(57)【要約】【課題】強度、延性および亀裂伝播抵抗に優れるホットスタンプ成形体を提供する。【解決手段】所定の化学組成を有し、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、面積％で、８０％以上の平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトと、２０％未満の平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトと、１〜５％の残部組織とからなり、前記平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび前記平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積％が９５〜９９％である金属組織を有するホットスタンプ成形体を採用する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．１００％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ａｌ：０．１０〜１．００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、
Ｐ：０．５００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
ＮｉおよびＣｕの合計：０〜２.０％、並びに
Ｓｎ、ＳｂおよびＡｓの合計：０〜０．１０％
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、面積％で、８０％以上の平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトと、２０％未満の平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトと、１〜５％の残部組織とからなり、
前記平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび前記平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積％が９５〜９９％である金属組織を有する
ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０．００５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、並びに
ＮｉおよびＣｕの合計：０．００５〜２．０％
からなる群のうち１種または２種以上を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。
【請求項３】
表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。具体的には、本発明は、車体の軽量化および衝突安全性向上に寄与する、強度、延性および亀裂の伝播抵抗に優れたホットスタンプ成形体に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体軽量化および衝突安全性向上の要請から、高強度鋼板が自動車の車体部品に適用されている。車体部品はプレス成形によって成形されるため、プレス成形性の向上、特に形状凍結性の向上が課題とされている。そのため、形状精度に優れた高強度の車体部品を製造する方法として、ホットスタンプ工法が注目されている。
【０００３】
また、近年、ホットスタンプ工法にテーラードブランクを適用する技術が検討されている。テーラードブランクとは、板厚、化学組成、金属組織などが異なる鋼板を溶接により接合したものである。テーラードブランクにおいては、接合させた一枚の鋼板中の特性を部分的に変化させることができる。例えば、ある部分に高い強度を持たせることでその部分における変形を抑制し、別の部分に低い強度を持たせることでその部分を変形させ、衝撃を吸収することができる。
【０００４】
ホットスタンプ工法にテーラードブランクを適用する技術としては、ホットスタンプ後に低強度となる鋼板と、ホットスタンプ後に高強度となる鋼板とを溶接により接合したテーラードブランクを用いる技術がある。ホットスタンプ後に高強度となる鋼板としては、例えば特許文献１に開示されるような鋼板を用いることができる。ホットスタンプ後に低強度となる鋼板としては、ホットスタンプにおける金型冷却後に低強度となるように、鋼の化学組成を調整すればよい。
【０００５】
テーラードブランクに適用される鋼種の一つに低炭素鋼がある。低炭素鋼は炭素含有量が低いため、加熱後に急速冷却されても高強度化しにくい特徴を持つ。特許文献２には、極低炭素鋼をホットスタンプ工法の低強度材として用いたことが開示されている。特許文献２には、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱した後にホットスタンプし、ベイナイトおよびベイニティックフェライトを主相とする金属組織とすることにより、局部変形能を向上させる技術が開示されている。特許文献２には、この技術により、衝突時、曲げモードで車体部品が変形した際に破断が生じにくくなり、塑性変形による衝撃吸収能に優れることが開示されている。
【０００６】
低強度材として低炭素鋼を用いた場合、衝突により変形が集中し、曲げモードではなく大きな引張変形を受けた際、破断が生じて部品のエネルギー吸収能が著しく低下する場合がある。そのため、テーラードブランクの低強度材として用いられる低炭素鋼には、ホットスタンプ後において延性に優れ、さらに、衝突時のエネルギー吸収量を確保するために亀裂の進展を抑制することが求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１９７２１３号公報
【特許文献２】国際公開第２０１２／１５７５８１号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、延性および亀裂の伝播抵抗に優れたホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。また、本発明は、上記の諸特性を有した上で更に、一般的なホットスタンプ成形体に要求される特性である、高強度を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
ホットスタンプ成形体の延性および亀裂伝播抵抗について本発明者らが鋭意研究を進めた結果、ホットスタンプ成形体の延性および亀裂伝播抵抗は、ホットスタンプ後の金属組織に影響を受けることを知見した。ホットスタンプにおける加熱によってオーステナイトに変態させた後、オーステナイトの状態からホットスタンプすると、金型による急速冷却により、十分にフェライト変態が促進しないまま、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始してしまう。この場合、フェライトの組織分率が少なくなり、延性を確保することができなくなる。
【００１０】
ホットスタンプにおける加熱後、金型による急速冷却ではなく、冷却速度が遅い空冷によって冷却し、一部のオーステナイトが、フェライトへと変態した後にホットスタンプすると、ホットスタンプ後の金属組織は、フェライトとマルテンサイトとの複合組織となる。フェライトによって延性を、マルテンサイトによって強度を担保することで、強度および延性に優れたホットスタンプ成形体を得ることができる。
【００１１】
さらに、衝突時のエネルギー吸収量を増加させるためには、ホットスタンプ成形体において亀裂の進展を抑制することが有効である。衝突時に大きな変形が発生した場合、亀裂が発生するが、この進展を抑制することによってエネルギー吸収量の低下を抑制することができる。亀裂の進展は、結晶内における転位の易動度を高めることによって遅延させることができる。結晶粒内を移動してきた転位は、隣接する結晶粒の粒界によって移動が止められ、結晶粒界の角度が大きい程、転位の移動は抑制される。そのため、結晶粒内の結晶方位差をできる限り小さくすることにより、転位の移動度を上昇させることができる。本発明者らが鋭意検討した結果、フェライト結晶粒内の平均結晶方位差を小さくすることにより、亀裂の進展を抑制する効果が高まることを見出した。
【００１２】
オーステナイトから、結晶粒内の平均結晶方位差が小さいフェライトへの変態が開始したか否かは、加熱炉から出した後の空冷中の鋼板の温度を測定し、変態発熱を観測することにより判断することができる。変態発熱が生じた後にホットスタンプを開始することで、ホットスタンプ成形体において平均結晶方位差の小さいフェライトが含まれる金属組織を得ることができる。本発明者らは、最適化した化学組成の鋼板を用いて、上記のような方法でホットスタンプすることで、強度、延性および亀裂伝播抵抗に優れたホットスタンプ成形体を製造できることを知見した。
【００１３】
本発明は上記知見に基づいて得られたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．１００％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ａｌ：０．１０〜１．００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、
Ｐ：０．５００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
ＮｉおよびＣｕの合計：０〜２.０％、並びに
Ｓｎ、ＳｂおよびＡｓの合計：０〜０．１０％
を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、面積％で、８０％以上の平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトと、２０％未満の平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトと、１〜５％の残部組織とからなり、前記平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび前記平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積％が９５〜９９％である金属組織を有する。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０．００５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、並びに
ＮｉおよびＣｕの合計：０．００５〜２．０％
からなる群のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体は、表面にめっき層を有してもよい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係る上記一態様によれば、強度、延性および亀裂伝播抵抗に優れるホットスタンプ成形体を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１Ａ】鋼板を９４０℃まで加熱し、加熱炉から搬出してからの経過時間と鋼板の温度との関係を示す図である。
【図１Ｂ】図１Ａにおける鋼板の温度を経過時間で二次微分した図である。
【図２Ａ】鋼板を９８０℃まで加熱し、加熱炉から搬出してからの経過時間と鋼板の温度との関係を示す図である。
【図２Ｂ】図２Ａにおける鋼板の温度を経過時間で二次微分した図である。
【図３】計装化衝撃試験により得られる衝撃力−変位曲線の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の限定理由について説明する。なお、以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。また、化学組成についての％は全て質量％を意味する。
【００１７】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．１０〜１．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ｐ：０．５００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および残部：Ｆｅ及び不純物を含む。以下、各元素について説明する。
【００１８】
Ｃ：０．０１０〜０．１００％
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度および延性に大きく影響を及ぼす元素である。Ｃ含有量が多すぎると、オーステナイトからフェライトへの変態が阻害されて、所望量のフェライトを得ることができず、ホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０８０％以下、０．０４０％以下である。Ｃ含有量が低すぎると、マルテンサイト変態が促進せずに、ホットスタンプ成形体の強度が低くなり、強度不足による破断が生じやすくなる。そのため、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、固溶強化能を有する合金元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を得るために含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、鋼板の焼入れ性が高くなり、ホットスタンプにおける加熱後、空冷中のフェライトの形成が抑制されることで、ホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは、１．２０％以下である。また、Ｍｎ含有量が低すぎると、フェライト変態が進み過ぎてマルテンサイトが生成しにくくなり、ホットスタンプ成形体の所望の強度が得られないため、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。好ましくは、０．６０％以上である。
【００２０】
Ａｌ：０．１０〜１．００％
Ａｌは、フェライト変態を促進させるために重要な元素である。Ａｌ含有量が０．１０％未満ではフェライト変態が進行しにくく、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率を８０％以上とすることができない。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、フェライトへの変態が過度に進行し、所望量のマルテンサイトを得ることができないため強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。好ましくは、０．５０％以下である。
【００２１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、オーステナイトの粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒化し、フェライトへの変態を促進させる元素である。所望量のフェライトを得るために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１０％以上、または０．０１５％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が多すぎると、オーステナイトが硬くなり、オーステナイトからフェライトへと変態する際に、フェライト中に過剰に転位が導入されて、結晶方位差が大きいフェライトが生成し過ぎてしまう。その結果、ホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０４０％以下である。
【００２２】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉも、オーステナイトの粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒化し、フェライトへの変態を促進させる元素である。所望量のフェライトを得るために、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２５％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が多すぎると、オーステナイトが硬くなり、オーステナイトからフェライトへと変態する際に、フェライト中に過剰に転位が導入されて、結晶方位差が大きいフェライトが生成し過ぎてしまう。その結果、ホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは、０．０７０％以下、または０．０５０％以下である。
【００２３】
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％
Ｃｒも、オーステナイトの粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒化し、フェライトへの変態を促進させる元素である。所望量のフェライトを得るために、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると、オーステナイトが硬くなり、オーステナイトからフェライトへと変態する際に、フェライト中に過剰に転位が導入されて、結晶方位差が大きいフェライトが生成し過ぎてしまう。その結果、ホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１５％以下である。
【００２４】
Ｐ：０．５００％以下
Ｐは、固溶強化能を有し、ホットスタンプ成形体の所望の強度を得るために有効な元素である。しかし、Ｐ含有量が０．５００％を超えると、ホットスタンプ成形体の延性を劣化させるため、Ｐ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．３００％以下、０．１００％以下、または０．０５０％以下である。下限は特に規定しないが、Ｐによる強度確保の観点からは、Ｐ含有量を０．００３％以上、または０．０１０％以上としてもよい。
【００２５】
Ｓ：０．１０００％以下
Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響して、ホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とする。好ましくは、０．０３００％以下、０．０１００％以下、または０．００５０％以下である。下限は特に規定しないが、Ｓ含有量を過剰に低減すると脱硫工程における製造コストが増大するため、Ｓ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
【００２６】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成してホットスタンプ成形体の延性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の窒化物が粗大化し、ホットスタンプ成形体の延性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｎ含有量を過剰に低減すると製鋼工程における製鋼コストが増大するため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
【００２７】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、各種の特性を向上させるため、以下に示す元素（任意元素）をＦｅの一部に代えて含有させてもよい。合金コストの低減のためには、これらの任意元素を意図的に鋼中に含有させる必要がないので、これらの任意元素の含有量の下限は、いずれも０％である。なお、不純物としては、鋼原料もしくはスクラップからおよび／または製鋼工程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
【００２８】
Ｓｉ：０〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化能を有する合金元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を得るために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、フェライト変態が過度に進行してマルテンサイトを得ることができなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。また、上記効果を確実に得るためには、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
【００２９】
Ｖ：０〜０．１０％、Ｚｒ：０〜０．１０％およびＭｏ：０〜１．０％
Ｖ、ＺｒおよびＭｏは、鋼中に炭化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるために、Ｖ、ＺｒおよびＭｏのうち１種でもその含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量またはＺｒ含有量が０．１０％超、あるいは、Ｍｏ含有量が１．０％超であると、ホットスタンプ成形体の強度が過度に上昇して延性が低下する。そのため、Ｖ含有量およびＺｒ含有量は０．１０％以下、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。
【００３０】
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、粒成長を抑制する効果を有し、ホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量が多すぎると、ホットスタンプ成形体の延性を低下させるため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。
【００３１】
ＮｉおよびＣｕの合計：０〜２.０％
ＮｉおよびＣｕは、ホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、ＮｉおよびＣｕの合計の含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。ＮｉおよびＣｕの合計の含有量が多すぎると、鋳造性が低下する場合があるため、ＮｉおよびＣｕの合計の含有量は２．０％以下とする。
【００３２】
Ｓｎ、ＳｂおよびＡｓの合計：０〜０．１０％
上述した任意元素の他にも、Ｓｎ、ＳｂおよびＡｓが含まれていてもよい。Ｓｎ、ＳｂおよびＡｓなどの不可避的に含有される不純物元素は、過度に含有されるとホットスタンプ成形体の延性が劣化する場合があるため、これら元素の合計の含有量は０．１０％以下としてもよい。
【００３３】
上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ成形体が表面にめっき層を備える場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
【００３４】
次に本実施形態に係るホットスタンプ成形体の金属組織について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、面積分率で、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、面積％で、８０％以上の平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトと、２０％未満の平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトと、１〜５％の残部組織とからなり、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積分率が９５〜９９％である金属組織を有する。
【００３５】
平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率：８０％以上
平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトはホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗を高めるために重要な組織である。平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトは、加熱炉にて鋼板をＡｃ３−３０℃以上の温度に加熱した後、加熱炉からプレスが完了するまでの空冷の際に生じる組織である。空冷中の９００℃から８００℃までの平均冷却速度はおおよそ１０〜３０℃／ｓであり、金型による急速冷却より冷却速度が遅い。そのため、空冷中にＦｅ原子およびＣ原子が十分に拡散することで、オーステナイトから平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトへの変態が生じる。ホットスタンプ成形体の亀裂伝播抵抗を高めるためには、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率を８０％以上とする。好ましくは、８５％以上である。
【００３６】
平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率：２０％未満
平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率は、金型による接触伝熱によって急速冷却されることにより、オーステナイトから変態することで生じる組織である。平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率が高くなり過ぎると、ホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率は２０％未満とする。好ましくは、１５％以下、または１０％以下である。強度確保の観点から、平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率は５％以上としてもよい。
【００３７】
平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積％が９５〜９９％
ホットスタンプ成形体の所望の延性を確保するためには、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積分率を９５％以上とすることが必要である。好ましくは、９７％以上である。一方、これらのフェライトの合計の面積分率が９９％を超えると、ホットスタンプ成形体の強度が確保できなくなる。そのため、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトとの合計の面積分率は９９％以下とする。好ましくは、９８％以下である。
【００３８】
残部組織の面積分率：１〜５％
本実施形態において、残部組織は、マルテンサイトおよびベイナイトの１種以上からなる硬質相である。残部組織（硬質相）は、ホットスタンプ成形体の強度を得るために必要な組織である。ホットスタンプ成形体の所望の強度を得るため、残部組織の面積分率は１％以上とする。好ましくは２％以上である。一方、残部組織が多すぎると、ホットスタンプ成形体の延性が劣化するため、残部組織の面積分率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、または３％以下である。
【００３９】
金属組織の面積分率の測定方法
金属組織の面積分率は、以下の方法により測定する。
まず、ホットスタンプ成形体の端面から１０ｍｍ以上離れた位置から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察面となるように試料を採取する。試料は、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。切り出した試料の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１〜６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。
なお、ホットスタンプ成形体の形状により、ホットスタンプ成形体の端面から１０ｍｍ以上離れた位置から試料を採取することができない場合は、十分に熱処理が施されていない端部以外の箇所から試料を採取すればよい。
【００４０】
試料断面の表面から板厚１／４位置において、圧延方向に５０μｍ、板厚方向に５０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０−５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．０１秒／点とする。得られた結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｍａｇｅ  Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて、方位差（ＧＡＭ値：Ｇｒａｉｎ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）が５°以上である結晶粒界と、方位差が５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°未満である結晶粒と、方位差が５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上である結晶粒とを特定する。上述の操作を少なくとも５領域において行う。方位差が５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°未満である結晶粒の面積分率の平均値を算出することで、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率を得る。また、方位差が５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上である結晶粒の面積分率の平均値を算出することで、平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率を得る。
【００４１】
急速冷却により変態したフェライトは、結晶粒内にひずみが多く導入されるため、結晶粒内の結晶方位の変動が大きくなり、平均結晶方位差が０．４°以上となる。一方、冷却速度が小さく、Ｆｅ原子およびＣ原子の拡散が生じて変態したフェライトは、結晶粒内に導入されるひずみの量が少ないため、平均結晶方位差は０．４°未満となる。
【００４２】
残部組織の面積分率は、１００％から、上述の方法により得られた平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率と平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの面積分率との合計量を引いた値を算出することで得る。
【００４３】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の表面には、めっき層が形成されていてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ成形体の耐食性が向上するので好ましい。
適用するめっきとしては、アルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、アルミ−珪素めっき、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどが例示される。
【００４４】
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用される鋼板の製造方法について説明する。
【００４５】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用される鋼板の製造方法は特に限定されず、一般的な製造方法でよい。例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造した鋼片を加熱して熱間圧延した後、冷却し、必要に応じて酸洗を行い、冷間圧延することで、鋼板を得ればよい。
【００４６】
鋼板には、必要に応じてめっきが施されてもよい。表面にめっきが施された鋼板をホットスタンプすることで、表面にめっき層を有するホットスタンプ成形体が得られる。
めっきの種類としては、アルミめっき、アルミ−亜鉛めっき、アルミ−珪素めっき、亜鉛めっきが挙げられる。めっき付与の方法は一般的な方法でよい。例えば、アルミめっきでは浴中Ｓｉ濃度は５〜１２％が適しており、アルミ−亜鉛めっきでは浴中Ｚｎ濃度は４０〜５０％が適しており、亜鉛めっきでは。アルミめっき層中にＭｇやＺｎが混在しても、アルミ−亜鉛めっき層中にＭｇが混在しても特に問題無く同様の特性の鋼板を製造することができる。なお、めっき付与の際の雰囲気は、無酸化炉を有する連続式めっき設備でも無酸化炉を有しない連続式めっき設備であっても、一般的な雰囲気条件であってもめっき可能である。また、亜鉛めっきでは、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどの方法でめっき付与してもよい。
【００４７】
また、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても特に問題は無い。めっき層表面に異種の金属めっきや無機系化合物、有機系化合物の皮膜などを付与しても特に問題は無い。
【００４８】
次に、上述の方法により得られた鋼板を用いた、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、
鋼板をＡｃ３−３０〜１１００℃の温度域まで加熱する加熱工程と、
前記温度域で１０〜２４００秒保持する保持工程と、
平均冷却速度が５〜３０℃／ｓとなるように前記鋼板を変態発熱開始温度−２０〜変態発熱開始温度−１５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で成形を開始する熱間成形工程と、
前記熱間成形後に平均冷却速度が２０〜１０００℃／ｓとなるように４００℃以下の温度域まで冷却する急速冷却工程と、を備える。
以下、各工程について説明する。
【００４９】
［加熱工程］
低強度材（本実施形態に係る材料）と高強度材（本実施形態に係らない材料）とを接合したテーラードブランクをホットスタンプする場合、高強度材は十分にオーステナイト化する必要がある。低強度材は必ずしも完全にオーステナイト化する必要は無く、Ａｃ３−３０℃以上に加熱すれば良い。Ａｃ３変態温度は低強度材の成分から以下の式で求めることができる。鋼板がＡｃ３−３０℃以上に加熱されると、フェライトがオーステナイトに変態し、剪断加工や溶接により導入されたひずみが解放される。加熱温度は、表面にめっき層を有さない場合は多量にスケールが発生することを防ぐため、また表面にめっき層を有する場合は過剰に合金化することを防ぐため、１１００℃以下とする。好ましくは、１０００℃以下である。
【００５０】
Ａｃ３＝９１２−２６２×Ｃ＋５９×Ｓｉ−２３×Ｍｎ−１８．１×Ｎｉ−１４．８×Ｃｒ＋１６．８×Ｍｏ−３９．８×Ｃｕ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは当該元素の鋼中での含有量を質量％で示し、含有しない場合は０を代入する。Ａｃ３の単位は℃である。
【００５１】
［保持工程］
鋼板を上記加熱温度に加熱した後、フェライトをオーステナイトへ変態させるため、保持時間は１０〜２４００秒とする。保持時間が２４００秒超であると、表面にめっき層を有さない場合は多量にスケールが発生し、表面にめっき層を有する場合は過剰に合金化してしまう。そのため、保持時間は２４００秒以下とする。好ましくは、２０００秒以下、１０００秒以下、または５００秒以下である。一方、保持時間が１０秒未満であると、フェライトが十分にオーステナイトに変態しない。平均結晶方位差が０．４°以上である結晶粒の面積分率が高くなり、ホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、保持時間は１０秒以上とする。好ましくは、５０秒以上、１００秒以上、または２００秒以上である。
【００５２】
［熱間成形工程］
次に、平均冷却速度が５〜３０℃／ｓとなるように、保持後の鋼板を変態発熱開始温度−２０〜変態発熱開始温度−１５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で成形を開始する。上記平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、オーステナイトからフェライトへの変態が過度に進行し、残部組織を面積％で１％以上確保することができない。上記平均冷却速度が３０℃／ｓ超であると、冷却速度が速すぎてＦｅ原子およびＣ原子が十分に拡散することができず、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの面積分率を８０％以上とするこができない。平均冷却速度が５〜３０℃／ｓである冷却は、空冷によって行うとよい。
【００５３】
変態発熱開始温度−２０℃以下の温度域で成形を開始するのは、ホットスタンプ成形体において所望量の平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトを得るためである。平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトへの変態は高温域で進行する。変態発熱によって温度低下が緩やかになり、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトの変態が進行する。変態発熱により温度上昇する時の温度が変態発熱開始温度である。
【００５４】
変態発熱開始温度−１５０℃未満では、フェライト変態が十分に進んでいるため、この温度以下で成形すると成形による歪が残留して伸びが低下する。そのため、成形温度の下限は変態発熱開始温度−１５０℃とする。好ましい下限は、変態発熱開始温度−１００℃、または変態発熱開始温度−５０℃である。
【００５５】
変態発熱開始温度は、加熱炉から取り出した鋼板の温度の時間変化を測定して、鋼板の温度を経過時間で二次微分することにより決定することができる。表１に示す化学組成を有する鋼板を９４０℃まで加熱し、加熱炉から搬出してからの経過時間と鋼板の温度との関係を図１Ａに、鋼板の温度を経過時間で二次微分したものを図１Ｂに示す。また、表１に示す化学組成を有する鋼板を９８０℃まで加熱し、加熱炉から搬出してからの経過時間と鋼板の温度との関係を図２Ａに、鋼板の温度を経過時間で二次微分したものを図２Ｂに示す。なお、図１Ａおよび図２Ａに示される鋼板の温度は、鋼板に熱電対を取り付けて、サンプリング間隔０．５ｓで温度を測定して得られた数値である。なお、表１の数値は質量％での含有量であり、残部はＦｅおよび不純物である。
【００５６】
【表１】
2020193389.tif 000002
【００５７】
変態発熱が開始した時は、鋼板の温度を経過時間で二次微分することで決定することができる。図１Ｂおよび図２Ｂにおいて、温度の経過時間に対する二次微分が、正から負の値になる時が、変態発熱が最大になる時である。この変態発熱が最大となる時の直前の変曲点が、変態発熱が開始した時である。
【００５８】
鋼板の温度を経過時間で二次微分した図から変態発熱が開始した時を決定し、その時の鋼板温度を求めることで、変態発熱開始温度を得ることができる。すなわち、図１Ｂおよび図２Ｂから変態発熱が開始した時間を求め、その時間の鋼板の温度を図１Ａおよび図２Ａから求めれば、変態発熱開始温度を得ることができる。
【００５９】
［急速冷却工程］
成形後は、金型中に保持して、平均冷却速度が２０〜１０００℃／ｓとなるように４００℃以下の温度域まで冷却する。これより延性の優れた金属組織を有するホットスタンプ成形体を製造することができる。上記平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイトを１％以上確保することができなくなる。上記平均冷却速度が１０００℃／ｓ超の場合、平均結晶方位差が０．４°未満であるフェライトおよび平均結晶方位差が０．４°以上であるフェライトの合計の面積分率を９５％以上とすることができず、ホットスタンプ成形体の延性が低下する。また、冷却を停止する温度が４００℃を超える場合、マルテンサイトへの変態が進まずに、所望量のマルテンサイトを得ることができず、強度を確保することができない。冷却では、冷媒の温度を低くする、熱伝導度の高い金型を用いる、加圧力を高くして熱伝導度を高める、あるいはホットスタンプ後のホットスタンプ成形体に水を吹き付ける等の方法により冷却速度を調整すればよい。上記平均冷却速度は、１００℃／ｓ以上、または２００℃／ｓ以上が好ましい。また、上記平均冷却速度は、１０００℃／ｓ以下、または５００℃／ｓ以下が好ましい。
【００６０】
以上説明した方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用される鋼板はＣ含有量が低く、低強度のため、ホットスタンプ後に高強度となる鋼板と接合されてテーラードブランクとされた後、ホットスタンプされて車体部品に成形される。この車体部品は、低強度材と高強度材とからなるテーラードブランクをホットスタンプされて製造されたため、低強度の部分と高強度の部分とを有するものとなる。
【００６１】
テーラードブランクを製造する際の溶接方法は、レーザー溶接、シーム溶接、アーク溶接、プラズマ溶接など様々な方法が考えられるが、特に限定されない。また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用される低強度材と共に使用される、高強度材（ホットスタンプ後に高強度となる鋼板）も特に限定されない。これらは製造される部品毎に適切なものを選択すればよい。
【００６２】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成を有する鋼板をテーラードブランクに適用せずに、該鋼板のみを用いて車体部品等を製造しても何ら問題ではない。パッチワークなど鋼板をスポット溶接で接合して重ねたブランクを作成して、そのブランクをホットスタンプすることも何ら問題ではない。
【実施例】
【００６３】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００６４】
表２Ａおよび表２Ｂに示す化学組成を有する冷延鋼板およびめっき鋼板を表３Ａ〜表３Ｃに示す条件でホットスタンプし、表４Ａ〜表４Ｃに示すホットスタンプ成形体を得た。ホットスタンプに先立ち、鋼板の中央に熱電対を取り付けて加熱炉から取り出した後の大気中での自然冷却での温度の時間変化を測定し、変態発熱開始温度を求めた。表４Ａ〜表４Ｃ中のめっきの欄について、ＣＲはめっきなし、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＡｌＳｉはアルミ−珪素めっきを行ったことを示す。
【００６５】
ホットスタンプは引張試験片と金属組織観察とを行うための試験片を作製し易いように、鋼板を平板状の水金型で挟んで加圧することで行った。ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより、引張（最大）強さ（ＭＰａ）および全伸び（％）を求めた。また金属組織観察用の試料を採取し、上述した方法により金属組織の面積分率を得た。
引張強さが４００ＭＰａ以上の場合を高強度であるとして合格と判定し、４００ＭＰａ未満の場合を不合格と判定した。全伸びが２５％以上の場合を延性に優れるとして合格と判定し、２５％未満の場合を不合格と判定した。また、伸びが３０％以上の場合を、より延性に優れると判断した。
【００６６】
亀裂伝播特性は次の方法で評価した。ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）から、板厚が１．２ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍのシャルピー試験片を採取した。試験片の長手を圧延方向とし、圧延方向と垂直な方向に長さ２ｍｍのＶノッチを成型した。作製した試験片を３枚重ねてビスで固定し、計装化衝撃試験に供した。計装化衝撃試験は室温で行い、試験開始から終了までの時間と衝撃力とを測定した。計装化衝撃試験の試験速度と計測した時間との積から変位を算出した。シャルピー試験片の破面の長さが８ｍｍであるため、変位が８ｍｍ以上の領域で観測された衝撃力の平均値をバックグラウンドとした。全測定点の衝撃力からバックグラウンドを差し引いた後、衝撃力−変位曲線を作成した。図３に衝撃力−変位曲線の模式図を示す。得られた衝撃力−変位曲線について、変位が０ｍｍから８ｍｍまでの曲線下の面積を算出し、得られた値を全衝撃エネルギーとした。次に、衝撃力−変位曲線の急激な低下が開始する衝撃力(図３中の亀裂発生時衝撃力)を探し、対応する変位(亀裂発生時変位)を求めた。変位０ｍｍから亀裂発生時変位までの曲線下の面積を算出して、亀裂発生時エネルギー(亀裂発生エネルギー)とした。全吸収エネルギーから亀裂発生エネルギーを差し引いた値を亀裂伝播エネルギーとした。全衝撃エネルギーに対する亀裂伝播エネルギーの割合を亀裂伝播抵抗の指標とした。この全衝撃エネルギーに対する亀裂伝播エネルギーの割合が２０％以上である場合を亀裂伝播抵抗に優れるとして合格（ＯＫ）と判定し、２０％未満である場合を不合格(ＮＧ)と判定した。
【００６７】
以上の試験結果を表４Ａ〜表４Ｃに示す。
【００６８】
【表２Ａ】
2020193389.tif 000003
【００６９】
【表２Ｂ】
2020193389.tif 000004
【００７０】
【表３Ａ】
2020193389.tif 000005
【００７１】
【表３Ｂ】
2020193389.tif 000006
【００７２】
【表３Ｃ】
2020193389.tif 000007
【００７３】
【表４Ａ】
2020193389.tif 000008
【００７４】
【表４Ｂ】
2020193389.tif 000009
【００７５】
【表４Ｃ】
2020193389.tif 000010
【００７６】
表２Ａ〜表４Ｃによれば、化学組成および金属組織が本発明の範囲内である発明例は、延性および亀裂伝播抵抗に優れ、且つ引張強さが４００ＭＰａ以上であった。
一方、化学組成および／または金属組織が本発明の範囲外である比較例は、引張強さ、伸びまたは亀裂伝播抵抗が劣った。
【産業上の利用可能性】
【００７７】
本発明に係る上記一態様によれば、強度、延性および亀裂伝播抵抗に優れるホットスタンプ成形体を提供することができる。
【図１Ａ】
2020193389.tif 000011
【図１Ｂ】
2020193389.tif 000012
【図２Ａ】
2020193389.tif 000013
【図２Ｂ】
2020193389.tif 000014
【図３】
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