(57)【要約】【課題】表面硬度の低下が小さい980〜2130MPaのTSを有するホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.09〜0.38%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Sb:0.002〜0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度TSが980〜2130MPaであることを特徴とするホットプレス部材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.09〜0.38%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Sb:0.002〜0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度TSが980〜2130MPaであることを特徴とするホットプレス部材。
【請求項２】
さらに、質量%で、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載のホットプレス部材。
【請求項３】
さらに、質量%で、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載のホットプレス部材。
【請求項４】
さらに、質量%で、B:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項５】
さらに、質量%で、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1から4のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項６】
質量%で、C:0.34〜0.38%であることを特徴とする請求項1から5のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項７】
質量%で、C:0.29%以上0.34%未満であることを特徴とする請求項1から5のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項８】
質量%で、C:0.21%以上0.29%未満であることを特徴とする請求項1から5のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項９】
質量%で、C:0.14%以上0.21%未満であることを特徴とする請求項1から5のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項１０】
質量%で、C:0.09%以上0.14%未満であることを特徴とする請求項1から5のいずれか1項に記載のホットプレス部材。
【請求項１１】
質量%で、Sb:0.002〜0.01%を含有することを特徴とする請求項8または9に記載のホットプレス部材。
【請求項１２】
請求項6から11のいずれか1項に記載の組成を有することを特徴とするホットプレス部材用鋼板。
【請求項１３】
請求項12に記載のホットプレス部材用鋼板を、1℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、Ac3変態点〜(Ac3変態点+150℃)の温度域に1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを開始し、200℃までの平均冷却速度を3℃/秒以上として冷却することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
【請求項１４】
ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することを特徴とする請求項13に記載のホットプレス部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ダイとパンチからなる金型内で加熱された鋼板を加工すると同時に急冷して高強度化の図られるホットプレス部材、特に、980〜2130MPaの引張強度TSを有する表面硬度の低下が小さいホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、自動車などに用いられる構造部材は、所望の強度を有する鋼板をプレス加工して製造されている。近年、自動車車体の軽量化の要請に基づき、素材である鋼板としては、例えば板厚が1.0〜4.0mm程度の高強度鋼板が望まれているが、鋼板を高強度化すればするほどその加工性は劣化し、鋼板を所望の部材形状に加工することが困難になる。
【０００３】
そこで、特許文献1に記載されているような、加熱された鋼板を金型内で加工すると同時に急冷して高強度化を図るホットプレスと呼ばれる(ダイクエンチとも呼ばれる)構造部材の製造方法が注目され、1.0〜1.5GPaのTSを必要とする一部の部材では実用化されている。この方法では、鋼板を950℃前後に加熱した後高温で加工するため、冷間プレスにおける加工性の問題が軽減され、また、水冷された金型により焼入れるため、変態組織を利用して部材を高強度化でき、素材である鋼板の合金元素の添加量を削減できるというメリットがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】英国特許第1490535号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献1に記載されているようなホットプレス部材では、表面硬度の大きな低下が認められ、耐摩耗性などの劣化を引き起こす場合が多い。
【０００６】
本発明は、表面硬度の低下が小さい980〜2130MPaのTSを有するホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいうホットプレス部材のTSとは、ホットプレス後の部材を構成する鋼板のTSのことである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
【０００８】
i) 表面硬度の低下の原因は、ホットプレス前に鋼板を加熱してからホットプレスの一連の処理によって鋼板を冷却するまでの間に鋼板表層部に生じる厚さ数10〜数100μmの脱炭層である。
【０００９】
ii) こうした脱炭層の生成を防止するには、ホットプレス部材用鋼板に、質量%で、0.002〜0.03%のSbを添加することが有効である。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.09〜0.38%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Sb:0.002〜0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度TSが980〜2130MPaであることを特徴とするホットプレス部材を提供する。
【００１１】
本発明のホットプレス部材には、さらに、質量%で、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種を含有させることができる。さらにまた、質量%で、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、B:0.0005〜0.05%や、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を、個別にあるいは同時に含有させることができる。
【００１２】
本発明のホットプレス部材では、質量%で、C:0.34〜0.38%、C:0.29%以上0.34%未満、C:0.21%以上0.29%未満、C:0.14%以上0.21%未満、C:0.09%以上0.14%未満とC量範囲を変えることにより、所望の強度レベル、例えばそれぞれのC量に対応して、1960〜2130MPa、1770MPa以上1960MPa未満、1470MPa以上1770MPa未満、1180MPa以上1470MPa未満、980MPa以上1180MPa未満といった、各強度レベルのホットプレス部材を得ることができる。
【００１３】
このとき、C:0.14%以上0.21%未満あるいはC:0.21%以上0.29%未満のC量を含有するホットプレス部材においては、疲労特性の観点から、Sbの含有量が0.002〜0.01%であることが好ましい。
【００１４】
本発明は、また、上記の組成を有するホットプレス部材用鋼板を提供する。
【００１５】
上記のC量範囲に対応した所望の強度レベルを有するホットプレス部材は、質量%で、C:0.34〜0.38%、C:0.29%以上0.34%未満、C:0.21%以上0.29%未満、C:0.14%以上0.21%未満、C:0.09%以上0.14%未満のうちいずれかのC量を含有する本発明のホットプレス部材用鋼板を、1℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、Ac3変態点〜(Ac3変態点+150℃)の温度域に1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを開始し、200℃までの平均冷却速度を3℃/秒以上として冷却する方法により製造できる。
【００１６】
このとき、ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが好ましい。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、表面硬度の低下が小さい980〜2130MPaのTSを有するホットプレス部材を製造できるようになった。本発明のホットプレス部材は、自動車のドアガード、サイドメンバー、センタピラーのような衝突時の安全性を確保するための構造部材に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明を具体的に説明する。なお、組成に関する「%」表示は特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
【００１９】
1) ホットプレス部材の組成
C:0.09〜0.38%
Cは、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のTSを980MPa以上にするには、その量を0.09%以上とする必要がある。一方、C量が0.38%を超えると、TSを2130MPa以下にすることが困難となる。したがって、C量は0.09〜0.38%とする。特に、1960〜2130MPaのTSを得るにはC量を0.34〜0.38%に、1770MPa以上1960MPa未満のTSを得るにはC量を0.29%以上0.34%未満に、1470MPa以上1770MPa未満のTSを得るにはC量を0.21%以上0.29%未満に、1180MPa以上1470MPa未満のTSを得るにはC量を0.14%以上0.21%未満に、980MPa以上1180MPa未満のTSを得るには、C量を0.09%以上0.14%未満にすることが好ましい。
【００２０】
Si:0.05〜2.0%
Siは、C同様、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のTSを980MPa以上にするにはその量を0.05%以上とする必要がある。一方、Si量が2.0%を超えると、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が著しく増大するとともに、圧延荷重が増大したり、熱延鋼板の延性の劣化を招く。したがって、Si量は0.05〜2.0%とする。
【００２１】
Mn:0.5〜3.0%
Mnは、焼入れ性を向上させるのに効果的な元素であり、また、Ac3変態点を低下させるので、ホットプレス前の加熱温度を低下するにも有効な元素である。このような効果の発現のためにはその量を0.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜3.0%とする。
【００２２】
P:0.05%以下
P量が0.05%を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下するとともに、靭性も著しく低下する。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、過度の脱P処理はコスト高を招くので、P量は0.001%以上とすることが好ましい。
【００２３】
S:0.05%以下
S量が0.05%を超えると、ホットプレス部材の靭性が低下する。したがって、S量は0.05%以下とする。
【００２４】
Al:0.005〜0.1%
Alは、鋼の脱酸剤として添加される。このような効果の発現のためにはその量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。
【００２５】
N:0.01%以下
N量が0.01%を超えると、熱間圧延時やホットプレスを行うための加熱の際などにAlNの窒化物を形成し、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、N量は0.01%以下とする。
【００２６】
Sb:0.002〜0.03%
Sbは、本発明で最も重要な元素であり、ホットプレス前に鋼板を加熱してからホットプレスの一連の処理によって鋼板を冷却する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。このような効果の発現のためにはその量を0.002%以上とする必要がある。より好ましくは0.003%以上である。一方、Sb量が0.03%を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。したがって、Sb量は0.002〜0.03%とする。
【００２７】
本発明のホットプレス部材は、主として自動車のドアガード、サイドメンバー、センタピラーのような衝突時の安全性を確保するための構造部材に適用されるが、なかでも、強度レベルが1180MPa以上1470MPa未満あるいは1470MPa以上1770MPa未満のホットプレス部材、すなわち、好適にはC:0.14%以上0.21%未満あるいはC:0.21%以上0.29%未満のC量を含有するホットプレス部材においては、疲労特性に優れることも要求される場合が多い。そのため、このC量を含有するホットプレス部材においては、Sb量は0.002〜0.01%とすることが好ましい。これは、Sb量が0.01%を超えると疲労特性が劣化する傾向にあるためである。
【００２８】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、Ni:0.01〜5.0%、Cu:0.01〜5.0%、Cr:0.01〜5.0%、Mo:0.01〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、Ti:0.005〜3.0%、Nb:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、W:0.005〜3.0%の中から選択された少なくとも1種や、B:0.0005〜0.05%や、REM:0.0005〜0.01%、Ca:0.0005〜0.01%、Mg:0.0005〜0.01%の中から選択された少なくとも1種を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。
【００２９】
Ni:0.01〜5.0%
Niは、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Ni量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。
【００３０】
Cu:0.01〜5.0%
Cuは、Ni同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Cu量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。
【００３１】
Cr:0.01〜5.0%
Crは、CuやNi同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Cr量が5.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は5.0%とすることが好ましい。
【００３２】
Mo:0.01〜3.0%
Moは、Cu、NiやCr同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。また、結晶粒の成長を抑制し、細粒化により靭性を向上させる効果も有する。こうした効果の発現のためにはその量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Mo量が3.0%を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は3.0%とすることが好ましい。
【００３３】
Ti:0.005〜3.0%
Tiは、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、次に述べるBよりも優先して窒化物を形成して、固溶Bによる焼入れ性の向上効果を発揮させるのに有効な元素でもある。こうした効果の発現のためにはその量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Ti量が3.0%を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。
【００３４】
Nb:0.005〜3.0%
Nbは、Ti同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Nb量が3.0%を超えると、炭窒化物の析出が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。
【００３５】
V:0.005〜3.0%
Vは、TiやNb同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとなって耐水素脆性を高める。こうした効果の発現のためにはその量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、V量が3.0%を超えると、炭窒化物の析出が顕著になり、延性が著しく低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。
【００３６】
W:0.005〜3.0%
Wは、V同様、鋼の強化、靭性の向上、耐水素脆性の向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、W量が3.0%を超えると、延性が著しく低下するので、その上限は3.0%とすることが好ましい。
【００３７】
B:0.0005〜0.05%
Bは、ホットプレス時の焼入れ性やホットプレス後の靭性向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、B量が0.05%を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れなどが生じるので、その上限は0.05%とすることが好ましい。
【００３８】
REM:0.0005〜0.01%
REMは、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、REM量が0.01%を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。
【００３９】
Ca:0.0005〜0.01%
Caは、REMと同様に、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Ca量が0.01%を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。
【００４０】
Mg:0.0005〜0.01%
Mgも、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性を向上させたり、他元素との複合析出物や複合晶出物を生成し、耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Mg量が0.01%を超えると、粗大酸化物や硫化物を生成して延性が低下するので、その上限は0.01%とすることが好ましい。
【００４１】
本発明のホットプレス部材のミクロ組織については、通常のホットプレスで得られる焼入れ組織であればよく、特に限定しない。なお、通常、ホットプレスでは加熱された鋼板を金型内で加工すると同時に急冷するため、本発明の成分組成範囲では、マルテンサイト相を主体とする焼入れ組織となりやすい。
【００４２】
また、全てではないものの一部のホットプレス部材ではプレス成形後に部材の特定部に穴あけとバーリング加工を行い、ボルト締め付け用のねじ切りなどを行う場合がある。このようなバーリング加工を施す場合、その加工性を良好とするうえでは、組織は単相組織に近い組織とすることが好ましい。この観点からは、組織をマルテンサイト単相に近い組織とし、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を90%以上にすることが好ましい。また、本発明が目標とする980〜2130MPaのTSを安定して確保する上でも、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を90%以上にすることが好ましい。これは、マルテンサイト相の面積率が90%未満になると、C含有量が低い場合に980MPa以上のTSが確保できない場合があるためである。
【００４３】
マルテンサイト相の面積率は上記したように、バーリング加工性や強度の安定確保、また、できるだけ少ない成分添加で必要強度を確保するという低コスト化の観点から、面積率で90％以上とすることが好ましい。96%以上がより好ましく、100%であってもよい。マルテンサイト相以外の組織としては、ベイナイト相、残留オーステナイト相、セメンタイト相、パーライト相およびフェライト相などの種々の組織をとりえる。
【００４４】
なお、ミクロ組織中のマルテンサイト相やそれ以外の相の面積率は、組織写真を画像解析することにより求めることができる。
【００４５】
脱炭層は大気などの酸化雰囲気で熱処理した際、スケール生成とともに鋼板表層で生じる。この時、結晶粒内に比較し、結晶粒界は原子の優先拡散経路となる。このため粒界で、酸化が進行し易く、粒界酸化部と呼ばれる侵食された凹みが生じる。Sbは、スケール生成と同期し、鋼板表層に濃化することで、酸化および脱炭を抑制すると考えられる。先に述べた粒界酸化部の形成・成長もSbが濃化することで、抑制される。疲労破壊のように繰り返し応力が負荷された場合、部材を構成する鋼板の凹みや硬度が異なるなどの異常部分で割れが発生し易いため、疲労特性の向上にはこれらを低減することが有効である。Sbを添加することで、酸化侵食による凹みの生成が抑制されるため割れの発生源が低減し、疲労特性は向上すると考えられる。ただし、Sbは鉄に比較し、原子サイズが大きいためSb濃化部は硬質化する。過度に濃化した場合、繰り返し応力の集中部となり、割れの発生源となる可能性があるため疲労特性も必要な場合は、ホットプレス前の鋼板表層における過度なSb濃化部の形成を抑制することが好ましい。
【００４６】
ここで、Sb濃化の均一性の評価は、以下の方法で行える。
Sb濃化の均一性の評価方法：ホットプレス前で鋼板表層のSb濃化量を測定するには、元素固有の特性X線のエネルギーを計測するEDS(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy、エネルギー分散型X線分光法)や波長を計測するWDS(Wave-length Dispersive X-ray Spectroscopy、波長分散型X線分光法)を搭載したEPMA(Electron Probe Micro Analyzer)を用い、鋼板表層で電子線を直線に走査する線分析や四角形状に走査する面分析で可能である。この時、加速電圧などの測定条件は、装置に依存するが、前記の検出器で検出されるSbのカウント量を20以上とすれば十分である。また、測定時間を短縮した場合など、線分析では電子線の走査長さをトータルで15mm以上、面分析では走査領域を一辺が2mm以上の四角形とすれば十分である。Sb濃化の評価指標としては、測定領域内のSbの平均強度Sb-aveに対する最高強度Sb-maxの割合(Sb-max/Sb-aveに)が5以下であれば、ホットプレス後の鋼板表層での疲労時の亀裂の進展は抑制される。
【００４７】
2) ホットプレス部材用鋼板
本発明のホットプレス部材用鋼板には、上記のホットプレス部材の組成を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、冷間圧延後焼鈍された冷延鋼板などの鋼板を用いることができる。
【００４８】
これらの鋼板には、通常の条件で製造された鋼板を用いることができる。例えば、熱延鋼板としては、上記の組成を有する鋼スラブを、1100℃以下の仕上圧延入側温度、Ac3変態点〜(Ac3変態点+50℃)の仕上圧延出側温度で熱間圧延し、通常の冷却条件で冷却し、通常の巻取温度で巻取った鋼板を用いることができる。また、冷間圧延ままの鋼板としては、上記の熱延鋼板を冷間圧延した鋼板を用いることができる。このとき、冷間圧延時の圧下率は、ホットプレス前の加熱時やその後の焼鈍時に異常粒成長を防止するために、30%以上とすることが好ましく、50%以上にすることがより好ましい。なお、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、圧下率の上限は85%にすることが好ましい。さらにまた、冷間圧延後焼鈍された冷延鋼板としては、上記の冷間圧延ままの鋼板を連続焼鈍ラインによりAc1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍した鋼板を用いることが好ましい。Ac1変態点よりも高い焼鈍温度で焼鈍した鋼板を用いることもできるが、焼鈍後のミクロ組織にマルテンサイト相やベイナイト相やパーライト相などの硬質な第2相が生成するため、鋼板の強度が高くなり過ぎて、鋼板の取り扱い(ハンドリング)に問題が出ることがあるので注意を要する。
【００４９】
疲労特性の向上を図るためには、熱間圧延後の鋼板表層において過度なSb濃化を避けることが好ましく、それには以下の方法が有効である。すなわち、スラブの加熱に引き続き行われる熱間圧延時に、通常は圧延によりスケールが鋼板に押し込まれることによる傷を防止するため圧延の直前に行うデスケーリングに加えて、特にスケール生成の著しい1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率での圧延後にデスケーリングを行うことを3回以上繰り返すこと、すなわち前記圧延およびデスケーリングを3回以上繰り返すことが有効である。ここで、15%以上の圧延率でデスケーリングを行うのは、15%以上の圧延率での圧延によりスケールがある程度破壊された状態でデスケーリングを行うことでスケールを効率よく除去してSbの過度の濃化を防止して均質化を図るためである。なお、このとき、デスケーリングの水流衝突圧は5MPa以上であれば十分である。
【００５０】
3) ホットプレス条件
ホットプレス条件としては、通常行なわれるホットプレスの条件を適用してよい。なお、上記したように、組織をマルテンサイト単相に近い組織、すなわちマルテンサイト相を面積率で90%以上有する組織とする上では、下記ホットプレス条件とすることが好ましい。下記のホットプレス条件とした場合、C量範囲を調整することで、所望の強度レベルのホットプレス部材を製造することが容易となる。例えば、1960〜2130MPaのTSを得るにはC量を0.34〜0.38%に、1770MPa以上1960MPa未満のTSを得るにはC量を0.29%以上0.34%未満に、1470MPa以上1770MPa未満のTSを得るにはC量を0.21%以上0.29%未満に、1180MPa以上1470MPa未満のTSを得るにはC量を0.14%以上0.21%未満に、980MPa以上1180MPa未満のTSを得るにはC量を0.09%以上0.14%未満に調整することで、安定して上記した所望の強度レベルのホットプレス部材とすることができる。以下、マルテンサイト相を面積率で90%以上有する組織とする上で好適な製造方法について、上述したC量範囲に対応した所望の強度レベルのホットプレス部材を製造する場合を例に説明する。すなわち、質量%で、C:0.34〜0.38%、C:0.29%以上0.34%未満、C:0.21%以上0.29%未満、C:0.14%以上0.21%未満、C:0.09%以上0.14%未満のうちいずれかのC量を含有する本発明のホットプレス部材用鋼板を、1℃/秒以上の加熱速度にて加熱し、オーステナイト単相となるAc3変態点〜(Ac3変態点+150℃)の温度域で1〜600秒間の保持後、550℃以上の温度域でホットプレスを開始し、200℃までの平均冷却速度を3℃/秒以上として冷却する。
【００５１】
加熱速度を1℃/秒以上としたのは、1℃/秒より遅いと、生産性が低下するとともに、加熱時にオーステナイト粒の細粒化が図れず、焼入れ後に部材の靱性が低下するためである。部材の旧オーステナイト粒を細かくする上では、加熱速度は速い方が好ましく、3℃/秒以上とすることがより好ましい。さらに好ましくは5℃/秒以上である。
【００５２】
加熱温度をAc3変態点〜(Ac3変態点+150℃)の温度域としたのは、Ac3変態点を下回る場合には、焼入れ後にフェライト相が生成して軟質化するため、各C量範囲に対応した所望のTSが得られず、逆に(Ac3変態点+150℃)を上回る場合には、熱効率の上で不利になるとともに、鋼板表面に生成するスケールの量が多くなり、後に行うショットブラストなどによるスケール除去処理の負荷が増大するためである。なお、熱効率を高め、スケールの生成量を極力えるためには、Ac3変態点〜(Ac3変態点+100℃)の温度域が好ましく、Ac3変態点〜(Ac3変態点+50℃)の温度域がより好ましい。
【００５３】
なお、Ac3変態点は、経験式である次の式により求めれば、実用上問題ない。
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。
【００５４】
保持時間を1〜600秒間としたのは、1秒間未満だと、加熱時に十分な量のオーステナイト相が生成せず、焼入れ後のマルテンサイト相の面積率が減少するため、各C量範囲に対応した所望のTSが得られず、600秒間を超えると、熱効率の上で不利になるとともに、鋼板表面に生成するスケールの量が多くなり、後に行うショットブラストなどによるスケール除去処理の負荷が増大するためである。また、保持時間が長くなると、Sbによる脱炭層生成の防止作用が不十分になったり、Sbの表面濃化が不均一になりやすくなる場合があるので、より好ましくは1〜300秒間である。
【００５５】
ホットプレスを開始する温度を550℃以上としたのは、550℃未満だと、冷却過程で軟質なフェライト相やベイナイト相が過剰に生成して各C量範囲に対応した所望のTSを確保することが困難になるためである。
【００５６】
ホットプレス開始後は、ホットプレスの金型の中にて部材形状に成形するとともに冷却し、あるいは部材形状に成形した後、直ちにまたは金型内での冷却途中で金型から取り出して冷却する。ホットプレス開始後の冷却は、マルテンサイト相の面積率を確保するため、200℃までの平均冷却速度で3℃/秒以上とする必要がある。なお、上記冷却としては、例えば、ホットプレス中にパンチを下死点にて1〜60秒間保持し、ダイとパンチを用いて冷却し、あるいはさらに空冷を組み合わせて部材を冷却したり、ホットプレス後に部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが、生産性の向上や各C量範囲に対応した所望のTSを確保する観点から好ましい。なお、生産コストを過剰に増大させないという観点からは、冷却速度は概ね400℃/秒以下とすることが好ましい。
【実施例１】
【００５７】
表1に示す条件の鋼板No.A〜Pを用い、表2に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜22を作製した。なお、表1に示すAc3変態点は、上記の経験式より求めたものである。
【００５８】
ホット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。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、95vol.%N2＋5vol.%O2雰囲気中で行った。また、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150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を1〜60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。また、一部部材(部材No.20)は、ホットプレスでの成形直後に金型より取り出し、空気を用いて強制冷却した。このとき、これら冷却における冷却速度は、プレス開始温度から200℃までの平均の冷却速度とした。なお、温度はハット底部の位置にて熱電対を用いて測定した。
【００５９】
そして、作製したホットプレス部材のハット底部の位置から鋼板の圧延方向に平行な方向を引張方向とする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、TSを測定した。なお、引張試験片の加工の際には、通常の機械加工で仕上げた後、平行部およびR部(肩部)を#300〜#1500のペーパーで研磨し、さらにダイヤモンドペーストでバフ研磨して、機械加工による損傷を除去した。これは、TSが本発明のような超高強度のレベルでは、通常の機械加工のみでは引張試験時に機械加工による損傷部分(小さなキズなど)から早期破断が起こり、本来のTSが評価できないためである。また、引張試験片の採取位置近傍の組織を、上記の方法により調査した。
【００６０】
また、引張試験片の採取位置の近傍から切り出した小片を酸洗して表面のスケールを除去した後、表面のビッカース硬度を、JIS Z 2244に準拠して荷重10kgf(98.07N)で測定した。測定点数は10点とし、それらの平均値を求めた。なお、表面硬度の低下の程度を明確にするため、小片の板厚断面を研磨し、板厚中心部のビッカース硬度を、JIS Z 2244に準拠して荷重2kgf(19.61N)で測定した。測定点数は5点とし、それらの平均値を求めた。
【００６１】
さらに、引張試験片の採取位置の近傍から切り出した小片の板厚断面を研磨し、ナイタール腐食して、1/4板厚付近のSEM像を各2視野撮影して、マルテンサイト相かそれ以外の相かの区別を行って、画像解析によりマルテンサイト相の面積率を測定した。このとき、面積率は2視野の平均値である。
【００６２】
結果を表2に示す。ホットプレス部材No.10はC含有量が本発明のC含有量の上限を上回る場合であり、TSが目標とする2130MPaを超えており、延性が極端に不足することで自動車が衝突した際に脆性的な破壊を起こし、必要な衝突エネルギー吸収量が得られないという懸念がある。ホットプレス部材No.11は、Sb含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材No.4に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありTSが980〜2130MPaの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、C量が0.34〜0.38%の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材No.1、4、5、8、12〜22では、上記したようにC含有量範囲：0.34〜0.38%に対応した所望のTS：1960〜2130MPaが得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
【００６３】
【表１】
2011063877.tif 000002
【００６４】
【表２】
2011063877.tif 000003
【実施例２】
【００６５】
表3に示す条件の鋼板No.A〜Pを用い、表4に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜22を作製した。
【００６６】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
【００６７】
結果を表4に示す。ホットプレス部材No.11は、Sb含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材No.4に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが980〜2130MPaの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、C量が0.29%以上0.34%未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材No.1、4、5、8、12〜22では、上記したようにC含有量範囲：0.29%以上0.34%未満に対応したTS：1770MPa以上1960MPa未満の所望のTSが得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
【００６８】
【表３】
2011063877.tif 000004
【００６９】
【表４】
2011063877.tif 000005
【実施例３】
【００７０】
表5に示す条件の鋼板No.A〜Pを用い、表6に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜22を作製した。
【００７１】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
【００７２】
結果を表6に示す。ホットプレス部材No.11は、Sb含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材No.4に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありTSが980〜2130MPaの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、C量が0.21%以上0.29%未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材No.1、4、5、8、12〜22では、上記したようにC含有量範囲：0.21%以上0.29%未満に対応した所望のTS：1470MPa以上1770MPa未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
【００７３】
【表５】
2011063877.tif 000006
【００７４】
【表６】
2011063877.tif 000007
【実施例４】
【００７５】
表7に示す条件の鋼板No.A〜Iを用い、表8に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜9を作製した。ここで、鋼板No.A〜C、E〜Iでは、鋼板製造の熱延段階で行う圧延前のデスケーリングに加え、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後に水流衝突圧5MPa以上でデスケーリングを行うことを表7に示す回数繰り返した。鋼板No.Dでは、後者のデスケーリングは行っていない。
【００７６】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。また、上記の方法のうちEDSを搭載したEPMAを用い、線分析によりSbの濃化の程度をSb-max/Sb-aveで評価した。さらに、ホットプレス部材のハット底部の位置から疲労試験片を複数枚作製し、片振り引張疲労試験を行って、107回繰り返し負荷においても未破断となる最大の応力の平均を疲労強度とし、疲労強度比(=疲労強度/TS)を求めた。通常、TSが1180MPaを超えマルテンサイト単相からなる鋼板の疲労強度比は0.55程度であるため、本発明では疲労強度比が0.58を超える場合を優れた疲労特性を有するとした。
【００７７】
結果を表8に示す。本発明のホットプレス部材No.1〜4、6〜9では、上記したようにC含有量範囲：0.21%以上0.29%未満に対応した所望のTS：1470MPa以上1770MPa未満が得られ、かつ表面硬度の低下は小さい。本発明範囲外のSb量が低いホットプレス部材No.5は、表面硬度の著しい低下が認められる。
【００７８】
疲労強度比は、いずれも通常の材料と同等以上であり、特にSb量が0.002〜0.01%であるホットプレス部材No.1、2、4、6〜9では、疲労強度比が0.58以上で、疲労特性に優れていることがわかる。Sb量が0.015%であり、通常の圧延前のデスケーリングに加え、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを1回行った鋼板No.Cよりなるホットプレス部材No.3では、通常程度の疲労強度比が得られている。また、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを3回行った鋼板No.A、B、G、H、Iよりなるホットプレス部材No.1、2、7〜9では、Sb-max/Sb-aveが5以下であり、特に良好な疲労強度比が得られている。
【００７９】
【表７】
2011063877.tif 000008
【００８０】
【表８】
2011063877.tif 000009
【実施例５】
【００８１】
表9に示す条件の鋼板No.A〜Pを用い、表10に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜22を作製した。
【００８２】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
【００８３】
結果を表10に示す。ホットプレス部材No.11は、Sb含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材No.4に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありTSが980〜2130MPaの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、C量が0.14%以上0.21%未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材No.1、4、5、8、12〜22では、上記したようにC含有量範囲：0.14%以上0.21%未満に対応した所望のTS：1180MPa以上1470MPa未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
【００８４】
【表９】
2011063877.tif 000010
【００８５】
【表１０】
2011063877.tif 000011
【実施例６】
【００８６】
表11に示す条件の鋼板No.A〜Hを用い、表12に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜8を作製した。ここで、いずれの鋼板においても、鋼板製造の熱延段階で行う圧延前のデスケーリングに加え、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後に水流衝突圧5MPa以上でデスケーリングを行うことを表11に示す回数繰り返した。
【００８７】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。また、実施例4と同様にして、Sb-max/Sb-ave、疲労強度比を求めた。
【００８８】
結果を表12に示す。本発明のホットプレス部材No.1〜3、5〜8では、上記したようにC含有量範囲：0.14%以上0.21%未満に対応した所望のTS：1180MPa以上1470MPa未満が得られ、かつ表面硬度の低下は小さい。本発明範囲外のSb量が低いホットプレス部材No.4では、著しい表面硬度の低下が認められる。
【００８９】
疲労強度比は、いずれも通常の材料と同等以上であり、特にSb量が0.002〜0.01%であるホットプレス部材No.1〜3、5〜7では、疲労強度比が0.58以上で、疲労特性に優れていることがわかる。Sb量が0.021%であり、通常の圧延前のデスケーリングに加え、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを1回行った鋼板No.Hよりなるホットプレス部材No.8では、通常程度の疲労強度比が得られている。また、1000℃以上の高温域で、15%以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを3回行った鋼板No.A、C、Gよりなるホットプレス部材No.1、3、7では、Sb-max/Sb-aveが5以下であり、特に良好な疲労強度比が得られている。
【００９０】
【表１１】
2011063877.tif 000012
【００９１】
【表１２】
2011063877.tif 000013
【実施例７】
【００９２】
表13に示す条件の鋼板No.A〜Pを用い、表14に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材No.1〜22を作製した。
【００９３】
そして、実施例1と同様な試験を行って、ホットプレス部材のTS、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
【００９４】
結果を表14に示す。ホットプレス部材 No.2、3、6、7および９は、TSが目標とする980MPaに達していない。ホットプレス部材No.11は、Sb含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材No.4に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありTSが980〜2130MPaの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、C量が0.09%以上0.14%未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材No.1、4、5、8、12〜22では、上記したようにC含有量範囲：0.09%以上0.14%未満に対応した所望のTS：980MPa以上1180MPa未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
【００９５】
【表１３】
2011063877.tif 000014
【００９６】
【表１４】
2011063877.tif 000015