WO2015194571A1 - 熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法 - Google Patents

熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法 Download PDF

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WO2015194571A1
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steel sheet
hot
press
hot pressing
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PCT/JP2015/067363
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村上　俊夫
純也 内藤
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株式会社神戸製鋼所
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    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
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    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for hot pressing, a hot press-formed product using the steel plate, and a manufacturing method thereof.
  • a steel plate for hot pressing a hot press-formed product using the steel plate
  • a manufacturing method thereof a manufacturing method thereof.
  • the hot press forming method is a method in which a steel plate is heated to a temperature at which it becomes an austenite single phase to reduce the strength and press forming with a mold in a state in which forming is facilitated.
  • the shape of the steel sheet is imparted by molding with a mold at a lower temperature than that of the steel sheet, for example, room temperature, and at the same time, quenching using the temperature difference between the two is performed to increase the strength of the part after press forming. Secure.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet for hot pressing that can improve the hardenability and impact characteristics after hot pressing by containing Ni in an amount of 1% by mass over 1%.
  • Patent Document 2 includes, in mass%, C: 0.33% to 0.40%, Ni: 2.0 to 5.0%, Mn: 0.01% to less than 0.5%.
  • a hot press-molded product with improved ductility is proposed by making it a steel structure consisting of martensite containing Cr as a selective component in a range of 0.5% or less and having a prior austenite average particle size of 5 ⁇ m or more. Has been.
  • Patent Documents 1 and 2 increase the cost because it is necessary to add a large amount of expensive Ni.
  • Patent Document 3 a steel sheet is heated to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point, press-molded with a mold heated to a temperature not lower than 400 ° C. and not higher than 550 ° C., and 5 at a temperature not lower than 400 ° C. and not higher than 550 ° C.
  • a hot pressing method that improves toughness by holding for more than a second and then cooling to room temperature at a rate less than air cooling.
  • Patent Document 4 the steel sheet is heated to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point, and press-molded with a mold heated to a temperature not lower than 400 ° C. and not higher than 550 ° C., and the temperature range is not lower than 400 ° C. and not higher than 550 ° C. Hold for 5 seconds or more, heat to 550 ° C or more and 590 ° C or less, perform soft nitriding, and then cool to room temperature at a rate of 20 ° C / second or more to improve toughness and fatigue properties
  • a pressing method has been proposed.
  • Patent Documents 3 and 4 have a problem that the mold cooling rate is lowered and the productivity is lowered because press molding is performed with a mold heated to a temperature of 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. Furthermore, in the techniques of Patent Documents 3 and 4 above, after maintaining at 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower for 5 seconds or longer, cooling to room temperature at a rate of air cooling or lower, or soft nitriding at a temperature of 550 ° C. or higher and 590 ° C. or lower. Therefore, productivity is extremely reduced.
  • Patent Document 5 the total of one or more of Ni, Cu, and Sn is 0.005 to 2%, and the total of one or more of Ca, Mg, Y, As, Sb, and REM.
  • a steel sheet for hot pressing that can improve impact characteristics and delayed fracture characteristics after hot pressing by adding 0.0005 to 0.05% of steel has been proposed.
  • Patent Document 6 contains C: 0.25 to 0.45% and Mn + Cr: 0.5 to 3.0%, Si: 0.5% or less, Ni: 2% or less, Cu: 1% or less, V: 1% or less, and Al: 1% or less, containing a chemical composition consisting of Fe and impurities, steel structure has a prior austenite average grain size of 10 ⁇ m or less
  • a hot press-formed product with improved toughness and a steel plate for hot press that is the basis of the hot-tempered martensite and tensile strength of 1.8 GPa or more have been proposed. .
  • the present invention has been made paying attention to the above circumstances, and the object thereof is to add an additional step without adding a large amount of expensive elements such as Ni and at the time of cooling after press molding in a mold. It is another object of the present invention to provide a hot-press steel sheet, a hot-press formed product, and a method for producing the same that can realize excellent ductility after hot pressing.
  • the present inventors have examined mainly the composition of a steel sheet for hot pressing. As a result, if the amount of Mn in the hot-press steel sheet is reduced to 0.5% or less, and if the amount of Mn is supplemented with Cr and a large amount of Cr is added to 0.8% or more, We found that ductility was improved.
  • Mn is conventionally used.
  • the hot press-molded product using the above-mentioned conventional material has a test No. in Table 2. As shown in FIG. 1, the ductility such as the bending angle was inferior, and there was room for improvement.
  • the present inventors pay attention to Cr which has the same hardenability improving effect as Mn and can suppress the formation of ferrite, bainite and the like, and is excellent in the effect of suppressing the coarsening of carbides. did.
  • the biggest difference between Mn and Cr lies in the decrease in the Ms point at which martensite formation starts.
  • the Ms point is defined by the following formula (2).
  • the coefficient of Mn is ⁇ 39
  • the coefficient of Cr is ⁇ 20.
  • Cr is The decrease width of the Ms point is small. Therefore, when a large amount of Cr is added compared with Mn, the Ms point can be increased while suppressing the formation of ferrite and bainite.
  • the carbide contains a large amount of Cr, which has a high effect of suppressing the coarsening of the carbide, the growth rate of the carbide is greatly suppressed.
  • coarsening of the carbide formed by self-tempering is prevented, and the carbide that becomes the starting point of fracture can be refined, so that the strength and toughness of the hot press-formed product are improved while increasing the ductility of the hot press-formed product. Can also be secured.
  • the present invention finds that the intended purpose can be achieved by determining the Mn amount and the Cr amount based on the above viewpoint, and controlling the Ms point and the Ceq amount that is an index of hardenability to an appropriate range, The present invention has been completed.
  • the hot-press steel sheet of the present invention that has solved the above-mentioned problems has a component composition of mass%, C: 0.10 to 0.4%, Si: 0% to 2.0%, Mn : 0% to 0.5%, Cr: 0.8 to 2.0%, P: more than 0% to 0.015% or less, S: more than 0% to 0.01% or less, Al: 0.001 to 0% 0.1%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0005 to 0.005%, N: [Ti] / [N] each including a content of 3.3 or more, the balance being
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) is 0.43 to 0.7%
  • the Ms point defined by the following (2) is 415 ° C. or higher.
  • the steel sheet for hot pressing is further mass%, Mo: more than 0% and 0.5% or less, Cu: more than 0% and 0.5% or less, and Ni: more than 0% and 0%. And at least one selected from the group consisting of 5% or less.
  • the steel sheet for hot pressing further includes at least one of mass%, V: more than 0% and 0.1% or less, and Nb: more than 0% and 0.1% or less.
  • the steel sheet for hot pressing further includes at least one of Ca: more than 0% and 0.005% or less and REM: more than 0% and 0.005% or less.
  • the hot press-formed product of the present invention that has solved the above-mentioned problems has the component composition described in any of the above, and martensite: 95% or more in area ratio with respect to the entire structure, the balance: ferrite, and bainite And having a structure in which the average particle size of the carbide dispersed in the steel is 1 ⁇ m or less.
  • a part of Mn is replaced with relatively inexpensive Cr, and a hot-press steel sheet containing a larger amount of Cr than Mn is used. Therefore, a large amount of expensive elements such as Ni are contained.
  • Hot press forming that can realize excellent ductility after hot pressing by a method with excellent productivity without adding, and without requiring additional steps when cooling after press forming in the mold Goods can be provided.
  • the steel sheet for hot pressing of the present invention has a component composition of C: 0.10 to 0.4%, Si: 0% to 2.0%, Mn: 0% to 0.5%. Cr: 0.8 to 2.0%, P: more than 0% and 0.015% or less, S: more than 0% and 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.01 -0.1%, B: 0.0005-0.005%, N: [Ti] / [N] each include a content of 3.3 or more, the balance is made of iron and inevitable impurities,
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) is 0.43 to 0.7%
  • the Ms point defined by the following formula (2) is 415 ° C.
  • C 0.10 to 0.4% C is an important element for ensuring the strength at the time of quenching during hot pressing. In particular, it is an essential element for producing martensite and achieving high strength of a hot press-formed product.
  • the lower limit of the C content is 0.10% or more, preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the upper limit of the C amount is 0.4% or less, preferably 0.3% or less.
  • Si 0% or more and 2.0% or less Si has a high solid solution strengthening ability and suppresses coarsening of cementite, but also tends to suppress formation of fine carbides useful for improving ductility. Further, Si inhibits the self-tempering action of martensite at the time of mold quenching and causes a decrease in ductility. Therefore, it is desirable that the amount of Si is as small as possible.
  • the amount of Si is 2.0% or less, preferably 0.5% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the amount of Si may be 0%.
  • Mn 0% to 0.5%
  • Mn is an element that greatly lowers the Ms point, while the effect of improving hardenability is very large. Therefore, when Mn is contained excessively, self-tempering does not occur sufficiently and ductility is lowered. Therefore, in the present invention, the upper limit of the amount of Mn is limited to the minimum content necessary for ensuring hardenability.
  • the amount of Mn is 0.5% or less, preferably 0.3% or less.
  • the minimum with the preferable amount of Mn is 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more.
  • Cr 0.8-2.0% Cr has the effect of improving hardenability like Mn, but since the decrease in Ms point is smaller than that of Mn, it is necessary to achieve both improvement in ductility by promoting self-tempering and increase in strength by improving hardenability. Can do. Furthermore, Cr has a high effect of suppressing the coarsening of carbides formed during tempering, and is an element useful for improving ductility by minimizing carbides that are the starting point of fracture in hot press-formed products to prevent fracture. In order to effectively exhibit these effects, the Cr content is 0.8% or more, preferably 1.0% or more, more preferably 1.2% or more. However, even if Cr is contained excessively, the above effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of Cr content is 2.0% or less, preferably 1.8% or less, more preferably 1.5%. The following.
  • Patent Document 6 a hot-pressed steel sheet member containing Mn + Cr: 0.5 to 3.0% is specified, but is different from the present invention in the following points. .
  • Mn and Cr are only recognized as synergistic elements having an effect of improving hardenability, and a part of Mn amount is replaced with Cr amount as in the present invention, and ductility after press forming is performed. There is no idea of improving the quality. Therefore, in the said patent document 6, reducing the upper limit of Mn to 0.5% or less like this invention, and adding 0.8% or more of Cr is not indicated.
  • Table 1 of the above-mentioned Patent Document 6 discloses only an example including an amount of Mn of 1.10% or more. Even in the case of the Cr content, most of the above examples are 0.48% or less, and even in the case of containing only 0.80% Cr, the Mn content is as high as 1.10%, which satisfies the requirements of the present invention. Not done.
  • P more than 0% and 0.015% or less P is a harmful element that causes grain boundary segregation in steel and adversely affects hot workability and press formability. Therefore, the P content is 0.015% or less, preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less.
  • S more than 0% and 0.01% or less S forms sulfide inclusions such as MnS and can cause cracking. Therefore, the S content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.002% or less.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Al is useful as a deoxidizing material for molten steel, and is also an element that fixes N, which inhibits the effect of improving hardenability by adding B described later.
  • the lower limit of the Al content is 0.001% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the upper limit of Al content is 0.1% or less, preferably 0.07% or less, more preferably 0. 0.04% or less.
  • Ti 0.01 to 0.1% Ti binds to N in steel in preference to B and becomes TiN to fix N, thereby suppressing B from being wasted as BN and improving the hardenability improvement effect by B .
  • the lower limit of the Ti amount is set to 0.01% or more, preferably 0.015% or more.
  • the upper limit of the Ti amount is 0.1% or less, preferably 0.06% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • B 0.0005 to 0.005%
  • the lower limit of the B amount is set to 0.0005% or more, preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the B amount is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • N Content at which [Ti] / [N] is 3.3 or more N, as described above, binds to B to become BN, wastes B, and deteriorates the effect of improving hardenability by B. Therefore, the atomic% of N is limited so as not to exceed the atomic% of Ti so that N can be fixed as TiN in preference to B.
  • N is a content such that [Ti] / [N] is 3.3 or more.
  • 3.3 is an atomic weight ratio of Ti and N.
  • a preferable N amount is an amount such that [Ti] / [N] is 3.5 or more, and a more preferable N amount is an amount such that [Ti] / [N] is 3.8 or more.
  • the upper limit is not particularly limited from the above viewpoint, but considering that [Ti] / [N] is too large, coarse TiN is formed and the bendability is deteriorated.
  • the upper limit of N] is 10 or less, more preferably 7 or less.
  • the carbon equivalent Ceq which is an index of hardenability, is 0.43% or more, preferably 0.45% or more, more preferably 0.46% or more.
  • the upper limit of Ceq is 0.7% or less, preferably 0.67% or less, more preferably 0.65% or less.
  • Ms point 415 ° C. or higher
  • Ms (° C.) 550-361 ⁇ [C] ⁇ 39 ⁇ [Mn] ⁇ 10 ⁇ [Cu] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 5 ⁇ [Mo] + 30 ⁇ [Al] (2)
  • the cooling rate of the mold quenching in the hot pressing process is smaller than that of a general quenching method. Therefore, promoting self-tempering of martensite in the cooling process after the formation of martensite is an effective means for promoting tempering while still being hot pressed.
  • the temperature at which martensite is formed during cooling is increased by lowering the cooling rate and securing the self-tempering time. It is effective to use self-tempering at Thereby, characteristics, such as ductility, can be improved, without causing productivity deterioration. Therefore, in the present invention, the lower limit of the Ms point is set to 415 ° C. or higher, preferably 420 ° C. or higher, more preferably 425 ° C. or higher.
  • the upper limit of the Ms point is not particularly limited from the above viewpoint. However, when the Ms point is increased, self-tempering is promoted too much and the carbide becomes coarse and the bendability may be deteriorated. Yes, more preferably 500 ° C. or less.
  • the steel sheet for hot pressing according to the present invention basically contains the above components, with the balance being iron and inevitable impurities. Furthermore, the steel sheet for hot pressing of the present invention can further selectively contain the following permissible components as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Mo molybdenum
  • Cu molybdenum
  • Ni molybdenum
  • the lower limit of each element is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and still more preferably 0.05% or more. Considering only the above action, it is better that the content of each element is large. However, since the cost increases, the upper limit of each element is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably. Is 0.3% or less.
  • V more than 0% and 0.1% or less
  • Nb more than 0% and 0.1% or less
  • V and Nb have the effect of forming fine carbides and making the structure fine by the pinning effect.
  • the lower limit of any element is preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of any element is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • Ca and REM both have the effect of refining the form of inclusions in steel. It is an element effective for preventing cracking during hot pressing due to inclusions.
  • the lower limit of any element is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of any element is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the surface form of the steel sheet for hot pressing according to the present invention is not particularly limited, and a hot-rolled material and a cold-rolled material which are bare materials whose surfaces are not plated; Both plated materials applied are included.
  • the method for producing the hot-press steel sheet is not particularly limited.
  • a steel sheet for hot pressing can be obtained by melting a steel having the above component composition and casting it into a steel slab by a conventional method, hot rolling the steel slab and processing it into a hot rolled material. If necessary, it may be further cold-rolled and processed into a cold-rolled material.
  • the hot-press steel sheet of the present invention can be made into a hot press-formed product by using the hot-rolled sheet and the cold-rolled sheet obtained as described above as in the bare material of Table 1 described later. .
  • the hot-press steel sheet according to the present invention is made of, for example, Zn-plated or Al-Si-plated hot-rolled or cold-rolled sheets such as a Zn-plated or Al-Si-plated material shown in Table 1 described later.
  • Plating may be performed.
  • the type of plating is not limited to this.
  • the steel sheet for hot pressing is heated to a temperature of Ac 3 points or more defined by the following formula (3), and then the mold is used to manufacture the hot press-formed product.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or more which is an austenite single phase region.
  • it is Ac 3 point +15 degreeC or more, More preferably, it is Ac 3 point +30 degreeC or more.
  • the upper limit is not particularly limited, and even if the heating temperature is high, there is no problem in the characteristics of the obtained steel sheet for hot pressing, but the fuel cost and the like increase and the cost increases. Therefore, the upper limit of the heating temperature is preferably 1000 ° C. or less.
  • the average heating rate up to the heating temperature is not particularly limited. However, it is desirable that it is not too slow from the viewpoint of productivity and not too fast from the viewpoint of controllability. Taking these into account, the average heating rate up to the heating temperature is, for example, preferably 1 to 200 ° C./s, more preferably 2 to 150 ° C./s.
  • the heating and holding time after reaching the heating temperature is not particularly limited, but for example, it is preferable to hold for 1 s or longer. More preferably, it is 3 s or more.
  • the upper limit of the heating and holding time is not particularly limited, and even if the heating and holding time is long, there is no problem with the characteristics of the obtained hot-press steel sheet. However, if the heating and holding time is too long, the fuel cost increases and the cost increases. Therefore, the heating and holding time is preferably 1800 s or less. More preferably, it is 1200 s or less.
  • press molding is started with a mold.
  • the temperature of the mold before press molding is usually room temperature, which is at most about several tens of degrees Celsius.
  • the average cooling rate in the range from the start of press molding to the Ms point is 20 ° C. / S or higher, preferably 30 ° C./s or higher, more preferably 40 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the said average cooling rate shall be 300 degrees C / s or less, Preferably it is 200 degrees C / s or less, More preferably, you may be 100 degrees C / s or less.
  • the method for controlling the cooling rate within the above range is not particularly limited.
  • a method of cooling by blowing a coolant such as water is used.
  • the press molding end temperature is lower than the Ms point.
  • the range from the start of press molding to the press molding end temperature may be cooled at the above cooling rate.
  • the range of 300 ° C. from the start of press molding is cooled at the above cooling rate.
  • the range of 200 ° C. from the start of press molding is cooled at the above cooling rate.
  • the range to room temperature is generally cooled at an average cooling rate of 0.1 to 300 ° C./s. In this way, the hot press-formed product of the present invention is obtained.
  • the hot press-formed product of the present invention has the same component composition as that of the above-described hot-press steel plate, martensite: 95% or more in area ratio with respect to the entire structure, and the balance: at least one of ferrite and bainite. And having a structure in which the average particle size of carbides dispersed in the steel is 1 ⁇ m or less.
  • the hot press-molded product of the present invention has a martensite single-phase structure as much as possible in order to ensure ductility by minimizing the interface between the hard phase and the soft phase that becomes the starting point of fracture during deformation while achieving high strength. It is desirable to do.
  • the area ratio of martensite with respect to the whole structure is 95% or more, preferably 98% or more, and more preferably 100%.
  • the remaining structure other than martensite is at least one of ferrite and bainite.
  • Each of the above-mentioned structures is mirror-polished on the surface of the hot press-molded product, and then subjected to nital corrosion and observed with an optical microscope (magnification 1000 times) to identify each structure of martensite, ferrite, bainite, and pearlite. What is necessary is just to calculate the area ratio of each structure
  • ⁇ Average particle size of carbide is 1 ⁇ m or less>
  • the carbide formed by self-tempering becomes a starting point of fracture when the hot press-molded product is deformed, and thus needs to be refined.
  • the refined carbide contributes to the improvement of ductility. Therefore, the average particle size of the carbide is 1 ⁇ m or less, preferably 0.7 ⁇ m or less, more preferably 0.4 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle size of the carbide is not particularly limited, but is generally 0.01 ⁇ m or more.
  • the average particle size of carbides can be measured as follows. First, carbides precipitated by the extraction replica method are extracted, and a 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m region is observed and photographed with a transmission electron microscope at a magnification of 150,000 times. Of the observed carbides, those having a diameter equivalent to a circle of 2 nm or more are subjected to image analysis to determine the area of each carbide particle. From the area, the equivalent circle diameter is obtained to calculate an average value, which is defined as the average particle size of the carbide.
  • a steel material having the composition shown in Table 1 was melted and subjected to hot rolling and cold rolling by a conventional method, and then a cold-rolled steel plate having a thickness of 1.4 mm was produced.
  • “-” means no addition.
  • the following three types of hot-press steel plate samples having different surface states were used. -Bare material that is subjected to hot pressing as it is with the cold-rolled steel sheet-Zn plating material that has been hot dip galvanized with a plating simulator-Al-Si plating material that has been provided with Al-Si plating.
  • the Zn plating material was heated at 750 ° C. for 60 seconds in an inert atmosphere, cooled to 480 ° C., immersed in a 480 ° C. Zn-0.1% Al plating bath, taken out, and heated to 550 ° C. And kept for 10 seconds, and then cooled to produce.
  • the Al—Si plating material was heated at 750 ° C. for 60 seconds in an inert atmosphere, cooled to 650 ° C., immersed in a Zn-10% Si plating bath at 650 ° C., taken out, and then cooled. Manufactured.
  • each steel sheet for hot pressing is charged into an atmospheric furnace or energized and heated to a predetermined heating temperature at the average heating rate shown in Table 2, and then at the heating temperature. Heated and held for a predetermined time. Next, it is sandwiched between cooling molds and press molding is started. After the press molding is started, the temperature is cooled to the temperature below the Ms point at the average cooling rate shown in Table 2, and then the temperature is allowed to cool to the room temperature. Then, it was cooled at an average cooling rate of about 2 ° C./s to obtain a hot press molded product sample.
  • the tensile test was performed using a JIS No. 5 test piece at a strain rate of 10 mm / s, and the tensile strength was measured as an evaluation index of strength. In this example, those having a tensile strength of 1180 MPa or more were accepted.
  • test No. 1 using steel type 1 of Table 1 having a typical composition as a conventional steel sheet for hot pressing. No. 1 bare material as reference 1; Test No. 1 using the above steel type 1 No. 2 Zn plating material 2; test No.
  • TS means tensile strength.
  • “-” in the column of “average particle size of carbide” means that the average particle size of the carbide was not measured because no clear carbide was observed at the time of observation.
  • test No. in Table 2 manufactured without satisfying any of the manufacturing conditions specified in the present invention.
  • 8 to 10, 14, and 18 to 21 at least one of the tensile strength TS and the bending angle does not satisfy the acceptance criteria.
  • No. 8 is a steel grade No. in Table 1 that satisfies the requirements of the present invention. However, since the heating temperature at the time of hot pressing was low, the area ratio of martensite was reduced and the bendability was lowered.
  • Test No. in Table 2 9 is the above-mentioned No. 9.
  • the steel type No. 1 in Table 1 satisfying the requirements of the present invention.
  • the area ratio of martensite was reduced, and both the tensile strength and the bendability were reduced.
  • Test No. in Table 2 10 is the above-mentioned No. 10. As with No. 8, the steel type No. 1 in Table 1 satisfying the requirements of the present invention. However, since the average cooling rate after heating was fast, the bendability deteriorated.
  • Test No. in Table 2 No. 14 is a steel type No. 1 in Table 1 with a large amount of Si. 6 was used, the area ratio of martensite decreased, and the bendability deteriorated.
  • Test No. in Table 2 No. 18 is a steel type No. 1 in Table 1 with a small amount of Cr. Since 10 was used, the average particle diameter of the carbides became coarse and the bendability was lowered.
  • Test No. in Table 2 No. 19 has a high Mn content and a low Ms point. 11 was used, the self-tempering was insufficient, the ductility of the base material was deteriorated, and the bendability was lowered.
  • Test No. in Table 2 No. 20 is a steel grade No. in Table 1 with a small amount of C and a small Ceq. 12 was used, the martensite area ratio decreased and the tensile strength decreased.
  • Test No. in Table 2 No. 21 is a steel grade No. in Table 1 having a small Ceq. Since 13 was used, the area ratio of martensite decreased and the bendability deteriorated.
  • the steel sheet of the present invention exhibits excellent ductility after hot pressing, and is particularly useful as a steel sheet for automobiles.

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Abstract

　本発明は、熱間プレス後に優れた延性を実現し得る熱間プレス用鋼板を提供することを目的とする。　本発明の熱間プレス用鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ及びＮをそれぞれ特定量含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、かつ、下記に示す炭素当量Ｃｅｑが０．４３～０．７％、Ｍｓ点が４１５℃以上である。 Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（１） Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１［Ｃ］－３９［Ｍｎ］－１０［Ｃｕ］－１７［Ｎｉ］－２０［Ｃｒ］－５［Ｍｏ］＋３０［Ａｌ］・・・（２）

Description

熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法
　本発明は、熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法に関する。以下では、上記熱間プレス用鋼板の代表例である自動車用鋼板を中心に説明するが、本発明はこれに限定されない。
　近年、自動車の燃費向上および衝突安全性の向上を両立させるため、自動車用鋼板を出来るだけ高強度化することが要請されている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、伸びや、板材の深絞り性を示す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。
　このような課題を解決するために、熱間プレス成形法が採用されている。熱間プレス成形法は、鋼板をオーステナイト単相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、金型にてプレス成形を行う方法である。具体的には例えば、鋼板に比べて低温、例えば室温の金型で成形することによって鋼板に形状を付与すると同時に、両者の温度差を利用した焼入れを行って、プレス成形後の部品の強度を確保する。
　このように熱間プレス成形法で製造した部品は高強度を示すため、バンパービーム、ドアビームなどの衝突部品への適用が進められている。衝突部品は高強度に加えて、延性や靭性が要求されることから、熱間プレス成形法を用いて、熱間プレス後の部品の延靭性を高めるための研究開発が進められている。
　例えば特許文献１には、質量％で、Ｎｉを１％超～５％含有させることで、熱間プレス後の硬化能および衝撃特性を高めることができる熱間プレス用鋼板が提案されている。 
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．３３％以上０．４０％以下、Ｎｉ：２．０以上５．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５％未満を含み、選択成分としてＣｒを０．５％以下の範囲で含み、旧オーステナイト平均粒径が５μｍ以上であるマルテンサイトからなる鋼組織とすることで、延靭性を改善した熱間プレス成形品が提案されている。
　しかしながら、上記特許文献１、２の技術では、高価なＮｉを多量に添加する必要があるため、コストが増加する。 
　また、特許文献３には、鋼板をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、４００℃以上５５０℃以下の温度に加熱した金型でプレス成形を行い、４００℃以上５５０℃以下の温度で５秒以上保定し、続いて室温まで空冷以下の速度で冷却することで、靭性を改善する熱間プレス方法が提案されている。
　また、特許文献４には、鋼板をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、４００℃以上５５０℃以下の温度に加熱した金型でプレス成形を行い、４００℃以上５５０℃以下の温度範囲に５秒以上保持し、５５０℃以上５９０℃以下の温度に加熱して軟窒化処理を行い、続いて室温まで２０℃／秒以上の速度で冷却することで、靭性及び疲労特性を改善する熱間プレス方法が提案されている。
　しかしながら、上記特許文献３、４の技術では、４００℃以上５５０℃以下の温度に加熱した金型でプレス成形するため、金型冷却の速度が低下して生産性が低下するという問題がある。更に上記特許文献３、４の技術では、４００℃以上５５０℃以下での５秒以上維持した後、室温まで空冷以下の速度での冷却、または５５０℃以上５９０℃以下の温度での軟窒化処理が必要になるため、生産性が極端に低下する。
　また、特許文献５には、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎの１種または２種以上の合計を０．００５～２％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計を０．０００５～０．０５％含有させることで、熱間プレス後の衝撃特性・遅れ破壊特性を高めることができる熱間プレス用鋼板が提案されている。
　また、特許文献６には、Ｃ：０．２５～０．４５％およびＭｎ＋Ｃｒ：０．５～３．０％を含有し、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下およびＡｌ：１％以下の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、鋼組織が、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下である自動焼き戻しマルテンサイトにより構成され、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上とすることで、靭性を改善した熱間プレス成形品と、その元になる熱間プレス用鋼板が提案されている。
　上記特許文献５、６の技術によれば、介在物の制御や粒径の微細化により一定の改善効果が期待できるものの、十分な延靭性が確保できないため、更なる改善が必要である。
日本国特開２００４－２１１１９７号公報 日本国特開２０１２－１８０２号公報 日本国特開２００５－１７７８０５号公報 日本国特開２００６－２２４１６２号公報 日本国特開２００５－１３９４８５号公報 日本国特開２００６－１５２４２７号公報
　本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、Ｎｉなどの高価な元素を多量に添加することなく、また、金型でのプレス成形後の冷却の際に追加の工程も必要とすることなく、熱間プレス後に優れた延性を実現し得る熱間プレス用鋼板、並びに熱間プレス成形品及びその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決するために熱間プレス用鋼板の組成を中心に検討した。その結果、熱間プレス用鋼板におけるＭｎの量を０．５％以下に低減すると共に、Ｍｎの低減分をＣｒで補完してＣｒを０．８％以上に多量添加すれば、プレス成形後の延性が向上することを突き止めた。
　すなわち、熱間プレス時の金型冷却による鋼板の焼入れ性を確保するため、従来はＭｎを活用しており、例えば後記する表１の鋼種１の従来材に示すように、Ｃｒに比べてＭｎを多量添加していた。ところが、上記従来材を用いた熱間プレス成形品は、表２の試験Ｎｏ．１に示すように曲げ角度などの延性に劣り、改善の余地があった。 
　そこで本発明者らは上記課題を達成するため、Ｍｎと同じ焼入れ性向上作用を有し、フェライトやベイナイトなどの形成を抑制し得る元素であって、炭化物の粗大化抑制効果に優れるＣｒに着目した。ＭｎとＣｒの最も大きな相違点は、マルテンサイトの形成が開始されるＭｓ点の低下幅にある。Ｍｓ点は後記する式（２）で規定されるが、上記式（２）において、Ｍｎの係数が－３９であるのに対し、Ｃｒの係数は－２０であり、Ｍｎに比べてＣｒは、Ｍｓ点の低下幅が小さい。よって、Ｍｎに比べてＣｒを多量添加すると、フェライトやベイナイトの形成を抑制しつつ、Ｍｓ点を高めることができる。Ｍｓ点が低いと固溶Ｃ量が増加して鋼材の変形能に対して悪影響を及ぼすようになり、特に延靱性が低下する。これに対し、Ｍｓ点が上昇すると、マルテンサイトが形成される温度が高くなり、生成したマルテンサイトの金型冷却中に鋼材中に固溶しているＣが炭化物として析出し、いわゆる自己焼戻しが促進される。
　そして本発明では、炭化物の粗大化抑制効果の高いＣｒを多量に含有しているため、炭化物の成長速度が大幅に抑制される。その結果、自己焼戻しにより形成される炭化物の粗大化が防止されて、破壊の起点となる炭化物を微細化できるため、熱間プレス成形品の延性を高めつつ、熱間プレス成形品の強度および靭性も確保することができる。
　本発明は、上記観点に基づきＭｎ量およびＣｒ量を決定すると共に、Ｍｓ点および焼き入れ性の指標であるＣｅｑ量も適切な範囲に制御すれば所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
　すなわち、上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４％、Ｓｉ：０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｎ：［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．３以上となる含有量をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４３～０．７％であり、且つ、下記（２）で規定されるＭｓ点が４１５℃以上であるところに要旨を有する。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（１）
　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
　ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を意味し、単位は質量％である。
　本発明の好ましい実施形態において、上記熱間プレス用鋼板は、更に質量％で、Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含む。
　本発明の好ましい実施形態において、上記熱間プレス用鋼板は、更に質量％で、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下の少なくとも一種を含む。
　本発明の好ましい実施形態において、上記熱間プレス用鋼板は、更に質量％で、Ｃａ：０％超０．００５％以下、およびＲＥＭ：０％超０．００５％以下の少なくとも一種を含む。
　また、上記課題を解決し得た本発明に係る熱間プレス成形品の製造方法は、上記のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、下記式（３）で規定されるＡｃ３点以上の温度に加熱した後、金型により前記鋼板のプレス成形を開始し、プレス成形の開始後、下記式（２）で規定されるＭｓ点の範囲までを、前記金型内で２０～３００℃／ｓの平均冷却速度で冷却するところに要旨を有する。
　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］・・・（３）
　ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を意味し、単位は質量％である。
　また、上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス成形品は、上記のいずれかに記載の成分組成からなり、マルテンサイト：全組織に対する面積率で９５％以上、残部：フェライト、およびベイナイトの少なくとも一種からなり、鋼中に分散する炭化物の平均粒径が１μｍ以下である組織を有するところに要旨を有する。
　本発明によれば、Ｍｎの一部を比較的安価なＣｒに代えて、Ｍｎに比べてＣｒを多量に含有する熱間プレス用鋼板を用いているため、Ｎｉなどの高価な元素を多量に添加することなく、また金型でのプレス成形後の冷却の際に追加の工程も必要とすることなく生産性に優れた方法により、熱間プレス後に優れた延性を実現し得る熱間プレス成形品を提供することができる。
　まず、本発明の熱間プレス用鋼板について説明する。上述したとおり、本発明の熱間プレス用鋼板は、成分組成が、Ｃ：０．１０～０．４％、Ｓｉ：０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．８～２．０％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｎ：［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．３以上となる含有量をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなると共に、下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４３～０．７％であり、且つ、下記式（２）で規定されるＭｓ点が４１５℃以上であることを特徴とする。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（１）
　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２） 
　以下、本発明に係る熱間プレス用鋼板の成分組成について、詳しく説明する。 
Ｃ：０．１０～０．４％ 
　Ｃは、熱間プレスの際における焼入れ時の強度を確保するうえで重要な元素である。特にマルテンサイトを生成して熱間プレス成形品の高強度化を達成するためには必須の元素である。所望とする１１８０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｃ量の下限を０．１０％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上とする。ただし、Ｃを過剰に含有させると、必要以上に強度が増加して熱間加工性が低下するだけでなく、溶接性等も劣化するので、Ｃ量の上限を０．４％以下、好ましくは０．３％以下とする。
Ｓｉ：０％以上２．０％以下
　Ｓｉは、固溶強化能が高く、セメンタイトの粗大化を抑制するが、延性の向上に有用な微細な炭化物の形成自体も抑制する傾向がある。更にＳｉは、金型焼入れ時におけるマルテンサイトの自己焼戻し作用を阻害して延性の低下を招く。そのため、Ｓｉ量は出来るだけ少ないことが望ましい。Ｓｉ量は２．０％以下、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。Ｓｉ量は０％であっても良い。
Ｍｎ：０％以上０．５％以下 
　Ｍｎは、焼入れ性向上効果は非常に大きい反面、Ｍｓ点を大きく低下させる元素である。そのため、Ｍｎを過剰に含有させると自己焼戻しが十分に起こらなくなり、延性が低下する。よって、本発明ではＭｎ量の上限を、焼入れ性の確保に必要最小限の含有量に止める。Ｍｎ量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。なお、Ｍｎ量の好ましい下限は０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。
Ｃｒ：０．８～２．０％
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性向上効果を有するが、Ｍｎに比べてＭｓ点の低下幅が小さいため、自己焼戻しの促進による延性の向上と焼入れ性の向上による高強度化とを両立させることができる。更にＣｒは、焼戻し時に形成される炭化物の粗大化抑制効果が高く、熱間プレス成形品における破壊の起点となる炭化物を微細化して破壊を防止し、延性の向上に有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．８％以上、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．２％以上とする。ただし、Ｃｒを過剰に含有しても上記効果が飽和してしまい、コストが上昇するため、Ｃｒ量の上限を２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下とする。
　なお、前述した特許文献６の請求項１では、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５～３．０％を含有する熱間プレス鋼板部材を規定しているが、本発明とは以下の点で相違している。まず、上記特許文献６では、ＭｎとＣｒを、焼入れ性向上作用を有する同効元素としての認識しかなく、本発明のようにＭｎ量の一部をＣｒ量に代えて、プレス成形後の延性を向上させるという思想は全くない。よって、上記特許文献６では、本発明のようにＭｎの上限を０．５％以下に低減し、Ｃｒを０．８％以上添加することは開示されていない。実際のところ、上記特許文献６の表１には、Ｍｎ量を１．１０％以上含む実施例しか開示されていない。また、Ｃｒ量にしても、上記実施例の殆どが０．４８％以下であり、唯一、０．８０％のＣｒを含む例でもＭｎ量は１．１０％と多く、本発明の要件を満足していない。
Ｐ：０％超０．０１５％以下 
　Ｐは、鋼中で粒界偏析を起こして熱間加工性やプレス成形性に悪影響を及ぼす有害元素である。したがって、Ｐ量は０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。
Ｓ：０％超０．０１％以下 
　Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れ発生の原因となり得る。したがって、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として有用であると共に、後記するＢの添加による焼入れ性向上作用を阻害するＮを固定する元素でもある。このような効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を０．００１％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上とする。ただし、Ａｌを過剰に含有させると、非金属介在物が多くなり、表面疵が発生し易くなるので、Ａｌ量の上限を０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
Ｔｉ：０．０１～０．１％
　Ｔｉは、Ｂに優先して鋼中のＮと結合してＴｉＮとなってＮを固定することで、ＢがＢＮとなって浪費されることを抑制し、Ｂによる焼入れ性向上効果を向上させる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。ただし、Ｔｉを過剰に含有させると、Ｔｉ系析出物が鋼中に多量に生成してしまい、靭性が劣化するので、Ｔｉ量の上限を０．１％以下、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
Ｂ：０．０００５～０．００５％
　Ｂは、焼入れ性を向上させるのに有用な元素である。このため、Ｂ量の下限を０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上とする。ただし、Ｂを過剰に含有させると、熱間での割れの懸念があるほか、上記効果が飽和する。よって、Ｂ量の上限を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
Ｎ：［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．３以上となる含有量
　Ｎは、上述したようにＢと結合してＢＮとなってＢを浪費させ、Ｂによる焼入れ性向上効果を劣化させる。そのため、Ｎを、Ｂに優先してＴｉＮとして固定し得るよう、Ｔｉの原子％を超えないようにＮの原子％を制限する。上記観点から、Ｎは、［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．３以上となる含有量とする。なお、３．３はＴｉとＮの原子量比である。好ましいＮ量は、［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．５以上となる量であり、より好ましいＮ量は、［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．８以上となる量である。なお、その上限は、上記観点からは特に限定されないが、［Ｔｉ］／［Ｎ］が大き過ぎると、粗大なＴｉＮが形成され、曲げ性が劣化することなどを考慮すると、［Ｔｉ］／［Ｎ］の上限は１０以下であり、より好ましくは７以下である。
炭素当量Ｃｅｑ：０．４３～０．７％
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（１）
　後述するように本発明では、熱間プレスの工程で金型焼入れを行う。金型焼入れでは、例えば水焼入れ、油焼入れなどの一般的な焼入れ方法に比べて焼入れ速度が小さい。そのため、金型焼入れによる熱間プレス後に十分な硬さを得るには、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を十分に確保する必要がある。また、硬さの低下が無くとも、微量なフェライトが形成されると、そのフェライトがき裂の伝播経路となって局部延性が劣化する。このような観点からも、焼入れ性を確保することが必要である。よって、本発明では、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑを０．４３％以上、好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．４６％以上とする。ただし、焼入れ性を高くし過ぎると、硬くなり過ぎて延性が劣化するので、Ｃｅｑの上限を０．７％以下、好ましくは０．６７％以下、より好ましくは０．６５％以下とする。なお、上記式（１）は、ＪＩＳ　Ｇ　０２０３に基づく。 
Ｍｓ点：４１５℃以上
　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
　上述したように熱間プレス工程での金型焼入れの冷却速度は一般的な焼入れ方法に比べて小さい。そのため、マルテンサイト形成後の冷却過程で該マルテンサイトの自己焼戻しを促進させることが、熱間プレスままで焼戻しを促進するための有効な手段となる。自己焼戻しを促進して延性を高めるためには、冷却速度を低下させて自己焼戻しの時間を確保するよりも、冷却中にマルテンサイトが形成される温度、すなわちＭｓ点を高めて、より高温域で自己焼戻しが起こるようにする方法が効果的である。これにより、生産性の劣化を招くことなく延性などの特性を向上させることができる。そのため、本発明では、Ｍｓ点の下限を４１５℃以上、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４２５℃以上とする。Ｍｓ点の上限は、上記観点からは特に限定されないが、Ｍｓ点が高くなると、自己焼戻しが促進し過ぎて炭化物が粗大になり、曲げ性が劣化する懸念があるため、好ましくは５５０℃以下であり、より好ましくは５００℃以下である。
　本発明の熱間プレス用鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部は鉄および不可避的不純物である。更に本発明の熱間プレス用鋼板は、本発明の作用を損なわない範囲で、更に以下の許容成分を選択的に含有することができる。
Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
　これらの元素は、フェライト変態、パーライト変態、及びベイナイト変態を抑制するため、加熱後の金型での冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、高強度化に寄与するマルテンサイトの確保に有効に作用する。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を含有しても良い。こうした作用を有効に発揮させるためには、各元素とも、その下限を好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０５％以上とする。上記作用のみを考慮すると、各元素の含有量は多いほうが良いが、コストが上昇するため、各元素とも、その上限を好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。
Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下の少なくとも一種 
　ＶおよびＮｂは、微細な炭化物を形成し、ピン止め効果により組織を微細にする効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれの元素とも、その下限を好ましくは０．００１％以上とする。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物が形成され、破壊の起点になることで却って延性を劣化させる。よって、いずれの元素とも、その上限を好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。
Ｃａ：０％超０．００５％以下、およびＲＥＭ：０％超０．００５％以下の少なくとも一種
　ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも鋼中介在物の形態を微細化する作用を有し、介在物による熱間プレス時の割れを防止するのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれの元素とも、その下限を好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、コストの増加を招くだけである。よって、いずれの元素とも、その上限を好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下とする。
　本発明に係る熱間プレス用鋼板の表面形態は特に限定されず、表面にめっきが施されていない裸材である熱延材および冷延材；これらの熱延材または冷延材にめっきが施されたるめっき材の両方が含まれる。
　上記熱間プレス用鋼板の製造方法は特に限定されない。例えば、常法により、上記成分組成の鋼を溶製して鋼片に鋳造し、この鋼片を熱間圧延して熱延材に加工して熱間プレス用鋼板を得ることができる。必要により、更に冷間圧延して冷延材に加工しても良い。本発明の熱間プレス用鋼板は、後記する表１の裸材のように、このようにして得られる熱延板や冷延板を、そのまま用いて、熱間プレス成形品とすることもできる。或いは、本発明の熱間プレス用鋼板は、例えば後記する表１のＺｎめっき材やＡｌ－Ｓｉめっき材のように、これらの熱延板や冷延板にＺｎめっきやＡｌ－Ｓｉめっきなどのめっきを施しても良い。但し、めっきの種類はこれに限定されない。
　次に、本発明に係る熱間プレス成形品の製造方法について説明する。
　上述したとおり、本発明に係る熱間プレス成形品の製造方法は、上記熱間プレス用鋼板を、下記（３）式で規定されるＡｃ３点以上の温度に加熱した後、金型により前記鋼板のプレス成形を開始し、プレス成形の開始後、前記式（２）で規定されるＭｓ点の範囲までを、前記金型内で２０～３００℃／ｓの平均冷却速度を確保しつつ冷却することを特徴とする。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］・・・（３）
　以下、各工程ごとに説明する。
＜上記熱間プレス用鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱＞
　熱間プレス成形品の組織をマルテンサイト主体の組織とするため、加熱温度はオーステナイト単相域であるＡｃ３点以上とする。好ましくはＡｃ３点＋１５℃以上であり、より好ましくはＡｃ３点＋３０℃以上である。なお、その上限は特に限定されず、加熱温度が高くても、得られる熱間プレス用鋼板の特性に問題はないが、燃料費等が上昇し、コストが増加する。そのため、加熱温度の上限は、好ましくは１０００℃以下とする。
　本発明の製造方法は、上記のように加熱温度を制御することが重要であり、上記加熱温度までの平均加熱速度は特に限定されない。但し、生産性の観点からは遅すぎないこと、制御性の観点からは速すぎないことが望ましい。これらを考慮して、上記加熱温度までの平均加熱速度は、例えば、好ましくは１～２００℃／ｓ、より好ましくは２～１５０℃／ｓである。
　また、加熱温度到達後の加熱保持時間は特に限定されないが、例えば、１ｓ以上保持することが好ましい。より好ましくは３ｓ以上である。なお、加熱保持時間の上限は特に限定されず、加熱保持時間が長くても、得られる熱間プレス用鋼板の特性には問題はない。但し、加熱保持時間が長過ぎると、燃料費等が上昇し、コストが増加する。そのため、加熱保持時間は、好ましくは１８００ｓ以下とする。より好ましくは１２００ｓ以下である。
＜金型によりプレス成形を開始し、プレス成形中およびプレス成形終了後は前記金型内で２０～３００℃／ｓの平均冷却速度を確保しつつＭｓ点以下まで冷却＞
　本発明では、金型によりプレス成形を開始する。プレス成形前の金型の温度は通常、室温であり、せいぜい、数十℃程度である。
　本発明では、上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライトおよびベイナイトの生成を阻止しつつマルテンサイト主体の組織とするため、プレス成形の開始から、Ｍｓ点までの範囲における平均冷却速度を２０℃／ｓ以上、好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上に制御して冷却する。一方、上記範囲における平均冷却速度が大き過ぎると、マルテンサイト変態後の自己焼戻しを促進させるのに十分な時間が確保できず、延性が低下する。そのため、本発明では、上記平均冷却速度の上限を３００℃／ｓ以下、好ましくは２００℃／ｓ以下、より好ましくは１００℃／ｓ以下とする。
　上記範囲に冷却速度を制御する方法は特に限定されず、例えば、プレス成形時に金型ではさみ込み、そのまま金型による抜熱で冷却する方法；プレス成形後、金型から取り出して、風、ミスト、水等の冷媒を吹きかけて冷却するなどの方法が用いられる。
　上述したように本発明では、プレス成形の開始から、少なくともＭｓ点までの範囲における平均冷却速度を上記範囲に制御して冷却することが重要であって、Ｍｓ点以降の冷却速度は特に限定されない。一般にプレス成形終了温度はＭｓ点未満であり、例えば、プレス成形の開始からプレス成形終了温度までの範囲を、上記の冷却速度で冷却しても良い。好ましくは、プレス成形の開始から３００℃の範囲を上記の冷却速度で冷却する。より好ましくは、プレス成形の開始から２００℃の範囲を上記の冷却速度で冷却する。
　上記のように冷却した後は、室温までの範囲を、おおむね、０．１～３００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。このようにして本発明の熱間プレス成形品が得られる。
　次に、本発明の熱間プレス成形品について説明する。上述したとおり、本発明の熱間プレス成形品は、上述した熱間プレス用鋼板と同じ成分組成からなり、マルテンサイト：全組織に対する面積率で９５％以上、残部：フェライト、およびベイナイトの少なくとも一種からなり、鋼中に分散する炭化物の平均粒径が１μｍ以下である組織を有することを特徴とする。
　このうち、上記成分組成は、前述した熱間プレス用鋼板の欄で詳しく説明したので、説明を省略する。以下、本発明の熱間プレス成形品を特徴付ける組織について説明する。
＜マルテンサイト：全組織に対する面積率で９５％以上、残部：フェライト、およびベイナイトの少なくとも一種＞
　本発明の熱間プレス成形品は、高強度を実現しつつ、変形時に破壊の起点になる硬質相と軟質相の界面を極力少なくして延性を確保するため、できるだけマルテンサイト単相の組織にすることが望ましい。全組織に対するマルテンサイトの面積率は９５％以上、好ましくは９８％以上、より好ましくは１００％である。なお、マルテンサイト以外の残部組織は、フェライト、およびベイナイトの少なくとも一種である。
　上述した各組織は、熱間プレス成形品の表面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食を行って光学顕微鏡（倍率１０００倍）で観察し、マルテンサイト、フェライト、ベイナイト、パーライトの各組織を同定して各組織の面積率を算出すれば良い。
＜炭化物の平均粒径が１μｍ以下＞
　前述したように自己焼戻しにより形成された炭化物は、熱間プレス成形品の変形時に破壊の起点となるため、微細化する必要がある。微細化された炭化物は延性の向上に寄与する。そのため、炭化物の平均粒径は１μｍ以下、好ましくは０．７μｍ以下、より好ましくは０．４μｍ以下とする。なお、炭化物の平均粒径の下限は特に限定されないが、おおむね、０．０１μｍ以上である。
　炭化物の平均粒径は以下のようにして測定することができる。まず、抽出レプリカ法により析出した炭化物を抽出し、透過型電子顕微鏡にて、１５００００倍の倍率で１μｍ×１μｍの領域を観察して撮影する。観察された炭化物のうち円相当直径に換算して２ｎｍ以上のものを画像解析して、各炭化物粒子の面積を求める。その面積から円相当直径を求めて平均値を算出し、これを炭化物の平均粒径とする。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　常法により、表１に示す成分組成の鋼材を溶製して熱間圧延および冷間圧延を施した後、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製した。表１中、「―」は無添加を意味する。本実施例では、表面状態の異なる下記３種類の熱間プレス用鋼板サンプルを用いた。
・上記冷延鋼板を、そのまま熱間プレスに供する裸材
・めっきシミュレータにて溶融亜鉛めっきを付与したＺｎめっき材
・Ａｌ－Ｓｉめっきを付与したＡｌ－Ｓｉめっき材。 
　上記Ｚｎめっき材は、不活性雰囲気下にて７５０℃で６０秒加熱した後、４８０℃に冷却し、４８０℃のＺｎ－０．１％Ａｌめっき浴に浸漬後、取り出して、５５０℃に加熱して１０秒保持した後、冷却して製造した。
　また、上記Ａｌ－Ｓｉめっき材は、不活性雰囲気下にて７５０℃で６０秒加熱した後、６５０℃に冷却し、６５０℃のＺｎ－１０％Ｓｉめっき浴に浸漬後、取り出してから冷却して製造した。
　次いで、上記の各熱間プレス用鋼板サンプルを用い、熱間プレス成形を想定して表２に示す製造条件で熱間プレス成形品サンプルを得た。詳細には、上記の各熱間プレス用鋼板サンプルを大気炉へ装入するか通電加熱することにより、表２に記載の平均加熱速度で所定の加熱温度まで昇温した後、当該加熱温度で所定時間加熱保持した。次に、冷却用の金型に挟み込んでプレス成形を開始し、プレス成形開始後からＭｓ点以下の温度までを表２に記載の平均冷却速度で冷却した後、上記温度から室温までを放冷し、約２℃／ｓの平均冷却速度で冷却して熱間プレス成形品サンプルを得た。
　このようにして得られた各熱間プレス成形品サンプルについて、上述した方法により、各組織の面積率および炭化物の平均粒径を測定した。後記する表２の「マルテンサイトの面積率」には、マルテンサイトの面積率のみ記載しているが、マルテンサイト以外の残部組織は、フェライトまたはベイナイトである。
　次に、各熱間プレス成形品サンプルの強度および延性を評価するため、以下のようにして引張試験と曲げ試験を実施した。
　引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて、ひずみ速度１０ｍｍ／ｓで行い、強度の評価指標として引張強度を測定した。本実施例では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上のものを合格とした。
　曲げ試験は、ＶＤＡ規格２３８－１００に規定された条件で行い、延性の評価指標として曲げ角度を測定した。なお、曲げ角度は鋼板の表面状態に強く依存するため、本実施例では、鋼板の表面状態が同じもの同士；すなわち、裸材、Ｚｎめっき材、Ａｌ－Ｓｉめっき材のそれぞれについて、延性の改善効果を相対的に評価した。具体的には、従来の熱間プレス用鋼板として典型的な成分組成を有する表１の鋼種１を用いた試験Ｎｏ．１の裸材を基準１；上記鋼種１を用いた試験Ｎｏ．２のＺｎめっき材を基準２；上記鋼種１を用いた試験Ｎｏ．３のＡｌ－Ｓｉめっき材を基準３として、それぞれの曲げ角度を基準として、曲げ角度が１０％以上上昇したものを合格とした。表２の曲げ角度の欄には「各基準値との比較」の欄を設けて、それぞれの基準値に対する上昇率も併記した。
　これらの測定結果を表２に併記する。表２中、ＴＳは引張強度を意味する。また、表２中、「炭化物の平均粒径」の欄に記載の「－」は、観察時に明確な炭化物が観察されなかったために当該炭化物の平均粒径を測定しなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の試験Ｎｏ．４～７、１１～１３、１５～１７、２２～３１はいずれも、本発明の要件を満足する熱間プレス用鋼板を用い、本発明の製造条件にて本発明の熱間プレス成形品を製造した例である。このようにして得られた本発明の熱間プレス成形品は、引張強度ＴＳ、曲げ角度の両方が合格基準を満たしている。よって、本発明によれば、Ｎｉなどの高価な元素を多量に添加することなく、また金型でのプレス成形後の冷却の際に追加の工程も必要とすることなく、強度と延性に優れた熱間プレス成形品を効率よく得られることが確認できた。
　これに対し、本発明で規定する製造条件のいずれかを満足せずに製造した表２の試験Ｎｏ．８～１０、１４、１８～２１は、引張強度ＴＳ、曲げ角度のうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
　詳細には、表２の試験Ｎｏ．８は、本発明の要件を満足する表１の鋼種Ｎｏ．２を用いたが、熱間プレス時の加熱温度が低いため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、曲げ性が低下した。
　表２の試験Ｎｏ．９は、上記Ｎｏ．８と同様、本発明の要件を満足する表１の鋼種Ｎｏ．２を用いたが、加熱後の平均冷却速度が遅いため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、引張強度および曲げ性の両方が低下した。
　表２の試験Ｎｏ．１０は、上記Ｎｏ．８と同様、本発明の要件を満足する表１の鋼種Ｎｏ．２を用いたが、加熱後の平均冷却速度が速いため、曲げ性が低下した。 
　表２の試験Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が多い表１の鋼種Ｎｏ．６を用いたため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、曲げ性が低下した。 
　表２の試験Ｎｏ．１８は、Ｃｒ量が少ない表１の鋼種Ｎｏ．１０を用いたため、炭化物の平均粒径が粗大化し、曲げ性が低下した。 
　表２の試験Ｎｏ．１９は、Ｍｎ量が多く、Ｍｓ点が低い表１の鋼種Ｎｏ．１１を用いたため、自己焼戻しが不足して母材の延性が劣化し、曲げ性が低下した。 
　表２の試験Ｎｏ．２０は、Ｃ量が少なく、且つ、Ｃｅｑが小さい表１の鋼種Ｎｏ．１２を用いたため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、引張強度が低下した。 
　表２の試験Ｎｏ．２１は、Ｃｅｑが小さい表１の鋼種Ｎｏ．１３を用いたため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、曲げ性が低下した。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年６月２０日出願の日本特許出願（特願２０１４－１２６７７７）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の鋼板は、熱間プレス後に優れた延性を示し、特に自動車用鋼板として有用である。

Claims (4)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．４％、
    　Ｓｉ：０％以上２．０％以下、 
    　Ｍｎ：０％以上０．５％以下、 
    　Ｃｒ：０．８～２．０％、 
    　Ｐ　：０％超０．０１５％以下、 
    　Ｓ　：０％超０．０１％以下、 
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、 
    　Ｔｉ：０．０１～０．１％、 
    　Ｂ　：０．０００５～０．００５％、 
    　Ｎ　：［Ｔｉ］／［Ｎ］が３．３以上となる含有量
    をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなると共に、 
    　下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．４３～０．７％であり、且つ、 
    　下記式（２）で規定されるＭｓ点が４１５℃以上である
    ことを特徴とする熱間プレス用鋼板。
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（１）
    　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
    　ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を意味し、単位は質量％である。
  2. 　成分組成が、質量％で、 更に下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも何れか１つを含むものである請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
    （ａ）Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種 
    （ｂ）Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下の少なくとも一種
    （ｃ）Ｃａ：０％超０．００５％以下、およびＲＥＭ：０％超０．００５％以下の少なくとも一種
  3. 　請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板を、下記式（３）で規定されるＡｃ３点以上の温度に加熱した後、金型により前記鋼板のプレス成形を開始し、プレス成形の開始後、下記式（２）で規定されるＭｓ点の範囲までを、前記金型内で２０～３００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする熱間プレス成形品の製造方法。
    　Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］・・・（２）
    　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］・・・（３）
    　ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を意味し、単位は質量％である。
  4. 　請求項１または２に記載の成分組成からなり、 
    　マルテンサイト：全組織に対する面積率で９５％以上、 
    　残部：フェライト、およびベイナイトの少なくとも一種からなり、
    　鋼中に分散する炭化物の平均粒径が１μｍ以下である組織を有することを特徴とする熱間プレス成形品。
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