(57)【要約】重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる熱間プレス成形用鋼板が提供される。また、上記組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階とを含むことを特徴とする熱間プレス成形用鋼板の製造方法が提供される。また、上記組成を有し、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相の微細組織を有することを特徴とする熱間プレス成形部材が提供される。さらに、上記組成を有する鋼板をＡｃ３点以上の温度で加熱する段階と、上記加熱した鋼板を熱間プレス成形する段階と、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭＳ〜５５０℃の温度まで冷却する段階と、加熱炉でＭＳ〜５５０℃で熱処理する段階とを含むことを特徴とする熱間プレス成形部材の製造方法が提供される。
2014520961.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板。
【請求項２】
Ｍｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間プレス成形用鋼板。
【請求項３】
Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間プレス成形用鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の何れか一つであることを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間プレス成形用鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼スラブはＭｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項５に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼スラブはＢ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項５または６に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項８】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、７５０〜９００℃で連続焼鈍する段階と、ＭＳ〜５５０℃で過時効熱処理を行う段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼スラブはＭｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項８に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼スラブはＢ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項８または９に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１１】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、７５０〜９００℃で連続焼鈍する段階と、ＭＳ〜５５０℃で過時効熱処理を行う段階と、前記過時効熱処理した鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理または溶融アルミニウムめっき処理の何れか一つを行うめっき段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記鋼スラブはＭｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１１に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼スラブはＢ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項１１または１２に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。
【請求項１４】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）の微細組織を有することを特徴とする、熱間プレス成形部材。
【請求項１５】
Ｍｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１４に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項１６】
Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項１４または１５に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項１７】
ＴＳ（ＭＰａ）＊Ｅｌ（％）値が２５，０００ＭＰａ％以上であることを特徴とする、請求項１４または１５に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項１８】
ＴＳ（ＭＰａ）＊Ｅｌ（％）値が２５，０００ＭＰａ％以上であることを特徴とする、請求項１６に記載の熱間プレス成形部材。
【請求項１９】
重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼板をＡｃ３点以上の温度で加熱する段階と、前記加熱した鋼板を熱間プレス成形する段階と、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭＳ〜５５０℃の温度まで冷却する段階と、加熱炉でＭＳ〜５５０℃で熱処理する段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形部材の製造方法。
【請求項２０】
前記鋼板はＭｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１９に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
【請求項２１】
前記鋼板はＢ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことを特徴とする、請求項１９または２０に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。
【請求項２２】
前記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の何れか一つであることを特徴とする、請求項１９または２０に記載の熱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】
本発明は熱間プレス成形用鋼板、それを用いた成形部材及びそれらの製造方法に関し、より詳細には、自動車の衝撃部材だけでなく、衝突部材にまで好適に使用可能な、熱間プレス成形後の最終製品の強度及び延性に優れた熱間プレス成形用鋼板、それを用いた成形部材及びそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の乗客を保護するための安全法規や環境保護のための燃費規制が強化されるにつれ、軽量化に対する社会的な要求が急増している。自動車部品を軽量化するには、剛性と衝突安全性を同時に確保するために高強度鋼板を採用しなければならない。
【０００３】
しかし、自動車鋼板の高強度化は、降伏強度の上昇及び伸び率の減少を必然的に伴うため、成形性が著しく低下するという問題点がある。その上、過度なスプリングバック（ｓｐｒｉｎｇ  ｂａｃｋ）により成形後の部品の寸法変化が発生するなど、形状凍結性も悪くなる。
【０００４】
該問題点を解決すべく、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）基地にマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を含ませた、抵降伏比特性を有するＤＰ（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）鋼、またはフェライト基地にベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）及び残留オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相を含ませた、強度−伸び率のバランスに極めて優れたＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  ｉｎｄｕｃｅｄ  ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  ｓｔｅｅｌ）などのような、先端高強度鋼板（ＡＨＳＳ、Ａｄｖａｎｃｅｄ  ｈｉｇｈ  ｓｔｒｅｎｇｔｈ  ｓｔｅｅｌ）が開発され常用化されている。
【０００５】
しかし、これら鋼板の引張強度は５００〜１０００ＭＰａ水準で、現在求められている自動車の軽量化に符合する剛性及び衝突安定性を満たすには適切ではないという問題があった。
【０００６】
従って、このような問題点を解決し、１ＧＰａ級以上の超高強度自動車部品を提供する方法として、熱間プレス成形（Ｈｏｔ  ｐｒｅｓｓ  ｆｏｒｍｉｎｇ）という成形法が常用化された。該成形方法は、鋼板をブランキング（ｂｌａｎｋｉｎｇ）した後、Ａｃ３点以上のオーステナイト領域まで加熱し、続けて抽出してプレス成形してからダイクエンチ（ｄｉｅ  ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行うことで、最終的にマルテンサイトあるいはマルテンサイトとベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）が混在した微細組織を形成させて１ＧＰａ以上の超高強度部材を得ることができる上、高温で成形するため、部品の寸法精度も極めて優れる。
【０００７】
しかし、このような従来の熱間プレス成形方法では、自動車部品の軽量化に好適な剛性及び衝突安定性は提供できるが、伸び率が１０％未満であるため、最終製品の延性が極めて低いという問題があった。即ち、従来の熱間プレス成形法で製造された部品は、自動車の衝撃部材には適用できるが、衝突時に直接的にエネルギーを吸収するため、乗客を保護するための衝突部材には適さないという問題があった。
【０００８】
従って、熱間プレス成形部材を自動車の衝突部材にまで好適に適用させるために、熱間プレス成形後の延性に優れた成形部材及びそのための熱間プレス成形用鋼板に対する研究が極めて必要である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、一側面として、優れた強度及び延性を同時に有する熱間プレス成形部材を製造することができる熱間プレス成形用鋼板、それを用いた成形部材及びそれらの製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする熱間プレス成形用鋼板を提供する。
【００１１】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、を含むことを特徴とする熱間プレス成形用鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）の微細組織を有することを特徴とする熱間プレス成形部材を提供する。
【００１３】
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼板をＡｃ３点以上の温度で加熱する段階と、上記加熱した鋼板を熱間プレス成形する段階と、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭＳ〜５５０℃の温度まで冷却する段階と、加熱炉でＭＳ〜５５０℃で熱処理する段階と、を含むことを特徴とする熱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、強度及び延性に優れた熱間プレス成形用鋼板を提供することができ、それを用いて、微細組織がベイナイトと残留オーステナイトの二相（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）からなり、ＴＳ（ＭＰａ）＊Ｅｌ（％）値が２５，０００ＭＰａ％以上の成形部材を提供することができる。よって、強度だけでなく延性に優れるため、自動車の衝突部材としても好適に使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の熱間プレス成形部材の製造過程の概念を時間に対する温度のグラフで示したものである。
【図２】熱間プレス成形部材の製造方法において、成形後の冷却速度による微細組織を示したもので、（ａ）は冷却速度が３０℃／ｓｅｃの場合で、（ｂ）は冷却速度が５℃／ｓｅｃの場合で、（ｃ）は（ｂ）を拡大した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、自動車の衝突部材に使用できる、強度及び延性に優れた成形部材を製造するためのもので、成形部材だけでなく、該成形部材の製造に適するように延性に優れた鋼板を提供することにも特徴がある。従って、本発明は、延性に優れた熱間プレス用鋼板及びその製造方法、そして熱間プレス成形部材及びその製造方法の４つのカテゴリーからなる。
【００１７】
（熱間プレス成形用鋼板）
以下に、本発明の熱間プレス成形用鋼板について詳しく説明する。
【００１８】
上記熱間プレス成形用鋼板は、熱間プレス成形後の最終部材の良好な強度及び延性が確保できるように強度及び延性に優れた鋼板であり、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする。
【００１９】
先ず、炭素（Ｃ）は、鋼板の強度を確保するために添加される成分であり、本発明では、Ｓｉなどにより残留オーステナイトに拡散して残留オーステナイトを安定化させることで、マルテンサイトへの変態を防止する役割もする。上記Ｃは０．３〜１．０重量％含まれることが好ましく、０．３％未満では、成形後に残留オーステナイト量が減少して部品の強度及び延性を同時に確保することが困難であり、１．０％を超えると、ベイナイトの変態が格段と遅くなり、パーライトの生成が促進し、却って鋼の物性が低下する問題が生じる。
【００２０】
マンガン（Ｍｎ）は、Ｆｅと、鋼の製造工程中に不可避に添加されるＳとが結合したＦｅＳによる赤熱脆性を防止するために添加される成分であり、０．０１〜４．０％添加されることが好ましい。上記添加量が０．０１％未満では、ＦｅＳによる赤熱脆性が発生し、上記添加量が４．０％を超えると、ベイナイトの変態速度を遅くして、熱間プレス成形の際、熱処理過程に長時間がかかるため、生産性を阻害するだけでなく、製鋼原価が上昇する。
【００２１】
ケイ素（Ｓｉ）は、本発明による最終製品の延性を確保するための必須成分であり、フェライトの変態を促進し、残留オーステナイトにＣを拡散させて残留オーステナイト内の炭素増加による安定化を求めることで、マルテンサイトへの変態を防止する役割をする。上記Ｓｉの添加量は１．０〜２．０重量％であることが好ましく、１．０％未満では、上記残留オーステナイトの安定化効果が十分でなく、２．０％を超えると、鋼板の圧延過程でクラックが発生するなど圧延性が低下する問題があるため、上限を２．０％に制限した。
【００２２】
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に存在する酸素を除去して凝固時に非金属介在物が形成されることを防止し、上記ＳｉのようにＣの残留オーステナイトへの拡散を促進して残留オーステナイトを安定化させる役割をする。上記Ａｌの添加量は０．０１〜２．０％であることが好ましく、０．０１％未満では、鋼中の酸素除去に限界があるため、非金属介在物が形成されることを防止することが困難で、２．０％を超えると、製鋼原価が上昇するという問題が生じる。
【００２３】
硫黄（Ｓ）は、鋼の製造工程で不可避に含まれる成分であり、Ｆｅと結合してＦｅＳを形成して赤熱脆性の問題を誘発するため、Ｓの量を可能な限り低く管理することが好ましい。従って、上記硫黄の含量は、０．０１５％以下に限定することが好ましい。
【００２４】
窒素（Ｎ）は、鋼の製造工程で不可避に含まれる成分であり、可能な限り低く管理することが好ましい。従って、上記窒素の含量は、０．０１％以下に限定することが好ましい。
【００２５】
また、上記熱間プレス成形用鋼板は、上記組成だけでなく、Ｍｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことが好ましい。
【００２６】
モリブデン（Ｍｏ）は、パーライトの生成を抑制するために添加される成分であり、高価であるため、製造原価を考慮すると、０．５重量％以下添加されることが好ましい。
【００２７】
クロム（Ｃｒ）は、フェライトの生成を抑制し、ベイナイトの変態を拡大するために添加される成分であり、１．５重量％を超えて添加されると、Ｃｒ炭化物が形成されて固溶Ｃ量を減少させる問題があるため、１．５重量％以下添加されることが好ましい。
【００２８】
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトの分率を増加させ、焼入れ性を向上させるために添加される成分であり、高価であるため、製造原価を考慮すると、０．５重量％以下添加されることが好ましい。
【００２９】
ニオビオム（Ｎｂ）は、鋼板の強度を増加させ、結晶粒の微細化及び靭性向上のために添加される成分であり、再加熱過程で結晶粒の成長を抑制して冷却時にオーステナイトがフェライトに変態することを遅延させる役割をする。上記Ｎｂは０．００５〜０．１重量％添加されることが好ましく、上記添加量が０．００５％未満では、結晶粒の微細化効果を期待することが困難で、０．１％を超えて添加されると、炭窒化物が過度に析出されて鋼板に遅延破壊が発生したり、加工性が低下する問題が生じる恐れがある。
【００３０】
バナジウム（Ｖ）は、鋼板の強度を上昇させ、結晶粒の微細化及び焼入れ性向上のために添加される成分であり、０．００５〜０．１重量％添加されることが好ましい。上記添加量が０．００５％未満では、上記効果を達成することができず、上記添加量が０．１％を超えると、炭窒化物が過度に析出されて鋼板に遅延破壊が発生したり、加工性が低下する問題が生じる恐れがある。
【００３１】
また、上記熱間プレス成形用鋼板は、Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことが好ましい。
【００３２】
先ず、ホウ素（Ｂ）はフェライトの生成を抑制するために添加される成分であり、その添加量が０．００５重量％を超えると、Ｆｅ、Ｃと結合して化合物を生成させ、フェライトの生成を却って促進するという問題があるため、０．００５重量％以下添加されることが好ましい。
【００３３】
チタン（Ｔｉ）は、上記Ｂの効果を極大化するために添加される成分であり、鋼内に不純物として存在するＮと結合してＴｉＮ化合物を生成させることで、ＢがＮと結合してフェライト生成抑制機能が発揮できない状況を防止する役割をする。このような効果はＴｉを０．０６重量％以下添加することで達成することができる。
【００３４】
一方、上記鋼板は熱延鋼板または冷延鋼板であってもよく、特に、耐食性向上及び表面の酸化物形成を抑制するために冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板を使用してもよい。
【００３５】
このように、本発明の熱間プレス成形用鋼板は、上記組成により優れた強度及び延性を同時に有するため、下記の熱間プレス成形部材の製造時に用いられて、強度及び延性に優れた成形部材を得るのに重要な役割をする。
【００３６】
（熱間プレス成形用鋼板の製造方法）
以下では、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法について詳しく説明するが、これは延性に優れた熱間プレス成形部材を得るための好ましい鋼板の製造方法の一例に過ぎない。
【００３７】
先ず、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、を含む。
【００３８】
上記鋼スラブ加熱温度が１１００℃未満では、連鋳組織の均質化が十分でなく、仕上げ圧延の際に温度確保が困難であるという問題があり、１３００℃を超えると、結晶粒度が増加し、表面酸化が発生して強度が減少したり、表面特性が劣るという問題が発生する恐れがあるため、上記鋼スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃であることが好ましい。また、上記仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満では、二相域で圧延されて混粒が発生し、９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して圧延時に表面酸化が発生する問題が生じる恐れがあるため、上記仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点〜９５０℃であることが好ましい。また、上記巻取温度がＭＳ未満では、オーステナイトがマルテンサイトに変態して鋼板の延性を悪化させて熱間巻取操業性を非常に悪くし、７２０℃を超えると、鋼板の表面に厚い酸化膜が生成され、且つ内部酸化が起こるため、上記巻取温度はＭＳ〜７２０℃であることが好ましい。
【００３９】
また、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、７５０〜９００℃で連続焼鈍する段階と、ＭＳ〜５５０℃で過時効熱処理を行う段階と、を含んでもよい。
【００４０】
上記酸洗い処理とは、上記加熱及び熱間圧延段階で生成された表面酸化物を除去することである。その後、冷間圧延を施す。上記冷間圧延された鋼板の焼鈍温度が７５０℃未満では、再結晶が十分に行われず加工性の確保に限界があり、９００℃を超えると、設備の限界により加熱ができなくなる。また、上記過時効熱処理温度がＭＳ以下では、マルテンサイトが得られ鋼板の強度が高くなりすぎて延性に悪影響を与えるため、熱間プレス成形前のブランク操業時に操業性を劣化させ、５５０℃を超えると、焼鈍炉のロール表面が劣化して操業性に悪影響を与え、炭化物析出及びベイナイト変態のための過時効帯の機能に合わないという問題がある。
【００４１】
また、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを１１００〜１３００℃に加熱する段階と、Ａｒ３変態点〜９５０℃で仕上げ熱間圧延する段階と、ＭＳ〜７２０℃で巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、７５０〜９００℃で連続焼鈍する段階と、ＭＳ〜５５０℃で過時効熱処理を行う段階と、上記過時効熱処理した鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理または溶融アルミニウムめっき処理のうち何れか一つを行うめっき段階と、を含んでもよい。
【００４２】
上記溶融亜鉛めっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板を亜鉛めっき浴に沈積して製造してもよく、上記合金化亜鉛めっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板をめっき浴沈積後に合金化熱処理を施すことで製造してもよく、上記電気亜鉛めっき鋼板は、上記冷延鋼板を利用して連続電気めっきラインで亜鉛電気めっきまたはＺｎ−Ｆｅ電気めっきを行って製造してもよい。また、上記溶融アルミニウムめっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板を７５０〜９００℃に加熱した後、アルミニウムめっき浴に沈積させてから５〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で常温まで冷却することで製造することができる。
【００４３】
また、上記鋼スラブは、Ｍｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことが好ましく、Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含むことがより好ましい。
【００４４】
（熱間プレス成形部材）
以下、本発明の熱間プレス成形部材について詳しく説明する。
【００４５】
上記熱間プレス成形部材は、延性に優れた超高強度製品であることを目的とするため、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなり、マルテンサイトが排除され、ベイナイトと残留オーステナイトからなる微細組織を有することが好ましい。
【００４６】
また、上記成形部材は、Ｍｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことが好ましく、Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含んでもよい。
【００４７】
従来の熱間プレス成形部材は、超高強度を有することを目的としたため、マルテンサイトを必ず含むが、そのために、延性が低下して自動車の衝突部材には適さないという問題があった。よって、本発明は成形部材の微細組織において、マルテンサイトの生成を抑制して残留オーステナイトの量を増加させることで、ベイナイトと残留オーステナイトの二相（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）からなるようにした。
【００４８】
上記組成と微細組織からなる熱間プレス成形部材は、強度及び延性のバランス（ｂａｌａｎｃｅ）に極めて優れるため、ＴＳ（引張強度、ＭＰａ）＊Ｅｌ（伸び率、％）値が２５，０００以上となり、自動車の衝撃部材だけでなく、衝突部材にも好適に適用できる。
【００４９】
（熱間プレス成形部材の製造方法）
以下で、本発明の熱間プレス成形部材の製造方法について詳しく説明する。
【００５０】
上記熱間プレス成形部材の製造方法は、上記鋼板を熱間プレス成形することで、成形後に延性に優れた超高強度自動車部品を提供し、重量％で、Ｃ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び残部を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物からなる鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱する段階と、熱間プレス成形する段階と、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＭＳ〜５５０℃まで冷却する段階と、ＭＳ〜５５０℃の温度に加熱されている加熱炉で熱処理する段階と、を含む。
【００５１】
また、上記鋼板はＭｏ：０．５％以下（０は除く）、Ｃｒ：１．５％以下（０は除く）、Ｎｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｎｂ：０．００５〜０．１％及びＶ：０．００５〜０．１％からなる群より選ばれる１種または２種以上をさらに含むことが好ましく、Ｂ：０．００５％以下（０は除く）及びＴｉ：０．０６％以下（０は除く）をさらに含んでもよく、上記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の一つであってもよい。
【００５２】
本発明の上記熱間プレス成形部材の製造方法は、熱間プレス成形後の熱処理段階を従来の方法と異なるように制御することで、従来とは異なる微細組織の構成を有する成形部品を得、その製品の延性を向上させるのに目的がある。即ち、従来においては、超高強度の部品を得ることが最終的な目標であったため、マルテンサイトを主組織として含ませるための熱処理条件を付与したが、本発明者らは、このような従来の技術では優れた延性が得られず、自動車の衝突部材には適用できないという問題があったため、マルテンサイトを排除し、ベイナイトと残留オーステナイトのみからなる組織にするための熱処理条件を付与するに至った。
【００５３】
先ず、Ａｃ３点以上に加熱するのは、オーステナイトへの変態のためであり、その後、オーステナイト領域に加熱された鋼板を熱間プレス成形する過程を経る。
【００５４】
また、上記成形後の熱処理条件は、製品の微細組織の構成を決めるのに極めて重要な要素であるが、従来は、プレス成形された製品を直ぐＭＳ以下の温度でダイクエンチすることで、最終製品の微細組織にマルテンサイトを主組織として含ませて強度を増加させることが一般的であった。
【００５５】
しかし、本発明は、軽量化に好適な強度を保持させながら延性に優れた最終製品を得るために、マルテンサイトを微細組織から排除することを目的とする。従って、成形された製品を直ぐＭＳ以下の常温まで冷却させるのではなく、ＭＳ〜５５０℃に先ず冷却した後、加熱炉でＭＳ〜５５０℃で熱処理することで、ベイナイトに変態する過程を経る。ＭＳ以下に冷却されると、マルテンサイトが生成されて延性が低下するという問題があり、５５０℃を超えると、パーライト相が生じ、鋼の物性が低下する。従って、冷却速度をＭＳ〜５５０℃に制御することで、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）の微細組織を得る。
【００５６】
上記過程で生成されたベイナイトにはＦｅ３Ｃ炭化物が形成されない。これは、上記熱間プレス成形に用いられる鋼の組成にＳｉなどが十分に添加されて、Ｃが残留オーステナイトに拡散されるためである。即ち、Ｃがベイナイトにおいて炭化物を形成するのに用いられず、残留オーステナイトに固溶されて残留オーステナイトを安定化させることで、ＭＳを下げ、後に冷却過程において、マルテンサイトへの変態を防止する役割をする。これにより、最終製品にマルテンサイトに変態されない残留オーステナイトが残存するため、優れた延性を確保することができる。
【００５７】
このとき、上記冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であることが好ましく、２０℃／ｓｅｃ未満の低い速度で冷却すると、パーライト組織に変態しやすいため、最終製品の物性が低下するという問題が生じる恐れがある。即ち、図２の（ａ）に示されたように、３０℃／ｓｅｃで冷却させると、ベイナイト組織が現われるが、図２の（ｂ）及び（ｃ）に示されたように、５℃／ｓｅｃで冷却させると、フェライトとＦｅ３Ｃが層状からなるパーライト組織が現われることが分かる。
【００５８】
上述した本発明の熱間プレス成形部材の製造過程の一例を、図１に基づいて簡単に説明すると、先ず、鋼板を加熱炉内に注入し、オーステナイトの形成のためにＡｃ３点以上の温度に加熱した後、熱間プレス成形を行う。成形後にはパーライトが発生しないように２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却させるが、その冷却温度をＭＳ〜５５０℃にし、同様に加熱炉でＭＳ〜５５０℃で熱処理を行う。これは、ベイナイトへの変態のためのものであり、この過程でＣのオーステナイトへの拡散によりＭＳが低くなる。上記の過程により製造された成形製品は、人為的な制御なしに常温まで冷却しても、マルテンサイトに変態せず、ベイナイトと残留オーステナイトの二相の微細組織を得ることができる。
【００５９】
以下で、実施例を通じて本発明を具体的に説明する。但し、これは本発明をより完全に説明するためのものに過ぎず、下記それぞれの実施例により本発明の権利範囲が制限されるものではない。
【００６０】
（実施例）
真空誘導溶解により、表１に示された組成の鋼塊を、厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍに製造し、１２００℃で１時間再加熱を行った後、厚さが３ｍｍになるように熱間圧延した。熱間圧延仕上げ温度はＡｒ３変態点以上にし、冷却後、６００℃に予め加熱された加熱炉に装入して１時間保持してから炉冷させることで熱延巻取をシミュレーションし、熱間圧延した板材をさらに６０％の圧下率で冷間圧延して１．２ｍｍにした後、９００℃で焼鈍を施した。次いで、４００℃でベイナイト変態を行った。下記成分の単位はｗｔ％で、Ｓ、Ｎの単位はｐｐｍである。
【００６１】
【表１】
2014520961.tif 000003
【００６２】
上記のような方法で製造された１．２ｍｍ鋼材を利用して、熱間プレス成形工程の加熱炉熱処理シミュレーションのために９００℃に加熱し、３０秒間保持してから３０℃／秒の冷却速度で冷却して加熱炉に投入し、冷却温度と同様の温度で４００〜１０８００秒間熱処理を行い、空冷して熱間プレス成形部品を得た。上記工程条件と最終製品の機械的性質を表２に示した。
【００６３】
【表２】
2014520961.tif 000004
【００６４】
先ず、比較鋼１において、冷却速度が４００℃の場合は、ＴＳ＊Ｅｌ値が１６７８５ＭＰａ％と低くて自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。これは、組成に、Ｃが十分に含まれず、残留オーステナイトの安定化がうまく行われなかったためであると分析でき、また、冷却速度を２５０℃にした場合は、ＭＳ以下に冷却されてマルテンサイトに多く変態することにより、引張強度は相当高いが、伸び率が極めて低くてＴＳ＊Ｅｌ値が９０６６ＭＰａ％で、自動車の衝突部材としてはより適さない性質を有する。
【００６５】
そして、比較鋼２においても、Ｃが十分でなく、Ｓｉも足りないため、残留オーステナイトの安定化がうまく行われず、冷却温度もＭＳ以下であり、マルテンサイトへの変態が行われて伸び率が極めて低くてＴＳ＊Ｅｌ値が１０１５０ＭＰａ％と良くないものと分析できる。また、比較鋼３においても、Ｃが十分でなく、冷却温度もＭＳ以下であり、ＴＳ＊Ｅｌ値が８９４０ＭＰａ％であるため、自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。
【００６６】
また、比較鋼４では、Ｃは十分に添加されたが、Ｓｉが足りず、Ｃの残留オーステナイトへの拡散が十分に行われないため、ＴＳ＊Ｅｌ値が１９２１６ＭＰａ％と他の比較鋼よりは高いものの、依然として２５０００ＭＰａ％を越えず、自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。
【００６７】
また、鋼の組成が本発明の範囲である発明鋼７を、３０℃／ｓｅｃで冷却した場合と、５℃／ｓｅｃで冷却した場合とに分けて実験を行ったが、３０℃／ｓｅｃで冷却した場合はＴＳ＊Ｅｌ値が４６９２３ＭＰａ％と高くて自動車の衝突部材に適する性質を有するが、５℃／ｓｅｃで冷却した場合はＴＳ＊Ｅｌ値が１２４８０ＭＰａ％と低くて自動車の衝突部材に適さなかった。これは、図２に示したように、低い冷却速度によりパーライト組織が生成されて製品の物性が低下したためであると分析できる。
【図１】
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【図２（ａ）】
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【図２（ｂ）】
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【図２（ｃ）】
2014520961.tif 000008
【国際調査報告】
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