JP5652321B2 - 熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れ、複雑な形状の部品に加工し得るホットスタンプ用鋼板とその製造方法及び溶製方法に関するものである。

近年、地球環境保護の視点から自動車車体を軽量化することは喫緊の課題であり、それに対して、高強度鋼板を適用する検討が積極的に行われていることから、鋼材に要求される強度は益々高くなっている。しかし、鋼板強度が高くなるのに伴い、加工性が劣化するとともに、形状凍結性への配慮が必要となる。一方、通常使用するプレス加工においては、成形荷重が益々高まり、プレス能力の向上も実用化に向けての大きな課題である。

一方、ホットスタンプ技術は、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するものである。そのため、室温で実施する通常のプレス加工に比べ、成形荷重が大幅に低減される。

また、ホットスタンプ技術は、プレス加工と同時に、金型内で、いわゆる焼入れ処理を行うことになるので、鋼のＣ量に応じた強度を得ることができる。それ故、ホットスタンプ技術は、形状凍結性と強度を両立させる技術として注目されている。

特許文献１には、ホットスタンプ技術を活用した鋼板として、Ｍｇを含む酸化物の平均粒径と分布密度を規定し、ホットスタンプ後の強度、切断性、及び、打抜き性に加え、遅れ破壊特性とスポット溶接性を改善した鋼板が開示されている。しかし、特許文献１の鋼板は、ホットスタンプ時の成形性と、それと同時に行う打抜きを可能とする打抜き性の改善を目的とするものではない。

また、特許文献２には、熱間成形用鋼板及びその製造方法に関する技術が開示されている。上記技術は、熱間成形を施す前の鋼板に対し、所定の熱処理を施した後、再度加熱して、熱間でプレス成形を実施するものであり、ホットスタンプ時の伸びフランジ成形における成形性や、熱間で打ち抜いた部位における遅れ破壊特性は考慮されていない。

特開２００６−００９１１６号公報 特開２００６−２８３０６４号公報

自動車用部品、特に、フレーム、メンバー、及び、リンフォースといった部品は、その役割から、衝突時にエネルギを効率良く吸収する部品と、耐力を確保し、変形せずに、衝突時のエネルギを伝達する部品に分類される。

特に、リンフォースに対しては要求強度が益々高くなり、冷間でのプレス成形では、プレス機の能力が不足することや、鋼板の形状凍結性が悪化するという理由から、１４７０ＭＰａの強度を必要とする部品には、ホットスタンプ材を適用した部品が増えている。

また、自動車車体のさらなる軽量化を実現するには、強度が１７７０ＭＰａ以上の部材が必要となる。したがって、ホットスタンプ技術を適用する部品の拡大を図るためには、熱間でのプレス成形性の向上と同時に、部品に成形した後の成形部の遅れ破壊特性に配慮する必要がある。

本発明者らは、従来技術における上記実情に鑑み、１４７０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、加工部の耐遅れ破壊特性と靭性に優れた部品を、ホットスタンプ技術で製造することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意検討した。その結果、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭの２種以上を含む複合硫酸化物を、球状介在物として鋼板中に分散させると、加工部において、良好な靭性と耐遅れ破壊特性を確保できることが判明した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：１〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるホットスタンプ用鋼板において、
該ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量％で、Ｓ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３％、及び、Ｏ：０．００３〜０．００７％を含み、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。

（２）前記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板において、前記ＲＥＭに代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００５〜０．０３％を含み、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の前記球状介在物に代えて、Ｓ、Ｏ、及び、Ｍｇの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。

（３）前記ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｖ：０．００５〜０．１％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．５％の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）または（２）に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。

（４）前記球状介在物が複合硫酸化物であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。

（５） 前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成のスラブを１２５０℃以下の温度域に加熱して熱間圧延に供し、Ａr3点以上の温度域で、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量を６０％以上として仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、１秒以内に冷却を開始し、６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。

（６）溶鋼をＡｌで予備脱酸して、溶鋼中のフリー酸素を１０〜５０ｐｐｍまで低減し、次いで、Ｓｉ又はＴｉと、ＲＥＭ又はＭｇで複合脱酸して前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成の溶鋼とした後、スラブとすることを特徴とする前記（５）に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。

本発明によれば、ホットスタンプ時の複合成形性と打抜き性に優れ、かつ、ホットスタンプ後において、１４７０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、加工部の耐遅れ破壊特性と靭性に優れたホットスタンプ用鋼板を提供することができる。

熱間での伸びフランジ成形性の評価を説明する図である。（ａ）は、評価試験に使用する金型の構成を示し、（ｂ）は、評価試験に使用するブランクの形状を示す。 ＲＥＭ又はＭｇの添加量（質量％）とフランジ高さＨ（ｍｍ）の関係における割れの有無を示す図である。 熱間打抜き試験装置の断面態様を示す図である。

まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。

本発明者らは、質量％で、０．２８％Ｃ−０．５％Ｓｉ−１％Ｍｎ−０．５％Ｃｒ−０．００３％Ｓ−０．０５％Ｔｉ−０．０５％Ｎｂ−０．００４１％Ｏの鋼をベースとし、ＲＥＭ又はＭｇの添加量を変化させて添加した板厚１．６ｍｍの冷延・焼鈍板から採取したブランク（被成形材）を９００℃に加熱し、その後、図１（ａ）に示す金型でプレス成形し、成形後、直ちに、５０℃／秒で室温まで冷却した。

プレス成形は、図１（ａ）に示すように、パンチＡとパッドＣで、ブランクＤを挟み、同時に、ダイスＢを矢印の方向に移動してフランジを立てる成形を行った。図１（ｂ）に、用いたブランクＤの形状を示す。ブランク幅Ｗが１４０ｍｍ、コーナー部の曲率半径Ｒが１０ｍｍ、コーナー部の開き角θが１２０°である。

伸びフランジ成形部ｘのフランジ高さＨは、下記式で定義される。
フランジ高さＨ＝ブランク中央部の全長Ｈ_total−非成形部ｙ（パンチとパッドに
挟まれるブランク平坦部）の中央の長さＨ_flat

冷却後の成形材については、伸びフランジ成形部ｘにおける割れの有無を調査するとともに、非成形部ｙの硬度をビッカース硬度（荷重：１０ｋｇｆ）で測定した。

図２に、ＲＥＭ又はＭｇの添加量（質量％）とフランジ高さＨ（ｍｍ）の関係における割れの有無を示す。図２から、割れのない伸びフランジ部の成形を実現するためには、ＲＥＭ又はＭｇを０．００５質量％以上添加する必要があり、さらに、より高い成形性（フランジ高さＨ≧３０ｍｍ）を確保するためには、０．０１質量％以上添加する必要があることが解る。

なお、いずれの成形材においても、非成形部ｙの硬度は、引張強度で１７７０ＭＰａ以上に相当するＨｖ≧５４０であった。

さらに、上記冷延・焼鈍板から採取した１５０ｍｍ角の鋼板を９００℃に加熱した後、図３に示す熱間打抜き試験装置で直径２０ｍｍの穴を打ち抜いた。

図３に示す熱間打抜き試験装置においては、中央に２０．３φのダイス２を備える基台９の上部に、２０φのパンチ１を備えるパンチ保持台１ａをバネ５で保持するストリッパー４が配置されている。ストリッパー４は、上面に、パンチ保持台１ａとの間隔を確保するスペーサー３を備えている。

パンチ保持台１ａとストリッパー４が下降し、さらに、パンチ保持台１ａが下降し、パンチ１とダイス２の協働で、基台９の上に、クッションピン７で保持され、位置決めピン６で位置決めされている鋼板８に直径２０ｍｍの穴を打ち抜くことができる。

パンチ１とダイス２は水冷構造となっているので、穴の打抜きと同時に、鋼板８を９００℃から室温に冷却することができる。

穴を打ち抜いた鋼板を、室温にて、０．３％チオシアン酸アンモニウムと３％ＮａＣｌを含む水溶液に浸漬し、該鋼板に、電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ²で４８時間、電流を流した後、打抜き破面での割れ発生の有無を調査した。その結果、ＲＥＭ又はＭｇを本発明の範囲で添加した場合、打ち抜き破面に水素に起因する遅れ破壊が発生しないことが判明した。本発明者らは、こうした実験事実に基づいて本発明を完成させた。

以下、本発明の限定要件について説明する。まず、鋼の成分組成を限定する理由について説明する。なお、成分組成に係る％は、質量％を意味する。

Ｓは、ＲＥＭ又はＭｇと複合硫酸化物を形成するために添加する元素である。そのため０．００１％以上添加するが、０．００５％を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、ホットスタンプでの熱間加工性の劣化、及び、打抜き部での遅れ破壊特性の劣化が懸念されるので、Ｓは０．００１〜０．００５％とする。好ましくは０．００２〜０．００４％である。

ＲＥＭとＭｇは、Ｓ及びＯと複合硫酸化物を形成させるために添加する元素である。そのため０．００５％以上添加するが、０．０３％を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、ホットスタンプでの熱間加工性の劣化、及び、打抜き部での遅れ破壊特性の劣化が懸念されるので、ＲＥＭとＭｇは、ともに、０．００５〜０．０３％とする。好ましくは、ＲＥＭ、Ｍｇともに、０．００８〜０．０２％である。

Ｏは、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｓと複合硫酸化物を形成するために積極的に添加する元素である。０．００３％未満では、複合硫酸化物の生成量が少なく、ホットスタンプでの熱間加工性を十分に得られない。一方、０．００７％を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、熱間加工性が劣化するばかりでなく、打抜き部での遅れ破壊特性が劣化する。それ故、Ｏは、０．００３〜０．００７％とする。好ましくは０．００４〜０．００６％である。

本発明においては、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭ又はＭｇで形成される複合硫酸化物の大きさを直径０．１μｍ以下として、鋼板中に球状介在物として分散させる。

球状介在物の大きさが直径０．１μｍを超えると、熱間加工性が劣化するばかりでなく、生成する球状介在物の個数が減少する。球状介在物は、遅れ破壊の原因となる水素をトラップするサイトとして機能するので、球状介在物の個数の減少は、耐遅れ破壊特性の劣化を招くことになる。それ故、球状介在物の大きさは直径０．１μｍ以下とする。

Ｃは、焼入れ後の強度を確保するのに必要な元素である。焼入れ後に１４７０ＭＰａ以上の強度を得るため、０．２０％以上が必要であるが、０．３５％を超えると、衝撃変形時に破断が生じ易くなるとともに、溶接性が劣化し、溶接部の強度が低下するので、Ｃは０．２０〜０．３５％とする。好ましくは０．２３〜０．３１％である。

Ｓｉは、固溶強化元素であると同時に、セメンタイトの析出を抑制する元素でもある。添加効果を得るため０．１％以上添加するが、０．５％を超えると、メッキ性が劣化するので、Ｓｉは０．１〜０．５％とする。好ましくは０．２〜０．４％である。

ＭｎとＣｒは、焼入性の確保に必要な重要な元素である。ホットスタンプを実施する際の焼入性を確保するため、ＭｎとＣｒの合計で１％以上必要であるが、３％を超えると、焼入性の向上が飽和するので、ＭｎとＣｒの合計は１〜３％とする。好ましくは１．４〜２．６％である。

ＭｎとＣｒの下限は、特に限定しないが、焼入性確保のため、Ｍｎは０．０１％以上、Ｃｒは０．０１％以上が好ましい。

Ｔｉ及びＮｂは、微細な炭化物を生成し、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を微細化して、靭性を確保する元素である。ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を、平均値で、好ましくは６μｍ以下とするために、それぞれ、０．００５％以上添加するが、０．１％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｔｉ及びＮｂとも、０．００５〜０．１％とする。好ましくは、Ｔｉは０．０１〜０．０６％、Ｎｂは０．０１〜０．０６％である。

Ｂは、焼入性を確保するのに有効な元素である。０．０００５％未満では、添加効果が発現せず、０．００２％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｂは０．０００５〜０．００２％とする。好ましくは０．０００７〜０．００１５％である。

Ｖは、組織を微細化し、靭性を確保するために添加する元素である。鋼板をＡc3点以上に加熱した場合、微細なＶ炭化物が生成し、再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にして、靭性を改善する。０．００５％未満では、添加効果が得られず、０．１％を超えると、添加効果が飽和し、また、製造コストが上昇するので、Ｖは０．００５〜０．１％とする。好ましくは０．０１〜０．０６％である。

Ｍｏも、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶと同様に、鋼板をＡc3点以上に加熱した場合、微細な炭化物を生成し、再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にして、靭性を改善する。０．０５％未満では、添加効果が得られず、０．５％を超えると、添加効果が飽和し、また、製造コストが上昇するので、Ｍｏは０．０５〜０．５％とする。好ましくは０．０８〜０．３％である。

Ｐは、固溶強化元素で、比較的安価に鋼板の強度を高めることができるが、粒界に偏析し易く、強度が高い場合には、低温脆化を引き起こす元素である。本発明において、Ｐ量は限定しないが、０．０１５％以下が好ましい。Ｐは少ないほど好ましいが、０．００１％より低減することは、脱Ｐコストの上昇を招くので、０．００１％以上が好ましい。

Ａｌは、通常、脱酸のために添加する元素である。本発明において、Ａｌ量は限定しないが、０．００５％未満では、脱酸が不十分となり、鋼中に酸化物が多量に残存して、局部変形能が劣化するので、０．００５％以上が好ましい。一方、０．０５％を超えると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多量に残存し、局部変形能が劣化するので、０．０５％以下が好ましい。

Ｎは、不可避的不純物であり、少ないほど好ましい元素である。本発明において、Ｎ量は限定しないが、０．００１％未満に低減することは、精錬コストの上昇を招くので、０．００１％以上が好ましい。一方、０．００３％を超えると、析出物が生成し、焼入れ後の靭性が劣化するので、０．００３％以下が好ましい。

なお、本発明の鋼板は、製鋼段階においてスクラップ等から混入するＣｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｍｏ等を、本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよい。また、脱酸元素として使用したＣａや、Ｃｅ等を含むＲＥＭを、本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよい。

熱延に供する鋼スラブを製造する方法は、連続鋳造方法に限定されるものではない。通常の連続鋳造方法や、厚さ１００ｍｍ以下の薄スラブを鋳造する方法を採用することができる。

ここで、溶鋼中のフリー酸素量を１０〜５０ｐｐｍとするために、Ａｌで予備脱酸を行い、Ｓｉ又はＴｉと、ＲＥＭ又はＭｇにより複合脱酸を行う。この際に、１０ｐｐｍ未満では、水素のトラップサイトとして機能する硫酸化物の数が十分に確保されない。一方、５０ｐｐｍを超えると、その数が多くなり過ぎるため５０ｐｐｍを上限とする。

本発明において、ホットスタンプ後に得られる旧オーステナイト粒径は、所要の耐遅れ破壊特性と靭性を確保知る観点から、極力小さくする必要がある。旧オーステナイト粒径をできるだけ小さくするためには、熱間圧延条件の設定が重要である。

熱延板段階の組織を微細化するためには、熱間圧延時の加熱温度は低い方が好ましい。そのため、加熱温度は１２５０℃以下とする。また、仕上げ温度も、極力低い方が好ましいが、圧延性を考慮して、Ａr3点以上とする。そして、仕上圧延の際、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量を６０％以上とし、さらに、仕上圧延終了後は、速やかに、１秒以内に冷却を開始する。

仕上圧延終了後は、１秒以内に冷却を開始し、熱延板を６００℃以下の温度域で巻き取る。この一連の冷却−巻取りにより、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とすることができる。

しかし、４００℃未満で巻き取ると、熱延板強度が高くなり過ぎるので、巻取り温度は４００℃以上が好ましいが、４００℃未満で巻き取った後、軟質化を目的として、７５０℃以下の温度で再加熱してもよい。

本発明において、熱間圧延に続く、冷間圧延、焼鈍、及び、メッキの各条件は、特に規定されるものではなく、通常の条件でよい。冷間圧延は、通常の冷延圧下率の範囲、例えば、４０〜８０％で実施すればよい。メッキは、熱間圧延後、冷間圧延後、又は、再結晶焼鈍後に実施するが、加熱条件や冷却条件は、特に規定されるものではない。

メッキは、主として、Ｚｎメッキ又はＡｌメッキが好ましい。Ｚｎメッキについては、合金化処理を行ってもよいし、行わなくてもよい。Ａｌメッキについては、メッキ中にＳｉを含んでいても、本発明に影響を与えない。

熱延板、冷延板、及び、メッキ板の調質圧延は、形状を適切に調整するために、例えば、圧下率０．２〜３％で、適宜実施すればよい。

ホットスタンプを実施する際、熱延鋼板、冷延鋼板、又は、メッキ鋼板をＡc3点以上に加熱する。加熱温度がＡc3点未満であると、部分的にオーステナイト化しない領域ができる。この領域では、マルテンサイトが生成しないので、鋼板前提において十分な強度が得られないことになる。

ただし、加熱速度が５℃／秒未満である場合や、加熱温度が９００℃を超える場合は、旧オーステナイト粒が粗大化して、６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られないので、加熱速度は５℃／秒以上が好ましく、加熱温度は９００℃以下が好ましい。

本発明において、保熱時間は特に規定しないが、６０秒以下が好ましい。Ａr3〜３００℃の温度域での冷却速度が５０℃／秒未満となると、部材内で強度の変動が生じ易いので、Ａr3〜３００℃の温度域での冷却速度は５０℃／秒以上が好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表１に示す成分組成の溶鋼を転炉から出鋼し、スラブとした後、本発明の熱延条件（加熱温度：１２２０℃、仕上げ温度：８７０℃、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量：６５％、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間：０．５秒、巻取温度：６００℃）で熱間圧延を実施し、板厚３ｍｍの熱延鋼板とした。

この熱延鋼板を、冷間圧延で板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とし、その後、表２に示す条件で連続焼鈍、又は、焼鈍と焼鈍後にメッキ処理を実施した。メッキ処理は、溶融亜鉛メッキ（ＧＩ（合金化処理なし）／ＧＡ（合金化処理あり））、又は、Ｓｉを１０％含む溶融アルミメッキ（Ａｌ）とした。

上記処理を施した鋼板について、加熱炉で９００℃に加熱した後、図１（ａ）に示す金型（ダイスＢ及びパッドＣの表面に、水を噴出する給水口とその水を吸い込む排水口が配置されている）に、ブランクＤの形状の鋼板を挟むと同時に、パッドＣを矢印の方向に移動させてフランジを立て、その直後に水を噴射して、上記鋼板を室温まで冷却することにより、ホットスタンプでの熱履歴を模擬した。

成形・熱処理後の鋼板については、伸びフランジ成形部（ｘ部）における割れの有無を調査するとともに、非成形部（ｙ部）の硬度を、ビッカース硬度Ｈｖ（荷重：１０ｋｇｆ）で測定した。結果を表２に併せて示す。

耐遅れ破壊特性は、加工した試験片をそのまま使用し、室温にて、チオシアン酸アンモニウム３ｇ／ｌを３％食塩水に溶かした水溶液に２４時間浸漬させ、フランジ部での破断の有無で評価した（破断無し：○、破断有り：×）。

低温脆性は、非成形部（ｙ部）より試験片を採取し、−４０℃でシャルピー試験を行って評価した。試験結果を板厚１０ｍｍに換算して評価し、１００Ｊ／ｃｍ²以上のエネルギ吸収量を示す場合を合格（○）とした。

本発明に従う発明鋼（Ａ鋼〜Ｋ鋼）においては、Ｈｖ：４７０〜６７０となり、引張強度で１４７０〜１９７０ＭＰａ相当の強度が得られているとともに、耐遅れ破壊特性や靭性に問題はない。

Ｃ量が低く本発明の範囲を外れたＬ鋼では、Ｈｖ：４５０（強度：１４７０ＭＰａに相当）の強度に達していない。Ｃ量が高く本発明の範囲を外れたＭ鋼では、Ｈｖ：７３１となり、強度が高くなりすぎたため、耐遅れ破壊特性及び靭性の劣化が懸念される。

Ｔｉ又はＮｂが添加されていないＮ鋼、Ｏ鋼、Ｒ鋼、Ｓ鋼、及び、Ｔ鋼では、旧オーステナイト粒径が６μｍ超となり、靭性が悪い。ＲＥＭ及びＭｇが添加されていないＰ鋼や、Ｏが低く本発明の範囲を外れたＱ鋼では、水素のトラップサイトとして機能する０．１μｍ以下の複合硫酸化物が十分に形成されないため、耐遅れ破壊特性が十分でない。

ＯやＲＥＭが本発明の範囲から高く外れたＵ鋼及びＷ鋼では、複合硫酸化物が多量に生成し過ぎたため、熱間での伸びフランジ成形部に割れが生じるばかりでなく、靭性が不足している。

Ｍｎ＋Ｃｒが本発明の範囲から低く外れたＶ鋼では、強度に対してＣ量が高すぎることから、セメンタイトの析出が多く、靭性に問題がある。Ｓｉが本発明の範囲から高く外れたＸ鋼では、不メッキ部分がありメッキ性が悪い。Ｓが本発明の範囲から高く外れたＹ鋼では、Ｓを含む介在物が過剰に形成されて、熱間でのフランジ成形部に割れが生じるばかりでなく、靭性が悪い。

（実施例２）
表１に示すＤ鋼及びＥ鋼を転炉で出鋼し、連続鋳造でスラブとした。その際に、脱酸工程において、Ａｌで予備脱酸を行い、溶鋼中のフリー酸素を４０ｐｐｍまで低減し、その後、Ｓｉ又はＴｉとＲＥＭ又はＭｇで複合脱酸を実施した。

本発明の範囲の熱延条件（加熱温度：１２５０℃、仕上げ温度：８８０℃、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量：６０％、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間：０．８秒、巻取温度：５５０℃）で、板厚２ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、そのまま８８０℃に加熱し、その後、実施例１で用いた金型と同じ金型で、ホットスタンプによる成形と熱履歴を模擬した。

さらに、酸洗後に、亜鉛（ＧＩ、ＧＡ）メッキ、又は、Ｓｉを１０％含む溶融アルミメッキを施してから、同様のホットスタンプによる成形試験を実施した。

一方、本発明の範囲の熱延条件（加熱温度：１２５０℃、仕上げ温度：８９０℃、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量：６５％、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間：０．５秒、巻取温度：５００℃）で、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後に、５０％の冷延率で１．６ｍｍの冷延鋼板とした。この冷延板を、加熱炉で９００℃に加熱した後、実施例１で用いた金型と同じ金型で、ホットスタンプによる成形及び冷却を実施した。得られた成形品について、実施例１と同様に、材質特性を評価した。結果を表３に示す。いずれも本発明に従う鋼であるので、熱間での伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性、及び、低温靭性に問題はなく、所望の特性が得られている。

前述したように、本発明によれば、ホットスタンプ時の複合成形性と打抜き性に優れ、かつ、ホットスタンプ後において、１４７０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、加工部の耐遅れ破壊特性と靭性に優れたホットスタンプ用鋼板を提供することができる。

したがって、本発明によれば、ホットスタンプ技術で、伸びフランジ成形や穴拡げ加工を含む部品の加工が可能となり、加工し得る部品の形状の自由度が顕著に広がる。よって、本発明は、機械部品製造産業において利用可能性が高いものである。

Ａ パンチ
Ｂ ダイス
Ｃ パッド
Ｄ ブランク
ｘ 伸びフランジ成形部
ｙ 非成形部
Ｗ ブランク幅
Ｈ_total ブランク中央部の全長
Ｈ_flat パンチとパッドに挟まれるブランク平坦部の中央の長さ
Ｈ フランジ高さ
Ｒ コーナー部の曲率半径
θ コーナー部の開き角
１ パンチ
１ａ パンチ保持台
２ ダイス
３ スペーサー
４ ストリッパー
５ バネ
６ 位置決めピン
７ クッションピン
８ 鋼板
９ 基台

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：１〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．１％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるホットスタンプ用鋼板において、
   該ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量％で、Ｓ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３％、及び、Ｏ：０．００３〜０．００７％を含み、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。
2. 請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板において、前記ＲＥＭに代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００５〜０．０３％を含み、Ｓ、Ｏ、及び、ＲＥＭの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の前記球状介在物に代えて、Ｓ、Ｏ、及び、Ｍｇの２種以上を含む直径０．１μｍ以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。
3. 前記ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｖ：０．００５〜０．１％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．５％の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。
4. 前記球状介在物が複合硫酸化物であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。
5. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成のスラブを１２５０℃以下の温度域に加熱して熱間圧延に供し、Ａr3点以上の温度域で、最終スタンド及び１つ前のスタンドでの総圧下量を６０％以上として仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、１秒以内に冷却を開始し、６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。
6. 溶鋼をＡｌで予備脱酸して、溶鋼中のフリー酸素を１０〜５０ｐｐｍまで低減し、次いで、Ｓｉ又はＴｉと、ＲＥＭ又はＭｇで複合脱酸して請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成の溶鋼とした後、スラブとすることを特徴とする請求項５に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。

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