JP4630188B2

JP4630188B2 - スポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板並びに熱間成形品

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Publication number: JP4630188B2
Application number: JP2005365305A
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Inventors: 達也浅井
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-12-19
Filing date: 2005-12-19
Publication date: 2011-02-09
Anticipated expiration: 2025-12-19
Also published as: JP2007169679A

Description

本発明は、主に自動車車体に適用される薄鋼板成形品を製造する分野において、その素材なる鋼板(ブランク)をオーステナイト＋フェライト温度（Ａｃ_１変態点）以上に加熱した後、熱間でプレス成形して成形品を製造する際に用いる素地鋼板（熱間成形用鋼板）、およびこうした鋼板によって成形された熱間成形品等に関するものであり、殊に熱間プレス成形時に破断や割れなどを発生させずに良好な成形が実現できると共に、スポット溶接したときの溶接部の接合強度に優れた鋼板や熱間成形品等に関するものである。

自動車用部品では、衝突安全性や軽量化の両立を達成するために、部品素材の高強度化が進められている。またこうした部品は、鋼板をプレス成形して製造するのが一般的である。しかしながら、高強度化された鋼板に対して冷間加工を施す場合、特に引張強度が９８０ＭＰａを超える素材の成形は困難なものとなる。

こうしたことから、素材鋼板を加熱した状態で成形加工する熱間成形技術の検討が進められている。こうした技術としては、例えば特許文献１には、金属素材を８５０〜１０５０℃に加熱した状態で、相対的に低温のプレス金型を用いて成形する技術が提案されている。この技術によれば、金属材料の成形性がより良好になり、残留応力による遅れ破壊の発生も防止できると言われている。特に、通常の冷間プレス方法では成形が困難とされていた引張強度が１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板を素材にした場合に相当する強度を有し、寸法精度も良好な部品を得ることが可能となる。

図１は、上記のような熱間成形（以下、「ホットスタンプ」と呼ぶことがある）を実施するための金型構成を示す概略説明図であり、図中１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー（しわ押え）、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの金型部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。

上記の様な金型を用いてホットスタンプ（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、ブランク（鋼板４）をＡｃ_３変態点以上に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にあるブランク４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内に鋼板４を押し込み、ブランクの外径を縮めつつパンチ１の外形に対応した形状に成形する。成形中パンチ１およびダイ２によってブランク４の温度低下が生じるが、最終的に成形下死点（図１の状態）で保持冷却することによって素材の焼き入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い例えば１４７０ＭＰａ級の部品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。

ホットスタンプに適用できる鋼板としては、例えば特許文献２〜５のような鋼板が提案されている。これらの鋼板では、熱間での成形後、金型内での焼入れによって高強度化を達成するために、Ｃ含有量を０．２％程度とし、併せて焼入れ性向上元素を必要に応じて含有させることが提案されている。これらの技術によって、成形加工後の硬化能を向上させた鋼板が得られるのであるが、Ｃ含有量が上記の程度になると、スポット溶接したときの継ぎ手部（溶接部）の接合強度、特に溶接部に対して上下方向に力がかかった場合の継ぎ手強度（十字継手部の引張り強度）が低下するという問題がある。

また上記のようなホットスタンプ技術では、成形後の急冷過程でのマルテンサイト変態を利用して強化するものであるので、鋼板はオーステナイト温度（Ａｃ_３変態点）以上の高温に加熱してから成形加工されるのが一般的であり、これによって成形加工中の鋼板強度は非常に小さくなって成形後の寸法精度は良好なものとなる。しかしながら、その一方で鋼板が軟らか過ぎることが原因で成形品形状によっては破断が生じ、成形可能な形状に制限がある。
特開２００２−１０２９８０号公報特許請求の範囲等特開２００４−１９７２１３号公報特許請求の範囲等特開２００４−３１５９２７号公報特許請求の範囲等特開２００４−２１１１９７号公報特許請求の範囲等特許第３３８９５６２号公報特許請求の範囲

本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、スポット溶接したときの接合部の強度が優れると共に、熱間での成形時に破断や割れなどを発生させずに良好な成形が実現できる熱間成形用鋼板、およびこうした鋼板によって成形される熱間成形品等を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の熱間成形用鋼板とは、熱間で成形して成形品を得るために用いる鋼板であって、Ｃ：０．１〜０．３５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜５％、Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を夫々含有すると共に、下記（１）式の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる点に要旨を有するものである。
（［Ｔｉ］／４７．９）×１４．０−［Ｎ］≧０（質量％）…（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。

本発明の熱間成形用鋼板においては、必要によって更に（ａ）Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で０．０１〜１％、（ｂ）Ｎｂ：０．０１〜０．１％、（ｃ）Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．０１〜０．５％、等を含有させることも有効であり、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。

上記のような本発明の鋼板を用い、（Ａ）該鋼板のＡｃ_３変態点以上の温度に加熱し、その温度で３０分以下保持した後、熱間で成形したり、（Ｂ）該鋼板のＡｃ_１変態点以上、Ａｃ_３変態点以下の温度に加熱した後、熱間で成形することによって、品質の良好な熱間成形品が得られる。

本発明の鋼板では、比較的多くのＳｉを含有させることによってスポット溶接部の接合強度を向上させると共に、Ｓｉを多量含有させることによる熱間成形性の劣化をＢ含有によって抑制し、これによって熱間での成形時に破断や割れなどを発生させない熱間成形用鋼板が実現でき、こうした鋼板を用いることによって品質の良好な成形品を得ることができる。

本発明者は、良好なプレス成形性が実現できる技術についてかねてより研究を進めており、その研究の一環として、図２に示す金型によって絞り成形する技術について提案している（特開２００５−１４００２号）。この金型構成では、ブランクホルダー３の一部に、鋼板を支持するためのピン７が設けられており、このピン７上に鋼板４を載置することによって、ダイ２およびブランクホルダー３に鋼板が直接接触せずに近接した状態にできる（図２中、他の部分の構成は基本的に前記図１と同じである）。そして、成形時においては、ピン７の上面はブランクホルダーの上面と面一となるようにされ、鋼板４がブランクホルダー３上に載置された状態となるように構成されている。

上記の様な金型構成においては、成形前に鋼板４をピン７で支持して、鋼板４と金型(特に、ダイ２およびブランクホルダー３)との直接的な接触を回避することにより、パンチ１の上面部分とそれ以外の大部分がほぼ同時に冷却されることになり、鋼板４の温度不均一に起因して、パンチ面での材料強度がフランジ面での材料強度が相対的に低くなることが防止できる。その結果、特にパンチ面での破断が防止され、絞り成形性が改善されることになるのである。この技術によって、鋼板の熱間絞り成形性は格段に向上し得ることになったのであるが、鋼板によっては熱間絞り成形性が十分に発揮されず、こうした技術を十分に活用できない場合が想定される。また、前述の如く、これまで提案されている鋼板では、スポット溶接したときの接合強度が十分ではないという問題もある。

本発明者は、こうした状況の下で、スポット溶接部における接合強度を高めると共に、熱間絞り成形の良好な鋼板について、特にその化学成分組成との関係について更に検討した。

その結果、Ｓｉ含有量を比較的多く含有させたものでは、スポット溶接部の接合強度を高めることができることを見出した。しかしながら、Ｓｉ含有量を多くするだけでは、熱間成形性が却って劣化する傾向を示すことになる。そこで、こうした不都合を解消するという観点から検討したところ、所定量のＢを含有させれば、Ｓｉ含有による熱間成形性の劣化を防止できることを見出し、本発明を完成した。但し、Ｂは固溶した状態（フリーの状態）でないと、上記効果が発揮されないので、Ｂと化合物を形成するＮをＴｉで固定する必要があり、こうした観点からＴｉとＮの関係をも適切に制御する必要がある［前記（１）式参照］。

本発明者は、まず下記表１に示す化学成分組成を基本として、Ｓｉ含有量を０．２〜２．０％の範囲で変化させた鋼板を用い、常法に従って、熱間圧延→酸洗→冷間圧延して厚さ：１ｍｍとし、９００℃で３分間保持した後、水冷して、スポット溶接を施し、接合強度（スポット十字継手破断荷重）を測定した（溶接条件および破断荷重測定方法については、後記実施例１と同じ）。その結果を、図３に示すが、Ｓｉ含有量を０．７％以上とすることによって破断荷重：３．０ｋＮ以上が達成され、更に１．０％以上とすることによって破断荷重：３．５ｋＮ以上が達成されていることが分かる。

本発明者は、上記表１に示した化学成分組成の鋼板と、Ｓｉ含有量だけを０．２％とした鋼板について、Ｂの添加が熱間成形性に与える影響について調査した。ＳｉとＢ以外は、上記表１と同じ化学成分組成を有する鋼板を用い、常法に従って、熱間圧延→酸洗→冷間圧延して厚さ１．２ｍｍとし、７００℃で６０分間保持した後、円形ブランクに加工した。このとき、ブランクの径を８０〜１００ｍｍの範囲で２．５ｍｍピッチにて変化させ、成形可能なブランク径によって熱間成形性を評価した（後記実施例２参照）。得られた各種円形ブランクについて、温度を９３０℃に維持した炉内に４分間保持した後、炉から取り出してそのままプレス成形した（取り出しから成形開始まで約６秒）。このとき、４５ｍｍ×４５ｍｍの角筒金型を備えた８０ｔｏｎクランクプレス機を用い、ＢＨＦ：１ｔｏｎ（トン）、成形高さ：３７ｍｍ、成形速度：４０回転／分の条件で成形を行なった。

その結果を、図４（Ｂ添加の影響を示す棒グラフ）に示すが、Ｂを含有させることによって、Ｓｉ含有による熱間成形性劣化を防止しつつ良好な成形性が達成されていることがわかる。

本発明の鋼板では、基本的にＳｉおよびＢを適切量に制御することによって、上記効果を発揮させることができるものであるが、必要によって所定量のＮｂを含有させることも有用である。このＮｂは後に詳述するように、板厚減少率を低減する作用を発揮するものであり、その結果として破断に至るのを極力防止できることになる。

本発明者は、Ｎｂの添加が板厚減少率に与える影響について調査した。上記表１に示した化学成分組成のうち、Ｂ含有量を０．００１７％とした鋼板について、Ｎｂを０．０５％含有させた鋼板と含有させていない鋼板の夫々について、冷間圧延、焼鈍した材料を、短冊状ブランク（長さ：３０ｍｍ、幅：２１０ｍｍ）に切断したものを９００℃に加熱して実験を行なった。

加熱炉から取り出した加熱状態のブランクを、クランクプレス機に設置した４５ｍｍ角のしわ押さえ付き金型（角筒ダイおよび角筒パンチ）を用いて熱間成形を行ない（前記図２参照）、成形高さ３７ｍｍに設定し、下死点で２０秒間保持した後、金型より取り出した。このときのしわ押さえ力は４ｋＮとし、成形速度はクランクの回転数で４０回／分とした。図５（成形品の断面を示す模式図）に示す測定位置（１〜１３）における板厚減少率（減少した量をマイナスとして表した率）を測定した。その結果を、図６に示すが、Ｎｂを含有させたものでは、板厚減少率が抑制されていることが分かる。

本発明の鋼板では、上記したＳｉとＢの含有量を適切に制御しつつその化学成分組成を規定する必要があり、また必要によってＮｂを含有させることも有効であるが、これらの元素も含め、本発明で規定する各元素の範囲限定理由は次の通りで
Ｃ：０．１〜０．３５％
Ｃは熱間成形後の材料強度（硬さ）を決定する重要な元素であるが、その含有量が０．１％未満では熱間成形後に十分な強度（Ｈｖ３００以上）が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．３５％を超えると、成形後の部品強度が高くなり過ぎ、部品としての変形能（圧壊時の延性）が低下することになる。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．３０％である。

Ｓｉ：０．７〜２．５％
Ｓｉは、熱間成形によって焼入れ強化され、ミクロ組織的にはほぼマルテンサイトから構成されている高強度化された部品のスポット接合部の接合強度、特に十字継ぎ手部の接合強度を向上させる重要な元素である。本発明における上記Ｃ含有量の範囲内で部は、Ｓｉ含有量ではＳｉ含有量が０．７％以上でこうした効果が発揮されることになる（前記図３参照）。しかしながら、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、熱間成形後の靭性が劣化することになる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は２．０％である。

Ｍｎ：０．５〜５％
Ｍｎは鋼板の焼入れ性を向上させ、成形後の硬さのばらつきを低減させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって５％を超えてもその効果が飽和してコスト上昇の要因となる。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は
３．５％である。

Ａｌ：０．０１〜０．５％
Ａｌは溶鋼の脱酸において有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、その含有量を０．０１％以上とする必要がある。またＡｌを０．０１％以上含有させることで、熱間成形性（深絞り性）の改善も期待できる。特に、一度Ａｃ_３変態点以上に加熱し冷却した後、再度Ａｃ_１変態点以上、Ａｃ_３変態点以下に加熱し、そのまま熱間成形を行なった場合、効果が特に期待できる。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．５％を超えると、Ａｃ_３変態点が１０００℃近くに上昇し、加熱による鋼板ミクロ組織（γ粒径）の粗大化が著しくなり、得られる成形品の靭性が劣化するため、０．５％以下に抑えるべきである。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．３％である。

Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは鋼材の焼入れ性を向上させる元素であるが、同時に熱間での深絞り性を改善する効果も発揮する。本発明の鋼板では、Ｓｉを含有させることによってスポット溶接の接合部の強度は上昇するが、その一方で熱間成形性は劣化することになる。しかしながら、Ｂを同時に含有させることによって、Ｓｉを含有させることによる熱間成形性（特に、深絞り性）の劣化を防止しつつ更に向上させることが可能となる（前記図４参照）。

但し、Ｂは鋼中のＮと非常に結びつき易く、一旦Ｎと結合すると、熱間成形時の加熱によっても殆ど分解しないものとなる。Ｂによる深絞り性改善効果は熱間成形中において、鋼板中に他の元素と結合していないフリーの状態（固溶した状態）で存在する必要があるため、Ｔｉ添加によってＮをＴｉとの化合物として固定し、Ｂとの結合を防止する必要がある。こうしたことから、前記（１）式の関係を満足するように、ＴｉとＮをバランス良く含有させる必要がある。またＢによる上記の効果を発揮させるためには、フリーの形態で存在するＢが少なくとも０．０００３％以上含有している必要がある。しかしながら、固溶Ｂ量が０．００５％を超えると、成形品中に粗大な鉄窒化物が析出して成形品の靭性が劣化することになる。尚、Ｂは加熱中のオーステナイト粒成長を抑制する効果も発揮するものであり、その観点からして固溶Ｂの含有量は０．００１５％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．００２０％以上とするのが良い。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％程度であり、より好ましくは０．００３５％以下とするのが良い。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％（但し、これらの元素が前記（１）式の関係を満足する量）
上述の如く、ＴｉはＮを固定する役割を持つ元素である。Ｎ含有量に応じたＴｉ量を含有させれば良いが、前述した趣旨からして前記（１）式を必ず満足するようにＴｉを含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が過剰になると、窒化物の析出量が増大し、熱間成形後の靭性を劣化させることになる。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０１％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量は、鋼板中の窒素量に応じて設定すればよい。鋼中のＮ含有量が０．０１％を超えると、スポット溶接強度の劣化が生じ、その観点からＴｉ含有量は０．０３５％以下とすべきであるが、その際、Ｎと結合しないＴ量が０．０１％以下となることが望ましい。またＮ量は少ないほどＴｉ含有量も少なくて済むが、極端に少なくするには、製鋼上のコストがかかり過ぎるためＮ含有量の下限は０．００１％となる。

本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｓｎ等）からなるものであるが、不可避的不純物中のＰやＳはスポット接合部の接合強度の観点から、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に夫々低減することが好ましい。また、必要によって更に、（ａ）Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で０．０１〜１％、（ｂ）Ｎｂを０．０１〜０．１％、（ｃ）Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で０．０１〜０．５％、等を含有させることも有効であり、含有させる成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は欠の通りである。

Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で０．０１〜１％
ＣｒおよびＭｏは、鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、これらの元素を含有させることによって成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、その１種または２種で（合計で）、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、それらの含有量が過剰になって１％を越えると、その効果が飽和すると共に、コスト上昇の要因となる。

Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは高温での安定な炭化物を形成するので、鋼板の高温強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板の高温強度の適度な上昇は、熱間成形品の板厚減少を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましいが、Ｎｂ含有量が過剰になって０．１％を超えると、強度上昇が大きくなり過ぎて、成形時に破断が生じ易くなり、またコスト上昇を招くことになる。

Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．０１〜０．５％
成形品の裸での耐食性や耐遅れ破壊性を付与したい場合には、必要によってＮｉやＣｕを添加する。こうした効果を発揮させるためには、その１種または２種で（合計で）、０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、これらの含有量が過剰になって１％を超えると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となる。

本発明の鋼板を製造する方法については、特に限定されるものではなく、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、必要に応じて焼鈍を行なえば良い。

上記のような本発明の鋼板を用いて、熱間成形するに際しては、通常の方法に従って鋼板をＡｃ_３変態点以上の温度に加熱してオーステナイト化した後、５５０℃以上の温度で成形を完了（金型が下死点位置に到達した時点）すれば良い。但し、加熱条件は、Ａｃ_３変態点以上の温度での保持時間を３０分以下、好ましくは１５分以下に管理することで、オーステナイトの粒成長が抑制され、熱間の絞り性および成形品の靭性の向上が期待できることになる。

本発明者は、Ａｃ_３変態点以上の温度に加熱したときの保持時間とオーステナイトの粒度との関係について調査した。上記表１に示した化学成分組成のうち、Ｂ含有量を０．００１７％とした鋼板について、常法に従って、熱間圧延→酸洗→冷間圧延して厚さ１．２ｍｍとし、７００℃で６０秒間保持した後、空冷することで試験片を準備した。その試験片を、ソルトバス中で３分から３０分間８５０〜９３０℃に保持した後、試験片を水冷した。その後、試験片の旧オーステナイト粒径を比較法によって測定した。その結果を、図７に示すが、保持時間を３０分以下とすることによって、粒度番号で少なくとも８以上が確保でき、好ましくは１５分以下とすることによって粒度番号で９以上が確保できていることが分かる。

上記のような本発明の鋼板を用いて、熱間成形するに際しては、その鋼板のＡｃ_１変態点以上、Ａｃ_３変態点以下の温度に加熱することによっても、組織の微細化が図れ、更なる熱間絞り性の向上も期待できる。特に、熱間成形に必要な加熱を行なう前に、一旦鋼板をＡｃ_３変態点以上に加熱し、２０℃／秒以上の冷却速度で鋼板のＭｓ点以下の温度まで冷却する（そのまま室温まで冷却して良い）という熱履歴を与え、鋼板ミクロ組織にマルテンサイトやベイナイト等の低温変態生成物を含むようにし、その後再度熱間成形に必要な温度（Ａｃ_１変態点以上、Ａｃ_３変態点以下の温度）にまで加熱することによって深絞り性の更なる向上が期待できる。

本発明の鋼板を用いる効果は、しわ押さえを有する金型を用いて成形（即ち、絞り成形）する場合に顕著に発揮されることになるが、こうした要件に付加して、先に提案した技術を併用することも有用である。即ち、前記図２に示した金型構成を採用して鋼板の温度均一性を図ることも有用であり、こうした技術を併用することによって、本発明の効果がより有効に発揮されることになる。

また上記趣旨から明らかなように、本発明に係る成形品は、しわ押さえを用いて成形する熱間絞り成形品に限らず、熱間曲げ成形によって得られるものも含むものであり、こうした成形品を製造する場合であっても本発明の鋼板による効果が達成される。

以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・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ものである。

実施例１
下記表２、３に示す化学成分組成を有する各種鋼材を実験室レベルで溶製し、得られた鋼塊を１２００℃に加熱して厚さ：３０ｍｍまで粗圧延して鋼板とした。その後、厚さ：３０ｍｍの鋼板を再度１２５０℃まで加熱した後、厚さ：２．６ｍｍまで熱間圧延した。このときの圧延終了温度は８８０℃とし、圧延後鋼板を５０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却し、引き続き６００℃に保持した加熱炉に投入して３０秒間保持し、炉冷した。

熱間圧延した鋼板を酸洗した後、厚さ１ｍｍまたは１．２ｍｍまで冷間圧延し、引き続き７００℃に保持した塩浴に６０秒間浸漬した後、空冷した。

上記した条件で作製した各種鋼板から、テストピースを採取し、１ｍｍ材にてスポット溶接実験、１．２ｍｍ材にて熱間成形実験を行なった。これらの実験条件は、下記の通りである。

［スポット溶接実験］
自動車車体の組み立ては、従来の冷間成形や熱間成形で製造され単品部材をスポット溶接等で接合して行なわれる。熱間成形品の場合、接合は部品が焼入れ強化された状態で実施される。従って、実験はその条件を模擬するべく、上記冷間圧延、焼鈍された素材を９００〜９５０℃まで加熱し、その温度で３０秒保持後直ちに水冷した材料をスポット溶接実験に使用した。スポット溶接の具体的な条件は、下記の通りに行ない、接合部の強度（十字継手破断荷重）を測定した。
試験片条件：十字張力用試験片（ＪＩＳＺ３１３７に準拠）
溶接機：単相交流式スポット溶接機
電極：先端径φ６ｍｍのドームラジアスタイプ
加圧力：４ｋＮ
初期加圧時間：６０サイクル
通電時間：１０サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）

［熱間成形実験］
熱間成形実験は、冷間圧延、焼鈍した材料を、短冊状ブランク（長さ：３０ｍｍ、幅：２１０ｍｍ）および円形状ブランク（直径：８０、９０、９２．５、９５．０、９７．５、１００ｍｍ）に切断したものを９００〜９５０℃に加熱して実験を行なった。このときの加熱は、大気中で行い、９３０〜９８０℃に保持した加熱炉中にブランク（短冊状、円形状）を３〜４分間（ブランクの大きさに応じて）滞在させることで加熱した。

加熱炉から取り出した加熱状態のブランクを、クランクプレス機に設置した４５ｍｍ角のしわ押さえ付き金型（角筒ダイおよび角筒パンチ）を用いて熱間成形を行ない（前記図１参照）、成形高さ３７ｍｍに設定し、下死点で２０秒間保持した後、金型より取り出した。このときのしわ押さえ力（ＢＨＦ）は４ｋＮとし、成形速度はクランクの回転数で４０回／分とした。潤滑は、金型に熱間成形用潤滑剤を塗布することによって行なった。また、金型と加熱されたブランクが接触してから成形が開始されるまでの間に、しわ押さえとブランクの接触によるブランクの温度低下を極力抑えるために、しわ押さえに複数の可動式ピンを設置し（前記図２の７参照）、ブランクの温度低下を抑制するようにして実験を行なった。

熱間絞り性の評価は、破断が生じずに成形できたブランク直径を比較することで行なった。また成形硬さおよび板厚分布（板厚減少率）や旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）についても、短冊状ブランクを熱間成形した成形品を用いて測定した。これらの結果を下記表４、５に示す。

この結果から明らかなように、本発明の鋼板（試験Ｎｏ．２、３、６〜８、１０〜１３、１６、１９、２１、２４〜３３）を用いたものでは、接合強度を維持しつつ良好な絞り性が達成されていることが分かる。

これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験Ｎｏ．１、４、５）では、接合強度および絞り性の少なくとも何れかの特性が劣化していることが分かる。

実施例２
前記表１に示したものの一部の鋼板について（試験Ｎｏ．３，６，１２，１６，２１，２５，２６，２７，２９）、熱間成形実験を行なった。このとき、熱間成形に先立って一度加熱冷却を行なった材料を再度加熱して熱間成形したときの硬さおよび絞り性について評価した。その結果を、下記表６に示す。尚、表６には、事前加熱の条件（事前加熱温度・時間、冷却速度、冷却停止温度）と共に、Ａｃ_１変態点温度およびＡｃ_３変態点温度（計算値）についても同時に示した。

この結果から明らかなように、鋼板を一旦Ａｃ_３変態点以上に加熱し、２０℃／秒以上の冷却速度で鋼板のＭｓ点以下の温度まで冷却するという熱履歴を与えておくことによって、熱間での深絞り性が更に向上していることが分かる。

熱間成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。先に開発した金型の構成を示す概略説明図である。Ｓｉの添加がスポット溶接の接合強度に与える影響を示すグラフである。Ｂの添加が熱間成形性に与える影響について示した棒グラフである。板厚減少量の測定位置を示す説明図である。Ｎｂ含有量と板厚減少率との関係を示すグラフである。Ａｃ_３変態点以上の温度での保持時間と旧オーステナイト粒度番号との関係を示すグラフである。

符号の説明

１パンチ
２ダイ
３ブランクホルダー
４鋼板（ブランク）
７ピン

Claims

熱間で成形して成形品を得るために用いる鋼板であって、
Ｃ：０．１５〜０．３５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜５％、Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、固溶Ｂ：０．００１５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を夫々含有すると共に、下記（１）式の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするスポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板。
（［Ｔｉ］／４７．９）×１４．０−［Ｎ］≧０（質量％）…（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
更に、Ｃｒおよび／またはＭｏを合計で０．０１〜１％含有するものである請求項１に記載の熱間成形用鋼板。
更に、Ｎｂを０．０１〜０．１％含有するものである請求項１または２に記載の熱間成形用鋼板。
更に、Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で０．０１〜０．５％含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の熱間成形用鋼板。
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板を用い、該鋼板のＡｃ₃変態点以上の温度に加熱し、その温度で３０分以下保持した後、熱間で成形したものであることを特徴とする熱間成形品。
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板を用い、該鋼板のＡｃ₁変態点以上、Ａｃ₃変態点以下の温度に加熱した後、熱間で成形したものであることを特徴とする熱間成形品。
Ａｃ ₁ 変態点以上、Ａｃ ₃ 変態点以下の温度で加熱を行う前に、Ａｃ ₃ 変態点以上に加熱し、２０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却するものである請求項６に記載の熱間成形品。