[go: up one dir, main page]

WO2019003448A1 - 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 - Google Patents

熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2019003448A1
WO2019003448A1 PCT/JP2017/024258 JP2017024258W WO2019003448A1 WO 2019003448 A1 WO2019003448 A1 WO 2019003448A1 JP 2017024258 W JP2017024258 W JP 2017024258W WO 2019003448 A1 WO2019003448 A1 WO 2019003448A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
resistance
hot
average
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/024258
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
央海 澤西
崇 小林
船川　義正
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to PCT/JP2017/024258 priority Critical patent/WO2019003448A1/ja
Priority to KR1020207000750A priority patent/KR102363483B1/ko
Priority to EP18823555.0A priority patent/EP3647444B1/en
Priority to MX2019015319A priority patent/MX2019015319A/es
Priority to CN201880042595.3A priority patent/CN110799661B/zh
Priority to PCT/JP2018/013718 priority patent/WO2019003540A1/ja
Priority to US16/617,133 priority patent/US11293074B2/en
Priority to JP2018550472A priority patent/JP6501045B1/ja
Publication of WO2019003448A1 publication Critical patent/WO2019003448A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B32B15/015—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium the said other metal being copper or nickel or an alloy thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C10/00—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces
    • C23C10/28—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces using solids, e.g. powders, pastes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D35/00—Combined processes according to or processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/002—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00
    • B21D35/005—Processes combined with methods covered by groups B21D1/00 - B21D31/00 characterized by the material of the blank or the workpiece
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils

Definitions

  • the present invention relates to a hot pressed member, a method for producing the same, and a cold rolled steel sheet for hot pressing, and in particular, to improve resistance crack resistance and delayed fracture resistance after resistance welding of a hot pressed member. It is.
  • steel plates used for structural members and reinforcing members for automobiles are required to be excellent in formability
  • steel plates having a TS of 1780 MPa or more have low ductility, so cracking occurs during cold press forming.
  • the high dimensional accuracy can not be obtained after cold press forming because a large spring back occurs due to the occurrence or high yield strength.
  • press forming by hot press also referred to as hot stamp, die quench, press quench, etc.
  • hot pressing after heating a steel plate to the temperature range of austenite single phase, forming (processing) with high temperature enables forming with high dimensional accuracy, and quenching by cooling after forming This is a molding method that enables high strength.
  • Patent Document 1 discloses a method of controlling the radius of curvature of the shoulder of the mold at the time of pressing, the thickness of the steel plate and the forming start temperature. There is. Moreover, the method of controlling welding conditions is disclosed by patent document 2 as a method of suppressing the delayed fracture of a resistance spot welding part.
  • liquid metal embrittlement occurring at the time of resistance spot welding is embrittlement occurring in a short time and in a high temperature range compared to liquid metal embrittlement occurring at the time of hot pressing, so the generation mechanism of liquid metal embrittlement is completely different between the two. .
  • the present inventors control the former austenite grain boundary in order to suppress the resistance welding crack of the hot press member and the delayed fracture after the resistance welding. It is effective to disperse fine Nb-based precipitates on the surface of the steel sheet, and to make a diffusion layer of Ni present on the surface of the steel sheet, and thereby have high tensile strength and resistance weld cracking of hot pressed members. And it was found that delayed fracture after resistance welding can be suppressed.
  • Liquid metal embrittlement at the time of resistance spot welding of hot pressed members is caused by the penetration of Zn into the former austenite grain boundaries at HAZ (welding heat affected zone) in the vicinity of the nugget during resistance spot welding, When a bending angle or the like occurs, a bending moment occurs, which results from the generation of tensile stress when the electrode is opened.
  • fine Nb-based precipitates are dispersed within 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet to refine the former austenite average grain size, and even during resistance spot welding It has been found that the resistance weld cracking resistance of the hot pressed member is improved by improving the toughness at high temperature by maintaining the hardening.
  • Ni diffusion region also referred to as Ni diffusion layer
  • the presence of the Ni diffusion region (also referred to as Ni diffusion layer) in the surface layer of the steel sheet can suppress the penetration of Zn melted at the time of resistance welding into the prior austenite grain boundary, so resistance welding of hot pressed members It has been found that the cracking is improved.
  • the effect of hydrogen is suppressed even in a corrosive environment by dispersing fine Nb-based precipitates within 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet and using them as trap sites for hydrogen.
  • the Ni diffusion layer has the effect of raising the potential noblely, it has been found that the amount of hydrogen generation can be suppressed, and as a result, the delayed fracture resistance after resistance welding is improved.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Component composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.28% or more and less than 0.42%, Si: 0.05% or more and 1.5% or less, Mn: 1.0% or more and 3.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al : 0.01% to 0.50%, N: 0.005% or less, Nb: 0.001% to 0.10% or less, Ti: 0.001% to 0.15% and B: 0.0002% to 0.0040%, the balance being Fe and unavoidable Consists of impurities, the microstructure of the steel plate is such that the grain size of the former austenite average grain size is 7 ⁇ m or less, the volume fraction of martensite is 90% or more, and within 100 ⁇ m in the thickness direction from the steel plate surface Nb-based precipitates having a size of less than 0.08 ⁇ m are present at an average of 5 or more per 100 ⁇ m 2 of the steel sheet cross section, and further
  • the steel sheet is, in mass%, Mo: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.020% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.005% or less, V: 0.15% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Sn: 0.50% or less, Zn: 0.10% or less, Co: 0.10% or less, Zr: 0.10% or less, Ta: 0.10% or less and W: 0.10%
  • Component composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.28% or more and less than 0.42%, Si: 0.05% or more and 1.5% or less, Mn: 1.0% or more and 3.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al : 0.01% to 0.50%, N: 0.005% or less, Nb: 0.001% to 0.10% or less, Ti: 0.001% to 0.15% and B: 0.0002% to 0.0040%, the balance being Fe and unavoidable
  • the microstructure of the steel sheet contains 20% or more by volume fraction of ferrite having an average aspect ratio of 2.5 or less of crystal grains, and further contains 10% by volume fraction of martensite with an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less.
  • Nb-based precipitates having a particle diameter of less than 0.08 ⁇ m are contained in an average of 10 or more per 100 ⁇ m 2 of steel plate cross section within a range of 100 ⁇ m or less from the steel sheet surface in the thickness direction.
  • the steel sheet is, in mass%, Mo: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.020% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.005% or less, V: 0.15% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Sn: 0.50% or less, Zn: 0.10% or less, Co: 0.10% or less, Zr: 0.10% or less, Ta: 0.10% or less and W: 0.10%
  • a method for producing a hot pressed member wherein the cold rolled steel sheet for hot pressing described in 4 or 5 above is heated at a temperature range of Ac 3 transformation point to 1000 ° C. and then hot pressed.
  • delayed fracture resistance after resistance welding While having extremely high tensile strength after hot pressing, excellent resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance after resistance welding (hereinafter, delayed fracture resistance after resistance welding, It is possible to obtain a hot pressed member having simply the delayed fracture resistance).
  • resistance weld cracking does not occur when welding with a steel plate and an angled electrode with a tensile strength of 1780 MPa or more and does not occur after immersion in hydrochloric acid after resistance welding, resistance weld cracking resistance and resistance A hot pressed member having excellent delayed fracture characteristics can be stably obtained. Further, according to the present invention, it is possible to obtain a hot pressed member with stable characteristics even under hot pressing conditions with large variations at the time of heating.
  • C 0.28% or more and less than 0.42% C is an element effective for strengthening the steel sheet and is an important element for strengthening martensite after hot pressing to increase the strength of the steel. However, if the content of C is less than 0.28%, the hardness of martensite after hot pressing is insufficient, so that tensile strength of 1780 MPa or more can not be obtained.
  • the preferred C content is 0.30% or more.
  • the preferred amount of C is less than 0.40%, more preferably less than 0.39%.
  • Si 0.05% or more and 1.5% or less Si solid-solution strengthens ferrite and is an element effective for strengthening.
  • the amount of Si needs to be 0.05% or more.
  • excessive addition of Si causes a relative decrease in intergranular strength as compared with intragranular strength during resistance spot welding, and Zn intrudes into the intergranular boundaries to be easily embrittled. Since the alloying behavior changes, the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance deteriorate, so the content is made 1.5% or less. Preferably it is 1.2% or less, More preferably, it is 0.8% or less.
  • Mn 1.0% or more and 3.0% or less
  • Mn is an element that contributes to the formation of martensite after hot pressing, that is, high strength, in order to enhance the hardenability during hot pressing.
  • the amount of Mn needs to be 1.0% or more. Preferably it is 1.2% or more.
  • the amount of Mn is 3.0% or less. Preferably it is 2.8% or less.
  • P 0.05% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening, but when it is added excessively, segregation to the grain boundary becomes remarkable to embrittle the grain boundary, so resistance weld cracking
  • the P content is made 0.05% or less because the properties and delayed fracture resistance decrease. Preferably it is 0.04% or less.
  • the lower limit of P is not particularly defined, it is preferable to set it to 0.0005% because extremely low P results in an increase in steelmaking cost.
  • the upper limit of the S content is made 0.005%. Preferably it is 0.0045% or less.
  • the lower limit of S is not particularly defined, it is preferable to set it as 0.0002% because the extremely low S, like P, causes an increase in steelmaking cost.
  • Al 0.01% or more and 0.50% or less Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, since the effect is saturated even if it contains Al exceeding 0.50%, the amount of Al is made 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less.
  • N 0.005% or less Since N forms coarse nitrides with Ti and degrades resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance, it is necessary to suppress the content. In particular, when the amount of N exceeds 0.005%, this tendency becomes remarkable, so the N content is made 0.005% or less. Preferably it is 0.004% or less, More preferably, it is 0.0035% or less.
  • Nb 0.001% or more and 0.10% or less
  • Nb is an element that contributes to an increase in strength by forming a fine carbonitride.
  • fine Nb-based precipitates refine the austenite grain size during hot pressing, and further, the miniaturization is maintained even after resistance spot welding, and as a result, the toughness is improved, so that resistance welding is achieved. Crackability is improved.
  • fine Nb-based precipitates serve as trap sites for hydrogen, so that the delayed fracture resistance after resistance welding is also improved. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Nb 0.001% or more. On the other hand, even if a large amount of Nb is added, the above effect is saturated and the cost is increased, so the Nb content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.09% or less.
  • Ti 0.001% or more and 0.15% or less Ti is an element which contributes to the improvement of resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance by forming fine carbonitrides similarly to Nb. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Ti 0.001% or more. On the other hand, when a large amount of Ti is added, the elongation after hot pressing is significantly reduced, so the Ti content is made 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less.
  • B 0.0002% or more and 0.0040% or less B is an element that contributes to the formation of martensite after hot pressing, that is, high strength, in order to enhance the hardenability during hot pressing.
  • B since segregation at grain boundaries improves grain boundary strength, it is also effective for resistance weld cracking resistance. In order to express such an effect, it is necessary to contain B 0.0002% or more. However, the effect is saturated even if B is added excessively, so the B content is made 0.0040% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to the formation of martensite after hot pressing, that is, high strengthening, in order to enhance the hardenability during hot pressing.
  • Mo it is preferable to contain Mo 0.005% or more. More preferably, it is 0.01% or more.
  • Mo content is made 0.50% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr, like Mo, is also an element that contributes to the formation of martensite after hot pressing, that is, high strength, in order to enhance the hardenability during hot pressing. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 0.005% or more. Preferably it is 0.01% or more. On the other hand, even if a large amount of Cr is added, the above effect is saturated and the surface oxide is formed to further deteriorate the plating property, so the Cr content is made 0.50% or less.
  • Sb 0.001% or more and 0.020% or less
  • Sb has the effect of suppressing the decarburized layer formed in the surface layer portion of the steel plate before heating the steel plate before hot pressing and then cooling the steel plate by a series of treatments of hot pressing . Therefore, the hardness distribution of the plate surface becomes uniform, and the resistance to local stress increases, so that the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance are improved.
  • the addition amount of Sb is preferably 0.001% or more.
  • the Sb amount is preferably made 0.020% or less.
  • REM 0.005% or less
  • Ca 0.005% or less
  • Mg 0.005% or less
  • REM controls the shape of sulfides and oxides and suppresses the formation of coarse inclusions, so resistance welding Crackability and delayed fracture resistance are improved.
  • excessive addition causes an increase in inclusions to deteriorate resistance-resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance. Therefore, it is preferable to set each addition amount to 0.005% or less.
  • REM is an element containing Sc, Y and a lanthanoid.
  • V 0.15% or less
  • V is an element that contributes to the increase in strength by forming fine carbonitrides. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain V 0.01% or more.
  • the V addition amount is preferably made 0.15% or less. More preferably, it is 0.10% or less.
  • Cu 0.50% or less Cu not only contributes to high strength by solid solution strengthening, but also improves the corrosion resistance and can improve delayed fracture resistance, and therefore can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Cu 0.05% or more. On the other hand, even if Cu is contained in excess of 0.50%, the effect is saturated, and surface defects resulting from Cu are easily generated. Therefore, the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni can improve corrosion resistance and improve delayed fracture resistance, and therefore can be added as necessary.
  • it since it has the effect of suppressing the surface defect caused by Cu when it is added simultaneously with Cu, it is effective at the time of Cu addition.
  • it is preferable to contain Ni 0.05% or more.
  • the addition of a large amount of Ni lowers the toughness at the time of resistance welding and degrades the resistance weld cracking resistance, so the Ni content is preferably made 0.50% or less.
  • Sn 0.50% or less Sn, like Cu and Ni, can improve corrosion resistance and improve delayed fracture resistance, and therefore can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Sn 0.05% or more. However, the addition of a large amount of Sn lowers the toughness at the time of resistance welding and deteriorates the resistance weld cracking resistance, so the Sn content is preferably made 0.50% or less.
  • Zn 0.10% or less
  • Zn is an element that contributes to the formation of martensite after hot pressing, that is, high strength, in order to enhance the hardenability during hot pressing. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Zn 0.005% or more. However, the addition of a large amount of Zn lowers the toughness at the time of resistance welding, and the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance deteriorate, so the Zn content is preferably 0.10% or less.
  • Co 0.10% or less
  • Co can improve the corrosion resistance by improving the hydrogen overvoltage and the corrosion resistance, and therefore can be added as needed. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Co 0.005% or more. However, the addition of a large amount of Co lowers the toughness at the time of resistance welding, and the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance deteriorate, so the Co content is preferably made 0.10% or less.
  • Zr 0.10% or less Zr, like Cu and Ni, can improve corrosion resistance and improve delayed fracture resistance, and therefore can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Zr 0.005% or more. However, since the addition of a large amount of Zr lowers the toughness at the time of resistance welding and the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance deteriorate, the Zr content is preferably made 0.10% or less.
  • Ta 0.10% or less Ta, like Ti, forms alloy carbides and alloy nitrides and contributes to high strength. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.005% or more. On the other hand, even if Ta is added excessively, the addition effect is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, the addition amount thereof is preferably 0.10% or less.
  • W 0.10% or less W, like Cu and Ni, can improve corrosion resistance and improve delayed fracture resistance, and therefore can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain W 0.005% or more. However, since a large amount of W addition lowers the toughness at the time of resistance welding and the resistance weld cracking resistance decreases, it is preferable that the W content be 0.10% or less.
  • the balance other than the above is Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the hot pressed member is such that the former austenite average crystal grain size is 7 ⁇ m or less, the volume fraction of martensite is 90% or more, and the grain size is within 100 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface.
  • the steel structure has Nb-based precipitates of less than 0.08 ⁇ m in an average of 5 or more per 100 ⁇ m 2 of the steel sheet cross section.
  • the volume fraction mentioned here is a volume fraction with respect to the whole steel plate, and so on.
  • the average grain size of prior austenite is 7 ⁇ m or less. Preferably it is 6.5 micrometers or less. Also, if the volume fraction of martensite is less than 90%, the desired tensile strength can not be obtained. Therefore, the volume fraction of martensite is 90% or more.
  • Nb-based precipitates having a particle size of less than 0.08 ⁇ m average less than 5 per 100 ⁇ m 2 steel plate section to austenite single phase during resistance welding During reverse transformation, austenite grains are coarsened, and toughness is deteriorated when Zn intrudes into austenite grain boundaries and tensile stress is applied, so resistance weld cracking resistance decreases. In addition, the function as a hydrogen trap site also becomes insufficient, and the delayed fracture resistance after resistance welding also deteriorates.
  • the cross section of the steel sheet to be measured is not particularly limited, and any cross section may be used.
  • the Nb-based precipitates referred to in the present invention are, for example, NbC, NbN, Nb (C, N) and the like.
  • Ni diffusion region of 0.5 ⁇ m or more in the surface layer of the steel sheet improves resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance. Therefore, it is assumed that a Ni diffusion region is present in a thickness of 0.5 ⁇ m or more in the surface layer of the steel sheet after hot pressing.
  • microstructure of cold rolled steel sheet for hot pressing In order to obtain desired properties as a hot press member, it is also important to control the microstructure of a cold-rolled steel plate for hot press. That is, as the microstructure of the cold rolled steel sheet for hot pressing, ferrite having an average aspect ratio of crystal grains of 2.5 or less contains 20% or more by volume fraction, and further, martensite having an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less Containing at least 10 Nb-based precipitates having a particle size of less than 0.08 ⁇ m on average per 100 ⁇ m 2 of steel plate cross section within a range of 100 ⁇ m or less from the steel plate surface in the plate thickness direction Do.
  • the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing, and the resistance weld cracking resistance and the delayed fracture resistance decrease. Even if the volume fraction of ferrite is less than 20%, recrystallization due to reverse transformation at the time of hot pressing becomes insufficient, and the desired prior austenite grain size can not be obtained after hot pressing, so resistance weld cracking resistance and resistance Delayed fracture characteristics decrease.
  • the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing, so resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance are reduced.
  • the volume fraction of martensite is less than 10%, the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing, so that resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance are reduced.
  • the Nb-based precipitate having a particle size of less than 0.08 ⁇ m is less than 10 per 100 ⁇ m 2 steel sheet cross section on average, it is hot pressed from the steel sheet surface to the thickness direction
  • limiting in particular about the steel plate cross section to measure Either what is called a C cross section or L cross section may be sufficient.
  • the plated layer provided on the surface of the cold rolled steel sheet for hot pressing in the present invention is a Ni-based plated layer.
  • the Ni-based plating layer may be a hot-dip plating layer or an electroplating layer as long as it contains Ni.
  • a hot-dip Zn plating layer formed by hot-dip plating an alloyed hot-dip Zn plating layer obtained by alloying this Examples thereof include a hot-dip Al plating layer, and a plating layer in which Ni is contained in an electric Zn plating layer formed by electroplating.
  • electric Zn-Ni alloy plating layer etc. are mentioned.
  • the Ni-based plating layer is not limited to the above-described plating layer, and in addition to Ni as the main component, Al, Zn, Si, Mg, Fe, Co, Mn, Sn, Pb, Be, B, P
  • the plating layer may contain one or more of S, Ti, V, W, Mo, Sb, Cd, Nb, Cr, and Sr.
  • the method for forming the Ni-based plating layer is not limited in any way, and any known hot-dip plating method, electroplating method, vapor deposition plating method or the like can be applied.
  • the Ni-based plating layer may be a plating layer subjected to an alloying treatment after the plating step.
  • the Ni-based plating layer is a Zn—Ni alloy plating layer, in particular, in order to further improve the corrosion resistance of the hot press member further and to prevent liquid metal embrittlement cracking caused by molten Zn during hot press forming. Is more preferable.
  • the thickness of the plating layer is set to a thickness of 0.5 ⁇ m or more so that a Ni diffusion layer of a desired thickness is present on the surface of the steel sheet after hot pressing.
  • the upper limit of the thickness of the plating layer is not particularly limited, but in order to avoid the adhesion of the plating to the mold at the time of hot pressing, the thickness is preferably 100 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Ni diffusion region is less than 0.5 ⁇ m, satisfactory resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance characteristics can not be obtained, so the thickness of the Ni diffusion region in the steel sheet surface layer is It shall be 0.5 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the Ni diffusion region is preferably 20 ⁇ m.
  • a hot-dip Zn plating layer, an alloyed hot-dip Zn plating layer, an electric Zn plating layer, etc. containing Ni are heated, an FeZn solid solution phase in which Zn is dissolved in Fe, a ZnFe intermetallic compound, a surface layer While the ZnO layer and the like are formed, a Ni-containing solid solution layer in which a plating layer component is solid-solved in Fe, and an intermetallic compound mainly made of ZnNi are formed.
  • the preferable manufacturing method of the cold rolled steel sheet for hot presses of this invention is demonstrated.
  • a steel material (slab) having the above-described predetermined composition is hot-rolled under conditions of a finish rolling finish temperature of 850 to 1000.degree. After the above hot rolling, it is cooled to a winding temperature of 500 ° C. or less at an average cooling rate of 40 ° C./s or more.
  • the wound hot rolled steel sheet is pickled, cold rolled, heated to a temperature range of 850 ° C. or higher, and cooled to a temperature range of 350 to 450 ° C., and the temperature range is 300 seconds or longer.
  • a first annealing is performed to cool to room temperature. Then, it is heated to a temperature range of 720 to 820 ° C. at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, held for 15 seconds or more in the temperature range, and then cooled at 600 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./s or more A second heat treatment is performed to cool to the stop temperature range.
  • Hot rolling process After casting, it is preferable to start hot rolling at 1150-1270 ° C. without reheating after casting, or to start hot rolling after reheating to 1150-1270 ° C.
  • the preferred conditions for hot rolling are first hot rolling a steel slab at a hot rolling start temperature of 1150-1270.degree.
  • the steel slab After the steel slab is manufactured, it is cooled to room temperature and then added to the conventional method of reheating, and then charged into the heating furnace as it is without cooling, or immediately after heat retention. It is also possible to apply an energy saving process such as direct feed rolling or direct rolling in which rolling or direct rolling after casting can be applied without any problem.
  • the finish rolling finish temperature is 850 ° C. The above is preferable.
  • the finish rolling finish temperature exceeds 1000 ° C., the hot rolling structure becomes coarse and resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance after annealing decrease, so the finish rolling finish temperature is preferably 1000 ° C. or less.
  • Cooling step cooling to 500 ° C. or less at an average cooling rate of 40 ° C./s or more During the cooling process after the end of hot rolling, austenite is transformed into ferrite, but ferrite is coarsened at high temperatures. By quenching, the structure is homogenized as much as possible, and at the same time, the formation of Nb-based precipitates is suppressed. Therefore, it cools to 500 degrees C or less at an average cooling rate of 40 degrees C / s or more. If the average cooling rate is less than 40 ° C./s, the ferrite is coarsened, so that the steel sheet structure of the heat-rolled steel sheet becomes inhomogeneous, resulting in a decrease in resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance. On the other hand, if the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., coarse Nb-based precipitates are formed, and the desired number density of Nb-based precipitates can not be obtained after hot pressing.
  • Winding temperature 500 ° C. or less
  • the upper limit of the winding temperature is 500 ° C.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly specified, but if the coiling temperature is too low, hard martensite is excessively formed to increase the cold rolling load, so 300 ° C. or more is preferable. .
  • pickling is performed to remove the scale of the surface of the hot-rolled sheet.
  • the pickling treatment is not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling process A cold rolling process is performed to roll a cold-rolled sheet having a predetermined thickness.
  • the cold rolling process is not particularly limited and may be performed according to a conventional method.
  • the substrate is heated to a temperature range of 850 ° C. or higher, cooled to a temperature range of 350 to 450 ° C., held for 300 seconds or longer in the temperature range, and then cooled to room temperature.
  • the substrate is heated to a temperature range of 720 to 820 ° C. at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, held for 15 seconds or more in the temperature range, and then at an average cooling rate of 5 ° C./s or more Cool down to a cooling stop temperature range of 600 ° C. or less.
  • Heating temperature 850 ° C. or more
  • it is important to first make the bainite single phase whereby the steel sheet structure is refined in the second annealing step.
  • heating temperature shall be 850 degreeC or more. If the heating temperature is less than 850 ° C., ferrite is undesirably formed.
  • Cooling temperature 350 to 450 ° C., holding time, 300 seconds or more After the above heating, cooling is performed to a temperature range of 350 to 450 ° C.
  • the cooling rate is not particularly limited, but is preferably 2 ° C./s or more in order to suppress the formation of ferrite and pearlite.
  • the temperature is maintained for 300 seconds or more in the temperature range of 350 to 450 ° C. If the holding temperature is less than 350 ° C. or less than 300 seconds, martensite is excessively formed and the influence on the refinement of the steel sheet structure is reduced, so that the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing. On the other hand, if the holding temperature exceeds 450 ° C., pearlite is excessively formed, so that the desired prior austenite grain size can not be secured after the hot pressing as well.
  • Soaking temperature 720 to 820 ° C., holding time: 15 seconds or more
  • Soaking temperature is a temperature range that is a two-phase range of ferrite and austenite. If the soaking temperature is less than 720 ° C., the ferrite fraction increases and the desired volume fraction of martensite can not be obtained, so the lower limit of the soaking temperature is set to 720 ° C. Preferably it is 740 degreeC or more. On the other hand, when the soaking temperature is too high, in addition to coarsening of crystal grains, Nb-based precipitates are also coarsened, so the upper limit of the soaking temperature is set to 820 ° C. Preferably it is 800 degrees C or less. In the above-described soaking temperature range, a holding time of 15 seconds or more is necessary to progress a recrystallization and to partially austenite transform. The upper limit is not particularly limited, but is preferably within 600 seconds.
  • Average cooling rate 5 ° C./s or more, cooling stop temperature range: 600 ° C. or less
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but is preferably 30 ° C./s or less from the viewpoint of equipment and cost.
  • the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., pearlite is excessively generated and a predetermined volume fraction in the microstructure of the steel sheet can not be obtained, so that the delayed fracture resistance is deteriorated.
  • the cold rolled steel sheet for hot press of the present invention is subjected to a plating step for applying a Ni-based plating layer.
  • the plating process is not limited in any way, and any known hot-dip plating method, electroplating method, vapor deposition plating method and the like can be applied.
  • an alloying treatment may be performed after the plating step.
  • the preferred elongation at this time is 0.05 to 2.0%.
  • a hot press performed on the obtained cold rolled steel sheet will be described.
  • the method and conditions of the hot pressing are not limited in any way, and all known hot pressing methods can be applied. Although an example is shown below, it is not limited to this.
  • a cold-rolled steel plate for hot press which is a material, is heated to a temperature range of Ac 3 transformation point to 1000 ° C. using an electric furnace, a gas furnace, an electric heating furnace, a far infrared heating furnace, etc. After holding in the range for 0 to 600 seconds, the steel sheet may be transported to a press and hot pressed at a temperature of 550 to 800 ° C.
  • the heating rate at the time of heating the cold rolled steel sheet for hot pressing may be 3 to 200 ° C./s.
  • the Ac 3 transformation point can be determined by the following equation.
  • Ac 3 transformation point (° C.) 881-206 C + 53 Si-15 Mn-20 Ni-1 Cr-27 Cu + 41 Mo
  • the elemental symbol in the formula represents the content (mass%) of each element, and is calculated as 0 when the element is not contained.
  • the steels having the component compositions shown in Table 1 were melted and cast into slabs, and after heating to 1250 ° C., hot rolling was performed under the conditions shown in Table 2 for the finish rolling finish temperature (FDT).
  • FDT finish rolling finish temperature
  • the hot rolled steel sheet was cooled to a winding temperature (CT) at a first average cooling rate (cold rate 1) shown in Table 2 and wound into a coil.
  • CT winding temperature
  • cold rate 1 first average cooling rate
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and cold-rolled at a rolling reduction of 50% to obtain a cold-rolled sheet (thickness: 1.4 mm).
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained is subjected to first and second annealing treatments under the conditions shown in Table 2 in the continuous annealing line (CAL) or the continuous hot-dip plating line (CGL), and the steel sheet having passed through the CGL Obtained a hot-dip galvanized steel sheet (GI) containing Ni.
  • the alloying process was further performed at 550 degreeC and the alloying hot dip galvanized steel plate (GA) was obtained.
  • the hot-dip aluminum-plating process containing Ni was given, and the hot-dip aluminized steel plate (AS) was obtained.
  • an electrogalvanized nickel plated steel plate (EZN) was obtained in an electrogalvanizing line (EGL).
  • the mold used in the hot press has a punch width of 70 mm, a punch shoulder R4 mm, and a die shoulder R4 mm, and a forming depth is 30 mm.
  • Heating of the cold-rolled steel sheet was performed in the atmosphere using either an infrared heating furnace or an atmosphere heating furnace depending on the heating rate.
  • cooling after pressing was performed by combining the sandwiching of the steel plate between the punch and the die and air cooling on the die opened from the sandwiching, and cooling was performed from the press (start) temperature to 150 ° C. At this time, the cooling rate was adjusted by changing the holding time of the punch at the bottom dead center in the range of 1 to 60 seconds.
  • a JIS No. 5 tensile test specimen was collected from the position of the hat bottom portion of the hot pressed member thus obtained, and a tensile test was performed according to JIS Z 2241 to measure the tensile strength (TS).
  • resistance welding spot welding
  • a test piece cut into 50 mm ⁇ 150 mm from the hat bottom portion of the obtained hot pressed member As a plate set to be welded, a plate set in which the hot pressed member and the 980 MPa grade alloyed galvanized steel sheet are stacked is used.
  • the welding machine is resistance spot welding in a state where the plate assembly is inclined 4 ° using a servomotor pressure type single phase alternating current (50 Hz) resistance welding machine attached to a welding gun for a plate assembly in which two steel plates are stacked. Carried out.
  • the welding conditions were a pressure of 5.0 kN and a hold time of 0.36 seconds.
  • the welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 6.0 mm. After welding, the test piece is cut in half and the cross section is observed with an optical microscope. Cracks of 0.15 mm or more are not observed, resistance weld cracking resistance is good ( ⁇ ) and cracks of 0.15 mm or more are observed. The resistance cracking resistance was regarded as poor (x).
  • the delayed fracture resistance after resistance welding was investigated as follows. After sandwiching a steel plate of 50 mm ⁇ 50 mm size (spacer, plate thickness 0.5 mm) by the end of the test piece using two test pieces cut into 50 mm ⁇ 150 mm from the hat bottom of the obtained hot pressed member The spacer was temporarily fixed by resistance welding, and the central portion of the test piece was resistance welded. That is, the welding machine uses a servomotor pressure type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welding machine attached to a welding gun for a plate assembly in which two steel plates are stacked, and the plate assembly is a resistance spot in a horizontal state Welding was performed. The welding conditions were a pressure of 5.0 kN and a hold time of 0.36 seconds.
  • 50 Hz servomotor pressure type single-phase alternating current
  • the welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 6.0 mm.
  • the volume fraction of martensite of the cold rolled steel plate after annealing and the member after hot pressing is corroded with 3 vol% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, SEM (scanning electron microscope)
  • the area ratio was measured by a point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as a volume fraction.
  • the particle size of the Nb-based precipitates is observed at a magnification of 50,000 times using a TEM (transmission electron microscope) in the L cross section, and the lower limit is set to 0.005 ⁇ m using Image-Pro of Media Cybernetics, and the circle The particle diameter was determined by calculating the equivalent diameter.
  • the number of Nb-based precipitates was observed at a magnification of 50000 times using a TEM (transmission electron microscope) to obtain an average number of 10 spots.
  • the prior austenite average grain size in the hot pressed member was determined as follows. That is, after polishing a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, the plate is corroded with 3 vol% nital, observed with a scanning electron microscope (SEM) at 3000 ⁇ magnification, and using Image-Pro of Media Cybernetics. The circle equivalent diameter of the prior austenite grains was calculated, and the values were averaged.
  • the thickness of the Ni diffusion region in the surface layer of the hot pressed member was determined as follows. That is, after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate after hot pressing, the element distribution mapping of Fe and Ni is performed on the surface layer using EPMA (electron beam microanalyzer), and both Fe and Ni The location (detected) was taken as the Ni diffusion region, and the average of the lengths (thicknesses) was determined.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the volume fraction of martensite and the average grain size of martensite and the volume fraction of ferrite and the average aspect ratio of ferrite grains in the cold-rolled steel sheet after annealing were determined as follows.
  • the volume fraction of ferrite and martensite of the cold-rolled steel plate after annealing is polished with a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, corroded with 3 vol% nital, and 2000 times using SEM (scanning electron microscope)
  • the area ratio was measured by a point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as a volume fraction.
  • the average grain size of martensite can be calculated from the area of each phase by taking in a photograph in which each martensitic crystal grain has been identified in advance from a steel sheet structure photograph using Image-Pro of Media Cybernetics. Yes, the circle equivalent diameter was calculated, and those values were averaged.
  • the aspect ratio of the ferrite the aspect ratio (long diameter / short diameter) of each grain was determined based on the above-mentioned photograph, and the average was obtained.
  • the steel sheet structures of the cold rolled steel sheet and the hot pressed member thus obtained are shown in Table 4. Further, the measurement results of the tensile properties, resistance weld cracking resistance and delayed fracture resistance after resistance welding of the hot pressed member are shown in Table 5.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

熱間プレス部材について、その成分組成を、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物とし、またそのミクロ組織を、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が90％以上で、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、さらに鋼板の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在する鋼組織とすることにより、熱間プレス後にTS：1780MPa以上という極めて高い引張強度と、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を併せて得ることができる。

Description

熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
　本発明は、熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板に関し、特に熱間プレス部材について、耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の向上を図ろうとするものである。
　近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（TS）が1780MPa以上の鋼板の適用が検討されている。
　しかし、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、成形性に優れることが要求されるが、TS：1780MPa以上の鋼板は延性が低いため、冷間プレス成形時に割れが発生したり、降伏強度が高いことに起因して大きなスプリング・バックが発生するため、冷間プレス成形後に高い寸法精度が得られない。
　このような状況で、高強度を得る手法として、最近は、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）でのプレス成形が着目されている。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形（加工）することにより、高い寸法精度での成形を可能とし、成形後の冷却により焼き入れを行うことで高強度化を可能とした成型方法である。
　しかしながら、自動車組立工程の多くは抵抗スポット溶接により組立てられるが、その際、熱間プレス用冷延鋼板の表面にZnを含んだめっきが存在する場合や、熱間プレス用冷延鋼板は非めっき（めっき処理無し）であってもZnを含んだめっき鋼板と抵抗スポット溶接によって組立てられる場合には、溶接時に鋼板表面の亜鉛が溶融すること、また溶接部近傍に残留応力が生成することにより、液体金属脆性が発生し、鋼板に割れが生じてしまう抵抗溶接割れが懸念される。
　さらに、板隙がある状態で抵抗スポット溶接された場合は、ナゲットの端部に応力がかかるため、その状態で腐食環境に曝されると水素の侵入と共にナゲット端部から割れが発生する抵抗溶接後の遅れ破壊が危惧される。
　従来、熱間プレス時の液体金属脆性を抑制する方法として、特許文献１には、プレス時の金型の肩部の曲率半径、鋼板の板厚および成形開始温度を制御する方法が開示されている。
　また、抵抗スポット溶接部の遅れ破壊を抑制する方法として、特許文献２には、溶接条件を制御する方法が開示されている。
特開2013－226599号公報 特開2015－93282号公報
　しかしながら、抵抗スポット溶接時に発生する液体金属脆性は、熱間プレス時に発生する液体金属脆性と比較して、短時間かつ高温域で生じる脆性であるため、両者で液体金属脆性の発生メカニズムが全く異なる。
　また、特許文献２のように溶接条件を変化させることで液体金属脆性の発生を抑制することも考えらえるが、その場合は溶接機の更新が必要となり高コストとなることから、鋼板そのものの改良により、抵抗溶接割れや抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制することが望まれていた。
　そこで、本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討を重ねた結果、熱間プレス部材の抵抗溶接割れおよび抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制するためには、旧オーステナイト粒界を制御すると共に、鋼板表層に微細なNb系析出物を分散させ、さらに鋼板表層にNiの拡散層を存在させることが有効であり、これにより高い引張強度を有した上で、熱間プレス部材の抵抗溶接割れおよび抵抗溶接後の遅れ破壊を抑制できることを見出した。
　熱間プレス部材の抵抗スポット溶接時における液体金属脆性は、抵抗スポット溶接の際ナゲット近傍のHAZ（溶接熱影響部）において、旧オーステナイト粒界にZnが侵入して、凝固収縮による引張応力や、打角等が発生した際に曲げモーメントが発生することで電極開放時に引張応力が発生することに起因して生じる。
　この問題の対策としては、具体的には、微細なNb系析出物を鋼板表面から板厚方向に100μm以内に分散させて、旧オーステナイト平均結晶粒径を微細化し、抵抗スポット溶接中もこの微細化を維持することで高温中での靭性を向上させることにより、熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性が向上することを見出した。
　また、鋼板の表層にNi拡散領域（Ni拡散層ともいう）を存在させることで抵抗溶接時に溶融したZnに対して旧オーステナイト粒界への侵入を抑制できるため、熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性が向上することを見出した。
　さらに、抵抗溶接後の遅れ破壊に関しては、微細なNb系析出物を鋼板表面から板厚方向に100μm以内に分散させて水素のトラップサイトとすることにより、腐食環境においても水素の影響を抑制することができ、しかもNi拡散層は電位を貴に上昇させる効果があるため、水素の発生量も抑制することができ、その結果、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
　本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が90％以上で、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、さらに鋼板の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在し、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。
２．前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記１に記載の熱間プレス部材。
３．前記鋼板の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する前記１または２に記載の熱間プレス部材。
４．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積分率で20％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積分率で10％以上含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上含有し、さらに表面に厚さ0.5μm以上のNi系めっき層を有する、熱間プレス用冷延鋼板。
５．前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
６．前記４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点～1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
　本発明によれば、熱間プレス後に極めて高い引張強さを有すると同時に、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性（以下、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を、ただ単に、耐遅れ破壊特性と呼ぶこともある）を兼ね備えた熱間プレス部材を得ることができる。例えば、引張強さが1780MPa以上で、鋼板と角度が付いた電極で溶接した場合も抵抗溶接割れが生じず、また抵抗溶接後に塩酸浸漬した後も割れが生じない、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が優れた熱間プレス部材を安定して得ることができる。
　また、本発明によれば、加熱時にバラツキの大きい熱間プレス条件であっても、特性の安定した熱間プレス部材を得ることができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板の成分組成を前記の範囲にした理由について説明する。なお、成分についての「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：0.28％以上0.42％未満
　Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が0.28％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さ：1780MPa以上が得られない。好ましいC量は0.30％以上である。一方、Ｃを0.42％以上添加すると、抵抗スポット溶接後の硬度が硬くなり、靭性が低下して、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。好ましいＣ量は0.40％未満であり、さらに好ましくは0.39％未満である。
Si：0.05％以上1.5％以下
　Siは、フェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。その効果を得るためには、Si量を0.05％以上とする必要がある。しかしながら、Siの過剰な添加は抵抗スポット溶接の際に粒内強度と比較して粒界強度の相対的な低下を招き、粒界にZnが侵入して脆化しやすくなるとともに、溶融したZnの合金化挙動が変化することから、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、その含有量は1.5％以下とする。好ましくは1.2％以下、より好ましくは0.8％以下である。
Mn：1.0％以上3.0％以下
　Mnは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Mn量を1.0％以上とする必要がある。好ましくは1.2％以上である。一方、Mnを過剰に含有した場合、抵抗溶接後のHAZにおけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、HAZの靭性が劣化するため耐抵抗溶接割れ性が低下する。そのため、Mn量は3.0％以下とする。好ましくは2.8％以下である。
Ｐ：0.05％以下
　Ｐは、固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下することから、Ｐ含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下である。なお、Ｐの下限は特に規定されないが、極低Ｐ化は製鋼コストの上昇を招くため、0.0005％とすることが好ましい。
Ｓ：0.005％以下
　Ｓの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を0.005％とする。好ましくは0.0045％以下である。なお、Ｓの下限は特に規定されないが、極低Ｓ化はＰと同様に、製鋼コストの上昇を招くため、0.0002％とすることが好ましい。
Al：0.01％以上0.50％以下
　Alは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01％以上含有することが必要である。一方、0.50％を超えてAlを含有しても効果が飽和するため、Al量は0.50％以下とする。好ましくは0.40％以下である。
Ｎ：0.005％以下
　Ｎは、Tiと粗大な窒化物を形成して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特にＮ量が0.005％超になると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量は0.005％以下とする。好ましくは0.004％以下であり、さらに好ましくは0.0035％以下である。
Nb：0.001％以上0.10％以下
　Nbは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、微細なNb系析出物が、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化し、さらに抵抗スポット溶接後も微細化が維持されるため、靭性が向上する結果、耐抵抗溶接割れ性が向上する。また、微細なNb系析出物は、水素のトラップサイトとなるため、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性も向上する。このような効果を発揮させるためには、Nbを0.001％以上含有させる必要がある。一方、Nbを多量に添加しても上記の効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、Nb含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.09％以下である。
Ti：0.001％以上0.15％以下
　Tiは、Nbと同様に微細な炭窒化物を形成することで、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Tiを0.001％以上含有させる必要がある。一方、Tiを多量に添加すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、Ti含有量は0.15％以下とする。好ましく0.12％以下である。
Ｂ：0.0002％以上0.0040％以下
　Ｂは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また、粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐抵抗溶接割れ性にも有効である。このような効果を発現させるためには、Ｂを0.0002％以上含有させる必要がある。しかし、過剰にＢを添加しても効果は飽和するため、Ｂ含有量を0.0040％以下とする。
　また、本発明では、以下の成分を適宜含有させることもできる。
Mo：0.50％以下
　Moは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Moを0.005％以上含有するのが好ましい。さらに好ましくは0.01％以上である。一方、多量にMoを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、そのMo含有量は0.50％以下とする。
Cr：0.50％以下
　Crも、Moと同様、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには0.005％以上含有することが必要である。好ましくは0.01％以上である。一方、多量にCrを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、Cr含有量は0.50％以下とする。
Sb：0.001％以上0.020％以下
　Sbは、熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスの一連の処理によって鋼板を冷却する前に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、板面の硬度分布が均一となり、局所的な応力に対する耐力が増加することから耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、Sbの添加量は0.001％以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.020％を超えて添加されると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、Sb量は0.020％以下とすることが好ましい。
Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下
　Ca、Mg、REMは、硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、それぞれ0.0005％以上添加するのが好ましい。一方、過度の添加は、介在物の増加を引き起こし耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性を劣化させるため、それぞれの添加量は0.005％以下とすることが好ましい。ここでREMはSc、Yおよびランタノイドを含む元素である。
Ｖ：0.15％以下
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｖを0.01％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶ添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Ｖ添加量は0.15％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは0.10％以下である。
Cu：0.50％以下
　Cuは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCuを0.05％以上含有させることが好ましい。一方、Cuを0.50％超含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Ni：0.50％以下
　Niも、Cuと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるので、Cu添加時に有効である。これら効果を発揮するためにはNiを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のNi添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が劣化するため、Ni含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Sn：0.50％以下
　Snも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはSnを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のSn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が劣化するため、Sn含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Zn：0.10％以下
　Znは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。これら効果を発揮するためにはZnを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Zn含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Co：0.10％以下
　Coも、CuやNiと同様、水素過電圧を向上させて耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCoを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のCo添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Co含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Zr：0.10％以下
　Zrも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはZrを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZr添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化するため、Zr含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Ta：0.10％以下
　Taは、Tiと同様に、合金炭化物や合金窒化物を生成して高強度化に寄与する。その効果を得るためには0.005％以上添加することが好ましい。一方、Taを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。そのため、その添加量は0.10％以下とすることが好ましい。
Ｗ：0.10％以下
　Ｗも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＷを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＷ添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ性が低下するため、Ｗ含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
　以上述べた以外の残部はFeおよび不可避不純物とする。
　次に、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
〔熱間プレス部材のミクロ組織〕
　熱間プレス部材のミクロ組織は、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が90％以上であり、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で５個以上存在する鋼組織とする。なお、ここで述べる体積分率は、鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
　熱間プレス後に旧オーステナイト平均結晶粒径が７μmを超えると、抵抗溶接後の靭性が低下するため耐抵抗溶接割れ性が劣化する。このため、旧オーステナイトの平均結晶粒径は７μm以下とする。好ましくは6.5μm以下である。
　また、マルテンサイトの体積分率が90％未満であると所望の引張強さが得られない。そのため、マルテンサイトの体積分率は90％以上とする。
　熱間プレス後の鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で５個未満では、抵抗溶接中にオーステナイト単相に逆変態するうちにオーステナイト粒が粗大化してしまい、Znがオーステナイト粒界に侵入して引張応力がかかる時の靭性が劣化することから耐抵抗溶接割れ性が低下する。また、水素トラップサイトとしての機能も不十分となり、抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性も低下する。なお、測定する鋼板断面については特に制限はなく、いずこであっても良い。
　なお、本発明でいうNb系析出物とは、例えばNbC、NbN、Nb(C,N)などのことである。
　また、鋼板の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在することで、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。そのため、熱間プレス後の鋼板表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在することとする。
〔熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織〕
　熱間プレス部材として所望の特性を得るためには、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織を制御することも重要である。すなわち、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織としては、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積分率で20％以上を含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積分率で10％以上を含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上含有することとする。
　フェライト粒の平均アスペクト比が2.5を超えると、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。フェライトの体積分率が20％未満でも、熱間プレス時の逆変態による再結晶が不十分となり、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が得られなくなるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。
　また、マルテンサイト平均結晶粒径が６μmを超えると、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト結晶粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。マルテンサイトの体積分率が10％未満の場合も同様に熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。
　さらに、鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で10個未満では、熱間プレス後に、鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で５個以上確保することが困難となるため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、測定する鋼板断面については特に制限はなく、いわゆるＣ断面でもＬ断面いずれでも良い。
　次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板および熱間プレス部材のめっき層について詳細に説明する。
〔熱間プレス用冷延鋼板のめっき層〕
　本発明において熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与されるめっき層は、Ni系めっき層である。これらのめっき層を熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与することにより、熱間プレス後に、鋼板表層にNi拡散層が存在することで熱間プレス部材の耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が向上する。
　Ni系めっき層としては、Niが含まれていれば、溶融めっき層でも電気めっき層でも良く、たとえば、溶融めっき法により形成された溶融Znめっき層、これを合金化した合金化溶融Znめっき層、溶融Alめっき層、電気めっき法により形成された電気Znめっき層の中にNiを含有させためっき層などが例示される。その他、電気Zn－Ni合金めっき層などが挙げられる。
　ただし、Ni系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるNi以外に、Al、Zn、Si、Mg、Fe、Co、Mn、Sn、Pb、Be、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Ｗ、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。Ni系めっき層の形成方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、Ni系めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
　本発明では、特に熱間プレス部材の耐食性をより一層向上させたり、熱間プレス成形時の溶融Znに起因する液体金属脆性割れを防止する上で、Ni系めっき層がZn－Ni合金めっき層であるとより好適である。
　めっき層の厚さは、熱間プレス後に鋼板表層に所望厚のNi拡散層を存在させるために、0.5μm以上の厚さとする。なお、めっき層厚の上限は特に限定されないが、熱間プレス時の金型にめっきが付着するのを避けるため、100μm以下とするのが好ましい。
〔熱間プレス部材のめっき層〕
　Ni系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Ni系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるFeがNi系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成し、鋼板の表層にNi拡散領域を形成する。
　ここに、かかるNi拡散領域の厚さが0.5μmに満たないと、満足いくほど優れた耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が得かられないので、鋼板表層におけるNi拡散領域の厚さは0.5μm以上とする。なお、このNi拡散領域の厚さの上限は20μmとするのが好ましい。
　一例を挙げると、Niを含有する、溶融Znめっき層、合金化溶融Znめっき層、電気Znめっき層等を加熱すると、FeにZnが固溶したFeZn固溶相、ZnFe金属間化合物、表層のZnO層等が形成されると同時に、Feにめっき層成分が固溶したNiを含有する固溶層、ZnNiを主体とする金属間化合物等が形成される。
　次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、上記冷延鋼板の製造に際し、まず前記した所定の成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、仕上げ圧延終了温度が850～1000℃の条件で熱間圧延する。
　上記の熱間圧延後、40℃／s以上の平均冷却速度で、500℃以下の巻取り温度まで冷却する。
　ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、850℃以上の温度域まで加熱後、350～450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後に室温まで冷却する第１の焼鈍を施す。
　その後、３～30℃／ｓの平均加熱速度で720～820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する第２の熱処理を施す。
　以下、上記した製造工程を各工程毎に詳細に説明する。
〔加熱工程〕
　素材である鋼スラブは、鋳造後、再加熱することなく1150～1270℃で熱間圧延を開始するか、もしくは1150～1270℃に再加熱したのち、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず1150～1270℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。
　本発明では、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再加熱する従来法に加え、冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
〔熱間圧延工程〕
・仕上げ圧延終了温度：850～1000℃
　熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、耐抵抗溶接割れ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は850℃以上が好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が1000℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下が好ましい。
・冷却工程：40℃／ｓ以上の平均冷却速度で500℃以下まで冷却
　熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、組織をできるだけ均質化すると同時に、Nb系析出物の生成を抑制する。そのため、40℃／ｓ以上の平均冷却速度で500℃以下まで冷却する。この平均冷却速度が40℃／s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の低下を招く。一方、冷却停止温度が500℃超えでは、粗大なNb系析出物が生成してしまい、熱間プレス後に所望のNb系析出物の個数密度が得られない。
〔巻取り工程〕
・巻取り温度：500℃以下
　巻取り温度が500℃超では、熱延鋼板の鋼板組織内で粗大なNb系析出物が生成してしまい、熱間プレス後に所望のNb系析出物の個数密度が得られないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。これを回避するには、ベイナイト単相となる温度域で巻き取ることが重要である。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は500℃とした。好ましくは480℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
〔酸洗工程〕
　熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
〔冷間圧延工程〕
　所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
〔焼鈍工程〕
　この焼鈍工程においては、冷間圧延後の再結晶を進行させると共に、熱間プレス後のNb系析出物を制御したり、鋼板組織を微細化するために実施する。そのためには、第１の焼鈍および第２の焼鈍の２回に分けて焼鈍を施すことが必要である。
　第１の焼鈍として、850℃以上の温度域まで加熱後、350～450℃の温度域まで冷却し、当該温度域で300秒以上保持した後、室温まで冷却する。
　次いで、第２の焼鈍として、３～30℃／ｓの平均加熱速度で720～820℃の温度域まで加熱し、当該温度域で15秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で、600℃以下の冷却停止温度域まで冷却する。
〔第１の焼鈍工程〕
・加熱温度：850℃以上
　第１の焼鈍工程では、まずベイナイト単相とすることが重要であり、それにより、第２の焼鈍工程で鋼板組織が微細化する。第１の焼鈍工程においてベイナイト単相とするには、一旦、オーステナイト単相とする必要があるため、加熱温度は850℃以上とする。加熱温度が850℃未満ではフェライトが生成して、好ましくない。
・冷却温度、350～450℃、保持時間、300秒以上
　上記の加熱後に350～450℃の温度域まで冷却をする。冷却速度は特に限定されないが、フェライトやパーライトが生成することを抑制するため、２℃／ｓ以上とするのが好ましい。
　そして、350～450℃の温度域で300秒以上保持とする。保持温度が350℃未満もしくは300秒未満の保持ではマルテンサイトが過剰に生成し、鋼板組織の微細化への影響が小さくなるため、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径を確保できない。一方、保持温度が450℃を超えると、パーライトが過剰に生成するため、やはり熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径を確保できない。
〔第２の焼鈍工程〕
・平均加熱速度：３～30℃／ｓ
　第２の焼鈍工程における加熱速度を制御することによって、焼鈍後の結晶粒を微細化させることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は30℃／ｓとする。一方、平均加熱速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、平均昇温速度の下限は３℃／ｓとする。好ましくは５℃／ｓ以上である。
・均熱温度：720～820℃、保持時間：15秒以上
　均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域である温度域とする。この均熱温度が720℃未満ではフェライトの分率が多くなり、所望のマルテンサイトの体積分率を得られなくなるため、均熱温度の下限は720℃とする。好ましくは740℃以上である。一方、均熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化することに加えて、Nb系析出物も粗大化するため、均熱温度の上限は820℃とする。好ましくは800℃以下である。
　上記の均熱温度域において、再結晶の進行および一部をオーステナイト変態させるためには、保持時間は15秒以上必要である。なお、上限は特に限定されないが、600秒以内が好ましい。
・平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度域：600℃以下
　上記の均熱処理（焼鈍処理）後は、均熱温度から600℃以下の温度域（冷却停止温度）まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、冷延鋼板のマルテンサイトの体積分率が減少し、Nb系析出物が粗大化するため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性の確保が困難となる。なお、この平均冷却速度の上限については特に規定されないが、設備上の観点およびコストの面から、30℃/ｓ以下が好適である。
　また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成し、鋼板のミクロ組織における所定の体積分率を得られないため、耐遅れ破壊特性が低下する。
〔めっき工程〕
　本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、Ni系めっき層を施すためのめっき工程を施す。
　めっき工程は何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき工程後に合金化処理を施してもよい。
　なお、冷延鋼板に対して調質圧延を実施しても良い。この際の好適な伸び率は0.05～2.0％である。
　次に、得られた冷延鋼板に対して行う熱間プレスについて説明する。
　熱間プレスの方法および条件は何ら限定されるものではなく、公知の熱間プレス方法がすべて適用可能である。以下に一例を示すが、これに限定されるものではない。
　例えば、素材である熱間プレス用冷延鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用して、Ａc3変態点～1000℃の温度範囲に加熱し、この温度範囲で０～600秒間保持した後、鋼板をプレス機に搬送して、550～800℃の範囲で熱間プレスを行えばよい。熱間プレス用冷延鋼板を加熱する際の昇温速度は、３～200℃/sとすればよい。
　ここに、Ａc3変態点は、次式によって求めることができる。
　　Ａc3変態点（℃）＝881－206Ｃ＋53Si－15Mn－20Ni－１Cr－27Cu＋41Mo
　　ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳造してスラブとした後、1250℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度（FDT）を表２に示す条件で熱間圧延を行った。ついで、熱延鋼板を、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で巻取り温度（CT）まで冷却し、コイルに巻取った。
　ついで、得られた熱延板を、酸洗後、50％の圧下率で冷間圧延を施して、冷延板（板厚：1.4mm）とした。
　ついで、かくして得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（CAL）もしくは連続溶融めっきライン（CGL）において、表２に示す条件で第１および第２の焼鈍処理を行い、CGLを通過した鋼板についてはNiを含有する溶融亜鉛めっき鋼板（GI）を得た。なお、CGLを通過した鋼板の一部については、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに550℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を得た。また、Niを含有する溶融アルミめっき処理を施して、溶融アルミめっき鋼板（AS）を得た。さらに、一部はCALにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン（EGL）において、電気亜鉛ニッケルめっき鋼板（EZN）を得た。
　ついで、得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、表３に示す条件で熱間プレスを実施した。
　熱間プレスで使用した金型は、パンチ幅70mm、パンチ肩Ｒ４mm、ダイ肩Ｒ４mmで、成形深さは30mmである。冷延鋼板に対する加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス(開始)温度から150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を１～60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。
　かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置からJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強さ（TS）を測定した。
　抵抗溶接割れの試験に関しては、得られた熱間プレス部材のハット底部から50mm×150mmに切断した試験片を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。溶接する板組としては、この熱間プレス部材と980MPa級合金化溶融亜鉛めっき鋼板を重ねた板組を用いた。溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（50Hz）の抵抗溶接機を用いて板組を4°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を5.0kN、ホールドタイムは0.36秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が6.0mmになるように調整した。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.15mm以上のき裂が認められないものを耐抵抗溶接割れ性が良好（○）、0.15mm以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣（×）とした。
　抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性については、次のようにして調査した。得られた熱間プレス部材のハット底部から50mm×150mmに切断した試験片を２枚用いて、50mm×50mmのサイズの鋼板（スペーサー、板厚は0.5mm）を試験片の端で挟んだ後、抵抗溶接でスペーサーを仮止めし、試験片の中央部を抵抗溶接した。すなわち、溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（50Hz）の抵抗溶接機を用いて、板組は水平の状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を5.0kN、ホールドタイムは0.36秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が6.0mmになるように調整した。溶接後は試験片をpH＝３の塩酸に96時間浸漬させた後に試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察して、ナゲット内部に割れが確認されない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、割れが確認された場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。
　焼鈍後の冷延鋼板および熱間プレス後の部材のマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて2000倍、5000倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ASTM　E562－83（1988）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。
　Nb系析出物の粒径は、Ｌ断面について、TEM（透過型電子顕微鏡）を用いて50000倍の倍率で観察し、Media Cybernetics社のImage-Proを用いて、下限を0.005μmとして、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。Nb系析出物の個数はTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて50000倍の倍率で観察し、10箇所の平均個数を求めた。
　熱間プレス部材における旧オーステナイト平均結晶粒径は、次のようにして求めた。すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて3000倍の倍率で観察し、Media Cybernetics社のImage－Proを用いて、旧オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　熱間プレス部材の表層におけるNi拡散領域の厚さは、次のようにして求めた。すなわち、熱間プレス後の鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、EPMA（電子線マイクロアナライザー）を用いて、表層についてFeおよびNiの元素分布マッピングを行い、FeおよびNiの両方が検出される箇所をNi拡散領域として、その長さ（厚さ）の平均を求めた。
　焼鈍後の冷延鋼板におけるマルテンサイトの体積分率およびマルテンサイトの平均結晶粒径ならびにフェライトの体積分率およびフェライト粒の平均アスペクト比は、次のようにして求めた。
　焼鈍後の冷延鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて2000倍、5000倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ASTM　E562－83（1988）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。マルテンサイトの平均結晶粒径は、Media Cybernetics社のImage－Proを用いて、鋼板組織写真から予め各々のマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。フェライトのアスペクト比については、上記写真をもとに各粒でのアスペクト比（長径／短径）を求め、それらを平均して求めた。
　かくして得られた冷延鋼板および熱間プレス部材の鋼板組織を表４に示す。また、熱間プレス部材の引張特性、耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性の測定結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表5に示したとおり、成分組成および熱間プレス後のミクロ組織が本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、高い引張強度は言うまでもなく、優れた耐抵抗溶接割れ性および抵抗溶接後の耐遅れ破壊特性を併せて得ることができた。

Claims (6)

  1. 　鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が90％以上で、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で５個以上存在し、さらに鋼板の表層にNi拡散領域が厚さ0.5μm以上存在し、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。
  2. 　前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 　前記鋼板の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
  4. 　鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：0.05％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.005％以下、Nb：0.001％以上0.10％以下、Ti：0.001％以上0.15％以下およびＢ：0.0002％以上0.0040％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のフェライトを体積分率で20％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のマルテンサイトを体積分率で10％以上含有し、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.08μm未満のNb系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上含有し、さらに表面に厚さ0.5μm以上のNi系めっき層を有する、熱間プレス用冷延鋼板。
  5. 　前記鋼板が、質量％で、さらにMo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
  6. 　請求項４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点～1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
PCT/JP2017/024258 2017-06-30 2017-06-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 Ceased WO2019003448A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/024258 WO2019003448A1 (ja) 2017-06-30 2017-06-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
KR1020207000750A KR102363483B1 (ko) 2017-06-30 2018-03-30 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법
EP18823555.0A EP3647444B1 (en) 2017-06-30 2018-03-30 Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
MX2019015319A MX2019015319A (es) 2017-06-30 2018-03-30 Miembro prensado en caliente y metodo para la fabricacion del mismo, y lamina de acero laminada en frio para prensado en caliente y metodo para la fabricacion de la misma.
CN201880042595.3A CN110799661B (zh) 2017-06-30 2018-03-30 热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法
PCT/JP2018/013718 WO2019003540A1 (ja) 2017-06-30 2018-03-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
US16/617,133 US11293074B2 (en) 2017-06-30 2018-03-30 Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
JP2018550472A JP6501045B1 (ja) 2017-06-30 2018-03-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/024258 WO2019003448A1 (ja) 2017-06-30 2017-06-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019003448A1 true WO2019003448A1 (ja) 2019-01-03

Family

ID=64741402

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/024258 Ceased WO2019003448A1 (ja) 2017-06-30 2017-06-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
PCT/JP2018/013718 Ceased WO2019003540A1 (ja) 2017-06-30 2018-03-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/013718 Ceased WO2019003540A1 (ja) 2017-06-30 2018-03-30 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11293074B2 (ja)
EP (1) EP3647444B1 (ja)
JP (1) JP6501045B1 (ja)
KR (1) KR102363483B1 (ja)
CN (1) CN110799661B (ja)
MX (1) MX2019015319A (ja)
WO (2) WO2019003448A1 (ja)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6825747B2 (ja) * 2019-01-31 2021-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス部材用冷延鋼板、およびそれらの製造方法
JP6841382B2 (ja) 2019-02-21 2021-03-10 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
KR20210127193A (ko) * 2019-03-12 2021-10-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열간 프레스 부재, 열간 프레스용 강판의 제조 방법, 및 열간 프레스 부재의 제조 방법
US12509754B2 (en) 2019-11-26 2025-12-30 Nippon Steel Corporation Hot-stamped member and steel sheet for hot stamping
KR102250333B1 (ko) * 2019-12-09 2021-05-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
KR20240011760A (ko) * 2021-07-09 2024-01-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그것들의 제조 방법 그리고 부재
DE102021118765A1 (de) * 2021-07-20 2023-01-26 Kamax Holding Gmbh & Co. Kg Bauteil mit integrierter Nickeldiffusionsschicht
JP7684607B2 (ja) * 2021-10-27 2025-05-28 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN113889336B (zh) * 2021-12-08 2022-03-11 天津三环乐喜新材料有限公司 一种高性能钕铁硼永磁体的制备方法
CN114561589A (zh) * 2022-02-28 2022-05-31 北京理工大学重庆创新中心 一种添加y元素的无涂层抗高温氧化热冲压成形钢
CN114561590A (zh) * 2022-02-28 2022-05-31 北京理工大学重庆创新中心 一种添加Ce元素的无涂层抗高温氧化热冲压成形钢
KR102747793B1 (ko) * 2022-05-31 2024-12-31 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN115369317A (zh) * 2022-06-08 2022-11-22 首钢集团有限公司 镀镍镀锌热成形钢板及制备方法和热成形件的制备方法
CN117364081A (zh) * 2023-10-15 2024-01-09 上海大学 一种降低高强钢热成形裂纹倾向的镀层

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007129676A1 (ja) * 2006-05-10 2007-11-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法
JP2011173135A (ja) * 2010-02-23 2011-09-08 Nippon Steel Corp 熱間プレス部品の製造方法および熱間プレス部品
JP2015151615A (ja) * 2014-02-19 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法
WO2015147216A1 (ja) * 2014-03-26 2015-10-01 新日鐵住金株式会社 高強度熱間成形鋼板部材
JP2016089274A (ja) * 2014-11-04 2016-05-23 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用めっき鋼板

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4210010B2 (ja) 1999-10-21 2009-01-14 新日本製鐵株式会社 高靱性高張力鋼の製造方法
JP4317491B2 (ja) 2004-06-29 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
DE112006003169B4 (de) 2005-12-01 2013-03-21 Posco Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung
CN101316942A (zh) * 2005-12-01 2008-12-03 Posco公司 用于热压成形的具有优良的热处理和冲击性质的钢板，由该钢板制造的热压部件及其制造方法
JP4725415B2 (ja) * 2006-05-23 2011-07-13 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
JP5369714B2 (ja) * 2009-01-28 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
BR112012031722B8 (pt) * 2010-06-14 2022-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Aço estampado a quente, método de produção de chapa de aço para um aço estampado a quente, e método de produção de aço estampado a quente
JP4883240B1 (ja) * 2010-08-04 2012-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP5382278B1 (ja) * 2012-01-13 2014-01-08 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
KR101609501B1 (ko) 2012-03-30 2016-04-05 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법 및 열간 프레스 성형 강 부재
US9353424B2 (en) * 2013-03-14 2016-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance and low temperature toughness, and high strength member manufactured using the same
JP6194765B2 (ja) 2013-11-08 2017-09-13 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板のスポット溶接方法
KR101715581B1 (ko) * 2014-12-18 2017-03-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재, 이 강재를 사용한 선박의 밸러스트 탱크 및 선창, 및 이 밸러스트 탱크 또는 선창을 구비하는 선박
US10308996B2 (en) 2015-07-30 2019-06-04 Hyundai Motor Company Hot stamping steel and producing method thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007129676A1 (ja) * 2006-05-10 2007-11-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法
JP2011173135A (ja) * 2010-02-23 2011-09-08 Nippon Steel Corp 熱間プレス部品の製造方法および熱間プレス部品
JP2015151615A (ja) * 2014-02-19 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法
WO2015147216A1 (ja) * 2014-03-26 2015-10-01 新日鐵住金株式会社 高強度熱間成形鋼板部材
JP2016089274A (ja) * 2014-11-04 2016-05-23 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用めっき鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
KR20200018808A (ko) 2020-02-20
EP3647444A1 (en) 2020-05-06
EP3647444B1 (en) 2024-10-09
JP6501045B1 (ja) 2019-04-17
US11293074B2 (en) 2022-04-05
US20200354806A1 (en) 2020-11-12
KR102363483B1 (ko) 2022-02-16
CN110799661B (zh) 2022-03-18
JPWO2019003540A1 (ja) 2019-06-27
WO2019003540A1 (ja) 2019-01-03
EP3647444A4 (en) 2020-05-06
MX2019015319A (es) 2020-02-17
CN110799661A (zh) 2020-02-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6501046B1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP6501045B1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP6540909B2 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP6540910B2 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP6540908B2 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP6504323B1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
KR102145293B1 (ko) 도금 강판 및 그의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17915762

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17915762

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP