(57)【要約】【課題】Ｔｉを添加しなくてもＢ添加による焼入れ性向上作用を有効に確保しつつ、加工後の曲げ性を向上し得るホットスタンプ用鋼板を提供する。【解決手段】本発明のホットスタンプ用鋼板は、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０．０５％以下、ＡｌをＳｉ量との関係で含み、不可避的不純物のうちＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａはそれぞれ、０．００５％以下に抑制されていると共に、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満を満足する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０％超０．０１５％以下、
Ｓ  ：０％超０．０１％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．０１％、
Ｎ  ：０％超０．０５％以下
含有すると共に、
Ａｌについては、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］としたとき、
Ｓｉ量が０．５％超２．０％以下のときは（２×［Ｎ］〜０．３％）を満足するようにＡｌを含み、
Ｓｉ量が０％以上０．５％以下のときは（０．２０＋２×［Ｎ］−０．４０×［Ｓｉ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含み、
残部：鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物のうちＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａはそれぞれ、０．００５％以下に抑制されていると共に、
円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満である
ことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
【請求項２】
成分組成が、更に質量％で、
Ｃｒ：０％超０．５％以下、
Ｍｏ：０％超０．５％以下、
Ｃｕ：０％超０．５％以下、および
Ｎｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含むものである請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
【請求項３】
成分組成が、更に質量％で、
Ｖ  ：０％超０．２％以下、および
Ｎｂ：０％超０．２％以下
の少なくとも一種を含むものである請求項１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成からなり、
マルテンサイト：全組織に対する面積率で９０％以上、
円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満であることを特徴とするホットスタンプ成形部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ホットスタンプ用鋼板、並びに該鋼板を用いたホットスタンプ成形部品に関する。以下では、上記熱間プレス用鋼板の代表例である自動車用鋼板を中心に説明するが、本発明はこれに限定されない。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などの燃費向上を実現するため、鋼板の高強度化が求められている。例えば鋼板の厚さが約１．０ｍｍ〜２．０ｍｍと薄くても引張強度が６００ＭＰａ以上のハイテン材は、車体の軽量化と衝突時の安定性を両立できるため、汎用されている。最近では、側面衝突時の車体強度を更に高めるため、引張強度が１０００ＭＰａ級や１５００ＭＰａ級の超ハイテン材の使用が検討されている。しかしながら、超ハイテン材は強度が非常に高いため、加工性に劣るという問題がある。
【０００３】
超ハイテン材を使用せずに、引張強度が１０００ＭＰａ級の加工部品が得られる技術として、ホットスタンプが注目されている。ホットスタンプは、ブランクの鋼材をオーステナイト域の温度まで加熱して軟化させた後、金型で加工しながら急冷して焼入れを行う方法である。ホットスタンプの採用により、高強度、且つ形状凍結性に優れた加工部品であるホットスタンプ成形部品が得られる。ホットスタンプは、例えば熱間プレス、ホットプレス、ダイクエンチなどとも呼ばれる。
【０００４】
従来のホットスタンプ用鋼板は、ＴｉおよびＢの両方を添加することにより固溶Ｂによる焼入れ性を確保し、高強度化を図っていた。しかしながら、このような鋼板を用いてホットスタンプで成形した加工部品は、衝突時に割れが発生する虞がある。そこで、焼入れ性を確保しながら、衝突時の割れを防止し得るホットスタンプ用鋼板の提供が求められている。
【０００５】
衝突時の割れを防止するために開示された技術でないが、Ｔｉを添加せずにＢを添加したホットスタンプ用鋼板として、例えば特許文献１〜４の技術が挙げられる。しかし、Ｔｉは、固溶Ｂの生成を阻害するＮをＴｉＮとして固定し、添加したＢがＢＮになることを防止して、固溶Ｂによる焼入れ性の確保に寄与する元素である。そのため、Ｔｉを添加しないと焼入れ性を確保することが難しい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１４７４９９号公報
【特許文献２】特開２００６−９１１６号公報
【特許文献３】特開２００６−７０３４６号公報
【特許文献４】特開２０１０−１７４２８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、従来のようにＴｉを添加しなくてもＢ添加による焼入れ性向上作用を有効に確保しつつ、且つ、加工後の曲げ性を向上し得るホットスタンプ用鋼板、および上記ホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ成形部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決し得た本発明のホットスタンプ用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０％超０．０５％以下を含み、
Ａｌについては、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］としたとき、Ｓｉ量が０．５％超２．０％以下のときは（２×［Ｎ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含み、Ｓｉ量が０％以上０．５％以下のときは（０．２０＋２×［Ｎ］−０．４０×［Ｓｉ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含み、
残部：鉄および不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうちＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａはそれぞれ、０．００５％以下に抑制されていると共に、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満であるところに要旨を有する。
【０００９】
本発明の好ましい実施形態において、上記ホットスタンプ用鋼板は、更に質量％で、Ｃｒ：０％超０．５％以下、Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含む。
【００１０】
本発明の好ましい実施形態において、上記ホットスタンプ用鋼板は、更に質量％で、Ｖ：０％超０．２％以下、およびＮｂ：０％超０．２％以下の少なくとも一種を含む。
【００１１】
また、上記課題を解決し得た本発明のホットスタンプ成形部品は、上記のいずれかに記載の成分組成からなり、マルテンサイト：全組織に対する面積率で９０％以上、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満であるところに要旨を有する。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、成分組成のうち特にＡｌ、Ｓｉ、Ｂ、窒化物系介在物形成元素の各含有量が適切に制御されると共に、粗大な窒化物系介在物の個数密度が抑制されたホットスタンプ鋼板の使用により、Ｔｉを添加しなくても加工時における焼入れ性を確保しつつ、高強度、且つ曲げ性に優れたホットスタンプ成形部品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、本発明のホットスタンプ鋼板におけるＳｉ含有量とＡｌ含有量の関係の概略を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、高強度で、衝突時の安定性に優れたホットスタンプ鋼板を提供するため、固溶Ｂにより焼入れ性を向上し得るＢ添加鋼板をベースに検討を行った。衝突時の割れ防止に対しては、曲げ性の向上が有効であることが知られている。そこで、本発明者らが曲げ性に及ぼす影響因子を調査したところ、ＴｉＮなどの窒化物系介在物が変形時における破壊の起点になり、鋼にＴｉを添加すると曲げ性が低下することが明らかになった。
【００１５】
一方、前述したようにＴｉは、添加したＢがＢＮになることを防止して、固溶Ｂによる焼入れ性の確保に寄与する重要な元素であり、Ｔｉを添加しないと焼入れ性を確保することが難しい。
【００１６】
そこで本発明者らは、Ｔｉを添加しなくてもＢによる焼入れ性を確保するため、Ｔｉの代替元素としてＡｌを活用することにした。ＡｌもＴｉと同様、窒化物形成元素であり、固溶Ｂの生成を阻害するＮをＡｌＮとして固着することができる。よって、Ａｌの活量を高めてＡｌＮが形成されるようにすれば、固溶Ｂによる焼入れ性の確保が可能になる。
【００１７】
更に本発明者らは、Ａｌの活量を高めてＡｌＮを安定化させるため、ＢＮの形成を抑制してＡｌＮを安定化させる元素であるＳｉに着目した。Ａｌの活量を高め、且つ、上述したＳｉの作用を有効に発揮させるためには、ＡｌおよびＳｉの含有量を増加すれば良いが、後述するように、経済性や溶接性低下などの問題がある。ＡｌによりＮを固定してＡｌＮを形成するとの観点からすれば、ＡｌはＮを固定するために必要最小限の量を含んでいれば良く、Ａｌの含有量が少なくてもＳｉの含有量を増加すればＡｌの活量が高められて、所定の焼入れ性を確保することができる。そのため、本発明では、下記（１）、（２）で規定するように、Ｓｉの含有量に応じて必要なＡｌの含有量を変化させることにした。
（１）Ｓｉ量が０．５％超２．０％以下のときは、（２×［Ｎ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含む；
（２）Ｓｉ量が０％以上０．５％以下のときは、（０．２０＋２×［Ｎ］−０．４０×［Ｓｉ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含む。
【００１８】
上記（１）、（２）のそれぞれで規定するＡｌ量の下限において、Ｎの含有量である［Ｎ］との関係でＡｌの含有量を（２×［Ｎ］）と規定した理由は、ＡｌがＮと結合し、ＮをＡｌＮとして固着できるようにＡｌとＮの原子比を制御するためである。
【００１９】
以下、図１を参照しながら、ＡｌとＳｉの関係について、もう少し詳しく説明する。図１において、横軸はＳｉの含有量（質量％）、縦軸はＡｌの含有量（質量％）であり、斜線部分は本発明で規定するＡｌ量とＳｉ量の範囲の概略を示す。図１では、Ａｌ量およびＳｉ量を概算で決定するため、Ｎ量を本発明で規定する上限の０．０５％とした。図１中、×Ａ、×Ｂは、従来例の範囲であり、後記する表１の鋼種記号Ａ、Ｂにそれぞれ、対応する。
【００２０】
従来のホットスタンプ鋼板は図１の×Ａ、×Ｂに示すように、ＡｌおよびＳｉの含有量は少なく、おおむね、Ａｌ：０．０５〜０．０７％程度、Ｓｉ：０．２％程度である。このような鋼板をホットスタンプすると、後記する表２の試験Ｎｏ．１、２に示すように曲げ性が低下することを確認している。
【００２１】
これに対し、本発明では図１に示すように、Ａｌの活量を高めるため、従来例よりもＡｌ量およびＳｉ量を多めに設定している。但し、一律に両元素の含有量を多くするのではなく、上記（２）に示すようにＳｉ量が０．５％以下と少ない場合はＳｉ量に応じてＡｌ量が少なくなるようにＡｌを添加することにし、一方、上記（１）に示すようにＳｉ量が０．５％超と多い場合は、添加したＡｌがＮを固定してＡｌＮを形成するよう、少なくとも（［Ｎ］×２）以上の範囲でＡｌを含んでいれば良い。
【００２２】
更に本発明では、焼入れ性と曲げ性の両方を確保するため、ＴｉＮなどの粗大な窒化物系介在物の個数密度を低減することにした。上述したように本発明では、良好な曲げ性を確保するため、Ｔｉを添加せず、不可避的不純物レベルとする。但し、Ｔｉを添加しなくても、鋼の原料である鉄源などからＴｉが不純物として不可避的に混入する場合がある。その結果、鋼材の鋳造時に鋼中の固溶Ｎと結合して粗大なＴｉＮが形成される場合があり、変形時の破壊の起点となるためである。後述するように上記粗大な窒化物系介在物は、鋼の凝固前後における平均冷却速度を適切に制御することにより、微細化することが可能である。
【００２３】
上記では、窒化物系介在物形成元素の代表例としてＴｉを挙げて説明したが、Ｔｉの他、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａもＴｉと同様の挙動を示す元素である。これらの元素は不可避的不純物元素として含まれるが、本発明では、良好な曲げ性が確実に発揮されるようにするため、上記窒化物系介在物形成元素の各含有量の上限を０．００５％以下に低減することにした。
【００２４】
本発明は、上記観点に基づいて完成された発明である。すなわち、本発明のホットスタンプ用鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｎ：０％超０．０５％以下を含み、
Ａｌについては、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］としたとき、Ｓｉ量が０．５％超２．０％以下のときは（２×［Ｎ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含み、Ｓｉ量が０％以上０．５％以下のときは（０．２０＋２×［Ｎ］−０．４０×［Ｓｉ］）〜０．３％を満足するようにＡｌを含み、
残部：鉄および不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうちＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａはそれぞれ、０．００５％以下に抑制されていると共に、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満であるところに特徴がある。
【００２５】
まず、本発明に係るホットスタンプ用鋼板の成分組成について、詳しく説明する。本明細書において、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００２６】
Ｃ：０．１〜０．４％
Ｃは、ホットスタンプの際、焼入れ時の強度を確保するために必須の元素である。特にマルテンサイトを生成してホットスタンプ成形部品の高強度化を達成するためには必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．１％以上とする。但し、Ｃを過剰に含有させると、必要以上に強度が増加して熱間加工性が低下するだけでなく、溶接性なども劣化する。そのため、Ｃ量の上限を０．４％以下とする。
【００２７】
Ｃ量の好ましい範囲は、加工後のホットスタンプ成形部品の好ましい引張強度に応じて、変化し得る。例えば、１１８０ＭＰａ級（具体的には、１１８０ＭＰａ以上、１４７０ＭＰａ未満）の強度を確保するためには、Ｃ量の好ましい範囲を０．１２〜０．１７％とする。例えば、１４７０ＭＰａ級（具体的には、１４７０ＭＰａ以上、１７６０ＭＰａ未満）の強度を確保するためには、Ｃ量の好ましい範囲を０．１７〜０．２４％とする。例えば、１７６０ＭＰａ級（具体的には、１７６０ＭＰａ以上、１９６０ＭＰａ未満）の強度を確保するためには、Ｃ量の好ましい範囲を０．２８〜０．３５％とする。
【００２８】
Ｓｉ：０％以上２．０％以下
Ｓｉは固溶強化能が高く、Ａｌの活量を高めてＡｌＮを安定化させ、ＢＮの形成を抑制して焼入れ性を確保するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉの含有量を出来るだけ多くすることが有効であるが、本発明者らの実験結果によれば、Ａｌ量が多い場合はその限りでない。そのため、後記するＡｌの項目で説明するようにＳｉ量に応じてＡｌの低下量を設定すれば、Ｔｉを含まなくても所望の焼入れ性を確保することができる。Ｓｉ量の好ましい下限は０．１％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。但し、Ｓｉの含有量が多くなると熱間圧延時にスケールが著しく発生するため、その上限を２．０％以下とする。好ましい上限は１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、本発明ではＭｎ量の下限を０．５％以上とする。好ましくは０．７％以上である。但し、過剰に添加しても効果が飽和し、経済的に無駄であるため、その上限を３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。
【００３０】
Ｐ：０％超０．０１５％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、旧オーステナイト粒界に沿って偏析して、延性や靭性を低下させる。そのため、Ｐ量の上限を０．０１５％以下にする。好ましくは０．０１％以下である。Ｐ量は少ない方が良いが、０％にすることは現実に困難である。また、過度の脱Ｐ処理はコスト増を招くため、Ｐ量の下限は０．００１％とするのが好ましい。
【００３１】
Ｓ：０％超０．０１％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、硫化物系介在物として、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｓ量の上限を０．０１％以下にする。好ましくは０．００３％以下である。Ｓ量は少ない方が良いが、０％にすることは現実に困難である。また、過度の脱Ｓ処理はコスト増を招くため、その下限は０．０００５％とするのが好ましい。
【００３２】
Ｂ：０．０００３〜０．０１％
Ｂは、焼入れ性向上に有用な元素である。このため、Ｂ量の下限を０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。ただし、Ｂを過剰に含有させても上記効果が飽和するだけでなく、かえって、熱間での割れが生じる虞がある。よって、Ｂ量の上限を０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下とする。
【００３３】
Ｎ：０％超０．０５％以下
Ｎは、不可避的に存在する元素であり、ＴｉＮの形成による曲げ性の劣化、ＢＮを形成して固溶Ｂの減少による焼入れ性や溶接性の低下を招くため、出来るだけ少ない方が良い。そのため、本発明では、Ｎ量の上限を０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｎ量は少ない方が良いが、０％にすることは現実に困難である。ただし、過度の脱Ｎ処理はコスト増を招くので、その下限は０．００１％とするのが好ましい。
【００３４】
Ａｌ：前述した（１）、（２）のとおり
Ａｌは、脱酸剤として添加されると共に、その含有量を増やすとＡｌの活量が上昇し、ＡｌＮを形成しやすくなるため、固溶Ｂの確保に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌ量の下限を高めれば良いが、Ａｌ量が少なくても、ＡｌがＮを固定するのに必要最小限の量を含んでいれば、Ｓｉ量を増加させることによってＡｌの活量を高めることができ、所定の焼入れ性を確保することができる。そのため、本発明では、Ｓｉの含有量に応じて、必要なＡｌの含有量の範囲を変化させることにした。ここで、Ａｌ量をＮ量との関係で（２×［Ｎ］）としたのは、ＡｌをＡｌＮとして固定するため、原子比でＡｌ：Ｎを１：１にするためである。
【００３５】
上記（１）、（２）について、好ましい下限は以下のとおりである。
（１）Ｓｉ量が０．５％超２．０％以下のとき、好ましくは（２×［Ｎ］＋０．００５）％以上であり、よりに好ましくは（２×［Ｎ］＋０．０１）％以上である；
（２）Ｓｉ量が０％以上０．５％以下のとき、好ましくは（０．２０５＋（２×[Ｎ]）−０．４０×［Ｓｉ］）％以上であり、より好ましくは（０．２１＋（２×[Ｎ]）−０．４０×［Ｓｉ］）以上である。
【００３６】
なお、Ａｌ量の上限は、上記（１）、（２）のいずれの場合も０．３％とする。Ａｌを過剰に添加しても上記効果が飽和して経済的に無駄なためである。好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
【００３７】
本発明のホットスタンプ用鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部は鉄および不可避的不純物である。
【００３８】
本発明では、不可避的不純物元素のうち、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの上限をそれぞれ、０．００５％以下とする。これらの元素は窒化物形成元素であり、破壊の起点となる粗大な窒化物系介在物を形成するためである。これらの元素は少ない程良く、好ましくは、いずれの元素も０．００３％以下である。
【００３９】
本発明のホットスタンプ用鋼板は、本発明の作用を損なわない範囲で、更に以下の許容成分を選択的に含有することができる。
【００４０】
Ｃｒ：０％超０．５％以下、Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
これらの元素は、焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を含有しても良い。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、二種以上を含むときは二種以上の合計量である）の好ましい下限を０．１％以上とする。上記作用のみを考慮すると、各元素の含有量は多い方が良いが、過剰に添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、各元素とも好ましい上限を０．５％以下とする。
【００４１】
Ｖ：０％超０．２％以下、およびＮｂ：０％超０．２％以下の少なくとも一種
ＶおよびＮｂは、オーステナイト粒の微細化に寄与し、強度向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、上記元素の合計量（単独で含むときは単独の量であり、両方を含むときは合計量である）の好ましい下限を０．０２％以上とする。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、上記各元素の好ましい上限を０．２％以下とする。
【００４２】
次に、本発明に係るホットスタンプ用鋼板を特徴付ける組織について説明する。
【００４３】
前述したとおり、本発明の鋼板は、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物の個数密度が１ｍｍ2当り０．１０個未満に低減されている。これにより、破壊の起点となる粗大な窒化物系介在物が少なくなり、曲げ性が向上する。ここで、「窒化物系介在物」とは、Ａｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａなどの窒化物であって、鋼の組織中に析出したものを意味する。また、窒化物系介在物のサイズを円相当直径１μｍ以上に限定した理由は、本発明者らの実験結果によれば、上記サイズのものが、曲げ性の低下と密接に寄与することが判明したためである。良好な曲げ性を確保するためには上記粗大な窒化物系介在物の個数密度は少ない程良く、好ましくは０．０５個未満である。
【００４４】
本発明は、上述した粗大な窒化物系介在物の個数密度を制御したところに特徴があり、それ以外の、円相当直径１μｍ未満の微細な窒化物系介在物の個数密度は特に限定されない。本発明の製造方法によれば、上記微細な窒化物系介在物は、１ｍｍ2当り、おおむね、２〜１００個程度存在する。
【００４５】
上述した窒化物系介在物のサイズおよび個数密度の測定方法は以下のとおりである。
【００４６】
鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／４の位置から試験片を切出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、電界放射式走査型電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて観察する。以下の実施例では、上記ＦＥ−ＳＥＭ装置として、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ社製のＳＵＰＲＡ  ３５を用いた。
【００４７】
詳細には、ＦＥ−ＳＥＭの観察倍率を４００倍に設定し、０．３７５ｍｍ2の面積を有する視野を無作為に１００視野以上選択して観察する。視野中に観察される円相当直径１μｍ以上の介在物粒子について、中央部の成分組成（質量％）を、ＦＥ−ＳＥＭ付属のエネルギー分散型Ｘ線検出器（Ｅｎｅｒｇｙ  ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＥＤＸ）による半定量分析から、以下のようにして求めた。まず、Ｎを含み、且つ、上述した窒化物系介在物形成元素であるＡｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの合計濃度値Ａを算出した。以下では、上記Ａｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの元素をＴｉなどと呼ぶ場合がある。更に、ＦｅおよびＯを除く、上記介在物粒子に含まれる元素であるＭｎ、Ｓｉ、Ｓ、Ｃｒなどの合計濃度値Ｂを同様にして算出した。そして、上記合計濃度値Ａを、上記合計濃度値Ｂで除した値（規格化した値）を算出した。本発明では、このようにして算出された規格化した値が５０％以上である介在物粒子を窒化物系介在物と定義し、個数を数えた。観察された窒化物系介在物の個数を観察面積の０．３７５ｍｍ2で除して、１ｍｍ2当りの個数密度を算出した。同様の操作を全視野で行い、その平均値を円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物の個数密度と定義した。
【００４８】
なお、Ｔｉなどの合計濃度値Ａを規格化するに際して、ベースとなる元素からＦｅおよびＯの両方を除外した理由は以下のとおりである。まず、Ｆｅを除外した理由は、測定結果に及ぼす地鉄中のＦｅの影響を排除するためである。また、Ｏを除外した理由は、介在物が、対象とするＴｉなどの窒化物系介在物元素であることを判定するためである。すなわち、上述したＡｌ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの窒化物系介在物形成元素の酸化物生成能は、ＲＥＭなどの酸化物系介在物形成元素に比べて同等以下のため、酸化物の主体がＴｉ等の酸化物になることはないと考えられる。このため、Ｏを除いた元素の合計濃度値でＴｉなどの窒化物系介在物形成元素が５０％以上の介在物は、Ｔｉなどの窒化物であると判定される。
【００４９】
本発明に係るホットスタンプ用鋼板の表面形態は特に限定されず、表面にめっきが施されていない裸材である熱延材および冷延材；これらの熱延材または冷延材にめっきが施されたるめっき材の両方が含まれる。
【００５０】
以上、本発明のホットスタンプ用鋼板について説明した。
【００５１】
次に、上記ホットスタンプ用鋼板を得るための好ましい製造方法を説明する。
【００５２】
まず、鋼の原料を配合し、転炉で本発明で規定する成分組成の範囲に調整された鋼を溶製する。原料の配合に当たっては、不純物として混入し得る、Ｔｉなどの窒化物系介在物形成元素の含有量が出来るだけ少ない原料を選択する。
【００５３】
このようにして溶製された鋼を連続鋳造によりスラブとする。上述した粗大な窒化物系介在物の個数密度を低減するためには、鋳型冷却により、鋼の凝固前後の温度範囲である１５００〜１３００℃における平均冷却速度を、常法（０．２℃／ｓ程度）に比べて速くすることが推奨される。好ましくは０．５℃／ｓ以上、より好ましくは０．８℃／ｓ以上である。上記平均冷却速度は、鋼板の表面温度を測定し、鋼板の厚さをＤとしたとき、伝熱計算からＤ／４部の平均冷却速度を算出した値を用いた。
【００５４】
このようにして得られたスラブを、例えば加熱温度１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度８００〜１２００℃の条件で熱間圧延した後、３００〜７００℃で巻取って熱延板を得る。本発明では、上記熱延板をそのままホットスタンプ用鋼板として用いても良い。必要により、上記熱延板を酸洗した後、冷延率１０〜８０％で冷間圧延し、冷延板を得る。本発明では、上記冷延板をそのままホットスタンプ用鋼板として用いても良い。更に上記冷延板を連続焼鈍ラインで焼鈍して軟質化したものをホットスタンプ用鋼板として用いても良い。また、上記熱延板または冷延板に、連続めっきラインで各種めっきを施しためっき鋼板をホットスタンプ用鋼板として用いても良い。めっきの種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、Ｚｎ−Ａｌめっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき、合金化溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっきなどが挙げられる。
【００５５】
次に、本発明のホットスタンプ成形部品について説明する。上述したとおり、本発明のホットプレス成形部品は、本発明のホットスタンプ用鋼板と同じ成分組成からなり、マルテンサイト：全組織に対する面積率で９０％以上であり、円相当直径１μｍ以上の窒化物系介在物が１ｍｍ2当り０．１０個未満であることを特徴とする。
【００５６】
このうち、上記成分組成および窒化物系介在物の個数密度は、前述したホットスタンプ用鋼板の欄で詳しく説明したので、説明を省略する。
【００５７】
本発明では、ホットプレス成形部品の引張強度を例えば１１８０ＭＰａ以上に制御するため、全組織に対するマルテンサイトの面積率を９０％以上とする。好ましくは９５％以上であり、より好ましくは１００％である。なお、マルテンサイト以外の残部組織として、例えばフェライト、ベイナイトなどの軟質組織が挙げられる。
【００５８】
上述した各組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて倍率１５００倍で各組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により各相の面積率を測定すれば良い。
【００５９】
本発明のホットプレス成形部品は以下のようにして製造することが好ましい。まず、前述した本発明のホットスタンプ用鋼板を、Ａｃ3点〜Ａｃ3点＋１００℃に加熱する。上記加熱温度がＡｃ3点未満では、焼入れ後にフェライトなどの軟質組織が生成して、部品強度が不足する。一方、加熱温度が［Ａｃ3点＋１００℃］を超えると、オーステナイト粒が粗大化して延性が劣化する。なお、Ａｃ3点の算出方法は以下のとおりである。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］・・・（３）
【００６０】
次いで、金型により熱間プレスする。本発明では、上記加熱工程で得られたオーステナイトを、フェライトおよびベイナイトの生成を抑制しつつマルテンサイト主体の組織とするため、特に、８００℃から３００℃までの温度範囲を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却して焼入れする。好ましくは４０℃／ｓ以上である。
【００６１】
その後、室温までの範囲を、おおむね、１〜４０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。このようにして本発明のホットスタンプ成形部品が得られる。
【実施例】
【００６２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６３】
表１に示す成分組成の鋼材を真空溶製した後、鋳型冷却により、１５００〜１３００℃における鋳造時の平均冷却速度を表２に示すように変化させて、板厚３０ｍｍのスラブを得た。本実施例では、上記平均冷却速度を、本発明で推奨する１．０℃／ｓと、推奨外の０．２℃／ｓの両方で実施した。このスラブを１１５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度９３０℃で板厚２．８ｍｍに熱間圧延した後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、６００℃の温度で巻取りを行った。酸洗の後、冷間圧延して、板厚１．４ｍｍの冷延材を得た。表１中、「―」は無添加を意味する。
【００６４】
このようにして得られた冷延材の一部について、表２に示すようにＺｎめっき（Ｎｏ．７）、合金化Ｚｎめっき（Ｎｏ．８）、７００℃で２時間の焼鈍処理（Ｎｏ．１０）を行い、ホットスタンプ用の供試鋼板として用いた。上記以外は、冷延材をそのまま、ホットスタンプ用の供試鋼板として用いた。
【００６５】
上記の各供試鋼板を加熱炉により大気雰囲気にて９３０℃で３分間加熱した。上記加熱温度は、本発明で推奨する温度範囲（Ａｃ3点〜Ａｃ3点＋１００℃）を満足する。加熱の後、ホットスタンプ処理を模擬するため、平型の金型に挟み込んで、８００から３００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｓに制御して焼入れを行った。
【００６６】
このようにして得られたホットスタンプ処理後のサンプルについて、上述した方法により、各組織の面積率および窒化物系介在物のサイズおよび個数密度を測定した。
【００６７】
更に、上記ホットスタンプ処理後のサンプルの機械的特性を評価するため、以下の引張試験および曲げ試験を実施した。
【００６８】
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に記載の５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に記載の方法で実施して引張強度を測定した。本実施例では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上のものを合格とした。好ましくは１２７０ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。
【００６９】
曲げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ２２４８の規定に準拠して行った。具体的には、幅３０ｍｍ、長さ６０ｍｍの３号試験片を用いて、以下の条件で押曲げ法を実施し、荷重が最大になる押金具のストローク値を曲げ性の評価指標とした。
支えの直径：３０ｍｍ
押金具の内側半径ｒ：０．２ｍｍ
２個の支え間の距離Ｌ：５．６ｍｍ
【００７０】
本実施例では、このようにして得られたストローク値が８．０ｍｍ以上のものを曲げ性に優れると評価した。好ましくは９．０ｍｍ以上である。
【００７１】
更に本実施例では、焼入れ性を評価するため、上述したホットスタンプ処理を行う前の各供試鋼板を用いて、以下のようにして上部臨界冷却速度を求めた。具体的には、フォーマスタ試験装置を用いて、上記の各供試鋼板を９３０℃で３分間保持した後、種々の冷却速度で冷却することにより上部臨界冷却速度を求め、これを焼入れ性の評価指標とした。本実施例では、このようにして得られた上部臨界冷却速度が３０℃／ｓ以下のものを合格とした。好ましくは２５℃／ｓ以下、より好ましくは２０℃／ｓ以下とする。
【００７２】
これらの結果を表２に併記する。表２の組織の欄において、αはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイトを意味する。参考のため、表１には「本発明で規定するＡｌ量」の欄を設けて、Ｓｉ量に応じて決定されるＡｌ量の計算結果を記載すると共に、本発明で規定する要件を満足するか否かを「合否」の欄に記載した。「合否」の欄中、ＯＫは本発明の要件を満足する例であり、ＮＧは本発明の要件を満足しない例である。
【００７３】
【表１】
2016108644.tif 000002
【００７４】
【表２】
2016108644.tif 000003
【００７５】
表２の試験Ｎｏ．５〜１２、１４〜２１、２４はいずれも、成分組成が本発明の要件を満足する表１の鋼種記号Ｃ〜Ｊ、Ｌ〜Ｓ、Ｖを用い、表２に示す鋳造時の平均冷却速度を含めて本発明の好ましい条件にてホットスタンプ用鋼板を製造した後、ホットスタンプ処理を行った例である。このようにして得られたホットスタンプ処理後の供試鋼板は、引張強度、曲げ性、焼入れ性の指標である上部臨界冷却速度のすべてが合格基準を満たしている。
【００７６】
これに対し、本発明で規定するいずれかの要件を満足せずに製造した表２の試験Ｎｏ．１〜４、１３、２２、２３は、引張強度、曲げ性、焼入れ性の少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
【００７７】
表２の試験Ｎｏ．１は、Ａｌ量がＳｉ量との関係で本発明の要件を満足せずに少なく、Ｔｉ量が多い表１の鋼種記号Ａを用い、且つ、鋳造時の平均冷却速度を遅くしてホットスタンプ用鋼板を製造した例である。その結果、粗大な窒化物系介在物の個数密度が多くなり、曲げ性が低下した。
【００７８】
表２の試験Ｎｏ．２は、上記Ｎｏ．１と同様、本発明の要件を満足しない表１の鋼種記号Ａを用い、鋳造時の平均冷却速度は本発明の好ましい範囲に制御して製造した例である。Ａｌ量が少ないため、粗大な窒化物系介在物の個数密度が多くなり、曲げ性が低下した。
【００７９】
表２の試験Ｎｏ．３は、Ａｌ量がＳｉ量との関係で本発明の要件を満足せずに少ない表１の鋼種記号Ｂを用い、且つ、鋳造時の平均冷却速度を遅くして製造した例である。そのため、粗大な窒化物系介在物の個数密度が多くなり、曲げ性が低下した。また、上記試験Ｎｏ．３のようにＡｌ量がＳｉ量との関係で少なく、且つ、Ｔｉが０．００５％以下に抑制されていると、加熱時にＢがＢＮとなり、焼入れ性改善効果が失われるため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、焼入れ性も低下した。
【００８０】
表２の試験Ｎｏ．４は、本発明の要件を満足する表１の鋼種記号Ｃを用いたが、鋳造時の平均冷却速度が遅い例である。そのため、粗大な窒化物系介在物の個数密度が多くなり、曲げ性が低下した。
【００８１】
表２の試験Ｎｏ．１３は、Ｚｒ量が多い表１の鋼種記号Ｋを用いた例である。そのため、粗大な窒化物系介在物の個数密度が多くなり、曲げ性が低下した。
【００８２】
表２の試験Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が少ない表１の鋼種記号Ｔを用いた例である。そのため、マルテンサイトの面積率が少なくなり、焼入れ性も低下した。
【００８３】
表２の試験Ｎｏ．２３は、Ｐ量が多い表１の鋼種記号Ｕを用いた例である。そのため、曲げ性が低下した。
【図１】
2016108644.tif 000004