(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：0.05〜0.55％、Ｍｎ：0.1％〜3％以下、Ｓｉ：0.5％以下、Ａｌ：0.005〜0.1％、Ｓ：0.02％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｃｒ：0.01〜1％、Ｎ：0.01％以下、更に質量％でＢ：0.0002〜0.0050％、3.42×Ｎ＋0.001％≦Ｔｉ≦3.99×（Ｃ−0.1）％のＴｉを含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学成分からなる鋼板を、パンチの鋼板に接触する部分がパンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正であるパンチを使用し、該パンチとダイスにより構成される金型のクリアランスを前記鋼板の板厚と等しくし、下死点にて鋼板が金型に接触するようにAc3変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ac3変態点以上の温度で成形を開始し、成形後と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させることを特徴とする成形加工後の強度に優れる熱間成形方法。
【請求項２】
熱間成形中の金型の温度を300℃以下に保持するように冷却を施すことを特徴とする請求項1に記載の成形加工後の強度に優れる熱間成形方法。
【請求項３】
請求項1または請求項２のいずれか一項に記載の熱間成形を行い製造されたことを特徴とする成形加工後の強度に優れる高強度熱間成形部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造部材・補強部材に使用されるような強度が必要とされる部材に関し、特に高温成形後の強度に優れた部品の製造方法および熱間成形部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。
しかし、自動車の軽量化のために一般に鋼板を高強度化していくと伸びやr値が低下し、成形性が劣化していく。
このような課題を解決するために、温間で成形し、その際の熱を利用して強度上昇を図る技術が、特許文献1（特開2000−234153号公報）に開示されている。
この技術では、鋼中成分を適切に制御し、200〜850℃の温度域で保持・成形加工し、この温度域での析出強化を利用して強度を上昇させることを狙っている。
【０００３】
また、特許文献2（特開2000−87183号公報）では、プレス成形精度を向上させる目的で温間プレス時での降伏強度を低く、常温での降伏強度を高くする高強度鋼板が提案されている。
しかしながら、これらの技術では得られる強度に限度がある可能性がある。
より高強度を得る目的で、成形後に高温のオーステナイト単相域に加熱し、その後の冷却過程で硬質の相に変態させる技術が特許文献3（特開2002-282951号公報）に開示されている。
この方法は、金型間のクリアランスを規定し、その間隙に冷媒を導入することで焼き入れを行い高強度でかつ形状凍結性に優れた部品を得ることができるものであるが、冷媒の導入により製造コストが増加する0また、冷媒を使用せずに、特許文献3の実施例に示された側壁がパンチ進行方向と直角の金型形状を用い、クリアランスを板厚の1．3とした曲げ成形を行ったところ、側壁の中央部に焼きが入らず、硬度が充分得られない場合が生じる。
これは、側壁部の鋼板が金型に接触することがないため、冷却速度が遅くなり焼き入れが不十分であったためではないかと考えられる。即ち、上記のように金型のクリアランスを規定するだけでは強度が充分得られない場合が存在する。
【特許文献１】特開2000−234153号公報
【特許文献２】特開2000−87183号公報
【特許文献３】特開2002-282951号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、上記の問題点を解決して成形後の強度に優れる熱間成形方法および熱間成形部品を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、上記課題を解決するために基礎的な検討を実施した。その結果、金型形状を適正化することにより問題を解決できることを見出した。
それは強度が必要とされる部位について、側壁を含めパンチの表面の法線方向とパンチの進行方向の角度が90°未満で、下死点で鋼板に接触する形状の金型とすることである。下死点で鋼板が金型と接触することにより焼き入れに充分な冷却速度が得られる。しかし側壁を含めパンチの表面の法線方向とパンチの進行方向の角度が90°以上である場合には、確実に金型に鋼板を接触させることが困難となるため、パンチの表面の法線方向とパンチの進行方向の角度は90°未満である必要があることがわかった。また、製造個数が多量の場合には、金型を鋼板のマルテンサイト変態終了温度以下に保持するための冷却が必要となる。さらに、1000MPa以上の強度が必要となる場合には用いる鋼板の成分を規定するのが望ましい。
【０００６】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％でＣ：0.05〜0.55％、Ｍｎ：0.1％〜3％以下、Ｓｉ：0.5％以下、Ａｌ：0.005〜0.1％、Ｓ：0.02％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｃｒ：0.01〜1％、Ｎ：0.01％以下、更に質量％でＢ：0.0002〜0.0050％、3.42×Ｎ＋0.001％≦Ｔｉ≦3.99×（Ｃ−0.1）％のＴｉを含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学成分からなる鋼板を、パンチの鋼板に接触する部分がパンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正であるパンチを使用し、該パンチとダイスにより構成される金型のクリアランスを前記鋼板の板厚と等しくし、下死点にて鋼板が金型に接触するようにAc3変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ac3変態点以上の温度で成形を開始し、成形後と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させることを特徴とする成形加工後の強度に優れる熱間成形方法。
（２）熱間成形中の金型の温度を300℃以下に保持するように冷却を施すことを特徴    とする（１）に記載の成形加工後の強度に優れる熱間成形方法。
（３）（１）または（２）に記載の熱間成形を行い製造されたことを特徴とする成形加工後の強度に優れる高強度熱間成形部品。
【発明の効果】
【０００７】
本発明により熱間成形後に強度と形状凍結性に優れた自動車部品が製造でき、車体が軽量で衝突安全性に優れた自動車が製造できるため、社会的貢献が大きいものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明においては、特定の化学組成を有する熱延素材あるいは冷延素材を用いるが、その熱延素材あるいは冷延素材を製造する手段は特に限定されない。    
また、熱間成形とは、Ac3変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ac3変態点以上の温度で成形（例えばプレス加工）を開始し、成形後と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させる成形加工をいう。
【０００９】
鋼成分の限定理由を以下に示す。
Cは冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素であり、強度1000MPa以上を確保するためには0.05％以上添加する必要がある。ところが、添加量が多すぎると、衝撃変形時の強度確保が困難となるため、その上限を0．55％とした。
Mnは強度および焼入れ性を向上させる元素であり、0.1％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また、3％を超えて添加しても効果が飽和するため、Mnは0.1〜3％の範囲に規定した。
その他、必要に応じて以下の元素を添加しても良い。
Siは固溶強化型の合金元素であるが、1％を超えると、表面スケールの問題が生じる。
また、鋼板表面にメッキ処理を行う場合は、Siの添加量が多いとメッキ性が劣化するため、上限を0.5％とすることが好ましい。
【００１０】
Alは溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、またNを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に影響を及ぼす。このような効果を有するためには0．005％以上の含有量が必要であるが、0.1％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面庇が発生しやすくなる。このため、Alは0.005〜0.1％の範囲が望ましい。
Sは鋼中の非金属介在物に影響し、加工性を劣化させるとともに、靭性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる。このため、Sは0.02％以下が望ましい。
なお、さらに好ましくは、0.01％以下である。また、Sを0.005％以下に規定することにより、衝撃特性が飛躍的に向上する。
【００１１】
Pは溶接割れ性および靭性に悪影響を及ぼす元素であるため、Pは0.03％以下が望ましい。
なお、好ましくは、0.02％以下である0また、更に好ましくは0.015％以下である。
Crは焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へM23C6型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。0.01％未満ではこれらの効果が十分期待できず、また、1％を超えると降伏強度が過度に上昇する傾向にあるため、Crは0.01〜1％の範囲が望ましい。より望ましくは、0.05〜1％である。
【００１２】
Bはプレス成形中あるいはプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させるために添加するが、この効果を発揮させるためには0.0002％以上の添加が必要である。しかしながら、この添加量がむやみに増加すると熱間での割れの懸念があることや、その効果が飽和するためその上限は0.0050％が望ましい。
TiはBの効果を有効に発揮させるため、Bと化合物を生成するNを固着する目的で添加してもよい.
この効果を発揮させるためには、（Ti-3.42×N）が0.001％以上必要であるが、Ti量がむやみに増加するとTiと結合していないC量が減少し冷却後に十分な強度が得られなくなるため、その上限として、Tiと結合していないC量が0.1％
以上確保できるTi当量、すなわち、3.99×（C−0.1）％とするのが望ましい。
スクラップから混入すると考えられるNi，Cu，Snなどの元素が含有してもよい。更に介在物の形状制御の観点からCa，Mg，Y，As，Sb，REMを添加してもよい。さらに強度を向上する目的でTi,Nb,Zr,Mo,Vを添加してもよいが、これらの元素がむやみに増加するとこれらの元素と結合していないC量が減少し冷却後に十分な強度が得られなくなるため、添加する場合にはC・12×（Ti/48＋Nb/93＋Zr/91＋Mo/96＋V/51）≧0．1を満足するように含有させるのが望ましい。
【００１３】
Nについては特に規定しないが、0.01％を超えると窒化物の粗大化および固溶Nによる時効硬化により、靭性が劣化する傾向がみられる。このため、Nは0.01％以下の含有が望ましい。
Oについても特に規定しないが、過度の添加は靭性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、0．015％以下の含有が望ましい。
その他、不可避的に含まれる不純物が含有しても特に問題は生じない。
以上の成分の鋼板にアルミめっき、アルミ・亜鉛めっき、亜鉛めっきを施しても良い。その製造方法は酸洗、冷間圧延は常法でよく、その後アルミめっき工程あるいはアルミ−亜鉛めっき工程、亜鉛めっきについても常法で問題ない。  
つまり、アルミめっきであれば浴中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％が適している。また、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なく同様の特性の鋼板を製造することができる。
【００１４】
なお、めっき工程における雰囲気については、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も通常の条件とすることでめっき可能である。本鋼板は特別な制御を必要としないことから生産性を阻害することもない。また、亜鉛めっき方法であれば、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いかなる方法を採用しても良い。
以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、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。また、めっき層表面に異種の金属めっきや無機系、有機系化合物の皮膜などを付与しても特に問題は無い。
【００１５】
パンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正としたのは、この値が負である場合にはパンチにアンダーカットが生じいかなるダイス形状を取っても、下死点で確実に鋼板を金型と接触することができないためである。またこの値が0の場合は板厚と金型のクリアランスが同じであれば下死点で鋼板を金型を接触することができるが、鋼板の板厚精度の問題と、加工により板厚が変化すること（例えば伸び変形して板厚が減少する場合など）により確実に下死点で鋼板を金型に接触させることには困難が生じる。
この場合、クリアランスを板厚以下とすればよいが、その場合には鋼板表面にかじり・疵が生じ、また金型寿命が短くなる可能性がある。
【００１６】
以上の理由によりパンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正であれば、下死点で確実に鋼板を金型と接触させることができる。
下死点にて鋼板が金型に接触していることとしたのは、下死点で接触していないと焼き入れに必要な充分な冷却速度が得られないためである。
上記の形状の金型を用いて熱間成形加工を行えば、充分焼入れされ強度が上昇した部品を製造することが可能となる。ただし、部品中に焼入れ硬化せずに軟質な箇所を設けたい場合には、その部分については請求項1に示す金型形状でなくても良い。
【００１７】
加工の間隔が短い場合には、金型の温度が上昇して冷却速度が遅くなりマルテンサイト変態せずに部品の強度が確保できない場合がある。そのような場合には金型冷却を行っても良い。その際の金型温度としては、温度は300℃以下、望ましくは200℃以下にする必要がある。300℃以上の金型温度となると、熱間加工中にマルテンサイト変態が生じず、硬化が不十分となる可能性がある。
冷却の方法については特に規定しないが、金型中に水冷配管する方法、金型の体積を確保し熱容量を大きくする方法、金型表面に冷媒により冷却する方法などを採用してもよい。
【実施例】
【００１８】
表1に示す化学成分のスラブを鋳造した。これらのスラブを1050〜1350℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度800〜900℃、巻取温度450〜680℃で板厚4mmの熱延鋼板とした。
また、一部の熱延鋼板を冷間圧延により板厚1．4mmの冷延鋼板とした。また、その冷延板の一部に溶融アルミめっき、溶融アルミ−亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを施した。
その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりAc3点以上である950℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ac3点以上である900℃から水冷式金型を有するプレス機にて熱間成形を行った。
【表１】
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【００１９】
金型形状を図1，2，3，4，5に示す。その成形品の模式図を図6に示す。
金型はパンチ形状に倣い、板厚1.4mmのクリアランスにてダイスの形状と決定したが、アンダーカットが生じる部位については、金型形状A〜Dは柱状の形状であり、部品の長さは300mmである。形状A〜Dの部品の成形条件としては、ブランクサイズを300mm×244mmとし、パンチ速度10mm/s、加圧力150トン、下死点での保持時間を10秒とした。また金型形状Eの部品は円盤状の形状である。  
こちらの成形条件はブランクサイズは直径180mm、しわ押さえ力20トン、パンチ速度10mm／s、加圧力150トン、下死点での保持時間は10秒とした。その後、部品を切り出し、組織観察を行って組織がマルテンサイトが80％以上を合格とした。強度が1000MPa以上必要なものについてはビッカース硬度を測定した。  
硬度は成形前の鋼板をAc3点以上である950℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ac3点以上である900℃から水焼き入れした時の硬度を基準に、強度が必要とされる部位に70％以下の硬度の部位があった場合不合格とした。その実験結果を表2に示す。
【表２】
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【００２０】
また、いくつかの金型について、連続成形試験を行った。金型中に水冷配管を通し、水量を変化させることにより金型温度を変化させた。その後の評価は上記の断面硬度と組織観察にて行った。その結果を表3に示す。組織観察と硬度の結果についての凡例を表4、5に示す。
【表３】
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【表４】
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【表５】
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実験番号1〜40は金型形状の影響を検討したものである。実験番号1〜24については側壁の角度の検討を行ったものであるが、実験番号9〜24はパンチの鋼板に接触する部分が、パンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が負である部位があるため、鋼板が金型に接触せずに冷却速度が遅くなり、硬度が不十分な部位があった。実験番号25〜32は側壁部に凹みをつけた形状であるが、凹み部はパンチの鋼板に接触する部分が、パンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が負であるため、鋼板が金型に接触せずに冷却速度が遅くなり、硬度が不十分な部位があった。実験番号1〜8は強度が必要とされる部分について、パンチの鋼板に接触する部分がパンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正であり、金型と鋼板が下死点で接触するため、部品全体が充分硬化した。
【００２１】
実験番号33〜40は球頭張り出し成形を行ったものであるが、パンチの鋼板に接触する部分がパンチの進行方向ベクトルとパンチ表面の法線ベクトルとの内積が正であり、金型と鋼板が下死点で接触するため、部品全体が充分硬化した。
実験番号41〜64は金型温度の影響を検討したものである。
実験番号45，46，51，52，57，58，63，64は金型温度が制限以上であったため、マルテンサイト変態が充分進まずに硬度が不足する部位があった。
その他の実験では本発明の制限以内の金型温度であるため、部品全体が充分硬化した。          
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の実施例の金型（金型A）を示す図である
【図２】本発明の比較例の金型（金型B）を示す図である。
【図３】本発明の比較例の金型（金型C）を示す図である
【図４】本発明の比較例の金型（金型D）を示す図である
【図５】本発明の実施例の金型（金型E）示す図である
【図６】本発明における金型A〜Ｅによる成形品を示す図である
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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