JP7028378B1 - 熱間プレス部材およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、２１００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐遅れ破壊特性とを兼ね備える熱間プレス部材およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明の熱間プレス部材は、請求項１、２に記載されるとおりの所定の成分組成を有すると共に、２．０≦Ｔｉ／Ｓｂ≦２０．０を満足するものであり、熱間プレス部材のミクロ組織は、体積分率で、マルテンサイトが９５％以上であり、且つ、旧オーステナイトの平均結晶粒径は７μｍ以下、粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトは２個／μｍ２以上、粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物は０．２０個／μｍ２以上であり、さらに、熱間プレス部材の引張強さは２１００ＭＰａ以上となるものである。

Description

本発明は、２１００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐遅れ破壊特性とを兼ね備える熱間プレス部材およびその製造方法に関する。
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が２１００ＭＰａ以上の鋼板の適用が検討されている。自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求されるが、２１００ＭＰａ以上の鋼板は延性が低いため、冷間プレス成形時の割れ発生や、降伏強度が高いことによるスプリング・バックの発生により、冷間プレス成形後に高い寸法精度が得られない。また、冷間プレス成形後は鋼板内に残留応力が残存するため、使用環境から侵入する水素に起因する遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。
このような状況で、高強度を得る手法として、最近、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）によるプレス成形が着目されている。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形（加工）することにより、高い寸法精度での成形を可能とし、成形後の冷却により焼入れを行うことで高強度化を可能とする成型方法である。また、この熱間プレスでは、冷間プレスと比べてプレス成形後の残留応力が低下するため、耐遅れ破壊特性も改善される。
しかしながら、自動車組立工程において、プレス成型後に抵抗スポット溶接等により組立てられる際、自動車車体全体の剛性を保つために、熱間プレス後の熱間プレス部材に応力がかかることから、プレス成形後の遅れ破壊の懸念は払拭できない。そのため、熱間プレス後の熱間プレス部材の耐遅れ破壊特性を向上させることが必要である。
従来、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性を向上させる手段はいくつか報告されている。
例えば、特許文献１では、合金炭窒化物やセメンタイトの析出量を制御することで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
また、特許文献２では、熱間プレス後に残留オーステナイトを形成することで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
特許６０６２３５２号公報 特許５９４２８４１号公報
しかしながら、特許文献１および特許文献２の方法では、引張強さが２１００ＭＰａ以上の高強度領域における耐遅れ破壊特性を改善することは困難であり、現状、これらの特性を兼備する熱間プレス部材は開発されていないのが実情である。
そこで本発明は、２１００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐遅れ破壊特性とを兼ね備える熱間プレス部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討を重ねた結果、熱間プレス部材の耐遅れ破壊特性を向上させるためには、部材中にセメンタイトを分散析出させることでマルテンサイト内の固溶Ｃ量を減少させると同時に転位密度を低下させることで、部材組織を靭性に優れたマルテンサイトとすることに加えて、微細なＴｉ系炭化物を分散させて、水素のトラップサイトとすることで耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
マルテンサイトの硬度を高めて部材を高強度化すると、靭性が劣化し、自動車車体として仕上げた後の実走行の衝突時において、実際の部材強度より低強度で破壊する可能性がある。そのためには、強度を確保しつつ靭性を高める必要がある。さらに、実際に走行を繰り返すうちに雨等により電気化学的に水素が部材上に発生し、一部は部材に侵入する。この際、部材に応力が発生していなければ、この水素を要因として遅れ破壊は生じないが、自動車車体全体の剛性を保つために、熱間プレス後の部材にも応力がかかる部位が存在する。雨等による腐食反応のカソード反応は酸素の還元反応が主であるが、一部、水素の還元反応が担う。そこで、熱間プレス後に低温にて焼戻すことでセメンタイトを分散析出させ、かつ転位密度を低下させたマルテンサイト性状とすることで、靭性を回復させると同時にセメンタイトが水素トラップサイトとなり耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。さらに、Ｔｉ系炭化物も水素の脱離に必要な高活性化エネルギーを有する水素のトラップサイトとなることで、遅れ破壊を抑制するため、引張強さが２１００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊特性が良好であることを見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．４１％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．００３％以上０．０１８％以下、Ｔｉ：０．００８％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０１５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、２．０≦Ｔｉ／Ｓｂ≦２０．０を満足し、ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下、さらに粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトが２個／μｍ２以上、かつ粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ２以上であり、引張強さが２１００ＭＰａ以上である熱間プレス部材。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｏ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含む［１］に記載の熱間プレス部材。
［３］前記熱間プレス部材の表面に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を有する、［１］または［２］に記載の熱間プレス部材。
［４］［１］または［２］に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後熱間プレスし、Ｍｓ点－２００℃以下まで冷却した後、再加熱温度：１００℃以上２２０℃以下、保持時間：１分以上４０分以下の条件で再加熱する、熱間プレス部材の製造方法。
本発明によれば、２１００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐遅れ破壊特性とを兼ね備える熱間プレス部材を得ることができる。
以下、本発明について具体的に説明する。まず、本発明の熱間プレス部材の組成限定理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は、質量％を意味する。
Ｃ：０．４１％以上０．５３％以下
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるために重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．４１％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さを得られない。好ましくは０．４２％以上である。一方、０．５３％を超えると、靭性が極端に低下し塑性不安定領域前に破断するため、引張強さを得られない。好ましくは０．５２％未満であり、さらに好ましくは０．５０％未満である。
Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化し高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉの過剰な含有によって化成処理性が劣化するため、含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．７０％以下である。また、極低Ｓｉ化はコストが増加するため、Ｓｉは０．０１％以上とする。
Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下
Ｍｎは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには１．０％以上含有することが必要である。好ましくは１．２％以上である。一方、過剰に含有した場合、Ｍｎバンドが過剰に生成することで、高硬度のマルテンサイトが生成してしまい、水素侵入時にき裂が生成しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、その含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に含有すると、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が低下することから、その含有量を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。特に下限は無いが、極低Ｐ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
Ｓ：０．００３％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、その介在物が起点となり割れが発生するため耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、含有量の上限を０．００３％とする。好ましくは、０．００２％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化はＰと同様に製鋼コストが上昇するため、０．０００１％以上含有することが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成して耐曲げ圧潰性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．００６％を超えるとこの傾向が顕著となることから、Ｎの含有量を０．００６％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。Ｎの下限値は０％でも良いが、製造コストの面から、好適には０．０００３％以上である。
Ｎｂ：０．００３％以上０．０１８％以下
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素であり、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００３％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、多量にＮｂを含有しても上記効果は飽和し、かえってスラブの靭性を悪化させることで製造コストの増加を招く。このため、Ｎｂの含有量は０．０１８％以下とする。好ましくは０．０１６％以下である。
Ｔｉ：０．００８％以上０．１００％以下
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素であり、特に微細なＴｉ炭化物は、強固な水素トラップサイトとなるため耐遅れ破壊特性に非常に有効となる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００８％以上とする。一方、多量にＴｉを含有すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１００％以下とする。好ましく０．０６％以下である。
Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｂは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため耐遅れ破壊特性に有効である。この効果を発揮するために、０．０００５％以上含有させる。しかし、過剰な含有はＮと粗大な析出物が生成するため、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、その含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。
Ｓｂ：０．００３％以上０．０１５％以下
Ｓｂは、鋼板が高温にさらされている時（熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスまでの間）に鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、表面の電位分布が均一となり耐遅れ破壊特性が向上する。また、脱炭抑制により、所定のＴｉ系炭化物が得られる。このような効果を発現するためには、その量を０．００３％以上とする。好ましくは、０．００４以上である。一方、Ｓｂが０．０１５％を超えると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、０．０１５％以下とする。なお、好ましくは、０．０１２％以下である。
２．０≦Ｔｉ／Ｓｂ≦２０．０
Ｔｉ／Ｓｂは、Ｔｉ系炭化物の析出に影響を及ぼす。ここで、Ｔｉ／Ｓｂは、夫々ＴｉとＳｂの含有量（質量％）の比である。Ｔｉ／Ｓｂが２０．０を超える場合、すなわちＴｉ量が過剰、またはＳｂ量が少なすぎる場合、鋼中の炭素が少なく、高温からＴｉ系炭化物が析出するため、Ｔｉ系炭化物が粗大化し、所望の微細なＴｉ系炭化物が得られない。一方、Ｔｉ／Ｓｂが２．０に満たない場合、すなわちＴｉ量が過少、またはＳｂ量が多すぎる場合、Ｔｉ系炭化物の生成量が少なくなる。したがって所定のＴｉ系炭化物を生成し、耐遅れ破壊特性の向上効果を発現するためには、Ｔｉ／Ｓｂを２．０以上２０．０以下とする。なお、好ましくは、１５．０％以下である。より好ましくは、１０．０％以下である。下限は、好ましくは、３．０以上、より好ましくは４．０以上である。
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上含有してもよい。
Ｍｏ：０．３５％以下
Ｍｏは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。しかしながら、多量にＭｏを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、０．３５％以下とすることが好ましい。Ｍｏを含有する場合、その効果を得るためには０．００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｒ：０．３５％以下
ＣｒもＭｏと同様に熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。しかしながら、多量にＣｒを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、０．３５％以下とすることが好ましい。Ｃｒを含有する場合、その効果を得るためには０．００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶを添加させると、耐遅れ破壊特性が劣化するため、その含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大なＭｎＳの生成を抑制することから耐遅れ破壊性が向上する。このような効果を発現するためにはその０．０００５％以上含有するのが好ましい。また、過度の添加は加工性を劣化させるため、０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与し、水素過電圧を上昇させることから耐遅れ破壊特性を向上できる。これら効果を発揮するためには０．００２％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％超含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなり耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、耐食性を向上させ、かつ、溶接部とナットやボルトの電位差を低減できることから耐遅れ破壊特性を向上できる。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果がある。このような効果を発揮するためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＮｉを添加させると、耐曲げ圧潰性が低下して引張せん断応力が低下するため、その含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．５０％以下
ＳｎもＣｕと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＳｎを添加させると、耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下である。
次に、本発明の熱間プレス部材のミクロ組織について詳細に説明する。
本発明における、熱間プレス部材のミクロ組織は、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下、さらに粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトが２個／μｍ２以上、かつ粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ２以上である。なお、ここで述べる体積分率は、鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
マルテンサイトの体積分率が９５％未満であると、所望の引張強さが得られない。そのため、マルテンサイトの体積分率は９５％以上とする。なお、残部組織としては、フェライト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトが含まれていてもよく、これらが５％未満であれば本発明の効果を発現することができる。
熱間プレス部材の旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍを超えると、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、旧オーステナイトの平均結晶粒径は７μｍ以下とする。好ましくは６μｍ以下である。
粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトが２個／μｍ２以上とする。２個／μｍ２未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分であり、塑性不安定前で破断するため引張強さが得られない。さらに十分な水素トラップサイトとしても機能しないため、耐遅れ破壊特性が低下する。上限は特に定めないが、好適には３０個／μｍ２以下である。
粒径が０．１０μｍ以上のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ２以上とする。粒径が０．１０μｍ以上のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ２未満では、水素トラップサイトとして機能しないため、耐遅れ破壊特性が低下する。上限は特に定めないが、好適には０．９０個／μｍ２以下である。
なお、本発明における熱間プレス部材のミクロ組織については、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
次に、本発明の熱間プレス部材のめっき層について詳細に説明する。
本発明の熱間プレス部材は、めっき層が付与されていないものでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、もしくは耐食性を向上させるために、熱間プレス部材表面にめっき層を有してもよい。熱間プレス部材表面にめっき層を有する場合、めっき層を除いた部材部分が、上述した成分組成およびミクロ組織を有する。
本発明において、めっき層としては、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が好適である。これらのめっき層を有することにより、熱間プレスによる鋼板表面の酸化が防止され、さらに、熱間プレス部材の耐食性が向上する。
Ａｌ系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成されたＡｌ－Ｓｉめっき層が例示される。また、Ｚｎ系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成された溶融Ｚｎめっき層、これを合金化した合金化溶融Ｚｎめっき層、電気めっき法により形成された電気Ｚｎめっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層などが例示される。
ただし、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるＡｌまたはＺｎ以外に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層の形成方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
本発明では、特に熱間プレス部材の耐食性をより一層向上させ、かつ熱間プレス成形時の溶融Ｚｎに起因する液体金属脆性割れを防止する上で、Ｚｎ系めっき層がＺｎ－Ｎｉ合金めっき層であるとより好適である。
なお、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が付与された熱間プレス前の冷延鋼板に熱間プレスを行うと、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるＦｅがＡｌ系めっき層中またはＺｎ系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する。また、Ａｌ系めっき層の表面にはＡｌを含有する酸化物皮膜が生成し、Ｚｎ系めっき層の表面にはＺｎを含有する酸化物皮膜が生成する。
一例を挙げると、Ａｌ－Ｓｉめっき層を加熱すると、めっき層は、Ｓｉを含有するＦｅ－Ａｌ金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、溶融Ｚｎめっき層、合金化溶融Ｚｎめっき層、電気Ｚｎめっき層等を加熱すると、ＦｅにＺｎが固溶したＦｅＺｎ固溶相、ＺｎＦｅ金属間化合物、表層のＺｎＯ層等が形成される。さらに、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を加熱した場合には、Ｆｅにめっき層成分が固溶したＮｉを含有する固溶層、ＺｎＮｉを主体とする金属間化合物、表層のＺｎＯ層等が形成される。
なお、本発明においては、上述のとおり、Ａｌ系めっき層が付与された熱間プレス前の冷延鋼板を加熱することにより形成されるＡｌを含有するめっき層をＡｌ系めっき層と呼び、Ｚｎ系めっき層が付与された熱間プレス前の冷延鋼板を加熱することにより形成されるＺｎを含有するめっき層をＺｎ系めっき層と呼ぶこととする。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５～１５０ｇ／ｍ２のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
次に、本発明の熱間プレス部材の製造方法について説明する。
上記成分組成（化学成分）を有する冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後熱間プレスし、Ｍｓ点－２００℃以下まで冷却した後、再加熱温度：１００℃以上２２０℃以下、保持時間：１分以上４０分以下の条件で再加熱する。
まず、熱間プレス前の冷延鋼板の好ましい製造条件について説明する。
［熱間圧延工程］
鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
素材である鋼スラブは、鋳造後、再加熱をして、１２５０℃以上１４００℃以下で、８０分以上１８０分以下加熱保持した後に熱間圧延を開始することが好ましい。加熱温度が１２５０℃未満もしくは加熱時間が８０分未満ではＴｉ系析出物が再固溶する量が減少し、粗大なＴｉ系析出物が熱間プレス後も残存するため、耐遅れ破壊特性が低下する。より好ましくは１２７０℃以上である。また、１４００℃超えもしくは加熱時間が１８０分超えでは、結晶粒径が粗大化し、最終焼鈍後に所望の結晶粒径が得られないため、耐遅れ破壊特性が低下する。より好ましくは１３５０℃以下もしくは１５０分以下である。
なお、本発明では、鋼スラブを製造したのち、室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上９５０℃以下
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の耐遅れ破壊特性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度の上限は９５０℃とすることが好ましい。
８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却
熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、鋼板組織をできるだけ均質化する。さらに、Ｔｉ炭化物を微細に分散もしくは一部を固溶させるために急冷を施す。そのため、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却することが好ましい。この平均冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性の低下を招く。一方、冷却停止温度が５００℃超えでは、熱延鋼板の鋼板組織内のＴｉ炭化物が粗大化するため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。
巻取り温度：５００℃以下
巻取り温度が５００℃超では、熱延鋼板の鋼板組織内のＴｉ炭化物が粗大化するため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は５００℃とすることが好ましい。より好ましくは４５０℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、３００℃以上が好ましい。
［酸洗工程］
熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
［冷間圧延工程］
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
［焼鈍工程］
この焼鈍工程においては、冷間圧延後の再結晶を進行させることで微細なフェライト粒を生成させる。これは、熱間プレス時の再結晶を等軸に微細に生成させることとなり、引張強さおよび耐遅れ破壊特性を向上させる。そのためには、５℃／ｓ以上３５℃／ｓ以下の平均加熱速度で６００℃以上７００℃以下の温度域まで加熱し、均熱温度：６００℃以上７００℃以下の温度域で３０秒以上６００秒以下保持した後、その均熱温度から室温まで冷却することが好ましい。
平均加熱速度：５℃／ｓ以上３５℃／ｓ以下
焼鈍工程における加熱速度を制御することによって、焼鈍後の結晶粒を微細化させることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は３５℃／ｓとすることが好ましい。また、平均加熱速度が５℃／ｓ未満では結晶粒が粗大化するため、熱間プレス後の結晶粒径が粗大化するため、平均加熱速度の下限は５℃／ｓとすることが好ましい。
均熱温度：６００℃以上７００℃以下、保持時間：３０秒以上６００秒以下
均熱温度は、再結晶温度より高い温度域とする。この均熱温度が６００℃未満もしくは保持時間が３０秒未満では再結晶が十分に行われないため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。一方、均熱温度が７００℃超え、もしくは保持時間が６００秒超えだと、Ｔｉ系炭化物が粗大化する。このため、均熱温度：６００℃以上７００℃以下、保持時間：３０秒以上６００秒以下とすることが好ましい。
なお、冷延鋼板に対して調質圧延を実施しても良い。この際の好適な伸び率は０．０５％以上２．０％以下である。
その後、溶融亜鉛めっきなどのめっき処理を施してもよいし、かかるめっき処理を施さずに冷延鋼板のままで使用してもよい。本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、上述の製造工程により製造された冷延鋼板として使用してもよいが、目的に応じて、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を施すためのめっき工程を行ってもよい。
めっき工程は何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき工程後に合金化処理を施してもよい。
次に、得られた冷延鋼板に対して行う熱間プレスの製造条件について説明する。
本発明では、素材である冷延鋼板をＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後、熱間プレスを行い、Ｍｓ点－２００℃以下まで冷却した後に再加熱温度：１００℃以上２２０℃以下、保持時間：１分以上４０分以下の条件で再加熱を行う。
まず、上記冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の温度範囲に加熱する。Ａｃ３変態点未満ではオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイト分率が９５％未満となり引張強さが確保できない。また、１０００℃超えでは結晶粒径が過度に粗大となるため、耐遅れ破壊特性が低下する。加熱時間は特に限定されないが、０秒以上６００秒以下保持することが好ましい。６００秒を超えると結晶粒径が過度に粗大となるため、耐遅れ破壊性が低下するためである。なお、加熱にあたり、使用する加熱炉は特段限定されず、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用してよい。
Ａｃ３変態点は、次式によって求めることができる。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－２０Ｎｉ－１Ｃｒ－２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については、０として計算する。
加熱された鋼板をプレス機に搬送して、熱間プレスを施す。熱間プレス時の温度は特に限定されないが、５５０℃以上８００℃以下の範囲で熱間プレスを行うのが好ましい。
熱間プレス後、Ｍｓ点－２００℃以下まで冷却する。Ｍｓ点－２００℃超えでは、マルテンサイト変態が終了せずに所望の鋼板組織の体積分率が確保できない。マルテンサイト確保の観点から、冷却到達温度は、Ｍｓ点－２００℃以下に加え、好ましくは１４０℃以下、より好ましくは、１２０℃以下である。
Ｍｓ点は、次式によって求めることができる。
Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については、０として計算する。
熱間プレス終了後から冷却到達温度までの冷却速度は限定する必要はないが、冷却速度が８０℃／ｓより速すぎるとマルテンサイト靭性劣化で遅れ破壊が低下する。一方で、冷却速度が２０℃／ｓより遅すぎると強度確保が困難となる。したがって、冷却速度は２０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下が好ましい。
次いで再加熱温度：１００℃以上２２０℃以下、保持時間：１分以上４０分以下の条件で再加熱を行う。熱間プレス後に再加熱を実施することは、セメンタイトを粗大化させるため、本発明において重要な工程となる。その条件は１００℃以上２２０℃以下の温度域で１分以上４０分以下実施する。再加熱温度が１００℃未満では固溶Ｃ量が多くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。再加熱温度が２２０℃を超えると、Ｔｉ炭化物が粗大化して耐遅れ破壊特性が確保できない。また、保持時間が１秒未満では固溶Ｃ量が多くなり、耐遅れ破壊性が低下する。保持時間が４０分を超えるとＴｉ炭化物が粗大化して耐遅れ破壊特性が確保できない。
以上により、本発明の熱間プレス部材を得ることができる。
つぎに、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとしたのち、表２に示す加熱温度、および、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）で熱間圧延を行った。ついで、得られた熱延鋼板を、表２に示す平均冷却速度で冷却停止温度まで冷却した後、巻取り温度（ＣＴ）まで冷却し、コイルに巻取った。
ついで、得られた熱延板を、酸洗後、冷間圧延を施して、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）とした。
かくして得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）もしくは連続溶融めっきライン（ＣＧＬ）において、表２に示す条件で焼鈍処理を行い、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）を通過した鋼板については冷延鋼板（ＣＲ）を得た。また、ＣＧＬを通過した鋼板については溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および溶融アルミめっき鋼板（ＡＳ）を得た。なお、ＣＧＬを通過した鋼板の一部については、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに５５０℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。さらに、一部はＣＡＬにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン（ＥＧＬ）において、電気亜鉛ニッケルめっき鋼板（ＥＺＮ）を得た。
ついで、得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、熱間プレスを実施した。
熱間プレスで使用した金型は、パンチ幅７０ｍｍ、パンチ肩Ｒ４ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍで、成形深さは３０ｍｍである。冷延鋼板に対する加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス（開始）温度から室温まで冷却した。
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置からＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
また、耐遅れ破壊特性の試験に関しては、ホットプレス部材のハット底部の位置からＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、定荷重試験を実施した。室温でｐＨ＝３の塩酸の溶液に浸漬しながら荷重をかけて、破断有無を評価した。負荷応力を８００ＭＰａとして、１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。
熱間プレス部材のマルテンサイトの体積分率は、熱間プレス部材から、熱間プレスする前の冷延鋼板の圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料採取し、観察面を研磨後、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。
熱間プレス部材における旧オーステナイトの平均結晶粒径は、次のようにして求めた。熱間プレス部材から、熱間プレスする前の冷延鋼板の圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料採取し、観察面を研磨後、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、旧オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
セメンタイトの粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１５０００倍の倍率で熱間プレス部材を観察した。Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトの個数は、１μｍ２内に存在する個数を換算し、任意の２０箇所の平均値を本発明における粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトの個数とした。
Ｔｉ系炭化物の粒径は、ＴＥＭを用いて２００００倍の倍率で熱間プレス部材を観察した。Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物の個数は、１μｍ２内に存在する個数を換算し、任意の２０箇所の平均値を本発明における粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトの個数とした。
結果を表３に示す。
Figure 0007028378000001
Figure 0007028378000002
Figure 0007028378000003
表３の結果から、本発明例はいずれも、２１００ＭＰａ以上の引張強さと、優れた耐遅れ破壊特性とを兼ね備えている。

Claims (4)

  1. 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．４１％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．００３％以上０．０１８％以下、Ｔｉ：０．００８％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０１５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、２．０≦Ｔｉ／Ｓｂ≦２０．０を満足し、
    ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下、さらに粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトが２個／μｍ２以上、かつ粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ２以上であり、引張強さが２１００ＭＰａ以上である熱間プレス部材。
  2. さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｏ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含む請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 前記熱間プレス部材の表面に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層を有する、請求項１または請求項２に記載の熱間プレス部材。
  4. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後熱間プレスし、Ｍｓ点－２００℃以下まで冷却した後、再加熱温度：１００℃以上２２０℃以下、保持時間：１分以上４０分以下の条件で再加熱する、ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下、さらに粒径が０．１０μｍ以上のセメンタイトが２個／μｍ ２ 以上、かつ粒径が０．１０μｍ以下のＴｉ系炭化物が０．２０個／μｍ ２ 以上であり、引張強さが２１００ＭＰａ以上である、熱間プレス部材の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023074189A1 (ja) * 2021-10-27 2023-05-04 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023199776A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN115369317A (zh) * 2022-06-08 2022-11-22 首钢集团有限公司 镀镍镀锌热成形钢板及制备方法和热成形件的制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019003543A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2019003539A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2019093384A1 (ja) * 2017-11-13 2019-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法
WO2020170667A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5942841B2 (ja) 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP6062352B2 (ja) * 2013-12-12 2017-01-18 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス部品
JP6443375B2 (ja) * 2016-03-29 2018-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
KR20200066350A (ko) * 2017-11-13 2020-06-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열간 프레스 강판 부재 및 그 제조 방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019003543A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2019003539A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2019093384A1 (ja) * 2017-11-13 2019-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法
WO2020170667A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023074189A1 (ja) * 2021-10-27 2023-05-04 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

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