(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：３．０％以下（０は除く）、Ｍｎ：５〜１５％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：３．０％以下（０は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０は除く）、残りＦｅ及び不可避な不純物からなり、微細組織は、マルテンサイト、ベイナイト、またはこれらの組み合わせが３０体積％以上である、温間プレス成形用鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷからなる群より選択された１種以上を０．００１〜２．０％さらに含む、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項３】
前記鋼板はＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶからなる群より選択された１種以上を０．００１〜０．４％さらに含む、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、ＣｕまたはＮｉの１種以上を０．００５〜２．０％さらに含む、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、ＳｂまたはＳｎの１種以上を０．０００１〜１．０％さらに含む、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、Ｂ：０．０００１〜０．０１％をさらに含む、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項７】
前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、Ｚｎ系めっき鋼板、及びＡｌ系めっき鋼板のうちいずれか一つである、請求項１に記載の温間プレス成形用鋼板。
【請求項８】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：３．０％以下（０は除く）、Ｍｎ：５〜１５％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：３．０％以下（０は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０は除く）、残りＦｅ及び不可避な不純物からなる鋼スラブを１０００〜１４００℃の温度において加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを熱間圧延し、Ａｒ３〜１０００℃の温度において仕上げ熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延後にＭｓ温度超過８００℃以下において巻取して熱延鋼板を製造する段階
とを含み、
微細組織は、マルテンサイト、ベイナイト、またはこれらの組み合わせが３０体積％以上である、温間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱延鋼板を箱焼鈍する段階と、
前記箱焼鈍後に冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階
とを含む、請求項８に記載の温間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１０】
Ｚｎ系めっきまたはＡｌ系めっきを行ってめっき鋼板を製造する段階をさらに含む、請求項８または９に記載の温間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１１】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：３．０％以下（０は除く）、Ｍｎ：３〜１５％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：３．０％以下（０は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０は除く）、残りＦｅ及び不可避な不純物からなり、
温間プレス成形及び冷却後の微細組織は、残留オーステナイトを体積分率で５〜５０％含み、残りはフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト及びベイナイトのうち１種以上である、温間プレス成形部材。
【請求項１２】
前記温間プレス成形部材の引張強度は１０００ＭＰａ以上、延伸率は１０％以上である、請求項１１に記載の温間プレス成形部材。
【請求項１３】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：３．０％以下（０は除く）、Ｍｎ：５〜１５％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：３．０％以下（０は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０は除く）、残りＦｅ及び不可避な不純物からなる鋼板に温間プレス成形を行う段階と、
前記温間プレス成形後に冷却する段階
とを含み、
前記温間プレス成形は、１〜１０００℃／秒の昇温速度でＡｃ１〜Ａｃ３の温度範囲まで加熱し、前記加熱後に１〜１００００秒間温度を維持する熱処理を含み、
微細組織は、残留オーステナイトを体積分率で５〜５０％含み、残りはフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト及びベイナイトのうち１種以上である、温間プレス成形部材の製造方法。
【請求項１４】
前記温間プレス成形は、前記熱処理後に成形するか、成形後に前記熱処理して行われる、請求項１３に記載の温間プレス成形部材の製造方法。
【請求項１５】
前記冷却は、１〜１０００℃／秒の冷却速度で行われる、請求項１３または１４に記載の温間プレス成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車構造部材または補強材に用いられる鋼板であって、より詳細には、温間プレス成形後に高い強度を有するとともに優れた延伸率を確保することにより、衝突吸収能及びめっき材の耐食性を向上させることができる温間プレス成形用鋼板、これを用いた温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車産業では、環境に優しい燃費及び乗客の安全性規制に準じた耐衝突性向上へのニーズが高まっている。このため、車体の高強度化による自動車軽量化及び耐衝突性の向上に対する研究及び適用が活発に行われている。
【０００３】
このようなニーズに対応すべく、高い強度を有しながらも、優れた成形性を確保し、形状の制御能力に優れた方法として熱間成形方法が提示されている。このような方法は特許文献１及び２などで提案されている。上記のような方法は、熱処理前の低い強度及び高い加工性を用いてオーステナイト単相域において熱処理及びプレス成形を行い、金型による急冷を施すことにより、最終製品において主相をマルテンサイトにする、超高強度鋼板を得る製造方法である。
【０００４】
しかし、上記技術では、オーステナイト単相域の高い加熱温度により、非めっき材の場合、製造後に生じた表面の酸化スケールを除去する必要があり、高い温度を確保するために多くの費用が求められる。
【０００５】
また、Ｚｎめっき材またはＡｌめっき材の場合、めっき材の揮発またはロール癒着が発生して生産性を低下させる可能性がある。Ｚｎの融点は５００℃以下、Ａｌの融点も７００℃を超えないことから、上記のように高温で熱処理を行うと、ＺｎまたはＡｌが一部融解するようになるため、めっき材としての特性を確保することが困難になり、ＺｎまたはＡｌが加工時に成形枠に融着して成形に悪影響を及ぼすという問題がある。
【０００６】
また、上記のような高温成形は、強度を向上させる効果があるが、部品の側面では、微細組織が９０％以上のマルテンサイトで構成されて１０％未満の低い延伸率を有するため、耐衝突特性を十分に確保することが困難であり、適用できる自動車用部品に限界がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】韓国特許出願公開公報第２００７−００５７６８９号
【特許文献２】米国特許６,２９６,８０５号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の一側面は、温間プレス成形により、高い強度を有するとともに優れた延伸率を確保して、衝突特性に優れた温間プレス成形用鋼板及びこれを用いた温間プレス成形部材を提供する。
【０００９】
また、本発明の一側面は、めっきされた鋼板の場合、温間プレス成形のような熱処理によっても、優れた耐食性を確保することができる温間プレス成形用鋼板及び温間プレス成形部材を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：３．０％以下（０は除く）、Ｍｎ：３〜１５％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：３．０％以下（０は除く）、Ｎ：０．０３％以下（０は除く）、Ｆｅ及び不可避な不純物を含む温間プレス成形用鋼板を提供する。
【００１１】
また、本発明は、上記組成を有する鋼スラブを１０００〜１４００℃の温度において加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを熱間圧延し、Ａｒ３〜１０００℃の温度において仕上げ熱間圧延する段階と、上記熱間圧延後のＭｓ温度超過８００℃以下の温度において巻取して熱延鋼板を製造する段階とを含む温間プレス成形用鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
また、本発明は、上記組成を有し、温間プレス成形及び冷却後の微細組織において、残留オーステナイトを体積分率で３〜５０％含み、残りはフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、及びベイナイトのうち１種以上である温間プレス成形部材を提供する。
【００１３】
また、本発明は、上記組成を有する鋼板に温間プレス成形を行う段階と、上記温間プレス成形後に冷却する段階とを含み、上記温間プレス成形は１〜１０００℃／秒の昇温速度でＡｃ１〜Ａｃ３の温度範囲まで加熱し、上記加熱後に１〜１００００秒間温度を維持する熱処理を含む温間プレス成形部材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明は、自動車構造部材及び補強材、特に衝突吸収が必要な部材に用いられることができる超高強度鋼板の製造方法及び温間プレス成形によって製造されたその部材に関するもので、温間プレス成形の熱処理による引張強度１０００ＭＰａ以上の超高強度及び延性に優れた鋼板の製造方法及びこれを用いた熱処理部材を提供することにより、熱処理型超高強度鋼を衝突部材まで拡大して適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、関連技術の熱間プレス成形に関する熱履歴を示すグラフである。
【図２】図２は、本発明の温間プレス成形に関する熱履歴を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明において、「温間プレス成形」とは、鋼板を一定の形態に加工することを意味する。つまり、上述のオーステナイト単相域を超える温度において熱処理して加工する熱間成形とは異なり、オーステナイト単相域以下の温度において熱処理して加工することを意味する。
【００１７】
本発明において、上記温間プレス成形は熱処理及び成形を含み、これには熱処理後に成形する方式のみならず、成形後に熱処理する方式もすべて含まれる。
【００１８】
本発明者らは、温間プレス成形によって部材（部品）を製造するにあたり、成分、微細組織、及び温間プレス成形時の熱処理温度を適切に制御する場合、部材の延伸率を向上させることができる点を見出し、本発明を完成させた。
【００１９】
関連技術の熱間熱処理部材の製造方法では、部材においてマルテンサイトを主相として確保し、フェライトの生成を抑制するために、オーステナイト単相域を超える温度まで加熱した後、鋼板を成形し、Ｍｆ（マルテンサイト生成の終了）温度未満まで急冷させてマルテンサイトを主相にする高強度部材を製造する。
【００２０】
しかし、本発明では、オーステナイト単相域以下の温度において熱処理及び成形して冷却する温間プレス成形法を用いることを特徴とする。オーステナイト単相域以下の温度において加熱及び維持するとき、粒界または粒内に生成されたオーステナイトにおいてＣ、Ｍｎなどが濃化されて形成されたオーステナイトを成形してから冷却すると、常温まで安定化させることができる点に着目した。
【００２１】
以下では、本発明の温間プレス成形用鋼板について詳細に説明する。
【００２２】
（温間プレス成形鋼板）
まず、本発明の温間プレス成形鋼板の組成について詳細に説明する（以下、重量％）。
【００２３】
炭素（Ｃ）：０．０１〜０．５％
上記Ｃは、鋼板の強度を増加させるための必須の元素であるのみならず、本発明において具現しようとする残留オーステナイトを確保するために、適正に添加する必要がある。Ｃ含有量が０．０１％未満の場合は、十分な強度を得ることができない上、温間プレス成形時に部材が３体積％以上の残留オーステナイトを確保することが困難である。よって、上記のような特徴を発揮するためには、０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上）添加する。また、０．５％を超過して含有すると、熱延鋼板の冷間圧延性を低下させる上、高すぎる強度が得られ、所望する延伸率を確保することが困難であり、溶接性が低下しやすいことから、０．５％以下（好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下）添加する。
【００２４】
シリコン（Ｓｉ）：３．０％以下（０は除く）
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤の役割を果たすのみならず、熱処理時に炭化物の生成を抑制する元素として添加する。Ｓｉ含有量が３％を超過すると、鋼板のめっき性を低下させるため、３％以下（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）添加する。
【００２５】
アルミニウム（Ａｌ）：３．０％以下（０は除く）
上記Ａｌは、製鋼において脱酸作用をして鋼の清浄性を高める上、Ｓｉと同様に熱処理時に炭化物の生成を抑制する元素として添加する。Ａｌは、添加量の増加により、二相域が拡大して焼鈍温度の作業範囲が拡大されるという長所があるが、Ａｌ含有量が３％を超過すると、鋼板のめっき性が低下するのみならず、製造費用が上昇するため、上限を３％以下（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）添加する。
【００２６】
マンガン（Ｍｎ）：３〜１５％
上記Ｍｎは、本発明において非常に重要な役割をする。Ｍｎは、固溶強化元素である上、Ｍｓ温度（マルテンサイトの変態開始温度）を下げる役割をしてオーステナイトの常温安定性を高める。また、Ｍｎは、Ａｃ１及びＡｃ３の温度を下げるため、本発明で求められる温間プレスの成形に重要な元素である。なお、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度において温間プレスの成形及び熱処理時に生成されるオーステナイトにＭｎが拡散されてオーステナイトの常温安定性をさらに高めることができる。Ｍｎ含有量が３％未満の場合は、上記作用を十分に行うための強度が不足するため、３％以上（好ましくは４％以上、より好ましくは５％以上）添加する。また、１５％を超えると、製造費用が上昇する上、あまりにも多くの残留オーステナイトが生成されて、延伸率は十分に上昇させることができるものの、十分な強度を確保することは困難であるため、１５％以下（好ましくは１３％以下、より好ましくは１１％以下）添加する。
【００２７】
リン（Ｐ）：０．０００１〜０．１％
上記Ｐは、Ｓｉと同様にマルテンサイトの熱処理時に炭化物の生成を抑制させる効果があるが、過剰に含有されると、溶接性が劣化し、粒界が弱くなるため、上限を０．１％に限定する。また、Ｐを０．０００１％未満に制御するためには、多くの製造費用がかかるため、その下限は０．０００１％に限定する。
【００２８】
硫黄（Ｓ）：０．０００１〜０．０３％
上記Ｓは、鋼中に不純物として存在し、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。Ｓ含量が０．０３％以下の場合は、このような悪影響が大きくないため、その上限を０．０３％にする。また、Ｓを０．０００１％未満に制御するためには、多くの製造費用がかかるため、その下限を０．０００１％に限定する。
【００２９】
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０は除く）
上記Ｎは、鋼中に不純物として含まれる。鋼板においてＮは、窒化物を形成させて水素による耐遅れ破壊特性を向上させるために添加される。Ｎ含量が０．０３を超過すると、連鋳時にスラブクラックに対する鋭敏性が増加し、スラブ内に気孔が発生しやすいため、その上限を０．０３％（好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下）にする。
【００３０】
本発明では、上記組成の他に、硬化能向上元素であるＣｒ、Ｍｏ、及びＷのうち１種以上、析出強化元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶのうち１種以上、強度向上元素であるＣｕ及びＮｉのうち１種以上、粒界強化及び硬化能元素としてＢ、めっき性向上のためのＳｂ及びＳｎのうち１種以上をさらに添加することができる。
【００３１】
Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷのうち１種以上の組み合わせ：０．００１〜２．０％
上記Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷは、硬化能及び析出強化効果があり、高強度をさらに確保することができる。Ｃｒ、Ｍｏ、またはＷの含量が０．００１％未満の場合は、硬化能及び析出強化の効果を十分に得ることができず、２．０％を超過すると、その効果が飽和する上、製造費用が上昇するため、その上限を２．０％に制限する。
【００３２】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶのうち１種以上の組み合わせ：０．００１〜０．４％
上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶは、鋼板の強度上昇、結晶粒微細化及び熱処理特性を向上させる元素である。上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶの含量が０．００１％未満の場合は、上記のような効果を期待することが困難であり、その含量が０．４％を超過すると、製造費用が過度に上昇する。よって、その含量を０．００１〜０．４％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上の組み合わせ：０．００５〜２．０％
上記Ｃｕは、微細なＣｕ析出物を生成して強度を向上させる元素である。上記Ｃｕ含量が０．００５％未満の場合、所望する強度を十分に得ることができず、２．０％を超過すると、操業性を劣化させる可能性がある。よって、その含量を０．００５〜２．０％に制限することが好ましい。また、上記Ｎｉは、強度上昇及び熱処理性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．００５％未満の場合は、その効果を得ることができず、２．０％を超過すると、製造費用が上昇するため、その含量を０．００５〜２．０％に限定する。
【００３４】
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
上記Ｂは、硬化能が大きい元素で、微量添加しても熱処理鋼において高い強度を確保することができる。また、結晶粒界を強化させて本発明の高Ｍｎ鋼における粒界脆性を抑制することができる。しかし、０．０００１％未満の場合は、このような効果を得ることができず、０．０１％を超過すると、その効果が飽和する上、熱間加工性の劣化をもたらすため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。
【００３５】
Ｓｂ及びＳｎのうち１種以上の組み合わせ：０．０００１〜１．０％
上記Ｓｂ及びＳｎは、表面及び粒界濃化元素で、本発明において添加される多くのＭｎが焼鈍時に表面濃化されることにより、酸化物の生成によるめっき性の劣化を抑制することができる。しかし、０．０００１％未満の場合は、このような効果を得ることができず、１．０％を超過すると、熱間加工性が劣化するため、その上限を１．０％に制限することが好ましい。
【００３６】
残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物を含む。しかし、上記組成以外に含まれる他の組成は排除しない。
【００３７】
本発明の温間プレス成形用鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板のうちいずれか一つであることが好ましく、その種類は特に限定しない。上記めっき鋼板は、Ｚｎ系めっき鋼板またはＡｌ系めっき鋼板であることが好ましい。
【００３８】
上記温間プレス成形用鋼板の微細組織の主相は、マルテンサイト、ベイナイトまたはこれらの組み合わせが３０体積％以上であることが好ましい。上記マルテンサイト、ベイナイトまたはこれらの組み合わせが３０体積％未満の場合は、温間プレス成形の熱処理時にオーステナイトを十分に確保することが困難である上、求められる強度を十分に確保することも困難である。
【００３９】
以下では、本発明の温間プレス成形用鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４０】
（温間プレス成形用鋼板の製造方法）
上記組成を有する鋼スラブを１０００〜１４００℃において加熱した後、熱間圧延を行う。上記加熱温度が１０００℃の未満では、連鋳組織の均質化が十分に確保されず、１４００℃を超過すると製造費用が上昇する。
【００４１】
その後、Ａｒ３温度以上１０００℃以下の温度において熱間仕上げ圧延を行う。上記熱間仕上げ圧延温度がＡｒ３温度未満の場合、二相域圧延になって熱延混粒を発生させ、操業性を劣化させる。また、１０００℃を超過すると、結晶粒粗大化をもたらし、多くの酸化スケールを生成させる。
【００４２】
次に、Ｍｓ温度超過８００℃以下の温度において巻取する。Ｍｓ温度の以下の温度では、熱延巻取機に負荷を与える可能性があり、８００℃を超過すると、熱延鋼板の酸化層の厚さが増加するという短所がある。
【００４３】
このようにして製造された熱延鋼板は温間プレス成形に直接用いたり、酸洗をさらに行ってから用いたりすることができる。また、上記酸洗された鋼板にＺｎ系めっきまたはＡｌ系めっきを施しためっき鋼板を温間プレス成形に用いることもできる。
【００４４】
上記熱延鋼板に酸洗及び冷間圧延を行うことにより、冷延鋼板を製造することができる。上記酸洗は一般の方法によって行われ、上記冷間圧延時の冷間圧下率は本発明では限定されず、一般の冷延鋼板の製造方法による。
【００４５】
好ましい一例として、上記冷延鋼板を製造するにあたり、冷間圧延前に箱焼鈍を行うことができる。上記箱焼鈍は、上記のように製造された熱延鋼板の強度を高めることができる。これは、冷間圧延の負荷を大きくするため、箱焼鈍によって熱延鋼板の強度を減らし、冷間圧延性を向上させるためである。上記箱焼鈍において、熱処理温度はＡｃ１〜Ａｃ３の温度範囲で行われることが好ましい。上記Ａｃ１温度未満の場合、熱延鋼板の強度下落を十分に確保することができず、Ａｃ３温度を超過すると、製造費用が上昇し、再び徐冷したときに多量のマルテンサイトが生成されて熱延鋼板の強度が十分に低減しない。よって、上記箱焼鈍を行った後に、冷間圧延を行うことで冷延鋼板を製造することができる。
【００４６】
上記冷延鋼板を連続焼鈍熱処理して焼鈍鋼板を製造することができる。上記連続焼鈍熱処理条件は、特に限定されないが、７００〜９００℃において行うことが好ましい。焼鈍温度が７００℃未満の場合は、鋼板の再結晶を十分に確保することができず、９００℃を超過すると、製造費用が上昇する上、操業にも困難をきたす。また、上記焼鈍鋼板にＺｎ−Ｎｉ電気めっきを行うことにより、Ｚｎ−Ｎｉ電気めっき鋼板を製造することができる。
【００４７】
また、上記冷延鋼板にＺｎ系めっきまたはＡｌ系めっきを行い、鋼板の耐食性及び耐熱性を確保する。Ｚｎめっき鋼板の熱処理及びめっき条件は、特に限定されないが、一般の溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）が製造されることが好ましい。なお、Ａｌめっき鋼板の熱処理及びめっき条件も、特に限定されず、一般の製造工程によって行われる。
【００４８】
以下では、上記のように製造された鋼板による温間プレス成形を用いて製造された本発明の温間プレス成形部材について詳細に説明する。
【００４９】
（温間プレス成形部材）
本発明の温間プレス成形部材は、上記温間プレス成形鋼板の組成を有し、微細組織の残留オーステナイトを体積分率で３〜５０％含み、残りはフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、及びベイナイトのうち１種以上を含むことが好ましい。
【００５０】
上記残留オーステナイト分率が体積％で、３％未満の場合は、本発明において目標とする超高強度及び高延伸率を確保することが困難であり、５０％を超過すると、鋼板に多くのＣやＭｎなどを添加しなければならないため製造が困難である。残留オーステナイトの他に、残りの組織として、フェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイトなどを含有することができる。
【００５１】
上記フェライトは、後述する温間プレス成形過程の熱処理時に生成されたり、熱処理前に一部含まれ得る。このようなフェライトの分率は、３０％以下であることが好ましい。フェライト分率が３０％を超過すると、所望する強度を十分に確保することが困難である。
【００５２】
上記マルテンサイトも、温間プレス成形過程の熱処理前に生成されたり、熱処理後に生成され得る。このとき、マルテンサイト内には一部炭化物が生成される可能性がある。このようなマルテンサイトは５０〜９５％であることが好ましい。マルテンサイト分率が５０％未満の場合は、所望する強度を十分に確保することが困難であり、９５％を超過すると、残留オーステナイトを十分に確保することが困難である。
【００５３】
以下では、上記温間プレス成形部材の製造方法について詳細に説明する。
【００５４】
（温間プレス成形部材の製造方法）
延伸率に優れた部材を製造するために、本発明では温間プレス成形方法を採用する。本発明者らは、Ａｃ３温度の以下における熱処理時にめっき層の耐熱性を確保することができる点に着目し、温間プレス成形を用いて所望する材質を十分に確保することができる方法を研究した。その結果、上記のような鋼成分を有する鋼板を用いることにより、Ａｃ３温度以下において熱処理して残留オーステナイトを確保することができる点を見出した。
【００５５】
即ち、Ｍｎが添加された鋼が適正な熱間圧延及び／または冷間圧延、焼鈍を経ると、熱処理前の微細組織から５μｍ以下の非常に微細な組織を得るのに有用であることを見出した。また、熱処理前の微細組織がマルテンサイト及び／またはベイナイトを十分に確保すると、マルテンサイト及び／またはベイナイトのナノサイズのラス（Ｌａｔｈ）粒界または結晶粒界において、Ｍｎ及びＣが温間プレス成形のための熱処理時にオーステナイトに濃化されて、多量のオーステナイトが常温まで安定化されることを究明した。このとき、上述したように、温間プレス成形用鋼板の微細組織の主相は、マルテンサイト、ベイナイト、またはこれらの組み合わせが３０％以上であることが好ましい。これは、その分率が少ないと、温間プレス成形の熱処理時にオーステナイトを十分に確保することが困難である上、求められる強度を確保することが困難であるためである。
【００５６】
このような原理を用いて製造された部材では、残留オーステナイトが体積％で３％以上含有されて優れた延伸率を有する。
【００５７】
本発明の温間プレス成形部材の製造方法は、まず、上記のように製造された鋼板に温間プレス成形を行う。上記温間プレス成形は、熱処理後に成形する方法、及び成形後に熱処理する方法のいずれでもよい。
【００５８】
温間プレス成形の熱処理条件について説明すると、１〜１０００℃／秒の昇温速度で加熱し、温度範囲はＡｃ１〜Ａｃ３の温度範囲で加熱する。上記加熱後に１〜１００００秒間その温度を維持する。
【００５９】
上記昇温速度が１℃／秒の未満の場合は、製造費用が上昇し、生産性が低下しやすいため、その下限を１℃／秒にすることが好ましく、昇温速度１０００℃／秒を超過すると、過度な加熱設備が求められる上、本発明の作用効果があまり大きくないため、その上限を１０００℃／秒にすることが好ましい。
【００６０】
上記Ａｃ１〜Ａｃ３の温度範囲は、残留オーステナイトを確保するのに重要な役割をする。上記温度がＡｃ１未満の場合は、熱処理前のマルテンサイトまたはベイナイトの粒界または粒内にオーステナイトが生成されない可能性があるため、本発明において求められる残留オーステナイトを確保することができない。したがって、熱処理はＡｃ１以上の温度（好ましくはＡｃ１＋１０℃以上、より好ましくはＡｃ１＋２０℃以上）で実施される。また、Ａｃ３を超過すると、Ｃ及びＭｎがオーステナイトに十分に濃化されないため、残留オーステナイトの安定性が低下し、所望する残留オーステナイトを十分に確保することが困難になり、その結果、強度は上昇するが、延伸率を十分に確保することは困難であるため、その上限をＡｃ３（好ましくはＡｃ３−１０℃以下、より好ましくはＡｃ３−２０℃以下）とする。
【００６１】
上記維持時間が１００００秒を超過すると、生産性が低下する上、熱処理前のマルテンサイトが分解されて強度を十分に確保することが困難であるため、その上限を１００００秒とする。
【００６２】
その後、温間プレス成形を行ってから冷却する。このとき、冷却速度の範囲は、特に限定されないが、好ましくは１〜１０００℃／秒の冷却速度で行うことが好ましい。冷却速度が１℃／秒未満の場合は、部材の生産性を十分に確保することが困難である上、冷却速度を制御するための設備がさらに必要になるため製造費用が上昇する。また、冷却速度が１０００℃／秒を超過すると、急冷を十分に行うための設備が必要になる上、上記温間プレス成形部材の組織確保に役立たない。
【００６３】
以下では、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解を助けるためのものに過ぎず、本発明を限定するものではない。
【実施例】
【００６４】
下記表１の組成を有する鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で再加熱温度１２００℃において１時間加熱し、熱間圧延を行った。このとき、熱間圧延は９００℃において終了し、炉冷温度を６８０℃にして熱延鋼板を製造した。このようにして製造された熱延鋼板に対して温間プレス成形のシミュレーションを行った。
【００６５】
また、上記熱延鋼板を用いて酸洗を行った後、酸洗された熱延鋼板を用意し、冷間圧下率５０％で冷延鋼板を製造した。特に、鋼種Ｍ及びＮは、冷間圧延後に箱焼鈍熱処理を行った。上記箱焼鈍熱処理条件は、３０℃／ｈで昇温し、６００℃において１０時間維持した後、３０℃／ｈの冷却速度で冷却した。一方、上記箱焼鈍処理しない場合は、７８０℃の温度で連続焼鈍を行った。
【００６６】
なお、上記酸洗された熱延鋼板及び冷延鋼板にＺｎめっきまたはＡｌめっきを行い、めっき鋼板をともに製造した。上記ＺｎめっきまたはＡｌめっきは、焼鈍温度７８０℃において熱処理した後、それぞれＺｎめっき浴及びＡｌめっき浴に浸漬して行われた。
【００６７】
このようにして製造及び酸洗された熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板を用いて温間プレス成形工程の熱処理条件でシミュレーションを行った。熱処理条件は、表２に示した通りである。このとき、昇温速度は３℃／秒にした。
【００６８】
上記のように温間プレス成形工程がシミュレーションされた鋼板の機械的性質及び残留オーステナイト分率をＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号の引張試験片を用いて測定した。上記残留オーステナイト分率は、Ｘ線回折試験から得られたオーステナイト（２００）、（２２０）、（３１１）のピーク面積及びフェライト（２００）、（２１１）のピーク面積を求めて、下記式１のように５ピーク法で計算した。下記式１において、Ｖγはオーステナイト分率、Ｉαはフェライトのピーク面積、Ｉγはオーステナイトピークの面積を示す。
【００６９】
【数１】
0006043801.tif 000002
【００７０】
これによって得られた最終鋼板の機械的性質及び残留オーステナイト分率を表２に示した。
【００７１】
【表１】
0006043801.tif 000003
【００７２】
【表２】
0006043801.tif 000004
【００７３】
上記発明組成に該当する鋼種Ａ〜Ｐの場合は、最終製品における残留オーステナイト分率が３％以上と優れた延伸率を示すのに対し、比較鋼Ｑ及びＲの場合は、いかなる熱処理温度下においても残留オーステナイト分率が３％未満と劣化した延伸率を示すことが分かる。
【００７４】
また、Ａ鋼種において温間プレス成形時の熱処理温度をＡｃ３以上である８５０℃にした場合、強度は高くなるが、残留オーステナイトを十分に確保できないため延伸率が低下することが確認できた。
【図１】
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【図２】
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