特表 2024-515833 引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-04-10

(54)【発明の名称】引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240403BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20240403BHJP

   C21D 1/18 20060101ALI20240403BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20240403BHJP

   C22C 21/02 20060101ALN20240403BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301Z

C22C38/00 301S

C22C38/00 301T

C21D9/46 G

C21D9/46 J

C21D1/18 C

C21D9/00 A

C22C21/02

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023566557

(86)(22)【出願日】2022-04-29

(85)【翻訳文提出日】2023-10-27

(86)【国際出願番号】 CN2022090627

(87)【国際公開番号】W WO2022228574

(87)【国際公開日】2022-11-03

(31)【優先権主張番号】202110480760.7

(32)【優先日】2021-04-30

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】302022474

【氏名又は名称】宝山鋼鉄股▲分▼有限公司

(74)【代理人】

【識別番号】110001195

【氏名又は名称】弁理士法人深見特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】劉 浩

(72)【発明者】

【氏名】譚 寧

(72)【発明者】

【氏名】洪 繼 要

(72)【発明者】

【氏名】畢 文 珍

【テーマコード（参考）】

4K037

4K042

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA06

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4K037EB09

4K037EB11

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4K037FA02

4K037FA03

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4K037FC04

4K037FE02

4K037FG01

4K037FJ05

4K037GA05

4K037JA06

4K042AA25

4K042BA01

4K042BA02

4K042BA11

4K042CA02

4K042CA06

4K042CA08

4K042CA09

4K042CA10

4K042CA12

4K042CA13

4K042DA01

4K042DC02

4K042DC03

4K042DD01

4K042DE05

4K042DE06

(57)【要約】

引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品およびその製造方法であって、その化学成分は、重量パーセントで、Ｃ ０．０５～０．２０％、Ｓｉ ０．０２～１．００％、Ｍｎ ０．５～２．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ａｌ ０．０１～０．３０％、Ｎｂ ０．０１～０．０．０４％、Ｔｉ ０．０１～０．０６％、Ｃｒ：０．１２～０．５０％、Ｂ ０．００１～０．０５％であり、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物であり、且つ０．２４％≦Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．４５％、０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０≦０．１５％という条件を同時に満たす。得られる熱間プレス部品は、初期オーステナイトの平均結晶粒径≦１０μｍ、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、破断伸び率≧６％である。熱間プレス部品は、高強度とともに高靱性を有し、自動車、船舶、機械等の産業に広く応用される。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品であって、その化学成分は、重量パーセントで、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．０１～０．０６％、Ｃｒ：０．１２～０．５０％、Ｂ：０．００１～０．０５％であり、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物であり、且つ以下の条件を同時に満たし：
０．２４％≦Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．４５％；
０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０≦０．１５％；
前記熱間プレス部品は、初期オーステナイトの平均結晶粒径≦１０μｍ、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２である、引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項2】

前記熱間プレス部品は、成分として、重量パーセントで、さらにＮｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％のうちの一つまたは複数を含む、ことを特徴とする請求項１に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項3】

前記Ｐが≦０．０５％、および／または前記Ｓが≦０．０１％である、ことを特徴とする請求項１に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項4】

前記Ｓｉの含有量は０．０５～０．７％であり、および／または前記Ａｌの含有量は０．０１～０．２５％であり、および／または前記Ｂの含有量は０．００１～０．００５％である、ことを特徴とする請求項１に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項5】

前記熱間プレス部品の顕微組織において、マルテンサイトとベイナイトの面積割合が≧７５％であり、残部はフェライト、残留オーステナイトまたはその両者が混合したものからなる、ことを特徴とする請求項１～４のいずれ一項に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項6】

前記熱間プレス部品は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、破断伸び率≧６％である、ことを特徴とする請求項１～５のいずれ一項に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項7】

前記熱間プレス部品は、降伏強度≧８３０ＭＰａ、引張強度≧１０２０ＭＰａ、破断伸び率≧７．０％である、ことを特徴とする請求項６に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項8】

前記熱間プレス部品は、降伏強度が８３０～１１５０ＭＰａであり、引張強度が１０２０～１３００ＭＰａであり、破断伸び率が７．０～９．０％である、ことを特徴とする請求項７に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項9】

前記熱間プレス部品は、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８５°、好ましくは≧９０°、好ましくは８５～１２０°であり；および／または前記熱間プレス部品の室温下衝撃靱性≧８５Ｊ／ｃｍ^２、好ましくは≧９０Ｊ／ｃｍ^２、好ましくは８０～１１５Ｊ／ｃｍ^２である、ことを特徴とする請求項１～７のいずれ一項に記載の引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【請求項10】

以下のステップを含む、ことを特徴とする請求項１～９のいずれ一項に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法：
１）製錬、鋳造
請求項１～４中のいずれ一項に記載の成分に従って製錬し、スラブに鋳造する；
２）熱間圧延、卷取、酸洗い
前記スラブの加熱と出炉温度は１１００～１２６０℃とし、最終圧延温度は８３０～８８０℃とする；
卷取温度は５８０～６５０℃とし、後は酸洗いを経て熱間圧延スラブを得る；
３）冷間圧延、焼鈍
冷間圧延総圧下量は４０～８０％とし、焼鈍温度は７２０～７８０℃とする；
４）熱間プレス成形
焼鈍後の鋼板をＡｃ_３～９６０℃に加熱し、加熱時間は２～１０ｍｉｎとし；その後、金型に搬送し、プレス加工成形を行い、成形温度は≧７００℃とし；
その後、３０℃／ｓを超える冷却速度で２００℃以下に冷却し、熱間プレス部品を得る。

【請求項11】

ステップ３）において、前記焼鈍後の鋼板の組織中に、網状で分散的に分布するマルテンサイトと炭化物粒子の面積割合は１０～４０％であり、且つ単一マルテンサイトまたは炭化物粒子の面積は２５μｍ^２未満である、ことを特徴とする請求項１０に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法。

【請求項12】

ステップ３）において、前記焼鈍後の鋼板の組織中に、８０％以上の結晶粒のアスペクト比は０．５～２．０である、ことを特徴とする請求項１０または１１に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法。

【請求項13】

前記ステップ３）の焼鈍後、鋼板に対しめっきを行い、めっき層を有する鋼板を得て、且つ前記めっき層の片面の重量平均値が２０～１２０ｇ／ｍ^２である、ことを特徴とする請求項１０に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法。

【請求項14】

前記めっき層は純亜鉛めっき層、亜鉛鉄合金めっき層、ＡｌとＭｇ含有亜鉛系合金めっき層またはアルミシリコン合金めっき層である、ことを特徴とする請求項１１に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法。

【請求項15】

前記ステップ４）の熱間プレス成形前、鋼板とその他の強度グレードの熱間プレス部品用鋼板をレーザ突合せ溶接技術で溶接し、熱間プレス突合せ溶接部品を形成する、ことを特徴とする請求項１０または１１または１２に記載の引張強度≧１０００ＭＰａ熱間プレス部品の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、自動車材料の技術分野に関し、具体的には引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品およびその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

自然環境の悪化および石油資源の不足が日々深刻化する中、グリーンおよび安全性が自動車製造業の主な発展方向になりつつある。現在の研究によると、自動車用鋼の強度グレードの増加に伴い、特に引張強度が１０００ＭＰａを超える鋼板は、冷間成形における冷プレス加工成形性が顕著に悪化し、成形ピアスのサイズ精度が悪く、そして一部の場所で裂く場合がある。熱間プレス成形部品は、高強度化、高成形性、低歪み回復量等の特徴があるため、その製品は自動車構造の軽量化において一つ重要な技術解决策になる。熱間プレス製品は、ホワイトボディのＡ／Ｂピラー、バンパー、中央通路等の安全性構造部品に広く応用されるため、ニーズが日々増加している。

【0003】

現在市場で応用される熱間プレス製品は主に１５００ＭＰａ強度グレードであり、その靱性に関しては、ＶＤＡ冷間曲げ角度が約５０°で、室温下衝撃靱性が約４０Ｊ／ｃｍ^２である。それに比べると、１０００ＭＰａ熱間プレス製品はより高い靱性を有するため、靱性がさらに求められるエネルギー吸収ピアスに応用できる。１０００ＭＰａグレードの高靱性熱間プレス製品は、材料の性能に関してはより高い衝突性能を有し、構造強化材においてはエネルギー吸収領域として働き、高強度と良好な局部衝突等の利点を兼備する。現在では１０００ＭＰａ強度グレードの熱間プレス用鋼が知られるが、高強度、高靱性を得るために成分として複数の貴重元素が添加され、製造に当たって、多くの場合、複雑な多段階制御プロセスが採用されるなどの欠点が存在する。

【0004】

中国特許ＣＮ１０７８１０２８１Ｂは、「プレス硬化用の鋼およびそのような鋼から製造されたプレス硬化部品」を開示する。引張強度が９５０ＭＰａを超え、冷間曲げ角度が７５°を超えるプレス硬化部品が得られるが、その成分には大量のマイクロアロイが存在し、且つ鋼板の生産において高温焼鈍処理が採用され、部品の生産における熱間プレスプロセスには二段階冷却制御処理等が採用されるため、製造工程が複雑であり、実際の運用では困難である。

【0005】

中国特許ＣＮ１０５８２９５６２Ｂは、「熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板」を開示する。合金成分として、０．０６０～０．２０％のＴｉ元素が添加され、そして全Ｔｉの９０％の析出が求められ、さらにプロセスに関しては、熱間プレス後の冷却に二段階冷却が採用される。得られる熱間プレス部材は、９８０ＭＰａ以上の強度しか実現できず、熱間プレス部材が高靱性を有することも言及されない。

【0006】

中国特許ＣＮ１０４８３８０３０Ｂは「靭性が向上した熱間プレス部品およびその製造方法」を開示する。その合金成分としては、Ｂ≦０．００１％、主にＭｏ等の他の貴重合金によって焼入れでのマルテンサイト取得性を高め、高強度化を実現する。

【0007】

このように、従来の高強度熱間プレス用鋼は靱性不足、衝突エネルギー吸収効果が悪い等の問題がある。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明の目的は、引張強度≧１０００ＭＰａの高靱性熱間プレス部品およびその製造方法の提供にある。得られる熱間プレス部品は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、破断伸び率≧６％、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２である。熱間プレス部品は、高強度とともに高靱性を有し、従来の高強度熱間プレス部品における靱性不足、衝突エネルギー吸収効果が悪い等の問題が解決され、自動車、船舶、機械等の産業に広く応用される。

【課題を解決するための手段】

【0009】

上述の目的を達成するため、本発明が提供する技術案は以下の通りである：
引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品であって、その化学成分は、重量パーセントで、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．０１～０．０６％、Ｃｒ：０．１２～０．５０％、Ｂ：０．００１～０．０５％であり、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物であり、且つ以下の条件を同時に満たし：
０．２４％≦Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．４５％；
０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０≦０．１５％；
前記熱間プレス部品は、初期オーステナイト平均結晶粒径≦１０μｍ、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２である、引張強度≧１０００ＭＰａの熱間プレス部品。

【0010】

さらに、前記熱間プレス部品は、成分として、重量パーセントで、さらにＮｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％のうちの一つまたは複数を含んでもいい。

【0011】

好ましくは、前記Ｐが≦０．０５％である。
好ましくは、前記Ｓが≦０．０１％である。

【0012】

本発明による熱間プレス部品の顕微組織において、マルテンサイトとベイナイトの面積割合が≧７５％であり、残部はフェライト、残留オーステナイトまたはその両者が混合したものからなる。

【0013】

本発明による熱間プレス部品は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、破断伸び率≧６％。

【0014】

いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、降伏強度≧８３０ＭＰａ、引張強度≧１０２０ＭＰａ、破断伸び率≧７．０％である。いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、降伏強度が８３０～１１５０ＭＰａであり、引張強度が１０２０～１３００ＭＰａであり、破断伸び率が７．０～９．０％である。

【0015】

いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８５°である。いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧９０°である。いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、ＶＤＡ冷間曲げ角度が８５～１２０°である。

【0016】

いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、室温下衝撃靱性≧８５Ｊ／ｃｍ^２である。いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、室温下衝撃靱性≧９０Ｊ／ｃｍ^２である。いくつかの実施方案において、本発明による熱間プレス部品は、室温下衝撃靱性は８０～１１５Ｊ／ｃｍ^２である。

【0017】

本発明の成分設計において：
Ｃ：強度や硬度を高めるのに重要な元素であり、炭素含有量が０．０５％以上であることで、鋼板や熱間プレス部品の強度と焼入れ性が保障され、熱間プレス部品の引張強度が目標要求に達することができる。なお、炭素含有量の増加により、熱間プレス部品の可塑性、靱性と溶接性等が悪化する場合があるため、本発明では、Ｃ含有量は０．０５～０．２０％とする。

【0018】

Ｓｉ：一定の量のＳｉを添加することで、それがフェライトやオーステナイト中に溶け、熱間プレス部品の強度と硬度が高まる。Ｓｉの含有量が１．０％を超えた後、熱間プレス部品のメッキ性が影響されるため、本発明では、Ｓｉ含有量は０．０２～１．０％とする。一実施形態において、Ｓｉ含有量は０．０５～０．７％とする。

【0019】

Ｍｎ：脱酸素と脱硫黄の効果があり、さらに熱間プレス部品の硬度と強度を高めることができる。Ｍｎは強いオーステナイト安定化元素であり、熱間プレス部品の焼入れ性を顕著に増加できる。熱間プレス部品の強度を保障するために、鋼におけるＭｎ含有量は０．５％以上とする。なお、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、熱間プレス部品の製造性と溶接性が悪化する場合があるため、本発明では、Ｍｎ含有量は０．５～２．０％とする。

【0020】

Ｃ＋Ｍｎ／６は合金成分の重要組成であり、材料強度、靱性および溶接性を十分に反映するものである。合金成分においてＣ＋Ｍｎ／６＜０．２４％であると、熱間プレス部品において高い引張強度が保障できず、且つ材料中にマルテンサイトを得る能力が不足である。合金成分においてＣ＋Ｍｎ／６＞０．４８％であると、熱間プレス部品においてマルテンサイト組織中のＣ、Ｍｎ含有量が高くなり、高い炭素量のマルテンサイトが得られやすく、材料の靱性が顕著に悪化する。なお、０．４５％を超えると、溶接性が著しく下がるため、本発明では、０．２４％≦Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．４５％とする。

【0021】

Ｐ、Ｓ：ＰとＳはともに有害元素であり、Ｐ元素の偏析により、熱間プレス部品において低温脆性現象が現れる。高温状態でのＳの偏析により、可塑性が下がり、場合によって低温脆性現象が発生する。本発明設計の主要な目的は材料の靱性を顕著に高めることにあり、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％とする必要があり、好ましくはＰ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％とする。

【0022】

Ａｌ：脱酸素元素として、熱間プレス部品において、０．０１％以上のＡｌが含有されると好適であるが、熱間プレス部品中に大量のＡｌが含有されると、粗大な酸化物が形成され、熱間プレス部品の総合的な性能が悪化する。そのため、本発明では、Ａｌ含有量は０．０１～０．３％とする。いくつかの実施形態において、Ａｌ含有量は０．０１～０．２５％とする。

【0023】

Ｎｂ：重要なマイクロアロイである。Ｎｂは、固溶強化効果がある。一方、Ｎｂは、Ｃ、Ｎのいずれとも非常に強い結合力を有し、それらと安定な化合物を形成することができ、結晶粒を微細化させ、熱間プレス部品の強度や靱性を高め、同時に熱間プレス部品に良好な冷間曲げ性を与えることができる。そして、Ｎｂの炭素窒素化物は、水素トラプとして、水素誘起割れに対する敏感性を下げることができる。そのため、本発明では、Ｎｂ含有量は０．０１～０．０４％とする。０．０１％未満であると、結晶粒微細化効果が不足し、また０．０４％を超えると、製品のコストが高くなる。

【0024】

Ｔｉ：重要なマイクロアロイであり、それが窒素、酸素、炭素と強い親和力を有し、良好な脱酸素および窒素固定可能な元素であり、ホウ素と窒素によるＢＮの形成を避けることができる。なお、Ｔｉは結晶粒微細化効果を有し、材料の靱性を高めることができる。しかし、Ｔｉ含有量が高すぎると、バルク状の窒化物が形成されやすく、靱性・可塑性が悪化する。そのため、本発明では、Ｔｉ含有量は０．０１～０．０６％とすることで、熱間プレス部品の靱性・可塑性を高めることができる。

【0025】

Ｂ：主な効果は、鋼の焼入れ性を大きく増加することで、その他の貴重金属を節約することである。焼入れ性を高めるためのＢの添加には最適な範囲があり、一定の量を超えると焼入れ性の増加効果が明らかではなくなるため、本発明では、Ｂ含有量は０．００１～０．０５％とする。いくつかの実施形態において、Ｂ含有量は０．００１～０．００５％とする。

【0026】

成分として、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ元素は異なる方式で熱間プレス部品の結晶粒組織を微細化させ、Ｎｂ／Ｔｉ析出炭素窒素化合物は熱間プレス部品の生産において結晶粒を微細化させ、Ｂは焼入れ性を高め、両者の相乗効果で靱性が高められる。Ｎｂ／Ｔｉは類似する効果を有し、添加量のオーダーも一致するが、Ｂは微量ながら焼入れ性を顕著に高める効果を有する。合金成分として、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０＜０．０５％であると、熱間プレス部品組織は顕著に微細化されない。特に、初期オーステナイト平均結晶粒径が１０μｍを超えると、高靱性は実現できない。合金成分として、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０＞０．１５％であると、合金含有量がさらに増加しても微細化効果が明らかでなくなり、一方で合金コストが増加するため、本発明では、０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０≦０．１５％とする。

【0027】

Ｃｒ：熱間プレス部品の焼入れ性を効果的に高めることができる。効果がＭｎと類似し、熱間プレス部品の強度と靱性をさらに高める。そして、Ｃｒ元素の添加により、後続の熱間プレスの加熱での高温による表面酸化が防止されるため、本発明では、Ｃｒ含有量は０．１２～０．５％とする。

【0028】

Ｎｉ、ＭｏおよびＶ：いずれも熱間プレス部品の強度靱性性能を安定に保証する元素である。Ｎｉは鋼の強度を高め、鋼の低温脆性転移温度を下げ、衝撃靱性を高めるのに重要である。Ｍｏは鋼の焼入れ性を顕著に高め、オーステナイト結晶粒を微細化させ、焼き戻し脆性を防止し、熱間プレス部品の強度と靱性を高めることができる。Ｖは微細な炭素窒素化物としてオーステナイト結晶粒を微細化させ、鋼の靱性を高める。そのため、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖはいずれも熱間プレス部品の高強度と良好な靱性を同時に保証できる。

【0029】

鋼の合金コストや元素の効果の飽和度を総合的に考慮すると、本発明はさらにＮｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％のうちの一つまたは複数の合金成分を含むことができる。いくつかの実施方案において、本発明の鋼において、Ｎｉ≦０．３％、Ｍｏ≦０．３％、Ｖ≦０．２％とする。

【0030】

本発明の成分は、主に低炭素マイクロアロイ化という設計思想に従い、Ｃによる固溶強化とＣ／Ｍｎの複合により、焼入れ性を高め、熱間プレス部品の強度を確保する。微量のＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等のマイクロアロイの添加により、初期オーステナイト結晶粒径を含む熱間プレス部品の結晶粒径をさらに顕著に微細化させ、高強度、高靱性の熱間プレス部品を得る。好ましくはＮｉ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を一部添加することにより、熱間プレス部品の強度と靱性をさらに高める。

【0031】

本発明による引張強度が１０００ＭＰａである熱間プレス部品の製造方法は、以下のステップを含む：
１）製錬、鋳造
上記成分に従って製錬し、スラブに鋳造する；
２）熱間圧延、卷取、酸洗い
前記スラブの加熱と出炉温度は１１００～１２６０℃とし、最終圧延温度は８３０～８８０℃とする；
卷取温度は５８０～６５０℃とし、後は酸洗いを経て熱間圧延スラブを得る；
３）冷間圧延、焼鈍
冷間圧延総圧下量は４０～８０％とし、焼鈍温度は７２０～７８０℃とする；
４）熱間プレス成形
焼鈍後の鋼板の加熱温度はＡｃ_３～９６０℃とし、加熱時間は２～１０ｍｉｎとする；その後、金型に搬送し、プレス加工成形を行い、成形温度は≧７００℃とする；
その後、３０℃／ｓを超える冷却速度で２００℃以下に冷却し、熱間プレス部品を得る。

【0032】

いくつかの実施方案において、スラブの加熱と出炉温度は１１５０～１２６０℃とする。

【0033】

さらに、ステップ３）において、前記焼鈍後の鋼板組織において、網状に分散的に分布するマルテンサイトと炭化物粒子の面積割合は１０～４０％であり、且つ単一マルテンサイトまたは炭化物粒子の面積は２５μｍ^２未満である。

【0034】

さらにまた、ステップ３）において、前記焼鈍後の鋼板組織において、８０％以上の結晶粒のアスペクト比が０．５～２．０である。

【0035】

また、前記ステップ３）の焼鈍後、鋼板に対しめっきを行い、めっき層を有する鋼板を得て、且つ前記めっき層の片面の重量平均値が２０～１２０ｇ／ｍ^２である。

【0036】

好ましくは、前記めっき層は純亜鉛めっき層、亜鉛鉄合金めっき層、ＡｌとＭｇ含有亜鉛系合金めっき層またはアルミシリコン合金めっき層である。

【0037】

さらに、前記ステップ４）の熱間プレス成形前、鋼板とその他の強度グレードの熱間プレス部品用鋼をレーザ突合せ溶接技術で溶接し、突合せ溶接部品を形成する。

【0038】

いくつかの実施形態において、ステップ４）における加熱時間は２００～６００ｓとする。

【0039】

いくつかの実施形態において、ステップ４）における成形温度は７００～８２０℃とする。

【0040】

いくつかの実施形態において、ステップ４）の冷却速度は３５～６０℃／ｓとする。
上述の成分で作製される鋼スラブは、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を経て無めっき層鋼板になり、または熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を経た後、任意な方法で鋼板に対しめっきを行うことによりめっき層付鋼板になる。

【0041】

本発明は、熱間プレス部品の生産プロセスを制御し、熱間圧延におけるスラブの加熱と出炉温度は１１００～１２６０℃とする。加熱温度が１１００℃未満であると、マイクロアロイは充分に溶解できない。加熱温度が１２６０℃を超えると、結晶粒は粗大化しやすく、靱性が悪化する。最終圧延温度を８３０～８８０℃とすることで、最終圧延がオーステナイトの未再結晶区間内にあるように圧延し、結晶粒組織を微細化させる。

【0042】

本発明では微量のＮｂ、Ｔｉマイクロアロイが添加されているため、卷取においてニオブチタン炭化物の析出をより多くするために、卷取温度は５８０～６５０℃とする。このように、ナノサイズのスケールで分布するＮｂＣ、ＴｉＣが高い割合で析出し、得られるＮｂＣ、ＴｉＣは後続の熱間プレスの加熱における初期オーステナイト結晶粒の成長を抑制でき、初期オーステナイト結晶粒径の微細化には有利である。卷取温度が５８０℃未満であると、ニオブチタン炭化物は良好な析出を示せず、熱間圧延後の鋼板は強度が高く、冷間圧延が難しくなる。卷取温度が６５０℃を超えると、結晶粒が粗大になり、全工程における結晶粒の微細化制御には不利であり、そして鋼板の一部表面に酸化が発生し、後続の酸洗いプロセスの制御には不利であり、鋼板のメッキ性が影響される。

【0043】

冷間圧延の総圧下量は４０～８０％とする。冷間圧延の総圧下量が４０％未満であると、組織の崩壊が少なく、結晶粒の微細化効果が明らかでなく、そして冷間圧延総圧下量が８０％を越えると、鋼板の内部における残留硬度が高く、帯状組織が多く、後続の生産に不利であり、熱間プレス部品の靱性が顕著に悪化する。

【0044】

熱間圧延後の焼鈍は、鋼板の結晶粒径や形状をさらに制御し、熱間プレス部品の高靱性を確保するためである。成分設計に基づき、焼鈍温度を７２０～７８０℃とすることで、焼鈍後に得られる鋼板組織の中に８０％以上の結晶粒がほぼ等軸状になり、つまり結晶粒の形状のアスペクト比が０．５～２．０を満たすことを保証する。高割合の等軸状結晶粒は帯状組織を減少させ、初期鋼板組織を微細化させることができ、後続の熱間プレス部品の組織は微細化できる。焼鈍温度が７８０℃を超えると結晶粒径が顕著に増大する。

【0045】

焼鈍温度を７２０～７８０℃とすることで、組織中で、フェライト結晶境界に沿って細かいマルテンサイトと炭化物粒子が分散的に分布する。マルテンサイトと炭化物はともに高炭素相である。また、組織中で、面積が２５μｍ^２未満の細かい粒子が１０～４０％を占めるため、有効結晶境界面積が顕著に増加する。高炭素相と有効結晶境界はオーステナイトの優先核生成サイトであるため、オーステナイトの核生成率の増加に有利であり、核生成が促進され、初期オーステナイト結晶粒径が微細化される。組織中でのマルテンサイトと炭化物粒子の面積割合が４０％を超えると、焼鈍後の鋼板のクオリティーが高く、後続の打ち抜き加工に不利であり、また組織中でのマルテンサイトと炭化物粒子の面積割合が１０％未満であると、結晶粒界面積を効果的に増加できない。上述の通り、結晶粒径を制御しないと、高靱性の熱間プレス部品が得られないため、鋼板は７２０～７８０℃で焼鈍する必要がある。

【0046】

本発明では、熱間プレス鋼板の加熱温度がＡＣ_３未満であると、鋼板の組織の完全なオーステナイト化が実現できない。加熱時間が２ｍｉｎ未満であると、鋼板のオーステナイト化及び炭化物の溶解等が不充分である。熱間プレス温度が９６０℃を超え、または加熱時間が１０ｍｉｎを超えると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、熱間プレス部品の靱性が顕著に下がる。鋼板の変形温度が７００℃未満であるとき、変形が困難で、且つフェライト等の組織が大量に析出しやすいため、熱間プレス部品の強度と靱性の設計要件を保証するために、後続では熱間プレス成形後の冷却速度が３０℃／ｓ、つまりマルテンサイト組織を得るための臨界冷却速度を超え、焼入れで２００℃以下に冷却する必要がある。

【0047】

焼鈍完成後に得られる鋼板は、無めっき層板であっでもよく、鋼板の加熱による表面の酸化鉄膜や後続の耐腐食性の悪化等の影響を減少するために、鋼板の表面に合金めっき層を塗布してもよい。めっき層の塗布量は２０～１２０ｇ／ｍ^２とする。めっき層の塗布量が２０ｇ／ｍ^２未満であるとき、生産時での制御が難しくなり、そして熱間プレス部品の耐腐食性が不良で、めっき層の塗布量が１２０ｇ／ｍ^２を超えると、耐腐食性が飽和になり、且つコストが増加する。

【0048】

前記めっき層は、純亜鉛めっき層であってもよい。また、亜鉛鉄合金めっき層、例えばＺｎ－Ｆｅ、Ｚｎ－Ａｌ、Ｚｎ－Ｍｇ、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ等の合金めっき層であってもよい。さらに、ＡｌとＭｇ含有亜鉛系合金めっき層またはアルミシリコン合金めっき層、例えば０～４％Ｆｅ、５～１１％Ｓｉを含み、残部はアルミニウムや不可避的不純物であるアルミシリコン合金めっき層であってもよい。

【0049】

本発明による有益な効果は以下の通りである：
本発明の成分は、主に低炭素マイクロアロイ化という設計思想を採用し、Ｃによる固溶強化とＣ／Ｍｎの複合により、焼入れ性を高め、熱間プレス部品の強度を保証する。微量のＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等のマイクロアロイを添加し、０．２４％≦Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．４５％、０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｂ×１０≦０．１５％になるよう制御することにより、熱間プレス部品の結晶粒径を顕著に微細化させ、熱間プレス部品の初期オーステナイト平均結晶粒径≦１０μｍにさせ、高強度熱間プレス部品の靱性を改善する。従来の高強度熱間プレス部品における靱性不足や、衝突エネルギー吸収効果が悪い等の問題が解決されるため、自動車、船舶、機械等の産業に広く応用される。

【0050】

本発明の作製プロセスでは、本発明は微量のマイクロアロイ成分を添加し、卷取温度を５８０～６５０℃とすることで、ＮｂＣ、ＴｉＣが高い割合で析出し、得られるＮｂＣ、ＴｉＣが後続の熱間プレスの加熱における初期オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、初期オーステナイト結晶粒径が微細化される。さらに、焼鈍温度を７２０～７８０℃とすることで、焼鈍後に得られる鋼板の組織中に、８０％以上の結晶粒がほぼ等軸状になる。このように、鋼板の熱間プレス後、初期オーステナイト結晶粒径が微細化し、初期オーステナイト平均結晶粒径≦１０μｍ、高強度熱間プレス部品の靱性が大幅に高め、得られる熱間プレス部品は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａであり、且つ熱間プレス部品のＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２である。

【図面の簡単な説明】

【0051】

【図1】図１は、本発明の実施例の熱間プレス部品の走査電鏡顕微組織写真を示す。

【図2】図２は、本発明の実施例の熱間プレス部品の初期オーステナイト組織写真を示す。

【図3】図３は、本発明の実施例の焼鈍後の鋼板の金相組織写真を示す。

【発明を実施するための形態】

【0052】

以下では、実施例を参考しながら、さらに本発明に対し説明を行う。実施例において、ＶＤＡ冷間曲げ角度の測定基準：ＶＤＡ２３８－１００ 金属材料板材曲げ試験；衝撃靱性の測定基準：ＧＢ／Ｔ ２２９ 金属材料 シャルピー衝撃試験方法；力学的性質の測定基準：ＧＢ／Ｔ ２２８．１ 金属材料 引張試験 第１部：室温下引張試験方法。

【0053】

本発明の実施例の具体的な成分やプロセスパラメータは表１、表２に示し、各実施例の熱間プレス部品の性能は表３に示す。

【0054】

図１は、熱間プレス部品の走査電鏡顕微組織写真を提供した。図１からわかるように、本発明による熱間プレス部品の顕微組織はマルテンサイト、ベイナイトおよび微量の残留オーステナイトであり、マルテンサイトとベイナイトの面積割合が≧７５％である。

【0055】

図２からわかるように、初期オーステナイトの平均結晶粒径が≦１０μｍである。図３からわかるように、焼鈍後の鋼板組織において、約８５％の結晶粒の形状のアスペクト比が０．５～２．０を満たし、マルテンサイトと炭化物粒子は網状で分散的に分布し、且つマルテンサイトと炭化物粒子の面積割合は２５％を超え、単一粒子面積は２５μｍ^２未満である。

【0056】

表３における性能からわかるように、本発明による熱間プレス部品は、降伏強度≧８００ＭＰａ、引張強度≧１０００ＭＰａ、ＶＤＡ冷間曲げ角度≧８０°、室温下衝撃靱性≧８０Ｊ／ｃｍ^２、破断伸び率≧６％である。

【0057】

【表1】

【0058】

【表2】

【0059】

【表3】

【図1】

【図2】

【図3】

【国際調査報告】