolling, and the complex oxide is stretched.
  • the composite oxide becomes difficult to stretch.
  • cracks to the extent that fine cracks are generated occur in part of the complex oxide.
  • cold rolling the composite oxide is crushed starting from the generated microcracks.
  • the temperature range for hot working is too high, it is not possible to impart a strain sufficient to form cracks to the composite oxide.
  • the shape of the composite oxide is not elongated but close to a spherical shape, so that cracks are difficult to occur. It is necessary for the formation of cracks to be moderately stretched and thin.
  • hot rolling it is necessary to control and impart the extension of the complex oxide by moderate deformation in a higher temperature range and the formation of cracks in the lower temperature range.
  • the form of the complex oxide that forms such cracks becomes more complex and efficient when the concentration difference exists in the complex oxide and the deformability is different as described above. A void can be formed.
  • the hot rolling heating temperature is preferably 1000 to 1400 ° C. Desirably, it is 1050 degreeC or more.
  • hot rolling rough rolling can be performed at 1000 degreeC or more
  • hot rolling finish rolling can be performed at 1000 degrees C or less after that.
  • the final finish rolling temperature is preferably 800 ° C. or lower. Desirably, it is 750 degreeC or less. This is because the stretched composite oxide is crushed. It is economically advantageous that the winding temperature is 700 ° C. or lower.
  • the rolling rate is 70% or more by rough rolling and the rolling rate is 70% or more by finish rolling.
  • the rolling reduction in finish rolling is more preferably 80% or more. More preferably, it is 90% or more. That is, this rolling rate allows the composite oxide to be stretched and crushed, and becomes a hydrogen trap site effective for improving delayed fracture resistance.
  • the rolling rate in cold rolling is preferably 30% or more. This is because the composite oxide is stretched and crushed at a cold rolling rate of 30% or more to become a hydrogen trap site effective in improving delayed fracture resistance, and further improved in delayed fracture resistance. Furthermore, if it is 40% or more, it is more preferable, and if it is 50% or more, a delay fracture-proof characteristic improvement becomes remarkable. In particular, when deep drawability is required, the rolling rate in cold rolling is preferably 60% or more.
  • annealing When annealing, either a continuous annealing method or a box annealing method applied to a normal cold-rolled steel sheet may be used.
  • hot stamping steel plates are used as automotive structural parts, most of them are used after surface treatment, and in particular, they are often used as plated steel plates.
  • the plated steel sheet aluminum plating, zinc-aluminum plating, and galvanization are usually performed.
  • the steel sheet for hot stamping of the present invention can also be plated as usual.
  • the surface of the steel sheet may be plated at a rate of 30 to 100 g / m 2 on one side.
  • the steel sheet is first heated to the austenite region, that is, the austenite region above the Ac 3 transformation point. In this case, it is sufficient to reach the austenite region, and if it is too high, coarsening and oxidation become remarkable, which is not preferable.
  • a high-strength part can be manufactured by starting molding with a mold, rapidly cooling while being restrained with a mold after processing, and performing martensitic transformation and quenching.
  • the rapid cooling rate from the austenite region is set to a critical cooling rate that is affected by the steel composition / structure.
  • the cooling completion temperature is preferably below the martensite transformation completion temperature.
  • tempering is not particularly required, but may be performed as necessary for correction when the strength is too high, or to improve toughness.
  • Example 1 Steels having chemical components shown in Tables 1-1 to 1-3 and Tables 2-1 to 2-3 were cast to produce slabs.
  • Tables 2-1 to 2-3 are based on steel types A, X, and AC described in Table 1-1 and Table 1-2, and are described in Tables 2-1 to 2-3.
  • blended each component element which shows is shown.
  • some cold-rolled steel sheets are hot dip galvanized (weight per unit: 30 to 90 g / m 2 on one side), alloyed hot dip galvanized (weight per unit: 30 to 90 g / m 2 on one side), hot dip galvanized (weight per unit: single side) 30 to 100 g / m 2 ) was applied in a continuous hot dipping line.
  • the steel sheet types are shown in Tables 1-1 to 3 and 2-1 to 3. The legend of steel sheet type is shown below.
  • HR hot rolled steel sheet
  • CR cold rolled steel sheet (annealed material)
  • AL hot dip galvanized steel sheet
  • GI hot dip galvanized steel sheet
  • GA galvannealed steel sheet.
  • Fracture voids around the complex oxide ⁇ : average diameter of voids 0.1 ⁇ m or more, X: Means an average diameter of voids of less than 0.1 ⁇ m.
  • the average diameter of the crushing voids around the composite oxide is preferably 0.1 ⁇ m or more.
  • these cold-rolled steel sheets were heated to an austenite region of 880 to 950 ° C., which is at least Ac3 point, by furnace heating, and then hot-formed.
  • the cross section of the mold shape is shown in FIG.
  • the legend in FIG. 4 shows the die shape of the die 9 and the punch 10.
  • the shape of the punch viewed from above is shown in FIG.
  • the legend in FIG. 5 shows the punch 10.
  • the shape of the die viewed from below is shown in FIG.
  • the legend in FIG. 6 shows the die 9.
  • the mold was determined to be a die shape with a clearance of 1.6 mm following the punch shape.
  • the blank size was 1.6 mm thick ⁇ 300 mm ⁇ 500 mm.
  • the molding conditions were a punch speed of 10 mm / s, a pressing force of 200 tons, and a holding time at the bottom dead center of 5 seconds.
  • a schematic diagram of the hot stamped molded article 11 is shown in FIG.
  • the quenching characteristics of the hot stamped parts were evaluated based on the martensite area ratio by observing the microstructure that had undergone nital corrosion after polishing the cross section with an optical microscope.
  • the evaluation results are shown in Tables 1-1 to 1-3 and Tables 2-1 to 2-3.
  • the legend is as follows. ⁇ : Martensite area ratio 90% or more, ⁇ : Martensite area ratio 80% or more, X: Martensite area ratio is less than 80%.
  • the martensite area ratio was set to a preferable range of 80% or more.
  • the delayed fracture resistance was evaluated by applying stress by piercing.
  • Piercing was performed using a punch having a diameter of 10 mm at a center piercing hole position 13 of the test part 12 shown in FIG. 8 and using a die having a diameter of 10.5 mm.
  • FIG. 8 shows the shape of the component viewed from above.
  • the legend in FIG. 8 shows the part 12 and the pierce hole center 13.
  • Piercing was performed within 30 minutes after hot forming, and the number thereof was set to ten.
  • the evaluation standard for hydrogen embrittlement resistance was to observe the entire circumference of the hole one week after piercing and to determine the presence or absence of cracks. Observation was performed with a magnifying glass or an electron microscope. The determination results are shown in Table 3.
  • the legend is as follows. Total number of microcracks in 10 points: A: 0, ⁇ : 1 piece ⁇ : Less than 5 X: 5 or more. Although the number of micro cracks is less than 5 as acceptable, it is needless to
  • Example 2 The rolling conditions were examined using steel types A, X, and AC shown in Tables 1-1 and 1-2. These slabs were heated to 1050 to 1350 ° C. and hot rolled to form hot rolled steel sheets at a finishing temperature of 800 to 900 ° C. and a winding temperature of 450 to 680 ° C. Tables 3-1 and 3-2 show the thickness, rough rolling rate, and finish rolling rate of the slab, rough rolled plate, and hot rolled plate. Thereafter, some hot-rolled steel sheets were pickled and then cold-rolled. Tables 3-1 and 3-2 show the thickness of the cold rolled sheet and the cold rolling rate.
  • HR hot rolled steel sheet
  • CR cold rolled steel sheet
  • A annealed material
  • N no annealing
  • AL hot dip galvanized steel sheet
  • GI hot dip galvanized steel sheet
  • GA galvannealed steel sheet.
  • these cold-rolled steel sheets were heated to an austenite region of 880 to 950 ° C., which is at least Ac3 point, by furnace heating, and then hot-formed.
  • FIG. 4 shows a cross section of the mold shape used in the examples.
  • the legend in FIG. 4 shows the die shape of the die 9 and the punch 10.
  • the shape of the punch viewed from above is shown in FIG.
  • the legend in FIG. 5 shows the punch 10.
  • the shape of the die viewed from below is shown in FIG.
  • the legend in FIG. 6 shows the die 9.
  • the mold was determined to be a die shape with a clearance of 1.6 mm following the punch shape.
  • the blank size was 1.6 mm thick ⁇ 300 mm ⁇ 500 mm.
  • the molding conditions were a punch speed of 10 mm / s, a pressing force of 200 tons, and a holding time at the bottom dead center of 5 seconds.
  • a schematic diagram of the hot press-formed product is shown in FIG.
  • the quenching characteristics of the steel sheet were evaluated based on the martensite area ratio by observing the microstructure subjected to nital corrosion after polishing the cross section with an optical microscope.
  • the evaluation results are shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the legend is shown below. ⁇ : Martensite area ratio 90% or more, ⁇ : Martensite area ratio 80% or more, X: Martensite area ratio is less than 80%.
  • the delayed fracture resistance was evaluated by applying stress by piercing.
  • Piercing was performed using a punch having a diameter of 10 mm at the center piercing hole position 13 of the test part 12 shown in FIG. 8 and using a diameter die having a clearance of 15% ⁇ 2.
  • FIG. 8 shows the shape of the component viewed from above.
  • the legend in FIG. 8 shows the part 12 and the pierce hole center 13.
  • Piercing was performed within 30 minutes after hot forming, and the number thereof was set to ten.
  • the evaluation standard for hydrogen embrittlement resistance was to observe the entire circumference of the hole one week after piercing and to determine the presence or absence of cracks. Observation was performed with a magnifying glass or an electron microscope. The determination results are shown in Tables 3-1 and 3-2. The legend is shown below. Total number of microcracks in 10 points: A: 0, ⁇ : 1 piece ⁇ : Less than 5 X: 5 or more.
  • the present invention can be used as a steel material for hot stamping, and can be used in a wide range of industrial fields such as automotive parts, home appliances and machine industries.

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Abstract

本発明は、ホットスタンプ後の部品強度や耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の提供を課題とする。本発明に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．１～３％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種：合計で０．００５～１％、Ｏ：０．００３～０．０３％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分からなり、鋼板中に、平均直径０．１～１５μｍのＦｅ－Ｍｎ系複合酸化物を生成させ、その複合酸化物とマトリックスである鋼の界面、および複合酸化物周囲の間隙に水素をトラップさせることで、課題を解決した。

Description

ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法と高強度部品の製造方法
　本発明は、耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ用鋼板、及びその製造方法、並びにこの鋼板を用いてホットスタンプ成形する高強度部品に関するものである。特に自動車用構造部品に使用される高強度部品の製造方法に関するものである。
　近年、地球環境の観点から自動車の軽量化が強く望まれており、自動車ボデー、例えば、ピラー、ドアインパクトビーム、バンバービーム等の自動車用構造部品では、高強度鋼板を適用し鋼板の板厚を薄くして軽量化が図られている。このため、鋼板の高強度化も進み、特に引張り強度（ＴＳ）が１０００ＭＰａを越えるような高強度鋼板が開発されているが、鋼板の高強度化は部品製造時の加工性、プレス成形性の低下を招き、特にスプリングバック等の製品精度の確保がより難しくなってくる。
　これらの課題解決のために、近年、鋼板の高強度化と加工性、製品精度を同時に満足する手法としてホットスタンプ工法（プレスクエンチ工法）が実用技術として使用されるようになってきた。例えば特許文献１に開示されている。これは、鋼板を約９００℃程度のオーステナイト域まで加熱した後、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焼き入れを行い高強度の材質を得るものである。このホットスタンプ工法により、プレス成形時に導入される残留応力も減少するため、ＴＳで１１８０ＭＰａを超えるような高強度鋼板で問題となる成形時の割れ発生や形状凍結不良等の不具合が抑制され、比較的良好な製品精度の部品の製造が可能となっている。
　自動車等に使用される高強度鋼板は高強度化されるほど上述した成形性の問題が生じる。また、特に１０００ＭＰａを超えるような高強度材においては、従来から知られているように、水素脆化（置きわれや遅れ破壊と呼ばれることもある）という本質的な問題がある。ホットプレス用鋼板の場合、高温でのプレスによる残留応力は少ないものの、プレス前の加熱時に水素が鋼中に浸入することと、プレス後の残留応力により水素脆化の感受性が高くなる。
　遅れ破壊による割れを防止する方法として、ホットスタンプ時の加熱雰囲気を制御する方法がある。例えば、特許文献２に、ホットスタンプの加熱雰囲気中の水素濃度を６体積％以下、露点を１０℃とする方法が提案されている。これは、ホットスタンピングの加熱雰囲気の制御方法に関するものである。すなわち、水素濃度、露点を制御することにより、加熱中に鋼板への外部水素の侵入を抑制するものである。従って、鋼板自体を改良するものではなく、雰囲気制御装置を有したホットスタンプでしか適用できない。
　この他、ホットスタンプ用鋼板として、鋼板に侵入する水素をトラップすることにより遅れ破壊を防止する鋼板が知られている。例えば特許文献３には、耐遅れ破壊性を向上させたホットスタンプ用鋼板が提案されている。この技術は、鋼中に平均粒径が０．０１~５．０μｍの範囲にあるＭｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種もしくは２種以上の複合酸化物を、１平方ｍｍ当り１×１０２個~１×１０７個含有させ、これらの酸化物とこれらを核とする複合晶出物や複合析出物が水素トラップサイトとして働くことによって、耐遅れ破壊性を向上させたものである。
　また、同様な技術として特許文献４には、ベイナイト又はマルテンサイトを面積率で最大の相として、粒内のＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物のいずれか１種以上を、平均粒子径ｄ：０．００１~５．０μｍ、密度ρ：１００~１×１０１３個／ｍｍ２、平均粒子径の標準偏差σと平均粒子径ｄの比σ／ｄ≦１．０を満たし、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板とする技術が開示されている。
　さらに、ほうろう用鋼板では、耐つまとび性を改善するために、鋼板中に空隙を形成して、水素トラップとすることが有効であることが知られている。特許文献５には、鋼板中にＦｅ−Ｎｂ−Ｍｎ系複合酸化物を形成し、その酸化物中のＮｂ、Ｍｎの偏在を大きくすることで水素トラップ能力を高めることが提案されている。しかし、特許文献５に記載の技術は、Ｃ（炭素）含有量の少ない（通常０．０１質量％以下）ほうろう用鋼板を前提とした技術であり、自動車用鋼板等のＣ含有量の多い高強度鋼板（Ｃが０．０５質量％以上）にはＣの脱酸作用が無視できず、単純には適用できない。
　また、ほうろう用鋼板で問題にする水素量は１０~１００ｐｐｍと高濃度であるのに対し、高強度鋼板では１~３ｐｐｍの極低濃度の水素量を問題としている。
　従って、特許文献５に記載の技術を、Ｃ含有量の多い高強度鋼板へは、そのまま適用できない。
　Ｃ（炭素）含有量の多い高強度鋼材へこれらの技術を適用するには、鋼板中に存在する酸化物等のサイズ（平均粒径）と存在状態（密度）を適切に制御することが重要な要件となる。しかしながら、水素トラップサイトとして有効で、且つ粗大なクラックの起点とならないような粒径と密度となるように厳密に制御することは技術的に容易でない。
特開平１０−９６０３１号公報 特開２００６−５１５４３号公報 特開２００６−９１１６号公報 特開２００５−６８５４８号公報 ＷＯ２００８／０３８４７４号公報
　以上、ホットスタンプした鋼板の水素脆性による遅れ破壊対策について現状の技術を説明した。問題点は、Ｃ含有量の多い高強度鋼板をホットスタンプした際に、水素脆化による遅れ破壊を抑制する技術が、現時点ではないことである。
　そこで本発明の課題は、Ｃ含有量の多い高強度鋼板において、強度を確保しつつ、有効な水素トラップを鋼材中に形成し、ホットスタンプ後の部品強度や耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板、およびその製造方法ならびにホットスタンプ高強度部品の製造方法を提供することである。
　本発明者らは、ホットスタンプ用鋼板の耐遅れ破壊特性を改善すべく、鋼板中に侵入する水素をトラップすることが有効であることに着目し、鋭意研究した。その結果、鋼板中にＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物を生成させ、その複合酸化物とマトリックスである鋼の界面に水素をトラップできることを見出し、本発明に至った。
　Ｃ含有量の多い高強度鋼板においては、通常、金属酸化物は介在物として欠陥となる。このため、できる限り鋼中の酸素を取り除き、金属酸化物の生成を抑制している。そのために、Ａｌなどの脱酸元素を加え、溶鋼段階で酸素濃度を低減させている。
　しかし、本発明のように、鋼中にＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物を形成させるためには、ある程度、鋼中に酸素を残存させる必要がある。また、Ｃそのものが脱酸作用を有するため、一般には、Ｃ含有量の多い鋼板では、鋼中の酸素が少なくなってしまう。
　そこで、本発明者らは、鋼板中のＡｌ濃度を減らし、脱酸効果を弱め、鋼中酸素濃度を確保することで、Ｃ含有量の多い鋼板においても複合酸化物を生成させ得ることを見出した。
　また、複合酸化物の水素トラップ効果を上げるため、複合酸化物を破砕し、その表面積を増やすことも有効であることを見出した。複合酸化物を破砕、微細化することにより、欠陥としての影響度も下がり、鋼板の性能向上につながることも見出した。
　さらに、複合酸化物の周囲に間隙があると、水素トラップ効果がより向上することもわかった。
　発明者らは、そのための製造方法についても、鋭意検討を行った。
　Ｃ含有量が多い溶融鋼は粘度が高いので、Ｆｅ−Ｍｎ系複合酸化物が浮上し難く、鋼中にＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物を生成させやすいことがわかった。
　そして、鋼中にＦｅ−Ｍｎ複合酸化物を生成させた鋳片（スラブ）を、圧延（熱間圧延、もしくはさらに冷間圧延）することにより、複合酸化物を延伸・破砕させることができることもわかった。こうして、鋼板中に効率的に、尚且つ亀裂の起点となりにくい水素トラップサイトができることを見出した。また、同様なプロセスにおいて有効な空隙を形成できることも見出した。本発明は、かかる知見を基に完成した。本発明の要旨は、次の通りである。
　（１）　質量％で、
Ｃ：０．０５~０．４０％、
Ｓｉ：０．００１~０．０２％、
Ｍｎ：０．１~３％、
Ａｌ：０．０００２~０．００５％、
Ｔｉ：０．０００５~０．０１％、
Ｏ：０．００３~０．０３％、および
ＣｒとＭｏのうち１種又は２種の合計で０．００５~２％、
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分からなり、かつ平均直径０．１~１５μｍのＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物粒子を分散して含有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
　なお、Ｓ、Ｐ、Ｎは不可避的不純物であるが、以下の含有量に規制する。
Ｓ：０．０２％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
　（２）　さらに、質量％で、
（ａ）Ｂ：０．０００５~０．０１％、
（ｂ）Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で０．００５~１％、
（ｃ）Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種を合計で０．００５~２％、
で示される（ａ）~（ｃ）の３群のうち１群または２群以上に含まれる成分を含有することを特徴とする上記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
　（３）　前記複合酸化物粒子の周囲に空隙を有することを特徴とする（１）または（２）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
　（４）　前記複合酸化物粒子の周囲の空隙の平均径が、前記複合酸化物粒子の平均径の１０~１００％であることを特徴とする（１）または（２）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
　（５）　上記（１）または（２）のいずれか１項に記載の鋼板にアルミめっき、亜鉛−アルミめっき、または亜鉛めっきの内のいずれかのめっきを施したことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
　（６）　上記（１）または（２）のいずれかに記載の化学成分の鋳片を熱間圧延する際に、粗圧延の圧延率を７０％以上、仕上げ圧延の圧延率を７０％以上として熱間圧延することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
　（７）　上記（６）に記載の熱間圧延した熱延鋼板を、さらに酸洗して圧延率３０％以上で冷間圧延を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
　（８）　上記（７）に記載の冷間圧延した冷延鋼板に焼鈍を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
　（９）　上記（１）または（２）のいずれかに記載の鋼板をＡｃ３以上のオーステナイト域の温度に加熱した後、金型での成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行うことを特徴とする高強度部品の製造方法。
　本発明のホットスタンプ用高強度鋼板は、複合酸化物を延伸・破砕させることにより、水素トラップサイトとして有効な複合酸化物粒子およびその周囲の空隙を形成するものである。このことから、従来のように酸化物等のサイズ（平均粒径）と存在状態（密度）を厳密に制御する必要が無く、遅れ破壊特性に優れた鋼板を提供することができ、本発明の鋼板により製造された部材を使用すれば自動車の軽量化、安全性向上に大きく貢献できるものと考えられ、産業上の寄与は大きい。
　図１は、粗大複合酸化物が延伸、破砕されて鋼板に破砕空隙（水素トラップ能）が多く形成される状態を示す模式図である。
　図２は、粗大酸化物が延伸、破砕されて鋼板に破砕空隙（水素トラップ能）が少なく形成される状態を示す模式図である。
　図３は、微細酸化物が存在する場合には、破砕空隙が形成されないことを示す模式図である。
　図４は、実施例で用いた金型形状の断面図である。
　図５は、実施例で用いたパンチを上方から見た形状を示す図である。
　図６は、実施例で用いたダイスを下方から見た形状を示す図である。
　図７は、ホットスタンプ成形品の模式図である。
　図８は、耐遅れ破壊特性の評価のための試験部品を上方から見た形状を示す図である。
　以下に本発明を詳細に説明する。
　遅れ破壊については、外部環境から鋼板中に侵入し、鋼板中を室温で拡散する拡散性水素に起因して発生していることは既に知られている。したがって、外部環境から侵入した水素を鋼板中の何らかの部分に捕捉（トラップ）すれば、水素を無害化することが可能になり、遅れ破壊が抑制される。
　本発明者らは、製鋼工程において鋼中にＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物を生成させた鋳片を鋳造し、その鋳片を熱間圧延、冷間圧延し複合酸化物を延伸・破砕させることにより、微細破砕されたＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物粒子間に微細な空隙が形成でき、この空隙が水素トラップサイトとして有効であり、その部分に遅れ破壊の要因と考えられている拡散性水素がトラップされ、遅れ破壊の感受性が下がることを見出した。さらに、それら空隙は、亀裂の起点にはなりにくい大きさ、形状であることも見出し、強度を要求するホットスタンプ材に適用することを試みた。
　まず、本発明のホットスタンプ後の部品強度や耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の各成分を、所定の範囲に限定する理由について説明する。ここで成分についての％は質量％を意味する。
　（Ｃ：０．０５~０．４０％）
　Ｃは、冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素である。強度向上のために０．０５％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、衝撃変形時の強度や溶接性が劣化するため、Ｃは０．０５~０．４０％とした。強度の観点から、さらに、Ｃ含有量を０．１５％以上とすることが好ましく、さらに０．２％以上とするとより好ましい。
　また、衝撃変形時の強度や溶接性の劣化や、Ｃによる脱酸素効果の観点から、Ｃ含有量は、０．３５％以下とすることが好ましく、さらに０．３％以下とするとより好ましい。
　（Ｓｉ：０．００１~０．０２％）
　Ｓｉは、脱酸元素として作用する。本発明は酸化物量を一定以上確保することが必須となるため、酸素含有量を低減するＳｉは０．０２％以下に規定した。有効な酸化物量を得るためにはＳｉ含有量を０．０１５％以下、さらには０．０１％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量の下限は特に問わないが、脱Ｓｉ処理に時間と費用がかかることから、０．００１％を下限とする。
　（Ｍｎ：０．１~３％）
　Ｍｎは、ホットスタンプ、焼き入れ性に影響する元素であり、鋼板の強度上昇に有効である。また、Ｍｎは添加によりＦｅ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるため、本発明においては重要な成分である。この複合酸化物が遅れ破壊の要因となる水素のトラップサイトとなる。このため、Ｍｎの添加は耐遅れ破壊性の向上に効果的である。
　そして、形成された複合酸化物は微細なため、打抜き面の粗大なクラックの発生を抑制するのに有効となる。酸化物を形成させ水素トラップサイトとしてＭｎを最大限に活用するには、Ｍｎ増加により酸化物組成の制御が容易になるので積極的に添加するとよい。Ｍｎが０．１％未満ではこの効果が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とするとよい。その効果を確実にするために、Ｍｎ含有量は０．５％以上とすることが好ましい。さらに、１．３０％以上であれば、さらに好ましい。
　また、Ｍｎ含有量が３．０％を超えるとＰ、Ｓとの共偏析を助長し、靭性の低下を招き耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は３％以下とするとよい。より望ましくはＭｎ含有量を２．０％以下とするとよく、１．５０％以下とするとさらに好ましい。
　（Ｓ：０．０２％以下）
　Ｓは、不可避的不純物として含有され、過多に含有する場合には加工性を劣化させるとともに、靱性劣化の原因となり、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓは少ないほどよい。許容できる範囲として、０．０２％以下に規定した。好ましくは、０．０１％以下にするとよい。さらに、Ｓ含有量を０．００５％以下に規制することにより、衝撃特性が飛躍的に向上する。
　（Ｐ：０．０３％以下）
　Ｐは、不可避的不純物として含有され、過多に添加された場合には靱性に悪影響を及ぼす元素であり、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｐは少ないほどよい。許容できる範囲として、０．０３％以下に規制した。さらに、０．０２５％以下とすることが好ましく、さらに０．０２％以下とすると耐遅れ破壊特性の改善効果は大きい。
　（Ａｌ：０．０００２~０．００５％）
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われるために必要な元素である。本発明は酸化物量を一定以上確保することが必要なため、脱酸効果のあるＡｌが０．００５％を超えると耐遅れ破壊特性を向上させる酸化物量が確保できない。このため、上限を０．００５％とした。マージンを考慮するとＡｌ含有量を０．００４％以下とすることが好ましく、さらに０．００３％以下とするとなお好ましい。また、下限は特に限定するものではないが、脱Ａｌ処理に時間と費用がかかることから、０．０００２％以上とするのが現実的である。
　（Ｔｉ：０．０００５~０．０１％以下）
　Ｔｉも脱酸性の元素であり下限は特に限定するものではないが、脱Ｔｉ処理に時間と費用がかかることから、０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上とすれば十分である。一方、多量の添加は耐遅れ破壊特性を向上させる酸化物を減少させるため上限を０．０１％とした。さらに、０．００８％以下とすることが好ましく、さらに０．００６％以下とすると耐遅れ破壊特性の改善効果は大きい。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、０．０１％を超えると窒化物の粗大化および固溶Ｎによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため、Ｎは少ないほどよい。Ｎの許容できる範囲として０．０１％以下の範囲に規定した。好ましくは０．００８％以下とするとよい。０．００６％以下であれば、より靭性劣化を抑制できるので好ましい。
　（Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種を合計で０．００５~２％）
　Ｃｒ、Ｍｏは、共に焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。このためＣｒ、Ｍｏの１種または２種を合計で０．００５~２％添加する。０．００５％未満ではこれらの効果が十分期待できない。より好ましくは０．０１％以上であるとよい。さらには、０．０５％以上であればその効果は顕著になる。また、合計で２％を超えると降伏強度が過度に上昇し、また靱性を劣化させて耐遅れ破壊特性を低下させる。できれば、耐遅れ破壊特性の観点から１．５％以下とすることが、より好ましい。
　（Ｏ：０．００３~０．０３％）
　Ｏは、本発明においてはＦｅ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるために必要な元素であり、０．００３~０．０３％含有させることが必要である。０．００３％未満であると、十分な量のＦｅ−Ｍｎ複合酸化物を形成することができない。Ｆｅ−Ｍｎ複合酸化物の形成の観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。一方０．０３％を超えて含有させると鋳片にブローホールなどの内部欠陥が発生するため、上限を０．０３％に規定した。内部欠陥の観点からは、少ない方がよく、Ｏ含有量は０．０２％以下であることが好ましい。できれば、０．０１５％以下であると欠陥は顕著に減少する。
　（Ｂ：０．０００５~０．０１％）
　Ｂは、焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効にするためには、０．０００５％以上の添加が必要ある。その効果を確実に得るためには、０．００１％以上とすることが好ましい。さらには、０．００１５％以上であればより好ましい。一方、過多に添加してもその効果は飽和するので、０．０１％を上限とした。コスト対効果の観点でみると、０．００８％以下にすることが好ましく、できれば０．００５％以下とするとさらに好ましい。
　（Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で０．００５~１％）
　Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏは炭化物生成元素であり、析出物を生成させてホットスタンプ、焼き入れした部材の強度を確保する。さらに、これらはＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物に含有され、耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトとして働き、耐遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。これらの元素のうち１種または２種以上を添加すればよい。添加量が、合計で１％を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる。そのため、０．７％以下とすることがより好ましい。できれば、０．５％以下とすることがさらに好ましい。一方、０．００５％未満では強度向上、および水素トラップサイトとしての効果が発揮されにくい。その効果を確実に得る観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。
　（Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種を合計で０．００５~２％）
　Ｎｉ、Ｃｕは、共に強度および靱性を向上させる元素であるが、合計で２％を超えて添加すると、鋳造性が低下するため上限を２％とする。鋳造性の観点から含有量を少なくするとよく、１％以下であることがより好ましい。０．５％であれば、さらに好ましい。一方、合計で０．００５％未満では強度および靱性の向上効果が発揮されにくいため、Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上を合計で０．００５％以上添加するとよい。強度、靭性の観点から０．０１％以上であることが好ましい。さらには、０．０２％以上あると、より好ましい。
　次に、本発明の耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
　本発明では、通常の溶製、連続鋳造、鋼板製造工程で本発明の成分組成に調整した鋼を溶製することができる。特に、本発明の特徴であるＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物を形成させるには、鋼の溶製、鋳造工程において、脱酸能の弱い元素から添加することが好ましい。例えば、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ等の順で添加することで本発明の効果をより顕著に得ることが可能となる。
　これら製鋼条件が発明鋼の特性に影響するメカニズムは、以下のように考えられる。本発明鋼の複合酸化物の組成変動は、主として溶鋼~凝固時の、熱力学的な酸化物の組成変動による。基本的に、系の濃度変化および温度変化により酸化物組成が平衡状態に近づく過程で、非平衡的な状態を利用して発現させているものである。脱酸能の弱い元素Ａを先に添加することで、溶鋼中の酸素は粗大なＡの酸化物を形成するが、その後、酸素との結合力の強い元素Ｂを添加することで、Ａの酸化物中の元素Ａは元素Ｂに置き換わっていく。その過程で、粗大なＡとＢの複合酸化物（Ａ−Ｂ複合酸化物）が形成される。脱酸能の強い元素を先に添加してしまうと、その後の複合化が起き難いだけでなく、添加と共に多量の酸化物が形成され、脱酸される。多量の酸化物は溶鋼中を浮上し、鋼中への酸化物の分散が困難になる。その結果、製品の耐遅れ破壊性向上効果が低減する。
　このようなメカニズムにより、弱脱酸元素を添加後に粗大な複合酸化物を形成するための経過時間を要するものである。一方、元素添加後、過剰に長い時間を経てしまうと、Ａ−Ｂ複合酸化物の組成が、平衡状態としてのＢの酸化物に近くなりすぎ、複合酸化物の効果が小さくなるだけでなく、やはり酸化物が浮上し溶鋼外に出てしまい、特性向上効果を阻害する。
　水素トラップサイトとして機能する空隙は、主として熱間圧延以降の冷延工程で形成される。つまり、Ｆｅ−Ｍｎ系複合酸化物が圧延により破砕され、複合酸化物粒子の周囲に破砕空隙が形成されるからである。そのため、熱延工程において複合酸化物の形状を制御しておくことが重要である。
　本発明において、鋼中に分散している複合酸化物粒子は、元は一体の複合酸化物であった。すなわち、成分調整が終了した溶鋼を鋳造した時点では、大きな一つの酸化物であったものが、圧延工程で延伸、破砕され、微細に分散したものと考えられる。このような延伸・破砕は、主として、圧延工程で起る。鋼板温度が高いとき（１０００℃以上）は、酸化物は主に延伸される。
　一方、鋼板温度が低いとき（１０００℃以下）は、酸化物は主に破砕される。このような工程において酸化物内に組成に偏在があると、酸化物の部位により延伸の程度が異なり、酸化物の形状は複雑なものとなる。また、細く（薄く）なった部位は優先的に破砕し、また形状の変動が大きい部位は変形応力の集中により優先して破砕することが予想される。その結果として、組成が異なる部位は効率的に破砕され、分散することになる。この破砕の際に、複合酸化物粒子の周囲に空隙が形成される場合があり、これも鋼中で水素トラップサイトとなり、ホットスタンプ製品の耐遅れ破壊性を顕著に向上させるものになると考えられる。
　以上のことについて、図を参照して説明する。
　図１は、粗大複合酸化物が延伸、破砕されて鋼板に破砕空隙（水素トラップ能）が多く形成される状態を示す模式図である。図１では、粗大複合酸化物１は、異なる２種類の酸化物１−１，１−２が複合して形成されている。この複合酸化物１が、熱延粗圧延２（図１中に矢印で示す）で延伸された複合酸化物３となり、それぞれの酸化物３−１，３−２も延伸される。次に、熱延仕上圧延４（図１中に矢印で示す）で、さらに延伸され、破砕される。このとき、それぞれ硬さの異なる酸化物が破砕されるので、破砕された複合酸化物の粒子５−１、５−２の周囲に多くの破砕空隙５が形成される。この破砕空隙５も水素トラップサイトとなり耐遅れ破壊性が向上する。
　これに対し、従来のように単に粗大酸化物を含有するだけの場合を図２に示す。粗大酸化物６は熱延粗圧延２（図２中に矢印で示す）で延伸された酸化物７となる。次に、熱延仕上圧延４（図１中に矢印で示す）で、延伸・破砕される。しかし、単体の酸化物であるので、破砕された酸化物８も、本発明のように微細な複合酸化物粒子が分散せず、そのため水素トラップサイトとして十分な破砕空隙５を得ることができない。
　図３は、熱延前、つまりスラブ段階で微細酸化物が存在するときに、破砕空隙が形成されないことを示す模式図である。図３のようにスラブ段階で微細な複合酸化物６’であると、微細酸化物６’は粗圧延２（図３中に矢印で示す）では延伸されにくい。その結果、仕上圧延４（図３中に矢印で示す）でも、あまり破砕されないため、水素トラップサイトとしての破砕空隙５が生じにくくなる。
　なお、図示してはいなが、冷間圧延は、熱延仕上圧延４（図１~３中に矢印で示す）と同様に、酸化物をさらに微細に破砕する効果がある。
　水素を効率よくトラップするには、複合酸化物粒子が鋼板中に一様に分散されていることが望ましい。また、複合酸化物粒子とマトリックスとなる鋼の界面が、水素トラップサイトとなるため、複合酸化物粒子の比表面積（単位重量あたりの表面積）が大きい方がよい。このため、複合酸化物は微細であることが望ましい。また、欠陥抑制の観点からも、複合酸化物は微細であることが望ましい。
　さらに、複合酸化物粒子の周囲に生成する間隙も、複合酸化物粒子が小さいと、小さくなる。従って、鋼板中の空隙体積を小さくする観点からも、複合酸化物は微細化することが望ましい。また、圧延により複合酸化物を延伸、破砕し、微細化できることは、現状のプロセスのままできるため都合が良い。
　本発明で対象とするＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化物が複合して一体となったＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物である。複合酸化物は微細であることが望ましいが、あまり微細になると水素トラップ効果が低減する。従って、複合酸化物の直径は０．１０μｍ以上とすることが好ましい。この範囲より小さな酸化物は、本発明鋼板の特性上の大きな特徴である水素トラップサイトとしての効果が非常に小さくなるためである。好ましくは、０．５０μｍ以上、さらに好ましくは１．０μｍ以上、さらに好ましくは２．０μｍ以上が好ましい。
　直径の上限は、本発明の効果を考える上では特に限定する必要はない。ただし含有酸素量にもよるが、粗大な複合酸化物が多くなると複合酸化物の数密度が減少し、水素トラップ効果が小さくなる。また、あまりに粗大な酸化物は一般的に知られているように製品板の加工の際に鋼板の割れ起点となり加工性を阻害する。これらを考えると、複合酸化物の平均直径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下にとどめることが好ましい。
　酸化物の平均直径及び酸化物近傍の空隙は鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡で観察することが望ましい。さらに詳細な観察を行なう場合には鋼板を薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察することが望ましい。空隙の測定については、例えば、ＪＩＳ（日本工業規格）　Ｇ０５５５「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に記載されている。
　同様に破砕空隙が生成する場合、その大きさは特に限定されない。空隙の大きさは、長径が０．１~５μｍで、アスペクト比が２~１０になる。しかし、破砕空隙が大きすぎるとボイド欠陥となり、鋼材特性を悪化させる。通常は、破砕された複合酸化物の大きさ程度になる。従って、破砕空隙の平均径は、複合酸化物（粒子）の平均径の１００％以下となる。欠陥の観点からは空隙も小さいほうがよく、望ましくは、８０％以下であるとよい。空隙の平均径の下限は特に設定しない。平均径が０、つまり空隙がない状態であっても、複合酸化物と鋼の界面で水素トラップサイトとなるからである。
　本発明での空隙の平均径とは、空隙５個の長径、短径をそれぞれ測定し、それらの平均値と定義する。
　熱延（熱間圧延）、特に粗圧延では、温度が高いため複合酸化物も軟化しており母相である鉄との硬度差も小さい。すなわち、粗圧延の温度域である約１０００℃以上の温度域では、圧延による複合酸化物の破砕はほとんど起きず、複合酸化物は延伸する。
　また１０００℃より低温、望ましくは９００℃以下になると複合酸化物は延伸しにくくなる。熱延仕上圧延の前段では、微小なクラックが生成する程度の割れが、複合酸化物の一部で起きる。さらに熱延仕上圧延後段や冷延（冷間圧延）では、生成した微小クラックを起点にして、複合酸化物が破砕される。このように適度に延伸し、同時に微小なクラックを有し、破砕された複合酸化物を得るためには、熱延時の温度制御および各温度域での歪量、歪速度の制御が重要となる。
　熱間加工の温度域が高すぎるとクラックを形成するだけの歪を複合酸化物に付与することができない。また低すぎると複合酸化物の形態が伸びたものでなく球形に近いものとなるためクラックが入りにくくなる。適度に伸びて厚さが薄くなっていることがクラックの形成には必要である。このためには熱間圧延においてより高温域での適度な変形による複合酸化物の延伸と、低温域でのクラックの形成を制御して付与する必要がある。そして、このようなクラックを形成する複合酸化物の形態は、前述のように複合酸化物内に濃度差が存在し変形能に差異がある場合に、より複雑なものとなり、効率的に有効な空隙を形成することが可能となる。
　熱延条件としての熱延加熱温度や巻取温度等は通常の操業範囲で通常どおりに設定することが可能である。熱延で複合酸化物延伸効果を十分に得るために、熱延加熱温度は１０００~１４００℃とするとよい。望ましくは、１０５０℃以上とするとよい。これにより、熱延粗圧延を１０００℃以上で行うことができ、その後１０００℃以下で熱延仕上圧延を行うことができる。最終仕上圧延温度は８００℃以下とするとよい。望ましくは７５０℃以下とするとよい。これにより、延伸された複合酸化物の破砕が進むためである。巻取温度は７００℃以下とすることが経済的に有利である。
　また、複合酸化物の形態制御のためには粗圧延にて圧延率７０％以上、仕上げ圧延にて圧延率７０％以上とすることが好ましい。悪化率が高いほど、複合酸化物の破砕延伸効果があるので、粗圧延では圧下率７５％以上であるとより好ましい。８０％以上あれば、さらに好ましい。また、仕上げ圧延での圧下率は８０％以上あるとより好ましい。９０％以上であればさらに好ましい。すなわち、この圧延率で複合酸化物の延伸・破砕がすすみ、耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトになるからである。
　熱間圧延でも、水素トラップサイトとなる複合酸化物微粒子は得られるが、さらに冷間圧延により、複合酸化物を微細化することにより、水素トラップ効果を向上させることができる。冷間圧延は、複合酸化物を十分に破砕するためには、冷延での圧延率を３０％以上とするとよい。３０％以上の冷延率で複合酸化物が延伸・破砕して耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトとなり耐遅れ破壊特性向上が更に向上するからである。さらに４０％以上であればより好ましく、５０％以上であれば耐遅れ破壊特性向上が顕著となる。特に深絞り性を必要とする場合は、冷延での圧延率６０％以上とすることが好ましい。
　焼鈍をする場合は、通常の冷延鋼板に施される連続焼鈍法または箱（ボックス）焼鈍法のいずれでもよい。
　ホットスタンプ用鋼板は、自動車用構造部品として用いられる場合には、その多くが表面処理をして用いられ、特にめっき鋼板として用いられる場合が多い。めっき鋼板としては、通常、アルミめっき、亜鉛−アルミめっき、亜鉛めっきが施される。本発明のホットスタンプ用鋼板も常法どおりこれらのめっきを施すことができる。たとえば、溶融アルミめっきを施す場合には、鋼板表面に片面３０~１００ｇ／ｍ２程度のめっきを施せばよい。
　また、本発明でホットスタンプにより高強度部品を製造するためには、鋼板をまずオーステナイト域、すなわちＡｃ３変態点以上のオーステナイト領域に加熱する。この場合オーステナイト域に達しておればよく、あまり高くしすぎると粗粒化や酸化が著しくなるので好ましくない。ついで、金型で成形加工を開始し、加工後に金型で拘束しながら急速冷却し、マルテンサイト変態させて焼入れを行うことで、高強度部品を製造方法することができる。
　冷却速度が遅くなると焼きが入らなくなり、目的とする強度が得られなくなるので、オーステナイト域からの急速冷却の速度としては鋼成分・組織により影響される臨界冷却速度以上とする。冷却完了温度はマルテンサイト変態完了温度以下が望ましい。
　なお、焼戻しはとくにはしなくてもよいが、強度が高すぎる場合の修正、または靭性向上のために必要に応じておこなってもよい。
　以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
　（実施例１）
　表１−１~１−３、表２−１~２−３に示す化学成分の鋼を鋳造し、スラブを製造した。なお、表２−１~２−３は、表１−１、表１−２に記載されている鋼種Ａ、Ｘ、ＡＣをベース鋼とし、それに表２−１~２−３に記載されている各成分元素を調合した鋼種を示している。
　これらのスラブを１０５０~１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８００~９００℃、巻取温度４５０~６８０℃で板厚４ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗を行った後、冷間圧延により板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。その後、連続焼鈍（焼鈍温度７２０~８３０℃）を施した。また一部の冷延鋼板について溶融亜鉛めっき（目付け量：片面３０~９０ｇ／ｍ２）、合金化溶融亜鉛めっき（目付け量：片面３０~９０ｇ／ｍ２）、溶融アルミめっき（目付け量：片面３０~１００ｇ／ｍ２）を連続溶融めっきラインにて施した。鋼板種を表１−１~３、２−１~３に示す。鋼板種の凡例を以下に示す。
　ＨＲ：熱延鋼板、ＣＲ：冷延鋼板（焼鈍材）、ＡＬ：溶融アルミめっき鋼板、ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　製造された鋼板中のＦｅ−Ｍｎ複合酸化物の平均（算術平均）粒径、破砕空隙の有無について鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡観察、もしくは薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察した。その結果を表１−１~３、表２−１~３に合わせて示す。凡例は以下のとおりである。
　複合酸化物の平均粒径：
　○：平均直径０．１~１５μｍ、
　×：平均直径０．１μｍ未満もしくは１５μｍ超
　複合酸化物の平均直径は、前述したように０．１~１５μｍを合格とした。
　複合酸化物周囲の破砕空隙：
　○：空隙の平均径０．１μｍ以上、
　×：空隙の平均径０．１μｍ未満　を意味する。
　複合酸化物周囲の破砕空隙の平均径は、前述したように０．１μｍ以上が望ましい。
　その後、それらの冷延鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である８８０~９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、熱間成形加工を行った。加熱炉の雰囲気は燃焼排ガスを用い、その雰囲気中の水素濃度は２％、露点２０℃であった。
　金型形状の断面を図４に示す。図４中の凡例はダイス９、パンチ１０の金型形状を示している。パンチを上方から見た形状を図５に示す。図５中の凡例はパンチ１０を示している。ダイスを下方から見た形状を図６に示す。図６中の凡例はダイス９を示している。金型はパンチ形状に倣い、板厚１．６ｍｍのクリアランスにてダイスの形状と決定した。ブランクサイズを１．６ｍｍ厚×３００ｍｍ×５００ｍｍとした。成形条件としては、パンチ速度１０ｍｍ／ｓ、加圧力２００トン、下死点での保持時間を５秒とした。ホットスタンプ成形品１１の模式図を図７に示す。
　ホットスタンプ部品の焼入れ特性は断面を研磨したのちナイタール腐食を行なったミクロ組織を光学顕微鏡で観察して、マルテンサイトの面積率により評価した。評価結果を表１−１~１−３、表２−１~２−３に合わせて示した。凡例は以下のとおりである。
　○：マルテンサイト面積率９０％以上、
　△：マルテンサイト面積率８０％以上、
　×：マルテンサイト面積率８０％未満。
　マルテンサイト面積率は８０％以上を好ましい範囲とした。
　耐遅れ破壊特性の評価はピアス加工により応力を付与することにより行った。図８に示す試験部品１２の中央のピアス穴位置１３に直径１０ｍｍのパンチを用い、直径１０．５ｍｍのダイスを用いてピアス加工を行った。図８は部品を上方から見た形状を示す。図８中の凡例は、部品１２、ピアス穴中心１３を示している。ピアス加工は熱間成形後３０分以内に実施し、その個数は１０個とした。耐水素脆化特性の評価基準はピアス加工の１週間後に穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行った。判定結果は表３に示した。凡例は以下のとおりである。
　１０点中の微小クラックの個数の合計：
　◎：０個、
　○：１個、
　△：５個未満、
　×：５個以上。
　微小クラック個数は、５個未満を合格としたが、言うまでもなく、少ないほうが望ましい。
　表１−１~１−３、及び表２−１~２−３に示すように本発明の範囲内であれば、ホットスタンプによる金型焼入れにて充分強化され、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板を実現できることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　（実施例２）
　表１−１及び１−２に示した鋼種Ａ、Ｘ、ＡＣを用いて圧延条件の検討を行なった。これらのスラブを１０５０~１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８００~９００℃、巻取温度４５０~６８０℃で熱延鋼板とした。スラブ、粗圧延板、熱延板の厚さおよび粗圧延率、仕上げ圧延率を表３−１及び３−２に示す。その後、一部の熱延鋼板は酸洗を行った後、冷間圧延を施した。冷延板厚さおよび冷延率を表３−１及び３−２に示す。その後、一部の鋼板は連続焼鈍（焼鈍温度７２０~８３０℃）を施した。また一部の鋼板について溶融亜鉛めっき（目付け量：片面３０~９０ｇ／ｍ２）、合金化溶融亜鉛めっき（目付け量：片面３０~９０ｇ／ｍ２）、溶融アルミ（めっき目付け量：片面３０~１００ｇ／ｍ２）を連続溶融めっきラインにて施した。鋼板種を表３に合わせて示す。鋼板種の凡例を以下に示す。
　ＨＲ：熱延鋼板、ＣＲ：冷延鋼板、Ａ：焼鈍材、Ｎ：焼鈍なし、ＡＬ：溶融アルミめっき鋼板、ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板を意味する。
　製造された鋼板中のＦｅ−Ｍｎ複合酸化物の平均粒径、破砕空隙の有無について鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡観察、もしくは薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察した。その結果を表３−１及び３−２に合わせて示す。凡例は以下のとおりである。
　複合酸化物の平均粒径：
　○：平均直径０．１~１５μｍ、
　×：平均直径０．１μｍ未満もしくは１５μｍ超
　複合酸化物周囲の破砕空隙：
　○：空隙の平均径０．１μｍ以上
　×：空隙の平均径０．１μｍ未満
　その後、それらの冷延鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である８８０~９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、熱間成形加工を行った。加熱炉の雰囲気は燃焼排ガスを用い、その雰囲気中の水素濃度は２％、露点２０℃であった。
　実施例で用いた金型形状の断面を図４に示す。図４中の凡例はダイス９、パンチ１０の金型形状を示している。パンチを上方から見た形状を図５に示す。図５中の凡例はパンチ１０を示している。ダイスを下方から見た形状を図６に示す。図６中の凡例はダイス９を示している。金型はパンチ形状に倣い、板厚１．６ｍｍのクリアランスにてダイスの形状と決定した。ブランクサイズを１．６ｍｍ厚×３００ｍｍ×５００ｍｍとした。成形条件としては、パンチ速度１０ｍｍ／ｓ、加圧力２００トン、下死点での保持時間を５秒とした。熱間プレス成形品の模式図を図７に示す。
　鋼板の焼入れ特性は断面を研磨したのちナイタール腐食を行なったミクロ組織を光学顕微鏡で観察して、マルテンサイトの面積率により評価した。評価結果を表３−１及び３−２に合わせて示した。その凡例を以下に示す。
　○：マルテンサイト面積率９０％以上、
　△：マルテンサイト面積率８０％以上、
　×：マルテンサイト面積率８０％未満。
　耐遅れ破壊特性の評価はピアス加工により応力を付与することにより行った。図８に示す試験部品１２の中央のピアス穴位置１３に直径１０ｍｍのパンチを用い、クリアランス１５％±２になるような直径ダイスを用いてピアス加工を行った。図８は部品を上方から見た形状を示す。図８中の凡例は、部品１２、ピアス穴中心１３を示している。ピアス加工は熱間成形後３０分以内に実施し、その個数は１０個とした。耐水素脆化特性の評価基準はピアス加工の１週間後に穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行った。判定結果は表３−１及び３−２示した。凡例を以下に示す。
　１０点中の微小クラックの個数の合計：
　◎：０個、
　○：１個、
　△：５個未満、
　×：５個以上。
　表３−１及び３−２に示すように本発明の推奨する製造方法の範囲内であれば、ホットスタンプによる金型焼入れにて充分強化され、よりよい耐遅れ破壊特性に優れた鋼板を実現できることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明は、ホットスタンプ用の鋼材として用いることができ、その利用分野は、自動車用部品や家電、機械産業等広範な産業分野で利用可能である。
１　粗大複合酸化物
１−１、１−２　酸化物
２　熱延粗圧延
３　延伸された複合酸化物
３−１、３−２　延伸された酸化物
４　熱延仕上げ圧延
５　破砕空隙（水素トラップ能）
５−１．５−２　破砕された酸化物
６　粗大な酸化物
６’　微細な酸化物
７　延伸された酸化物
８　破砕された酸化物
９　ダイス
１０　パンチ
１１　ホットスタンプ成形品
１２　試験部品
１３　ピアス穴位置

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５~０．４０％、
    Ｓｉ：０．００１~０．０２％、
    Ｍｎ：０．１~３％、
    Ａｌ：０．０００２~０．００５％、
    Ｔｉ：０．０００５~０．０１％、
    Ｏ：０．００３~０．０３％、および
    ＣｒとＭｏのうち１種又は２種の合計で０．００５~２％を含有し、
    残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分からなり、かつ平均直径０．１~１５μｍのＦｅ−Ｍｎ系複合酸化物粒子を分散して含有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、
    （ａ）Ｂ：０．０００５~０．０１％、
    （ｂ）Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏのうち１種または２種以上を合計で０．００５~１％、
    （ｃ）Ｎｉ、Ｃｕのうち１種または２種を合計で０．００５~２％、
    で示される（ａ）~（ｃ）の３群のうち１群または２群以上に含まれる成分を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 　前記複合酸化物粒子の周囲に空隙を有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
  4. 　前記複合酸化物粒子の周囲の空隙の平均径が、前記複合酸化物粒子の平均径の１０~１００％であることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
  5. 　請求項１または２に記載の鋼板にアルミめっき、亜鉛−アルミめっき、亜鉛めっきの内のいずれかのめっきを施したことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  6. 　請求項１または２に記載の化学成分の鋳片を熱間圧延する際に粗圧延にて圧延率７０％以上、仕上げ圧延にて圧延率７０％以上とすることを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の熱間圧延した熱延鋼板を酸洗し、圧延率３０％以上で冷間圧延を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
  8. 　請求項７に記載の冷間圧延した冷延鋼板に焼鈍を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
  9. 　請求項１または２のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板を、Ａｃ３以上のオーステナイト域の温度に加熱した後、金型で成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行うことを特徴とするホットスタンプ用鋼板を用いた高強度部品の製造方法。
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