WO2017029773A1 - 熱間プレス部材の製造方法および熱間プレス部材 - Google Patents
熱間プレス部材の製造方法および熱間プレス部材 Download PDFInfo
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Abstract
鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形する工程と、該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程、とをそなえ、上記冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、上記熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上とする。
Description
本発明は、自動車部品（automotive parts）の構造部材（structural parts）などに使用されるような高強度（high-strength）および高硬度（high-hardness）が必要とされる熱間プレス部材（hot-press part）の製造方法に関するものである。
また、本発明は、上記の熱間プレス部材の製造方法により製造した熱間プレス部材に関するものである。
また、本発明は、上記の熱間プレス部材の製造方法により製造した熱間プレス部材に関するものである。
近年、地球環境の保全の観点から、自動車の排ガス規制が強化されている。このような状況下、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車部品の高強度化・薄肉化（thickness reduction）が要求されている。しかし、一般的に鋼板の高強度化に伴ってプレス加工性（press formability）は低下する。このため、高強度鋼板（high-strength steel sheet）を用いる場合、所望の部品形状に加工することが困難となる。
上記の問題を解決するための技術として、鋼板（以下、ブランク（blank）ともいう）を、高温に加熱した状態で金型（tool for press forming）により所望の形状にプレス成形し、これと同時に急冷（rapid cooling）して焼き入れ（hardening）により高強度化を図る、熱間プレス成形と呼ばれる成形技術が知られている。
例えば、特許文献１には、900℃前後のオーステナイト単相域に加熱したブランクに熱間プレスを施して所定形状の部品を製造するに際し、プレス成形と同時に金型内で抜熱（heat removal）して焼入れを行うことで、熱間プレス後に得られる部材の高強度化を図る技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、900℃前後のオーステナイト単相域に加熱したブランクに熱間プレスを施して所定形状の部品を製造するに際し、プレス成形と同時に金型内で抜熱（heat removal）して焼入れを行うことで、熱間プレス後に得られる部材の高強度化を図る技術が提案されている。
しかし、特許文献１に記載された技術では、ブランク内の各部位において、プレス成形時に金型と接触するタイミング、ひいては接触時間が異なるものとなる。このため、ブランク内で不均一な温度分布が生じ、この不均一な温度分布に起因してプレス成形後の部品の破断（fracture）などの問題が生じる。特に、ダイ（die）としわ押さえ（blank holder）でブランクの縁部を挟圧しながらプレス成形する深絞り成形（deep drawing）や張出し成形（stretch forming）では、ブランクにおける、ダイとしわ押さえによる挟圧部やパンチ（punch）との接触部での温度低下が大きくなり、ブランク内での温度分布がより不均一なものとなる。このため、深絞り成形や張出し成形を行うことにより成形される深絞り形状部品や張出し形状部品（以下、深絞り形状部品、張出し形状部品ともいう）に対して、特許文献１の技術を適用するのは困難であった。
かような深絞り形状部品および張出し形状部品に適用可能なプレス成形技術として、特許文献２～４には、冷間でプレス成形を行ってブランクを所望の形状としたのち、得られた部材を、加熱後、金型などを用いて焼き入れする技術が提案されている。
また、特許文献５および６には、冷間でプレス成形を行って完成品形状の途中段階の形状としたのち、得られた部材を、加熱後、金型を用いて熱間でプレス成形することにより、完成品形状とするとともに、焼き入れする技術が提案されている。
なお、特許文献１のように、ブランクを加熱して熱間でプレス成形を行い、そのまま焼き入れする技術はダイレクトホットプレス（direct hot-press forming）と呼ばれている。これに対し、特許文献２～６の技術のように、冷間でプレス成形を行った後に、得られた部材を加熱して焼き入れる方法は、インダイレクトホットプレス（indirect hot-press forming）と呼ばれている。
また、特許文献５および６には、冷間でプレス成形を行って完成品形状の途中段階の形状としたのち、得られた部材を、加熱後、金型を用いて熱間でプレス成形することにより、完成品形状とするとともに、焼き入れする技術が提案されている。
なお、特許文献１のように、ブランクを加熱して熱間でプレス成形を行い、そのまま焼き入れする技術はダイレクトホットプレス（direct hot-press forming）と呼ばれている。これに対し、特許文献２～６の技術のように、冷間でプレス成形を行った後に、得られた部材を加熱して焼き入れる方法は、インダイレクトホットプレス（indirect hot-press forming）と呼ばれている。
上記した特許文献２～６の技術により、ダイレクトホットプレスでは困難であった深絞り形状部品および張出し形状部品の製造がある程度は可能となった。
しかし、ダイレクトホットプレスやインダイレクトホットプレスといった熱間プレス成形で用いられる鋼板は、通常、焼き入れ前であっても500MPa以上の引張強さ（tensile strength）を有するため、冷間での成形性は必ずしも十分とは言えない。このため、特許文献２～４の技術はもとより、特許文献５および６のように冷間プレス成形で完成品形状の途中段階の形状まで成形し、その後、熱間でプレス成形することにより完成品形状とするような技術であっても、特に引張強さ：1400MPa以上の高強度と380Hv以上の高硬度が求められ、かつ成形高さが50mm以上で形状が複雑な部品を成形する際には、成形途中で割れ（fracture）が生じるという問題があった。
しかし、ダイレクトホットプレスやインダイレクトホットプレスといった熱間プレス成形で用いられる鋼板は、通常、焼き入れ前であっても500MPa以上の引張強さ（tensile strength）を有するため、冷間での成形性は必ずしも十分とは言えない。このため、特許文献２～４の技術はもとより、特許文献５および６のように冷間プレス成形で完成品形状の途中段階の形状まで成形し、その後、熱間でプレス成形することにより完成品形状とするような技術であっても、特に引張強さ：1400MPa以上の高強度と380Hv以上の高硬度が求められ、かつ成形高さが50mm以上で形状が複雑な部品を成形する際には、成形途中で割れ（fracture）が生じるという問題があった。
本発明は、上記の問題を解決するために開発されたもので、自動車部品の構造部材などといった、高強度と高硬度が必要とされ、かつ複雑な形状となるプレス部材を製造することができる、熱間プレス部材の製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の熱間プレス部材の製造方法により製造した熱間プレス部材を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の熱間プレス部材の製造方法により製造した熱間プレス部材を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意検討を重ねた。
上述したように、特許文献２～６に開示される従来のインダイレクトホットプレスでは完成品形状の途中段階の形状まで冷間でプレス成形を行った後、熱間で、必要に応じて最終形状までの成形と、金型内での焼き入れを行っている。そこで、発明者らは、最終製品において高強度と高硬度が得られるブランクを用いて、成形高さの高い複雑な形状の部品を種々の条件で製造し、さらに検討を進めた。
その結果、冷間プレスの際に用いる金型のパンチおよびダイの肩部（shoulder portion）の曲率半径（curvature radius）を、目標形状の肩部の曲率半径、すなわち熱間プレスの際に用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径に応じて調整することにより、冷間プレスと熱間プレスの際の加工量をそれぞれ最適化でき、その結果、自動車部品の構造部材などといった、高強度と高硬度が必要とされ、かつ成形高さの大きい複雑な形状となるプレス部材であっても、成形途中に割れを生じさせることなく、製造することが可能になる、との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。
上述したように、特許文献２～６に開示される従来のインダイレクトホットプレスでは完成品形状の途中段階の形状まで冷間でプレス成形を行った後、熱間で、必要に応じて最終形状までの成形と、金型内での焼き入れを行っている。そこで、発明者らは、最終製品において高強度と高硬度が得られるブランクを用いて、成形高さの高い複雑な形状の部品を種々の条件で製造し、さらに検討を進めた。
その結果、冷間プレスの際に用いる金型のパンチおよびダイの肩部（shoulder portion）の曲率半径（curvature radius）を、目標形状の肩部の曲率半径、すなわち熱間プレスの際に用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径に応じて調整することにより、冷間プレスと熱間プレスの際の加工量をそれぞれ最適化でき、その結果、自動車部品の構造部材などといった、高強度と高硬度が必要とされ、かつ成形高さの大きい複雑な形状となるプレス部材であっても、成形途中に割れを生じさせることなく、製造することが可能になる、との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形（pre-forming）する工程と、
該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点（bottom dead center）で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程、とをそなえ、
上記冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、上記熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上である、熱間プレス部材の製造方法。
１．鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形（pre-forming）する工程と、
該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点（bottom dead center）で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程、とをそなえ、
上記冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、上記熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上である、熱間プレス部材の製造方法。
２．前記熱間プレス部材の成形高さに対する、前記予成形部材の成形高さの比が、0.70以上1.20以下である、前記１に記載の熱間プレス部材の製造方法。
３．前記鋼板が、その表面にめっき層（coating layer）をそなえる、前記１または２に記載の熱間プレス部材の製造方法。
４．前記めっき層がZn系めっき層である、前記３に記載の熱間プレス部材の製造方法。
５．前記めっき層がZn-Niめっき層であり、かつ該Zn-Niめっき層中のNi含有量が9質量％以上25質量％以下である、前記３に記載の熱間プレス部材の製造方法。
６．前記１～５のいずれかに記載の方法により製造された熱間プレス部材。
本発明によれば、高強度かつ高硬度が必要とされる複雑な形状のプレス部材を、成形途中での割れ等なく、製造することが可能となる。そして、かようなプレス部材を自動車部品の構造部材に適用することで、車体の軽量化などを通して、地球環境の保全に大きく寄与することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明は、鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形する工程（冷間プレス工程）と、該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程（熱間プレス工程）、とをそなえる熱間プレス部材の製造方法である。
以下、上記各工程における条件について説明する。
本発明は、鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形する工程（冷間プレス工程）と、該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程（熱間プレス工程）、とをそなえる熱間プレス部材の製造方法である。
以下、上記各工程における条件について説明する。
熱間プレス工程における予成形部材の加熱温度：Ac3変態点以上1000℃以下
上述したように、本発明の熱間プレス部材の製造方法では、冷間プレス工程で得られた予成形部材を加熱して、熱間プレスにより本成形する。ここで、予成形部材の加熱温度がAc3変態点未満であると、加熱時に適切な量のオーステナイトが得られず、十分な焼き入れ性（hardenability）を得ることが困難となる。一方、予成形部材の加熱温度が1000℃を超えると、加熱に必要なエネルギーが大きくなり、コスト的に不利となる。したがって、熱間プレス工程における予成形部材の加熱温度はAc3変態点以上1000℃以下とする。
なお、予成形部材の加熱方法は特に限定されず、電気炉や誘導加熱炉、直接通電加熱炉による加熱など、いずれの方法であってもよい。また、ここでいう予成形部材の加熱温度および後述するプレス成形温度は、予成形部材の表面温度である。
上述したように、本発明の熱間プレス部材の製造方法では、冷間プレス工程で得られた予成形部材を加熱して、熱間プレスにより本成形する。ここで、予成形部材の加熱温度がAc3変態点未満であると、加熱時に適切な量のオーステナイトが得られず、十分な焼き入れ性（hardenability）を得ることが困難となる。一方、予成形部材の加熱温度が1000℃を超えると、加熱に必要なエネルギーが大きくなり、コスト的に不利となる。したがって、熱間プレス工程における予成形部材の加熱温度はAc3変態点以上1000℃以下とする。
なお、予成形部材の加熱方法は特に限定されず、電気炉や誘導加熱炉、直接通電加熱炉による加熱など、いずれの方法であってもよい。また、ここでいう予成形部材の加熱温度および後述するプレス成形温度は、予成形部材の表面温度である。
熱間プレス工程におけるプレス成形温度：600℃以上
熱間プレス工程において部材を焼き入れて十分な硬度とするためには、プレス成形温度を600℃以上とする必要がある。したがって、熱間プレス工程におけるプレス成形温度は600℃以上とする。熱間プレス工程におけるプレス成形温度の上限は特に限定されるものではないが、通常、1000℃である。なお、ここでいうプレス成形温度は、プレス成形開始時の温度（プレス開始温度）である。
熱間プレス工程において部材を焼き入れて十分な硬度とするためには、プレス成形温度を600℃以上とする必要がある。したがって、熱間プレス工程におけるプレス成形温度は600℃以上とする。熱間プレス工程におけるプレス成形温度の上限は特に限定されるものではないが、通常、1000℃である。なお、ここでいうプレス成形温度は、プレス成形開始時の温度（プレス開始温度）である。
熱間プレス工程における成形下死点での保持時間：３秒以上
また、熱間プレス工程において部材を焼き入れて十分な硬度とするためには、成形下死点での保持時間を３秒以上とする必要がある。したがって、熱間プレス工程における成形下死点での保持時間は３秒以上とする。なお、熱間プレス工程における成形下死点での保持時間の上限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から180秒以下とすることが好ましい。
また、熱間プレス工程において部材を焼き入れて十分な硬度とするためには、成形下死点での保持時間を３秒以上とする必要がある。したがって、熱間プレス工程における成形下死点での保持時間は３秒以上とする。なお、熱間プレス工程における成形下死点での保持時間の上限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から180秒以下とすることが好ましい。
そして、本発明の熱間プレス部材の製造方法では、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上であることが重要である。
冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上
上述したように、本発明の熱間プレス部材の製造方法では、冷間プレスの際に用いる金型のパンチおよび肩部の曲率半径を、熱間プレスの際に用いる金型のパンチおよび肩部の曲率半径に応じて調整することにより、冷間プレスと熱間プレスの際の加工量をそれぞれ最適化でき、その結果、自動車部品の構造部材などといった、高強度と高硬度が必要とされ、かつ成形高さの大きな複雑な形状となるプレス部材を、成形途中に割れを生じさせることなく、製造することが可能となる。
上述したように、本発明の熱間プレス部材の製造方法では、冷間プレスの際に用いる金型のパンチおよび肩部の曲率半径を、熱間プレスの際に用いる金型のパンチおよび肩部の曲率半径に応じて調整することにより、冷間プレスと熱間プレスの際の加工量をそれぞれ最適化でき、その結果、自動車部品の構造部材などといった、高強度と高硬度が必要とされ、かつ成形高さの大きな複雑な形状となるプレス部材を、成形途中に割れを生じさせることなく、製造することが可能となる。
ここに、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径が小さくなると、冷間プレス時にブランクが受ける加工量が大きくなり、冷間プレス時に破断が生じ易くなる。この点、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径をそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上とすることで、冷間プレスと熱間プレスの際の加工量をそれぞれ最適化でき、冷間プレスにおける成形途中での割れを防止できる。したがって、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径はそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上とする。好ましくは2.0倍以上、より好ましくは2.5倍以上である。
また、上限については特に限定されるものではないが、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径が大きくなり過ぎると、熱間プレスの際の加工量が大きくなる。これにより、ダイレクトホットプレスで問題となっていたような、予成形部材内での不均一な温度分布による割れが生じるおそれもある。このため、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径はそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の5.0倍以下とすることが好ましい。より好ましくは4.0倍以下である。
なお、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径は最終製品の形状に応じて適宜設定すればよいが、通常３～10mm程度である。
また、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部とは、冷間プレス成形時にパンチおよびダイの肩部が接触するブランク（予成形部材）部分と同じ部分に、熱間プレス成形時に接触する、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部である。
例えば、図１に示すような形状となるプレス部材を製造する場合、図２のようにして冷間プレスして予成形部材を作成し、この予成形部材を図３のように熱間プレスして最終形状となる熱間プレス部材を製造する。この場合、図２の冷間プレスで用いる金型におけるダイ１ａの肩部Ｘ１と図３の熱間プレスに用いる金型のダイ１ｂの肩部Ｘ２とが、また図２のパンチ２ａの肩部Ｙ１と図３のパンチ２ｂの肩部Ｙ２とが、それぞれ対応する位置のものとなる。
図中、符号３ａおよび３ｂがブランクホルダ（blank holder）、４が予成形部材、５が熱間プレス部材、６が熱間プレス部材のフランジ部（flange portion）、７が熱間プレス部材の縦壁部（side wall portion）である。また、Ｒｄ１およびＲｐ１は冷間プレスで用いるダイ１ａおよびパンチ２ａの肩部の曲率半径であり、Ｒｄ2およびＲｐ2は熱間プレスで用いるダイ１ｂおよびパンチ２ｂの肩部の曲率半径であり、ｈ１は予成形部材４の成形高さ、ｈ２は熱間プレス部材５の成形高さである。
また、冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部とは、冷間プレス成形時にパンチおよびダイの肩部が接触するブランク（予成形部材）部分と同じ部分に、熱間プレス成形時に接触する、熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部である。
例えば、図１に示すような形状となるプレス部材を製造する場合、図２のようにして冷間プレスして予成形部材を作成し、この予成形部材を図３のように熱間プレスして最終形状となる熱間プレス部材を製造する。この場合、図２の冷間プレスで用いる金型におけるダイ１ａの肩部Ｘ１と図３の熱間プレスに用いる金型のダイ１ｂの肩部Ｘ２とが、また図２のパンチ２ａの肩部Ｙ１と図３のパンチ２ｂの肩部Ｙ２とが、それぞれ対応する位置のものとなる。
図中、符号３ａおよび３ｂがブランクホルダ（blank holder）、４が予成形部材、５が熱間プレス部材、６が熱間プレス部材のフランジ部（flange portion）、７が熱間プレス部材の縦壁部（side wall portion）である。また、Ｒｄ１およびＲｐ１は冷間プレスで用いるダイ１ａおよびパンチ２ａの肩部の曲率半径であり、Ｒｄ2およびＲｐ2は熱間プレスで用いるダイ１ｂおよびパンチ２ｂの肩部の曲率半径であり、ｈ１は予成形部材４の成形高さ、ｈ２は熱間プレス部材５の成形高さである。
なお、予成形部材において、冷間プレス前の鋼板からの板厚減少量が最大となる箇所における板厚減少率は25％以下とすることが好ましい。
また、本成形後に得られる熱間プレス部材の成形高さｈ２に対する予成形部材の成形高さｈ１の比（以下、単に成形高さの比ともいう）は、0.70以上1.20以下とすることが好ましい。
ここに、成形高さの比が0.70未満であると、熱間プレス時の成形量が増加して熱間プレス時に破断が生じやすくなる。一方、成形高さの比が1.20を超えると、熱間プレス時にしわ（wrinkles）が発生しやすくなる。
なお、ここでいう熱間プレス部材の成形高さ、および予成形部材の成形高さは、それぞれ本成形後のプレス部材（熱間プレスして最終形状となった後の熱間プレス部材）および予成形部材の最大の成形高さである。また、この成形高さは直接測定して求めることも可能であるが、パンチを固定しつつ、ダイとブランクホルダによりブランクを狭圧しながらこれらをプレス方向にスライドさせてプレス成形を行う場合、パンチとブランクが接触してから、成形下死点に到達するまでのダイとブランクホルダの移動距離からも求めることができる。
また、本発明の製造方法を適用することが好適な熱間プレス部材の成形高さは、50mm以上である。
ここに、成形高さの比が0.70未満であると、熱間プレス時の成形量が増加して熱間プレス時に破断が生じやすくなる。一方、成形高さの比が1.20を超えると、熱間プレス時にしわ（wrinkles）が発生しやすくなる。
なお、ここでいう熱間プレス部材の成形高さ、および予成形部材の成形高さは、それぞれ本成形後のプレス部材（熱間プレスして最終形状となった後の熱間プレス部材）および予成形部材の最大の成形高さである。また、この成形高さは直接測定して求めることも可能であるが、パンチを固定しつつ、ダイとブランクホルダによりブランクを狭圧しながらこれらをプレス方向にスライドさせてプレス成形を行う場合、パンチとブランクが接触してから、成形下死点に到達するまでのダイとブランクホルダの移動距離からも求めることができる。
また、本発明の製造方法を適用することが好適な熱間プレス部材の成形高さは、50mm以上である。
なお、上記以外の冷間プレス条件および熱間プレス成形条件については特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、熱間プレス工程における加熱温度での保持時間は、３～300秒程度とすればよい。
また、ブランクとして用いる鋼板として、表面にめっき層を形成しない鋼板または表面にめっき層を形成した鋼板（以下、表面処理鋼板（galvanized steel sheet）ともいう）のどちらを用いても構わない。なお、表面処理鋼板を用いる場合、めっき層の種類は特に限定されない。例えば、耐食性（corrosion resistance）が要求される部材を製造する場合には、Znによる犠牲防食（sacrificial protection）性能が得られるZn系めっき鋼板を用いることが好ましい。Zn系めっきとしては、純Znめっき、Zn-Feめっき、Zn-Niめっきなどいずれのめっき層でも構わない。ただし、熱間プレスでの成形量が大きい場合、特に融点が低い純ZnめっきやZn-Fe合金めっきでは液体金属脆化割れ（cracks by liquid metal embrittlement）の懸念が生じるため、高融点のZn-Niめっき、なかでもNi含有量が9質量％以上25質量％以下であるZn-Niめっきを用いることが好ましい。
さらに、熱間プレス成形工程において、成形下死点で所定時間保持して、鋼板を焼入れし、所望の高強度と高硬度を得るには、例えば、質量％で、C：0.15％以上0.50％以下、Si：0.05％以上2.00％以下、Mn：0.50％以上3.00％以下、P：0.10％以下、S：0.050％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する熱延鋼板や冷延鋼板を用いることが好ましい。以下、この成分組成について説明する。ここで、成分の含有量を示す「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
C：0.15％以上0.50％以下
Cは鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス部材の高強度化のためにはその量を0.15％以上とすることが好ましい。一方、C量が0.50％を超えると、熱間プレス成形部材の溶接性（weldability）や素材（鋼板）のブランキング性が著しく低下する。したがって、C含有量は0.15％以上0.50％以下とすることが好ましく、0.20％以上0.40％以下とすることがより好ましい。
Cは鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス部材の高強度化のためにはその量を0.15％以上とすることが好ましい。一方、C量が0.50％を超えると、熱間プレス成形部材の溶接性（weldability）や素材（鋼板）のブランキング性が著しく低下する。したがって、C含有量は0.15％以上0.50％以下とすることが好ましく、0.20％以上0.40％以下とすることがより好ましい。
Si：0.05％以上2.00％以下
SiはCと同様に鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス部材の高強度化のためにはその量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Si量が2.00％を超えると、鋼板を製造する際、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が増大する。したがって、Si含有量は0.05％以上2.00％以下とすることが好ましく、0.10％以上1.50％以下とすることがより好ましい。
SiはCと同様に鋼の強度を向上させる元素であり、熱間プレス部材の高強度化のためにはその量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Si量が2.00％を超えると、鋼板を製造する際、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が増大する。したがって、Si含有量は0.05％以上2.00％以下とすることが好ましく、0.10％以上1.50％以下とすることがより好ましい。
Mn：0.50％以上3.00％
Mnは鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後の冷却過程でフェライト変態を抑制して焼き入れ性を向上させるのに効果的な元素である。また、MnはAc3変態点を低下させる作用を有するため、熱間プレス工程での予成形部材の加熱温度を低下させるのに有効な元素である。このような効果の発現のためには、Mn含有量を0.50％以上とすることが好ましい。一方、Mn量が3.00％を超えると、Mnが偏析して鋼板、さらには最終製品となる熱間プレス部材の特性の均一性が低下する。したがって、Mn含有量は0.50％以上3.00％以下とすることが好ましく、0.75％以上2.50％以下とすることがより好ましい。
Mnは鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後の冷却過程でフェライト変態を抑制して焼き入れ性を向上させるのに効果的な元素である。また、MnはAc3変態点を低下させる作用を有するため、熱間プレス工程での予成形部材の加熱温度を低下させるのに有効な元素である。このような効果の発現のためには、Mn含有量を0.50％以上とすることが好ましい。一方、Mn量が3.00％を超えると、Mnが偏析して鋼板、さらには最終製品となる熱間プレス部材の特性の均一性が低下する。したがって、Mn含有量は0.50％以上3.00％以下とすることが好ましく、0.75％以上2.50％以下とすることがより好ましい。
P：0.10％以下
P含有量が0.10％を超えると、Pが粒界に偏析して鋼板、さらには最終製品となる熱間プレス部材の低温靭性（low temperature toughness）が低下する。したがって、P含有量は0.10％以下とすることが好ましく、0.01％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Pは精錬（smelting）時間の増加やコストの上昇を招くため、P含有量は0.003％以上とすることが好ましい。
P含有量が0.10％を超えると、Pが粒界に偏析して鋼板、さらには最終製品となる熱間プレス部材の低温靭性（low temperature toughness）が低下する。したがって、P含有量は0.10％以下とすることが好ましく、0.01％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Pは精錬（smelting）時間の増加やコストの上昇を招くため、P含有量は0.003％以上とすることが好ましい。
S：0.050％以下
SはMnと結合して粗大な硫化物を形成し、鋼の延性低下を招く元素である。そのため、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.050％までは許容できる。したがって、S含有量は0.050％以下とすることが好ましく、0.010％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Sは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、S含有量は0.0005％以上とすることが好ましい。
SはMnと結合して粗大な硫化物を形成し、鋼の延性低下を招く元素である。そのため、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.050％までは許容できる。したがって、S含有量は0.050％以下とすることが好ましく、0.010％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Sは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、S含有量は0.0005％以上とすることが好ましい。
Al：0.10％以下
Al含有量が0.10％を超えると酸化物系介在物の増加を招き、鋼の延性が低下する。したがって、Al含有量は0.10％以下とすることが好ましく、0.07％以下とすることがより好ましい。ただし、Alは脱酸材としての作用を有するので、鋼の清浄度向上の観点からは、その含有量を0.01％以上とすることが好ましい。
Al含有量が0.10％を超えると酸化物系介在物の増加を招き、鋼の延性が低下する。したがって、Al含有量は0.10％以下とすることが好ましく、0.07％以下とすることがより好ましい。ただし、Alは脱酸材としての作用を有するので、鋼の清浄度向上の観点からは、その含有量を0.01％以上とすることが好ましい。
N：0.010％以下
N含有量が0.010％を超えると、鋼板中にAlN等の窒化物が形成され、熱間プレス時の成形性の低下を招く。したがって、N含有量は0.010％以下とすることが好ましく、0.005％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Nは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、N含有量は0.001％以上とすることが好ましい。
N含有量が0.010％を超えると、鋼板中にAlN等の窒化物が形成され、熱間プレス時の成形性の低下を招く。したがって、N含有量は0.010％以下とすることが好ましく、0.005％以下とすることがより好ましい。ただし、過度の脱Nは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、N含有量は0.001％以上とすることが好ましい。
以上、ブランクとして用いて好適な鋼板の基本成分について説明したが、上記した成分の他、次に述べる元素を適宜含有させることもできる。
Cr：0.01％以上0.50％以下、V：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下およびNi：0.01％以上0.50％以下のうちの少なくとも１種以上
Cr、V、Mo、Niはいずれも鋼の焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果は、いずれの元素の場合も含有量を0.01％以上とすることにより得られる。しかし、Cr、V、Mo、Niの含有量が0.50％を超えると上記効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Cr、V、Mo、Niのいずれか1種以上を含有する場合には、それぞれ含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましく、0.10％以上0.40％以下とすることがより好ましい。
Cr、V、Mo、Niはいずれも鋼の焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果は、いずれの元素の場合も含有量を0.01％以上とすることにより得られる。しかし、Cr、V、Mo、Niの含有量が0.50％を超えると上記効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Cr、V、Mo、Niのいずれか1種以上を含有する場合には、それぞれ含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましく、0.10％以上0.40％以下とすることがより好ましい。
Ti：0.01％以上0.20％以下
Tiは鋼の強化に有効である。Tiによる強度上昇効果はその含有量を0.01％以上とすることで得られ、ここで規定する範囲の成分組成であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Tiの含有量が0.20％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Tiを含有する場合には0.01％以上0.20％以下とすることが好ましく、0.01％以上0.05％以下とすることがより好ましい。
Tiは鋼の強化に有効である。Tiによる強度上昇効果はその含有量を0.01％以上とすることで得られ、ここで規定する範囲の成分組成であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Tiの含有量が0.20％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Tiを含有する場合には0.01％以上0.20％以下とすることが好ましく、0.01％以上0.05％以下とすることがより好ましい。
Nb：0.01％以上0.10％以下
Nbも、Ti同様、鋼の強化に有効である。Nbによる強度上昇効果は、その含有量を0.01％以上とすることで得られ、ここで規定する範囲の成分組成であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Nbの含有量が0.10％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Nbを含有する場合には0.01％以上0.10％以下とすることが好ましく、0.01％以上0.05％以下とすることがより好ましい。
Nbも、Ti同様、鋼の強化に有効である。Nbによる強度上昇効果は、その含有量を0.01％以上とすることで得られ、ここで規定する範囲の成分組成であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Nbの含有量が0.10％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Nbを含有する場合には0.01％以上0.10％以下とすることが好ましく、0.01％以上0.05％以下とすることがより好ましい。
B：0.0002％以上0.0050％以下
Bは鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後にプレス成形部材が冷却される際、オーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制して焼入れ組織を得るのに有効な元素である。その効果はBの含有量を0.0002％以上とすることで得られるが、0.0050％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0002％以上0.0050％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005％以上0.0030％以下である。
Bは鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱間プレス成形後にプレス成形部材が冷却される際、オーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制して焼入れ組織を得るのに有効な元素である。その効果はBの含有量を0.0002％以上とすることで得られるが、0.0050％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0002％以上0.0050％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005％以上0.0030％以下である。
Sb：0.003％以上0.030％以下
Sbは熱間プレス成形前に鋼板を加熱してから熱間プレス成形の一連の処理によって鋼板を冷却するまでの間に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。このような効果の発現のためには、Sb含有量を0.003％以上とすることが好ましい。しかし、Sb含有量が0.030％を超えると鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Sbを含有する場合には、その含有量を0.003％以上0.030％以下とすることが好ましく、0.005％以上0.010％以下とすることがより好ましい。
Sbは熱間プレス成形前に鋼板を加熱してから熱間プレス成形の一連の処理によって鋼板を冷却するまでの間に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。このような効果の発現のためには、Sb含有量を0.003％以上とすることが好ましい。しかし、Sb含有量が0.030％を超えると鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Sbを含有する場合には、その含有量を0.003％以上0.030％以下とすることが好ましく、0.005％以上0.010％以下とすることがより好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、熱間プレス部材の素材として用いる鋼板は、例えば、鋼素材を加熱後、粗圧延（rough rolling）と仕上圧延（finish rolling）からなる熱間圧延（hot rolling）を施し、圧延後、コイル状に巻取り、必要に応じて酸洗（pickling）を行い、熱延鋼板とすることで製造することができる。鋼素材の製造方法は、特に限定されず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。また、上記のようにして得た熱延鋼板に、冷間圧延（cold rolling）を施して冷延鋼板としてもよい。さらに、この冷延鋼板に焼鈍処理を施してもよい。なお、上記した熱間圧延や冷間圧延などの条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
また、上記のようにして得た熱延鋼板または冷延鋼板の表面に、めっき層を形成して表面処理鋼板としてもよく、その際の条件も特に限定されない。熱延鋼板を用いる場合には、熱延鋼板または熱延鋼板を酸洗した酸洗鋼板に、さらに焼鈍処理およびめっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることができる。めっき処理は、溶融めっきあるいは電気めっきなどのいずれの方法でも良い。一方、冷延鋼板を用いる場合には、冷延鋼板に焼鈍処理を施した後、めっき処理を施すことにより、表面処理鋼板とすることができる。
表１に示す成分を有する鋼を溶製（melted）して鋳片（slab）として、この鋳片を1200℃に加熱し、870℃の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延を施した後、600℃で巻き取り、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗後、65％の圧下率で冷間圧延し、板厚1.4mmの冷延鋼板とした。ここで、表１に記載のAc3変態点は、以下の（１）式より算出した（William C.Leslie著、幸田成康監訳、熊井浩、野田龍彦訳、「レスリー鉄鋼材料学」、丸善株式会社、1985年、p.273参照）。
Ac3（℃）=910-203[C]0.5+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]・・・（１）
なお、（１）式において、[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]は、各元素（C、Si、Mn、P、Al）の含有量（質量％）である。
Ac3（℃）=910-203[C]0.5+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]・・・（１）
なお、（１）式において、[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]は、各元素（C、Si、Mn、P、Al）の含有量（質量％）である。
ついで、上記の冷延鋼板を連続焼鈍（continuous annealing）ラインに通板し、10℃/秒の昇温速度で800℃以上900℃以下の温度域まで加熱し、この温度域に10秒以上120秒以下滞留させた後、15℃/秒の冷却速度で500℃以下の温度域まで冷却した。また、一部の鋼板では、さらにめっき処理を施し、鋼板の表面にZn-Niめっき層を形成した。ここで、Zn-Niめっき層のめっき付着量は60g/m2、めっき層中のNi含有量は11質量％とした。
かくして得られた鋼板から半径400mmの円盤状のブランクを打抜き、図１に示すような形状となる円筒状の部材を作製した。すなわち、上記のブランクに、図２に示すようなダイ、パンチおよびブランクホルダを有する金型を用いて、表２に示す条件で冷間プレスを施すことにより、予成形部材を成形した。ついで、得られた予成形部材を、大気雰囲気の電気炉により加熱したのち、図３に示すようなダイ、パンチおよびブランクホルダを有する金型を用いて、表２に示す条件で熱間プレスし、図１に示すような形状の部材を作製した。
また、上記のようにして冷間プレスして得た予成形部材、および熱間プレス部材（予成形部材を熱間プレスして最終形状としたプレス部材）について、それぞれ目視により割れの有無を確認した。確認結果を表２に併記する。
さらに、熱間プレス部材の縦壁部から、硬度測定用のサンプルを採取した。このサンプルの断面の硬度をマイクロビッカース硬度計にて求めた。試験荷重を9.8Ｎとして試験を行い、板厚方向中央部を５点測定し、その平均値をサンプルの硬度とした。なお、ここで目標とする硬度は380Hv以上である。
加えて、熱間プレス部材の縦壁部から、JIS 13 B号引張試験片を採取した。この採取した試験片を用いて、JIS G 0567(1998)に準拠して引張試験を行い、室温（22±5℃）における引張強さを測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。なお、ここで目標とする引張強さは1400MPa以上である。
加えて、熱間プレス部材の縦壁部から、JIS 13 B号引張試験片を採取した。この採取した試験片を用いて、JIS G 0567(1998)に準拠して引張試験を行い、室温（22±5℃）における引張強さを測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。なお、ここで目標とする引張強さは1400MPa以上である。
表２より、発明例ではいずれも、割れの発生なく、所望の強度および硬度を有する熱間プレス部材が得られたことがわかる。
１ａ、１ｂ ダイ
２ａ、２ｂ パンチ
３ａ、３ｂ ブランクホルダ
４ 予成形部材
５ 熱間プレス部材
６ フランジ部
７ 縦壁部
２ａ、２ｂ パンチ
３ａ、３ｂ ブランクホルダ
４ 予成形部材
５ 熱間プレス部材
６ フランジ部
７ 縦壁部
Claims (6)
- 鋼板を、冷間プレスにより、パンチおよびダイを有する金型を用いて予成形部材に予成形する工程と、
該予成形部材を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度域に加熱した後、600℃以上の温度域において、熱間プレスにより、上記冷間プレスで用いた金型とは異なるパンチおよびダイを有する金型を用いて本成形し、その際、成形下死点で３秒以上保持して焼き入れして、熱間プレス部材を得る工程、とをそなえ、
上記冷間プレスで用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径がそれぞれ、これらパンチおよびダイの肩部のそれぞれ対応する位置における、上記熱間プレスに用いる金型のパンチおよびダイの肩部の曲率半径の1.5倍以上である、熱間プレス部材の製造方法。 - 前記熱間プレス部材の成形高さに対する、前記予成形部材の成形高さの比が、0.70以上1.20以下である、請求項１に記載の熱間プレス部材の製造方法。
- 前記鋼板が、その表面にめっき層をそなえる、請求項１または２に記載の熱間プレス部材の製造方法。
- 前記めっき層がZn系めっき層である、請求項３に記載の熱間プレス部材の製造方法。
- 前記めっき層がZn-Niめっき層であり、かつ該Zn-Niめっき層中のNi含有量が9質量％以上25質量％以下である、請求項３に記載の熱間プレス部材の製造方法。
- 請求項１～５のいずれかに記載の方法により製造された熱間プレス部材。
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