[go: up one dir, main page]

WO2019003449A1 - 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
WO2019003449A1
WO2019003449A1 PCT/JP2017/024259 JP2017024259W WO2019003449A1 WO 2019003449 A1 WO2019003449 A1 WO 2019003449A1 JP 2017024259 W JP2017024259 W JP 2017024259W WO 2019003449 A1 WO2019003449 A1 WO 2019003449A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
resistance
rolled steel
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/JP2017/024259
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
崇 小林
船川　義正
中島　清次
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/JP2017/024259 priority Critical patent/WO2019003449A1/ja
Priority to US16/619,814 priority patent/US11111558B2/en
Priority to PCT/JP2018/013720 priority patent/WO2019003541A1/ja
Priority to KR1020197035929A priority patent/KR102296359B1/ko
Priority to JP2018550495A priority patent/JP6501046B1/ja
Priority to CN201880042606.8A priority patent/CN110799662A/zh
Priority to EP18824771.2A priority patent/EP3647447B1/en
Priority to MX2019015317A priority patent/MX2019015317A/es
Publication of WO2019003449A1 publication Critical patent/WO2019003449A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • 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
    • 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
    • C21D1/25—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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/32—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • 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
    • 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 of manufacturing the same, and a cold rolled steel sheet for hot pressing, and in particular to improve resistance weld cracking resistance of a hot pressed member.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention is not only a cold rolled steel sheet, but also a hot-dip galvanized cold rolled steel sheet (including an alloyed hot-dip galvanized cold rolled steel sheet) and an electrogalvanized cold rolled steel sheet (electro zinc nickel alloy plated cold rolled steel sheet Includes aluminum), cold-rolled steel sheet, etc.
  • 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.
  • 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 disperse fine Nb and Ti-based precipitates in the surface layer in order to suppress resistance welding cracking of the hot press member. It has been found that it is effective to strengthen the prior austenite grain boundaries with B at the grain boundaries, thereby having high tensile strength and suppressing resistance welding cracking of the hot pressed member.
  • Liquid metal embrittlement during resistance spot welding of hot pressed members is caused by the penetration of Zn into old austenite grain boundaries in HAZ (welding heat affected zone) near the nugget during resistance spot welding, and tensile stress due to solidification shrinkage or When a striking angle or the like is generated, a bending moment is generated to generate a tensile stress at the time of opening the electrode, whereby liquid metal embrittlement occurs.
  • HAZ welding heat affected zone
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the microstructure of the steel sheet is such that the average grain size of former austenite crystal grains is 7.5 ⁇ m or less, the volume fraction of martensite is 95% or more, and the grain size is 0.10 within a range of 100 ⁇ m or less from the steel sheet surface
  • Component composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.28% or more and less than 0.42%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0% or more and 2.4% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01% More than 0.50% or less, N: 0.005% or less, Nb: 0.005% or more and 0.15% or less, Ti: 0.005% or more and 0.15% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • 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%
  • the hot pressed member according to the above 2 which contains one or more selected from the following.
  • the microstructure of the steel sheet contains 10% or more by volume fraction of martensite having an average aspect ratio of 2.5 or less of crystal grains, and further contains 5% or more by volume fraction of bainite having an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less,
  • a cold-rolled steel plate for hot pressing wherein an average of 20 or more Nb and Ti-based precipitates having a particle diameter of less than 0.10 ⁇ m are present per 100 ⁇ m 2 of steel plate cross section in a range of 100 ⁇ m or less from the steel plate surface in the thickness direction.
  • Component composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.28% or more and less than 0.42%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0% or more and 2.4% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01% More than 0.50% or less, N: 0.005% or less, Nb: 0.005% or more and 0.15% or less, Ti: 0.005% or more and 0.15% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less 5.
  • the cold rolled steel sheet for hot pressing as described in 5 above, wherein Si, Nb, Ti and B satisfy the following formula (1), and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities. Description ((Nb + (Ti-3.4N) ⁇ 100 B) / ((C / 8) + Si) ⁇ 0.25 (1)
  • 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% 7.
  • the cold rolled steel sheet for hot pressing as described in 6 above, which contains one or more selected from the following.
  • a method for producing a hot pressed member wherein the cold rolled steel sheet for hot pressing according to any one of 5 to 8 is heated at a temperature range of Ac 3 transformation point to 1000 ° C. and then hot pressed.
  • a hot pressed member having extremely high tensile strength after hot pressing and at the same time excellent resistance weld cracking resistance For example, when a tensile strength is 1780 MPa or more and welding is performed with a steel plate and an electrode with an angle, it is possible to stably obtain a hot pressed member excellent in tensile strength and resistance weld cracking resistance without resistance welding cracking. be able to. 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.
  • the microstructure of the hot pressed member is a grain having an average grain size of prior austenite crystal grains of 7.5 ⁇ m or less, a volume fraction of martensite of 95% or more, and within 100 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface 10 or more Nb and Ti-based precipitates less than 0.10 ⁇ m in diameter exist on average per 100 ⁇ m 2 of steel plate cross section, and B concentration of old austenite grain boundary is 3.0 times or more of B concentration at a position 5 nm away from the grain boundary It has a certain steel structure.
  • the volume fraction mentioned here is a volume fraction with respect to the whole steel plate, and so on.
  • the average grain size of the prior austenite crystal grains exceeds 7.5 ⁇ m after hot pressing, the toughness after resistance welding is reduced, so that resistance weld cracking resistance is deteriorated. For this reason, the average grain size of the prior austenite crystal grains is set to 7.5 ⁇ m or less. Preferably it is 7.0 micrometers or less. Further, if the volume fraction of martensite is less than 95%, the desired tensile strength can not be obtained. Therefore, the volume fraction of martensite is 95% or more.
  • the austenite grains become coarse during reverse transformation to austenite single phase during resistance welding, and Zn austenite grains Toughness is reduced when a tensile stress is applied to the alloy, and resistance weld cracking resistance is reduced.
  • 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, it contains 10% or more by volume fraction of martensite having an average aspect ratio of 2.5 or less of crystal grains, and bainite having an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less Nb and Ti-based precipitates having a particle diameter of less than 0.10 ⁇ m are present at an average of 20 or more per 100 ⁇ m 2 of steel plate cross section within a range of 100 ⁇ m or less from the steel plate surface in the thickness direction To be.
  • the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing, and the diffusion of B becomes insufficient, and the desired B concentration ratio between grain boundaries and grains is obtained. Because of this, the resistance weld cracking resistance decreases. The same is true even if the volume fraction of martensite is less than 10%, so it is necessary to contain 10% or more of martensite having an average aspect ratio of 2.5 or less of the crystal grains in volume fraction. Preferably it is 15% or more.
  • the desired prior austenite grain size can not be secured after hot pressing, and the diffusion of B becomes insufficient. Since the B concentration ratio between the boundary and the grains can not be obtained, resistance welding crack resistance is reduced.
  • Nb and Ti-based precipitates having a particle diameter of less than 0.10 ⁇ m are less than 20 on average per 100 ⁇ m 2 of steel sheet cross section after hot pressing
  • 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.
  • 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 1.5% or less Si solid-solution strengthens ferrite and is an element effective for strengthening.
  • the grain boundary strength relatively decreases at high temperature in resistance spot welding as compared to the intragranular strength, and Zn infiltrates into the grain boundary and becomes embrittled and melted.
  • the alloying behavior of Zn changes and resistance weld cracking resistance deteriorates. Therefore, the Si content is 1.5% or less.
  • it is 1.2% or less, More preferably, it is 0.8% or less.
  • the lower limit of Si is not particularly defined, it is preferable to set it as 0.005% because extremely low Si formation causes an increase in cost.
  • Mn 1.0% or more and 2.4% 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 2.4% or less. Preferably it is 2.0% 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 property is reduced. 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, 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 0.005% or more and 0.15% or less
  • Nb is an element that contributes to the increase in strength by forming a fine carbonitride. Furthermore, in the present invention, the fine Nb-based precipitates refine the austenite grain size during hot pressing, and further, the miniaturization is maintained even after resistance spot welding, and the toughness is improved. improves. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Nb 0.005% 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 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
  • Ti 0.005% or more and 0.15% or less
  • Ti is an element that contributes to the improvement of resistance weld cracking resistance by forming a fine carbonitride. Furthermore, Ti is also necessary to prevent B, which is an element essential to the present invention, from reacting with N. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Ti 0.005% 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 0.0005% or more and 0.0050% 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 effective for improving resistance weld cracking resistance. In order to express such an effect, it is necessary to contain B 0.0005% or more. However, since the effect is saturated even if B is added excessively, the B content is made 0.0050% or less.
  • 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 above formula is an index for securing resistance weld cracking resistance, and if the value on the left side is less than 0.25, it may be difficult to secure resistance weld cracking resistance.
  • 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 0.005% or more. More preferably, it is 0.01% or more.
  • the 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 preferable to contain 0.005% or more. 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 resistance weld cracking resistance improves.
  • 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 is improved.
  • excessive addition causes an increase in inclusions to deteriorate resistance weld cracking 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. On the other hand, since a large amount of V addition lowers the toughness at the time of resistance welding and the resistance weld cracking resistance deteriorates, it is preferable that the V addition amount be 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 deteriorates the resistance weld cracking resistance, 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 degrades the resistance weld cracking resistance, 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, the addition of a large amount of Zr lowers the toughness at the time of resistance welding and degrades the resistance weld cracking resistance, so 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 cold rolled steel sheet for hot pressing according to the present invention may be a cold rolled steel sheet to which a plating layer is not applied, but in order to prevent oxidation by hot pressing or to improve corrosion resistance, A plated layer may be provided on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • an Al-based plating layer or a Zn-based plating layer is suitable.
  • an Al-based plating layer for example, an Al-Si plating layer formed by hot-dip plating is exemplified.
  • the Zn-based plating layer for example, a hot-dip Zn plating layer formed by hot-dip plating, an alloyed hot-dip Zn plating layer formed by alloying this, an electric Zn plating layer formed by electroplating, A Ni alloy plating layer etc. are illustrated.
  • the Al-based plating layer or the Zn-based plating layer is not limited to the above-mentioned plating layer, and in addition to Al or Zn which is the main component, Si, Mg, Ni, Fe, Co, Mn, Sn, Pb,
  • the plating layer may contain one or more of Be, B, P, S, Ti, V, W, Mo, Sb, Cd, Nb, Cr, Sr, and the like.
  • the method for forming the Al-based plating layer or the Zn-based plating layer is not limited at all, and any known hot-dip plating method, electroplating method, vapor deposition plating method, etc. can be applied.
  • the Al-based plating layer or the Zn-based plating layer may be a plating layer subjected to an alloying treatment after the plating step.
  • the Zn-based plating layer is a Zn-Ni alloy plating layer in order to further improve the corrosion resistance of the hot pressed member or to prevent liquid metal embrittlement cracking caused by molten Zn during hot press forming. Is more preferable.
  • the adhesion amount of the plating layer is not particularly limited, and may be a general one. For example, it is preferable to have a plating layer with a plating adhesion amount of 5 to 150 g / m 2 per one side. If the amount of plating adhesion is less than 5 g / m 2 , it may be difficult to ensure corrosion resistance, while if it exceeds 150 g / m 2 , the peel resistance to plating may deteriorate.
  • the plating layer is changed to a plating layer mainly composed of an Fe—Al intermetallic compound containing Si.
  • a plating layer mainly composed of an Fe—Al intermetallic compound containing Si when the hot-dip Zn plating layer, the alloyed hot-dip Zn plating layer, the electric Zn plating layer and the like are heated, an FeZn solid solution phase in which Zn is dissolved in Fe, a ZnFe intermetallic compound, a surface ZnO layer etc. are formed.
  • the electric Zn-Ni alloy plating layer is heated, a solid solution layer containing Ni in which a plating layer component is dissolved in Fe, an intermetallic compound mainly composed of ZnNi, a surface ZnO layer, etc. are formed. Ru.
  • a plating layer containing Al formed by heating a cold rolled steel sheet for hot press to which an Al-based plating layer is applied is referred to as an Al-based plating layer, and a Zn-based
  • the plated layer containing Zn formed by heating the cold rolled steel sheet for hot press to which the plated layer is applied is referred to as a Zn-based plated layer.
  • a steel material (slab) having the above-described predetermined component composition is first subjected to a first average cooling rate to 70 ° C./s or more after hot rolling until a cooling stop temperature. Apply primary cooling that cools to a cooling stop temperature of 700 ° C. or less. After the above primary cooling, the second average cooling rate to the winding temperature is set to 5 to 50 ° C./s, and secondary cooling is performed at a winding temperature of 550 ° C. or less.
  • the hot rolled steel sheet wound up is pickled and cold rolled, and then heated to a temperature range of 800 to 900 ° C. (first soaking temperature) at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s.
  • the third average cooling rate to the cooling stop temperature is 3 ° C./s or more and the cooling stop temperature range of 200 to 350 ° C., and then 350 as the second soaking temperature
  • heat treatment annealing step
  • 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 Preferably, the temperature is 850.degree. C. or higher.
  • the finish rolling finish temperature is preferably 1000 ° C. or less.
  • the first average cooling rate is less than 70 ° C./s, the ferrite is coarsened, so the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous, resulting in a decrease in resistance weld cracking resistance.
  • the cooling stop temperature in the primary cooling exceeds 700 ° C., pearlite is excessively formed in the steel sheet structure of the hot rolled steel sheet, and the final steel sheet structure becomes inhomogeneous, and the desired B distribution state It becomes impossible to obtain, and resistance weld cracking resistance falls.
  • Winding temperature 550 ° C. or less
  • the winding temperature exceeds 550 ° C.
  • ferrite and pearlite are excessively formed in the steel sheet structure of the hot rolled steel sheet
  • the final steel sheet structure becomes inhomogeneous, and resistance weld cracking resistance decreases. Do.
  • the upper limit of the winding temperature is 550 ° C.
  • it is 520 degrees C or less.
  • 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 annealing process is performed by heating to a temperature range of 800 to 900 ° C. (first soaking temperature) at an average temperature rising rate of 3 to 30 ° C./s, holding for 15 seconds or more in the temperature range, and then stopping cooling. After cooling to a cooling stop temperature range of 200 to 350 ° C with a third average cooling rate to 3 ° C / s or higher, and then holding for 120 seconds or more in a temperature range of 350 ° C to 450 ° C as a second soaking temperature Cool to room temperature.
  • ⁇ Average heating rate 3 to 30 ° C / s
  • the upper limit of the average heating rate is set to 30 ° C./s because recrystallization does not easily proceed if heating is performed rapidly.
  • the lower limit of the average temperature rising rate is 3 ° C./s. Preferably it is 5 degrees C / s or more.
  • First soaking temperature 800 to 900 ° C
  • the first soaking temperature is a temperature range which is a two-phase range of ferrite and austenite or an austenite single-phase range. If the first soaking temperature is less than 800 ° C., the ferrite fraction increases and a desired martensite and bainite volume fraction can not be obtained, so the lower limit of the soaking temperature is set to 800 ° C. On the other hand, if the soaking temperature is too high, crystal grain growth of austenite becomes remarkable, and in addition to coarsening of crystal grains, Nb and Ti-based precipitates also become coarse, so the upper limit of soaking temperature is 900 ° C. I assume. Preferably it is 880 degrees C or less.
  • Holding time 15 seconds or more In the first soaking temperature range described above, in order to austenite convert the progress of recrystallization and part or all of the recrystallization, a holding time of 15 seconds or more is required.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably within 600 seconds.
  • cooling is performed at a cooling rate of 3 ° C./s or more to a cooling stop temperature range of 200 to 350 ° C.
  • the subsequent bainite transformation is promoted to obtain a desired volume fraction, and the coarsening of Nb and Ti-based precipitates can also be suppressed.
  • the cooling stop temperature is set to 200 to 350.degree.
  • the temperature is 220 to 300 ° C.
  • the cold rolled steel sheet for hot press of the present invention may be used as the cold rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing process, but depending on the purpose, it may be used to apply an Al-based plating layer or a Zn-based plating layer.
  • a plating step may be performed.
  • 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 is cooled to the cooling stop temperature (first cooling temperature) at a first average cooling rate (cold rate 1) shown in Table 2, the winding temperature is obtained at a second average cooling temperature (cold rate 2) It cooled to (CT) and wound up to the coil.
  • CT second average cooling temperature
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled at a rolling reduction shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet (plate thickness: 1.4 mm).
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained is subjected to an annealing treatment under the conditions shown in Table 2 in a continuous annealing line (CAL) or a continuous hot-dip plating line (CGL), and a cold-rolled steel sheet (CR Hot-dip galvanized steel sheet (GI) was obtained for steel sheets that passed through CGL.
  • CAL continuous annealing line
  • CGL continuous hot-dip plating line
  • GI cold-rolled steel sheet
  • the alloying process was further performed at 550 degreeC and the alloying hot dip galvanized steel plate (GA) was obtained.
  • a hot-dip aluminizing treatment was performed to obtain a hot-dip aluminized steel sheet (AS).
  • 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 this hot press member and a 980 MPa grade GA steel plate are stacked is used.
  • the welding machine is resistance spot welding in a state where the plate set is inclined by 4 ° using a servomotor pressure type single phase direct current (50 Hz) resistance welder attached to a welding gun for a plate set in which two steel plates are stacked. Carried out.
  • the welding conditions were a pressure of 4.5 kN and a hold time of 0.3 seconds.
  • the welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 6.0 mm.
  • the test piece is cut in half, the cross section is observed with an optical microscope, and those with cracks of 0.2 mm or more are inferior in resistance weld cracking resistance (x) cracks of 0.1 mm or more and less than 0.2 mm Those with no cracks were found to be suitable ( ⁇ ), those with no cracks or those with cracks smaller than 0.1 mm (with no cracks larger than 0.1 mm) Resistance weld cracking resistance was good ( ⁇ ).
  • 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 sizes of Nb and Ti-based precipitates are observed at a magnification of 10000 using TEM (transmission electron microscope) on L cross sections of the cold-rolled steel plate after annealing and the members after hot pressing, respectively, and Media Cybernetics
  • the particle diameter was determined by calculating the equivalent circle diameter with a lower limit of 0.005 ⁇ m using a company Image-Pro.
  • the number of Nb- and Ti-based precipitates was observed at a magnification of 10000 with a TEM (transmission electron microscope) to obtain an average number of 10 spots.
  • the distribution state of B of the hot pressed member is observed at a magnification of 1,000,000 times using STEM made by FEI, line analysis of 15 nm centering on old austenite grain boundaries, and B concentration (at.%) Of each place The ratio of the B concentration in the prior austenite grain boundary to the B concentration in a portion 5 nm away from the grain boundary was measured.
  • 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 equivalent circle diameter of the prior austenite crystal grains was calculated, and the values were averaged.
  • the average aspect ratio of martensite in the cold rolled steel sheet after annealing was determined as follows. That is, after polishing a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, it is corroded with 3 vol% nital, observed with a magnification of 3000 times using SEM (scanning electron microscope), and the aspect ratio of martensite (long diameter / short The diameter was determined and averaged.
  • the average grain size and volume fraction of bainite in the cold-rolled steel plate after annealing were determined as follows. That is, after polishing a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, it is corroded with 3 vol%% nital, observed with a magnification of 3000 using SEM (scanning electron microscope), point count method (ASTM E562-83 According to (1988), the area ratio was measured, and the area ratio was defined as a volume fraction.
  • the average crystal grain size of bainite was determined by calculating the equivalent circle diameter of bainite from the steel sheet structure photograph using Image-Pro of Media Cybernetics, and calculating the average of those values.
  • 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 and resistance weld cracking resistance 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、その成分組成を適正に調整した上で、そのミクロ組織につき、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が95％以上とし、鋼板表面から板厚方向に100μm以内の範囲において、粒径が0.10μm未満のNbおよびTi系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上存在させ、さらに旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上とすることにより、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とを兼備させることができる。

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、耐抵抗溶接割れ性の向上を図ろうとするものである。
　本発明の冷延鋼板は、冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を含む）や電気亜鉛めっき冷延鋼板（電気亜鉛ニッケル合金めっき冷延鋼板を含む）、アルミめっき冷延鋼板等を含む。
　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。
　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。
特開2013－226599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、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、鋼板そのものが液体金属脆性に対して耐性をもち、耐抵抗溶接割れ性に優れ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を抑制するためには、微細なNbおよびTi系析出物を表層に分散させると共に、旧オーステナイト粒界をＢにて粒界強化す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の液体金属脆性は、抵抗スポット溶接の際にナゲット近傍の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より、液体金属脆性が発生する。
　この問題の対策としては、微細なTiおよび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、旧オーステナイト粒界にＢを偏析させて粒界を強化すると、粒界にZnが侵入してもＢによる粒界強化により脆化が抑制されることにより、耐抵抗溶接割れ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．鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上存在し、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であり、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。
２．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる前記１に記載の熱間プレス部材。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　（(Nb＋(Ti－3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25　・・・(1)
３．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２に記載の熱間プレス部材。
４．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乃至３のいずれか１項に記載の熱間プレス部材。
５．鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のマルテンサイトを体積分率で10％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積分率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で20個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。
６．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる前記５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　（(Nb＋(Ti－3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25　・・・(1)
７．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６に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
８．前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する前記５乃至７のいずれか１項に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
９．前記５乃至８のいずれか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ることのない引張強度と耐抵抗溶接割れ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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上存在し、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上である鋼組織とする。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結晶粒の平均粒径が7.5μm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、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径は7.5μm以下とする。好ましくは7.0μm以下である。
　また、マルテンサイトの体積分率が95％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95％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で10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。ここで、Nbの炭窒化物としては、例えばNbC、NbN、Nb(C,N)等が、またTiの炭窒化物としては、例えばTiC, TiN、Ti(C,N)等が挙げられる。
　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。
　さらに、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍未満では、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、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低下するため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。
〔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以下のマルテンサイトを体積分率で10％以上を含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積分率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で20個以上存在することとする。
　マルテンサ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粒径が確保できない他、Ｂの拡散が不十分となり、所望の粒界と粒内のＢ濃度比が得られないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。マルテンサイトの体積分率が10％未満でも同様となるため、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のマルテンサイトを体積分率で10％以上を含有する必要がある。好ましくは15％以上である。
　また、ベイナイトの平均結晶粒径が６μm超もしくはベイナイト量が体積分率で５％未満でも、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他、Ｂの拡散が不十分となり、所望の粒界と粒内のＢ濃度比が得られないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。
　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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で20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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物を鋼板断面100μm2当たり平均で10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部材および熱間プレス用冷延鋼板の好適成分組成範囲について説明する。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：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。しかしながら、Siを過剰に添加すると、抵抗スポット溶接時の高温時に粒内強度と比較して粒界強度が相対的に低下し、粒界にZnが侵入することで脆化しやすくなると共に、溶融したZnの合金化挙動が変化して耐抵抗溶接割れ性が劣化する。そのためSi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。なお、Siの下限は特に規定されないが、極低Si化はコストの増加を招くため、0.005％とすることが好ましい。
Mn：1.0％以上2.4％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2.4％以下とする。好ましくは2.0％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：0.005％以上0.15％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靭性が向上するため、耐抵抗溶接割れ性が向上する。このような効果を発揮させるためには、Nbを0.005％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0.15％以下とする。好ましくは0.12％以下であり、さらに好ましくは0.10％以下である。
Ti：0.005％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、耐抵抗溶接割れ性の向上に寄与する元素である。さらに、Tiは、本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Tiを0.005％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：0.0005％以上0.0050％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、耐抵抗溶接割れ性の改善に有効である。このような効果を発現させるためには、Ｂを0.0005％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0.0050％以下とする。
　また、本発明では、成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢについて次式(1)を満足させることが好ましい。
　　（(Nb＋(Ti－3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25　・・・(1)
　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。
　上掲式は、耐抵抗溶接割れ性を確保する上での指標になるもので、左辺の値が0.25に満たないと、耐抵抗溶接割れ性を確保することが困難となる場合がある。
　さらに、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。より好ましくは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％以上含有させることが好ましい。より好ましくは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耐抵抗溶接割れ性が向上する。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〕
　本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、めっき層が付与されていない冷延鋼板ままでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、もしくは耐食性を向上させるために、熱間プレス前の冷延鋼板の表面にめっき層を付与してもよい。
　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としては、Al系めっき層またはZn系めっき層が好適である。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、熱間プレスによる鋼板表面の酸化が防止され、さらに、熱間プレス部材の耐食性が向上する。
　Al系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成されたAl－Siめっき層が例示される。また、Zn系めっき層としては、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、電気めっき法により形成された電気Znめっき層、電気Zn－Ni合金めっき層などが例示される。
　ただし、Al系めっき層またはZn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AlまたはZn以外に、Si、Mg、Ni、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。Al系めっき層またはZn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、Al系めっき層またはZn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、Zn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。
　めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５～150g／m2のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５g／m2未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方150g／m2を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
〔熱間プレス部材のめっき層〕
　Al系めっき層またはZn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、Al系めっき層またはZn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Al系めっき層中またはZn系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する。また、Al系めっき層の表面にはAlを含有する酸化物皮膜が生成し、Zn系めっき層の表面にはZnを含有する酸化物皮膜が生成する。
　一例を挙げると、Al－Siめっき層を加熱すると、めっき層は、Siを含有するFe-Al金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、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。さらに、電気Zn－Ni合金めっき層を加熱した場合には、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、表層のZnO層等が形成される。
　なお、本発明においては、上述のとおり、Al系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるAlを含有するめっき層をAl系めっき層と呼び、Zn系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるZnを含有するめっき層をZn系めっき層と呼ぶこととする。
　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、熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施す。
　上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５～50℃／ｓとし、550℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施す。
　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、３～30℃／sの平均昇温速度で800～900℃の温度域（第１均熱温度）まで加熱し、該温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度が３℃／ｓ以上で200～350℃の冷却停止温度域まで冷却し、その後第２均熱温度として350℃～450℃の温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する熱処理（焼鈍工程）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〕
　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、焼鈍後の伸びおよび穴広げ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℃以上とするのが好ましい。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、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下とするのが好ましい。
〔１次冷却工程〕
・70℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で700℃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に変態するが、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およびTi系析出物の生成を抑制する。そのため、まず、１次冷却として、70℃／ｓ以上の平均冷却速度で700℃以下まで冷却する。この第１平均冷却速度が70℃／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、耐抵抗溶接割れ性の低下を招く。一方、１次冷却における冷却停止温度が700℃超えでは、熱延鋼板の鋼板組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となるだけでなく、所望のＢの分布状態が得られなくなり、耐抵抗溶接割れ性が低下する。
〔２次冷却工程〕
・５～50℃／ｓの第２平均冷却速度で550℃以下まで冷却
　この２次冷却における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、またNbおよびTi系析出物も粗大化するため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。一方、２次冷却における平均冷却速度が50℃／ｓを超えると、熱延鋼板の鋼板組織にパーライトを過剰に生成するため、Ｃの元素分布が不均一となり、また所望のＢの分布状態が得られなくなるため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。さらに、550℃超の温度までの冷却では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、NbおよびTi系析出物も粗大化するため、やはり耐抵抗溶接割れ性が低下する。
〔巻取り工程〕
・巻取り温度：550℃以下
　巻取り温度が550℃超では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、耐抵抗溶接割れ性が低下する。これを回避するには、ベイナイトを多く含む温度域で巻き取ることが重要である。また、高温で巻き取るとNbおよびTi系析出物が粗大化し、耐抵抗溶接割れ性が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は550℃とした。好ましくは520℃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〕
　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ともに、熱間プレス後のNbやTiの析出物制御やＢの分布状態を制御するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３～30℃／ｓの平均昇温速度で800～900℃の温度域（第１均熱温度）まで加熱し、該温度域で15秒以上保持した後、冷却停止温度までの第３平均冷却速度を３℃／ｓ以上として200～350℃の冷却停止温度域まで冷却し、その後第２均熱温度として350℃～450℃の温度域で120秒以上保持した後、室温まで冷却する。
・平均昇温速度：３～30℃／ｓ
　後述する第１均熱温度まで加熱するが、その時の昇温速度を制御することにより、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、平均昇温速度の上限は30℃／ｓとする。一方、平均昇温速度が小さすぎるとマルテンサイトやベイナ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。
・第１均熱温度：800～900℃
　第１均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である温度域とする。第１均熱温度が800℃未満では、フェライト分率が多くなり、所望のマルテンサイトおよびベイナ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800℃とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することに加えて、NbおよびTi系析出物も粗大化するため、均熱温度の上限は900℃とする。好ましくは880℃以下である。
・保持時間：15秒以上
　上記の第１均熱温度域において、再結晶の進行および一部もしくは全て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。上限は特に限定されないが、600秒以内が好ましい。
・第３平均冷却速度を３℃／ｓ以上として200℃～350℃の冷却停止温度域まで冷却
　第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、均熱帯で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／ｓ以上の冷却速度で200～350℃の冷却停止温度域まで冷却する。これにより、その後のベイナイト変態が促進されて所望の体積分率が得られ、さらにNbおよびTi系析出物の粗大化も抑制できる。この第３冷却速度の平均が３℃／ｓ未満だと鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、この第３平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。なお、第３平均冷却速度の上限についてはとくに制限はないが、30℃／ｓ程度が好適である。
　また、冷却停止温度が200℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイトの体積分率が低下する。一方、冷却停止温度が350℃超えではベイナイト変態が促進されずに、焼鈍後のミクロ組織に粗大なマルテンサイトが残存するため、所望の組織形態が得られない。そのため、冷却停止温度は200～350℃とする。好ましくは220～300℃である。
・第２均熱温度として350～450℃の温度域で120秒以上保持
　上記の第３冷却の途中に生成したマルテンサイトを活用することでベイナイト変態を促進させるために、冷却後に再度加熱し、350～450℃の温度域で120秒以上保持する。この第２均熱温度の温度域が350℃未満または450℃超では、ベイナイト変態が促進されず、粗大なマルテンサイトが冷延鋼板のミクロ組織として形成される。そのため、熱間プレス後の耐抵抗溶接割れ性が低下する。また、保持時間が120秒未満でもベイナイト変態が十分に進行しないため、耐抵抗溶接割れ性が低下する。
〔めっき工程〕
　本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、上述の製造工程により製造された冷延鋼板ままで使用してもよいが、目的に応じて、Al系めっき層またはZn系めっき層を施すためのめっき工程を行ってもよい。
　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）で冷却停止温度（第１冷却温度）まで冷却した後、第２平均冷却温度（冷速２）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、表２に示す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に示す条件で焼鈍処理を行い、CALを通過した鋼板については冷延鋼板（CR）、CGLを通過した鋼板については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、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GA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直流（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4.5kN、ホールドタイムは0.3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、0.2mm以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣（×）、0.1mm以上0.2mm未満のき裂が認められたものは耐抵抗溶接割れ性が適（△）、き裂が認められないかまたは0.1mm未満のき裂が認められたもの（0.1mm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（○）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およびTi系析出物の粒径は、焼鈍後の冷延鋼板および熱間プレス後の部材それぞれのＬ断面について、TEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000倍の倍率で観察し、Media  Cybernetics社のImage-Proを用い、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およびTi系析出物の個数はTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000倍の倍率で観察し、10箇所の平均個数を求めた。
　熱間プレス部材のＢの分布状態は、FEI製のSTEMを用いて、1000000倍の倍率で観察し、旧オーステナイト粒界を中心に15nmをライン分析し、各所のＢ濃度(at.%)を求め、旧オーステナイト粒界中のＢ濃度とその粒界から５nm離れた箇所のＢ濃度の比を測定した。
　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、旧オーステナイト結晶粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　焼鈍後の冷延鋼板におけるマルテンサイトの平均アスペクト比は、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、マルテンサイトのアスペクト比（長径／短径）を求め、それらを平均して求めた。
　焼鈍後の冷延鋼板におけるベイナイトの平均結晶粒径と体積分率は、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、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。ベイナイトの平均結晶粒径は、Media Cybernetics社のImage－Proを用いて、鋼板組織写真からベイナイトの円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　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および耐抵抗溶接割れ性の測定結果を表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を併せて得ることができた。

Claims (9)

  1. 　鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が7.5μm以下で、かつマルテンサイトの体積分率が95％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で10個以上存在し、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が該粒界から５nm隔てた位置におけるＢ濃度の3.0倍以上であり、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。
  2. 　鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる請求項１に記載の熱間プレス部材。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　（(Nb＋(Ti－3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25　・・・(1)
  3. 　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２に記載の熱間プレス部材。
  4. 　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乃至３のいずれか１項に記載の熱間プレス部材。
  5. 　鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が2.5以下のマルテンサイトを体積分率で10％以上含有し、さらに平均結晶粒径が６μm以内のベイナイトを体積分率で５％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0.10μm未満のNbおよびTi系析出物が鋼板断面100μm2当たり平均で20個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。
  6. 　鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.0％以上2.4％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：0.005％以上0.15％以下、Ti：0.005％以上0.15％以下およびＢ:0.0005％以上0.0050％以下を含有し、さらに鋼板の成分中、特にＣ、Si、Nb、TiおよびＢが下記式(1)を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる請求項５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　（(Nb＋(Ti－3.4Ｎ)×100Ｂ）／（(Ｃ/８)＋Si）≧0.25　・・・(1)
  7. 　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６に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
  8. 　前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項５乃至７のいずれか１項に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
  9. 　請求項５乃至８のいずれか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/JP2017/024259 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 WO2019003449A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/024259 WO2019003449A1 (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
US16/619,814 US11111558B2 (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
PCT/JP2018/013720 WO2019003541A1 (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
KR1020197035929A KR102296359B1 (ko) 2017-06-30 2018-03-30 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2018550495A JP6501046B1 (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
CN201880042606.8A CN110799662A (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
EP18824771.2A EP3647447B1 (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
MX2019015317A MX2019015317A (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.

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/024259 WO2019003449A1 (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
WO2019003449A1 true WO2019003449A1 (ja) 2019-01-03

Family

ID=64741262

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/024259 Ceased WO2019003449A1 (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/JP2018/013720 Ceased WO2019003541A1 (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/JP2018/013720 Ceased WO2019003541A1 (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) US11111558B2 (ja)
EP (1) EP3647447B1 (ja)
JP (1) JP6501046B1 (ja)
KR (1) KR102296359B1 (ja)
CN (1) CN110799662A (ja)
MX (1) MX2019015317A (ja)
WO (2) WO2019003449A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11413634B2 (en) 2017-08-15 2022-08-16 Pomtava Sa Pneumatic supply through a valve cap
WO2023047991A1 (ja) 2021-09-22 2023-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、熱間プレス部材およびその製造方法
WO2023199777A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023199776A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019003447A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 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
WO2019003445A1 (ja) 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CN113330133B (zh) * 2019-02-06 2022-08-05 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
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
US12270088B2 (en) * 2019-10-09 2025-04-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for manufacturing same
EP4079881A4 (en) * 2019-12-19 2023-05-31 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
CN111235483A (zh) * 2020-03-12 2020-06-05 中国汽车工程研究院股份有限公司 铌钒复合微合金化热成形钢及其生产、热冲压成形方法
DE102020113397A1 (de) 2020-05-18 2021-11-18 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Beschichtete Blechplatine zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
WO2021236619A1 (en) * 2020-05-18 2021-11-25 Magna International Inc. Method for processing advanced high strength steel
KR20240011760A (ko) * 2021-07-09 2024-01-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그것들의 제조 방법 그리고 부재
WO2023020932A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
US20240384380A1 (en) * 2021-08-19 2024-11-21 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Steel having improved processing properties for working at elevated temperatures
MX2024005013A (es) * 2021-10-29 2024-05-13 Hyundai Steel Co Componente de estampado en caliente.
MX2024011299A (es) * 2022-03-31 2024-09-27 Nippon Steel Corp Cuerpo estampado en caliente.
MX2024008894A (es) * 2022-03-31 2024-07-29 Nippon Steel Corp Cuerpo estampado en caliente.
JPWO2024190779A1 (ja) * 2023-03-13 2024-09-19
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
WO2025219740A1 (en) * 2024-04-15 2025-10-23 Arcelormittal Steel part having high strength and high bendability
EP4569142A1 (de) * 2024-07-17 2025-06-18 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfester stahl mit verbesserter resistenz gegen wasserstoffversprödung

Citations (3)

* 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
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

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7682559B2 (en) 2002-12-12 2010-03-23 Nippon Steel Corporation Cr-bearing heat-resistant steel sheet excellent in workability and method for production thereof
US6852273B2 (en) * 2003-01-29 2005-02-08 Adma Products, Inc. High-strength metal aluminide-containing matrix composites and methods of manufacture the same
JP5014807B2 (ja) 2007-01-15 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
CN101736193B (zh) 2008-11-10 2012-02-01 攀钢集团研究院有限公司 低碳钢板及其制备方法
JP5786316B2 (ja) 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6001883B2 (ja) 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
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
MX388223B (es) * 2014-01-29 2025-03-19 Jfe Steel Corp Lámina de acero laminada en frío de alta resistencia y método para la fabricación de la misma.
US10308996B2 (en) * 2015-07-30 2019-06-04 Hyundai Motor Company Hot stamping steel and producing method thereof

Patent Citations (3)

* 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
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

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11413634B2 (en) 2017-08-15 2022-08-16 Pomtava Sa Pneumatic supply through a valve cap
WO2023047991A1 (ja) 2021-09-22 2023-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、熱間プレス部材およびその製造方法
KR20240051978A (ko) 2021-09-22 2024-04-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열간 프레스용 강판, 그의 제조 방법, 열간 프레스 부재 및 그의 제조 방법
WO2023199777A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023199776A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2023199776A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19
JPWO2023199777A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19
JP7795131B2 (ja) 2022-04-14 2026-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7795130B2 (ja) 2022-04-14 2026-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Also Published As

Publication number Publication date
JP6501046B1 (ja) 2019-04-17
KR102296359B1 (ko) 2021-08-31
WO2019003541A1 (ja) 2019-01-03
EP3647447A1 (en) 2020-05-06
JPWO2019003541A1 (ja) 2019-06-27
EP3647447B1 (en) 2021-11-03
US20200131597A1 (en) 2020-04-30
KR20200004363A (ko) 2020-01-13
US11111558B2 (en) 2021-09-07
EP3647447A4 (en) 2020-05-06
CN110799662A (zh) 2020-02-14
MX2019015317A (es) 2020-02-17

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
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
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
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
JP7028378B1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法

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: 17915967

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: 17915967

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP