JP2006009116A

JP2006009116A - 熱間プレス用鋼板

Info

Publication number: JP2006009116A
Application number: JP2004190827A
Authority: JP
Inventors: Hisamasa Tomokiyo; 寿雅友清; Toshiki Nonaka; 俊樹野中; Yuichi Taniguchi; 裕一谷口; Shinichi Suzuki; 眞一鈴木
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-06-29
Filing date: 2004-06-29
Publication date: 2006-01-12
Anticipated expiration: 2024-06-29
Also published as: JP4317491B2

Abstract

【課題】熱間プレス、焼き入れ後の部品強度、部品の切断性や打抜き性、さらには遅れ破壊特性、スポット溶接性を満足する熱間プレス用鋼板を提供する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：0.15〜0.3%、Si：0.005 〜1.0%、Mn：0.01〜3.0%、Ｐ：0.005 〜0.1%、Ｓ：0.02％以下、Al：0.01〜3.0%、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.02〜0.5%、Ｖ：0.002 〜0.5%、Ｂ：0.0002〜0.01％、Mg：0.0002〜0.01％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で、鋼中に平均粒径が0.01〜5.0 μｍの範囲にあるMgの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種もしくは２種以上の複合酸化物を、１平方ｍｍ当り１×10²個〜１×10⁷個含み、かつ、下記式（Ａ）を満足することを特徴とする熱間プレス用高強度鋼板。
0.35≧Ｃ＋Si/30+Mn/20+Cr/20+Mo/15+V/10+4・B+２・P+４・S …（Ａ)
【選択図】なし

Description

本発明は、プレス成形と焼き入れによる部材の強度向上を同時に行う熱間プレス用鋼板、特に自動車ボデーの骨格部品、補強部品や足回り部品などの製造に使用される熱間プレス用鋼板に関する。

近年、地球環境の観点から自動車の軽量化が強く望まれており、ボデー等の鋼板が使用される部品では、高強度鋼板を適用し鋼板の板厚を薄くして軽量化が図られている。しかしながら、鋼板の高強度化は部品製造時の加工性、プレス成形性の低下を招き、特にスプリングバック等の製品精度の確保がより難しくなってくる。
これらの課題解決のために加工性に優れた鋼板の開発や製品精度を高める加工方法が提案されているが、自動車に適用される鋼板の高強度化も進み、特に引張り強度（TS：Tensile Strength ）が１１８０ＭＰａを越える高強度鋼板においては、上記の加工性、製品精度の観点から適用可能な部品に制限があるのが実情である。

近年、鋼板の高強度化と加工性、製品精度を同時に満足する手法として熱間プレス工法（プレスクエンチ工法）が実用技術として使用されるようになってきた。例えば特許文献１に開示されている。これは、鋼板を約８００℃以上のオーステナイト域まで加熱した後、プレス成形を行い、同時に成形後の冷却により焼き入れを行い高強度の材質を得るものである。この熱間プレス工法により、プレス成形時に導入される残留応力も減少するため、ＴＳで１１８０ＭＰａを越える高強度鋼板で問題となる遅れ破壊の感受性も低下する。この技術により、高強度の自動車用部品製造における成形時の割れ発生等の不具合が抑制され、比較的良好な製品精度の部品の製造が可能となったが、以下の不具合が残った。

すなわち、自動車部品の製造においては、上記の熱間プレス後のプレス成形品を所定の製品寸法に仕上げる切断や他部品を取り付けるための穴をあける打ち抜きが実施され、所望の部品となる。また、さらに製造された部品は、他部品と接合されて最終的に自動車の形態となる。このように、自動車の部品は多くの工程を経て製造されているが、熱間プレス後の焼き入れによって高強度化された部品は、切断や打抜きが難しく、微細なクラックを発生させ、このクラックが起点となって遅れ破壊が生じる場合がある。これは、従来の高強度鋼板を適用した場合と同様である。また、他部品との接合は通常、自動車の製造においてはスポット溶接が使用されるが、熱間プレスに使用されている鋼板は、焼き入れ性を確保するため添加成分が多いので、スポット溶接部は高硬度化され、スポット溶接部の接合の信頼性（破断形態）を低下させているのが実情である。すなわち、熱間プレス工法において、熱間プレス、焼き入れ後の部品強度、部品の切断性や打抜き性、さらには遅れ破壊特性、スポット溶接性が考慮された鋼板は未だ無い状況である。
特開平１０−９６０３１号公報

本発明者らは、上記のような課題を克服し、熱間プレス、焼き入れ後の部品強度、部品の切断性や打抜き性、さらには遅れ破壊特性、スポット溶接性を満足する熱間プレス用鋼板を提供することにある。

本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ：０．１５〜０．３％、
Ｓｉ：０．００５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％〜３．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０２〜０．５％、
Ｖ：０．００２〜０．５％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００２％〜０．０１％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で、鋼中に平均粒径が０．０１〜５．０μｍの範囲にあるＭｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種もしくは２種以上の複合酸化物を、１平方ｍｍ当り１×１０²個〜１×１０⁷個含み、かつ、下記式（Ａ）を満足することを特徴とする熱間プレス用高強度鋼板、
０．３５≧Ｃ＋Si/30+Mn/20+Cr/20+Mo/15+V/10＋４・Ｂ＋２・Ｐ＋４・Ｓ ……（Ａ）（２）更に、質量％にて、
Ｔｉ：０．００２〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．５％、
Ｚｒ: ０．００２〜０．５％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする前記（１）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（３）更に、質量％にて、
Ｍｏ：０．００５〜１％、
Ｗ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（４）更に、質量％にて、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする前記（１）〜（３）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（５）更に、質量％にて、
Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
Ｃｏ：０．００５〜２．０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする前記（１）〜（４）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（６）更に、質量％にて、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする前記（１）〜（５）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（７）前記（１）〜（６）に記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする、熱間プレス用高強度鋼板、
（８）前記高強度薄鋼板が、高強度表面処理鋼板であることを特徴とする前記（１）〜（７）に記載の熱間プレス用高強度鋼板、
（９）前記高強度表面処理鋼板が亜鉛めっきされた鋼板であることを特徴とする前記（８）記載の熱間プレス用高強度鋼板、
にある。

本発明の熱間プレス用高強度鋼板は、打抜き部の遅れ破壊特性、スポット溶接性に優れた鋼板を提供することができ、本発明の鋼板により製造された部材を使用すれば自動車の軽量化、安全性向上に大きく貢献できるものと考えられ、産業上の寄与は大きい。

発明者らは、熱間プレス、焼き入れ後の部品強度、部品の切断性や打抜き性、さらには遅れ破壊特性、スポット溶接性を満足するために様々な添加成分、添加量、また、添加成分相互の影響について調査を行った。まず、打抜き性について調査したところ、Ｍｇを添加することで打抜き断面に発生するクラックを微細均一化することが可能であることがわかった。そして鋼板中に存在する酸化物とこれらを核とした複合晶出・析出物を均一分散させることにより打抜き時の粗大なクラックの発生が抑制されることがわかった。加えてこれらの酸化物とこれらを核とした複合晶出・析出物は、遅れ破壊の要因と考えられている拡散性水素のトラップサイトとなり、その部分に水素がトラップされるため拡散性水素濃度が下がり、遅れ破壊の感受性が下がる効果も確認された。

次にスポット溶接性について調査したところ、熱間プレス・焼き入れした鋼板をスポット溶接した場合、溶接部の熱履歴によって、母材の強度に対して溶接部及び熱影響部の強度が変化するため、接合強度を評価した場合、スポット溶接部の破断形態は、溶接部（ナゲット）が残らない剥離破断やナゲットが残存するナゲット外破断を呈する場合があることが判明した。そして、鋼中にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙを含有する場合において、これらの中でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐ、Ｓが所定の関係式を満たした場合にスポット溶接部の破断形態がナゲット外破断を呈しやすくなることを見出した。

以上の知見を元に鋼板の添加成分を最適化し、かつ相互の添加量比を所定の範囲にすることで、所望の特性を有する熱間プレス用鋼板が得られる。以下に本発明を詳細に説明する。
まず、以下に鋼の各成分を、所定の範囲に限定する理由について述べる。

Ｃは、熱間プレス、焼き入れ後の部品強度に影響を及ぼす重要な元素であり、０．１５％未満では、十分な強度が確保できない。また、０．３％を超えると打抜き時のクラック発生の起点となるセメンタイトを増加させるため、遅れ破壊を生じやすくするため、０．１５〜０．３％とした。

Ｓｉは、熱間プレス、焼き入れ性に影響する元素であり、かつセメンタイト析出を抑制する元素であるが、０．００５％未満では十分な効果を得ることができない。また、１．０％を超えると鋼板製造工程における熱間圧延でのスケール除去にコストがかかり経済的に不利となり、まためっき、特に亜鉛めっきのめっき濡れ性が低下し、外観が劣化するため、１．０％を上限とした。

Ｍｎは、熱間プレス、焼き入れ性に影響する元素であり、鋼板の強度上昇に有効である。しかし、０．０１％未満ではこの効果が得られないので、下限値を０．０１％とした。また、３．０％を超えるとＰ、Ｓとの共偏析を助長し、スポット溶接部の脆化を招き破断形態を悪化させるため３．０％を上限値とする。

Ｐは、粒界偏析による粒界破壊の助長をする元素であり、低い方が望ましいが、０．００５％未満にしようとすると、製造工程における製鋼でのコスト上昇を招くため好ましくない。また０．１％を超えると粒界破壊の助長、スポット溶接部の脆化を招くため、上限を０．１％とする。

Ｓは、ＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、打抜き性を劣化させたり、腐食環境下での水素吸収を助長する元素であり、低い方が望ましいが、極低化は製造コスト上好ましくないため０．０２％以下とする。

Ｍｇは、添加により酸化物等の複合化合物を形成するが、これらの複合化合物が遅れ破壊の要因となるＨのトラップサイトとなるため、耐遅れ破壊性の向上に効果的である。また同時に形成されたＭｇの化合物は微細なため、打抜き面の粗大なクラックの発生を抑制するのに有効となる。ただし、０．０００２％未満の添加ではその効果が不十分である。また、０．０１％を超えると粗大な化合物を形成し添加量に対する効果代が飽和させるため上限を０．０１％とした。

Ａｌは、脱酸のため０．０１％以上を添加するが、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、打抜き面の粗大クラック発生の要因となるため上限を３．０％とした。

Ｎは、添加量が多くなると粗大化合物を生成するため、打抜き面の粗大クラックの発生を招いたり、後述のＢと結合してＢＮを生成し、Ｂ添加の効果を低下させるため、添加は少ない方が望ましい。特に０．０１％を越えるとその影響が顕著となるため、上限を０．０１％とした。

Ｃｒは、鋼板の焼き入れ性を高める元素であり、熱間プレス、焼き入れ後の強度確保のために必要である。しかし、０．０２％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０２％とした。また、多量の添加は焼き入れ性が飽和するだけでなく、耐食性（孔食性）を悪化させ、遅れ破壊感受性を高める恐れがあるため、０．５％を上限とする。

Ｂは、焼き入れ性を向上させるのに有効な元素であり、耐遅れ破壊性やスポット溶接性を劣化させる傾向にあるＣの多量な添加を抑制するのに有効である。このような効果を有効にするためには、０．０００２％以上の添加が必要ある。しかし、過多に添加してもその効果は飽和するので、０．０１％を上限とした。

Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは強炭化物生成元素であり、析出物や介在物を生成させて熱間プレス、焼き入れした部材の強度を確保するとともに鋼中に侵入する拡散性水素のトラップサイトとなり耐遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。

Ｖは、０．００２％未満の添加ではこの効果が得られないために、下限値を０．００２％とした。また、０．５％を超えると炭窒化物の析出が顕著になり、打抜き面の粗大クラック発生の要因となるため、上限を０．５％とした。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは、０．００２％未満では析出物の個数が少なくなり遅れ破壊性改善の効果が得られないため、下限値を０．００２％とした。また、０．５％を超えると粗大析出または昇出物が生成するために、打抜き面の粗大クラック発生の要因となるため、上限を０．５％とした。

Ｍｏは、焼入れ性を向上させるのに有効でかつ、粒界を強化して遅れ破壊発生を抑制する効果がある。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限を０．００５％とした。また、添加量が１．０％を超えると効果が飽和するため、上限値を１．０％とした。

Ｗは、水溶液中で溶解して生じたタングステン酸イオンの吸着作用により、耐食性（孔食性）を高める効果があり、耐遅れ破壊特性の改善に有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限を０．００５％とした。また、１％を超えるとその効果が飽和するのみであるので、上限を１．０％とした。

Ｃｕは、生成錆を緻密化して腐食環境下における腐食速度を著しく低減し、かつ、Ｃｕの微細析出は遅れ破壊の向上にも寄与する元素である。しかし、０．００５％未満の低下ではこれらの効果が得られないので下限を０．００５％とした。また、過剰の添加は製造工程における熱間圧延時の脆化を引き起こし、また表面欠陥（Ｃｕヘゲ）が生じる可能性があるため、添加量の上限を２．０％とした。また、Ｃｕの熱間圧延時の脆化や表面欠陥を抑制するためには、後述するようにＮｉと併せて添加するのが望ましい。

Ｎｉは、Ｎｉ硫化物が拡散性水素の侵入を抑制し耐遅れ破壊特性を向上させる効果や前述のＣｕ添加した場合に生じる脆化や表面欠陥（Ｃｕヘゲ）の抑制するのに有効な元素である。しかし、添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限を０．００５％とした。また、２．０％を超える添加は効果が飽和するとともに、コストアップを招くため、上限を２．０％とした。なお、熱間圧延時の脆化や表面欠陥に対するＮｉ添加の効果はＣｕの添加量に応じて発揮されるため、ＮｉはＮｉ／Ｃｕ：０．２５〜０．６０の範囲で添加することが望ましい。

Ｃｏは耐食性を高める効果を有した元素であり、耐遅れ破壊性の向上に寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が得られないため、下限を０．００５％とした。また、過剰の添加はＣｏが高価な元素であることからコストアップを招くため、上限を２．０％とした。

ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙは、鋼中の介在物の形態制御に有効で、耐遅れ破壊性に寄与することから、０．０００５％以上の添加とした。一方、過剰添加は熱間加工性を劣化させるため、０．０１％以下の添加とする。

次にＭｇを含む酸化物または硫化物と、それらと複合晶出または析出した化合物について説明する。本発明では、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核とした複合晶出・析出物を均一分散させることにより打抜き時の粗大なクラックの発生を抑制し、かつこれらの酸化物とこれらを核とした複合晶出・析出物が、遅れ破壊の要因と考えられている拡散性水素のトラップサイトとなり、その部分に水素がトラップされるため拡散性水素濃度が下がることにより遅れ破壊の感受性が下がる効果を発揮するために、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核とした複合晶出・析出物のサイズ（平均粒径）と存在状態（密度）が重要となる。

平均粒径は、水素のトラップサイトとしてはある程度の大きさが必要であり、かつ、微細な粒子を多量に存在させることは困難となることから下限を０．０１μｍとした。また、粗大な粒子は拡散性水素のトラップサイトとしての作用がなくなる上、打抜き破断面の粗大クラックの起点となり得るので上限を５．０μｍとした。

粒子の密度は、１×１０²個〜１×１０⁷個／ｍｍ²とした。粒子密度が低いと、拡散性水素のトラップサイト数が少なくなり、耐遅れ破壊性を確保できないため、下限を１×１０²個／ｍｍ²とした。また、粒子密度が高くなると、打抜き加工面に粗大クラックが発生し、耐遅れ破壊性を確保できなくなる可能性があるので、上限を１×１０⁷個／ｍｍ²とした。

Ｍｇ化合物を含む粒子の状態は、例えば以下の方法により定量的に測定される。鋼板の任意の場所から抽出レプリカのサンプルを作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、５０００〜１０００００倍の倍率で観察を行い、最低３０視野を測定することで得られる値とする。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価する。また、密度を求める際には、複合析出または晶出物は１ヶとして数える。化合物の組成同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて行う。各複合化合物は、Ｍｇの他合金添加元素（例えばＴｉ, Ｎｂ, Ｖ，Ｃｒ, Ｍｏ, ＲＥＭ, Ｃａなど）を含有した化合物（炭化物、窒化物、酸化物や硫化物など) である。

さらに本発明においては、上記各成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐ、Ｓの各添加量が下記式（Ａ）を満足することが重要となる。

０．３５≧Ｃ＋Si/30+Mn/20+Cr/20+Mo/15+V/10＋４・Ｂ＋２・Ｐ＋４・Ｓ ……（Ａ）

式（Ａ）の値が０．３５を超えるとスポット溶接部のピール試験（ＪＩＳＺ３１４４）にて破断形態を評価した場合、スポット溶接部の破断形態が、溶接部（ナゲット）が残らない剥離破断する場合が多くなる。本発明者らは、実験室にて鋼中成分としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙを含有する鋼板において、これらの中でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐ、Ｓの量を変化させた種々の成分組成を有する鋼板を用いて、スポット溶接部の破断形態と上記式（Ａ）の右辺の値との関係を調査した。その結果を図１に示した。

横軸は、上記式（Ａ）のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂに関する値の和であり、縦軸は、上記式（Ａ）のうちＰ、Ｓに関する値の和である。図１より、式（Ａ）が成り立つ場合、すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｐ、Ｓの添加量が本発明に従う場合には、破断形態はナゲット外破断あるいは、一部ナゲット内破断であることが判明した。これは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、は、溶接部および熱影響部の強度を高めるため、またＰ、Ｓは、溶接時の入熱により粒界への偏析を生じやすくなるため、過剰に添加されると溶接部を脆化させ、剥離破断の傾向となるものと考えられる。剥離破断は溶接部の接合強度が母材の強度より低くなる場合もあるため、部品の性能の信頼性を損なう可能性もある。このため、部品性能の信頼性を確保するためには、上記式（Ａ）を満足することが重要となる。式（Ａ）を満足する場合、破断形態は一部ナゲット内破断もしくは、ナゲット外破断となり、溶接部（ナゲット）が一方の鋼板に残存する破断形態となる。

本発明の高強度鋼板の製造方法は、その各種条件が、用途や必要特性に応じて、適宜選択され得るものである。
例えば、以下の方法に従って高強度鋼板を製造することができる。まず、転炉で上記成分組成の範囲で調整された鋼を溶製し、連続鋳造法によりスラブとなす。このスラブを高温状態のまま、あるいは、室温まで冷却した後、加熱炉に挿入し、１０００〜１２５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、次いで７００℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とする。次いで、酸洗、冷延後、焼鈍を行い冷延鋼板とする。高強度表面処理鋼板の場合は、さらに、熱延鋼板または冷延鋼板にめっきを施す。焼鈍は、７００℃以上９００℃未満が好ましい。７００℃未満では、十分な再結晶が行われず、母材の均一性が安定的に得られ難い。このため、焼鈍温度は７００℃を下限とする。また、９００℃を超えると通板性等の製造上の問題が生じる可能性があるため、９００℃を上限とする。

自動車用として使用される高強度表面処理鋼板は、その多くが溶融亜鉛めっき鋼板である。鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合は、通常、焼鈍と同じ設備（又は同一設備列）で同時に行う。鋼板表面に施すメッキは３５ｍｇ／ｍ²〜８００ｍｇ／ｍ²である。３５ｍｇ／ｍ²未満では、熱間プレス焼き入れ工程にて亜鉛めっきの一部が蒸発してしまい、防食作用が無くなり、めっきの目的を果たすことができない。また、８００ｍｇ／ｍ²を超えると、溶接時にブローホール等の欠陥が著しく発生しやすくなる。それ故、めっき量は３５ｍｇ／ｍ²〜８００ｍｇ／ｍ²の範囲とする。
また、焼鈍の後、電気めっきを施した場合にも溶融亜鉛めっきを焼鈍と同時に行った場合と同様に、本発明の効果は損なわれない。
次に実施例について述べる。

表１に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。これらのスラブを加熱炉中で１１４０℃〜１２５０℃の温度で加熱し、８１０℃〜８８０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、６００℃〜６６０℃にて巻き取り、高強度熱延鋼板（板厚：１．８ｍｍ）とした。さらに、一部のものについては、酸洗後に冷間圧延、焼鈍（焼鈍温度：７２０℃）を施し、高強度冷延鋼板（板厚：１．２ｍｍ）とした。その後、一部の鋼板については、溶融亜鉛めっき（目付け量：９０ｇ／ｍ²）を施した。製造された鋼板中の析出化合物の平均粒径、密度を透過電子顕微鏡により測定した。これらの結果を表１に示す。

上記の鋼板を用い、加熱炉にて９５０℃×５ｍｉｎの条件にて加熱を行い、ハット形状品の熱間プレスを実施し、部材強度１４７０ＭＰａクラスの部品を採取した。（ハット形状：幅１００ｍｍ、長さ：３００ｍｍ、高さ：６０ｍｍ）このプレス品より、評価サンプルを切り出し、熱間プレス、焼き入れ後の引っ張り強度、遅れ破壊特性、スポット溶接性を評価した。引っ張り試験は、ＪＩＳＺ２２０１に従って実施した。

遅れ破壊特性は、自動車部品の切断工程に準じるように、８０ｍｍ×３０ｍｍのサイズにシャー切断したサンプルを曲げ加工し、応力を開放した状態でサンプル曲げ加工部の外側表面に耐水性を有するひずみゲージを張った。この後、サンプルにキリ穴を開け、このキリ穴にボルトを通し、該ボルトを締め、曲げ部に応力を負荷した。負荷応力は５９０ＭＰａとした。鋼板のヤング率を２０５８００ＭＰａとし、応力σは、σ＝Ｅ・εなる式がσが５９０ＭＰａとなる歪を与えた。この後、該サンプルを０．５mol/l の硫酸中に漬け、電解チャージ（電流密度40mA/cm²）を行って水素を発生させ、割れ発生の状況を調査した。割れの判定は、応力を負荷するときに使用したひずみゲージをそのまま使用し、電解チャージ中のひずみの変化を測定した。割れが発生していない場合にはひずみの値に変化はないが、割れが発生すると歪が変化する。電解チャージ時間は最大１２０ｍｉｎとし、割れ発生の有無を評価した。結果を表２に示した。

スポット溶接性の評価は、ＪＩＳＺ３１４４に従うピール試験によって行った。溶接には、定置式スポット溶接機を使用い、加圧力：４．４ｋＮ、通電時間：０．３ｓ、保持時間：０．０８ｓとし、電流値は、各鋼種にてナゲット径が４√ｔ（ｔ：板厚ｍｍ）の大きさになるように設置した。結果を表２に示した。

表１結果から、本発明鋼の範囲では、焼き入れ後の引っ張り強度が約１４７０ＭＰａ程度以上となっており、所望の部品強度を有することが確認された。これに対し、本発明の範囲から外れた場合には、引っ張り強度が低くなった。表２の結果から、本発明鋼の範囲では、遅れ破壊特性、スポット溶接性をともに満足するが、本発明の範囲から外れた場合には、両者の特性を同時に満足することができず、本発明鋼が所望の特性を満足することがわかる。

スポット溶接における鋼中成分と破断形態の関係を示すグラフである。

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．１５〜０．３％、
Ｓｉ：０．００５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％〜３．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０２〜０．５％、
Ｖ：０．００２〜０．５％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００２％〜０．０１％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で、鋼中に平均粒径が０．０１〜５．０μｍの範囲にあるＭｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種もしくは２種以上の複合酸化物を、１平方ｍｍ当り１×１０²個〜１×１０⁷個含み、かつ、下記式（Ａ）を満足することを特徴とする熱間プレス用高強度鋼板。

０．３５≧Ｃ＋Si/30+Mn/20+Cr/20+Mo/15+V/10＋４・Ｂ＋２・Ｐ＋４・Ｓ ……（Ａ）
更に、質量％にて、
Ｔｉ：０．００２〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．５％、
Ｚｒ: ０．００２〜０．５％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
更に、質量％にて、
Ｍｏ：０．００５〜１％、
Ｗ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
更に、質量％にて、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１〜３に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
更に、質量％にて、
Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
Ｃｏ：０．００５〜２．０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１〜４に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
更に、質量％にて、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１〜５に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
請求項１〜６に記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする、熱間プレス用高強度鋼板。
前記高強度薄鋼板が、高強度表面処理鋼板であることを特徴とする請求項１〜７に記載の熱間プレス用高強度鋼板。
前記高強度表面処理鋼板が亜鉛めっきされた鋼板であることを特徴とする請求項８記載の熱間プレス用高強度鋼板。