WO2021181866A1 - 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 - Google Patents

局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法 Download PDF

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直気 水田
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Definitions

  • the present disclosure relates to a method for manufacturing a steel part having a locally softened portion.
  • Patent Document 1 discloses a method of covering a portion to be softened when a steel sheet is heated to an austenite single-phase temperature range. As a result, the portion covered with the heat shield is less than the austenite single-phase temperature range even during heating, and the martensitic transformation of the portion after quenching is suppressed, and the portion is compared with the portion not covered with the heat shield. Softens.
  • Patent Document 2 discloses a method of providing a portion where the contact between the steel sheet and the mold is poor when the steel plate is brought into contact with the mold from the austenite single-phase temperature range and rapidly cooled. As a result, a soft structure (ferrite and / or pearlite) is precipitated in the portion, and the portion is softened.
  • Patent Documents 1 and 2 it is not possible to soften only the portion to be softened due to the influence of heat transfer or the like in the steel sheet.
  • Patent Document 1 only the portion covered with the heat shield cover should be softened to be less than the austenite single-phase temperature range, but at the end of the portion covered with the heat shield cover, from the adjacent portion not covered with the heat shield cover. Since heat is transferred, as a result, it cannot be sufficiently softened at the end of the portion covered with the heat shield cover.
  • Patent Document 2 only the portion having poor contact with the mold should be softened without quenching, but heat is transferred from the portion to the adjacent portion having good contact with the mold, resulting in the mold and the mold. A softening effect can also be exerted on the adjacent portion of the. Therefore, it is difficult to locally soften only the portion to be softened by the method of softening by local temperature control as in Patent Documents 1 and 2.
  • the embodiment of the present invention has been made in view of such a situation, and one of the objects thereof is to produce a locally softened high-strength steel part without local temperature control. To provide a method.
  • Aspect 1 of the present invention is C: 0.05 to 0.40% by mass, Si: 0 to 2.0% by mass, Mn: 1.0 to 3.0% by mass, Al: 0.010 to 1.0% by mass, P: More than 0% by mass and less than 0.100% by mass, S: More than 0% by mass and 0.010% by mass or less, N: More than 0% by mass and 0.010% by mass or less, B: 0.0005 to 0.010% by mass, and the balance: a step of preparing a steel sheet having a chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities, and A step of heating the steel sheet to a temperature of 1 point (° C.) or more and 3 points (° C.) of Ac and less than 10 ° C.
  • a machining step of adding 0.5% or more of strain at a machining temperature of 675 ° C. or higher and Ac 3 points (° C.) + 10 ° C. or lower After the processing step, a step of holding at the processing temperature for 1 second or more and 120 seconds or less, or a step of slowly cooling for 1 second or more and 120 seconds or less at an average cooling rate of more than 0 ° C./sec and 15 ° C./sec or less. After the step of holding or slowly cooling, the step of cooling to the Ms point (° C.) -50 ° C. is included. This is a method for manufacturing steel parts, in which the average cooling rate from the temperature of the heating step to the Ms point (° C.) -50 ° C. is controlled to 10 ° C./sec or more.
  • Aspect 2 of the present invention C: 0.05 to 0.40% by mass, Si: 0 to 2.0% by mass, Mn: 1.0 to 3.0% by mass, Al: 0.010 to 1.0% by mass, P: More than 0% by mass and less than 0.100% by mass, S: More than 0% by mass and 0.010% by mass or less, N: More than 0% by mass and 0.010% by mass or less, B: 0.0005 to 0.010% by mass, and the balance: a step of preparing a steel sheet having a chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities, and A step of heating the steel sheet to a temperature of Acc 3 points (° C.) + 10 ° C. or higher and 1100 ° C.
  • the step of cooling to the Ms point (° C.) -50 ° C. is included. This is a method for manufacturing steel parts, in which the average cooling rate from the temperature in the heating step to the Ms point (° C.) -50 ° C. is controlled to 10 ° C./sec or more.
  • the steel plate is The production method according to Aspect 1 or 2, further comprising one or more selected from the group consisting of Cu: more than 0% by mass and 0.50% by mass or less, and Ni: more than 0% by mass and 0.50% by mass or less. ..
  • the steel plate is Ti: More than 0% by mass and less than 0.10% by mass, Described in any one of aspects 1 to 3, further containing one or more selected from the group consisting of Cr: more than 0% by mass and 3.0% by mass or less, and Nb: more than 0% by mass and 0.10% by mass or less. It is a manufacturing method of.
  • Aspect 5 of the present invention is the manufacturing method according to any one of aspects 1 to 4, which comprises applying the strain by overhang molding.
  • Aspect 6 of the present invention is the manufacturing method according to any one of aspects 1 to 4, which comprises applying the strain by forging.
  • Aspect 7 of the present invention is the manufacturing method according to any one of aspects 1 to 4, which comprises applying the strain by bending back at the time of draw molding.
  • Aspect 8 of the present invention is the manufacturing method according to any one of aspects 1 to 4, which comprises applying the strain by shearing.
  • Aspect 9 of the present invention is the manufacturing method according to any one of aspects 1 to 8, which comprises applying the strain by a plurality of times of processing.
  • Aspect 10 of the present invention is the manufacturing method according to aspect 9, wherein the plurality of times of processing includes a process of adding a deformation and a process of performing the process so as to return the deformation.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between temperature and displacement when a steel sheet is heated from a low temperature in a four-master test.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between temperature and displacement when the steel sheet is cooled from a high temperature in the Formaster test in addition to the relationship shown in FIG.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a sampling position of an evaluation sample of an example.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view taken along line XX shown in FIG.
  • the inventors of the present application examined from various angles in order to realize a method for manufacturing locally softened high-strength steel parts without local temperature control.
  • a steel plate having a predetermined chemical composition is heated to a state in which austenite is relatively unstable, such as a two-phase region of austenite and ferrite, and a slight strain is applied to the portion to be softened, thereby only the portion to be softened.
  • austenite relatively unstable, such as a two-phase region of austenite and ferrite
  • a slight strain is applied to the portion to be softened, thereby only the portion to be softened.
  • Embodiment 2 of the present invention nucleation of soft tissue can be promoted only in the portion to be softened.
  • the “steel part” refers to a steel plate processed into a predetermined shape by the processing steps of the first and second embodiments of the present invention.
  • the production method according to the first embodiment of the present invention is (A) The process of preparing the steel plate and (B) After the step (a), the step of heating and (C) After the step (b), the step of processing and (D) After the step (c), the step of holding or slowly cooling, and (E) After the step (d), the step of cooling and including.
  • the chemical composition of the steel plate according to the first embodiment of the present invention is C: 0.05 to 0.40% by mass, Si: 0 to 2.0% by mass, Mn: 1.0 to 3.0% by mass, Al: 0.010 to 1.0% by mass, P: more than 0% by mass and 0.100% by mass or less, S: more than 0% by mass and 0.010% by mass or less, N: more than 0% by mass It consists of 0.010% by mass or less, B: 0.0005 to 0.010% by mass, and the balance: iron and unavoidable impurities.
  • each element will be described in detail.
  • the C content determines the strength of the steel part.
  • the C content is 0.05% by mass or more, preferably 0.10% by mass or more, and more preferably 0.20% by mass or more.
  • the C content is 0.40% by mass or less, preferably 0.38% by mass or less, and more preferably 0.36% by mass or less.
  • Si is an element optionally contained in the steel sheet. Si contributes to the hardness stability of the steel sheet by increasing the temper softening resistance. Therefore, it is preferable that Si is contained in the steel sheet in an amount of more than 0% by mass.
  • Si facilitates the formation of retained austenite ( ⁇ ) and promotes a decrease in yield strength (YS) and segregation of Mn. Therefore, the Si content is 2.0% by mass or less, preferably 1.8% by mass or less.
  • Mn 1.0 to 3.0% by mass
  • Mn contributes to increasing the strength of steel parts by enhancing the hardenability of the steel sheet.
  • the Mn content is 1.0% by mass or more, preferably 1.2% by mass or more, and more preferably 1.4% by mass or more.
  • the Mn content is 3.0% by mass or less, preferably 2.8% by mass or less, and more preferably 2.6% by mass or less.
  • Al 0.010 to 1.0% by mass
  • Al is an element that acts as an antacid.
  • the amount of Al is 0.010% by mass or more.
  • the amount of Al is preferably 0.020% by mass or more, more preferably 0.025% by mass or more.
  • the amount of Al is set to 1.0% by mass or less.
  • the amount of Al is preferably 0.80% by mass or less, and more preferably 0.70% by mass or less.
  • P More than 0% by mass and less than 0.100% by mass
  • P is an element that is inevitably contained and deteriorates the weldability of the steel sheet, but is also an element that has an effect of contributing to the solid solution strengthening of the ferrite phase.
  • the amount of P is set to 0.100% by mass or less.
  • the amount of P is preferably 0.050% by mass or less, and more preferably 0.020% by mass or less.
  • P is an impurity that is inevitably mixed in steel, and it is impossible for industrial production to reduce the amount to 0% by mass, and usually exceeds 0% by mass, and further 0.00050% by mass or more. Can be contained in.
  • S is an element that is inevitably contained and deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the amount of S is set to 0.010% by mass or less.
  • the amount of S is preferably 0.0080% by mass or less, and more preferably 0.0050% by mass or less. Since the amount of S should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited, but it is impossible for industrial production to set the amount to 0% by mass, and usually exceeds 0% by mass, further 0.00010% by mass or more. Can be contained in.
  • N More than 0% by mass and 0.010% by mass or less
  • N is an element that is inevitably contained, and when it is contained in an excessive amount, AlN is generated and the deoxidizing effect of Al is reduced. Therefore, the amount of N is set to 0.010% by mass or less.
  • the amount of N is preferably 0.0080% by mass or less, and more preferably 0.0050% by mass or less. Since the amount of N should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited, but it is impossible for industrial production to set the amount to 0% by mass, and usually exceeds 0% by mass, further 0.00010% by mass or more. Can be contained in.
  • B (B: 0.0005 to 0.010% by mass) B contributes to increasing the strength of steel parts by enhancing the hardenability of the steel sheet.
  • the B content is 0.0005% by mass or more, preferably 0.0010% by mass or more, and more preferably 0.0015% by mass or more.
  • the B content is 0.010% by mass or less, preferably 0.0080% by mass or less, and more preferably 0.0060% by mass or less.
  • the balance is iron and unavoidable impurities.
  • Inevitable impurities are elements that are brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like. It should be noted that, for example, there are elements such as P, S and N, which are usually preferable as the content is smaller, and therefore are unavoidable impurities, but the composition range thereof is separately specified as described above. Therefore, in the present specification, the term "unavoidable impurities" constituting the balance is a concept excluding elements whose composition range is separately defined.
  • the steel sheet according to the first embodiment of the present invention may selectively contain the following optional elements as necessary, and the characteristics of the steel parts are further improved according to the contained components.
  • Cu 1 or more selected from the group consisting of more than 0% by mass and 0.50% by mass or less, and Ni: more than 0% by mass and 0.50% by mass or less
  • Cu also has the effect of promoting the formation of iron oxide: ⁇ -FeOOH, which is said to be thermodynamically stable and protective even in the rust generated in the atmosphere.
  • the Cu content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.05% by mass or more, and further preferably 0.10% by mass or more.
  • the Cu content is preferably 0.50% by mass or less.
  • Ni has the same effect as Cu. Therefore, the Ni content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.05% by mass or more, and further preferably 0.10% by mass or more. On the other hand, the Ni content is preferably 0.50% by mass or less.
  • Ti 1 or more selected from the group consisting of more than 0% by mass and 0.10% by mass or less, Cr: more than 0% by mass and 3.0% by mass or less, and Nb: more than 0% by mass and 0.10% by mass or less
  • Ti reduces the amount of BN produced in the steel sheet by producing TiN.
  • the Ti content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.0050% by mass or more, still more preferably 0.0250% by mass or more and 0.050% by mass. That is all.
  • the Ti content is preferably 0.10% by mass or less, more preferably 0.080% by mass or less, and further preferably 0.070% by mass or less.
  • the Cr content is preferably more than 0% by mass.
  • the Cr content is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.5% by mass or less. Yes, more preferably 2.0% by mass or less.
  • the Nb content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.0050% by mass or more.
  • Nb is contained in an amount of 0.10% by mass or less. It is preferably 0.070% by mass or less, and more preferably 0.050% by mass or less.
  • the steel sheet is heated to Ac 1 point (° C.) or more and Ac 3 points (° C.) + 10 ° C. If it is less than one point of Ac, austenite transformation does not occur, and it becomes difficult to obtain a high-strength steel part after the step (e) cooling described later. On the other hand, when the temperature is set to less than 3 points of Ac + 10 ° C., nucleation of ferrite and / or pearlite, which are soft structures, can be easily promoted in the step (c) processing described later.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between temperature and displacement when a steel sheet is heated from a low temperature in a four-master test.
  • the steel In the low temperature region, the steel can expand linearly with an increase in temperature at an expansion coefficient corresponding to the crystal structure (bcc) of ferrite. Further increases in temperature may produce austenite with a denser crystal structure (fcc) and begin to shrink.
  • the temperature at which the temperature begins to deviate from the straight line can be set as the Ac1 point.
  • the temperature at which the temperature begins to deviate from the straight line can be set to the Ac3 point.
  • (C) Processing step After the above-mentioned (b) heating step, processing is performed in which a strain of 0.5% or more is applied at a temperature of 675 ° C. or higher and Ac 3 points + 10 ° C. or lower. At the above temperatures, a large number of grain boundaries, which are nucleation sites of ferrite and / or pearlite, which are soft structures, may be present in the steel sheet. By applying a slight strain (that is, 0.5% or more) in such an unstable state, nucleation of ferrite and / or pearlite, which is a soft structure, is remarkably promoted in the strained portion. can do. More preferably, a strain of 5.0% or more is applied, and even more preferably, a strain of 9.0% or more is applied.
  • ... (1) d 0 is the plate thickness of the steel plate before processing or the plate thickness of the unprocessed portion of the steel plate after processing, and d 1 is the plate thickness of the processed portion of the steel plate after processing. In each case, the unit is mm.
  • the strain may be, for example, the equivalent plastic strain obtained by FEM analysis. That is, if the equivalent plastic strain obtained by FEM analysis is 0.5% or more, it can be softened in the same manner.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between temperature and displacement when the steel sheet is cooled at a relatively high cooling rate after the heating, in addition to the temperature-displacement relationship during heating described in FIG.
  • steel can shrink linearly with a temperature drop at a shrinkage rate according to the crystal structure of austenite. When the temperature is further lowered, it can transform into martensite and begin to expand. The temperature at which the temperature begins to deviate from the straight line can be set as the Ms point.
  • the heating temperature in the step (b) heating is set to Ac 1 point (° C.) or more and Ac 3 points (° C.) + 10 ° C., and the processing temperature is set to less than 675 ° C., the transformation into a soft structure becomes active. The softening of the non-processed portion is also remarkable, and it becomes difficult to manufacture the locally softened steel part only in the processed portion.
  • the heating temperature of the above (b) heating step is set to Ac 1 point (° C.) or higher and Ac 3 points (° C.) + 10 ° C.
  • the processing temperature is set to Ac 3 points + 10 ° C. or higher, crystals that are nucleation sites of soft tissue. Grain boundaries are reduced, and even a slight strain cannot promote nucleation of soft tissue.
  • the processing temperature may be the same as or different from the heating temperature of the step (b) heating. If different, an additional heating and / or cooling step may be included between the steps (b) and (c) above. Further, a step of holding the temperature at a constant temperature may be included after the step (b) and before the step (c).
  • the above processing may be any processing, but for example, press processing, overhang forming, forging, bending back at the time of draw forming, shearing, etc. are preferably used.
  • step (D) Step of holding or slowly cooling After the step of (c) processing described above, holding or slowly cooling is performed at an average cooling rate of 0 to 15 ° C./sec for 1 second or more and 120 seconds or less. That is, it is held at the above processing temperature for 1 second or more and 120 seconds or less, or slowly cooled for 1 second or more and 120 seconds or less at an average cooling rate of more than 0 ° C./sec and 15 ° C./sec or less.
  • ferrite and / or pearlite which are soft structures nucleated in the step (c) of the above, can be grown.
  • the holding time or slow cooling time is preferably more than 1 second, more preferably 3 seconds or more, and further preferably 6 seconds or more.
  • the holding or slow cooling time exceeds 120 seconds, ferrite and / or pearlite, which are soft structures, precipitate and grow even in the unprocessed portion, and high-strength steel parts cannot be obtained. It is preferably 12 seconds or less.
  • Cooling step After the above-mentioned (d) holding or slow cooling step, cooling is performed to the Ms point (° C.) -50 ° C. At this time, the average cooling rate from the heating temperature of the step (b) heating (that is, Ac1 point (° C.) or more and Ac3 point (° C.) + 10 ° C. or less) to Ms point (° C.) -50 ° C. is 10 ° C./. Control over seconds. As a result, martensitic transformation can occur at least in the unprocessed portion, and the strength of the unprocessed portion can be sufficiently ensured.
  • the cooling rate from the Ms point (° C.) -50 ° C. to room temperature is not particularly limited.
  • the production method according to the second embodiment of the present invention is different from the production method according to the first embodiment of the present invention in terms of (b) heating step and (c) processing step.
  • steps different from the first embodiment of the present invention will be described below as (b') heating steps and (c') processing steps.
  • the steel sheet is heated to Ac 3 points (° C.) + 10 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • the heating is performed at Ac 3 points + 10 ° C. or higher in the heating step, if a relatively large strain is applied in the step of processing (c') described later, the same as the first embodiment of the present invention.
  • nucleation of the soft structures ferrite and / or pearlite can be significantly promoted.
  • the temperature exceeds 1100 ° C., decarburization of the steel surface becomes remarkable and the target strength cannot be secured.
  • (C') Processing step After the above (b') heating step, processing is performed in which strain is applied by 10% or more at a temperature of Ms point (° C.) + 50 ° C. or higher and Ac 3 point (° C.) + 10 ° C. or lower.
  • Ms point (° C.) + 50 ° C. or higher and Ac 3 point (° C.) + 10 ° C. austenite becomes relatively unstable. Therefore, the strain was applied by applying a relatively large strain (10% or more). Nucleation of the soft structures ferrite and / or pearlite can be significantly promoted in the portions. More preferably, a strain of 15% or more is applied, and even more preferably, a strain of 40% or more is applied.
  • the strain can be calculated by the above equation (1). Further, the strain may be, for example, an equivalent plastic strain obtained by FEM analysis. That is, if the equivalent plastic strain obtained by FEM analysis is 10% or more, it can be softened in the same manner.
  • austenite becomes a relatively stable state, and even if a relatively large strain is applied, it becomes difficult to promote nucleation of ferrite and / or pearlite, which are soft tissues.
  • Ms point (° C.) + 50 ° C. martensitic transformation may occur, and it becomes difficult to promote nucleation of ferrite and / or pearlite, which are soft tissues.
  • the processing of the above (c') processing step may be any processing, but for example, press processing, overhang forming, forging, bending back at the time of draw forming, shearing, etc. are preferably used.
  • the strains in the processing steps (c) and (c') described above may be applied by a plurality of processings.
  • the strain due to the multiple times of processing can be calculated by the following formula (2).
  • d n is the thickness of the processed portion of the steel sheet after the nth processing, and the unit is mm.
  • the strain of the above formula (2) may be, for example, the sum of the equivalent plastic strains obtained by FEM analysis after each processing.
  • processing steps (c) and (c') are single steps, it is difficult to apply a predetermined strain (0.5% or more in the first embodiment and 10% or more in the second embodiment). In some cases. In such a case, it is advantageous to carry out the steps (c) and (c') above by a plurality of times to accumulate the strain, so that the strain can be easily increased to a predetermined value or more.
  • the transport time from the steps (c) and (c') to the cooling step (e) is less than 1 second.
  • D It may be difficult to secure the time (1 second or more) for the step of holding or slowly cooling.
  • the transfer time between the plurality of processing steps is allocated to the time for holding or slowly cooling the above steps (d). It is advantageous because it can be done.
  • the above-mentioned multiple times of processing may include a processing of adding deformation and a processing of returning the deformation. This makes it possible to apply the above strain to the initial steel plate shape without changing the final steel part shape.
  • the above-mentioned (d) holding or slow cooling step may be performed after each process.
  • a step of performing the first process, then performing the first holding or slow cooling step, and then performing the second process, and then performing the second holding or slow cooling step. May be done.
  • the total of the time of the first holding or slow cooling step and the time of the second holding or slow cooling step is the time specified in step (d) of Embodiments 1 and 2 of the present invention, that is, It may be 1 second or more and 120 seconds or less.
  • the temperatures of the steps (a) to (e), (b') and (c') above are the surface temperatures of the steel plate (or steel parts), and may be measured using a thermocouple or a radiation thermometer.
  • the correspondence between the ambient temperature of the heating line, etc. and the surface temperature of the steel sheet (or steel part) measured by thermoelectric pair, etc. is investigated in advance, and the ambient temperature of the heating line, etc. is used to determine the correspondence between the steel sheet (or steel part).
  • the surface temperature may be read.
  • a method for producing a high-strength steel part in which only a portion to which a predetermined strain or more is strained by processing is locally softened without local temperature control. It is possible to do.
  • the mixture was slowly cooled for 6 seconds at an average cooling rate of 10.8 ° C./sec. Then, it was water-cooled to the Ms point (° C.) -50 ° C. (that is, 335 ° C.) so that the average cooling rate from 880 ° C. to 335 ° C. was 39.5 ° C./sec. Then it was allowed to cool to room temperature.
  • the above is referred to as Production Example 1-2.
  • the Ac1 point, Ac3 point, and Ms point were obtained by the Formaster test. The four master test was conducted under the following conditions.
  • Formaster testing machine FTM-10 manufactured by Fuji Denpa Koki Specimen size: Plate thickness 2.0 mm x width 3.0 mm x length 10 mm (However, there are two holes of ⁇ 0.7 mm x depth 2.0 mm for inserting a thermocouple) Number of tests: 7 times (only the cooling rate is changed, the others are under certain conditions) Heating rate: 10 ° C / s (room temperature to heating temperature) Heating temperature: 950 ° C Holding time at heating temperature: 180 seconds Cooling rate: 2, 5, 10, 15, 20, 30, and 40 ° C./s (heating temperature to room temperature) Further, in Table 1, the steel type No. Since the Cu content of A was at the level of unavoidable impurities (less than 0.01% by mass), it was described as "-".
  • the plate thickness of the overhanging molded portion A is the central portion of the steel part, a position 3.75 mm vertically away from the central portion (referred to as an intermediate portion), and a position 7.5 mm vertically away from the central portion (hem portion). ), Each of which was obtained. Then, using the above equation (1), the central portion of the steel part, the intermediate part and the thickness of the skirt portion and the plate thickness d 1 of the working portion, the thickness of the steel sheet before working the thickness of the non-working part B As d 0 , the strains at the center, middle and hem of the steel part were determined.
  • the Vickers hardness was measured at three points (center part, middle part and hem part) of the overhanging molded part A and at the unprocessed part B.
  • the measurement was carried out using a Vickers hardness tester under the conditions of a load of 1 kg and a holding time of 10 seconds.
  • As for the measurement position when the plate thickness was d, three points of d / 4 from the surface of the steel part were measured in the plate thickness direction.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view taken along line XX shown in FIG. 3, showing the hardness measurement position of the overhang molding portion A.
  • the hardness measurement position of the non-processed portion B is not shown, three points of d / 4 from the surface of the steel part in the vertical and horizontal directions and the plate thickness direction of the non-processed portion B were measured.
  • the average Vickers hardness values of the three points (center part, middle part and hem part) of the overhanging molded part A and the three points of the non-processed part B were adopted as the respective Vickers hardness.
  • the temperature (° C.) (referred to as molding temperature), the overhang height (mm), the cooling rate during slow cooling (° C / sec), the slow cooling time (seconds), and the slow cooling time (seconds) from Production Example 1-2.
  • Steel parts were manufactured by changing the average cooling rate (° C./sec) from the heating temperature to the Ms point ⁇ 50 ° C. (referred to as Production Examples 1-1 and 1-3 to 1-8). Then, the strain and Vickers hardness of each steel part were evaluated in the same manner as in the steel parts obtained in Production Example 1-2. The results are shown in Table 2. In Table 2, the underlined values indicate that the values are outside the scope of the first embodiment of the present invention.
  • At least one of the central portion, the middle portion and the hem portion has a Vickers hardness of 20 HV or more lower than that of the non-processed portion, and the hardness of the non-processed portion is reduced. It was judged that the product having a value of 310 HV or more was a production example satisfying the standard as "locally softened high-strength steel parts". In a more preferable production example of the "locally softened" steel part, at least one of the central portion, the intermediate portion and the hem portion has a Vickers hardness of 40 HV or more lower than that of the unprocessed portion. A more preferable production example is one in which the Vickers hardness is reduced by 100 HV or more.
  • a more preferable production example has a Vickers hardness of a non-processed portion of 400 HV or more, and a more preferable production example has a Vickers hardness of 500 HV or more. The same judgment is made in Examples 2 and 3 described later.
  • Production Examples 1-1 to 1-4 in Table 2 are examples that satisfy all the requirements specified in the first embodiment of the present invention, and are more than a predetermined value by processing without local temperature control. It was possible to produce a high-strength steel part in which only the portion to which strain (0.5% or more in the first embodiment of the present invention) was applied was locally softened.
  • Production Examples 1-5 to 1-8 in Table 2 are examples in which the requirements specified in the first embodiment of the present invention are not satisfied, and strains equal to or more than a predetermined value due to processing (in the first embodiment of the present invention, 0. It was not possible to produce locally softened high-strength steel parts in the portion to which 5% or more) was added.
  • the forming temperature was 650 ° C. or 550 ° C., which was less than 675 ° C., so that the entire steel part including the non-processed portion was softened, and the locally softened high strength.
  • the steel parts could not be manufactured.
  • a second overhang molding was performed.
  • the second overhang molding was performed by pressing a ⁇ 10 mm hemispherical punch from the direction opposite to the first overhang molding (that is, from the surface) against the portion where the first overhang molding was performed. ..
  • the mixture was slowly cooled for 6 seconds at an average cooling rate of 6.7 ° C./sec.
  • water cooling was performed to the Ms point (° C.) -50 ° C. (that is, 335 ° C.) so that the average cooling rate from 880 ° C. to 335 ° C. was 26.2 ° C./sec. Then it was allowed to cool to room temperature.
  • the above is referred to as Production Example 2-1.
  • the strain and Vickers hardness of the steel parts obtained in Production Example 2-1 were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • the strain was calculated using the above equation (2). Since the first overhang molding is performed in the same manner as in Production Example 1-2, it is assumed that the plate thickness after the first overhang molding is the same as that in Production Example 1-2, and the strain is strained. Is being calculated. The results are shown in Table 3. Since the second overhang molding was performed in the opposite direction to the first overhang molding, the second overhang height was set to a negative value.
  • Production Example 2-1 in Table 3 is an example that satisfies all of the requirements specified in the first embodiment of the present invention, and is a strain of a predetermined value or more due to processing without local temperature control (implementation of the present invention).
  • Reference numeral 3-33 is an example in which the requirements specified in the second embodiment of the present invention are not satisfied, and locally in a portion where a strain of a predetermined value or more (10% or more in the second embodiment of the present invention) is applied by processing. It was not possible to produce softened high-strength steel parts.
  • Production Examples 3-1 to 3-3, 3-8, 3-10, 3-13 and 3-19 in Table 4 and Production Examples 3-33 in Table 5 are all in the central portion, the middle portion and the hem portion. Since the strain was less than 10%, it was not possible to produce locally softened high-strength steel parts.
  • Production Examples 3-12 and 3-17 in Table 4 and Production Examples 3-28 and 3-29 in Table 5 have a slow cooling rate of more than 15 ° C./sec (that is, slow cooling) in the step of (d) holding or slow cooling. Since the time was less than 1 second), it was not possible to produce locally softened high-strength steel parts.
  • the strain applied by processing is 8% in the central portion, which does not satisfy the strain of 10% or more specified in the second embodiment of the present invention, but is referred to as the non-processed portion.
  • the difference in hardness was 20 HV or more. This is the part No. It is possible that manufacturing conditions other than strain (heating temperature, cooling rate, slow cooling time, etc.) were preferable conditions in the central portion of 3-18, but the details are unknown.
  • a second overhang molding was performed.
  • the second overhang molding was performed by pressing a ⁇ 10 mm hemispherical punch from the direction opposite to the first overhang molding (that is, from the surface) against the portion where the first overhang molding was performed. ..
  • the mixture was slowly cooled for 6 seconds at an average cooling rate of 5.3 ° C./sec.
  • water cooling was performed to the Ms point (° C.) -50 ° C. (that is, 335 ° C.) so that the average cooling rate from 950 ° C. to 335 ° C. was 16.6 ° C./sec. Then it was allowed to cool to room temperature.
  • the above is referred to as Production Example 4-1.
  • the strain and Vickers hardness of the steel parts obtained in Production Example 4-1 were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • the strain was calculated using the above equation (2).
  • the plate thickness of the central portion was 1.39 mm
  • the plate thickness of the intermediate portion was 1.22 mm
  • the plate thickness of the hem portion was 1.58 mm. Since it was confirmed separately, the strain is calculated by using these plate thicknesses as the plate thickness after the first overhang molding in Production Example 4-1.
  • the results are shown in Table 6. Since the second overhang molding was performed in the opposite direction to the first overhang molding, the second overhang height was set to a negative value.
  • Production Example 4-1 in Table 6 is an example that satisfies all of the requirements specified in the second embodiment of the present invention, and is a strain equal to or more than a predetermined value due to processing without local temperature control (implementation of the present invention).

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Abstract

Ｃ：０．０５～０．４０質量％、Ｓｉ：０～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点＋１０℃未満の温度でひずみを０．５％以上加える加工工程と、前記加工工程後、０～１５℃／秒の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下で保持または徐冷する工程と、前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程とを含み、前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法。

Description

局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法
　本開示は、局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法に関する。
　近年、自動車衝突時の乗員保護のために、自動車骨格部品全体としては高強度に保ちつつ、衝突時には特定部分を優先的に変形させる技術が必要とされている。そのため、当該技術に利用される、特定部分が局所的に軟化された高強度鋼部品および／またはその製造方法が求められている。
　特許文献１には、鋼板をオーステナイト単相温度域に加熱する際に、軟化させたい部分に遮熱カバーをかける方法が開示されている。これにより、遮熱カバーをかけた部分が加熱時においてもオーステナイト単相温度域未満となり、当該部分の急冷後のマルテンサイト変態が抑制され、当該部分が遮熱カバーをかけていない部分と比較して軟化する。
　特許文献２には、オーステナイト単相温度域から鋼板を金型と接触させて急冷する際に、鋼板と金型との接触が悪い部分を設ける方法が開示されている。これにより、当該部分に軟質組織（フェライトおよび／またはパーライト）が析出して、当該部分が軟化する。
特開第２０１７－７８１８９号公報 特開第２０１１－１７９０２８号公報
　特許文献１および２では、鋼板中の熱伝達等の影響により、軟化させたい部分のみを軟化させることができない。例えば、特許文献１では遮熱カバーをかけた部分のみをオーステナイト単相温度域未満として軟化させるべきところ、遮熱カバーをかけた部分の端部においては、遮熱カバーをかけていない隣接部分から熱が伝達するため、結果として遮熱カバーをかけた部分の端部において十分に軟化させることができない。特許文献２では、金型との接触を悪くさせた部分のみを急冷させずに軟化させるべきところ、当該部分から金型との接触が良い隣接部分に熱が伝達するため、結果として金型との当該隣接部分にも軟化効果が及び得る。よって、特許文献１および２のように、局所的な温度制御により軟化させる方法では、軟化させたい部分のみを局所的に軟化させることは難しい。
　本発明の実施形態は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することである。
　本発明の態様１は、
　Ｃ　：０．０５～０．４０質量％、
　Ｓｉ：０～２．０質量％、
　Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
　Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
　Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｂ　：０．０００５～０．０１０質量％、および
　残部：鉄および不可避不純物
　からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
　前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、
　前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度で、ひずみを０．５％以上加える加工工程と、
　前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
　前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
　前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
　本発明の態様２は、
　Ｃ　：０．０５～０．４０質量％、
　Ｓｉ：０～２．０質量％、
　Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
　Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
　Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
　Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
　Ｂ　：０．０００５～０．０１０質量％、および
　残部：鉄および不可避不純物
　からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
　前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下の温度に加熱する工程と、
　前記加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを１０％以上加える加工工程と、
　前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
　前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程と、を含み、
　前記加熱する工程における前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法である。
　本発明の態様３は、前記鋼板が、
　Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、および
　Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下
　よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１または２に記載の製造方法である。
　本発明の態様４は、前記鋼板が、
　Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、
　Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、および
　Ｎｂ：０質量％超０．１０質量％以下
　よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～３のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様５は、張り出し成形により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様６は、鍛造により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様７は、ドロー成形時の曲げ戻しにより前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様８は、せん断加工により前記ひずみを加えることを含む、態様１～４のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様９は、複数回の加工により前記ひずみを加えることを含む、態様１～８のいずれか１つに記載の製造方法である。
　本発明の態様１０は、前記複数回の加工が、変形を加える加工と、前記変形を戻すように行う加工とを含む態様９に記載の製造方法である。
　本発明の実施形態によれば、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。
図１は、フォーマスタ試験で鋼板を低温から加熱した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。 図２は、図１の関係に加え、フォーマスタ試験で鋼板を高温から冷却した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。 図３は、実施例の評価用サンプルの採取位置を示す模式図である。 図４は、図３に示すＸ－Ｘ線断面模式図である。
　本願発明者らは、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品の製造方法を実現するべく、様々な角度から検討した。
　その結果、所定の化学組成の鋼板を、オーステナイトとフェライトの二相領域などのオーステナイトが比較的不安定な状態に加熱し、軟化させたい部分に若干のひずみを加えることで、軟化させたい部分のみに軟質組織（フェライトおよび／またはパーライト）の核生成を促進し、一定時間保持又は徐冷させることで、当該部分から軟質組織を成長させる製造方法を見出した（以下、本発明の実施形態１と称する）。
　また、上記加熱において、オーステナイト単相領域などのオーステナイトが比較的安定な状態に加熱した場合においても、軟化させたい部分に比較的大きなひずみを加えることによって、本発明の実施形態１と同様に、軟化させたい部分のみに軟質組織の核生成を促進することができることも同時に見出した（以下、本発明の実施形態２と称する）。
　以下に、本発明の実施形態１および２が規定する各要件の詳細を示す。
　なお、本明細書において、「鋼部品」とは、本発明の実施形態１および２の加工する工程により所定形状に加工された鋼板のことをいう。
＜本発明の実施形態１＞
　本発明の実施形態１に係る製造方法は、
（ａ）鋼板を用意する工程と、
（ｂ）工程（ａ）の後、加熱する工程と、
（ｃ）工程（ｂ）の後、加工する工程と、
（ｄ）工程（ｃ）の後、保持または徐冷する工程と、
（ｅ）工程（ｄ）の後、冷却する工程と、
　を含む。
　以下、各工程について説明する。
（ａ）鋼板を用意する工程
　本発明の実施形態１に係る鋼板の化学組成は、Ｃ：０．０５～０．４０質量％、Ｓｉ：０～２．０質量％、Ｍｎ：１．０～３．０質量％、Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる。
　以下、各元素について詳述する。
　（Ｃ：０．０５～０．４０質量％）
　Ｃ含有量は、鋼部品の強度を決定する。鋼部品の十分な強度を得るために、Ｃ含有量は０．０５質量％以上であり、好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは、０．２０質量％以上である。
　一方で、Ｃ含有量が過剰になると、鋼部品の靭性が顕著に低下するとともに、鋼部品の遅れ破壊が生じやすくなる。このため、Ｃ含有量は０．４０質量％以下であり、好ましくは０．３８質量％以下であり、より好ましくは０．３６質量％以下である。
　（Ｓｉ：０～２．０質量％）
　Ｓｉは任意で鋼板に含まれる元素である。Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高めることにより、鋼板の硬度安定性に寄与する。そのため、Ｓｉは鋼板に０質量％超で含まれていることが好ましい。
　一方、Ｓｉは、残留オーステナイト（γ）を生成し易くすると共に、降伏強度（ＹＳ）の低下やＭｎの偏析を助長する。このため、Ｓｉ含有量は、２．０質量％以下とし、好ましくは１．８質量％以下である。
　（Ｍｎ：１．０～３．０質量％）
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｍｎ含有量は、１．０質量％以上とし、好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．４質量％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が過剰になると鋼部品中に粗大な炭化物が析出する可能性がある。そのため、Ｍｎ含有量は３．０質量％以下とし、好ましくは２．８質量％以下であり、より好ましくは２．６質量％以下である。
　（Ａｌ：０．０１０～１．０質量％）
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．０１０質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０質量％以上、より好ましくは０．０２５質量％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させることは、製造上のコストアップに繋がると共に、Ａｃ３点を著しく高め、素材加熱温度の高温化による表面品質の悪化（脱炭や減肉）を引き起こす。そのため、Ａｌ量は１．０質量％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下である。
　（Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下）
　Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる元素であるが、フェライト相の固溶強化に寄与する効果を有する元素でもある。このような効果を発揮させつつ鋼板の溶接性を劣化させないためには、Ｐ量は０．１００質量％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００５０質量％以上で含有し得る。
　（Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下）
　Ｓは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１０質量％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
　（Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下）
　Ｎは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含まれるとＡｌＮを生成させ、Ａｌによる脱酸効果を低減させる。したがって、Ｎ量は０．０１０質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００５０質量％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０質量％にすることは工業生産上不可能であり、通常０質量％超、さらには０．０００１０質量％以上で含有し得る。
　（Ｂ：０．０００５～０．０１０質量％）
　Ｂは、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼部品の高強度化に寄与する。この効果を発揮させるために、Ｂ含有量は、０．０００５質量％以上とし、好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００１５質量％以上である。
　一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大な鉄ボロン化合物が析出し、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１０質量％以下とし、好ましくは０．００８０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
　（残部：鉄および不可避不純物）
　好ましい１つの実施形態では、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
　なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　さらに、本発明の実施形態１に係る鋼板は、必要に応じて以下の任意元素を選択的に含有してよく、含有される成分に応じて鋼部品の特性が更に改善される。
　（Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、およびＮｉ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される一種以上）
　Ｃｕを含むことにより、鋼板自体の耐食性が向上するため、鋼板の腐食による水素発生を抑制し、耐遅れ破壊性を改善することができる。またＣｕは、大気中で生成する錆の中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄：α－ＦｅＯＯＨの生成を促進する効果も有している。当該錆の生成促進を図ることで、発生した水素の鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において水素による助長割れを抑制することができる。そのため、Ｃｕ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼板製造時のめっき工程でのめっき性およびホットスタンプ後の化成処理性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
　ＮｉもＣｕと同様の効果があることが知られている。そのため、Ｎｉ含有量も０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上であり、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましい。
　（Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、およびＮｂ：０質量％超０．１０質量％以下よりなる群から選択される一種以上）
　Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより鋼板中におけるＢＮの生成量を少なくする。これにより、鋼板中における固溶Ｂの量が増加し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高めることができる。この効果を発揮させるために、Ｔｉ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以上であり、さらに好ましくは０．０２５０質量％以上、０．０５０質量％以上である。
　一方、鋼板中にＴｉが過剰に含まれると、結晶粒界に炭化物が析出し、鋼板の焼入れ性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は、０．１０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０質量％以下であり、さらに好ましくは０．０７０質量％以下である。
　Ｃｒは、硬度の確保に寄与するとともに、冷却中の粗大な炭化物の析出の抑制に寄与する。これらの効果を発揮させるために、Ｃｒ含有量は０質量％超とすることが好ましい。
　一方、鋼板中にＣｒが過剰に含まれると、鋼板の割れ等を引き起こすおそれがあり、Ｃｒ含有量は、３．０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５質量％以下であり、さらに好ましくは２．０質量％以下である。
　炭化物形成元素であり、鋼板の組織微細化に寄与する元素である。そのためＮｂ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５０質量％以上である。
　一方、鋼板の組織が微細化することで、熱処理時の逆変態は促進されるものの、冷却中にフェライト生成を促進し、鋼部品の強度低下を招き得る。このような効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなる。また、冷間圧延性が悪化するという不都合も生じる。こうした観点から、Ｎｂは０．１０質量％以下で含有させることが好ましい。好ましくは、０．０７０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
（ｂ）加熱する工程
　本発明の実施形態１では、上記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満に加熱する。
　Ａｃ１点未満では、オーステナイト変態が起きず、後述する（ｅ）冷却する工程後に高強度鋼部品とすることが困難となる。一方、Ａｃ３点＋１０℃未満にしておくことで、後述する（ｃ）加工する工程において、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進しやすくなる。
　Ａｃ１点およびＡｃ３点は、フォーマスタ試験で加熱中の温度およびその加熱に伴う鋼の膨張収縮による変位履歴を調査することで求めることができる。図１は、フォーマスタ試験で鋼板を低温から加熱した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。低温域では、鋼は温度上昇と共にフェライトの結晶構造（ｂｃｃ）に応じた膨張率で直線的に膨張し得る。さらに温度を上げると、より稠密な結晶構造（ｆｃｃ）のオーステナイトが生成して、収縮し始め得る。直線から乖離し始めた温度をＡｃ１点とすることができる。さらに温度を上げた高温域では、フェライトがすべてオーステナイトに変態し、オーステナイトの結晶構造に応じた膨張率で再度直線的に膨張し得る。直線に沿って膨張し始める温度をＡｃ３点とすることができる。
（ｃ）加工する工程
　上記の（ｂ）加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点＋１０℃未満の温度でひずみを０．５％以上加える加工を行う。
　上記のような温度では、鋼板中に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成サイトである結晶粒界が多く存在し得る。このような不安定な状態で、若干の（すなわち０．５％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、５．０％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは９．０％以上のひずみを加えることである。
　なお、ひずみは下記式（１）により計算され得る。

　ひずみ（％）＝｜（ｄ０－ｄ１）／ｄ０×１００｜　・・・（１）

　ｄ０は加工前の鋼板の板厚または加工後の鋼板における非加工部分の板厚であり、ｄ１は加工後の鋼板のうち加工部分の板厚である。いずれも単位はｍｍである。
　なお、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが０．５％以上であれば、同様に軟化させることができる。
　Ｍｓ点は、フォーマスタ試験で冷却中の温度およびその冷却に伴う鋼の膨張収縮による変位履歴を調査することで求めることができる。図２は、図１で説明した加熱時の温度－変位の関係に加えて、当該加熱後に鋼板を比較的速い冷却速度で冷却した際の、温度と変位の関係を示すグラフである。中・高温域では、鋼は温度降下と共にオーステナイトの結晶構造に応じた収縮率で直線的に収縮し得る。さらに温度を下げると、マルテンサイトに変態し、膨張し始め得る。直線から乖離し始めた温度をＭｓ点とすることができる。
　上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満とした上で、加工温度を６７５℃未満にすると、軟質組織への変態が活発になるため、非加工部の軟化も顕著となり、加工部のみ局所的に軟化された鋼部品を製造することが困難となる。
　上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満とした上で、加工温度をＡｃ３点＋１０℃以上とすると、軟質組織の核生成サイトである結晶粒界が少なくなり、若干のひずみを加えるだけでは、軟質組織の核生成を促進することができなくなる。
　上記加工温度は、上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度と同じでも異なっていてもよい。異なっている場合、上記（ｂ）工程と（ｃ）工程との間で、追加の加熱する工程および／または冷却する工程を含んでいてもよい。また、上記（ｂ）工程後（ｃ）工程前に、一定温度に保持する工程を含んでいてもよい。
　上記の加工はどのような加工であってもよいが、例えばプレス加工、張り出し成形、鍛造、ドロー成形時の曲げ戻し、せん断加工等が好適に用いられる。
（ｄ）保持または徐冷する工程
　上記の（ｃ）加工する工程後、０～１５℃／秒の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下保持または徐冷する。すなわち、上記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する。これにより、上記の（ｃ）加工する工程で核生成された、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトを成長させることができる。
　１５℃／秒超の平均冷却速度の場合、または、保持時間または徐冷時間が１秒未満である場合、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトを十分に析出および成長させることができない。保持時間または徐冷時間は、１秒超であることが好ましく、より好ましくは３秒以上であり、さらに好ましくは６秒以上である。
　一方、保持または徐冷する時間が１２０秒超だと、非加工部分においても軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトが析出および成長してしまい、高強度鋼部品を得ることができない。好ましくは１２秒以下である。
（ｅ）冷却する工程
　上記の（ｄ）保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する。この際、上記（ｂ）加熱する工程の加熱温度（すなわち、Ａｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃以下）から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する。これにより、少なくとも非加工部分において、マルテンサイト変態を起こすことができ、非加工部分の強度を十分に確保できる。平均冷却速度１０℃／秒以上の冷却をＭｓ点（℃）－５０℃超で終了させてしまうと、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。また、平均冷却速度が１０℃／秒未満であっても、非加工部分において十分にマルテンサイト変態を起こすことができない。
　上記の（ｅ）冷却する工程後、例えば室温まで冷却することができる。Ｍｓ点（℃）－５０℃から室温までの冷却速度は特に限定されない。
＜本発明の実施形態２＞
　本発明の実施形態２に係る製造方法は、本発明の実施形態１に係る製造方法と比較して、（ｂ）加熱する工程および（ｃ）加工する工程の条件が異なる。以下、本発明の実施形態１とは異なるそれらの工程を、（ｂ’）加熱する工程および（ｃ’）加工する工程として以下に説明する。
（ｂ’）加熱する工程
　本発明の実施形態２では、前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下に加熱する。本発明の実施形態１とは異なり、加熱する工程においてＡｃ３点＋１０℃以上に加熱しても、後述する（ｃ’）加工する工程で比較的大きなひずみを加えれば、本発明の実施形態１と同様に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進できる。一方、１１００℃超だと鋼表面の脱炭が顕著になり狙いの強度が確保できなくなる。また、酸化が進み減肉する可能性もある。めっき材であれば、酸化や合金化が進み、めっきの硬度が高くなりすぎて後の加工工程で剥離してしまう（鋼板の酸化、押しキズ）などの問題が生じる。
（ｃ’）加工する工程
　上記の（ｂ’）加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度でひずみを１０％以上加える加工を行う。Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満では、オーステナイトが比較的不安定な状態となるため、比較的大きな（１０％以上の）ひずみを加えることで、当該ひずみを加えた部分に、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を顕著に促進することができる。より好ましくは、１５％以上のひずみを加えることであり、さらに好ましくは４０％以上のひずみを加えることである。なお、ひずみは上記式（１）により計算され得る。また、ひずみは、例えばＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみとしてもよい。すなわち、ＦＥＭ解析で求めた相当塑性ひずみが１０％以上であれば、同様に軟化させることができる。
　Ａｃ３点＋１０℃以上の温度では、オーステナイトが比較的安定な状態となり、比較的大きなひずみを加えても、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進することが困難となる。一方、Ｍｓ点（℃）＋５０℃未満だと、マルテンサイト変態が起こる可能性があり、軟質組織であるフェライトおよび／またはパーライトの核生成を促進することが困難となる。
　（ｂ’）加熱する工程後の温度（Ａｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下）から、（ｃ’）加工する工程の温度（Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満）までの冷却については特に制限されず、どのような平均冷却速度であってもよい。また、上記（ｂ’）工程後（ｃ’）工程前に、一定温度に保持する工程を含んでいてもよい。
　上記（ｃ’）加工する工程の加工はどのような加工であってもよいが、例えばプレス加工、張り出し成形、鍛造、ドロー成形時の曲げ戻し、せん断加工等が好適に用いられる。
　本発明の実施形態１および２において、上記の（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程におけるひずみを、複数回の加工により加えてもよい。
　上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程におけるひずみを、複数回の加工により加える場合、複数回の加工によるひずみは、下記式（２）のように計算され得る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ｄｎはｎ回目の加工後の鋼板のうち加工部分の板厚であり、単位はｍｍである。
　なお、上記式（２）のひずみは、例えば各加工後におけるＦＥＭ解析により求めた相当塑性ひずみの総和としてもよい。
　例えば、上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程が単工程の場合に、所定のひずみ（実施形態１では０．５％以上、実施形態２では１０％以上）を加えるのが困難な場合がある。そのような場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程を複数回の加工により行ってひずみを累積させることで、ひずみを所定値以上にしやすくなり有利である。
　また、上記（ｃ）および（ｃ’）の加工する工程が単工程の場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程から上記（ｅ）冷却する工程までの搬送時間が１秒未満であり、上記（ｄ）保持または徐冷する工程の時間（１秒以上）を確保しにくい場合がある。そのような場合に、上記（ｃ）および（ｃ’）工程を複数回の加工により行うことで、複数回の加工工程間の搬送時間を上記（ｄ）工程の保持または徐冷する時間に充てることができるため、有利である。
　また、上記複数回の加工が、変形を加える加工と、その変形を戻すように行う加工とを含んでもよい。これにより、初期の鋼板形状に対して、最終的な鋼部品形状を変化させることなしに、上記ひずみを加えることが可能となる。
　上記の（ｃ）および（ｃ’）加工する工程が複数回の加工を含む場合、上記（ｄ）保持又は徐冷する工程を各加工後に行ってもよい。例えば、２回の加工を含む場合、１回目の加工を施してから、１回目の保持又は徐冷する工程を行い、その後２回目の加工を施してから、２回目の保持又は徐冷する工程を行ってもよい。この場合、１回目の保持又は徐冷する工程の時間と、２回目の保持又は徐冷する工程の時間の合計が、本発明の実施形態１および２の（ｄ）工程で規定する時間、すなわち１秒以上１２０秒以下であればよい。
　上記（ａ）～（ｅ）、（ｂ’）および（ｃ’）工程の温度は、鋼板（または鋼部品）の表面温度であり、熱電対や放射温度計を用いて測定してもよい。また、事前に加熱ライン等の雰囲気温度と、熱電対等で測定した鋼板（または鋼部品）の表面温度との対応関係を調査しておき、加熱ライン等の雰囲気温度から鋼板（または鋼部品）の表面温度を読み取ってもよい。
　本発明の実施形態１および２によれば、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみを加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。
　以下、実施例を挙げて本発明の実施形態をより具体的に説明する。本発明の実施形態は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の実施形態の技術的範囲に包含される。
　表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼（Ａｃ１点：７７８℃、Ａｃ３点：８７５℃、Ｍｓ点：３８５℃）を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を８８０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で張出成形を行った。張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは３．０ｍｍとした。張出成形後、１０．８℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。その後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、８８０℃～３３５℃までの平均冷却速度が３９．５℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例１－２とする。
　なお、上記Ａｃ１点、Ａｃ３点およびＭｓ点は、フォーマスタ試験により求めた。フォーマスタ試験は、以下の条件で行った。
　フォーマスタ試験機：富士電波工機製ＦＴＭ－１０
　試験片サイズ：板厚２．０ｍｍ×幅３．０ｍｍ×長さ１０ｍｍ（ただし、熱電対を挿入するため、Φ０．７ｍｍ×深さ２．０ｍｍの穴２箇所あり）
　試験回数：７回（冷却速度のみ変更し、他は一定条件）
　加熱速度：１０℃／ｓ（室温～加熱温度）
　加熱温度：９５０℃
　加熱温度での保持時間：１８０秒
　冷却速度：２、５、１０、１５、２０、３０、および４０℃／ｓ（加熱温度～室温）
　また、表１において、鋼種Ｎｏ．ＡのＣｕ含有量は、不可避不純物レベル（０．０１質量％未満）であったため、「－」と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　製造例１－２により得られた鋼部品のひずみおよび硬度を評価するために、評価用サンプルを採取した。評価用サンプルの採取位置を図３に示す。図３に示すように、鋼部品中央の張出成形部Ａ（縦２５ｍｍ×横５ｍｍ）および張出成形部Ａから縦方向に離れた位置の非加工部Ｂ（縦１０ｍｍ×横５ｍｍ）を採取した。
　サンプルのひずみを評価するために、光学顕微鏡により断面観察を行って板厚を求めた。
　張出成形部Ａの板厚は、鋼部品の中央部、中央部から縦方向に３．７５ｍｍ離れた位置（中間部と称する）、中央部から縦方向に７．５ｍｍ離れた位置（裾部と称する）においてそれぞれ求めた。そして、上記式（１）を用いて、鋼部品の中央部、中間部および裾部の板厚を加工部分の板厚ｄ１とし、非加工部Ｂの板厚を加工前の鋼板の板厚ｄ０として、鋼部品の中央部、中間部および裾部のひずみを求めた。
　張出成形部Ａの３箇所（中央部、中間部および裾部）、ならびに非加工部Ｂにおいてビッカース硬度を測定した。測定は、ビッカース硬度試験機を使用して、荷重１ｋｇ、保持時間１０秒の条件で行った。測定位置は、板厚をｄとしたとき、板厚方向において鋼部品表面からｄ／４の位置を３点測定した。図４は、図３に示すＸ－Ｘ線断面模式図であり、張出成形部Ａの硬度測定位置を示している。
　非加工部Ｂの硬度測定位置については図示していないが、非加工部Ｂの縦および横方向における略中央、且つ板厚方向における鋼部品表面からｄ／４の位置を３点測定した。
　張出成形部Ａの３箇所（中央部、中間部および裾部）、ならびに非加工部Ｂの３点のビッカース硬度平均値を、それぞれのビッカース硬度として採用した。
　製造例１－２から張出成形を行った温度（℃）（成形温度と称する）、張出高さ（ｍｍ）、徐冷時の冷却速度（℃／秒）、徐冷時間（秒）および加熱温度～Ｍｓ点－５０℃までの平均冷却速度（℃／秒）を変更して、鋼部品を製造した（製造例１－１および１－３～１－８と称する）。そして、製造例１－２で得られた鋼部品と同様に、各鋼部品について、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。結果を表２に示す。
　なお、表２において、下線を付した数値は本発明の実施形態１の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製造例１－１～１－８のうち、中央部、中間部および裾部の少なくとも１つが、非加工部のビッカース硬度と比較して、２０ＨＶ以上ビッカース硬度が低下し、かつ非加工部の硬度が３１０ＨＶ以上であるものを、「局所的に軟化された高強度鋼部品」としての基準を満たす製造例であると判断した。
　なお、「局所的に軟化された」鋼部品として、より好ましい製造例は、中央部、中間部および裾部の少なくとも１つが、非加工部のビッカース硬度と比較して、４０ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものであり、さらに好ましい製造例は、１００ＨＶ以上ビッカース硬度が低下したものである。
　また、「高強度鋼部品」として、より好ましい製造例は、非加工部のビッカース硬度が、４００ＨＶ以上であり、さらに好ましい製造例は、５００ＨＶ以上である。
　後述する実施例２および３においても同様に判断している。
　表２の結果より、次のように考察できる。表２の製造例１－１～１－４は、いずれも本発明の実施形態１で規定する全ての要件を満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
　一方、表２の製造例１－５～１－８は、本発明の実施形態１で規定する要件を満たしていない例であり、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分において、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　製造例１－５～１－８は、成形温度が６５０℃または５５０℃であり、６７５℃未満であったため、非加工部含む鋼部品全体が軟化してしまい、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を８８０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で１回目の張出成形を行った。１回目の張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは３．０ｍｍとした。１回目の張出成形後、１０．８℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。１回目の徐冷する工程後、２回目の張出成形を行った。２回目の張出成形は、１回目の張出成形を行った箇所に対して、１回目の張出成形とは逆方向から（即ち、表面から）φ１０ｍｍの半球パンチを押し当てることにより行った。２回目の張出成形後、６．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。２回目の徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、８８０℃～３３５℃までの平均冷却速度が２６．２℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例２－１とする。
　製造例２－１で得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。ひずみについて、上記式（２）を用いて計算した。なお、１回目の張出成形は製造例１－２と同様に行っているため、１回目の張出成形後の板厚は製造例１－２と同じ板厚であったと仮定して、ひずみを計算している。結果を表３に示す。なお、２回目の張出成形は、１回目とは逆方向に成形しているので、２回目の張出高さは負の値とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３の結果より、次のように考察できる。表３の製造例２－１は、本発明の実施形態１で規定する要件の全てを満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態１では０．５％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
　表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を９５０℃に加熱し、６０秒間保持した。その後、５５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、５５０℃で張出成形を行った。張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは０．１ｍｍとした。張出成形後、４．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。その後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち３３５℃）まで水冷し、９５０℃～３３５℃までの平均冷却速度が１２．５℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例３－１とする。
　製造例３－１により得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。
　製造例３－１から鋼種、張出成形を行った温度（℃）（成形温度と称する）、張出高さ（ｍｍ）、徐冷時の冷却速度（℃／秒）、徐冷時間（秒）および加熱温度～Ｍｓ点－５０℃までの平均冷却速度（℃／秒）を変更して、鋼部品を製造した（製造例３－２～３－１９と称する）。そして、製造例３－１と同様に、各鋼部品について、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。結果を表４および表５に示す。なお、表１の鋼種Ｎｏ．Ｂに示される化学組成の鋼のＡｃ１点は７７８℃、Ａｃ３点は８７５℃、Ｍｓ点は３８５℃であった。
　なお、表４および表５において、下線を付した数値は本発明の実施形態２の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４および表５の結果より、次のように考察できる。表４の製造例３－４～３－６、３－９、３－１１および３－１４～３－１６ならびに表５の製造例３－２０～３－２７、３－３０～３－３２および３－３４～３－３８は、いずれも本発明の実施形態２で規定する全ての要件を満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
　一方、表４の製造例Ｎｏ．３－１～３－３、３－７～３－８、３－１０、３－１２～３－１３、３－１７および３－１９、ならびに表５の製造例３－２８、３－２９および３－３３は、本発明の実施形態２で規定する要件を満たしていない例であり、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分において、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　表４の製造例３－１～３－３、３－８、３－１０、３－１３および３－１９ならびに表５の製造例３－３３は、中央部、中間部、裾部の全てにおいて、ひずみが１０％未満であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　表４の製造例３－７は、（ｄ）保持または徐冷する工程において徐冷速度が１５℃／秒超であり（すなわち徐冷時間１秒未満）、且つ中央部、中間部、裾部の全てにおいてひずみが１０％未満であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　表４の製造例３－１２および３－１７ならびに表５の製造例３－２８および３－２９は、（ｄ）保持または徐冷する工程において徐冷速度が１５℃／秒超（すなわち徐冷時間１秒未満）であったため、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができなかった。
　なお、表４の製造例３－１８は、中央部において、加工により加えられたひずみが８％であり、本発明の実施形態２で規定するひずみ１０％以上を満たさないものの、非加工部との硬度差が２０ＨＶ以上であった。これは、部品Ｎｏ．３－１８の中央部において、ひずみ以外の製造条件（加熱温度、冷却速度および徐冷時間等）が好ましい条件であった可能性があるが、詳細は不明である。
　表１の鋼種Ｎｏ．Ａに示される化学組成の鋼を用いて、板厚１．６ｍｍ、面積１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板を用意し、その鋼板を９５０℃に加熱した。その後、７５０℃まで約１２℃／秒で放冷し、７５０℃で１回目の張出成形を行った。１回目の張出成形は、１００ｍｍ×１００ｍｍの鋼板中央部に対し、φ１０ｍｍの半球パンチを裏面から押し当てることにより行った。張出高さは４．０ｍｍとした。１回目の張出成形後、９．７℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。１回目の徐冷する工程後、２回目の張出成形を行った。２回目の張出成形は、１回目の張出成形を行った箇所に対して、１回目の張出成形とは逆方向から（即ち、表面から）φ１０ｍｍの半球パンチを押し当てることにより行った。２回目の張出成形後、５．３℃／秒の平均冷却速度で６秒間徐冷した。２回目の徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃（すなわち、３３５℃）まで水冷し、９５０℃～３３５℃までの平均冷却速度が１６．６℃／秒となるようにした。その後室温まで放冷した。以上を製造例４－１とする。
　製造例４－１で得られた鋼部品について、実施例１と同様に、ひずみおよびビッカース硬度を評価した。ひずみについて、上記式（２）を用いて計算した。なお、製造例４－１において２回目の張出成形を行わなかった場合の中央部の板厚は１．３９ｍｍ、中間部の板厚は１．２２ｍｍおよび裾部の板厚は１．５８ｍｍであることを別途確認したため、これらの板厚を製造例４－１における１回目の張出成形後の板厚として、ひずみを計算している。結果を表６に示す。なお、２回目の張出成形は、１回目とは逆方向に成形しているので、２回目の張出高さは負の値とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６の結果より、次のように考察できる。表６の製造例４－１は、本発明の実施形態２で規定する要件の全てを満足する例であり、局所的な温度制御をすることなく、加工により所定以上のひずみ（本発明の実施形態２では１０％以上）を加えた部分のみが局所的に軟化された高強度鋼部品を製造することができた。
　本発明の実施形態では、局所的な温度制御をすることなく、局所的に軟化された高強度鋼部品を製造する方法を提供することが可能である。そのような高強度鋼部品は、例えば自動車骨格の素材に好適である。
　１　　　鋼部品
　２　　　中央部における硬度測定１箇所目
　３　　　中央部における硬度測定２箇所目
　４　　　中央部における硬度測定３箇所目
　５　　　中間部における硬度測定１箇所目
　６　　　中間部における硬度測定２箇所目
　７　　　中間部における硬度測定３箇所目
　８　　　裾部における硬度測定１箇所目
　９　　　裾部における硬度測定２箇所目
　１０　　裾部における硬度測定３箇所目
　Ａ　　　張出成形部
　Ｂ　　　非加工部
　本出願は、出願日が２０２０年３月１１日である日本国特許出願、特願第２０２０－０４２２７４号および出願日が２０２０年１０月１３日である日本国特許出願、特願第２０２０－１７２７６４号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０２０－０４２２７４号および特願第２０２０－１７２７６４号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (10)

  1. 　Ｃ　：０．０５～０．４０質量％、
    　Ｓｉ：０～２．０質量％、
    　Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
    　Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
    　Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
    　Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｎ：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｂ　：０．０００５～０．０１０質量％、および
    　残部：鉄および不可避不純物
    　からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
    　前記鋼板をＡｃ１点（℃）以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の温度に加熱する工程と、
    　前記加熱する工程後、６７５℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを０．５％以上加える加工工程と、
    　前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
    　前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程とを含み、
    　前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法。
  2. 　Ｃ　：０．０５～０．４０質量％、
    　Ｓｉ：０～２．０質量％、
    　Ｍｎ：１．０～３．０質量％、
    　Ａｌ：０．０１０～１．０質量％、
    　Ｐ　：０質量％超０．１００質量％以下、
    　Ｓ　：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｎ　：０質量％超０．０１０質量％以下、
    　Ｂ　：０．０００５～０．０１０質量％、および
    　残部：鉄および不可避不純物
    　からなる化学組成の鋼板を用意する工程と、
    　前記鋼板をＡｃ３点（℃）＋１０℃以上１１００℃以下の温度に加熱する工程と、
    　前記加熱する工程後、Ｍｓ点（℃）＋５０℃以上Ａｃ３点（℃）＋１０℃未満の加工温度でひずみを１０％以上加える加工工程と、
    　前記加工工程後、前記加工温度で１秒以上１２０秒以下保持するか、または０℃／秒超１５℃／秒以下の平均冷却速度で１秒以上１２０秒以下徐冷する工程と、
    　前記保持または徐冷する工程後、Ｍｓ点（℃）－５０℃まで冷却する工程とを含み、
    　前記加熱する工程の前記温度から、Ｍｓ点（℃）－５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に制御する、鋼部品の製造方法。
  3. 　以下の（ａ）および（ｂ）のうち少なくとも１つをさらに含有する請求項１に記載の製造方法。
    　（ａ）Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、およびＮｉ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される一種以上
    　（ｂ）Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、およびＮｂ：０質量％超０．１０質量％以下よりなる群から選択される一種以上
  4. 　以下の（ａ）および（ｂ）のうち少なくとも１つをさらに含有する請求項２に記載の製造方法。

    　（ａ）Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、およびＮｉ：０質量％超０．５０質量％以下よりなる群から選択される一種以上
    　（ｂ）Ｔｉ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超３．０質量％以下、およびＮｂ：０質量％超０．１０質量％以下よりなる群から選択される一種以上
  5. 　張り出し成形により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  6. 　鍛造により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  7. 　ドロー成形時の曲げ戻しにより前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  8. 　せん断加工により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  9. 　複数回の加工により前記ひずみを加えることを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  10. 　前記複数回の加工は、変形を加える加工と、前記変形を戻すように行う加工とを含む請求項９に記載の製造方法。
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