JP2013226599A - 熱間プレス成形鋼部材の製造方法、および熱間プレス成形鋼部材 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】母材の化学成分組成が規定の亜鉛めっき鋼板を用い、該亜鉛めっき鋼板をAc3変態点以上に加熱する加熱工程と、該加熱工程の後、少なくとも2回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、(R/t)>√(a・(T−b))を満たすように行う。ただし、前記Rは熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径(mm)、前記tは亜鉛めっき鋼板の板厚(mm)、前記Tは熱間プレス成形の成形開始温度(℃)、前記aは定数0.2984、前記bは定数590である。
【選択図】図4
Description
母材の化学成分組成が、
C:0.10%(質量%を意味する。化学成分について以下同じ)以上0.35%以下、
Mn:1.0%以上3.5%以下、
Si:0.1%以上2.5%以下、および
Al:0.50%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る亜鉛めっき鋼板を用い、
該亜鉛めっき鋼板をAc3変態点以上に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程の後、少なくとも2回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、
前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、下記式(1)を満たすように行うところに特徴を有する。
(a)B:0.005%以下(0%を含まない)や、
(b)Tiおよび/またはNb:合計で0.10%以下(0%を含まない)、
(c)Niおよび/またはCu:合計で0.5%以下(0%を含まない)、
(d)Crおよび/またはMo:合計で3.5%以下(0%を含まない)
を含んだものを用いてもよい。
ε×(T−590)= 一定値 …(i)
ε×(T−590)1/2= 0.9153 …(ii)
即ち、LMEが発生しない領域は、下記式(iii)で表される。
ε×(T−590)1/2 < 0.9153 …(iii)
ところでεは、一般的に下記式(iv)で表される。よって、この式(iv)で表されるεを上記式(iii)に代入し、変形すると下記式(v)が得られる。
ε=t/(2×R) …(iv)
ただし、式(iv)において、Rはプレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径、tは亜鉛めっき鋼板の板厚である。
使用材料:表1の材料(ブランク)記号A
加熱温度:930℃
加熱時間:6分
成形開始温度:700℃
曲げ角度90°の場合、上述した数値シミュレーションで鋼板のひずみを計算したところ、最大ひずみ(鋼板の表層ひずみ)は約0.29(29%)であった。これは、上記9%を超えるため、曲げ角度が90°の場合はLMEが発生すると判定できる。これは、図6(b)の実験結果(LMEが発生)と一致する。
一方、曲げ角度15°の場合の最大ひずみを数値シミュレーションで計算したところ、最大ひずみは約0.06(6%)であった。これは、上記9%を下回るため、曲げ角度15°の場合はLMEは発生しないと判定できる。これは、図7(b)の実験結果(LME発生せず)と一致する。
C:0.10%以上0.35%以下、
Mn:1.0%以上3.5%以下、
Si:0.1%以上2.5%以下、および
Al:0.50%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。
[C:0.10%以上0.35%以下]
鋼部材の強度は、第一にC量で決まる。本発明では、上記方法(多工程のプロセス)で高強度を得るため、C量を0.10%以上とする必要がある。好ましくは0.15%以上、より好ましくは0.18%以上である。尚、上記強度を確保する観点からは、C量の上限は特に限定されないが、得られる部材の強度以外の特性(溶接性や靭性等)を考慮すると、C量の上限は、0.35%以下である。好ましくは0.30%以下、より好ましくは0.25%以下である。
Mnは鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。また、多工程を前提とする熱間プレス成形で高強度の部材を得るには、工程間でオーステナイトから軟質相の析出を抑制することが必須である。Mnは、上記軟質相の析出を抑制する重要な元素である。これらの観点から、Mnは1.0%以上含有させる必要がある。Mn量は、好ましくは1.5%以上、より好ましくは1.8%以上、更に好ましくは2.0%以上である。しかしながら、Mn量が3.5%を超えてもその効果は飽和し、コスト上昇の要因となる。よってMn量は3.5%以下とする。好ましくは3.0%以下、より好ましくは2.8%以下である。
多工程を前提とする本発明のプロセスでは、成形終了温度が従来の熱間プレス成形(例えば成形終了後のそのまま金型内にて100℃前後まで冷却する)よりも高温の状態で、成形部材を金型から取り出す必要がある。そのため取り出し後の冷却速度が従来のプロセスよりも低下する。Siは、金型から高温状態で取り出した後の部材のミクロ組織の焼き戻しを抑制する効果を有する元素である。このSiを含有させることによって、多工程の熱間成形において金型から取り出した後の冷却が遅い場合でも、鋼部材の強度を確保することができる。この効果を得るには、Si量を0.1%以上とする必要がある。Si量は、好ましくは0.5%以上とすることによって、低温域での焼き戻しも抑制でき、TS1180MPa以上(Hv360以上)を達成することができる。Si量は、より好ましくは1.0%以上、更に好ましくは1.2%以上である。尚、Siを必要以上に添加してもその効果は飽和し、素地鋼板の表面性状を劣化させるので、Si量は2.5%以下とする。Si量は、好ましくは2.0%以下、より好ましくは1.5%以下である。
Alは、脱酸のために用いる元素であり、Al量は好ましくは0.01%以上である。
一方、Al量が増加すると鋼板のAc3点が上昇する。その結果、プレス成形前の加熱温度をより高温にしたり、加熱時間を長くする必要があり、必要なエネルギーが増加するなど部材の製造コストが上昇する。よってAl量は0.50%以下とする。Al量は、好ましくは0.20%以下、より好ましくは0.10%以下、さらに好ましくは0.050%以下である。
Bは鋼材の焼入れ性を向上させて、多工程における工程間の軟質相の析出を防止する元素である。よって、多工程の熱間プレス成形でより高強度(Hv450以上)を確保するのに有効な元素である。この効果を発揮させるには、0.0003%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0015%以上、更に好ましくは0.0020%以上である。一方、Bが過剰に含まれると、BNが過剰に生成して靭性の劣化を招く。よって、B量は0.005%以下に抑えることが好ましい。より好ましくは0.0040%以下、更に好ましくは0.0035%以下である。
TiとNbは、部材のミクロ組織を微細化して、部材の強度−延性バランスを向上させる効果を有する。この観点から、これらの元素は合計で0.015%以上(より好ましくは0.020%以上)含有させることが好ましい。一方、TiとNbの合計量が過剰になると、原板強度が必要以上に高まり、切断・打ち抜き工具寿命の低下(結果としてコストアップ)を招く。よって、これらの元素の含有量は合計で0.10%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。
Ni、Cuは、鋼板の焼入れ性向上に有効な元素である。また成形品の耐遅れ破壊性の向上に有用な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、合計で0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは合計で0.1%以上である。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となる。その結果、酸洗性の低下が生じ、生産性の悪化を招く。よってこれらの元素は、合計で0.5%以下(より好ましくは0.3%以下)とすることが好ましい。
Cr、Moは、鋼板の焼入れ性向上に有効な元素である。また前述の通り、多工程の熱間プレス成形では、工程間でのオーステナイトからの軟質相析出を抑制することが、高強度の部材を得るために必須である。前記軟質相析出の抑制にはMnが最も有効な元素であるが、CrやMoでも同様の効果が得られる。よってこれらの元素は、合計で0.1%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.15%以上、更に好ましくは0.20%以上、より更に好ましくは0.25%以上である。一方、添加量が3.5%を超えてもその効果は飽和しコスト上昇の要因となる。これらの元素は、コスト的に高価であるため、上記Mnの補助的な添加が望ましい。よってこれらの元素は、合計で3.5%以下であることが好ましく、より好ましくは3.0%以下、更に好ましくは2.8%以下である。
母材が上記成分組成を満たすブランク(亜鉛めっき鋼板)を製造する方法は、特に限定されるものではない。通常の方法によって、鋳造、加熱、熱間圧延、更には酸洗後に冷間圧延し、必要に応じ焼鈍を行って熱延鋼板や冷延鋼板を得る。更に、該熱延鋼板や冷延鋼板に対し、めっき(亜鉛含有めっき等)を施すことによって、めっき鋼板(溶融亜鉛めっき鋼板(GI)等)や、更に、これを合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)等を得ることができる。
Ac3点(℃)=910−203×√[C]−15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]−30×[Mn〕−11×[Cr]−20×[Cu] ・・・(3)
ただし、鋼材中に含まれない化学成分については、ゼロを代入するものとする。
930℃で6分間加熱した長さ230mm×奥行き50mmのブランク(上記表1の材料Aに溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板)に対し、図10に示す形状に熱間プレス成形(単純曲げ成形(フォーム))を施した。成形条件を表7に示す。表7に示す通り、条件1および2では、1工程で図10に示す形状に成形した。また条件1および2では、油圧プレスを用い、下死点保持時間10秒の条件で行った。
表8に示す種々の材料を用い、表7の条件3と同一の成形条件で成形を行った。詳細には、条件4〜10では、母材の化学成分が好ましい(Si量が0.5%以上であり、また基本成分に加えて、更に規定量の選択元素(B、Ti、Ni、Cu、Cr)を含む)鋼板(表1のブランク記号B〜E)を用いて、多工程の成形を行った。使用した亜鉛めっき鋼板の材料が異なること以外は、表7の条件3と同様の成形条件で成形を行った。そして、得られた成形品(部材)の硬度を次の方法で調査した。即ち、硬度(ビッカース硬度)は、図12に示す通り、部材断面内の5ヶ所について、荷重1kgf、1/4t(板厚)位置を測定し、上記5ヶ所の平均値を求めた。その結果を表8に示す。表8には、表7の条件3の結果(硬度)も示している。
2 ダイ
3 しわ押さえ
4 ブランク(亜鉛めっき鋼板)
Claims (8)
- 熱間プレス成形鋼部材の製造方法であって、
母材の化学成分組成が、
C:0.10%(質量%を意味する。化学成分について以下同じ)以上0.35%以下、
Mn:1.0%以上3.5%以下、
Si:0.1%以上2.5%以下、および
Al:0.50%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る亜鉛めっき鋼板を用い、
該亜鉛めっき鋼板をAc3変態点以上に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程の後、少なくとも2回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、
前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、下記式(1)を満たすように行うことを特徴とする熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
- 前記熱間プレス成形に用いる金型は、その肩部の曲率半径が、該熱間プレス成形よりも前に実施の熱間プレス成形で使用した金型よりも小さい請求項1に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
- 前記亜鉛めっき鋼板の母材は、前記Si量が0.5%以上である請求項1または2に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
- 前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
B:0.005%以下(0%を含まない)を含むものである請求項1〜3のいずれかに記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。 - 前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
Tiおよび/またはNb:合計で0.10%以下(0%を含まない)を含むものである請求項1〜4のいずれかに記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。 - 前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
Niおよび/またはCu:合計で0.5%以下(0%を含まない)を含むものである請求項1〜5のいずれかに記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。 - 前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
Crおよび/またはMo:合計で3.5%以下(0%を含まない)を含むものである請求項1〜6のいずれかに記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。 - 請求項1〜7のいずれかに記載の製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材。
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