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WO2019186928A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

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WO2019186928A1
WO2019186928A1 PCT/JP2018/013365 JP2018013365W WO2019186928A1 WO 2019186928 A1 WO2019186928 A1 WO 2019186928A1 JP 2018013365 W JP2018013365 W JP 2018013365W WO 2019186928 A1 WO2019186928 A1 WO 2019186928A1
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WO
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less
grain boundary
hot
strength
hot stamping
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2018/013365
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English (en)
French (fr)
Inventor
由梨 戸田
匹田　和夫
真吾 藤中
智仁 田中
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon 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.)
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Publication date
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Priority to MX2020009592A priority patent/MX2020009592A/es
Priority to KR1020207027258A priority patent/KR102460597B1/ko
Priority to JP2018535454A priority patent/JP6477980B1/ja
Priority to CN201880078153.4A priority patent/CN111448328B/zh
Priority to PCT/JP2018/013365 priority patent/WO2019186928A1/ja
Priority to EP18912885.3A priority patent/EP3778954B1/en
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    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamping molded body particularly excellent in strength used for structural members and reinforcing members of automobiles and structures that require strength.
  • Hot stamping in which press forming is performed after heating a steel sheet to a high temperature in the austenite region, is being promoted.
  • Hot stamping has been attracting attention as a technology that achieves both molding on automobile members and ensuring strength, because quenching is performed in the mold simultaneously with pressing.
  • a molded body formed by hot stamping a high-strength steel plate needs to have a capability of suppressing deformation at the time of collision (collision deformation inhibiting portion), and for that purpose, high strength is required after hot stamping.
  • Patent Document 1 as a technology that meets this requirement, hot stamping steel is annealed, and Mn and Cr are concentrated in the carbide to form a carbide that is difficult to dissolve. A technique for suppressing the growth of the material and making it finer is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a technique for refining austenite by heating at a heating rate of 90 ° C./s or less during hot stamping.
  • Patent Literature 3 Patent Literature 4, and Patent Literature 5 also disclose a technique for improving toughness by refining austenite.
  • Patent Documents 1 to 5 it is difficult to obtain a more finely divided austenite, and it is not possible to obtain a strength higher than that of the prior art.
  • the present invention has an object to provide a hot stamping molded body that can solve the problems by ensuring higher strength in the hot stamping molded body.
  • the present inventors diligently studied a method for solving the above problems.
  • the grain size of the prior austenite is made 3 ⁇ m or less, and further, by improving the embrittlement strength of the grain boundary by dissolving one or two kinds of Nb and Mo in the prior austenite grain boundary, it is superior to the conventional one. It was found that shock absorbing ability can be obtained.
  • the present invention has been made based on the above findings and has been further studied, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass%, C: 0.35% or more, 0.75% or less, Si: 0.005% or more, 0.25% or less, Mn: 0.5% or more, 3.0 %: Sol.Al: 0.0002% or more, 3.0% or less, Cr: 0.05% or more, 1.00% or less, B: 0.0005% or more, 0.010% or less, Nb: 0 0.01% or more, 0.15% or less, Mo: 0.005% or more, 1.00% or less, Ti: 0% or more, 0.15% or less, Ni: 0% or more, 3.00% or less, P : Old austenite containing 0.10% or less, S: 0.10% or less, N: 0.010% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and the microstructure having an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less
  • at least one of lower bainite, martensite, and tempered martensite is represented by an area ratio.
  • a hot stamp molded body having excellent strength can be provided.
  • the feature of the present invention is that the grain size of prior austenite is 3 ⁇ m or less, and further, one or two of Nb and Mo are dissolved in the prior austenite grain boundary to increase the embrittlement strength of the grain boundary.
  • the amount of molten steel cast per unit time is controlled. Thereby, the microsegregation of Mn in the steel slab is suppressed, the precipitation of Mo and Nb is further suppressed, and the solid solution amount of Mo and Nb in the steel is increased.
  • both the finely dispersed carbide and the high-density dislocations become austenite reverse transformation sites, thereby refining the prior austenite grains.
  • it is desirable that the carbide is easily dissolved. Therefore, it is important not to concentrate an element that inhibits dissolution of carbides such as Mn and Cr into carbides.
  • both the easily dissolved fine carbides and the high-density dislocations become the nucleation sites of the prior austenite.
  • the average particle diameter of the prior austenite in a hot stamping molded object is controllable to 3 micrometers or less.
  • % related to the component composition means mass%.
  • C 0.35% or more, 0.75% or less
  • C is an important element for obtaining a tensile strength of 2000 MPa or more. If it is less than 0.35%, martensite is soft and it is difficult to ensure a tensile strength of 2000 MPa or more, so C is 0.35% or more. Preferably it is 0.37% or more. In view of the balance between required strength and early fracture suppression, the upper limit is made 0.75%.
  • Si 0.005% or more, 0.25% or less
  • Si is an element that enhances the deformability and contributes to the improvement of the shock absorption capability. If it is less than 0.005%, the deformability is poor and the shock absorbing ability deteriorates, so 0.005% or more is added. Preferably it is 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 0.25%, the amount of solid solution in the carbide increases and the carbide is difficult to dissolve, and the particle size of the prior austenite cannot be controlled to 3 ⁇ m, so the upper limit is made 0.25%. Preferably it is 0.22% or less.
  • Mn 0.5% to 3.0%
  • Mn is an element that contributes to improvement in strength by solid solution strengthening. If it is less than 0.5%, the solid solution strengthening ability is poor and the martensite becomes soft, and it is difficult to ensure a tensile strength of 2000 MPa or more, so 0.5% or more is added. Preferably it is 0.7% or more. On the other hand, if added over 3.0%, the amount of solid solution in the carbide increases and the carbide is difficult to dissolve, making it impossible to control the particle size of the prior austenite to 3 ⁇ m or less, so 3.0% is the upper limit. . Preferably, it is 2.5% or less.
  • Al is an element that acts to deoxidize molten steel and to make the steel sound. If it is less than 0.0002%, deoxidation is sufficient and a coarse oxide is generated, causing premature breakage. Al is made 0.0002% or more. Preferably it is 0.0010% or more. On the other hand, if added over 3.0%, a coarse oxide is generated and causes early breakage, so the content is made 3.0% or less. Preferably it is 2.5% or less.
  • Cr 0.05% or more, 1.00% or less
  • Cr is an element that contributes to improvement in strength by solid solution strengthening. If it is less than 0.05%, the solid solution strengthening ability is poor, the martensite becomes soft, and it is difficult to ensure a tensile strength of 2000 MPa or more, so 0.05% or more is added. Preferably it is 0.1% or more. On the other hand, if added over 1.00%, the amount of solid solution in the carbide increases and the carbide is difficult to dissolve, making it impossible to control the grain size of the prior austenite to 3 ⁇ m or less, so 1.00% is made the upper limit. . Preferably, it is 0.8% or less.
  • B 0.0005% or more and 0.010% or less
  • B is an element that contributes to improving the strength by solid solution strengthening. If it is less than 0.0005%, the solid solution strengthening ability is poor and the martensite becomes soft, and it is difficult to ensure a tensile strength of 2000 MPa or more, so 0.0005% or more is added. Preferably it is 0.0008% or more. On the other hand, if added over 0.010%, the amount of solid solution in the carbide increases and the carbide is difficult to dissolve, making it impossible to control the grain size of the prior austenite to 3 ⁇ m or less, so 0.010% is made the upper limit. . Preferably, it is 0.007% or less.
  • Nb 0.01% or more and 0.15% or less
  • Nb is an element that dissolves in the grain boundary of prior austenite and increases the strength of the grain boundary.
  • Nb improves the embrittlement strength of the grain boundary because it dissolves at the grain boundary and inhibits P grain boundary segregation. Therefore, 0.01% or more is added. Preferably it is 0.030% or more.
  • 0.15% it becomes easy to precipitate as a carbide, and the amount of solid solution at the grain boundary decreases, so it is made 0.15% or less.
  • it is 0.12% or less.
  • Mo 0.005% or more and 1.00% or less
  • Mo is an element that dissolves in the grain boundary of prior austenite and increases the strength of the grain boundary. Moreover, since Mo inhibits P grain boundary segregation by forming a solid solution at the grain boundary, the embrittlement strength of the grain boundary is improved. Therefore, 0.005 or more is added. Preferably it is 0.030% or more. On the other hand, if added over 1.00%, it becomes easy to precipitate as a carbide, and the amount of solid solution at the grain boundary decreases, so the content is made 1.00% or less. Preferably it is 0.80% or less.
  • Ti 0% or more, 0.15% or less
  • Ti is not an essential element, but Ti is an element that contributes to improvement in strength by solid solution strengthening, and may be added as necessary.
  • it is preferable to set it as 0.01% or more. Preferably it is 0.02%.
  • coarse carbides and nitrides are formed to cause early breakage, so the content is made 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less.
  • Ni 0% or more and 3.00% or less
  • Ni is not an essential element, it is an element that contributes to improvement in strength by solid solution strengthening, and may be added as necessary.
  • it is preferable to set it as 0.01% or more.
  • it is 0.02%.
  • the steel becomes brittle and causes premature fracture, so the content is made 3.00% or less.
  • it is 2.00% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is an impurity element and is an element that easily segregates at the grain boundary and lowers the embrittlement strength of the grain boundary. If it exceeds 0.10%, the embrittlement strength of the grain boundary is remarkably lowered and premature fracture is caused, so P is made 0.10% or less. Preferably it is 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the de-P cost increases significantly and becomes economically disadvantageous, so 0.0001% is a practical lower limit on a practical steel sheet.
  • S is an impurity element and is an element that forms inclusions. If it exceeds 0.10%, inclusions are generated and cause early breakage, so S is made 0.10% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0015%, the de-S cost is significantly increased, which is economically disadvantageous, so 0.0015% is a practical lower limit on a practical steel sheet.
  • N 0.010% or less
  • N is an impurity element, and forms nitrides and causes early breakage. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.0075% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the de-N cost greatly increases and becomes economically disadvantageous, so 0.0001% is a practical lower limit on a practical steel sheet.
  • the balance of the component composition is Fe and impurities.
  • impurities include elements that are allowed from steel raw materials or scraps and / or inevitably mixed in the steel making process, and are allowed to the extent that they do not impair the properties of the hot stamped article of the present invention.
  • the average crystal grain size of prior austenite is 3.0 ⁇ m or less
  • the particle size of the prior austenite is an important structural factor for ensuring excellent strength and the effect of suppressing early breakage.
  • the particle size of the prior austenite is preferably as small as possible, and it is necessary to control the average particle size to 3.0 ⁇ m or less. is there. More preferably, it is less than 2.7 ⁇ m, but the lower limit is not particularly limited. Since it is difficult to make it less than 0.5 ⁇ m in the current actual operation, 0.5 ⁇ m is a practical lower limit.
  • the particle size of prior austenite is measured as follows.
  • the hot stamping body is heat-treated at 540 ° C. for 24 hours. Thereby, corrosion of prior austenite grain boundaries is promoted.
  • the heat treatment may be performed by furnace heating or energization heating, with a temperature rising rate of 0.1 to 100 ° C./s and a cooling rate of 0.1 to 150 ° C./s.
  • a cross section perpendicular to the plate surface is cut out from the center of the hot stamped molded body after heat treatment, and the measurement surface is polished using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is added to alcohol, etc. Finish the mirror surface using a diluted liquid or a liquid dispersed in pure water.
  • the observation surface is immersed in a 3 to 4% sulfuric acid-alcohol (or water) solution for 1 minute to reveal the prior austenite grain boundaries.
  • the corrosive work is performed in the exhaust treatment apparatus, and the temperature of the working atmosphere is a normal temperature.
  • the corroded sample is washed with acetone or ethyl alcohol, dried, and subjected to observation with a scanning electron microscope.
  • the scanning electron microscope used is assumed to be equipped with a two-electron detector.
  • the sample was irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 15 kV and an irradiation current level of 13. Take a secondary electron image of the area.
  • the photographing magnification is 4000 times based on a screen of 386 mm wide ⁇ 290 mm long, and the number of field of view is 10 or more.
  • the old austenite grain boundary is imaged as a bright contrast.
  • the average value of the shortest diameter and the longest diameter of the prior austenite grains included in the observation field is calculated as the particle diameter. Except for the prior austenite grains in which the entire grain is not included in the photographing field, such as the end of the photographing field, the above operation is performed for all the prior austenite grains, and the average particle diameter in the photographing field is obtained.
  • the average particle diameter is a value obtained by dividing the sum of the calculated particle diameters by the total number of prior austenite grains whose particle diameters were measured. This operation is performed for every field of view taken to calculate the average particle size of prior austenite.
  • the grain boundary solid solution ratio Z defined by equation (1) is 0.3 or more
  • the grain boundary solid solution ratio Z defined by the above formula (1) is an important structural factor in securing excellent shock absorbing ability, and is an index adopted by the present inventors for evaluating shock absorbing ability. is there.
  • Nb and / or Mo When Nb and / or Mo is dissolved at the grain boundary, P is less likely to segregate at the grain boundary, and the bonding strength of the grain boundary is increased, so that the embrittlement strength of the grain boundary is increased and the shock absorbing ability is improved.
  • the grain boundary solid solution ratio Z is less than 0.3, the grain boundary strengthening effect of Nb and / or Mo cannot be sufficiently obtained, and the required shock absorbing ability cannot be obtained.
  • Z is 0.3 or more. Preferably it is 0.4 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but theoretically 1.0 is the upper limit.
  • the grain boundary solid solution ratio Z is measured as follows.
  • a test piece having the dimensions shown in FIG. 1 is prepared from the center of the hot stamped body after the heat treatment. At this time, the front and back surfaces of the test piece are removed by the same amount by mechanical grinding so that the plate thickness becomes 1.2 mm.
  • the notch at the center of the test piece is inserted with a wire cutter having a thickness of 1 mm, and the joint at the notch bottom is controlled from 100 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • test piece is immersed in a 20% ammonium thiocyanate solution for 72 to 120 hours.
  • the test piece is set in the analyzer and is broken from the cut portion of the test piece in a vacuum of 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 or less to expose the prior austenite grain boundaries.
  • the exposed prior austenite grain boundary is irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 1 to 30 kV, and the mass% (concentration) of Nb and / or Mo at the grain boundary is measured.
  • the measurement is carried out at 10 or more old austenite grain boundaries. Complete the measurement within 30 minutes after failure to prevent grain boundary contamination.
  • the average value of mass% (concentration) of the obtained Nb and / or Mo is calculated, and the value obtained by dividing by the mass% of added Nb and / or Mo is defined as the grain boundary solid solution ratio Z.
  • the microstructure In order for the hot stamping molded body to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more, the microstructure needs to contain martensite or tempered martensite having an area ratio of 90% or more. Preferably it is 94% or more. From the viewpoint of securing tensile strength, the microstructure may be lower bainite.
  • the structure having an area ratio of 90% or more may be one of lower bainite, martensite, and tempered martensite, or a mixed structure thereof.
  • the balance of the microstructure is not particularly specified, and examples thereof include upper bainite, retained austenite, and pearlite.
  • the area ratio of lower bainite, martensite, and tempered martensite is measured as follows.
  • a section perpendicular to the plate surface is cut out from the center of the hot stamped body, and the measurement surface is polished using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then a diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is diluted with a diluent such as alcohol or the like. Use a liquid dispersed in pure water to give a mirror finish.
  • the corroded sample is washed with acetone or ethyl alcohol, dried, and subjected to observation with a scanning electron microscope.
  • the scanning electron microscope used is assumed to be equipped with a two-electron detector.
  • the sample was irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 10 kV and an irradiation current level of 8, and the sample thickness was 1/8 to 3/8 centered on the 1/4 position.
  • a secondary electron image of the range is taken.
  • the photographing magnification is 10,000 times on the basis of a screen of 386 mm wide ⁇ 290 mm long, and the number of photographing fields is 10 fields or more.
  • the crystal grain boundary and the carbide are captured with a bright contrast, and therefore the structure can be easily determined by the position of the crystal grain boundary and the carbide.
  • carbide is formed inside the crystal grain, it is tempered martensite or lower bainite, and the structure where the carbide is not observed inside the crystal grain is martensite.
  • the structure in which carbides are formed at the grain boundaries is upper bainite or pearlite.
  • the same field of view as the position where the secondary electron image is taken is measured by an electron backscatter diffraction method.
  • the scanning electron microscope to be used is equipped with a camera capable of electron backscatter diffraction.
  • the sample In a vacuum of 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 or less, the sample is irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 25 kV and an irradiation current level of 16, and a face-centered cubic lattice map is created from the obtained measurement data.
  • the imaging magnification is to create a mesh of 2 ⁇ m intervals on a photograph taken at a magnification of 10,000 with reference to a screen of horizontal 386 mm ⁇ longitudinal 290 mm, and select a microstructure located at the intersection of the mesh.
  • a value obtained by dividing the number of intersections of each structure by all the intersections is defined as the area fraction of the microstructure. This operation is performed in 10 fields of view, and the average value is calculated as the area ratio of the microstructure.
  • the molten steel which has the above-mentioned chemical composition is made into a steel piece (slab) by a continuous casting method.
  • this continuous casting process it is preferable to set the molten steel casting amount per unit time to 6 ton / min or less.
  • the casting amount (casting speed) per unit time of molten steel exceeds 6 ton / min during continuous casting, microsegregation of Mn increases and the nucleation amount of precipitates mainly composed of Mo and Nb increases. . More preferably, the casting amount is 5 ton / min or less.
  • the lower limit of the casting amount is not particularly limited, but is preferably 0.1 ton / min or more from the viewpoint of operation cost.
  • Hot rolling process The above-mentioned steel slab is hot-rolled to obtain a steel plate. At that time, the hot rolling is finished in a temperature range defined by the formula (2) of A3 transformation temperature + 10 ° C. or more and A3 transformation temperature + 200 ° C. or less, and the final rolling reduction at that time is set to 12% or more. Cooling is started within 1 second after the completion, and the temperature range from the finish rolling finish temperature to 550 ° C. is cooled at a cooling rate of 100 ° C./second or more and wound at a temperature of less than 500 ° C.
  • A3 transformation temperature 850 + 10 ⁇ (C + N) ⁇ Mn + 350 ⁇ Nb + 250 ⁇ Ti + 40 ⁇ B + 10 ⁇ Cr + 100 ⁇ Mo (2)
  • the recrystallization of austenite is promoted by setting the finish rolling temperature to A3 transformation temperature + 10 ° C. or higher.
  • A3 transformation temperature + 10 ° C. or higher is suppressed, and the precipitation sites of Nb and Mo can be reduced.
  • the consumption of C can be suppressed by reducing the precipitation sites of Nb and Mo, the number density of carbides can be increased in a later step.
  • it is A3 transformation temperature + 30 ° C. or higher.
  • finish rolling temperature By setting the finish rolling temperature to A3 transformation temperature + 200 ° C. or less, excessive grain growth of austenite is suppressed.
  • finish rolling in a temperature range of A3 transformation temperature + 200 ° C. or less recrystallization of austenite is promoted, and excessive grain growth does not occur. Therefore, fine carbides can be obtained in the winding process.
  • it is A3 transformation temperature +150 degrees C or less.
  • Austenite recrystallization is promoted by setting the reduction ratio of finish rolling to 12% or more. Thereby, the formation of a low-angle grain boundary in the crystal grains is suppressed, and the precipitation sites of Nb and Mo can be reduced. Preferably, it is 15% or more.
  • Nb and Mo in austenite By starting cooling within 1 second after finishing rolling, preferably within 0.8 seconds, and cooling the temperature range from the finishing rolling finishing temperature to 550 ° C. at a cooling rate of 100 ° C./second or more, Nb and The residence time in the temperature range where the precipitation of Mn is promoted can be reduced. As a result, precipitation of Nb and Mo in austenite can be suppressed, and the amount of Nb and Mo dissolved in the austenite grain boundary increases.
  • the coiling temperature less than 500 ° C.
  • Mn concentration in the carbide is suppressed, easily dissolving fine carbides are generated, and high density dislocations are introduced into the steel.
  • it is less than 480 degreeC.
  • the lower limit is not particularly defined, but it is difficult to wind up at room temperature or lower in actual operation, so the room temperature is the lower limit.
  • a plating layer may be formed on the surface of the softening layer for the purpose of improving corrosion resistance.
  • the plating layer may be either an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • Examples of the electroplating layer include an electrogalvanizing layer and an electro Zn—Ni alloy plating layer.
  • the hot dip galvanized layer includes hot dip galvanized layer, alloyed hot dip galvanized layer, hot dip aluminum plated layer, hot dip Zn-Al alloy plated layer, hot dip Zn-Al-Mg alloy plated layer, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy.
  • a plating layer etc. are illustrated.
  • the adhesion amount of the plating layer is not particularly limited and may be a general adhesion amount.
  • the hot stamping molded body of the present invention comprises a hot stamping steel plate that is heated and held at a temperature range of 500 ° C. or more and A3 point or less at an average heating rate of 100 ° C./s or more and less than 200 ° C./s. After forming and after forming, the formed body is manufactured by cooling to room temperature.
  • a part or all of the hot stamping body may be tempered at a temperature of 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • both easy-dissolving fine carbides and high-density dislocations are obtained.
  • the former austenite nucleation site can be used, and the average grain size of the prior austenite can be controlled to 3 ⁇ m or less. Furthermore, precipitation of NbC and MoC during heating is suppressed, and this contributes to an increase in the solid solution ratio of one or two of Nb and Mo at the grain boundaries of the prior austenite.
  • the average heating rate is preferably 120 ° C./s or more.
  • the average heating rate exceeds 200 ° C./s, the transformation to austenite is promoted while the dissolution of the carbide is incomplete, and the toughness is deteriorated, so the upper limit is 200 ° C./s.
  • it is less than 180 ° C./s.
  • the holding temperature at the time of hot stamping is preferably A3 point + 10 ° C. or higher and A3 point + 150 ° C. or lower.
  • the cooling rate after hot stamping is preferably 10 ° C./s or more.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Steel strips produced by casting molten steel having the composition shown in Tables 1-1 to 1-3 are subjected to hot rolling and cold rolling shown in Tables 2-1 to 2-3 to obtain hot stamping steel plates.
  • the steel sheet for hot stamping was subjected to the heat treatment shown in Table 2 to perform hot stamping to produce a molded body.
  • Tables 3-1 to 3-3 show the evaluation results of the microstructure, strength, and shock absorption capacity of the hot stamped compacts.
  • the area ratio of lower bainite, martensite and tempered martensite and the grain boundary solid solution ratio of Nb and Mo were measured by the method described above.
  • the strength of the hot stamped molded body was evaluated by a tensile test.
  • a tensile test a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 was prepared, and the test was performed according to the test method described in JIS Z 2241.
  • the maximum strength was 2000 MPa or more.
  • the impact absorbing ability was evaluated by the presence or absence of early breakage, and a material that did not break early according to the following evaluation criteria was accepted.
  • Excellent shock absorption means that the amount of energy absorbed at the time of collision is large. That is, the integrated value in the stress-strain curve is large, and this can be evaluated by not breaking early (breaking after reaching the maximum stress).
  • the Vickers hardness of the material was measured by the following method.
  • a section perpendicular to the plate surface is cut out from the hot stamping body, the measurement surface is polished using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is diluted with alcohol or other pure solution. Use a liquid dispersed in water to give a mirror finish. Using a Vickers hardness tester, 10 points were measured at a load thickness of 1 kgf at a thickness of 1/4 position, and the measurement interval was at least three times the indentation, and the average value was made the hardness of the steel plate.
  • the hot stamping molded product of the present invention has a tensile strength of 2000 MPa or more, and it was confirmed that early fracture was suppressed. On the other hand, in the example where the chemical composition and the manufacturing method are not appropriate, the target characteristics were not obtained.

Landscapes

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Abstract

強度に優れるホットスタンプ成形体であって、所定の成分組成を有し、旧オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり 、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含み、Ｚ＝（粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）／（溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）定義される粒界固溶比Ｚが０．３以上であることを特徴とする。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に使用する、特に、強度に優れたホットスタンプ成形体に関する。
　近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、そのため、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。しかし、鋼板の高強度化に伴い成形性は劣化するので、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。
　このような課題を解決するため、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプの適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施するので、自動車用部材への成形と強度確保を両立する技術として注目されている。
　一方で、高強度鋼板をホットスタンプで成形した成形体には、衝突時に変形を抑止する性能(衝突変形抑止部位)が必要であり、そのためにはホットスタンプ成形後に高い強度が必要とされる。
　特許文献１には、この要求に応える技術として、ホットスタンプ用鋼鈑を焼鈍し、炭化物中にＭｎやＣｒを濃化させて溶解し難い炭化物とすることにより、ホットスタンプ加熱時にこれら炭化物によってオーステナイトの成長を抑制して細粒化させる技術が開示されている。
　特許文献２には、ホットスタンプ加熱時に９０℃／ｓ以下の加熱速度で昇温することにより、オーステナイトを細粒化させる技術が開示されている。
　特許文献３、特許文献４、特許文献５にもオーステナイトを細粒化させて靱性を向上させる技術が開示されている。
国際公開第２０１５／１４７２１６号 特許第５３６９７１４号公報 特許第５１１４６９１号公報 特開２０１４－１５６３８号公報 特開２００２－３０９３４５号公報
　しかしながら、上記特許文献１～５に開示されている技術では、さらに細粒化されたオーステナイトを得ることは困難であり、従来以上の強度を得ることが望めない。
　本発明は、従来技術の課題に鑑み、ホットスタンプ成形体において、より優れた強度を確保することを課題とし、該課題を解決するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下とし、さらにＮｂ及びＭｏの１種又は２種を旧オーステナイト粒界に固溶させて粒界の脆化強度を上昇させることにより、従来よりも優れた衝撃吸収能が得られることを見出した。
　本願発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　（１）成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５％以上、０．７５％以下、Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、sol.Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、Ｎｉ：０％以上、３．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、ミクロ組織が、平均結晶粒径が３μｍ以下の旧オーステナイトを含み、さらに、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含み、Ｚ＝（粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）／（溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）定義される粒界固溶比Ｚが０．３以上であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
　（２）めっき層を有することを特徴とする前記（１）のホットスタンプ成形体。
　本発明によれば、優れた強度を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。
粒界固溶比を測定する際の試験片の形状を示す図である。
　本発明の特徴は、旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下とし、さらにＮｂ及びＭｏの１種又は２種を旧オーステナイト粒界に固溶させて粒界の脆化強度を上昇させることである。本発明者らは鋭意検討の結果、以下の方法により上記の組織が得られることを知見した。
　第一段階として、単位時間当たりの溶鋼の鋳込み量を制御する。これにより、鋼片中のＭｎのミクロ偏析を抑制させ、さらに、Ｍｏ、Ｎｂの析出を抑制し、鋼中のＭｏ、Ｎｂの固溶量を増加させる。
　単位時間当たりの溶鋼の鋳込み量を制御してＭｎのミクロ偏析を低減させると、Ｐのトラップサイトが消失するため、仕上げ圧延時にＰが旧オーステナイト粒界に偏析する。すると、旧オーステナイト粒界を細粒化したのにもかかわらず、粒界の脆化強度を低下させ、衝撃吸収能を十分に得ることができない。これは、ＭｎとＰの親和性が高いために、Ｍｎの偏析がＰのトラップサイトとして機能しており、偏析を解消することによりＰが旧オーステナイト粒界に拡散するためである。本発明では、この課題を、第二段階の圧延条件の制御により解決する。
　第二段階として、熱間仕上げ圧延の圧下率、温度、圧延後の冷却条件、巻き取り温度を制御することにより、炭化物中へのＭｎ濃化を抑制させて、易溶解の微細炭化物を生成させ、さらに、鋼中に高密度の転位を導入する。本発明では、微細に分散した炭化物と高密度の転位の両方がオーステナイトの逆変態サイトとなることで旧オーステナイト粒を微細化する。逆変態サイトとして効果的に機能させるためには、炭化物は溶解し易いことが望ましい。そのため、ＭｎやＣｒ等の炭化物溶解を阻害する元素を炭化物に濃化させないことが重要である。
　また、Ｍｏ、Ｎｂの析出を抑制し、旧オーステナイトの粒界にＮｂやＭｏを固溶させることにより、Ｐの偏析サイトをＮｂとＭｏによって占有させ、旧オーステナイトへのＰの偏析を解消する。これにより、単にＭｏまたはＮｂによる粒界強度の向上のみならず、粒界の脆化強度の低減を抑制することができる。
　第三段階として、ホットスタンプ加熱時の昇温速度を制御することにより、易溶解の微細炭化物と高密度の転位の両方を旧オーステナイトの核生成サイトとする。これにより、ホットスタンプ成形体における旧オーステナイトの平均粒径を３μｍ以下に制御することができる。
　また、加熱中のＮｂＣ、ＭｏＣの析出を抑制し、旧オーステナイトの粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の固溶比を増加させる。Ｍｏ、Ｎｂの析出を抑制させるためには、ホットスタンプ加熱時の昇温速度を少なくとも１００℃／ｓ以上にする必要がある。
　以下、本発明のホットスタンプ成形体とその製造方法について説明する。
　まず、本発明のホットスタンプ成形体を構成する成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
　「Ｃ：０．３５％以上、０．７５％以下」
　Ｃは、２０００ＭＰａ以上の引張強さを得るために重要な元素である。０．３５％未満では、マルテンサイトが軟らかく、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、Ｃは０．３５％以上とする。好ましくは０．３７％以上である。要求される強度と早期破断抑制のバランスを鑑みて、上限を０．７５％とする。
　「Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下」
　Ｓｉは、変形能を高めて衝撃吸収能の向上に寄与する元素である。０．００５％未満では変形能が乏しく衝撃吸収能が劣化するため、０．００５％以上添加する。好ましくは０．０１％以上である。一方、０．２５％を超えると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり旧オーステナイトの粒径を３μｍに制御できなくなるため、上限を０．２５％とする。好ましくは０．２２％以下である。
　「Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下」
　Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．５％以上添加する。好ましくは０．７％以上である。一方、３．０％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下に制御できなくなるため、３．０％を上限とする。好ましくは、２．５％以下である。
　「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下」
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。０．０００２％未満では、脱酸が十分で粗大な酸化物が生成して早期破断を引き起こすため、ｓｏｌ．Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．０％を超えて添加すると、粗大な酸化物が生成し早期破断を引き起こすため、３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。
　「Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下」
　Ｃｒは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．０５％以上添加する。好ましくは０．１％以上である。一方、１．００％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下に制御できなくなるため、１．００％を上限とする。好ましくは、０．８％以下である。
　「Ｂ：０．０００５％以上、０．０１０％以下」
　Ｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．０００５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．０１０％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下に制御できなくなるため、０．０１０％を上限とする。好ましくは、０．００７％以下である。
　「Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下」
　Ｎｂは、旧オーステナイトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させる元素である。また、Ｎｂは、粒界に固溶することでＰの粒界偏析を阻害するため、粒界の脆化強度を向上させる。そのため、０．０１％以上添加する。好ましくは０．０３０％以上である。一方、０．１５％を超えて添加すると、炭化物として析出しやすくなり、粒界への固溶量が低下してしまうため０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。
　「Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下」
　Ｍｏは、旧オーステナイトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｏは、粒界に固溶することでＰの粒界偏析を阻害するため、粒界の脆化強度を向上させる。そのため、０．００５以上添加する。好ましくは０．０３０％以上である。一方、１．００％を超えて添加すると、炭化物として析出しやすくなり、粒界への固溶量が低下してしまうため１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。
　「Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下」
　Ｔｉは、必須の元素ではないが、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加してもよい。Ｔｉを添加する場合、添加の効果を得るためには、０．０１％以上とするのが好ましい。好ましくは０．０２％である。一方、０．１５％を超えて添加すると、粗大な炭化物や窒化物を形成して早期破断を引き起こすため、０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。
　「Ｎｉ：０％以上、３．００％以下」
　Ｎｉは、必須の元素ではないが、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加してもよい。Ｎｉを添加する場合、添加の効果を得るためには、０．０１％以上とするのが好ましい。好ましくは０．０２％である。一方、３．００％を超えて添加すると、鋼が脆くなり早期破断を引き起こすため、３．００％以下とする。好ましくは２．００％以下である。
　 「Ｐ：０．１０％以下」
　Ｐは不純物元素であり、粒界に偏析しやすく、粒界の脆化強度を低下させる元素である。０．１０％を超えると、粒界の脆化強度が著しく低下し、早期破断を引き起こすため、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　「Ｓ：０．１０％以下」
　Ｓは不純物元素であり、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し早期破断を引き起こすため、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．００１５％が実質的な下限である。
　「Ｎ：０．０１０％以下」
　Ｎは不純物元素であり、窒化物を形成して早期破断を引き起こすため、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明のホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　次に、本発明のホットスタンプ成形体のミクロ組織の限定理由について説明する。
　「旧オーステナイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下」
　旧オーステナイトの粒径は、優れた強度と早期破断の抑制効果を確保するために重要な組織因子である。本発明者らの検討によれば、ホットスタンプ成形体に要求される衝撃吸収能を得るためには、旧オーステナイトの粒径は小さい程好ましく、平均粒径として３．０μｍ以下に制御する必要がある。より好ましくは２．７μｍ未満であるが、下限は特に限定されない。現在の実操業で０．５μｍ未満にすることは困難であるので、０．５μｍが実質的な下限である。
　旧オーステナイトの粒径は、次のように測定する。
　まず、ホットスタンプ成形体を５４０℃で２４ｈｒ熱処理する。これにより、旧オーステナイト粒界の腐食が促進される。熱処理は、炉加熱や通電加熱によって行えばよく、昇温速度は０．１～１００℃／ｓ、冷却速度は０．１～１５０℃／ｓとする。
　熱処理後のホットスタンプ成形体の中央部から板面に垂直な断面を切り出し、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。
　次に、３～４％硫酸－アルコール（又は水）溶液に観察面を１分間浸漬し、旧オーステナイト粒界を現出させる。この際、腐食作業は排気処理装置内で実施し、作業雰囲気の温度は常温とする。
　腐食後の試料をアセトンまたはエチルアルコールで洗浄した後に乾燥させ、走査型電子顕微鏡観察に供する。使用する走査型電子顕微鏡は、２電子検出器を装備しているものとする。
　９．６×１０－５以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、試料の板厚１／４位置を中心として１／８～３／８位置の範囲の二次電子像を撮影する。撮影倍率は横３８６ｍｍ×縦２９０ｍｍの画面を基準として４０００倍とし、撮影視野数は１０視野以上とする。
　撮影した二次電子像においては、旧オーステナイト粒界が明るいコントラストとして撮像される。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒について最も短い直径と最も長い直径の平均値を算出し粒径とする。撮影視野の端部等、粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における平均粒径を求める。平均粒径は、算出した粒径の総和を、粒径を測定した旧オーステナイト粒の総数で除した値である。この操作を撮影した全ての視野毎に実施して、旧オーステナイトの平均粒径を算出する。
　「式（１）で定義する粒界固溶比Ｚが０．３以上」
　Ｚ＝粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％／溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％　・・・　（１）
　上記式（１）で定義する粒界固溶比Ｚは、優れた衝撃吸収能を確保するうえで重要な組織因子であり、本発明者らが衝撃吸収能を評価するために採用した指標である。粒界にＮｂ及び／又はＭｏが固溶すると、Ｐが粒界に偏析しにくくなり、粒界の結合力が高まるので、粒界の脆化強度が上昇して衝撃吸収能が向上する。上記粒界固溶比Ｚが０．３未満であると、Ｎｂ及び／又はＭｏの粒界強化効果が十分に得られず、所要の衝撃吸収能が得られないので、上記粒界固溶比Ｚは０．３以上とする。好ましくは０．４以上である。上限は、特に限定しないが、理論上１．０が上限となる。
　粒界固溶比Ｚは、次のように測定する。
　熱処理後のホットスタンプ成形体の中央部から、図１に示す寸法の試験片を作製する。この際、板厚が１．２ｍｍとなるように、試験片の表裏面を同量ずつ機械研削によって除去する。試験片中央部の切れ込みは、厚さ１ｍｍのワイヤーカッターにより挿入し、切れ込み底の結合部は１００μから２００μｍに制御する。
　次に、試験片を２０％－チオシアン酸アンモニウム溶液に７２～１２０ｈｒ浸漬させる。
　浸漬完了後０．５ｈｒ以内に試験片の表裏面に亜鉛めっきを施す。
　めっき後は１．５ｈｒ以内にオージェ電子発光分光分析に供する。オージェ電子発光分光分析を実施するための装置の種類は特に限定されない。試験片を分析装置内にセッティングし、９．６×１０－５以下の真空において、試験片の切れ込み部分から破壊して、旧オーステナイト粒界を露出させる。露出した旧オーステナイト粒界に、１～３０ｋＶの加速電圧で電子線を照射し、当該粒界におけるＮｂ及び／又はＭｏの質量％（濃度）を測定する。測定は、１０ヶ所以上の旧オーステナイト粒界において実施する。粒界の汚染を防ぐため、破壊後３０分以内に測定を完了させる。
　得られたＮｂ及び／又はＭｏの質量％（濃度）の平均値を算出し、添加したＮｂ及び／又はＭｏの質量％で除した値を粒界固溶比Ｚとする。
　「ミクロ組織の面積率で９０％以上が、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種以上である」
　ホットスタンプ成形体が１５００ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、ミクロ組織が面積率で９０％以上のマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。好ましくは９４％以上である。引張強度を確保する観点では、ミクロ組織は下部ベイナイトでもよい。面積率９０％以上の組織は、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトのうちの１種でもよいし、これらの混合組織でもよい。
　ミクロ組織の残部は特に規定せず、例えば、上部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトが挙げられる。
　下部ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、次のように測定する。
　ホットスタンプ成形体の中央から板面に垂直な断面を切り出し、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。
　１．５～３％硝酸－アルコール溶液に５～１０秒間浸漬し、高傾角粒界を現出させる。この際、腐食作業は排気処理装置内で実施し、作業雰囲気の温度は常温とする。
　腐食後の試料をアセトンまたはエチルアルコールで洗浄した後に乾燥させ、走査型電子顕微鏡観察に供する。使用する走査型電子顕微鏡は、２電子検出器を装備しているものとする。９．６×１０－５以下の真空において、加速電圧１０ｋＶ、照射電流レベル８にて試料に電子線を照射し、試料の板厚１／４位置を中心として１／８～３／８位置の範囲の２次電子像を撮影する。撮影倍率は横３８６ｍｍ×縦２９０ｍｍの画面を基準として１００００倍撮影視野数は１０視野以上とする。
　撮影した２次電子像においては、結晶粒界と炭化物が明るいコントラストとして撮像されるため、結晶粒界と炭化物の位置により、簡便に組織を判定することができる。結晶粒の内部に炭化物が形成している場合は、焼き戻しマルテンサイト又は下部ベイナイトであり、結晶粒に内部に炭化物が観察されない組織はマルテンサイトである。
　一方、結晶粒界に炭化物が形成している組織は上部ベイナイトまたはパーライトである。
　残留オーステナイトについては、上記ミクロ組織とは結晶構造が異なるため、２次電子像を撮像した位置と同一の視野を電子後方散乱回折法にて測定する。使用する走査型電子顕微鏡は、電子後方散乱回折法が可能なカメラを装備しているものとする。９．６×１０－５以下の真空において、加速電圧２５ｋＶ、照射電流レベル１６にて試料に電子線を照射して測定を行い、得られた測定データから面心立方格子のマップを作成する。
　撮影倍率は横３８６ｍｍ×縦２９０ｍｍの画面を基準として１００００倍で撮像した写真上に２μｍ間隔のメッシュを作成し、メッシュの交点に位置するミクロ組織を選別していく。各組織の交点数を全ての交点で除した値を当該ミクロ組織の面積分率とする。この操作を１０視野で行い、平均値を算出し、ミクロ組織の面積率とする。
　「ホットスタンプ用鋼鈑の製造方法」
　次に、本発明に係るホットスタンプ成形体、およびホットスタンプ成形体の製造に用いるホットスタンプ用鋼板を得るための製造方法の形態を説明するが、本発明は、以下に説明するような形態に限定されない。
　＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞
（１）連続鋳造工程
　上述の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法により、鋼片（スラブ）にする。この連続鋳造工程では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下とすることが好ましい。連続鋳造時に溶鋼の単位時間あたりの鋳込み量（鋳込み速度）が６ｔｏｎ／分を超えると、Ｍｎのミクロ偏析が増加するとともに、ＭｏやＮｂを主体とする析出物の核生成量が増加してしまう。鋳込み量を５ｔｏｎ／分を以下とすることがさらに好ましい。鋳込み量の下限は特に限定されないが、操業コストの観点から、０．１ｔｏｎ／分以上であることが好ましい。
　（２）熱間圧延工程
　上述の鋼片を熱間圧延して鋼板とする。その際、式（２）で定義されるＡ３変態温度＋１０℃以上かつＡ３変態温度＋２００℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、その際の最終段圧下率を１２％以上とし、仕上げ圧延終了後から１秒以内に冷却を開始し、仕上げ圧延終了温度から５５０℃までの温度域を１００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、５００℃未満の温度で巻き取る。
　Ａ３変態温度＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ　・・・・式（２）
　仕上げ圧延温度をＡ３変態温度＋１０℃以上とすることにより、オーステナイトの再結晶を促進させる。これにより、結晶粒内における小傾角粒界の形成が抑制され、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることができる。また、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることにより、Ｃの消費も抑制できるため、後の工程において、炭化物の個数密度を高めることができる。好ましくは、Ａ３変態温度＋３０℃以上である。
　仕上げ圧延温度をＡ３変態温度＋２００℃以下とすることにより、オーステナイトの過度な粒成長を抑制する。Ａ３変態温度＋２００℃以下の温度域で仕上げ圧延することにより、オーステナイトの再結晶が促進され、なおなつ、過度な粒成長も起こらないため、巻き取り工程において、微細な炭化物を得ることができる。好ましくは、Ａ３変態温度＋１５０℃以下である。
　仕上げ圧延の圧下率を１２％以上とすることにより、オーステナイトの再結晶を促進させる。これにより、結晶粒内における小傾角粒界の形成が抑制され、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることができる。好ましくは、１５％以上である。
　仕上げ圧延終了後から１秒以内、好ましくは０．８秒以内に冷却を開始し、仕上げ圧延終了温度から５５０℃までの温度域を１００℃／秒以上の冷却速度で冷却することにより、ＮｂおよびＭｎの析出が促進される温度域での停留時間を減少させることができる。その結果、オーステナイト中でのＮｂ、Ｍｏの析出を抑制させることができ、オーステナイト粒界におけるＮｂおよびＭｏの固溶量が増加する。
　巻き取り温度を５００℃未満とすることにより、上記効果を高めるとともに、炭化物中へのＭｎ濃化を抑制させて、易溶解の微細炭化物を生成させ、さらに、鋼中に高密度の転位を導入する。好ましくは４８０℃未満である。下限は特に定めないが、室温以下で巻き取ることは実操業上困難であるため、室温が下限となる。
　（３）めっき層の形成
　軟化層の表面上に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を形成してもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
　（４）その他の工程
　ホットスタンプ用鋼板の製造においては、その他、酸洗、冷間圧延、調質圧延等、公知の製法を含んでもよい。
　＜ホットスタンプ成形体の製造工程＞
　本発明のホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ用鋼鈑を、５００℃以上Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ以上２００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱して保持した後、ホットスタンプ成形し、成形後、成形体を、室温まで冷却することにより製造する。
　また、強度を調整するために、ホットスタンプ成形体の一部の領域又は全ての領域を２００℃以上、５００℃以下の温度で焼戻してもよい。
　５００℃以上Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ以上２００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱、保持し、ホットスタンプ成形することにより、易溶解の微細炭化物と高密度の転位の両方を旧オーステナイトの核生成サイトとし、旧オーステナイトの平均粒径を３μｍ以下に制御することができる。さらに、加熱中のＮｂＣ、ＭｏＣの析出を抑制し、旧オーステナイトの粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の固溶比を増加させることにも寄与する。
　平均加熱速度は、好ましくは、１２０℃／ｓ以上である。平均加熱速度が２００℃／sを超えると、炭化物の溶解が未完了のままオーステナイトへの変態が促進され、靱性の劣化を招くため、２００℃／sを上限とする。好ましくは１８０℃／ｓ未満である。
　ホットスタンプ時の保持温度は、Ａ３点＋１０℃以上、Ａ３点＋１５０℃以下とすることが好ましい。また、ホットスタンプ後の冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　　表１－１～１－３に示す成分組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、表２－１～２－３に示す熱間圧延、冷間圧延を施してホットスタンプ用鋼板とし、該ホットスタンプ用鋼板に表２に示す熱処理を施して、ホットスタンプ成形を行い、成形体を製造した。
　表３－１～３－３に、ホットスタンプ成形体のミクロ組織と強度、及び衝撃吸収能の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　ホットスタンプ成形体において、先述の方法により、下部ベイナイト及びマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率、およびＮｂおよびＭｏの粒界固溶比を測定した。
　ホットスタンプ成形体の強度は、引張試験を行い評価した。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大強度が２０００ＭＰa以上を合格とした。
　また、衝撃吸収能は早期破断の有無で評価し、下記の評価基準において早期破断が起こらなかった材料を合格とした。衝撃吸収能に優れているとは、衝突時のエネルギー吸収量が大きいことを意味する。すなわち、応力ひずみ曲線における積分値が大きいことであり、これは、早期破断しない（最大応力に到達した後に破断する）ことにより評価できる。
　引張試験で得られた最大強度を材料のビッカース硬さの３．３倍の値で除した数値が０．８５以上である場合を、早期破断が抑制されていると判断した。材料のビッカース硬さは次の方法で測定した。
　ホットスタンプ成形体から、板面に垂直な断面を切り出し、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。ビッカース硬さ試験機を用いて、板厚１／４位置に、荷重１ｋｇｆで、測定間隔は圧痕の３倍以上の間隔で１０点測定し平均値を鋼鈑の硬さとした。
　本発明のホットスタンプ成形体は、引張強度が２０００ＭＰａ以上であり、早期破断が抑制されていることが確認できた。一方、化学組成、製造方法が適切でない例では、目標とする特性が得られなかった。

Claims (2)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．３５％以上、０．７５％以下、
    　　Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下、
    　　Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、
    　　sol.Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下、
    　　Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、
    　　Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
    　　Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下、
    　　Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下、
    　　Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、
    　　Ｎｉ：０％以上、３．００％以下、
    　　Ｐ　：０．１０％以下、
    　　Ｓ　：０．１０％以下、
    　　Ｎ　：０．０１０％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    　ミクロ組織が、
    　平均結晶粒径が３μｍ以下の旧オーステナイトを含み、さらに、
    　下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含み、
    　Ｚ＝（粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）／（溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）定義される粒界固溶比Ｚが０．３以上である
    ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 　めっき層を有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
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