WO2021039499A1 - 低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法 - Google Patents

低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法 Download PDF

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hot stamping
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紗江 濱本
浅井　達也
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a low-strength hot-stamping steel plate, a hot-stamping part using a low-strength hot-stamping steel plate, and a method for manufacturing the hot-stamping part.
  • a low-strength hot stamping steel plate having a high yield ratio YR (Yield Ratio) expressed by the ratio of yield stress YS (Yield Stress) and tensile strength TS (YS / TS) and excellent safety at the time of collision, such as
  • the present invention relates to a hot stamping part using a low-strength hot stamping steel plate, and a method for manufacturing the hot stamping part.
  • collision safety From the viewpoint of reducing the weight of automobiles and ensuring safety in the event of a collision (hereinafter referred to as "collision safety"), a steel plate having high strength and a high yield ratio YR is required. Further, since the press formability in the cold is deteriorated due to the increase in the strength of the steel sheet, a hot stamping technique has been proposed in which the steel sheet is press-formed in a heated state to simultaneously realize the formability and the increase in strength.
  • the tensile strength TS is mainly 1.5 GPa class or higher.
  • steel parts having a tensile strength TS of 500 MPa or more as shown in Patent Document 1 high-strength members having a tensile strength TS of 600 to 1000 MPa as shown in Patent Document 2, and Patent Document 3 show.
  • the structure is controlled by the hot stamping process and the tensile strength TS is controlled.
  • the tensile strength TS of hot stamping parts is largely dependent on the hot stamping process. It is conceivable to control the tensile strength TS of the steel sheet to be increased by adding alloying elements so as not to depend on the hot stamping process, but for that purpose, it is necessary to add a large amount of various alloying elements. is there.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to make a hot stamping component having a yield ratio YR of 70% or more and a tensile strength TS of 500 to 800 MPa, which is less dependent on the hot stamping process. It is an object of the present invention to provide a low-strength hot stamping steel plate that can be manufactured without any effort, a hot stamping part using such a low-strength hot stamping steel plate, and a method for manufacturing the hot stamping part.
  • the present inventors have diligently studied from the viewpoint of realizing a low-strength hot stamping steel sheet capable of manufacturing hot stamping parts without much dependence on the hot stamping process.
  • the Ac 3 point (° C) of the steel sheet is raised, the elements that improve the hardenability are reduced, and the steel sheet having a structure mainly composed of ferrite is hot.
  • the austenite fraction was reduced during heat treatment of stamps and the like, and the following actions (1) and (2) were exhibited, and further studies were carried out based on such findings to complete the present invention.
  • the yield ratio YR can be improved by making it difficult for a martensite structure to be formed in the structure after heat treatment.
  • the steel plate is by mass% C: 0.005 to 0.12%, Si: 0.50 to 2.0%, Mn: 0.50% or less (not including 0%), Al: 0.010-1.0%, P: 0.1000% or less (not including 0%), S: 0.0100% or less (not including 0%), N: 0.0100% or less (not including 0%), and O: 0.0100% or less (not including 0%),
  • the balance is iron and unavoidable impurities, Low strength characterized in that the Ac 3 points (° C.) represented by the following formula (1) are 890 ° C. or higher, and the area ratio of ferrite at a depth of 1/4 of the steel sheet thickness is 80% or higher. It is a steel plate for hot stamping.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a heat treatment pattern assuming a hot stamping process.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the tensile strength TS and the yield stress YS after the heat treatment.
  • the inventors examined from various angles in order to achieve the above object. As a result, it was found that the above purpose can be achieved brilliantly if the chemical composition is appropriately adjusted to raise the Ac 3 point (° C.) of the steel sheet to obtain a steel sheet having a structure mainly composed of ferrite. Completed the invention.
  • a low-strength hot stamping steel sheet capable of manufacturing a hot stamping component having a yield ratio YR of 70% or more and a tensile strength TS of 500 to 800 MPa without much dependence on the hot stamping process.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment has C: 0.005 to 0.12%, Si: 0.50 to 2.0%, Mn: 0.50% or less (not including 0%), Al. : 0.010 to 1.0%, P: 0.1000% or less (not including 0%), S: 0.0100% or less (not including 0%), N: 0.0100% or less (0%) (Does not include), and O: 0.0100% or less (does not include 0%) is satisfied.
  • C is an element that secures the strength of the steel sheet. Further, C is an element that facilitates the formation of martensite in the structure after heat treatment by lowering the Ac 3 points and increases the strength of the hot stamped parts. If the amount of C is excessive, the yield ratio YR of the hot stamping component will be lowered, so the upper limit must be 0.12% or less.
  • the amount of C is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less. On the other hand, excessively reducing the amount of C leads to an increase in manufacturing cost, so the amount is set to 0.005% or more.
  • the amount of C is preferably 0.007% or more, more preferably 0.010% or more.
  • Si is an important element for raising the Ac 3 point, reducing the austenite fraction during heat treatment, and reducing the process dependence of hot stamping in hot stamping parts. Further, Si is an element that contributes to ensuring the strength of hot stamping parts by strengthening the solid solution of ferrite.
  • the amount of Si is 0.50% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.70% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the amount of Si is set to 2.0% or less.
  • the amount of Si is preferably 1.8% or less, more preferably 1.6% or less.
  • Mn 0.50% or less (not including 0%)
  • Mn is an inconvenient element in the present invention because it lowers the Ac 3 point.
  • Mn is an element that increases the austenite fraction during heat treatment and enhances the process dependence of hot stamping in hot stamping parts. Further, Mn enhances hardenability, facilitates the formation of martensite in the structure of hot stamped parts, and lowers the yield ratio YR of hot stamped parts. Therefore, the amount of Mn is set to 0.50% or less.
  • the amount of Mn is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
  • excessively reducing the amount of Mn leads to an increase in manufacturing cost, so the amount is set to more than 0%.
  • the lower limit of the amount of Mn is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • Al 0.010 to 1.0%
  • Al is an element that acts as an antacid.
  • Al is an element that raises the Ac 3 point like Si, reduces the austenite fraction during heat treatment, and reduces the process dependence of hot stamping in hot stamping parts.
  • Al is an element that dissolves in ferrite and contributes to ensuring the strength of hot stamping parts by strengthening the solid solution of ferrite.
  • the amount of Al is 0.010% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.020% or more, more preferably 0.025% or more.
  • the amount of Al is set to 1.0% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.80% or less, more preferably 0.70% or less.
  • P 0.1000% or less (excluding 0%)
  • P is an element that is inevitably contained and deteriorates the weldability of the steel sheet. Further, P is also an element having an effect of contributing to the solid solution strengthening of the ferrite phase. In order not to deteriorate the weldability of the steel sheet while exerting such an effect, the P amount is set to 0.1000% or less.
  • the amount of P is preferably 0.0500% or less, and more preferably 0.0200% or less. Note that P is an impurity that is inevitably mixed in steel, and it is impossible to reduce the amount to 0% in industrial production, and it is usually contained in an amount of 0.0005% or more.
  • S 0.0100% or less (not including 0%)
  • S is an element that is inevitably contained and deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the amount of S is set to 0.0100% or less.
  • the amount of S is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0050% or less. Since the amount of S should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited. However, it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • N 0.0100% or less (not including 0%)
  • N is an element that is inevitably contained, and if it is contained in an excessive amount, AlN is generated and the effect of solid solution Al is reduced. Therefore, the amount of N is set to 0.0100% or less.
  • the amount of N is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less. Since the amount of N should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited. However, it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • O 0.0100% or less (not including 0%)
  • O is an element that is inevitably contained, and if it is contained in an excessive amount, it forms an oxide, lowers the solid solution Si, and causes a decrease in the strength of ferrite. Therefore, the amount of O is set to 0.0100% or less.
  • the amount of O is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less. Since the amount of O should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited. However, it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • the basic components of the low-strength hot stamping steel sheet of this embodiment are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities other than the above P, S, N, and O.
  • this unavoidable impurity mixing of playing card elements (Pb, Bi, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is permitted as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment can contain at least one of Ti and Nb as other elements, and the characteristics of the steel sheet are further improved by containing these elements.
  • Ti and Nb are carbide-forming elements and are elements that contribute to the microstructure of the steel sheet.
  • the structure of the steel sheet finer, reverse transformation during heat treatment is promoted, but ferrite formation can be promoted during cooling in the hot stamping process, and the ferrite fraction of the hot stamping component can be increased.
  • the content is 0.10% or less. It is preferably 0.07% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • any one of Ti and Nb may be contained, or both of them may be contained. Further, the above effect is exhibited even in a small amount, and the lower limit of the content of Ti and Nb is not limited, but in order to exert the above effect more effectively, it is preferably contained in an amount of 0.005% or more. ..
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment has an Ac 3 point (° C.) represented by the following formula (1) of 890 ° C. or higher.
  • Ac 3 points (° C.) 910-203 x [C] 1/2 + 44.7 x [Si] -30 x [Mn] + 700 x [P] + 400 x [Al] + 400 x [Ti] ... (1) )
  • [C], [Si], [Mn], [P], [Al], and [Ti] each have a mass% of the content of C, Si, Mn, P, Al, and Ti. It is a value represented by.
  • the above formula (1) is a simplified formula of the following formula (2) in consideration of the types of elements contained. That is, in the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment, Ac 3 points (° C.) are increased, attention is paid to Si and Al, which are less likely to deteriorate other characteristics, and Ac 3 points (° C.) are decreased. , Mn, etc. are reduced.
  • [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al] And [Ti] are values expressing the contents of C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As and Ti in% by mass, respectively.
  • the area ratio of ferrite at a depth of 1/4 of the steel sheet thickness needs to be 80% or more.
  • the measurement point of the area ratio of ferrite is set to the depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet because it is the place showing the most typical characteristics of the steel sheet.
  • the area ratio of ferrite is a value measured by the point calculation method.
  • This point calculation method is applied when calculating the area percentage of the mixed structure and the ferrite crystal grains when a structure other than ferrite is mixed, and is a method applied when the surface to be inspected (steel plate thickness). This is a method of counting the number of grid point centers occupied by ferrite crystal grains by taking a picture with a surface exposed to a depth of 1/4), placing a specified grid line on the shot photograph. In the examples described later, the procedure was performed under the condition that the number of squares (squares) partitioned by grid lines was 100.
  • an optical microscope or a scanning microscope was used depending on the size of the ferrite crystal grains (magnification: in the range of 400 to 1000), but the measured values did not change. ..
  • C-containing structures such as pearlite, bainite, and martensite that preferentially reverse transform to austenite by appropriately controlling the design of the chemical composition as described above and increasing the ferrite area ratio of the steel sheet.
  • the rate can be reduced.
  • the reverse transformation to austenite can be delayed and the austenite fraction during the heat treatment can be reduced, and the yield stress can be reduced without extremely increasing the tensile strength TS of the steel sheet after the heat treatment.
  • YS can be secured and the yield YR ratio can be increased.
  • the area ratio of ferrite in the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment needs to be 80% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 84% or more, more preferably 86% or more. Alternatively, it may be 100%.
  • the structure of the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment may have a ferrite area ratio of 80% or more, and may contain a small amount of the above-mentioned pearlite, bainite, martensite, etc. as other structures. good. Alternatively, it may contain retained austenite.
  • B has an action of suppressing the formation and growth of polygonal ferrite from the austenite grain boundary, and as a result, acts to reduce the area ratio of ferrite. It is preferable not to contain an element such as B that reduces the ferrite area ratio as much as possible. However, it is acceptable as long as it does not have the above-mentioned adverse effects, for example, up to 0.0005%.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment is not only a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet, but also a hot-dip galvanized layer (GI: Hot Dip-Galvanized) or alloying and melting on these hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets.
  • GI Hot Dip-Galvanized
  • a galvanized layer (GA: Alloyed Hot Dip-Galvanized) may be provided, and a hot-dip galvanized steel sheet (GI steel sheet) and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA steel sheet) are also included in the present invention.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment is The weight of the steel plate is C: 0.005 to 0.12%, Si: 0.50 to 2.0%, Mn: 0.50% or less (excluding 0%), Al: 0.010 to 1.0%, P: 0.1000% or less (excluding 0%), S: 0.0100% or less (excluding 0%), N: 0.0100% or less (excluding 0%), And O: 0.0100% or less (not including 0%), the balance is iron and unavoidable impurities, the Ac 3 point (° C.) represented by the above formula (1) is 890 ° C. or higher, and The area ratio of ferrite at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate is 80% or more.
  • a low-strength hot stamping steel sheet capable of manufacturing a hot stamping component having a yield ratio of 70% or more and a tensile strength of 500 to 800 MPa without much dependence on the hot stamping process. Can be realized.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment further contains at least one of Ti: 0.10% or less (not including 0%) and Nb: 0.10% or less (not including 0%).
  • Ti 0.10% or less (not including 0%)
  • Nb 0.10% or less (not including 0%).
  • the properties of the steel sheet are further improved depending on the components contained.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment is useful as a steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after heat treatment and a steel sheet for manufacturing tailored blank parts.
  • the heating temperature before press forming is set to the single-phase temperature of austenite (ie, higher than Ac 3 points). Then, the steel sheet heated to the temperature range is press-formed while being cooled by the mold to be a hot-pressed part.
  • the Ac 3 points of the steel sheet are usually set to a temperature lower than 860 ° C. Therefore, the steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after heat treatment and the steel sheet for low-strength hot stamping of the present embodiment are tailored blanked by welding or the like, and then Ac 3 of the steel sheet for low-strength hot stamping at 860 ° C. or higher. If hot stamping is performed after heating to a temperature range below the point, a tailored blank material having a region of tensile strength of 1000 MPa or more and a region of 500 to 800 MPa can be obtained.
  • the heating temperature range is an austenite region in a steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after heat treatment, and martensite and bainite are generated during subsequent cooling to obtain high strength. Further, in the low-strength hot stamping steel plate of the present embodiment, the heating temperature range is a two-phase region of austenite and ferrite, and the formation of martensite and bainite is suppressed during subsequent cooling, resulting in a structure mainly composed of ferrite. It becomes low strength.
  • the heating temperature before press molding is set to the single-phase temperature of austenite, specifically in the temperature range of 900 ⁇ 50 ° C., but in the present invention, it is 900 ⁇ 50 ° C.
  • the heating temperature range at the time of hot stamping may be appropriately set according to the three Ac points of each steel sheet to be tailored blank.
  • the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment is not limited to the tailored blank material, but is desired by including heating to the above Ac 3 points (° C.) or less and hot stamping. It is possible to manufacture hot stamping parts that exhibit the characteristics of. That is, the hot stamping component using the low-strength hot stamping steel sheet of the present embodiment is a hot stamping component having a characteristic that the yield ratio is 70% or more and the tensile strength is 500 to 800 MPa.
  • the steel sheet thickness of the hot-rolled steel sheet of No. 8 is the thickness after the surface is ground by 0.2 mm and the scale is reduced.
  • the area ratio of ferrite (hereinafter referred to as "ferrite fraction") is measured by the above-mentioned point calculation method, and heat treatment is performed assuming a hot stamping process, and the tensile properties of the steel sheet after the heat treatment are applied.
  • the heat treatment conditions at this time were performed by a heat treatment simulator based on the following References 1 and 2.
  • FIG. 1 schematically shows a heat treatment pattern assuming a hot stamping process.
  • Reference 1 Pre-printed collection of the Academic Lecture Meeting of the Society of Automotive Engineers of Japan, No. 72-07, p. 14
  • Reference 2 Metal Forming, steel research int. 79 (2008), No. 2, p. 81
  • the steel plate was heated to 890 ° C. at a heating rate of 10 ° C./sec, held at that temperature for 300 seconds, and then cooled to 750 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./sec. After that, it is shown that the product was cooled to 450 ° C. at a cooling rate of 40 ° C./sec and further cooled to room temperature (25 ° C.) at a cooling rate of about 5 ° C./sec.
  • the tensile strength TS and the yield stress YS were determined by taking a JIS No. 5 test piece (plate-shaped test piece) and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011. At this time, regarding the yield stress YS, if a clear yield point appears, the upper yield point UYP (Upper Yield Point) is measured, and if the yield point does not appear, 0.2% based on the above JIS provisions. The yield strength ⁇ 0.2 was calculated. The acceptance criteria were that the tensile strength TS was in the range of 500 to 800 MPa and the yield ratio YR was 70% or more.
  • Experiment No. 5 to 8 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements specified in the present invention, and desired characteristics have not been obtained.
  • Reference numeral 5 denotes an example using a steel type E in which the amount of Mn is excessive (the amount of B is also excessive), the Ac 3 transformation point (° C.) is lower than 890 ° C., the steel sheet has a low ferrite fraction, and is after heat treatment. The yield ratio YR of the steel sheet is less than 70%.
  • Reference numeral 6 denotes an example in which the steel type F having a small amount of Si and an excessive amount of Mn (the amount of B is also excessive) is used, and is a steel sheet having an Ac 3 transformation point (° C.) lower than 890 ° C. and a low ferrite fraction. Yes, the yield ratio YR of the steel sheet after heat treatment is less than 70%.
  • Experiment No. 7 is an example applied to a GA steel sheet, but a steel type G having a small amount of Si and an excessive amount of Mn is used, the Ac 3 transformation point (° C.) is lower than 890 ° C., and the ferrite fraction is low. It is a steel sheet, and the yield ratio YR of the steel sheet after heat treatment is less than 70%.
  • Reference numeral 8 denotes an example applied to a hot-rolled steel sheet, in which steel type H having a small amount of Si and an excessive amount of Mn is used, the Ac 3 transformation point (° C.) is lower than 890 ° C., and the ferrite fraction is high. It is a low steel sheet, and the yield ratio YR of the steel sheet after heat treatment is less than 70%.
  • Fig. 2 shows the relationship between the tensile strength TS and the yield stress YS after heat treatment.
  • the line L indicates a boundary line in which the yield ratio YR is 70%
  • the upper region including the line L indicates that the yield ratio YR is 70% or more
  • the region below the line L is It shows that the yield ratio YR is less than 70%.
  • "Experiment No.” is abbreviated as "No.”.
  • the hot stamped parts (steel plates after heat treatment) having a yield ratio of 70% or more and a tensile strength TS of 500 to 800 MPa are hot stamped. It can be seen that it can be manufactured without much dependence on the process.
  • the present invention has a wide range of industrial applicability in the technical field related to hot stamping steel sheets and hot stamping parts.

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Abstract

本発明の一局面に係る低強度ホットスタンプ用鋼板は、鋼板が、所定の化学成分組成を満たし、下記式（１）で示されるＡｃ3点（℃）が８９０℃以上であり、且つ鋼板厚さの１／４の深さにおけるフェライトの面積率が８０％以上である。　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）　上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉの含有率を質量％で表した値である。

Description

低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法
　本発明は、低強度ホットスタンプ用鋼板、低強度ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ部品、およびホットスタンプ部品の製造方法に関し、殊に熱処理後の引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｔｈ）が５００～８００ＭＰａの領域で、降伏応力ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｓｓ）と引張強度ＴＳの比（ＹＳ／ＴＳ）で表わされる降伏比ＹＲ（Ｙｉｅｌｄ　Ｒａｔｉｏ）が高く、衝突時の安全性に優れる低強度ホットスタンプ用鋼板、このような低強度ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ部品、およびホットスタンプ部品の製造方法に関する。
　自動車の軽量化と衝突時の安全性（以下、「衝突安全性」と呼ぶ）を確保するという観点から、高強度を有し且つ降伏比ＹＲが高い鋼板が求められている。また鋼板の高強度化による冷間でのプレス成形性の悪化のため、鋼板を加熱した状態でプレス成形し、成形性と高強度化を同時に実現させるホットスタンプ技術が提案されている。
　このような技術によって製造されるホットスタンプ部品では、引張強度ＴＳは１．５ＧＰａ級以上であるのが主である。しかしながら近年では、特許文献１に示されるような引張強度ＴＳが５００ＭＰａ以上の鋼部品や、特許文献２に示されるような引張強度ＴＳが６００～１０００ＭＰａ級の高強度部材や、特許文献３に示されるような引張強度ＴＳが７００～１３００ＭＰａ級の鋼部材など、引張強度ＴＳが１．５ＧＰａ以下となるホットスタンプ部品が各種提案されている。
　これまで提案されているホットスタンプ部品では、いずれもホットスタンプのプロセスによって組織制御を図り、引張強度ＴＳを制御している。こうしたことから、ホットスタンプ部品の引張強度ＴＳは、ホットスタンプのプロセスに大きく依存しているのが実情である。鋼板の引張強度ＴＳをホットスタンプのプロセスに依存させないように、合金元素の添加によって引張強度ＴＳが高くなるように制御することも考えられるが、そのためには各種合金元素を多量に添加する必要がある。
　またこれまで提案されている技術の多くは、マルテンサイトなどの硬質組織を含んで高強度化を図るのが通常である。しかしながら、このような組織制御による高強度化では、降伏比ＹＲを高くすることができず、衝突安全性を向上するという観点から降伏応力ＹＳを高くするためには、焼戻しなどの熱処理が必要となる。
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、降伏比ＹＲが７０％以上で、引張強度ＴＳが５００～８００ＭＰａのホットスタンプ部品を、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造することのできる低強度ホットスタンプ用鋼板、このような低強度ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ部品、およびホットスタンプ部品の製造方法を提供することにある。
特許第５７２６４１９号公報 特許第４４５２１５７号公報 特許第４４２７４６２号公報
　本発明者らは、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せずホットスタンプ部品を製造することのできる低強度ホットスタンプ用鋼板を実現するという観点から鋭意検討した。その結果、化学成分組成を適切に調整することにより鋼板のＡｃ3点（℃）を上昇させ、焼入性を向上させる元素を低減し、フェライトを主体とした組織を有する鋼板とすれば、ホットスタンプなどの熱処理時にオーステナイト分率を低下させ、下記（１）および（２）の作用が発揮されることを見出し、かかる知見に基づいて更に検討を重ねることによって本発明を完成した。
（１）ホットスタンプのプロセス中の組織変化を極力低減させることで、プロセスにあまり依存せず所定の強度が得られること、
（２）熱処理後の組織にマルテンサイト組織を生じ難くすることで、降伏比ＹＲを向上し得ること。
　すなわち、本発明の一局面は、
　鋼板が、質量％で、
　Ｃ：０．００５～０．１２％、
　Ｓｉ：０．５０～２．０％、
　Ｍｎ：０．５０％以下（０％を含まない）、
　Ａｌ：０．０１０～１．０％、
　Ｐ：０．１０００％以下（０％を含まない）、
　Ｓ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
　Ｎ：０．０１００％以下（０％を含まない）、および
　Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、
　下記式（１）で示されるＡｃ3点（℃）が８９０℃以上であり、且つ鋼板厚さの１／４の深さにおけるフェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする低強度ホットスタンプ用鋼板である。
　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）
　上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉの含有率を質量％で表した値である。
　上記の本発明の目的、特徴および利点は、以下の詳細な記載と添付図面とから明らかになるだろう。
図１は、ホットスタンプのプロセスを想定した熱処理パターンを示す模式図である。 図２は、熱処理後の引張強度ＴＳと降伏応力ＹＳの関係を示すグラフである。
　発明者らは、上記目的を達成すべく様々な角度から検討した。その結果、化学成分組成を適切に調整して鋼板のＡｃ3点（℃）を上昇させ、フェライトを主体とした組織を有する鋼板とすれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
　本発明では、降伏比ＹＲが７０％以上で、引張強度ＴＳが５００～８００ＭＰａのホットスタンプ部品を、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造することのできる低強度ホットスタンプ用鋼板が実現できる。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板において、化学成分組成を上記のように設定した理由は下記の通りである。以下、化学成分組成における％は、質量％を意味する。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板は、Ｃ：０．００５～０．１２％、Ｓｉ：０．５０～２．０％、Ｍｎ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０～１．０％、Ｐ：０．１０００％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０１００％以下（０％を含まない）を満足する。
　［Ｃ：０．００５～０．１２％］
　Ｃは、鋼板の強度を確保する元素である。また、Ｃは、Ａｃ3点を低下させることで熱処理後の組織にマルテンサイトを生成しやすくし、ホットスタンプ部品の強度を上昇させる元素である。このようなＣ量が過剰になると、ホットスタンプ部品の降伏比ＹＲの低下を招くことから、その上限は０．１２％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。一方、Ｃ量を過度に低減することは、製造上のコストアップに繋がることになるので、０．００５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。
　［Ｓｉ：０．５０～２．０％］
　Ｓｉは、Ａｃ3点を上昇させ、熱処理時のオーステナイト分率を低減させ、ホットスタンプ部品におけるホットスタンプのプロセス依存性を低下させる上で重要な元素である。また、Ｓｉは、フェライトの固溶強化によりホットスタンプ部品の強度確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ｓｉ量は０．５０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．７０％以上、より好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、鋼板製造時の酸洗性の劣化や、めっき性の悪化を引き起こす。したがって、Ｓｉ量は、２．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
　［Ｍｎ：０．５０％以下（０％を含まない）］
　Ｍｎは、Ａｃ3点を低下させることから、本発明において不都合な元素である。また、Ｍｎは、熱処理時のオーステナイト分率を上昇させ、ホットスタンプ部品におけるホットスタンプのプロセス依存性を高める元素である。更に、Ｍｎは、焼入れ性を高め、ホットスタンプ部品の組織にマルテンサイトを生成しやすくし、ホットスタンプ部品の降伏比ＹＲを低下させる。そのため、Ｍｎ量は、０．５０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。一方、Ｍｎ量を過度に低減することは、製造上のコストアップに繋がることになるので、０％超とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。
　［Ａｌ：０．０１０～１．０％］
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。またＡｌは、Ｓｉと同様にＡｃ3点を上昇させ、熱処理時のオーステナイト分率を低減させ、ホットスタンプ部品におけるホットスタンプのプロセス依存性を低減させる元素である。また、Ａｌはフェライトに固溶し、フェライトの固溶強化によりホットスタンプ部品の強度確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．０１０％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０２５％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させることは、製造上のコストアップに繋がることになるので、Ａｌ量は１．０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
　［Ｐ：０．１０００％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｐは、フェライト相の固溶強化に寄与する効果を有する元素でもある。このような効果を発揮させつつ鋼板の溶接性を劣化させないためには、Ｐ量は０．１０００％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０５００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００５％以上で含有する。
　［Ｓ：０．０１００％以下（０％を含まない）］
　Ｓは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されない。しかし、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有する。
　［Ｎ：０．０１００％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれるとＡｌＮを生成させ、固溶Ａｌの効果を低減させる。したがって、Ｎ量は０．０１００％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されない。しかし、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有する。
　［Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）］
　Ｏは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれると酸化物を形成し、固溶Ｓｉを低下させてフェライトの強度低下を生じさせる。そのため、Ｏ量は０．０１００％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されない。しかし、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有する。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板の基本成分は上記のとおりであり、残部は、鉄、および上記Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ以外の不可避不純物である。この不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるトランプ元素（Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｂ，Ｓｎ等）の混入が許容される。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板には、更に他の元素として、ＴｉおよびＮｂの少なくとも１種を含ませることができ、これらの元素を含有させることによって鋼板の特性が更に改善される。
［Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．１０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種］
　ＴｉおよびＮｂは、炭化物形成元素であり、鋼板の組織微細化に寄与する元素である。鋼板の組織が微細化することで、熱処理時の逆変態は促進されるものの、ホットスタンプのプロセスでの冷却中にフェライト生成を促進し、ホットスタンプ部品のフェライト分率を高めることができる。このような効果は、ＴｉおよびＮｂの含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有しても冷間圧延性が悪化するという不都合が生じる。こうした観点から、いずれも０．１０％以下で含有させる。好ましくは、０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。ＴｉおよびＮｂはいずれか１種を含有してもよいし、２種とも含有させてもよい。また、上記効果は微量であっても発揮され、ＴｉおよびＮｂの含有量の下限については限定されないが、上記効果をより有効に発揮させるためには、０．００５％以上で含有させることが好ましい。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板は、下記式（１）で示されるＡｃ3点（℃）が８９０℃以上である。
　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）
　上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉの含有率を質量％で表した値である。
　「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社　１９８５年５月３１日発行、２７３頁）には、Ａｃ3点（℃）は、計算上、下記式（２）から求められることが記載されている。上記式（１）は、含有される元素の種類を考慮して、下記式（２）を簡略化した式である。すなわち、本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板では、Ａｃ3点（℃）を上昇させ、その他特性の悪化の懸念の少ないＳｉおよびＡｌに注目すると共に、Ａｃ3点（℃）を低下させるＣ、Ｍｎ等を低減させている。
　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－［３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］］・・・（２）
　上記式（２）中、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ａｌ］および［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ａｌ、ＡｓおよびＴｉの含有率を質量％で表した値である。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板では、鋼板厚さの１／４の深さにおけるフェライトの面積率が８０％以上とする必要がある。なお、フェライトの面積率の測定箇所を、鋼板厚さの１／４の深さとしたのは、鋼板の最も代表的な特性を示す箇所であるという理由からである。
　本実施形態において、フェライトの面積率は点算法で測定した値である。この点算法とは、フェライト以外の他の組織が混在しているときに、混在組織とフェライト結晶粒との面積百分率を計算するときに適用される方法であり、被検面（鋼板厚さの１／４の深さを露出させた面）で撮影し、規定の格子線を撮影写真にのせ、フェライト結晶粒によって占められた格子点中心の数を数える方法である。後述の実施例では、格子線で仕切られるマス（升目）の数が１００となる条件で行った。なお、フェライトの面積率を求めるときの組織観察は、フェライト結晶粒の大きさに応じて光学顕微鏡または走査型顕微鏡を使い分けたが（倍率：４００～１０００の範囲）、測定される数値は変わらない。
　上記のように化学成分組成の設計を適切に制御するとともに、鋼板のフェライト面積率を高くすることによって、優先的にオーステナイトに逆変態するパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトなど、Ｃを含有する組織分率を低減することができる。鋼板のフェライト面積率を高くすることによって、オーステナイトへの逆変態を遅延させ、熱処理時のオーステナイト分率を低下させることができ、熱処理後の鋼板における引張強度ＴＳを極端に高めることなく、降伏応力ＹＳを確保でき、降伏ＹＲ比を高くすることができる。
　こうした観点からして、本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板におけるフェライトの面積率は８０％以上とする必要がある。フェライトの面積率は、好ましくは８４％以上であり、より好ましくは８６％以上である。或いは、１００％であっても良い。本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板の組織は、フェライトの面積率が８０％以上となっていればよく、それ以外の組織として上記したパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイトなども少量含んでいても良い。或いは、残留オーステナイトを含んでいても良い。
　なお、上記の趣旨からすれば、フェライトの面積率を低減させるような元素はできるだけ含有させないことが好ましい。例えば、Ｂはオーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制する作用を有し、結果的にフェライトの面積率を低減するように作用する。Ｂのようにフェライト面積率を低減させる元素については、できるだけ含有させないことが好ましい。但し、上記のような悪影響を及ぼさない程度、例えば０．０００５％以下までなら許容できる。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板は勿論のこと、これら熱延鋼板、冷延鋼板に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を有していてもよく、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）も本発明に包含される。
　本明細書には、上記のように様々な形態の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下にまとめる。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板は、
　鋼板が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１２％、Ｓｉ：０．５０～２．０％、Ｍｎ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０～１．０％、Ｐ：０．１０００％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１００％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１００％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０１００％以下（０％を含まない）、を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、前記式（１）で示されるＡｃ3点（℃）が８９０℃以上であり、且つ鋼板厚さの１／４の深さにおけるフェライトの面積率が８０％以上である。
　このような構成を採用することによって、降伏比が７０％以上で、引張強度が５００～８００ＭＰａのホットスタンプ部品を、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造することのできる低強度ホットスタンプ用鋼板が実現できる。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板には、更に、Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．１０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含ませることができ、含有される成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。
　本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板は、熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、テーラドブランク部品を製造するための鋼板として有用である。通常のホットスタンプのプロセスでは、プレス成形前の加熱温度は、オーステナイトの単相域温度（即ち、Ａｃ3点よりも高い温度）に設定される。そして温度域に加熱された鋼板を、金型によって冷却されつつプレス成形され、ホットプレス部品とされる。
　熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板では、当該鋼板のＡｃ3点は、通常８６０℃よりも低い温度に設定されている。したがって、熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板を、溶接などによってテーラドブランクを行い、その後８６０℃以上、低強度ホットスタンプ用鋼板のＡｃ3点以下の温度範囲に加熱してから、ホットスタンプを行なえば、引張強度１０００ＭＰａ以上の領域と、５００～８００ＭＰａとなる領域を有するテーラドブランク材が得られる。
　すなわち、上記加熱温度範囲は、熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板ではオーステナイト領域となり、その後の冷却時にマルテンサイトやベイナイトが生成して高強度となる。また本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板においては、上記加熱温度範囲は、オーステナイトとフェライトの二相領域となり、その後の冷却時にマルテンサイトやベイナイトなどの生成が抑制され、フェライトを主体とする組織となって低強度となる。上述のごとく、ホットスタンプのプロセスでは、プレス成形前の加熱温度は、オーステナイトの単相域温度に設定され、具体的には９００±５０℃の温度範囲となるが、本発明では９００±５０℃の温度範囲内で、テーラドブランクされる各鋼板のＡｃ3点に応じてホットスタンプ時の加熱温度範囲を適宜設定すれば良い。
　上記趣旨から明らかなように、本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板を、前記Ａｃ3点（℃）以下に加熱し、ホットスタンプすることを含むことによって、テーラドブランク材に限らず、所望の特性を発揮するホットスタンプ部品を製造することができる。すなわち、本実施形態の低強度ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ部品は、降伏比が７０％以上で、引張強度が５００～８００ＭＰａである特性を有するホットスタンプ部品となる。
　以下、実施例に基づいて、本発明の作用効果をより具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前記および後記の趣旨に徴して設計変更することは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す化学成分組成（鋼種Ａ～Ｈ）の各種鋼材を製造し、下記表２に示す熱延条件で各種鋼板（実験Ｎｏ．１～８）を作製した。なお、下記表１に示した鋼種Ａ～Ｆはラボ溶製した例であり、鋼種Ｇ、Ｈは、実機材である。また、表１に示したＡｃ3点は、前記式（１）に基づいて計算した値である。表１中、[－]の欄は添加していないこと、または測定限界未満であることを意味する。またＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏは、上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。なお、実験Ｎｏ．７のＧＡ鋼板における鋼板厚さは、表面を０．２ｍｍ研削し、合金化溶融亜鉛めっき層を落とした後の厚さである。また実験Ｎｏ．８の熱延鋼板における鋼板厚さは、表面を０．２ｍｍ研削し、スケールを落とした後の厚さである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた各種鋼板について、前述した点算法によってフェライトの面積率（以下、「フェライト分率」と呼ぶ）を測定すると共に、ホットスタンプのプロセスを想定した熱処理を施し、熱処理後の鋼板の引張特性を下記の方法によって評価した。このときの熱処理条件は、下記の参考文献１、２に基づき、熱処理シミュレータで行った。ホットスタンプのプロセスを想定した熱処理パターンを模式的に図１に示す。
参考文献１：社団法人自動車技術会学術講演会前刷集、Ｎｏ．７２－０７、ｐ．１４
参考文献２：Ｍｅｔａｌ　Ｆｏｒｍｉｎｇ，ｓｔｅｅｌ　ｒｅｓｅｒｃｈ　ｉｎｔ．７９（２００８），Ｎｏ．２，ｐ．８１
　なお、図１に示した熱処理パターンは、鋼板を１０℃／秒の昇温速度で８９０℃まで加熱し、当該温度で３００秒保持し、その後２０℃／秒の冷却速度で７５０℃まで冷却した後、４０℃／秒の冷却速度で４５０℃まで冷却し、更に約５℃／秒の冷却速度で室温（２５℃）まで冷却したことを示している。
　［引張特性の測定］
　引張強度ＴＳおよび降伏応力ＹＳは、ＪＩＳ５号試験片(板状試験片)を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に従って引張試験を実施して求めた。このとき降伏応力ＹＳについては、明確な降伏点が現れる場合には、上降伏点ＵＹＰ（Ｕｐｐｅｒ　Ｙｉｅｌｄ　Ｐｏｉｎｔ）を測定し、降伏点が現れない場合には、上記ＪＩＳの規定に基づき０．２％耐力σ0.2を求めた。合格基準は、引張強度ＴＳが５００～８００ＭＰａの範囲にあり、降伏比ＹＲが７０％以上を合格とした。
　これらの結果を、適用鋼種（鋼種Ａ～Ｈ）とともに、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　この結果から、次のように考察できる。実験Ｎｏ．１～４は、化学成分組成、Ａｃ3変態点（℃）およびフェライト分率が本発明で規定する範囲内にある本発明例であり、熱処理後の引張強度ＴＳが５００～８００ＭＰａであり、且つ降伏比ＹＲが７０％以上を確保できていることが分かる。
　これに対し実験Ｎｏ．５～８は、本発明で規定するいずれかの要件を満たさない比較例であり、所望の特性が得られていない。具体的には、実験Ｎｏ．５は、Ｍｎ量が過剰（Ｂ量も過剰）である鋼種Ｅを用いた例であり、Ａｃ3変態点（℃）が８９０℃よりも低く、フェライト分率が低い鋼板であり、熱処理後の鋼板の降伏比ＹＲが７０％未満となっている。実験Ｎｏ．６は、Ｓｉ量が少なく、Ｍｎ量が過剰（Ｂ量も過剰）である鋼種Ｆを用いた例であり、Ａｃ3変態点（℃）が８９０℃よりも低く、フェライト分率が低い鋼板であり、熱処理後の鋼板の降伏比ＹＲが７０％未満になっている。
　実験Ｎｏ．７は、ＧＡ鋼板に適用した例であるが、Ｓｉ量が少なく、Ｍｎ量が過剰である鋼種Ｇを用いており、Ａｃ3変態点（℃）が８９０℃よりも低く、フェライト分率が低い鋼板であり、熱処理後の鋼板の降伏比ＹＲが７０％未満になっている。実験Ｎｏ．８は、熱延鋼板に適用した例であるが、Ｓｉ量が少なく、Ｍｎ量が過剰である鋼種Ｈを用いており、Ａｃ3変態点（℃）が８９０℃よりも低く、フェライト分率が低い鋼板であり、熱処理後の鋼板の降伏比ＹＲが７０％未満になっている。
　これらの結果に基づき、熱処理後の引張強度ＴＳと降伏応力ＹＳの関係を図２に示す。なお、図２中、ラインＬは降伏比ＹＲが７０％である境界線を示し、ラインＬを含めて上の領域が降伏比ＹＲ７０％以上であることを示し、ラインＬよりも下の領域が降伏比ＹＲが７０％未満であることを示している。また、図２では、「実験Ｎｏ．」は、「Ｎｏ．」と略記してある。
　この結果から明らかなように、本発明例（Ｎｏ．１～４）では、降伏比が７０％以上で、引張強度ＴＳが５００～８００ＭＰａのホットスタンプ部品（熱処理後の鋼板）が、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造できていることが分かる。
　この出願は、２０１９年８月２７日に出願された日本国特許出願特願２０１９－１５４７２７を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体例等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ部品に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。

Claims (5)

  1. 　鋼板が、質量％で、
    　Ｃ：０．００５～０．１２％、
    　Ｓｉ：０．５０～２．０％、
    　Ｍｎ：０．５０％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１０～１．０％、
    　Ｐ：０．１０００％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
    　Ｎ：０．０１００％以下（０％を含まない）、および
    　Ｏ：０．０１００％以下（０％を含まない）、
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、
    　下記式（１）で示されるＡｃ3点（℃）が８９０℃以上であり、且つ鋼板厚さの１／４の深さにおけるフェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする低強度ホットスタンプ用鋼板。
    　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）
    　上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉの含有率を質量％で表した値である。
  2. 　前記鋼板は、更に、Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．１０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含む請求項１に記載の低強度ホットスタンプ用鋼板。
  3. 　熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、テーラドブランク部品を製造するための請求項１または２に記載の低強度ホットスタンプ用鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の低強度ホットスタンプ用鋼板を、前記Ａｃ3点（℃）以下に加熱し、ホットスタンプすることを含むホットスタンプ部品の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の低強度ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ部品。
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004058082A (ja) * 2002-07-26 2004-02-26 Aisin Takaoka Ltd テーラードブランクプレス成形品の製造方法
JP2004270029A (ja) * 2003-02-18 2004-09-30 Nippon Steel Corp 耐亜鉛揮発性に優れた亜鉛系めっき鋼板
JP4427462B2 (ja) 2005-01-21 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 車両用鋼部材及びその製造方法
JP4452157B2 (ja) 2004-02-06 2010-04-21 新日本製鐵株式会社 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
JP5726419B2 (ja) 2007-03-14 2015-06-03 アルセロールミタル・フランス 延性が改善された装置レス熱間成形または焼入れ用鋼
WO2018078844A1 (ja) * 2016-10-31 2018-05-03 新日鐵住金株式会社 鋼部品の製造方法及び鋼部品
WO2019069938A1 (ja) * 2017-10-02 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2019154727A (ja) 2018-03-12 2019-09-19 株式会社三共 スロットマシン

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU717294B2 (en) * 1997-03-17 2000-03-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Dual-phase high-strength steel sheet having excellent dynamic deformation properties and process for preparing the same
JPH11104750A (ja) * 1997-09-30 1999-04-20 Nissan Motor Co Ltd 突き合わせ溶接板のプレス成形方法
JP4520549B2 (ja) * 1999-06-23 2010-08-04 新日本製鐵株式会社 成形性の優れた異材質テーラードブランク材のプレス成形法
TWI290586B (en) * 2003-09-24 2007-12-01 Nippon Steel Corp Hot rolled steel sheet and method of producing the same
JP4757022B2 (ja) * 2005-12-28 2011-08-24 住友軽金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金押出材および鍛造材、該押出材および鍛造材の製造方法
CN101443467B (zh) * 2006-05-16 2011-11-09 杰富意钢铁株式会社 延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
JP5825082B2 (ja) * 2011-12-12 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5316634B2 (ja) * 2011-12-19 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP2803748B1 (en) * 2012-01-13 2018-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamp molded article, and method for producing hot stamp molded article
JP5476452B2 (ja) * 2012-11-27 2014-04-23 トヨタ自動車株式会社 耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金鍛造材とその製造方法、およびサスペンション部品
PL2982772T3 (pl) * 2013-04-02 2019-03-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Wyrób formowany przez wytłaczanie na gorąco, blacha stalowa cienka walcowana na zimno i sposób wytwarzania wyrobu formowanego przez wytłaczanie na gorąco
JP6121292B2 (ja) * 2013-09-05 2017-04-26 株式会社神戸製鋼所 高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板及びその製造方法
CN107208211B (zh) * 2015-03-30 2018-12-04 新日铁住金株式会社 冷锻用时效硬化用钢

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004058082A (ja) * 2002-07-26 2004-02-26 Aisin Takaoka Ltd テーラードブランクプレス成形品の製造方法
JP2004270029A (ja) * 2003-02-18 2004-09-30 Nippon Steel Corp 耐亜鉛揮発性に優れた亜鉛系めっき鋼板
JP4452157B2 (ja) 2004-02-06 2010-04-21 新日本製鐵株式会社 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
JP4427462B2 (ja) 2005-01-21 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 車両用鋼部材及びその製造方法
JP5726419B2 (ja) 2007-03-14 2015-06-03 アルセロールミタル・フランス 延性が改善された装置レス熱間成形または焼入れ用鋼
WO2018078844A1 (ja) * 2016-10-31 2018-05-03 新日鐵住金株式会社 鋼部品の製造方法及び鋼部品
WO2019069938A1 (ja) * 2017-10-02 2019-04-11 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2019154727A (ja) 2018-03-12 2019-09-19 株式会社三共 スロットマシン

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Leslie Steel Materials Science", 31 May 1985, MARUZEN CO., LTD., pages: 273

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