(57)【要約】【課題】靭延性を向上させた高強度部材、及びその製造方法を提供すること。【解決手段】高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度部材。高張力鋼板は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有する。  高強度部材の製造方法である。誘導加熱された鋼材で上記高張力鋼板の両面を挟むことによりオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して、所望の高強度部材を得る。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成る高強度部材であって、
上記高張力鋼板は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有することを特徴とする高強度部材。
【請求項２】
当該高強度部材の組織中の旧オーステナイト粒径が１〜１０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の高強度部材。
【請求項３】
当該高強度部材は、２μｍ以下の粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度部材。
【請求項４】
当該高強度部材の引張強度が１４００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の高強度部材。
【請求項５】
上記高張力鋼板がテーラードブランク鋼板であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つの項に記載の高強度部材。
【請求項６】
当該高強度部材は、抵抗溶接部を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つの項に記載の高強度部材。
【請求項７】
当該高強度部材は、１５０〜７００℃で焼戻しされた組織を有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つの項に記載の高強度部材。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれか１つの項に記載の高強度部材を製造するに当たり、誘導加熱された鋼材で上記高張力鋼板の両面を挟むことによりオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却することを特徴とする高強度部材の製造方法。  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度部材及びその製造方法に係り、更に詳細には、靭延性を向上させた高強度部材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
これまで、環境問題や車両の衝突安全性の両立及びその特性向上を図るため、車体の構造部材の高強度化且つ軽量化が進められている。このような車体構造部材の高強度化の方策として、より高強度な鋼板の適用が図られてきた。
車体構造部材は、その製造性の観点からプレス成形性、また、強度信頼性の観点からスポット溶接性、更には、車両衝突時にも安定変形させるために部材状態での靭延性（靭性と延性の両立）が求められてきた。そして、靭延性が低い場合には、衝撃負荷時の直接的に大きい入力がない部位での適用に限定されてきた。
【０００３】
一方、高強度部材として、鋼板を加熱し、加熱状態にある鋼板を金型でプレス成形し、成形時の金型と鋼板の接触によって金型冷却することにより、鋼板を成形すると同時に焼入れするという熱間プレス成形部材が開発されてきており、熱間プレス用鋼板や部材が提案されている（特許文献１及び２参照。）。
【特許文献１】特開２００５−１２６７３３号公報
【特許文献２】特開２００６−９１１６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、上記特許文献１及び２に記載の熱間プレス用鋼板や部材は、熱間プレス成形後の材料は引張強度１２００ＭＰａ〜１６００ＭＰａ程度を示すものの、靭延性に乏しく、車両衝突時に安定変形させることが難しいという問題点があった。
【０００５】
本発明は、このような従来技術の有する課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、靭延性を向上させた高強度部材、及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、炭素（Ｃ）：０．１〜０．４％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜２．０％及びクロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有する高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却することなどにより、上記目的が達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００７】
即ち、本発明の高強度部材は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成り、該高張力鋼板は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有することを特徴とする。
【０００８】
また、本発明の高強度部材の製造方法は、上記本発明の高強度部材を製造するに当たり、誘導加熱された鋼材で上記高張力鋼板の両面を挟むことによりオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して、所望の高強度部材を得ることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有する高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却することなどとしたため、靭延性を向上させた高強度部材、及びその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
以下、本発明の高強度部材について詳細に説明する。なお、本明細書及び特許請求の範囲において、濃度、含有量などについての「％」は、特記しない限り質量百分率を表すものとする。
上述の如く、本発明の高強度部材は、高張力鋼板をオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却して成るものである。
そして、かかる高張力鋼板は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％を含有し、鋼中に０．０１〜５μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有する。
このような構成とすることにより、靭延性を向上させた高強度部材となる。
【００１１】
ここで、オーステナイト域に加熱する際には、所望の高強度部材が得られれば加熱方法について特に限定されるものではないが、Ａｃ３点温度〜Ａｃ３点温度＋２００℃程度に加熱することが好ましい。
加熱温度がＡｃ３点温度未満である場合には、逆変態させることができず、優れた靭延性を有する高強度部材が得られにくい。一方、加熱温度がＡｃ３点温度＋２００℃より高い場合には、オーステナイトが粗大化してしまうため好ましくない。
【００１２】
また、加熱後に金型内でプレス成形及び冷却することにより、上述した微細析出状態の出発組織から旧オーステナイト粒径を微細化させ且つ相変態させたことによって、優れた靭延性を有する高強度部材を得ることができる。以下に、高張力鋼板中の成分元素等について説明する。
【００１３】
Ｃ  ：  Ｃは強度増加に最も有効な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．１％以上含有することが好適であるが、０．４％を超えると靭性劣化を招き易いことから、０．１０〜０．４０％含有するものとした。
【００１４】
Ｍｏ：  Ｍｏは用いる高張力鋼板において重要な元素であり、鋼板の加熱後の冷却によって、安定してマルテンサイトを生成させるのに有効である。また、合金炭化物を形成することで微細粒化に有効である。このような効果は、０．１０％以上で現れる。一方、Ｍｏは高価な合金元素である。そのため、０．１〜２．０％含有するものとした。そして、０．５〜２．０％とするものが好ましい。
【００１５】
Ｃｒ：  Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶して鋼板の強度上昇に有効な元素である。従って、焼入れ性と強度を確保するため０．１％以上含有するものとした。一方、過剰に添加するとその効果が飽和するとともに靭性が低下してしまうため、上限を２．０％とした。
【００１６】
熱間プレス前の高張力鋼板中の組織を金属（合金）炭化物が微細分散化されたものとすることにより、再加熱し、冷却した後に得られる高強度部材中の合金炭化物は、部材全体で均一微細となり、より靭延性を向上させることができる。
但し、高張力鋼板中の金属炭化物の粒径は０．０１μｍ未満ではその効果が期待できず、５μｍを超えると粗大過ぎて靭延性を低下させることとなる。
【００１７】
また、本発明においては、当該高強度部材の組織中の旧オーステナイト粒径が１〜１０μｍであることが好ましい。
これにより更に靭延性を向上させることができる。旧オーステナイト粒径が１μｍ未満となると、機械的性質が劣化し易い上、製造上も困難となり易い。一方、旧オーステナイト粒径が１０μｍを超えると、深絞り性、張出し性、形状凍結性等の成形性の向上効果が小さいものとなる。
【００１８】
更に、本発明においては、当該高強度部材は、２μｍ以下の粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織を有することが望ましい。
これにより更に靭延性を向上させることができる。金属炭化物の粒径が２μｍを超えると絞りを低下させることがある。一方、金属炭化物の粒径が０．０１μｍ未満では顕著な効果が得られにくいことから０．０１μｍ以上とすることが好ましい。
【００１９】
また、本発明においては、当該高強度部材の引張強度が１４００ＭＰａ以上であることが好ましい。このような部材とすると、自動車の車体構造に適用した場合に、高強度を維持しつつ軽量化できるという利点がある。
【００２０】
更に、本発明においては、高張力鋼板として、テーラードブランク鋼板を用いることができる。
例えば、テーラードブランク鋼板の厚み分布を部材に要求される強度分布に合わせることにより、部材の高強度化をより的確に図ることができる。
用いる高張力鋼板の板厚は、従来の高張力鋼板と同程度でよく、０．６〜４ｍｍとすればよいが、より高強度であるため、同程度の強度を薄い板厚で得ることができる。
【００２１】
また、本発明においては、当該高強度部材は、抵抗溶接部を有していてもよい。つまり、本発明の高強度部材同士を又は本発明の高強度部材と他の部材とを抵抗溶接して組み立てることが可能なものであることにより、自動車の車体構造部材として容易に適用することができる。
【００２２】
更に、本発明においては、当該高強度部材は、１５０〜７００℃で焼戻しされた組織を有していてもよく、４００〜７００℃で焼戻しされた組織を有することが好ましい。
このような高強度部材は、Ｍｏが２次硬化析出し、更に靭延性を向上させることができる。特に、４００〜７００℃で焼戻しされた組織を有する場合には、Ｍｏ等の金属析出による耐遅れ破壊性を向上させ得る。
【００２３】
また、上述した高張力鋼板には、上述した成分元素以外にも、所期の効果を妨げない範囲で各種元素を添加することができる。以下、添加元素について説明する。
【００２４】
ケイ素（Ｓｉ）：  Ｓｉは脱酸及び強度増加に有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．２％以上とすることが良い。但し、過剰な添加は靭性劣化を起す場合があるため、上限を２．５％とすることが良い。
【００２５】
マンガン（Ｍｎ）：  Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られにくい。一方、含有量が多過ぎるとＰ、Ｓの共偏析を助長するだけでなく、靭性劣化を起すことがあるため、０．１〜１．０％含有することが良い。
【００２６】
リン（Ｐ）  ：  Ｐは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０２％とすることが良い。
【００２７】
硫黄（Ｓ）  ：  Ｓは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０１％とすることが良い。
【００２８】
銅（Ｃｕ）：  Ｃｕは強化に有効である上、自身の微細析出は遅れ破壊の向上にも寄与するため、０．１％以上含有することが良い。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を３．０％とすることが良い。
【００２９】
ニッケル（Ｎｉ）：  Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保できるとともに、耐食性の向上に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られず、一方、３．０％を越えると加工性が悪くなることから０．１〜３．０％含有することが良い。
【００３０】
更に、成形性を確保しつつ良好な耐遅れ破壊性を確保するために、バナジウム（Ｖ）やチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）などを含有することが好適である。
【００３１】
アルミニウム（Ａｌ）：  Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多過ぎると介在物が増加して加工性が劣化するため、０．００１〜０．１％含有することが良い。
【００３２】
上述したような高張力鋼板の好適例として、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％及びＣｒ：０．１〜２．０％の割合で含有し、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係るものを、Ｗ：０．２０〜１．５％、Ｖ：０．００２〜１．０％、Ｔｉ：０．００２〜１．０％及びＮｂ：０．００５〜１．０％の割合で含有し、更に、不純物のリン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）を、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％の割合で含有し、残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物であるものを挙げることができるが、必ずしもこれに限定されるものではない。
【００３３】
次に、本発明の高強度部材の製造方法について詳細に説明する。
上述の如く、本発明の高強度部材の製造方法は、上記本発明の高強度部材を製造するに当たり、誘導加熱された鋼材で上記高張力鋼板の両面を挟むことによりオーステナイト域に加熱し、金型内でプレス成形及び冷却する方法である。
このような構成とすることにより、鋼板を均一に、しかも短時間で温度精度良く、更に鋼板表面の酸化を抑制した状態で加熱することができるが、本発明の高強度部材はこのような製造方法によって作製されたものに限定されるものではない。
なお、鋼板に接触させる鋼材は、鋼板の熱容量に比べて十分大きな熱容量のものを用いることによって、安定した加熱が可能になる。
また、鋼材の熱容量は、例えば鋼材の板厚を厚くすることなどにより大きくすることができる。
【実施例】
【００３４】
以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
【００３５】
（実施例１〜９及び比較例１〜３）
表１に示す化学組成の高張力鋼板を用い、表２に示す鋼板の加熱条件により、各例の高強度部材を作製した。
具体的には、鋼板を表２の加熱保持温度に保たれたオーブン中に鋼板を挿入し、次いで、表２の所定の加熱保持温度に達してから１２０秒間保持し、しかる後、金型でハット型形状にプレス成形し、そのまま金型内で冷却した。
なお、得られた高強度部材は、縦：５０ｍｍ、幅７０ｍｍの矩形断面でフランジ幅３０ｍｍをもつハット型形状をなし、長さ：９００ｍｍである。
【００３６】
【表１】
2007308745.tif 000002
【００３７】
【表２】
2007308745.tif 000003
【００３８】
［性能評価］
各例の高強度部材について、機械的性質評価及び組織調査を行った。得られた結果を表３に示す。また、各性能評価は下記の要領で実施した。
【００３９】
（１）引張強度
プレス型ポンチ底にあたる部位の引張強度（ＴＳ）はＪＩＳ  Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、評価した。
【００４０】
（２）応力低下度
図１は、板状試験片（例えば、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力‐歪線図を示す模式図である。引張強さ（ＴＳ）と破断応力の差を応力低下度（ＳＤ）と定義する。
上記応力‐歪線図において、一様伸びを示したのち、破断に到るまでの応力低下度（ＳＤ）が１８０ＭＰａ以上の値を有するものは良好な靭延性を有していた。
【００４１】
（３）部材曲げ試験時の割れの有無
得られた高強度部材に、幅：１３０ｍｍ、長さ：９００ｍｍの平板をスポット溶接し、閉断面とした部材を衝撃３点曲げ試験に供した。衝撃３点曲げ試験は、スパン：７００ｍｍ、押し子は幅：８０ｍｍの矩形であり、変位速度：５ｍ／ｓにて、１００ｍｍまで押し込んだ。
【００４２】
また、高張力鋼板Ａ〜Ｃは、加熱前にＭｏの合金炭化物が０．０１〜５μｍの範囲で析出していることを電子顕微鏡観察にて確認した。一方、高張力鋼板Ｄ及びＥは、電子顕微鏡観察からは合金炭化物の存在が確認されなかった。
更に、高強度部材中の旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠して行い、測定した。
更にまた、実施例１〜３及び実施例５〜９の高強度部材は、０．０１〜２μｍの粒径の金属炭化物から成る析出物を含有する組織が観察されたが、他の実施例（実施例４）及び比較例１〜３には、析出物が観察されなかった。
【００４３】
【表３】
2007308745.tif 000004
【００４４】
表３より、本発明の範囲に属する実施例１〜９は、本発明外である比較例１〜３に比べて、靭延性が向上していることが分かる。
具体的には、実施例７〜９は最初に準備された鋼板はマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、その他残留オーステナイトや合金析出物を含み、Ａｃ３点７８０℃の材料である。加熱時の温度をＡｃ３点直上から一定の低い温度範囲に加熱保持した実施例８、９は逆変態したオーステナイトはそれほど粗粒化せず、また合金析出物も完全に再固溶せず、微細分散するためこの状態から焼入れた高強度部材は細粒で微細合金析出した靭延性に優れる組織となり、部材の曲げ試験においても割れにくい結果となる。このように合金析出物が炭化物として微細に残存する場合、母相の固溶炭素量を実質的に下げることになり靭延性向上に寄与する。またＡｃ３点以下に加熱した実施例７の場合、合金析出物が粗大化するので靭延性をそれほど向上させない。他の組織についても同様の傾向を示し、加熱温度は旧オーステナイト粒径の微細化と合金析出物を微細分散させる観点から、Ａｃ３点直上が好ましく少なくともＡｃ３点〜Ａｃ３点＋２００℃の範囲であれば、十分に前記の効果を発揮するものと考えられる。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】板状試験片（例えば、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力‐歪線図を示す模式図である。
【図１】
2007308745.tif 000005