JP5547287B2 - ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体 - Google Patents
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Description
本願は、2010年10月22日に日本に出願された特願2010−237249号、及び、2010年12月27日に日本に出願された特願2010−289527号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
(1)本発明の第1の態様は、質量%で、C:0.18%〜0.35%、Mn:1.0%〜3.0%、Si:0.01%〜1.0%、P:0.001%〜0.02%、S:0.0005%〜0.01%、N:0.001%〜0.01%、Al:0.01%〜1.0%、Ti:0.005%〜0.2%、B:0.0002%〜0.005%、及びCr:0.002%〜2.0%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と;連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がAc3℃以上の加熱部と最高加熱温度がAc1℃以下の非加熱部とが存在するように加熱し、ホットスタンプを行うホットスタンプ工程と;を備え、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をAc1℃〜Ac3℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を550℃〜660℃の温度領域で1分〜10分保持する保持工程と;を備えるホットスタンプ成形体の製造方法である。
(2)上記(1)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記化学成分が更に、Mo:0.002%〜2.0%、Nb:0.002%〜2.0%、V:0.002%〜2.0%、Ni:0.002%〜2.0%、Cu:0.002%〜2.0%、Sn:0.002%〜2.0%、Ca:0.0005%〜0.0050%、Mg:0.0005%〜0.0050%、及びREM:0.0005%〜0.0050%のうち1種以上を更に含有してもよい。
(3)上記(1)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
(4)上記(2)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
(5)本発明の第2の態様は、質量%で、C:0.18%〜0.35%、Mn:1.0%〜3.0%、Si:0.01%〜1.0%、P:0.001%〜0.02%、S:0.0005%〜0.01%、N:0.001%〜0.01%、Al:0.01%〜1.0%、Ti:0.005%〜0.2%、B:0.0002%〜0.005%、及びCr:0.002%〜2.0%、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と;連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がAc3℃以上の加熱部と最高加熱温度がAc1℃以下の非加熱部とが存在するように加熱し、ホットスタンプを行うホットスタンプ工程と;を備え、前記熱延工程では、連続する5機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、最終圧延機Fiでの仕上熱延温度FiTを(Ac3−80)℃〜(Ac3+40)℃の温度領域内に設定し、前記最終圧延機Fiより手前にある圧延機Fi−3で圧延が開始されてから前記最終圧延機Fiで圧延が終了するまでの時間を2.5秒以上に設定し、前記圧延機Fi−3での熱延温度Fi−3TをFiT+100℃以下に設定して圧延を行い、600℃〜Ar3℃の温度領域で3秒〜40秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板を(Ac1−40)℃〜Ac3℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を450℃〜660℃の温度領域で20秒〜10分保持する保持工程と;を備えるホットスタンプ成形体の製造方法である。
(6)上記(5)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記化学成分が更に、Mo:0.002%〜2.0%、Nb:0.002%〜2.0%、V:0.002%〜2.0%、Ni:0.002%〜2.0%、Cu:0.002%〜2.0%、Sn:0.002%〜2.0%、Ca:0.0005%〜0.0050%、Mg:0.0005%〜0.0050%、及びREM:0.0005%〜0.0050%のうち1種以上を更に含有してもよい。
(7)上記(5)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
(8)上記(6)に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
(9)本発明の第3の態様は、上記(1)〜(8)のいずれか1項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法を用いて成形されるホットスタンプ成形体であって、C含有量が0.18%以上0.25%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが25以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが200以下であり、C含有量が0.25%以上0.30%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが32以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが220以下であり、C含有量が0.30%以上0.35%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが38以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが240以下であるホットスタンプ成形体である。
また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを行うことにより、表面のスケール発生が防止できたり、ホットスタンプ昇温時にスケール発生回避のための無酸化雰囲気昇温が不要となったり、ホットスタンプ後の脱スケール処理が不要となるなどのメリットがある上に、ホットスタンプ成形品が防錆性を発揮する。
また、このような方法を採用することにより、C含有量が0.18%以上0.25%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが25以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが200以下であり、C含有量が0.25%以上0.30%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが32以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが220以下であり、C含有量が0.30%以上0.35%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが38以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが240以下であるホットスタンプ成形体を得ることができる。
本発明においては、昇温速度を5℃/sにて測定した結果を用いている。
一方、オーステナイト単相からフェライトやベイナイトなどの低温変態相へ変態を開始する温度をAr3と呼ぶが、熱延工程での変態に関しては、熱間圧延条件や圧延後の冷却速度によりAr3が変化する。従って、Ar3に関しては、ISIJ International, Vol.32(1992),No.3に開示されている計算モデルにより算出し、実績温度との相関からAr3から600℃までの保持時間を決定した。
ホットスタンプ素材は焼入れ後に高硬度を得ることを目的としているため、一般に高炭素成分かつ焼入れ性の高い成分設計となっている。ここで、「焼入れ性の高い」とは、焼入れ指数であるDIinch値が3以上であることをいう。このDIinch値は、ASTM A255−67を基に計算することができる。具体的な計算方法は非特許文献3に示されている。DIinch値の計算方法はいくつか提案されているが、相加法を用いて計算し、Bの効果を計算するfBの式に関しては、同文献に記載されているfB=1+2.7(0.85−wt%C)の式を用いることができる。また、C添加量に応じオーステナイトの粒度No.を指定する必要があるが、実際には熱延条件などによりオーステナイト粒度No.は変化することから、No.6の粒度にて統一して計算するとよい。
本発明に係るホットスタンプ成形体製造方法では、C、Mn、Si、P、S、N、Al、Ti、B、及びCrを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を有する鋼片から製造されるホットスタンプ用鋼板を用いる。また、選択元素として、Mo、Nb、V、Ni、Cu、Sn、Ca、Mg、REMのうち1種以上を含有してもよい。以下、各元素の含有量の好ましい範囲を説明する。含有量を示す%は、質量%を意味する。このホットスタンプ用鋼板には、本発明の効果を著しく妨げない程度の含有量であれば上述の元素以外の不可避的不純物が含有されてもよいが、出来る限り少量であることが好ましい。
C含有量が0.18%未満ではホットスタンプ後の焼き入れ強度が低くなり、部品内での硬度上昇代が小さくなる。一方、C含有量が0.35%超では、Ac1点以下の非加熱部の成形性が著しく低下する。
このため、Cの下限値は0.18%、好ましくは0.20%、より好ましくは0.22%である。Cの上限値は、0.35%、好ましくは0.33%、より好ましくは0.30%である。
Mn含有量が1.0%未満の場合、ホットスタンプ時の焼入れ性の確保が難しくなる。一方、Mn含有量が3.0%を超えると、Mn偏析が生じ易くなり熱間圧延時に割れ易くなる。
このため、Mnの下限値は1.0%、好ましくは1.2%、より好ましくは1.5%である。Mnの上限値は、3.0%、好ましくは2.8%、より好ましくは2.5%である。
Siは、焼入れ性を若干改善する効果があるものの、その効果は小さい。他の元素に比べ固溶強化量の大きいSiを含有することで、焼入れ後に所望の硬度を得るためのC量を減らすことができる。これにより、高C鋼において不利となる溶接性の改善に寄与することができる。このため、添加量が多いほど効果が大きいが、1.0%を超えると鋼板表面における酸化物の生成により、耐食性を付与するための化成処理性を著しく劣化させたり、亜鉛めっきの濡れ性を阻害したりする。また、下限は特に設けないが、通常脱酸レベルで使用するSi量である0.01%程度が実質的な下限となる。
このため。Siの下限値は0.01%である。Siの上限値は1.0%、好ましくは0.8%である。
Pは、固溶強化能の高い元素ではあるものの、0.02%超の含有量ではSiと同様に化成処理性を劣化させる。また、下限は特に設けないが、0.001%未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
Sは、靭性や加工性を劣化させるMnS等の介在物を生成するため、添加量が少ないことが望ましい。そのため、0.01%以下とすることが好ましい。また、下限は特に設けないが、0.0005%未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
Nは、B添加を行う際に焼入れ性改善効果を劣化させるため、極力添加量を少なくするほうが好ましい。この観点から、上限を0.01%とする。また、下限は特に設けないが、0.001%未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
Alは、Siと同様に固溶強化能があるため、C添加量を減らす目的で添加しても構わない。Siと同様に化成処理性や亜鉛めっきの濡れ性を劣化させるため、その上限は1.0%とし、下限は特に設けないが脱酸レベルで混入するAl量である0.01%が実質的な下限である。
Tiは、B添加効果を劣化させるNを無害化するために有効である。すなわち、N含有量が多いとBがNと結びつきBNを形成する。Bの焼入れ性改善効果は、Bが固溶の状態の時に発揮されるため、高Nの状態でBを添加しても、その焼入れ性改善効果が得られなくなる。そこで、Tiを添加することで、NをTiNとして固定し、Bを固溶状態で残存させることができる。一般に、この効果を得るために必要となるTi量は、原子量比からNの4倍程度以上の添加を行えばよい。従って、不可避的に混入するN含有量を考慮すると、下限としている0.005%以上は必要となる。また、TiはCと結びつき、TiCを形成する。これは、ホットスタンプ後の遅れ破壊特性を改善させる効果が見込まれるため、積極的に遅れ破壊特性を改善する場合には、Tiを0.05%以上添加することが好ましい。ただし、0.2%を超えて添加すると、オーステナイト粒界等に粗大なTiCを形成し、熱間圧延中にわれが発生するためこれを上限とする。
Bは、安価に焼入れ性を改善させる元素として、最も有効な元素の一つである。前記の様に、Bを添加する際には、固溶状態であることが必須であるため、必要に応じてTiの添加を行う必要がある。また、0.0002%未満ではその効果が得られないため0.0002%を下限とし、一方、0.005%超ではその効果が飽和するため0.005%を上限とすることが好ましい。
Crは0.002%以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上は、合金炭化物を形成することで遅れ破壊特性の改善効果や、オーステナイト粒径を細粒化する効果に拠る。一方、Crの含有量が2.0%超では、この効果が飽和する。
(Nb:0.002%〜2.0%)
(V:0.002%〜2.0%)
Mo、Nb、Vは、それぞれ0.002%以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上効果については、合金炭化物の形成による遅れ破壊特性の改善や、オーステナイト粒径を細粒化により得ることが出来る。一方、各元素の含有量が2.0%超では、この効果が飽和する。このため、Mo、Nb、Vそれぞれを0.002%〜2.0%の範囲で含有させてもよい。
(Cu:0.002%〜2.0%)
(Sn:0.002%〜2.0%)
また、Ni、Cu、Snは、それぞれ0.002%以上の含有量で靭性を改善する。一方、各元素の含有量が2.0%超では、この効果が飽和する。このため、Ni、Cu、Snそれぞれを0.002%〜2.0%の範囲で含有させてもよい。
(Mg:0.0005%〜0.0050%)
(REM:0.0005%〜0.0050%)
Ca、Mg、REMは、それぞれ0.0005%以上の含有量で介在物の微細化や、その抑制に効果がある。一方、各元素の含有量が0.0050%超では、この効果が飽和する。このため、Ca、Mg、REMそれぞれを、0.0005%〜0.0050%の範囲で含有させても良い。
次に、上述のホットスタンプ用鋼板のミクロ組織について説明する。
このCrθ/CrMおよびMnθ/MnMは、鋼板の製造方法により低減することが可能である。具体的には後述するが、これら置換型元素の鉄系炭化物中への拡散を抑制することが必要であり、熱間圧延工程および冷間圧延後の連続焼鈍工程でその制御を行う必要がある。CrやMnといった置換型元素は、CやNなどの侵入型元素と異なり、600℃以上の高温で長時間保持することにより鉄系炭化物中に拡散する。これを避けるためには、大きく2通りの方法がある。一つは、熱間圧延中に生成した鉄系炭化物を、連続焼鈍中にAc1〜Ac3に加熱することで全てオーステナイト溶解させ、最高加熱温度から10℃/s以下の徐冷と550〜660℃で保持を行うことにより、フェライト変態と鉄系炭化物の生成を行う方法である。この連続焼鈍中に生成する鉄系炭化物は短時間で生成するため、置換型元素の拡散が起こりにくい。
もう一つの方法は、熱間圧延工程に後の冷却工程において、フェライトおよびパーライト変態を終了させることにより、軟質かつ均一で、更にパーライト中の鉄系炭化物に置換型元素の拡散量の少ない状態を作り込むことができる。上記熱延条件の限定理由は、後述する。これにより、熱間圧延後の熱延板の状態において、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低い値とすることが可能となる。このため、冷間圧延後の連続焼鈍工程において、(Ac1−40)℃というフェライトの再結晶のみ起こる温度域での焼鈍であっても、前記熱間圧延後のROT冷却中に変態を完了させることができれば、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低くすることができる。
これら閾値は、図6に示すように、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMが低値のC-1と、高値のC-4とを、150℃/sで850℃に加熱後10秒保持し、その後5℃/sで冷却した際の膨張曲線から決定した。すなわち、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMが高値である材料では、冷却中に650℃付近から変態が開始しているのに対し、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMが高い材料では、400℃以下まで明瞭な相変態が確認されない。すなわち、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低値とすることで、急速加熱後の焼き入れ性を改善できる。
この分断されていないパーライトの意味する所は、通常、熱延鋼板のミクロ組織がフェライトおよびパーライトから形成される場合、この熱延鋼板を50%程度まで冷間圧延後にフェライトを再結晶させると、図7A、図7BのSEM観察結果の様に、パーライトが細かく分断された形態となる。一方、連続焼鈍中にAc1以上まで加熱された場合、これらパーライトは一度オーステナイトとなった後、その後の冷却過程と保持により、フェライト変態とパーライト変態が起こることとなる。このパーライトは、短時間の変態により形成されることから、鉄系炭化物中に置換型元素を含まない状態であり、なおかつ分断されていない図8A、図8Bの様な形態を呈する。
分断されていないパーライトの面積率については、試験片を切断、研磨したものを光学顕微鏡にて観察し、その比率をポイントカウンテイング法により測定することで得ることができる。
以下、本発明の第1実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
熱延工程では、上述の化学成分を有する鋼片を1100℃以上の温度に加熱(再加熱)し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。1100℃以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、1200℃以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、1280℃超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。
熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、“700℃〜900℃”の温度領域(フェライト変態及びパーライト変態領域)、又は、“25℃〜500℃”の温度領域(マルテンサイト変態又はベイナイト変態領域)で行うことが好ましい。通常、巻取り後のコイルはエッジ部分から冷却されていくため、冷却履歴が不均一となり、その結果ミクロ組織の不均一化が生じやすくなるが、前記温度領域で熱延コイルの巻取りを行うことにより、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。ただし、上記好ましい範囲外の巻き取り温度であっても、連続焼鈍中のミクロ組織制御により、従来に比べ大幅にばらつきを低減することは可能である。
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。
連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲“Ac1℃〜Ac3℃未満”まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を“550℃〜660℃”の温度領域で1分〜10分保持する保持工程とを備える。
ホットスタンプ工程では、上記のように連続焼鈍された鋼板を、加熱部と非加熱部が存在する状態となるように加熱してからホットスタンプを行う。ここで、加熱部(焼き入れ部)ではAc3以上に加熱するが、その加熱速度やその後の冷却速度等は一般的な条件を採用すればよい。ただし、3℃/s未満の加熱速度では生産効率が非常に低くなるため、加熱速度を3℃/s以上に設定してもよい。また、3℃/s未満の冷却速度では、加熱部が十分に焼入れできない可能性や、熱伝達により非加熱部にまで熱が及ぶ可能性があるため、冷却速度を3℃/s以上に設定してもよい。
加熱部と非加熱部が存在する状態となるように加熱する方法は、特に規定されるものではなく、例えば通電加熱を行う方法、加熱を行いたくない箇所に断熱材を配置する方法、赤外線などにより部分的に加熱する方法などを採用することができる。
更に、熱伝達により非加熱部にまで熱が及ぶことを避けるため、最高加熱温度の上限を1000℃に設定してもよい。また、最高加熱温度での保持に関しては、オーステナイト単相まで逆変態しているのであれば、特段保持時間を設ける必要がないため、行わなくてもよい。 尚、加熱部とは、ホットスタンプ工程における鋼板加熱時の最高加熱温度がAc3以上に到達する部分を意味する。また、非加熱部とは、ホットスタンプ工程における鋼板加熱時の最高加熱温度がAc1以下の温度領域である部分を意味し、ホットスタンプ時に全く加熱されない部分及びAc1以下の温度まで加熱される部分を含む。
なお保持工程での温度が660℃を超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、550℃未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が10分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、1分未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。
以下、本発明の第2実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
熱延工程では、上述の化学成分を有する鋼片を1100℃以上の温度に加熱(再加熱)し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。1100℃以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、1200℃以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、1280℃超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。
熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、前記冷却工程にて600℃〜Ar3℃で3秒以上保持により、フェライト変態が進行した熱延鋼板を、そのまま巻き取る。実質的には、ROTの設備長により変化するが、500〜650℃程度の温度域で巻き取る。上記の如く熱間圧延を行うことにより、コイル冷却後の熱延板ミクロ組織は、フェライトおよびパーライトを主体とした組織を呈し、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。
連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲“(Ac1−40)℃〜Ac3℃未満”まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を“450℃〜660℃”の温度領域で20秒〜10分保持する保持工程とを備える。
ホットスタンプ工程では、上記のように連続焼鈍された鋼板を、加熱部と非加熱部が存在する状態となるように加熱してからホットスタンプを行う。ここで、加熱部(焼き入れ部)ではAc3以上に加熱するが、その加熱速度やその後の冷却速度等は一般的な条件を採用すればよい。ただし、3℃/s未満の加熱速度では生産効率が非常に低くなるため、加熱速度を3℃/s以上に設定してもよい。また、3℃/s未満の冷却速度では、加熱部が十分に焼入れできない可能性や、熱伝達により非加熱部にまで熱が及ぶ可能性があるため、冷却速度を3℃/s以上に設定してもよい。
加熱部と非加熱部が存在する状態となるように加熱する方法は、特に規定されるものではなく、例えば通電加熱を行う方法、加熱を行いたくない箇所に断熱材を配置する方法、赤外線などにより部分的に加熱する方法などを採用することができる。
更に、熱伝達により非加熱部にまで熱が及ぶことを避けるため、最高加熱温度の上限を1000℃に設定してもよい。また、最高加熱温度での保持に関しては、オーステナイト単相まで逆変態しているのであれば、特段保持時間を設ける必要がないため、行わなくてもよい。 尚、加熱部とは、ホットスタンプ工程における鋼板加熱時の最高加熱温度がAc3以上に到達する部分を意味する。また、非加熱部とは、ホットスタンプ工程における鋼板加熱時の最高加熱温度がAc1以下の温度領域である部分を意味し、ホットスタンプ時に全く加熱されない部分及びAc1以下の温度まで加熱される部分を含む。
なお保持工程での温度が660℃を超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、450℃未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が10分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、20秒未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。
C:0.18%以上〜0.25%未満の場合、ΔHv≦25、Hv_Ave.≦200。
C:0.25%以上〜0.3%未満の場合、ΔHv≦32、Hv_Ave.≦220。
C:0.3%以上〜0.35%以下の場合、ΔHv≦38、Hv_Ave.≦240。
製造した鋼板を、図4に示す形状となる様、切断した鋼板と金型を用い、図5に模式的に示す様な電極を用いて通電にて加熱後、ホットスタンプを行った。この際、中央部の加熱速度が50℃/sとし最高加熱温度870℃まで加熱を行った。鋼板の端部は、電極が室温程度のため、非加熱部となっている。最高加熱温度に対し、鋼板の場所によって容易に温度差が起こるように、図4のように冷却媒体の通った通電加熱電極部を備えた通電加熱にて加熱を行ったものをプレスに用いた。プレスに用いた金型は、ハット型の金型であり、パンチ及びダイスの型Rは5Rとした。また、ハットの縦壁部の高さは50mmであり、しわ押さえ力を10tonとした。
化成処理性については、通常使われているディップ式のボンデ液を用い、リン酸塩結晶状態を走査型電子顕微鏡にて10000倍で5視野観察し、結晶状態にスケが無ければ合格とした(合格:Good、不合格Poor)。
実験例A−4、C−4、D−1、D−9、F−5、G−5は、連続焼鈍での最高加熱温度が本発明の範囲より低いため、未再結晶フェライトが残存し、ΔHvが高くなってしまった。
実験例A−5、B−3、E−4は、連続焼鈍での最高加熱温度が本発明の範囲よりも高いため、最高加熱温度にてオーステナイト単相組織となっており、その後の冷却および保持中でのフェライト変態とセメンタイト析出が進まず焼鈍後の硬質相分率が高くなりHv_Aveが高くなってしまった。
実験例A−6、E−5は、連続焼鈍での最高加熱温度からの冷却速度が、本発明の範囲よりも速いため、フェライト変態が十分に起こらず、Hv_Aveが高くなってしまった。
実験例A−7、D−4、D−5、D−6、E−6は、連続焼鈍での保持温度が本発明の範囲よりも低いため、フェライト変態およびセメンタイト析出が不十分となり、Hv_Aveが高くなってしまった。
実験例D−7は、連続焼鈍での保持温度が本発明の範囲よりも高いため、フェライト変態が十分に進まず、Hv_Aveが高くなってしまった。
実験例A−8、E−7は、連続焼鈍での保持時間が本発明の範囲よりも短かったため、フェライト変態およびセメンタイト析出が不十分となり、Hv_Aveが高くなってしまった。
鋼材のC濃度が概ね同じで、DIinch値がそれぞれ3.5、4.2、5.2と異なる鋼種の中で、製造条件の似た実験例B−1、C−2、D−2と、実験例B−4、C−3、D−6とを比較すると、DIinch値が大きい場合ほどΔHvおよびHv_Aveの改善代が大きいことがわかる。
鋼種Hは、C量が0.16%と少ないため、ホットスタンプ後の焼き入れ高度が低く、ホットスタンプ部品として適さない。
鋼種Iは、C量が0.40%と多いため、ホットスタンプ時の非加熱部の成形性が不十分となってしまった。
鋼種Jは、Mn量が0.82%と少なく焼き入れ性が低かった。
鋼種KおよびNは、それぞれMn量が3.82%およびTi量0.310%と多いため、ホットスタンプ部品製造工程の一部である熱延が困難であった。
鋼種LおよびMは、それぞれSi量が1.32%およびAl量が1.300%と高いため、ホットスタンプ部品の化成処理性が悪かった。
鋼種Oでは、B添加量が少なく、また鋼種Pでは、Ti添加によるNの無害化が不十分のため焼き入れ性が低くなった。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.18%〜0.35%、
Mn:1.0%〜3.0%、
Si:0.01%〜1.0%、
P:0.001%〜0.02%、
S:0.0005%〜0.01%、
N:0.001%〜0.01%、
Al:0.01%〜1.0%、
Ti:0.005%〜0.2%、
B:0.0002%〜0.005%、及び
Cr:0.002%〜2.0%
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;
熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;
巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;
冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、焼入れ指数であるDI inch 値が3以上のホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と;
連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がAc3℃以上の加熱部と最高加熱温度がAc1℃以下の非加熱部とが存在するように加熱し、ホットスタンプを行うホットスタンプ工程と;
を備え、
前記連続焼鈍工程が、
前記冷延鋼板をAc1℃〜Ac3℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;
加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;
冷却された前記冷延鋼板を550℃〜660℃の温度領域で1分〜10分保持する保持工程と;
を備えることを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記化学成分が、
Mo:0.002%〜2.0%、
Nb:0.002%〜2.0%、
V:0.002%〜2.0%、
Ni:0.002%〜2.0%、
Cu:0.002%〜2.0%、
Sn:0.002%〜2.0%、
Ca:0.0005%〜0.0050%、
Mg:0.0005%〜0.0050%、及び
REM:0.0005%〜0.0050%
のうち1種以上を更に含有することを特徴とする請求項1に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
ことを特徴とする請求項1に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
ことを特徴とする請求項2に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 質量%で、
C:0.18%〜0.35%、
Mn:1.0%〜3.0%、
Si:0.01%〜1.0%、
P:0.001%〜0.02%、
S:0.0005%〜0.01%、
N:0.001%〜0.01%、
Al:0.01%〜1.0%、
Ti:0.005%〜0.2%、
B:0.0002%〜0.005%、及び
Cr:0.002%〜2.0%
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;
熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;
巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;
冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、焼入れ指数であるDI inch 値が3以上のホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と;
連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がAc3℃以上の加熱部と最高加熱温度がAc1℃以下の非加熱部とが存在するように加熱し、ホットスタンプを行うホットスタンプ工程と;
を備え、
前記熱延工程では、連続する5機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、
最終圧延機Fiでの仕上熱延温度FiTを(Ac3−80)℃〜(Ac3+40)℃の温度領域内に設定し、前記最終圧延機Fiより手前にある圧延機Fi−3で圧延が開始されてから前記最終圧延機Fiで圧延が終了するまでの時間を2.5秒以上に設定し、前記圧延機Fi−3での熱延温度Fi−3TをFiT+100℃以下に設定して圧延を行い、
600℃〜Ar3℃の温度領域で3秒〜40秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、
前記連続焼鈍工程が、
前記冷延鋼板を(Ac1−40)℃〜Ac3℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;
加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660℃まで10℃/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;
冷却された前記冷延鋼板を450℃〜660℃の温度領域で20秒〜10分保持する保持工程と;
を備えることを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記化学成分が、
Mo:0.002%〜2.0%、
Nb:0.002%〜2.0%、
V:0.002%〜2.0%、
Ni:0.002%〜2.0%、
Cu:0.002%〜2.0%、
Sn:0.002%〜2.0%、
Ca:0.0005%〜0.0050%、
Mg:0.0005%〜0.0050%、及び
REM:0.0005%〜0.0050%
のうち1種以上を更に含有する
ことを特徴とする請求項5に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
ことを特徴とする請求項5に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
ことを特徴とする請求項6に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。 - 請求項1〜8のいずれか1項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法を用いて成形されるホットスタンプ成形体であって、
C含有量が0.18%以上0.25%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが25以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが200以下であり、
C含有量が0.25%以上0.30%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが32以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが220以下であり、
C含有量が0.30%以上0.35%未満の場合、前記非加熱部のビッカース硬度のばらつきΔHvが38以下、かつ平均ビッカース硬度Hv_Aveが240以下である
ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
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