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WO2019198781A1 - プレス成形鋼品 - Google Patents

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Publication number
WO2019198781A1
WO2019198781A1 PCT/JP2019/015735 JP2019015735W WO2019198781A1 WO 2019198781 A1 WO2019198781 A1 WO 2019198781A1 JP 2019015735 W JP2019015735 W JP 2019015735W WO 2019198781 A1 WO2019198781 A1 WO 2019198781A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
press
less
steel product
aspect ratio
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/JP2019/015735
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
伸麻 吉川
保嗣 塚野
山形　光晴
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.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to CN201980023426.XA priority Critical patent/CN111989509B/zh
Priority to JP2019546410A priority patent/JP6628019B1/ja
Publication of WO2019198781A1 publication Critical patent/WO2019198781A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16H—GEARING
    • F16H9/00—Gearings for conveying rotary motion with variable gear ratio, or for reversing rotary motion, by endless flexible members
    • F16H9/02—Gearings for conveying rotary motion with variable gear ratio, or for reversing rotary motion, by endless flexible members without members having orbital motion
    • F16H9/04—Gearings for conveying rotary motion with variable gear ratio, or for reversing rotary motion, by endless flexible members without members having orbital motion using belts, V-belts, or ropes
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a press-formed steel product.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2018-077657 for which it applied to Japan on April 13, 2018, and uses the content here.
  • a surface hardening heat treatment step such as nitriding may be performed.
  • the forming process include cold working and hot working such as hot stamping.
  • a steel material is heated to the Ac3 transformation point or higher and then rapidly cooled to a temperature of 400 to 600 ° C. Thereafter, the steel material is pressed in the temperature range, and then the steel material is cooled at a cooling rate exceeding the critical martensite quenching rate.
  • carburizing and quenching is performed as a surface hardening heat treatment step after the cold forming step.
  • the steel material is heated to a carburizing temperature of 1040 to 1100 ° C. and placed in a hydrocarbon gas atmosphere, so that carbon penetrates and diffuses into the surface of the steel material to improve wear resistance.
  • soft nitriding is performed as a surface hardening heat treatment step.
  • a steel material is heated to 550 to 620 ° C. and heat treatment is performed in a mixed gas atmosphere containing ammonia gas, nitrogen gas, carbon dioxide gas, and the like. Then, this heat treatment diffuses and diffuses nitrogen and carbon into the surface of the steel material to improve the fatigue strength.
  • Patent Document 4 when a forming process can be easily performed before hot press molding and a region corresponding to an impact resistant part and a region corresponding to an energy impact part are required in the molded product, respectively, Depending on the region, a press-molded product for the purpose of achieving a high balance between high strength and elongation is disclosed.
  • the press-formed product disclosed in Patent Document 4 is press-formed using a steel sheet that defines the Ti content based on the N content, and the metal structure is 3 to 20% of retained austenite, A first region having a martensite of 80% or more, and a second region having a metal structure of 3-20% retained austenite, 30-80% ferrite, less than 30% baitonic ferrite, and 30% martensite or less. have.
  • the first region has a high strength because the martensite area fraction is as high as 80% or more
  • the second region has an aspect ratio by controlling Ti as described above. It is disclosed that the growth becomes a large martensite structure.
  • the present invention has been made in view of the above-described circumstances, and provides a press-formed steel product with improved wear resistance for a specific portion.
  • the press-formed steel product according to one aspect of the present invention is a press-formed steel product having a first part and a second part integrally connected to the first part,
  • the martensite fraction in the metal structure is 90% or more by volume
  • the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the first part is 1.4 of the aspect ratio of the old ⁇ particle diameter of the second part. It is more than double.
  • the aspect ratio of the old ⁇ grain size of the first part may be 1.5 or more.
  • the Vickers hardness in the thickness direction at the central portion in the thickness direction of the first part is equal to the Vickers hardness in the thickness direction in the central part in the thickness direction of the second part. It may be 5% higher than that.
  • the Vickers hardness in the thickness direction of the first portion may be 2% or more higher in the surface portion than in the central portion in the thickness direction.
  • the thickness of the first part may be 10% or more smaller than the thickness of the second part.
  • the press-formed steel product includes a bottom portion formed in a disc shape and a vertical wall portion protruding in a cylindrical shape from a peripheral edge of the bottom portion, and the bottom portion is the second portion, and the vertical portion
  • the wall portion may be the first portion
  • the first part may have a contact surface that comes into contact with another part.
  • the press-formed steel product may be a transmission part.
  • FIG. 1 shows an example of a press-formed steel product of this embodiment.
  • the press-formed steel product 10 includes a first part 10a and a second part 10b.
  • the press-formed steel product 10 is made of a steel material.
  • the press-formed steel product 10 is formed in a cup shape, and includes a disk-shaped bottom portion 11 and a cylindrical vertical wall portion 12 protruding from the periphery of the bottom portion 11.
  • the bottom portion 11 and the vertical wall portion 12 are integrally connected via a corner portion 13 formed in a curved cross section.
  • the vertical wall portion 12 is the first portion 10a
  • the bottom portion 11 is the second portion 10b.
  • the first part 10a and the second part 10b are integrally connected.
  • part 10b are parts except the curve part which is the corner
  • part 10a comprises the abrasion-resistant part which has abrasion resistance compared with the 2nd site
  • part 10a is smaller than the thickness before press molding Part.
  • FIG. 2 shows a belt type continuously variable transmission 1.
  • the belt-type continuously variable transmission 1 includes an output shaft 2, a pulley 3, and a plunger member 4 made of the press-formed steel product 10 of the present embodiment.
  • the plunger member 4 has a bottom portion 11 attached to the output shaft 2.
  • the pulley 3 includes a fixed pulley half 3 a fixed to the output shaft 2, and a fixed pulley half 3 a and a movable pulley half 3 b facing the output shaft 2 in the axial direction P.
  • the movable pulley half 3 b is provided to be slidable in the axial direction P with respect to the output shaft 2.
  • a fitting portion 3c that fits into the inner peripheral surface of the vertical wall portion 12 of the plunger member 4 is provided. Inside the vertical wall portion 12, a space is formed between the fitting portion 3 c and the bottom portion 11, and the space forms the pulley oil chamber 5.
  • the pulley oil chamber 5 is provided with a spring 6 that urges the movable pulley half 3b toward the fixed pulley half 3a.
  • the fixed pulley half 3a and the movable pulley half 3b are adjusted by adjusting the position of the movable pulley half 3b in the axial direction P with respect to the fixed pulley half 3a. It is possible to change the speed steplessly by changing the interval.
  • the spring 6 expands and contracts with the movement of the movable pulley half 3b.
  • the inner peripheral surface of the vertical wall portion 12 in the plunger member 4 is a contact surface that comes into contact with the spring 6 which is another component different from the plunger member 4.
  • the inner peripheral surface of the vertical wall portion 12 repeatedly slides in the axial direction P, and wear resistance of the sliding portion as the plunger member 4 is required.
  • the outer peripheral surface of the vertical wall part 12 may be formed in the gear shape which provided the some convex part along the circumferential direction.
  • a press-formed steel product 10 can be obtained by carrying out a manufacturing process described later on an intermediate molded product that has been previously formed into a cup shape or the like by cold working or the like.
  • the press-formed steel product 10 may be obtained by performing a manufacturing process described later directly from a disk-shaped steel material.
  • the direction along the central axis L10 of the press-formed steel product 10 (the axial direction P in FIG. 2) is the vertical direction X, and the bottom 11 is the bottom. It is assumed that the press-formed steel product 10 and the corresponding processing apparatus are arranged such that the vertical wall portion 12 is disposed on the upper side and the vertical wall portion 12 extends upward from the bottom portion 11.
  • the martensite fraction in the metal structure of the first portion 10a is 90% by volume for the purpose of improving the wear resistance of the first portion 10a that is the vertical wall portion 12. %
  • the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the first portion 10a is 1.4 times or more the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the second portion 10b.
  • the press-formed steel product 10 may have an aspect ratio of the old ⁇ grain size of the first portion 10a of 1.5 or more.
  • the Vickers hardness in the thickness direction at the central portion in the thickness direction of the first portion 10a is the thickness direction in the central portion in the thickness direction of the second portion 10b. It may be 5% or more higher than the Vickers hardness. Further, in these press-formed steel products 10, the Vickers hardness in the thickness direction of the first portion 10a may be 2% or more higher in the surface portion than in the central portion in the thickness direction. Furthermore, the thickness of the first portion 10a may be 10% or more smaller than the thickness of the second portion 10b.
  • the martensite fraction in the metal structure of the first part 10a is 90% or more by volume%, more preferably 95% or more or 97% or more by volume%.
  • the strength of the first part 10a can be increased.
  • part 10a may contain a retained austenite, bainite, pearlite, and a ferrite.
  • the second site 10b may have a martensite fraction of 90% or more by volume as in the first site 10a. By doing in this way, it can be set as a high intensity
  • the second part 10b can have the same martensite fraction by performing the heating step S1, the processing / cooling step S2, and the cooling step S3 described later.
  • the martensite fraction is determined by the volume fraction, but may be determined from the area ratio of martensite on the metal structure surface.
  • the structure fraction of retained austenite is obtained by an X-ray diffraction method.
  • a test piece obtained by chemically polishing the surface of the plate thickness (1/4) portion of the target portion to a depth of 0.1 mm using hydrofluoric acid and hydrogen peroxide water is used as the test piece.
  • the plate thickness (1/4) portion means a position away from the surface of the steel material by a distance of 1/4 of the thickness (thickness) of the steel material in the thickness direction of the steel material.
  • the measurement is performed using a Co tube in the range of 45 ° to 105 ° at 2 ⁇ .
  • a measurement sample is cut out from the plate thickness (1/4) portion of the target portion to obtain a thin film sample for TEM observation.
  • martensite and bainite which are body-centered cubic lattices, and retained austenite, which are face-centered cubic lattices, can be distinguished from each other by the electron beam diffraction pattern of the thin film sample.
  • martensite and iron carbide (Fe 3 C) heading by the diffraction pattern in bainite by observing the precipitation form measuring tissue fraction of martensite and bainite, respectively. If the precipitation form of carbide is three-directional precipitation, it is determined as martensite, and if it is limited precipitation in one direction, it is determined as bainite.
  • the structural fraction of martensite and bainite measured by electron beam diffraction of TEM is measured as area%, but in the case of the first part 10a, the second part 10b, etc. of this embodiment, the area fraction is The value of can be replaced with the volume fraction as it is. Whether or not ferrite or pearlite is deposited as the remaining structure can be confirmed with an optical microscope or the like. In the case of precipitation, these area fractions can be obtained, and the value can be converted into the volume fraction as it is to obtain the remaining tissue fraction. However, in the first portion 10a of the present embodiment, the remaining tissue is often hardly precipitated. Therefore, the volume fraction of the remaining tissue may be 5% or less, 2% or less, or 0%.
  • part 10a which measures a martensite fraction
  • it can be set as the position which becomes the center in a length direction, for example.
  • the position that is the center in the length direction indicates a position that is half the length dimension in the direction from the end position to the tip of the curved portion formed by the corner 13 that is the starting point of the first portion 10a.
  • part 10b it can be set as the position used as the center of a disc.
  • the supercooled austenite present during hot press forming is transformed mainly into martensite by cooling after processing.
  • the first portion 10a accumulates dislocations in the supercooled austenite, and the aspect ratio becomes high.
  • the second portion 10b is not subjected to the plastic working similar to the first portion 10a or has a small plastic working degree, the same dislocations are not accumulated in the supercooled austenite, and the aspect ratio of the particle size does not change. Or the change is small compared with the 1st site
  • the ratio of the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the first portion 10a to the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the second portion 10b (hereinafter simply referred to as the aspect ratio ratio) is 1.4 times or more. More preferably, it is 1.5 times or more, 1.7 times or more, 2.0 times or more, 2.2 times or more, or 2.4 times or more.
  • the ratio of the aspect ratio is 1.4 times or more, it is possible to obtain martensite having a higher dislocation density in the first portion 10a than in the second portion 10b. Hardness can be increased compared with the part 10b, and wear resistance and fatigue strength can be improved.
  • the upper limit of the aspect ratio ratio is preferably 10.0 times, more preferably 7.0 times, 5.0 times, and 3.0 times.
  • each aspect ratio of the old ⁇ particle size of the first portion 10a and the second portion 10b is obtained by causing the old ⁇ particles to appear with a known corrosive liquid such as a saturated aqueous solution of picric acid after polishing the test piece.
  • a range of 0.05 ⁇ m 2 or more is observed with an optical microscope, and the average value of the measured aspect ratios of the individual prior ⁇ grain sizes.
  • Each aspect ratio of the first part 10a and the second part 10b is measured at a position of 1 ⁇ 4 of the plate thickness from the surface in the thickness direction.
  • the aspect ratio ratio is obtained by measuring the aspect ratio of the first part 10a and the second part 10b as described above and dividing the aspect ratio of the first part 10a by the aspect ratio of the second part 10b. Desired.
  • the aspect ratio ratio which is a calculated value, is a value obtained by dividing the aspect ratio of the first part 10a by the aspect ratio of the second part 10b to the first decimal place by rounding off the second decimal place. .
  • the position in the length direction of the first portion 10a for measuring the aspect ratio is not particularly limited, but may be, for example, a position that is the center in the length direction. Moreover, in the 2nd site
  • the aspect ratio itself of the old ⁇ grain size of the first portion 10a may be 1.5 or more, more preferably 2.0 or more, 2.5 or more, or 3.0 or more.
  • the first part 10a obtains martensite having a higher dislocation density as compared with the second part 10b. be able to. Therefore, hardness can be made higher compared with the 2nd site
  • the ⁇ grain boundary is measured by the ⁇ grain etching process on the metal structure surface having a total aspect ratio of 0.05 ⁇ m 2 or more as described above.
  • the old ⁇ grain boundary can be identified more clearly by making the old ⁇ grain boundary appear. Further, from the above range, for example, 20 or more old ⁇ particle sizes are targeted. Then, the minor axis and the major axis of the corresponding crystal grain are measured based on the specified ⁇ grain boundary, and the ratio is defined as the aspect ratio.
  • the upper limit of the aspect ratio of the old ⁇ particle size of the first portion 10a is not particularly required, but may be 8.0 or less, 5.0 or less, or 3.5 or less.
  • the Vickers hardness in the thickness direction at the central portion in the thickness direction of the first portion 10a is 5% or more higher than the Vickers hardness in the thickness direction at the central portion in the thickness direction of the second portion 10b, more preferably 7%. % Or more, 10% or more, or 15% or more higher.
  • the Vickers hardness in the thickness direction may be 2% or more higher in the surface portion that is directly subjected to friction or repeated load with respect to the central portion in the thickness direction, and more preferably It may be 3% or more, 5% or more, or 10% or more. Since the portion that directly receives wear is the surface portion, wear resistance can be improved by doing so. In addition, since fatigue cracks are generated and propagated from the surface under repeated loading, it is possible to prevent the occurrence of fatigue cracks and to suppress the growth of fatigue cracks by increasing the hardness of the surface portion in this way. Can be improved.
  • the toughness of the entire press-formed steel product can be ensured by the second portion 10b.
  • the surface part that is most affected by the friction and the repeated load is hardened, and the central part is suppressed in hardness compared to the surface part, thereby the first part 10a. Even toughness can be ensured. In particular, it is important for transmission parts and the like not to undergo brittle fracture when an overload occurs, as well as wear resistance and fatigue strength.
  • the ratio of the Vickers hardness of the first part 10a and the second part 10b which is a calculated value, is a value obtained by dividing the Vickers hardness of the first part 10a by the Vickers hardness of the second part 10b.
  • the value obtained by rounding off the third decimal place to the second decimal place is the percentage value.
  • it does not specifically limit as a position of the length direction of the 1st site
  • part 10b it can be set as the position used as the center of a disc.
  • the thickness (plate thickness) of the first portion 10a is preferably 5% or more smaller than the thickness (plate thickness) of the second portion 10b, more preferably 8% or more, 10% or more, 20% or more. Or 30% or more is good.
  • the first portion 10a is subjected to plastic deformation in the thickness direction from the thickness of the second portion 10b by plastic processing described later, and is thinned. As a result, the first portion 10a has an old ⁇ grain size with a large aspect ratio, and the Vickers hardness in the thickness direction at the center in the thickness direction is higher than that of the second portion 10b. The fatigue strength can be improved.
  • part 10b which is a calculated value is the third decimal point about the value which divided the thickness of the 1st site
  • the value rounded to the first decimal place is displayed as a percentage.
  • the thickness of the first portion 10a can be made less than 5% than the thickness of the second portion 10b. For this reason, it is not necessary to prescribe
  • component composition (chemical component) of the press-formed steel product according to this embodiment.
  • component composition is an example, and it will not be limited to this, if a martensite fraction will be 90% or more by volume% at least.
  • percentage regarding a component means the mass% unless there is particular notice.
  • C 0.10 to 1.50%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01 to 3.00%, P: 0.1000% or less, S: 0.1000% or less, Al: 0 to 0.500%, N: 0 to 0.0500%, O: 0 to 0.0500% Cr: 0-2.000% Mo: 0-2.000% Ni: 0-2.000% Cu: 0 to 1.000%, Nb: 0 to 1.000%, V: 0 to 1.000%, Ti: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0500%, W: 0 to 1.000% Ta: 0 to 1.000%, Sn: 0 to 0.020%, Sb: 0 to 0.020%, As: 0 to 0.020%, Mg: 0 to 0.0200%, Ca: 0 to 0.020%, Zr: 0 to 0.020%, REM: 0 to 0.040%,
  • the balance may be Fe and impurities.
  • C is an element that increases the strength of the steel by heat treatment during quenching.
  • Medium and high carbon steel sheets are processed as parts after being molded and subjected to heat treatment of quenching and quenching and tempering before being used as materials for drive systems parts such as automobile chains, gears, clutches and saws, blades, etc. Ensure necessary strength or toughness. If the C content is less than 0.10%, an increase in strength due to quenching cannot be obtained, so 0.10% is made the lower limit of the C content.
  • the C content exceeds 1.50%, the number ratio of carbides having a crystal interface inside the particles increases after cold rolling annealing, and the squeezing decreases, so the upper limit of the C content is 1.50. %. More preferably, the C content is 0.15 to 1.30%.
  • Si acts as a deoxidizer and is an element that suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the Si content is set to 0.01%. On the other hand, if the Si content exceeds 1.00%, the ferrite tends to cleave open and the drawing is reduced, so the upper limit of the Si content is set to 1.00%.
  • the Si content is more preferably 0.05% or more and 0.80% or less, and further preferably 0.08% or more and 0.50% or less.
  • Mn is an element that suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, as in Si. If the Mn content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the Mn content is set to 0.01%. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from the needle-shaped carbides in the deformation. descend. Therefore, the upper limit of the Mn content is 3.00%.
  • the Mn content is more preferably 0.30% or more and 2.50% or less, further preferably 0.50% or more and 1.50% or less.
  • P 0.1000% or less
  • P is an impurity element that embrittles ferrite grain boundaries.
  • the lower limit of the P content is 0.0001%.
  • the upper limit of the P content is set to 0.1000%.
  • the P content is more preferably 0.0010% or more and 0.0500% or less, and still more preferably 0.0020% or more and 0.0300% or less.
  • S is an impurity element that forms non-metallic inclusions such as MnS. Since non-metallic inclusions are the starting point of cracking, the smaller the S content, the better. However, reducing the S content to less than 0.0001% causes a significant increase in refining costs, so the lower limit of the S content is set to 0.0001%. On the other hand, if the S content exceeds 0.1000%, the reduction of the drawing becomes remarkable, so the upper limit of the S content is made 0.1000% or less.
  • the S content is more preferably 0.0003% or more and 0.0300% or less.
  • the above components are the basic components, but for the purpose of further improving the mechanical characteristics, one or more of the elements described below are selectively contained. Can do. However, since inclusion of the elements described below is not essential, the lower limit value of the elements described below is 0%.
  • Al 0 to 0.500%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer for steel. If the Al content is less than 0.001%, the content effect cannot be obtained sufficiently, so the lower limit of the Al content may be 0.001%. On the other hand, when the Al content exceeds 0.500%, the grain boundaries of ferrite are embrittled, causing a reduction in drawing during deformation. For this reason, it is good also considering the upper limit of Al content as 0.500%.
  • the Al content is more preferably 0.005% or more and 0.300% or less, and further preferably 0.010% or more and 0.100% or less.
  • N is an element that promotes the bainite transformation of steel and causes embrittlement of ferrite when contained in a large amount.
  • reducing the N content to less than 0.0001% increases the refining cost, so the lower limit of the N content may be 0.0001%.
  • the upper limit of the N content may be 0.0500%.
  • the N content is more preferably 0.0010% or more and 0.0250% or less, and further preferably 0.0020% or more and 0.0100% or less.
  • O is an element that promotes the formation of coarse oxides in the steel when contained in a large amount, it is preferable that the O content be small. However, since reducing the O content to less than 0.0001% increases the refining cost, 0.0001% may be set as the lower limit of the O content. On the other hand, when the O content exceeds 0.0500%, coarse oxides are formed in the steel, and cracks originating from the coarse oxides occur, so the upper limit of the O content is set to 0.0500%. Also good.
  • the O content is more preferably 0.0005% or more and 0.0250% or less, and further preferably 0.0010% or more and 0.0100% or less.
  • Cr 0-2.000%) Cr, like Si and Mn, is an element that suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.001%.
  • the Cr content exceeds 2.000%, it becomes difficult for the carbide to be spheroidized by hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from needle-shaped carbide in deformation, and the drawing is reduced.
  • the upper limit of the Cr content may be 2.000%.
  • the Cr content is more preferably 0.005% or more and 1.500% or less, further preferably 0.010% or more and 1.300% or less.
  • Mo is an element that suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the Mo content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the Mo content may be 0.001%. On the other hand, if the Mo content exceeds 2.00%, the carbide is less likely to be spheroidized by hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from needle-shaped carbide in deformation, and the drawing is reduced. The upper limit of the Mo content may be 2.00%. The Mo content is more preferably 0.005% or more and 1.900% or less, and further preferably 0.008% or more and 0.800% or less.
  • Ni is an effective element for improving the toughness of parts and improving the hardenability. In order to exhibit the effect effectively, it is preferable to contain 0.001% or more of Ni. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.000%, the drawing is reduced, so the upper limit of the Ni content may be 2.000%.
  • the Ni content is more preferably 0.005% or more and 1.500% or less, further preferably 0.005% or more and 0.700% or less.
  • Cu is an element that increases the strength of the steel material by forming fine precipitates. In order to effectively exhibit the effect of increasing the strength, it is preferable to contain 0.001% or more of Cu. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, the squeezing decreases, so the upper limit of Cu content may be 1.00%.
  • the Cu content is more preferably 0.003% or more and 0.500% or less, and further preferably 0.005% or more and 0.200% or less.
  • Nb is an element that forms carbonitrides and suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the Nb content is less than 0.001%, the above-described effects cannot be obtained, so the lower limit of the Nb content may be 0.001%. On the other hand, if the Nb content exceeds 1.000%, the carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from needle-shaped carbides during deformation, resulting in a reduction in drawing. Therefore, the upper limit of the Nb content may be 1.000%.
  • the Nb content is more preferably 0.005% or more and 0.600% or less, further preferably 0.008% or more and 0.200% or less.
  • V is an element that forms carbonitrides and suppresses coarsening and connection of carbide particles in hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the V content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the V content may be 0.001%. On the other hand, if the V content exceeds 1.000%, carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from needle-shaped carbides during deformation, resulting in a reduction in drawing. Therefore, the upper limit of the V content may be 1.000%.
  • the V content is more preferably 0.001% or more and 0.750% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.250% or less.
  • Ti is an element that forms carbonitrides and suppresses coarsening and connection of carbide particles during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the Ti content is less than 0.001%, the above-described effects cannot be obtained, so the lower limit of the Ti content may be 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 1.000%, carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from acicular carbides during deformation, resulting in a reduction in drawing. Therefore, the upper limit of the Ti content may be 1.000%.
  • the Ti content is more preferably 0.001% or more and 0.500% or less, and further preferably 0.003% or more and 0.150% or less.
  • B is an element that improves the hardenability during heat treatment of the part. If the B content is less than 0.0001%, the above-described effects cannot be obtained, so the lower limit of the B content may be 0.0001%. If the B content exceeds 0.0500%, a coarse Fe—B—C compound is formed, which becomes a starting point of cracking at the time of deformation and reduces the drawing, so the upper limit of the B content may be 0.0500%. .
  • the B content is more preferably 0.0005% or more and 0.0300% or less, and further preferably 0.0010% or more and 0.0100% or less.
  • W is an element that forms carbonitrides and suppresses coarsening and connection of carbide particles during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the W content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the W content may be 0.001%. On the other hand, if the W content exceeds 1.000%, carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from acicular carbides during deformation, resulting in a reduction in drawing. Therefore, the upper limit of the W content may be 1.000%.
  • the W content is more preferably 0.001% or more and 0.450% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.160% or less.
  • Ta is an element that forms carbonitrides and suppresses coarsening and connection of carbide particles during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing. If the Ta content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the Ta content may be 0.001%. On the other hand, if the Ta content exceeds 1.000%, the carbides are less likely to be spheroidized during hot-rolled sheet annealing and cold-rolled sheet annealing, and cracks are generated starting from needle-shaped carbides during deformation, resulting in a reduction in drawing. Therefore, the upper limit of the Ta content may be 1.000% or less.
  • the Ta content is more preferably 0.001% or more and 0.750% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.150% or less.
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a steel raw material, and the smaller the Sn content, the better.
  • the lower limit of the Sn content may be 0.001%.
  • the upper limit of the Sn content may be 0.020%.
  • the Sn content is more preferably 0.001% or more and 0.015% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.010% or less.
  • Sb is an element contained in steel when scrap is used as a steel raw material, and the smaller the Sb content, the better.
  • the lower limit of the Sb content may be 0.001%.
  • the upper limit of the Sb content may be 0.020% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.001% or more and 0.015% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.011% or less.
  • As is an element contained when scrap is used as a steel raw material in the same manner as Sn and Sb, and the smaller the As content, the more preferable.
  • the As content is reduced to less than 0.001%, the refining cost is increased, so the lower limit of the As content may be 0.001%.
  • the As content exceeds 0.020%, the ferrite becomes brittle and the drawing is reduced during deformation. Therefore, the upper limit of the As content may be 0.020% or less.
  • the As content is more preferably 0.001% or more and 0.015% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.007% or less.
  • Mg is an element that can control the form of the sulfide even if the content is very small, and can be contained if necessary. Since the effect cannot be obtained when the Mg content is less than 0.0001%, the lower limit of the Mg content may be 0.0001%. On the other hand, when Mg is excessively contained, the ferrite grain boundary becomes brittle, and the deformation is reduced in the deformation, so the upper limit of the Mg content may be 0.0200%.
  • the Mg content is more preferably 0.0001% or more and 0.0150% or less, and further preferably 0.0001% or more and 0.0075% or less.
  • Ca is an element that can control the form of the sulfide even if the content is very small, and can be contained if necessary. Since the effect cannot be obtained when the Ca content is less than 0.001%, the lower limit of the Ca content may be 0.001%. On the other hand, when Ca is contained excessively, the grain boundary of ferrite becomes brittle, and the deformation is reduced in deformation, so the upper limit of Ca content may be 0.020%.
  • the Ca content is more preferably 0.001% or more and 0.015% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.010% or less.
  • Zr 0 to 0.020%
  • Zr is an element that can control the form of sulfide even if the content is very small, like Mg, Ca, and Y, and can be contained as needed. Since the effect cannot be obtained if the Zr content is less than 0.001%, the lower limit of the Zr content may be 0.001%. On the other hand, when Zr is contained excessively, the ferrite grain boundaries become brittle, and the deformation is reduced in deformation, so the upper limit of the Zr content may be 0.020%.
  • the Zr content is more preferably 0.015% or less, still more preferably 0.010% or less.
  • REM 0-0.040%
  • REM rare earth metal element
  • the REM content means the total content of these 17 elements.
  • REM is an element effective for controlling the form of sulfide even if its content is very small, like Mg, Ca, and Zr, and may be contained as necessary. Since the effect cannot be obtained when the REM content is less than 0.001%, the lower limit of the REM content may be 0.001%. On the other hand, when REM is excessively contained, the grain boundary of ferrite becomes brittle, and the deformation is reduced in deformation, so the upper limit of the REM content may be 0.040%.
  • the REM content is more preferably 0.001% or more and 0.015% or less, and further preferably 0.001% or more and 0.010% or less.
  • the balance of the components described above is Fe and impurities.
  • FIG. 3 is a flowchart for explaining the details of the manufacturing method of the press-formed steel product 10 of the present embodiment.
  • FIG. 4 is a temperature history diagram showing a change in temperature over time in the method for manufacturing the press-formed steel product 10 of the present embodiment.
  • the manufacturing method of the press-formed steel product 10 of this embodiment is heating process S1 which heats steel materials to heating temperature T1, and cooling steel materials of heating temperature T1 to temperature T2, It includes a processing / cooling step S2 for performing a forming process in the cooling process, and a cooling step S3 for cooling the processed steel material at a predetermined cooling rate to a cooling temperature T3 that is lower than the martensite transformation start temperature Ms.
  • the steel material is heated at least to a heating temperature T1 that is equal to or higher than the heating-time austenite transformation completion temperature and held for a predetermined time.
  • the average heating rate HR can be set as appropriate.
  • the holding time is, for example, about 3 minutes.
  • Such heating temperature T1 is not less than Ac3 temperature or not less than Acm temperature, for example, 880 to 950 ° C. Specifically, when C ⁇ 0.77%, the temperature is higher than the Ac3 temperature, and when C> 0.77%, the temperature is higher than the Acm temperature.
  • the Ac3 and Acm temperatures can be obtained by calculating the thermodynamic calculation software such as Thermo-Calc and putting the conditions such as the components of the steel material.
  • the second portion 10b and the first portion 10a of the steel material can be transformed into austenite. Moreover, it can transform into austenite more reliably by setting it as 850 degreeC or more. Moreover, it is more preferable to set it as 950 degrees C or less at the point which ensures the toughness of steel materials.
  • the steel material heated to the heating temperature T1 is cooled to the temperature T2 at the average cooling rate CR1, and the forming process is performed in the cooling process.
  • the average cooling rate CR1 is set to 100 ° C./s or more.
  • the upper limit of CR1 is preferably 250 ° C./s.
  • the temperature T2 is a temperature in a temperature region where the austenite generated in the heating step S1 does not transform into martensite and remains as a supercooled austenite state. Specifically, the temperature T2 is equal to or higher than the martensitic transformation start temperature Ms and is lower than 700 ° C.
  • the temperature T2 is 400 ° C. or higher.
  • FIG. 5 shows a processing example.
  • the processing device 30 for forming the press-formed steel product 10 includes a die 31, a punch 32, and a presser die 33. And the intermediate molded product 20 which is a steel material formed in advance is arranged on the presser die.
  • part 10b is pinched
  • the die 31 is raised.
  • the gap between the die surface 31 a of the die 31 and the die surface 32 a of the punch 32 is set to be smaller than the thickness of the portion 22 that becomes the first portion 10 a in the intermediate molded product 20. Therefore, by raising the die 31, additional processing is performed on the portion 22 that becomes the first portion 10a.
  • part 10a is good also as an ironing process, and an additional process may be given to the 1st site
  • part 10a is plastically deformed so that it may carry out the tensile deformation in the up-down direction X along the central axis L orthogonal to a thickness direction while compressively deforming in the thickness direction, A first portion 10a having a smaller thickness than the portion 10b is formed.
  • the central portion Since the central portion has a relatively small plastic strain and a low cooling rate relative to the surface portion, recrystallization is likely to occur and the hardness is low. Further, in the central portion, pro-eutectoid ferrite is easily generated even when recrystallization does not occur, and the hardness is relatively low.
  • the plastic strain applied to the first portion 10a in the temperature range of 700 ° C. or lower and the temperature T2 or higher is, for example, about 0.20 to 0.80.
  • the ironing rate of the first portion 10a is, for example, 10% to 50%. The ironing rate is obtained as a percentage of the thickness decrease before and after the processing with respect to the thickness before the processing.
  • the second portion 10b since the second portion 10b is only sandwiched between the punch 32 and the presser mold 33, the second portion 10 is not plastically deformed, and a frictional force may be applied to the surface. Absent.
  • the second portion 10b is only subjected to plastic deformation with a limited amount of deformation as compared with the first portion 10a.
  • the plastic strain of the second portion 10b is preferably less than 0.20 or less than 0.10.
  • the supercooled austenite obtained by passing through heating process S1 and process and cooling process S2 remains as it is, or without receiving a big deformation
  • the ironing rate is about 15%
  • the aspect ratio is approximately 1.4, and the relationship between the ironing rate and the aspect ratio is substantially linear.
  • the processed steel material is cooled to a cooling temperature T3 that is equal to or lower than the martensite transformation start temperature Ms to obtain the press-formed steel product 10.
  • the average cooling rate CR2 is preferably 30 ° C./s or more. By setting the average cooling rate CR2 to 30 ° C./s or more, a quenching effect can be obtained and the supercooled austenite can be effectively transformed into martensite.
  • the supercooled austenite having a high aspect ratio and a high dislocation density can be transformed into martensite by processing, and martensite having a high aspect ratio and a high dislocation density can be obtained.
  • Examples of the press-formed steel product 10 of the present embodiment will be described. Quenching steel used for hot stamping with a plate thickness of 4 mm is used. Three types of steel types A, B, and C shown in Table 1 were used as components of the steel material. In addition, the unit of each component is all mass%. Then, a cup-shaped intermediate molded product is manufactured in advance from the steel materials of these steel types A, B, and C, the heating step S1, the processing / cooling step S2, and the cooling step S3 are performed on the intermediate molded product, and each invention example And the press-formed steel product of the comparative example was obtained. Table 2 shows the heating temperature T1 in the heating step S1. The average heating rate HR was 5 ° C./s.
  • processing / cooling step S2 additional processing was performed while cooling to the temperature T2 at the average cooling rate CR1.
  • a non-dry type white lubricant was used as the lubricant applied to the mold, and a Cr-based coating was applied to the surface of the mold.
  • the processing conditions were different for each invention example and comparative example.
  • cooling step S3 cooling was performed to the temperature T3 at the average cooling rate CR2.
  • Example 1> As shown in Tables 2 and 3, with respect to Invention Examples 1-1 to 1-12 and Comparative Examples 1 to 5, the steel materials of each steel type A, B, and C were used as the processing conditions, and the heating temperature in the heating step S1. T1, the average cooling rate CR2 in the processing / cooling step S2, the temperature T2, and the plastic strain (in the first part) in the additional processing in the range of 700 ° C. to temperature T2 were made different.
  • Table 2 further shows the Ac3 or Acm temperature, the martensite transformation start temperature Ms, and Table 3 shows the ironing ratio (of the first part) obtained by the additional processing. The ironing rate is obtained as a percentage of the thickness decrease before and after the processing with respect to the thickness before the processing.
  • the martensite fraction in the first part 10a is 90% or more, the aspect ratio is 1.4 or more, and the aspect ratio of the first part 10a is 1 .5 or more.
  • the martensite fraction was 70%, 80%, 30%, and less than 90%.
  • the temperature T2 is also a processing end temperature.
  • Comparative Examples 1, 3, and 4 since the temperature T2 that is the end temperature of the processing / cooling step S2 was high, it is considered that ferrite and pearlite were generated and the martensite fraction was lowered. Further, in Comparative Examples 4 and 5, in the cooling step S3 after the processing / cooling step S2, the average cooling rate CR2 is low, so that bainite is generated and the martensite fraction is reduced. It is done. In Comparative Examples 2, 3, and 4, the aspect ratio was less than 1.4 times, and in Comparative Example 2, the aspect ratio of the first portion 10a was less than 1.5. In Comparative Example 2, the ironing rate is small, and the aspect ratio of the ⁇ phase cannot be increased due to the reduction in plastic strain in the additional processing in the temperature range of 700 ° C.
  • the aspect ratio ratio is a value obtained by rounding off the second decimal place of the calculation result to the first decimal place.
  • the wear resistance was evaluated according to the method disclosed in International Publication No. 2013/150844. That is, in the block-on-ring wear test, the target block test piece was pressed against the ring test piece, and the ring test piece was rotated to perform the wear test. The test surface of the block test piece was pressed against the ring test piece with a pressing load of 500 N, and the ring test piece was rotated at a sliding speed of 0.1 m / sec until the total sliding distance reached 8000 m. After the block-on-ring wear test is completed, measure the test surface of the block specimen continuously with a non-contact part, contact part, and non-contact part using a surface roughness meter. The largest difference between the two was the wear depth. In addition, it measured for each three places and made the average value the wear depth. If the wear depth at this time was 10.0 ⁇ m or less, it was judged that the wear resistance was excellent.
  • Example 2 As shown in Tables 4 and 5, in each of Invention Examples 2-1 to 2-9, the martensite fraction in the first portion 10a is 90% or more, and the aspect ratio ratio is 1.4 times or more. The aspect ratio of the first part 10a was 1.5 or more.
  • the temperature T2 is also a processing end temperature.
  • the Vickers hardness in the thickness direction central portion of the first portion 10a is equal to the thickness direction central portion of the second portion 10b in the thickness direction. The value was 2% or more higher than the Vickers hardness. Vickers hardness was carried out with a test force of 50 gf.
  • the abrasion resistance was evaluated in the same manner as in Example 1. In Invention Examples 2-1 to 2-9, higher wear resistance could be obtained.
  • the Vickers hardness ratio is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculation result to the second decimal place.
  • Example 3 As shown in Tables 6 and 7, in each of Invention Examples 3-1 to 3-5, the martensite fraction in the first portion 10a is 90% or more, and the aspect ratio ratio is 1.4 or more. The aspect ratio of the first part 10a was 1.5 or more.
  • the temperature T2 is also a processing end temperature.
  • the Vickers hardness in the thickness direction of the first portion 10a was 2% or more higher in the surface portion than in the central portion. The measurement conditions for Vickers hardness are the same as in Example 2. The Vickers hardness of the surface portion was measured at a position of 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface. In addition, the abrasion resistance was evaluated in the same manner as in Example 1. In Invention Examples 3-1 to 3-5, higher wear resistance could be obtained.
  • the Vickers hardness ratio is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculation result to the second decimal place.
  • Example 4 As shown in Table 8 and Table 9, in Invention Examples 4-1 to 4-5, the martensite fraction in the first portion 10a is 90% or more, and the aspect ratio is 1.4 or more. The aspect ratio of the first part 10a was 1.5 or more.
  • the temperature T2 is also a processing end temperature. Furthermore, in Invention Examples 4-1 to 4-5, the processing was performed until the thickness of the first portion 10a was 10% or more smaller than the thickness of the second portion 10b. The abrasion resistance was evaluated in the same manner as in Example 1. In Invention Examples 4-1 to 4-5, higher wear resistance could be obtained. As described in the embodiment, the thickness ratio is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculation result to the second decimal place.
  • the press-formed steel product 10 has a cup shape including a disk-shaped bottom portion 11 (second portion 10b) and a cylindrical vertical wall portion 12 (first portion 10a).
  • second portion 10b disk-shaped bottom portion 11
  • first portion 10a cylindrical vertical wall portion 12
  • the second part 10b is rectangular, or the first part 10a is formed on a part of the periphery of the second part 10b. It may be a hat-shaped long part.
  • the press-formed steel product 10 in the present embodiment and examples has a higher strength than the normal quenching portion because the first portion 10a has high wear resistance, so that the length of the center pillar or the like is long. It is also suitable for scale parts.
  • the press-formed product 10 is processed from the disk-shaped steel material 20 by the above method, but is not limited thereto, and is formed of the rectangular steel material 20, and a part thereof is the first portion 10a. The other part may be the second part 10b.
  • the press-formed steel product 10 when the first portion 10a is different in thickness from the second portion 10b, for example, the portion that becomes the first portion 10a of the steel material having a certain thickness is subjected to ironing or the like.
  • the range of the first portion 10a and the range of the second portion 10b may be specified based on the difference in thickness.
  • the press-formed product 10 may have the same thickness at the first portion 10a and the second portion 10b.
  • the first part 10a and the second part 10b are made to have the same thickness by processing the part having a large thickness to form the first part 10a.
  • the range of the first part 10a and the range of the second part 10b can be specified by the aspect ratio of the old ⁇ grains, the Vickers hardness, and the like.

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Abstract

プレス成形鋼品は、第一の部位と第一の部位に接続された第二の部位とを有し、第一の部位の金属組織中のマルテンサイト分率が９０％以上であり、第二の部位の旧γ粒径のアスペクト比に対して、第一の部位の旧γ粒径のアスペクト比が１．４倍以上である。

Description

プレス成形鋼品
　本発明は、プレス成形鋼品に関する。
　本願は、２０１８年４月１３日に、日本国に出願された特願２０１８－０７７６５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車や各種産業機械などに使用される鋼製品には、耐摩耗性・疲労強度などの機械的性質を向上させるために、製品形状とするための成形工程を実施し、さらに浸炭焼き入れ・軟窒化などの表面硬化熱処理工程を実施する場合がある。成形工程としては、冷間加工や、ホットスタンプなどの熱間加工が挙げられる。特許文献１に開示される技術では、例えば、鋼材をＡｃ３変態点以上まで加熱した後、４００～６００℃の温度まで急冷する。その後、当該温度範囲で上記鋼材にプレス加工を実施した後、臨界マルテンサイト焼入れ速度を超える冷却速度にて鋼材を冷却する。また、特許文献２に開示される技術では、冷間成形工程後に表面硬化熱処理工程として、浸炭焼き入れを実施する。この浸炭焼き入れでは、浸炭温度となる１０４０～１１００℃まで鋼材を加熱し、炭化水素ガス雰囲気下とすることで鋼材の表面に炭素を侵入拡散させて耐摩耗性を向上させる。また、特許文献３に開示される技術では、表面硬化処熱処理工程として、軟窒化処理を実施する。この軟窒化処理では、５５０～６２０℃に鋼材を加熱し、アンモニアガス・窒素ガス・炭酸ガスなどを含む混合ガス雰囲気で熱処理を行う。そして、この熱処理によって鋼材の表面に窒素及び炭素を侵入拡散させて疲労強度を向上させる。
　また、特許文献４には、熱間プレス成形前に成形加工が容易にでき、かつ、成形品内に耐衝撃部位に相当する領域とエネルギー衝撃部位に相当する領域が要求される場合に、それぞれの領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルに達成することを目的とするプレス成形品が開示されている。具体的には、特許文献４に開示されたプレス成形品は、Ｎの含有量に基づいてＴｉの含有量を規定した鋼板を用いてプレス成形され、金属組織が、残留オーステナイト３～２０％、マルテンサイト８０％以上である第１の領域と、金属組織が、残留オーステナイト３～２０％、フェライト３０～８０％以上、ベイテニックフェライト３０％未満、マルテンサイト３０％以下である第２の領域とを有している。このようなプレス成形品において、第１の領域では、マルテンサイトの面積分率が８０％以上と高いため高強度であり、また、第２の領域では上記のとおりＴｉを制御することでアスペクト比の大きなマルテンサイト組織となり伸びが向上することが開示されている。
特表２０１４－５１７１４９号公報 特開２０１５－１６０９８２号公報 特開２０１５－１７５００９号公報 特開２０１３－１８５２４８号公報
しかしながら、成形工程後に、特許文献２、３のような表面硬化熱処理工程を実施することは、成形工程に加えて別の工程を実施することになるため、生産性が低くなってしまう問題があった。また、特許文献１に開示されたホットスタンプによる鋼製品の成形では、冷間加工による鋼製品と比べて耐摩耗性の向上が期待できるものの、耐摩耗性のさらなる向上が求められていた。特に、トランスミッション部品などでは、他の部品と接触して高い耐摩耗性が求められる部位と、他の部品と接触しない部位、または、接触するものの相対的に耐摩耗性の要求が低い部位とがある。特許文献１に開示された技術では、このような部分ごとの耐摩耗性の差別化について解決することはできない。
また、特許文献４に開示された技術は、高強度となる部位と、低強度で伸びの特性が向上した部位とに分ける技術であり、耐摩耗性の向上に寄与するものではない。
　そこで、この発明は、上述した事情に鑑みてなされたものであって、特定の部分についての耐摩耗性を向上させたプレス成形鋼品を提供するものである。
　上記の課題を解決するために、本発明は以下の手段を採用している。
すなわち、本発明の一態様に係るプレス成形鋼品は、第一の部位と前記第一の部位に一体に連なる第二の部位とを有するプレス成形鋼品であって、前記第一の部位の金属組織中のマルテンサイト分率が体積％で９０％以上であり、前記第一の部位の旧γ粒径のアスペクト比が、前記第二の部位の旧γ粒径のアスペクト比の１．４倍以上である。
また、上記プレス成形鋼品において、前記第一の部位の旧γ粒径のアスペクト比が１．５以上であるものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、前記第一の部位の厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さは、前記第二の部位の厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さよりも５％以上高いものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、前記第一の部位の厚さ方向におけるビッカース硬さが、当該厚さ方向の中心部に対して表面部の方が２％以上高いものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、前記第一の部位の厚さが、前記第二の部位の厚さよりも１０％以上小さいものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、円板状に形成された底部と、前記底部の周縁から円筒状に突出している縦壁部とを備え、前記底部が前記第二の部位であり、前記縦壁部が前記第一の部位であるものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、前記第一の部位は他の部品と接触する接触面を有するものとしても良い。
また、上記プレス成形鋼品において、トランスミッション部品であるものとしても良い。
本発明によれば、第二の部位と比較して第一の部位について耐摩耗性を向上させたプレス成形鋼品を提供することができる。
本発明の実施形態の成形鋼品を示す断面図である。 図１に示すプレス成形鋼品の適用例を示す概要図である。 本発明の実施形態のプレス成形鋼品の製造方法を説明するフロー図である。 本発明の実施形態のプレス成形鋼品の製造方法を説明する温度履歴図である。 本発明の実施形態のプレス成形鋼品の製造する際に用いられる加工装置の例を示す断面図である。
以下、本発明に係る実施形態について図１から図５を参照して説明する。図１は、本実施形態のプレス成形鋼品の例を示している。図１に示すように、プレス成形鋼品１０は、第一の部位１０ａと、第二の部位１０ｂとを備えている。プレス成形鋼品１０は、鋼材からなる。プレス成形鋼品１０は、カップ形状に形成されており、円板状の底部１１と、底部１１の周縁から突出する円筒状の縦壁部１２とを備える。底部１１と縦壁部１２とは、断面曲線状に形成された角部１３を介して一体に連なっている。本実施形態では、縦壁部１２が第一の部位１０ａであり、底部１１が第二の部位１０ｂである。すなわち、第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂとは一体に連なっている。そして、第一の部位１０ａ及び第二の部位１０ｂは、角部１３である曲線部分を除く部分である。また、第一の部位１０ａは、第二の部位１０ｂと比較して耐摩耗性を有する耐摩耗部を構成している。また、第一の部位１０ａは、プレス成形前の鋼材において第一の部位１０ａと対応する部位が後述する製造方法により加工されたため、当該部位１０ａの厚さがプレス成形前の厚さより小さい減肉部を構成している。
このようなプレス成形鋼品１０は、例えば、トランスミッション部品などに用いられる。具体的な適用例を図２に示す。図２は、ベルト式無段変速機１を示している。図２に示すように、ベルト式無段変速機１は、出力軸２と、プーリ３と、本実施形態のプレス成形鋼品１０からなるプランジャ部材４とを備える。プランジャ部材４は、底部１１が出力軸２に取り付けられている。プーリ３は、出力軸２に固定された固定側プーリ半体３ａと、固定側プーリ半体３ａと出力軸２の軸方向Ｐに対向する可動側プーリ半体３ｂとを有する。可動側プーリ半体３ｂは、出力軸２に対して軸方向Ｐに摺動可能に設けられている。可動側プーリ半体３ｂにおける固定側プーリ半体３ａが設けられた側と反対側には、プランジャ部材４の縦壁部１２の内周面に嵌り込む嵌合部３ｃが設けられている。縦壁部１２の内部において嵌合部３ｃと底部１１との間には空間が形成されており、当該空間がプーリ油室５を形成している。プーリ油室５には、可動側プーリ半体３ｂを固定側プーリ半体３ａに向かって付勢するスプリング６が設けられている。このようなベルト式無段変速機１では、固定側プーリ半体３ａに対する可動側プーリ半体３ｂの軸方向Ｐの位置を調整することで、固定側プーリ半体３ａと可動側プーリ半体３ｂとの間隔を変化させて無段階で変速することが可能となっている。この際、可動側プーリ半体３ｂの移動に伴ってスプリング６が伸縮する。このため、プランジャ部材４における縦壁部１２の内周面は、プランジャ部材４と異なる他の部品であるスプリング６と接触する接触面となっている。縦壁部１２の内周面は、繰り返し軸方向Ｐに摺動することとなり、プランジャ部材４として摺動する部分の耐摩耗性が要求される。なお、縦壁部１２の外周面は、周方向に沿って複数の凸部を設けた歯車形状に形成されていても良い。また、このようなプレス成形鋼品１０は、予め冷間加工などでカップ形状などに成形された中間成形品を後述する製造工程を実施することで得られる。なお、プレス成形鋼品１０は、円板状の鋼材から直接後述する製造工程を実施して得るようにしても良い。なお、特に断りの無い限り、本実施形態では、図１に示すように、プレス成形鋼品１０の中心軸Ｌ１０に沿う方向（図２における軸方向Ｐ）を上下方向Ｘとし、底部１１が下側、縦壁部１２が上側に配置され、底部１１から縦壁部１２が上向きに延びるようにプレス成形鋼品１０及び対応する加工装置が配置されているものとして説明する。
次に、本実施形態のプレス成形鋼品１０の詳細について説明する。
本実施形態のプレス成形鋼品１０は、縦壁部１２である第一の部位１０ａの耐摩耗性向上を目的として、第一の部位１０ａの金属組織中のマルテンサイト分率が体積％で９０％以上であり、第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比が、第二の部位１０ｂの旧γ粒径のアスペクト比の１．４倍以上であることを特徴としている。また、プレス成形鋼品１０は、第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比が１．５以上であるものとしても良い。また、これらのプレス成形鋼品１０において、第一の部位１０ａの厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さは、第二の部位１０ｂの厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さよりも５％以上高いものとしても良い。また、これらのプレス成形鋼品１０において、第一の部位１０ａの厚さ方向におけるビッカース硬さが、当該厚さ方向の中心部に対して表面部の方が２％以上高いものとしても良い。さらに、第一の部位１０ａの厚さが第二の部位１０ｂの厚さに対して１０％以上小さいものとしても良い。
（マルテンサイト分率）
このようなプレス成形鋼品１０では、第一の部位１０ａの金属組織中のマルテンサイト分率が体積％で９０％以上であり、より好ましくは体積％で９５％以上又は９７％以上である。マルテンサイト分率を９０％以上とすることで、第一の部位１０ａの強度を高めることができる。なお、第一の部位１０ａにおけるマルテンサイト以外の残部は、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、フェライトが含まれる場合がある。また、第二の部位１０ｂについても第一の部位１０ａと同様にマルテンサイト分率が体積％で９０％以上であっても良い。このようにすることで、第二の部位１０ｂについても高強度の部材とすることができる。第二の部位１０ｂについても第一の部位１０ａと同様に、後述する加熱工程Ｓ１、加工・冷却工程Ｓ２及び冷却工程Ｓ３を実施することで、同様のマルテンサイト分率とすることができる。ここで、マルテンサイト分率は体積分率で求められるが、金属組織面におけるマルテンサイトの占める面積率から求めるものとしても良い。
第一の部位１０ａ、第二の部位１０ｂなどの対象部分のマルテンサイト分率を求める場合には、まず、残留オーステナイトの組織分率を、Ｘ線回折法で求める。試験片は、フッ化水素酸と過酸化水素水とを用いて対象部分の板厚（１／４）部の表面を０．１ｍｍの深さまで化学研磨した試験片を用いる。板厚（１／４）部とは、鋼材の表面から、鋼材の厚さ方向に鋼材の板厚（厚さ）の１／４の距離だけ離れた位置を意味している。測定条件は、Ｃｏ管球を用い、２θで４５°から１０５°の範囲で測定を行う。対象部分に含まれる体心立方格子（マルテンサイト、ベイナイト）および面心立方格子（残留オーステナイト）の回折Ｘ線強度を測定し、その回折曲線の面積比からマルテンサイト及びベイナイトの合計の体積分率と、残留オーステナイトの体積分率を測定する。マルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの体積分率は、対象部分の板厚（１／４）部を露出させて光学顕微鏡による観察を行ってマルテンサイトとベイナイトをそれぞれ判別し測定する。なお、光学顕微鏡による識別が困難な場合には、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属する電子線回折パターン測定装置によって測定する。対象部分の板厚（１／４）部から測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。具体的には、薄膜試料の電子線の回折パターンにより、体心立方格子であるマルテンサイトやベイナイトと、面心立方格子の残留オーステナイトとを区別可能である。そして、マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）を回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイトとベイナイトの組織分率をそれぞれ測定する。炭化物の析出形態が３方向析出ならマルテンサイトと判断し、１方向の限定析出ならベイナイトと判断する。ＴＥＭの電子線回折によって測定されるマルテンサイトとベイナイトの組織分率は面積％として測定されるが、本実施形態の第一の部位１０ａ、第二の部位１０ｂなどの場合には、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えることができる。残部組織としてフェライトまたはパーライトが析出しているかどうかは、光学顕微鏡などで確認することができる。析出している場合はこれらの面積分率を求め、その値をそのまま体積分率に変換し、残部組織の分率とすることができる。ただし、本実施形態の第一の部位１０ａは、残部組織がほとんど析出しない場合が多い。したがって、残部組織の体積分率を５％以下、２％以下又は０％としてもよい。なお、マルテンサイト分率を測定する第一の部位１０ａにおける長さ方向の位置としては特に限定されないが、第一の部位１０ａでは、例えば長さ方向に中央となる位置とすることができる。長さ方向の中央となる位置とは、第一の部位１０ａの起点となる角部１３が形成する曲線部分の終了位置から先端までの方向における長さ寸法の半分となる位置を示す。また、第二の部位１０ｂでは、円板の中心となる位置とすることができる。
（旧γ粒径のアスペクト比）
後述するとおり、熱間プレス成形時に存在する過冷オーステナイトは、加工後の冷却により主にマルテンサイトに変態する。第一の部位１０ａは、熱間プレス成形により塑性加工を受けた結果、過冷オーステナイト中に転位が蓄積され、そのアスペクト比は高くなる。一方、第二の部位１０ｂは、第一の部位１０ａ同様の塑性加工を施さない又は塑性加工度が小さいため、過冷オーステナイトには同様の転位が蓄積されず、粒径のアスペクト比も変化しない、または、その変化が第一の部位１０ａと比較して小さい。これにより、第二の部位１０ｂの旧γ粒径のアスペクト比に対する第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比の比（以下、単にアスペクト比の比率と称する）は、１．４倍以上であり、より好ましくは１．５倍以上、１．７倍以上、２．０倍以上、２．２倍以上又は２．４倍以上である。このようにアスペクト比の比率を１．４倍以上とすることで、第一の部位１０ａでは第二の部位１０ｂに比較して転位密度の高いマルテンサイトを得ることができ、これにより第二の部位１０ｂと比較して硬さを高くすることができ耐摩耗性及び疲労強度を向上させることができる。また、アスペクト比の比率の上限は、１０．０倍であることが好ましく、より好ましくは７．０倍、５．０倍、３．０倍である。なお、第一の部位１０ａ及び第二の部位１０ｂの旧γ粒径の各アスペクト比は、それぞれ、試験片の研磨後にピクリン酸飽和水溶液などの公知の腐食液により旧γ粒を出現させた上で、光学顕微鏡で例えば０．０５μｍ２以上の範囲を観察し、個々の各旧γ粒径のアスペクト比の測定値の平均値である。第一の部位１０ａ及び第二の部位１０ｂの各アスペクト比は、それぞれ厚さ方向に表面から板厚の１／４の位置において測定される。第一の部位１０ａの測定位置については耐摩耗性が求められる側の表面から板厚の１／４の位置とすることが好ましい。アスペクト比の比率は、上記のようにして第一の部位１０ａ及び第二の部位１０ｂのアスペクト比を測定し、第一の部位１０ａのアスペクト比を第二の部位１０ｂのアスペクト比で割ることにより求められる。計算値であるアスペクト比の比率は、第一の部位１０ａのアスペクト比を第二の部位１０ｂのアスペクト比で割った値について、小数点第２位を四捨五入して小数点１位までとした値とする。なお、アスペクト比を測定する第一の部位１０ａの長さ方向の位置としては特に限定されないが、例えば長さ方向に中央となる位置とすることができる。また、第二の部位１０ｂでは、円板の中心となる位置とすることができる。
また、第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比自体を１．５以上とし、より好ましくは２．０以上、２．５以上又は３．０以上としても良い。このように第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比を１．５以上とすることで、第一の部位１０ａでは第二の部位１０ｂに比較して転位密度がより高いマルテンサイトを得ることができる。したがって、第二の部位１０ｂと比較して硬さをより高くすることができ、耐摩耗性及び疲労強度を向上させることができる。このような旧γ粒径のアスペクト比は、まず上記のとおり合計で０．０５μｍ２以上となる金属組織面においてγ粒エッチング処理によりγ粒界を測定する。例えば、金属組織面をピクリン酸飽和水溶液で腐食することにより、旧γ粒界を現出させることで旧γ粒界をより明確に特定することが可能となる。また、上記範囲の中から、例えば、２０個以上の旧γ粒径を対象とする。そして、特定されたγ粒界に基づいて該当する結晶粒の短径と長径を測定し、その比をアスペクト比とする。第一の部位１０ａの旧γ粒径のアスペクト比の上限を特に定める必要はないが、８．０以下、５．０以下又は３．５以下としてもよい。
（縦壁部のビッカース硬さ）
第一の部位１０ａにおける厚さ方向中心部における厚さ方向のビッカース硬さは、第二の部位１０ｂにおける厚さ方向中心部における厚さ方向のビッカース硬さよりも５％以上高く、より好ましくは７％以上、１０％以上又は１５％以上高い。このようにすることで、第一の部位１０ａでは第二の部位１０ｂに対して硬く耐摩耗性及び疲労強度を向上させることができる。また、第一の部位１０ａにおいて、厚さ方向のビッカース硬さは、厚さ方向中心部に対して摩擦や繰り返し荷重を直接受ける表面部の方が２％以上高いものとしても良く、より好ましくは、３％以上、５％以上又は１０％以上高いものとしても良い。摩耗を直接受ける部分は表面部であるため、このようにすることで耐摩耗性を向上することができる。また、繰り返し荷重における疲労亀裂は表面から発生・進展するため、このように表面部をより高硬度化することで疲労亀裂の発生を防止するとともに疲労亀裂の進展を抑制することができ、疲労強度を向上させることができる。一方で、第二の部位１０ｂの硬さは第一の部位１０ａに比較して硬さが低いので、第二の部位１０ｂによりプレス成形鋼品全体としての靱性を確保することができる。また、第一の部位１０ａにおいても、上記のとおり最も摩擦及び繰り返し荷重の影響を受ける表面部は硬くするとともに、中心部は表面部に比較して硬さを抑制することで第一の部位１０ａとしても靱性を確保することができる。特に、トランスミッション部品などでは、耐摩耗性及び疲労強度とともに、過負荷が生じた場合において脆性破壊をしないことが重要である。この点において、上記のとおり第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂにおける硬さの相違、第一の部位１０ａの中心部と表面部における硬さの相違により、耐摩耗性及び疲労強度とともに靱性を確保することは重要である。なお、表面部のビッカース硬さは、表面から厚さ方向に５０μｍの位置で測定される。また、上記ビッカース硬さは、例えば、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９の規格に従い、試験力５０ｇｆによるビッカース硬さＨＶ０．０５により測定できる。また、計算値である第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂのビッカース硬さの比率は、第一の部位１０ａのビッカース硬さを第二の部位１０ｂのビッカース硬さで割った値について、小数点第３位を四捨五入して小数点２位までとした値を百分率表示した値とする。計算値である第一の部位１０ａにおける表面部と中心部のビッカース硬さの比率についても同様である。なお、ビッカース硬さを測定する第一の部位１０ａの長さ方向の位置としては特に限定されないが、例えば長さ方向に中央となる位置とすることができる。また、第二の部位１０ｂでは、円板の中心となる位置とすることができる。
（第一の部位の厚さ）
　第一の部位１０ａの厚さ（板厚）は、第二の部位１０ｂの厚さ（板厚）よりも５％以上小さいことが好ましく、より好ましくは８％以上、１０％以上、２０％以上又は３０％以上小さいことがよい。後述する塑性加工により第一の部位１０ａは、第二の部位１０ｂの厚さから厚さ方向に塑性変形を受け減肉する。これにより第一の部位１０ａはアスペクト比の大きい旧γ粒径を有し、第二の部位１０ｂと比較して厚さ方向中心部における厚さ方向のビッカース硬さが高くなるため、耐摩耗性、疲労強度を向上させることができる。なお、計算値である第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂの厚さの比率は、第一の部位１０ａの厚さを第二の部位１０ｂの厚さで割った値について、小数点第３位を四捨五入して小数点２位までとした値を百分率表示した値とする。プレス加工前の厚さが異なる鋼材を用いると、第一の部位１０ａの厚さが、第二の部位１０ｂの厚さより５％未満とすることができる。このため、この第一の部位１０ａの厚さと第二の部位１０ｂの厚さとの比を、特に規定する必要はない。
　次に、本実施形態に係るプレス成形鋼品の成分組成（化学成分）の例について説明する。なお、下記成分組成は一例で、少なくともマルテンサイト分率が体積％で９０％以上となれば、これに限定されない。また、成分に関する百分率は特に断りが無い限りは質量％を意味する。
すなわち、本実施形態に係るプレス成形鋼品の例では、質量％で、
Ｃ：０．１０～１．５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ａｌ：０～０．５００％、
Ｎ：０～０．０５００％、
Ｏ：０～０．０５００％
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｍｏ：０～２．０００％、
Ｎｉ：０～２．０００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｎｂ：０～１．０００％、
Ｖ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～１．０００％、
Ｂ：０～０．０５００％、
Ｗ：０～１．０００％、
Ｔａ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～０．０２０％、
Ｓｂ：０～０．０２０％、
Ａｓ：０～０．０２０％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
Ｃａ：０～０．０２０％、
Ｚｒ：０～０．０２０％、
ＲＥＭ：０～０．０４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物
であっても良い。
（Ｃ：０．１０～１．５０％）
Ｃは、焼入れの熱処理により鋼の強度を高める元素である。中・高炭素鋼板は、成形後、自動車のチェーン、ギヤー、クラッチ等の駆動系部品及び鋸、刃物等の素材として用いられる前に、焼入れ及び焼入れ焼戻しの熱処理が施されることにより、部品として必要な強度あるいは靭性を確保する。Ｃ含有量が０．１０％未満では、焼入れによる強度の増加を得られないので、０．１０％をＣ含有量の下限とする。一方、Ｃ含有量が１．５０％を超えると、冷延焼鈍後において、粒子内部に結晶界面を持つ炭化物の個数割合が増加し、絞りが低下するので、Ｃ含有量の上限を１．５０％とする。より好ましくは、Ｃ含有量は０．１５～１．３０％である。
（Ｓｉ：０．０１～１．００％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍における炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、フェライトがヘキ開破壊しやすくなり、絞りが低下するので、Ｓｉ含有量の上限を１．００％とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以上、０．５０％以下である。
（Ｍｎ：０．０１～３．００％）
Ｍｎは、Ｓｉと同様に熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｍｎ含有量が０．０１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｍｎ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において、針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下する。従って、Ｍｎ含有量の上限を３．００％とする。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．３０％以上、２．５０％以下、さらに好ましくは０．５０％以上、１．５０％以下である。
（Ｐ：０．１０００％以下）
Ｐは、フェライト粒界を脆化させる不純物元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、精錬工程においてＰ含有量０．０００１％未満にして鋼を高純度化する場合、精錬のために要する時間が多くなり、製造コストの大幅な増加を招くので、Ｐ含有量の下限を０．０００１％とする。一方、Ｐ含有量が０．１０００％を超えると、フェライト粒界から割れが発生し、絞りが低下するので、Ｐ含有量の上限を０．１０００％とする。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上、０．０５００％以下、更に好ましくは０．００２０％以上０．０３００％以下である。
（Ｓ：０．１０００％以下）
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する不純物元素であり、非金属介在物は割れ発生の起点となるので、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの大幅な増加を招くので、Ｓ含有量の下限を０．０００１％とする。一方、０．１０００％を超えてＳを含有すると、絞りの低下が著しくなるので、Ｓ含有量の上限を０．１０００％以下とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上、０．０３００％以下である。
本実施形態のプレス成形鋼品の例では、上記成分を基本成分とするが、さらに、機械的特性を向上させる目的で、以下に述べる元素の１種または２種以上を選択的に含有させることができる。ただし、以下に述べる元素の含有は必須ではないので、以下に述べる元素の下限値は０％である。
（Ａｌ：０～０．５００％）
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、含有効果が十分に得られないので、Ａｌ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えるとフェライトの粒界を脆化させ、変形における絞りの低下を引き起こす。このため、Ａｌ含有量の上限を０．５００％としてもよい。Ａｌ含有量はより好ましくは０．００５％以上０．３００％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下である。
（Ｎ：０～０．０５００％）
Ｎは、鋼のベイナイト変態を促進させるとともに、多量の含有によりフェライトの脆化を引き起こす元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいが、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減することは精錬コストの増加を招くので、Ｎ含有量の下限を０．０００１％としてもよい。一方、Ｎ含有量が０．０５００％を超える場合、変形時にフェライトの割れを引き起こすので、Ｎ含有量の上限を０．０５００％としてもよい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上、０．０２５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以上、０．０１００％以下である。
（Ｏ：０～０．０５００％）
Ｏは、多量の含有により鋼中に粗大な酸化物の形成を促す元素であるので、Ｏ含有量は少ないほうが好ましい。しかし、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの増加を招くので、０．０００１％をＯ含有量の下限としてもよい。一方、Ｏ含有量が０．０５００％を超える場合、鋼中に粗大な酸化物が形成し、粗大な酸化物を起点とした割れが発生するので、Ｏ含有量の上限を０．０５００％としてもよい。Ｏ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、０．０２５０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以上、０．０１００％以下である。
（Ｃｒ：０～２．０００％）
Ｃｒは、Ｓｉ、Ｍｎと同様に熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。しかしＣｒ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｃｒ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍で炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｃｒ含有量の上限を２．０００％としてもよい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、１．５００％以下、さらに好ましくは０．０１０％以上、１．３００％以下である。
（Ｍｏ０～２．０００％）
Ｍｏは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒと同様に熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｍｏ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｍｏ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が２．００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍で炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｍｏ含有量の上限を２．００％としてもよい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、１．９００％以下、さらに好ましくは０．００８％以上、０．８００％以下である。
（Ｎｉ：０～２．０００％）
Ｎｉは、部品の靭性の向上、および焼入れ性の向上のために有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには、０．００１％以上のＮｉを含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０００％を超えると、絞りが低下するので、Ｎｉ含有量の上限を２．０００％としてもよい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、１．５００％以下、さらに好ましくは０．００５％以上、０．７００％以下である。
（Ｃｕ：０～１．０００％）
Ｃｕは、微細な析出物の形成により鋼材の強度を増加させる元素である。強度増加の効果を有効に発揮するためには、０．００１％以上のＣｕの含有が好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、絞りが低下するので、Ｃｕ含有量上限を１．００％としてもよい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、０．５００％以下、さらに好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下である。
（Ｎｂ：０～１．０００％）
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｎｂ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が１．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｎｂ含有量の上限を１．０００％としてもよい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上、０．６００％以下、さらに好ましくは０．００８％以上、０．２００％以下である。
（Ｖ：０～１．０００％）
Ｖも、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｖ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｖ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｖ含有量が１．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｖ含有量の上限を１．０００％としてもよい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．７５０％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．２５０％以下である。
（Ｔｉ：０～１．０００％）
Ｔｉも、Ｎｂ、およびＶと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％以上としてもよい。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｔｉ含有量の上限を１．０００％としてもよい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．５００％以下、さらに好ましくは０．００３％以上、０．１５０％以下である。
（Ｂ：０～０．０５００％）
Ｂは、部品の熱処理時の焼入れ性を改善する元素である。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｂ含有量の下限を０．０００１％としてもよい。Ｂ含有量が０．０５００％を超えると、粗大なＦｅ－Ｂ－Ｃ化合物を生成し、変形時に割れの起点となり、絞りを低下させるので、Ｂ含有量の上限を０．０５００％としてもよい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、０．０３００％以下、さらに好ましくは０．００１０％以上、０．０１００％以下である。
（Ｗ：０～１．０００％）
Ｗも、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｗ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｗ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｗ含有量が１．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｗ含有量の上限を１．０００％としてもよい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．４５０％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．１６０％以下である。
（Ｔａ：０～１．０００％）
Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、およびＷと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する元素である。Ｔａ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が得られないので、Ｔａ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｔａ含有量が１．０００％を超えると、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍の際に炭化物が球状化しにくくなり、変形において針状の炭化物を起点として割れが発生し、絞りが低下するので、Ｔａ含有量の上限を１．０００％以下としてもよい。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．７５０％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．１５０％以下である。
（Ｓｎ：０～０．０２０％）
Ｓｎは、鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、Ｓｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎ含有量を０．００１％未満に低減する場合、精錬コストの増加を招くので、Ｓｎ含有量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｓｎ含有量が０．０２０％を超える場合、フェライトが脆化し、変形において絞りが低下するので、Ｓｎ含有量の上限を０．０２０％としてもよい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．０１０％以下である。
（Ｓｂ：０～０．０２０％）
Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、Ｓｂ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｂ含有量を０．００１％未満に低減する場合、精錬コストの増加を招くので、Ｓｂ含有量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超える場合、フェライトが脆化し、変形において絞りが低下するので、Ｓｂ含有量の上限を０．０２０％以下としてもよい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．０１１％以下である。
（Ａｓ：０～０．０２０％）
Ａｓは、Ｓｎ、及びＳｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素であり、Ａｓ含有量は少ないほど好ましい。Ａｓ含有量を０．００１％未満に低減する場合、精錬コストの増加を招くので、Ａｓ含有量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ａｓ含有量が０．０２０％を超える場合、フェライトが脆化し、変形において絞りが低下するので、Ａｓ含有量の上限を０．０２０％以下としてもよい。Ａｓ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．００７％以下である。
（Ｍｇ：０～０．０２００％）
Ｍｇは、含有量が微量であっても硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｇ含有量が０．０００１％未満ではその効果は得られないので、Ｍｇ含有量の下限を０．０００１％としてもよい。一方、Ｍｇを過剰に含有した場合、フェライトの粒界が脆化し、変形において絞りの低下を招くので、Ｍｇ含有量の上限を０．０２００％としてもよい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００１％以上、０．０１５０％以下、さらに好ましくは０．０００１％以上、０．００７５％以下である。
（Ｃａ：０～０．０２０％）
Ｃａは、Ｍｇと同様に含有量が微量であっても硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃａ含有量が０．００１％未満ではその効果は得られないので、Ｃａ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｃａを過剰に含有した場合、フェライトの粒界が脆化し、変形において絞りの低下を招くので、Ｃａ含有量の上限を０．０２０％としてもよい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．０１０％以下である。
（Ｚｒ：０～０．０２０％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に含有量が微量であっても硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｚｒ含有量が０．００１％未満ではその効果は得られないので、Ｚｒ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、Ｚｒを過剰に含有する場合、フェライトの粒界が脆化し、変形において絞りの低下を招くので、Ｚｒ含有量の上限を０．０２０％としてもよい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
（ＲＥＭ：０～０．０４０％）
ＲＥＭ（希土類金属元素）は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を意味し、ＲＥＭ含有量とはこれら１７元素の含有量の合計を意味する。ＲＥＭは、Ｍｇ、Ｃａ、およびＺｒと同様に含有量が微量であっても硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて含有しても良い。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満ではその効果は得られないので、ＲＥＭ含有量の下限を０．００１％としてもよい。一方、ＲＥＭを過剰に含有する場合、フェライトの粒界が脆化し、変形において絞りの低下を招くので、ＲＥＭ含有量の上限を０．０４０％としてもよい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以上、０．０１０％以下である。
なお、本実施形態に係るプレス成形鋼品では、上記に述べた成分の残部はＦｅおよび不純物である。
次に、本実施形態のプレス成形鋼品１０の製造方法の詳細について説明する。図３は、本実施形態のプレス成形鋼品１０の製造方法の詳細を説明するフロー図である。また、図４は、本実施形態のプレス成形鋼品１０の製造方法における、時間による温度変化を示す温度履歴図である。図３及び図４に示すように、本実施形態のプレス成形鋼品１０の製造方法は、鋼材を加熱温度Ｔ１まで加熱させる加熱工程Ｓ１と、加熱温度Ｔ１の鋼材を温度Ｔ２まで冷却しつつ、冷却プロセスの中で成形加工を行う加工・冷却工程Ｓ２と、加工された鋼材をマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ未満となる冷却温度Ｔ３まで所定の冷却速度で冷却する冷却工程Ｓ３とを備える。
加熱工程Ｓ１では、鋼材を少なくとも加熱時オーステナイト変態完了温度以上となる加熱温度Ｔ１まで加熱し、所定時間保持する。平均加熱速度ＨＲは適宜設定可能である。当該保持時間としては例えば３分程度である。このような加熱温度Ｔ１としてはＡｃ３温度以上又はＡｃｍ温度以上であり、例えば８８０～９５０℃である。具体的には、Ｃ≦０．７７％ではＡｃ３温度以上、Ｃ＞０．７７％ではＡｃｍ温度以上となる。Ａｃ３、Ａｃｍ温度は、それぞれＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃなどの熱力学計算ソフトウェアに鋼材の成分等の条件を入れて計算することで求められる。鋼材の温度をＡｃ３温度以上又はＡｃｍ温度以上とすることで鋼材の第二の部位１０ｂ及び第一の部位１０ａとなる部分をオーステナイトに変態させることができる。また、８５０℃以上とすることでより確実にオーステナイトに変態させることができる。また、９５０℃以下とすることが鋼材の靱性を確保する点においてより好ましい。
加工・冷却工程Ｓ２では、加熱温度Ｔ１まで加熱された鋼材を温度Ｔ２まで平均冷却速度ＣＲ１で冷却するとともに、冷却プロセスの中で成形加工を行う。過冷オーステナイト組織とするため、温度Ｔ２まで急冷する必要があり、平均冷却速度ＣＲ１は１００℃／ｓ以上とする。ＣＲ１の上限は２５０℃／ｓとすることがよい。温度Ｔ２は、加熱工程Ｓ１で生じたオーステナイトがマルテンサイトに変態せず過冷オーステナイト状態として残存する温度領域の温度である。具体的には、温度Ｔ２は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上であり、７００℃未満である。より好ましくは、温度Ｔ２は、４００℃以上である。マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）は、下記式（１）で計算することで求められる。
Ｍｓ＝５６０．５－４０７．３×Ｃ－７．３×Ｓｉ－３７．８×Ｍｎ－１９．８×Ｃｒ－１９．５×Ｎｉ－２０．５×Ｃｕ－４．５×Ｍｏ　　　・・・・・・（１）
ただし、式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各成分の質量％を示している。
温度Ｔ２がマルテンサイト開始温度Ｍｓ未満であると後述する追加加工が完了する前に過冷オーステナイトがマルテンサイトに変態してしまう。また、７００℃を超えてしまうと加工時に再結晶化が進んでしまい、過冷オーステナイト中に転位が蓄積されず（再結晶により転位が消滅し）、アスペクト比の高いオーステナイトを得ることができず、硬さを高めることができなくなる。
追加加工は、加工・冷却工程Ｓ２の後半において、７００℃以下かつ温度Ｔ２以上の温度域で鋼材に塑性変形を施す。硬さを高めるためには、過冷オーステナイトに十分な塑性歪みを与える必要であり、この温度域の（累積）塑性歪みを０．２０（２０％）以上とする必要がある。図５は、加工例を示している。図５に示すように、プレス成形鋼品１０を成形する加工装置３０はダイス３１とパンチ３２と押え型３３とを備えている。そして、予め形成された鋼材である中間成形品２０を押え型上に配置する。そして、上方からパンチ３２によって押え型３３との間に第二の部位１０ｂとなる部分２１を挟み込む。このよう状態でダイス３１を上昇させる。ダイス３１の型面３１ａとパンチ３２の型面３２ａとの間の隙間は、中間成形品２０における第一の部位１０ａとなる部分２２の厚さよりも小さく設定されている。したがって、ダイス３１を上昇させることで、第一の部位１０ａとなる部分２２には追加加工が施される。なお、第一の部位１０ａにおける追加加工はしごき加工としても良いし、しごき加工以外の方法で第一の部位１０ａに追加加工が施されても良い。そして、第一の部位１０ａとなる部分２２は、厚さ方向に圧縮変形するとともに、厚さ方向と直交する中心軸Ｌに沿う上下方向Ｘには引張変形するように塑性変形され、第二の部位１０ｂに対して厚さが小さくなる第一の部位１０ａが成形される。
この際、第一の部位１０ａの組織では、加熱工程Ｓ１から加工・冷却工程Ｓ２を経ることで過冷オーステナイトが存在している。そして、当該過冷オーステナイトが、上記塑性変形により、加工方向すなわち中心軸Ｌに沿う方向にアスペクト比が高い結晶粒に変形し、これにより転位密度を高めることができる。また、第一の部位となる部分２２のうち、ダイス３１及びパンチ３２に接する各成形面１２ａ、１２ｂは、追加加工を実施している間、ダイス３１及びパンチ３２が摺動しダイス３１及びパンチ３２から摩擦力を受ける。このため、第一の部位１０ａにおいて、表面部は中心部と比較してより高い塑性ひずみが与えられることとなる。中心部は表面部に対して相対的に塑性ひずみが小さく冷却速度も遅いため、再結晶が生じやすく硬さが低くなる。また、中心部は、再結晶が生じない場合でも、初析フェライトが生成しやすく硬さは相対的に低くなる。
上記７００℃以下温度Ｔ２以上となる温度域で第一の部位１０ａに与えられる塑性ひずみは、例えば０．２０～０．８０程度である。また、第一の部位１０ａのしごき率は例えば１０％～５０％である。しごき率は、加工前の厚さに対する加工前から加工後における厚さの減少量の百分率として求められる。一方、第二の部位１０ｂはパンチ３２と押え型３３との間に挟まれているだけであるので、第二の部位１０に塑性変形は施されず、また、摩擦力が表面に加わることもない。または、第二の部位１０ｂには第一の部位１０ａと比較して限られた変形量の塑性変形が施されるのみである。具体的には、第二の部位１０ｂの塑性ひずみとしては０．２０未満又は０．１０未満であることが好ましい。このため、第二の部位１０ｂでは加熱工程Ｓ１から加工・冷却工程Ｓ２を経ることで得られた過冷オーステナイトがそのまま、または、大きな変形を受けることなく残存する。なお、しごき率が１５％程度であった場合には、概ねアスペクト比の比率は１．４程度となり、しごき率とアスペクト比の比率の関係は略線形となる。
冷却工程Ｓ３では、加工を行った鋼材をマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下となる冷却温度Ｔ３まで冷却してプレス成形鋼品１０を得る。加工・冷却工程Ｓ２実施後に速やかに冷却工程Ｓ３を実施することで、加工・冷却工程Ｓ２で変形が生じた過冷オーステナイトが再結晶してしまうことを防止しつつ、過冷オーステナイトをマルテンサイトに変態させる。平均冷却速度ＣＲ２は３０℃／ｓ以上であることが好ましい。平均冷却速度ＣＲ２を３０℃／ｓ以上とすることで、焼き入れ効果を得て、過冷オーステナイトをマルテンサイトに効果的に変態させることができる。これにより、第一の部位１０ａでは、加工によってアスペクト比が高く転位密度の高くなった過冷オーステナイトをマルテンサイトに変態させ、アスペクト比が高く転位密度の高いマルテンサイトを得ることができる。
次に、本実施形態のプレス成形鋼品１０の実施例について説明する。板厚４ｍｍのホットスタンプ等に用いられる焼入れ用鋼を用いる。鋼材の成分としては表１に示す鋼種Ａ、Ｂ、Ｃの３種類を用いた。なお、各成分の単位は全て質量％である。そして、これら鋼種Ａ、Ｂ、Ｃの鋼材から予めカップ形状の中間成形品を製造し、当該中間成形品について加熱工程Ｓ１、加工・冷却工程Ｓ２、及び冷却工程Ｓ３を実施して、各発明例及び比較例のプレス成形鋼品を得た。加熱工程Ｓ１における加熱温度Ｔ１は表２のとおりである。平均加熱速度ＨＲは５℃／ｓとした。また、加工・冷却工程Ｓ２では、温度Ｔ２まで平均冷却速度ＣＲ１で冷却しつつ追加加工を行った。型に塗布する潤滑剤としては非乾燥型白色系潤滑剤を用い、型の表面にはＣｒ系コーティングを施した。加工条件については各発明例・比較例で異ならせた。冷却工程Ｓ３では、温度Ｔ３まで平均冷却速度ＣＲ２で冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
＜実施例１＞
表２、表３に示すように、発明例１－１～１－１２及び比較例１～５について、各鋼種Ａ、Ｂ、Ｃの鋼材を用いて、加工条件として、加熱工程Ｓ１における加熱温度Ｔ１、加工・冷却工程Ｓ２における平均冷却速度ＣＲ２、温度Ｔ２、７００℃～温度Ｔ２の範囲における追加加工での（第一の部位の）塑性歪みを異なるようにした。なお、表２には、さらに、Ａｃ３又はＡｃｍ温度、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ、また、表３には、追加加工によって得られる（第一の部位の）しごき率を示す。しごき率は、加工前の厚さに対する加工前から加工後における厚さの減少量の百分率として求められる。発明例１－１～１－１２ではいずれも第一の部位１０ａにおけるマルテンサイト分率が９０％以上であり、アスペクト比の比率が１．４倍以上、第一の部位１０ａのアスペクト比が１．５以上であった。一方、比較例１、３、４ではマルテンサイト分率が７０％、８０％、３０％と９０％未満であった。温度Ｔ２は、加工終了温度でもある。
比較例１、３、４では、加工・冷却工程Ｓ２の終了温度となる温度Ｔ２が高かったため、フェライトや、パーライトが生成されてしまい、マルテンサイト分率が低下してしまったものと考えられる。また、比較例４、５では、加工・冷却工程Ｓ２の後の冷却工程Ｓ３において、平均冷却速度ＣＲ２が低いため、ベイナイトが生成されてしまい、マルテンサイト分率が低下してしまったものと考えられる。また、比較例２、３、４では、アスペクト比の比率が１．４倍未満、さらに比較例２では第一の部位１０ａのアスペクト比が１．５未満であった。比較例２では、しごき率が小さく、加工・冷却工程Ｓ２における７００℃以下温度Ｔ２以上の温度範囲における追加加工での塑性歪みが小さくなったことによりγ相のアスペクト比を大きくすることができなかったと考えられる。比較例３、４では、所定のしごき率で加工しているものの、しごき加工によって与えられる塑性歪みが、７００℃以下温度Ｔ２以上の温度域で与えられず、７００℃を超える温度域で与えられたことで、加工後に再結晶化してしまったと考えられる。
そして、第一の部位１０ａにおける耐摩耗性を評価した。なお、実施形態にも記載したとおり、アスペクト比の比率は計算結果の小数点第２位を四捨五入して小数点第１位までとした値とする。
耐摩耗性の評価は、国際公開第２０１３／１５０８４４号に開示された方法に準じて実施した。すなわち、ブロックオンリング式摩耗試験によって、対象となるブロック試験片をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。押し付け荷重５００Ｎでブロック試験片の試験面をリング試験片に押し付け、０．１ｍ／秒のすべり速度で、総すべり距離が８０００ｍになるまでリング試験片を回転させた。ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片の試験面を、表面粗さ計を用いて非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各３箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが１０．０μｍ以下であれば耐摩耗性に優れると判断した。
表３に示すように、発明例１－１～１－１１では高い摩耗性を示した一方、比較例１～３では十分な耐摩耗性を得ることができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
＜実施例２＞
表４、表５に示すように、発明例２－１～２－９ではいずれも第一の部位１０ａにおけるマルテンサイト分率が９０％以上であり、アスペクト比の比率が１．４倍以上、第一の部位１０ａのアスペクト比が１．５以上であった。温度Ｔ２は、加工終了温度でもある。さらに、発明例２－１～２－９では、第一の部位１０ａの厚さ方向中心部における厚さ方向のビッカース硬さは、第二の部位１０ｂの厚さ方向中心部における厚さ方向のビッカース硬さに対して２％以上高い値を示した。ビッカース硬さは、試験力５０ｇｆにより実施した。また、実施例１同様に耐摩耗性について評価を行った。そして、発明例２－１～２－９ではより高い耐摩耗性を得ることができた。なお、実施形態にも記載したとおり、ビッカース硬さの比率は計算結果の小数点第３位を四捨五入して小数点第２位までとした値とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
＜実施例３＞
表６、表７に示すように、発明例３－１～３－５ではいずれも第一の部位１０ａにおけるマルテンサイト分率が９０％以上であり、アスペクト比の比率が１．４倍以上、第一の部位１０ａのアスペクト比が１．５以上であった。温度Ｔ２は、加工終了温度でもある。さらに、発明例３－１～３－５では、第一の部位１０ａの厚さ方向のビッカース硬さが、中心部に対して表面部で２％以上高い値を示した。ビッカース硬さの測定条件は実施例２と同様である。表面部のビッカース硬さは表面より厚さ方向に５０μｍの位置で測定した。また、実施例１同様に耐摩耗性について評価を行った。そして、発明例３－１～３－５ではより高い耐摩耗性を得ることができた。なお、実施形態にも記載したとおり、ビッカース硬さの比率は計算結果の小数点第３位を四捨五入して小数点第２位までとした値とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
＜実施例４＞
　表８、表９に示すように、発明例４－１～４－５ではいずれも第一の部位１０ａにおけるマルテンサイト分率が９０％以上であり、アスペクト比の比率が１．４倍以上、第一の部位１０ａのアスペクト比が１．５以上であった。温度Ｔ２は、加工終了温度でもある。さらに、発明例４－１～４－５では、第一の部位１０ａの厚さが第二の部位１０ｂの厚さに対して１０％以上小さくなるまで加工された。実施例１同様に耐摩耗性について評価を行った。そして、発明例４－１～４－５ではより高い耐摩耗性を得ることができた。なお、実施形態にも記載したとおり、厚さの比率は計算結果の小数点第３位を四捨五入して小数点第２位までとした値とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
以上、本発明の実施形態及び実施例について図面を参照して詳述したが、具体的な構成はこれら実施形態及び実施例に限られるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲の設計変更等も含まれる。
例えば、上記各実施形態及び実施例においてプレス成形鋼品１０は、円板状の底部１１（第二の部位１０ｂ）及び円筒状の縦壁部１２（第一の部位１０ａ）を備えるカップ形状とするものとしたが、これに限られるものではない。プレス成形鋼品は、第二の部位１０ｂが矩形状のものや、第一の部位１０ａが第二の部位１０ｂの周縁の一部に形成されているものとし、例えば断面がＵ字状や断面ハット形の長尺部品としても良い。ここで、本実施形態及び実施例におけるプレス成形鋼品１０は、第一の部位１０ａが高い耐摩耗性を有しているが故に通常焼き入れ部よりも強度が高いので、センターピラーなどの長尺部品などにも好適である。また、プレス成形品１０は、円板状の鋼材２０から上記方法により加工されるものとしたがこれに限られるものではなく、矩形状の鋼材２０で形成され、その一部分が第一の部位１０ａ、他の部分が第二の部位１０ｂとしても良い。プレス成形鋼品１０において、第一の部位１０ａが第二の部位１０ｂに対して厚さが異なる場合、例えば一定の厚さの鋼材のうち第一の部位１０ａとなる部分をしごき加工等して厚さを変化させて第一の部位１０ａを形成した場合、厚さの相違に基づいて第一の部位１０ａの範囲と第二の部位１０ｂの範囲をそれぞれ特定しても良い。また、プレス成形品１０は、第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂとで同一の厚さとしても良い。例えば、厚さが部位によって異なる鋼材を用いて、厚さが大きい部位について加工して第一の部位１０ａを形成することで、第一の部位１０ａと第二の部位１０ｂとを同一の厚さとすることもできる。この場合、第一の部位１０ａの範囲と第二の部位１０ｂの範囲は、旧γ粒のアスペクト比や、ビッカース硬さなどにより特定することができる。
本発明によれば、特定の部分についての耐摩耗性を向上させたプレス成形鋼品を提供することが可能であり、産業上有用である。
１０　プレス成形鋼品
１０ａ　第一の部位
１０ｂ　第二の部位
１１　底部
１２　縦壁部

Claims (8)

  1. 　第一の部位と前記第一の部位に一体に連なる第二の部位とを有するプレス成形鋼品であって、
    　前記第一の部位の金属組織中のマルテンサイト分率が体積％で９０％以上であり、
    　前記第一の部位の旧γ粒径のアスペクト比が、前記第二の部位の旧γ粒径のアスペクト比の１．４倍以上であるプレス成形鋼品。
  2. 　前記第一の部位の旧γ粒径のアスペクト比が１．５以上である請求項１に記載のプレス成形鋼品。
  3. 　前記第一の部位の厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さは、前記第二の部位の厚さ方向中心部における当該厚さ方向のビッカース硬さよりも５％以上高い請求項１または請求項２に記載のプレス成形鋼品。
  4. 　前記第一の部位の厚さ方向におけるビッカース硬さが、当該厚さ方向の中心部に対して表面部の方が２％以上高い請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のプレス成形鋼品。
  5. 　前記第一の部位の厚さが、前記第二の部位の厚さよりも１０％以上小さい請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のプレス成形鋼品。
  6. 　円板状に形成された底部と、
    　前記底部の周縁から円筒状に突出している縦壁部とを備え、
    前記底部が前記第二の部位であり、
    前記縦壁部が前記第一の部位である請求項１から請求項５のいずれか一項に記載のプレス成形鋼品。
  7. 　前記第一の部位は他の部品と接触する接触面を有する請求項１から請求項６のいずれか一項に記載のプレス成形鋼品。
  8. 　トランスミッション部品である請求項１から請求項７のいずれか一項に記載のプレス成形鋼品。 
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