JP4317506B2 - 高強度部品の製造方法 - Google Patents
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また、特許文献2では、プレス成形精度を向上させる目的で成形温度での降伏強度を常温での降伏強度より大きく低下する高強度鋼板が提案されている。しかしながら、これらの技術では得られる強度に限度がある可能性がある。一方、より高強度を得る目的で、成形後に高温のオーステナイト単相域に加熱し、その後の冷却過程で硬質の相に変態させる技術が特許文献3に提案されている。
しかしながら、成形後に加熱・急速冷却を行うと形状精度に問題が生じる可能性があるため、この欠点を克服する技術として、鋼板をオーステナイト単相域に加熱し、その後プレス成形過程にて冷却を施す技術が、非特許文献1や特許文献4に開示されている。
剪断加工などの後加工時の残留応力を減らすためには、後加工を行う部位の強度が低下していればよい。後加工を行う部位の冷却速度を低下させて焼入れを不十分として、その部位の強度を低下させる技術としては、特許文献5に示されている。この方法によれば部品の一部の強度が低下し、剪断加工などの後加工を容易に行うことができるとされている。
しかし、この方法を用いる場合には、金型構造が複雑になり、経済的に不利であると考えられる。さらに、この方法では水素脆化に対しては何ら言及しておらず、この方法により鋼板強度が若干低下して後加工後の残留応力がある程度低下した場合であっても、鋼中に水素が残存した状態であれば水素脆化が生じる可能性は否定できない。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、高温成形後に1200MPa以上の強度を得ることができる耐水素脆性に優れた高強度部品及びその製造方法を提供することを課題とする。
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
(1)質量%で、C:0.05〜0.55%、Mn:0.1%〜3%の化学成分を含有する鋼板を用い、体積分率で水素10%以下(0%を含む)、かつ露点が30℃以下である雰囲気にて、Ac3〜融点までに前記鋼板を加熱した後、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度で成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行い高強度の部品を製造した後、該部品の一部の部位の温度を400℃以上、Ac3未満まで上昇させた後に、その部位を剪断加工することを特徴とする高強度部品の製造方法。
(2)前記部品の一部の部位の温度を400℃以上、Ac3以下まで上昇させた後に冷却し、その部位を剪断加工することを特徴とする(1)に記載の高強度部品の製造方法。
(3)前記鋼板の化学成分が質量%で、C:0.05〜0.55%、Mn:0.1%〜3%、Si:1.0%以下、Al:0.005〜0.1%、S:0.02%以下、P:0.03%以下、Cr:0.01〜1%、B:0.0002%〜0.0050%、Ti:(3.42*N+0.001)%以上、3.99×(C-0.1)%以下、N:0.01%以下、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする(1)または(2)に記載の高強度部品の製造方法。
(4)前記鋼板がアルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、亜鉛めっきのいずれかを施したものであることを特徴とする(1)乃至(3)のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
(5)前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、レーザー光を用いることを特徴とする(1)乃至(4)のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
(6)前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、高周波加熱を用いることを特徴とする(1)乃至(4)のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
(7)前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、高温の工具を接触させることを特徴とする(1)乃至(4)のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
はじめに、高温成形の条件について説明する。鋼板を加熱する際の雰囲気中の水素量を体積分率で10%以下(0%を含む)としたのは、水素量がこれを超えると、加熱中に鋼板中に進入する水素量が多量となり、耐水素脆化特性が低下するためにである。また、雰囲気中の露点を30℃以下としたのは、露点がこれを超えると、やはり加熱中に鋼板中に進入する水素量が多量となり、耐水素脆化特性が低下するためである。
鋼板の加熱温度をAc3以上、融点以下としたのは、成形後に焼入れ強化するために鋼板の組織をオーステナイトにしておくためである。また加熱温度が融点を超えると、プレス成形が不可能であるためである。
成形開始温度をフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度としたのは、これらの変態が生じる温度以下で成形した場合には、成形後の硬度が不十分であるためである。
次に、高温成形後の条件について説明する。部品の一部の部位の温度を400℃以上まで上昇させるとしたのは、この温度よりも低温で加熱した場合は当該部位の強度が高いままのため、引き続く剪断加工時に割れを生じる場合があるためである。またAc3未満までとしたのは、この温度以上に加熱した場合、その後冷却する際に低温変態相が生じ、加熱部位の硬度がかえって高くなることがあるためである。
部品の一部を加熱する方法としては、いかなる方法を用いても良いか、工業的には、レーザー光による加熱、高周波加熱、加熱した工具を接触させる方法を用いると良い。
また、部品の一部の部位の温度を400℃以上Ac3未満まで上昇させた後に冷却するとしたのは、部品を冷却した場合に熱間加工品の取り扱いが容易となるためである。冷却速度や冷却温度は特に限定しない。
本発明においては、以上に述べた加熱もしくは加熱・冷却後に、その部位を剪断加工する。剪断加工は穴開けや切断など、製造する部品の形状にするための加工を常法で行う。
Cは冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素であり、強度1000MPa以上を確保するためには0.1%以上添加することが望ましい。ところが、添加量が多すぎると、衝撃変形時の強度確保が困難となるため、その上限を0.55%が望ましい。
Mnは強度および焼入れ性を向上させる元素であり、0.2%未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また、3%を超えて添加しても効果が飽和するため、0.2〜3%の範囲が望ましい。
その他、必要に応じて以下の元素を添加しても良い。
Siは固溶強化型の合金元素であるが、1.0%を超えると、表面スケールの問題が生じる。また、特に鋼板表面にメッキ処理を行う場合は、Siの添加量が多いとメッキ性が劣化するため、上限を0.5%とすることが好ましい。
Alは溶鋼の脱酸剤として使われる必要な元素であり、またNを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に影響を及ぼす。このような効果を有するためには0.005%以上の含有量が必要であるが、0.1%を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため、Alは0.005〜0.1%の範囲が望ましい。
Pは溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、Pは0.03%以下が望ましい。なお、好ましくは、0.02%以下である。また、更に好ましくは0.015%以下である。
Crは焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へM23C6 型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。0.01%未満ではこれらの効果が十分期待できず、また、1%を超えると降伏強度が過度に上昇する傾向にあるため、Crは0.01〜1%の範囲が望ましい。より望ましくは、0.05〜1%である。
Bはプレス成形中あるいはプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させるために添加すると良い。この効果を発揮させるためには0.0002%以上の添加が必要である。しかしながら、この添加量がむやみに増加すると熱間での割れの懸念があることや、その効果が飽和するためその上限は0.0050%が望ましい。
TiはBの効果を有効に発揮させるため、Bと化合物を生成するNを固着する目的で添加してもよい。この効果を発揮させるためには、Nと結合していないTiが0.001%以上、すなわち、(3.42*N+0.001)以上が必要であるが、Ti量がむやみに増加するとTiと結合していないC量が減少し冷却後に十分な強度が得られなくなるため、その上限として、Tiと結合していないC量が0.1%以上確保できるTi当量、すなわち、3.99×(C-0.1)%とした方がよい。
Oについても特に規制しないが、過度の添加は靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、0.015%以下の含有が望ましい。
その他、不可避的に含まれる不純物が含有しても特に問題は生じない。スクラップから混入すると考えられるNi, Cu, Snなどの元素が含有してもよい。また介在物の形状制御のため、Ca, Mg, Y, ,As, Sb, REMを添加してもよい。またさらに強度を向上する目的で、Ti, Nb, Zr, Mo, Vを添加してもよいが、むやみに増加するとこれらの元素と結合していないC量が減少し、冷却後に十分な強度が得られなくなる。
鋼板はそのまま用いても良く、またはアルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、亜鉛めっきを施しても良い。めっき工程についても常法で問題ない。
例えばアルミめっきを施す場合、めっき浴中Si濃度は5〜12%が適しており、アルミ−亜鉛めっきの場合は、浴中Zn濃度は40〜50%が適している。また、アルミめっき層中にMgやZnを混在させても、アルミ−亜鉛めっき層中にMgを混在させても、特に問題なく同様の特性の鋼板を製造することができる。また、めっき工程における雰囲気についても、無酸化炉を有する連続式めっき設備でも、無酸化炉を有しない連続式めっき設備でも、通常の条件でめっき可能であり、本鋼板だけ特別な制御を必要としないことから、生産性を阻害することもない。
また、亜鉛めっき方法であれば、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなど、いかなる方法と取っても良い。また、NiプレめっきやFeプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても特に問題は無い。また、めっき層表面に異種の金属めっきや無機系、有機系化合物の皮膜などを付与しても特に問題は無い。
その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりAc3点以上である950℃のオーステナイト領域に加熱した後、熱間成型加工を行った。加熱炉の雰囲気は水素量と露点を変化させた。その条件を表2に示す。
金型形状の断面を図1に示す。パンチを上方から見た形状を図2に示す。ダイスを下方から見た形状を図3に示す。金型はパンチ形状に倣い、板厚1.6mmのクリアランスにてダイスの形状と決定した。ブランクサイズを1.6mm厚×300mm×500mmとした。成形条件は、パンチ速度10mm/s、加圧力200トン、下死点での保持時間を5秒とした。成形品の模式図を図4に示す。
加熱温度については表2にあわせて示した。また、加熱後の冷却は水冷と空冷を行った。また冷却を行わず、高温のままピアス加工も実施した。その冷却方法についても表2にあわせて示す。
耐水素脆化特性はピアス加工を行い、その部位に水素脆化が生じるかどうかで評価した。ピアス加工は熱間加工後30分以内に行った。直径10mmφのパンチを用い、直径10.5mmのダイスを用いた。部品の加工位置は、図5に示した加熱部の中央とした。評価基準はピアス加工の1週間後にピアス穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行った。判定結果は表2にあわせて示した。
実験番号1〜249は加熱をレーザー光で行った場合について、鋼種、めっき種、雰囲気中の水素濃度、露点の影響を検討した結果であるが、本発明の範囲内であれば、ピアス加工後に割れが発生しなかった。実験番号250〜333は加熱方法の影響を検討したが、本発明の範囲内であれば、ピアス加工後に割れが発生しなかった。実験番号334〜337は部品の一部を加熱する際の加熱温度の影響、実験番号338、339は部品の一部を加熱した後の冷却方法について検討したが、本発明の範囲内であれば、ピアス加工後に割れが発生しなかった。
2:パンチ
3:成形品
4:加熱部
Claims (7)
- 質量%で、C:0.05〜0.55%、Mn:0.1%〜3%の化学成分を含有する鋼板を用い、体積分率で水素10%以下(0%を含む)、かつ露点が30℃以下である雰囲気にて、Ac3〜融点までに前記鋼板を加熱した後、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト変態が生じる温度より高い温度で成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行い高強度の部品を製造した後、該部品の一部の部位の温度を400℃以上、Ac3未満まで上昇させた後に、その部位を剪断加工することを特徴とする高強度部品の製造方法。
- 前記部品の一部の部位の温度を400℃以上、Ac3以下まで上昇させた後に冷却し、その部位を剪断加工することを特徴とする請求項1に記載の高強度部品の製造方法。
- 前記鋼板の化学成分が質量%で、C:0.05〜0.55%、Mn:0.1%〜3%、Si:1.0%以下、Al:0.005〜0.1%、S:0.02%以下、P:0.03%以下、Cr:0.01〜1%、B:0.0002%〜0.0050%、Ti:(3.42*N+0.001)%以上、3.99×(C-0.1)%以下、N:0.01%以下、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の高強度部品の製造方法。
- 前記鋼板がアルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、亜鉛めっきのいずれかを施したものであることを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
- 前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、レーザー光を用いることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
- 前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、高周波加熱を用いることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
- 前記部品の一部の部位の温度を上昇させる方法として、高温の工具を接触させることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれかに記載の高強度部品の製造方法。
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