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JP2024500521A - 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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JP2024500521A JP2023539091A JP2023539091A JP2024500521A JP 2024500521 A JP2024500521 A JP 2024500521A JP 2023539091 A JP2023539091 A JP 2023539091A JP 2023539091 A JP2023539091 A JP 2023539091A JP 2024500521 A JP2024500521 A JP 2024500521A
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ジン－クン オー、
ソン－ウ キム、
サン－ホン キム、
ヒョ－シク チュン、
サン－ビン ハン、
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ポスコ カンパニー リミテッド
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Abstract

本発明は、自動車等に使用される熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらを製造する方法に関する。

Description

本発明は、自動車等に使用される熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びそれらを製造する方法に関する。
最近、自動車の軽量化による燃費向上が図られている。そのためには鋼材の厚さを減少させる方法があるが、厚さを減少させる場合には自動車の安定性に問題が生じる可能性があるため、鋼材の強度向上が伴わなければならない。このような理由から、高強度鋼板に対する需要が継続的に発生し、様々な種類の鋼材が開発されている。しかしながら、このような鋼材は高い強度を有しているため、加工性が不良であるという問題がある。
このような問題を解決するために、熱間成形法が提案されている。熱間成形法は、鋼材を加工しやすい高温で加工した後、これを低い温度に急冷することにより鋼材内にマルテンサイト等の低温組織を形成させ、最終製品の強度を高める方法である。このようにする場合には、高い強度を有する部材を製造する際の加工性の問題を最小化することができる。
このような熱間成形に関する技術として、特許文献１がある。特許文献１は、Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷により部材組織にマルテンサイトを形成させることによって、引張強度１６００ＭＰａ以上の超高強度を確保する技術を提案している。
一方、自動車の乗員を保護する目的で使用される上記熱間成形部材は、耐衝突特性に優れる必要があり、このような耐衝突特性を評価する代表的な指標として曲げ性が多く用いられている。例えば、自動車のＢピラー（Ｂ－ｐｉｌｌａｒ）のような部材の場合、車両側面に衝突を受けて熱間成形部材が曲がるとき、特定距離（角度）以上まで破断なく耐えることができる特性（曲げ性）が求められる。
特許文献２では、熱間成形部材の表層部のフェライト組織を制御する方案を提案しており、その他にも、相対的に劣ったエネルギー吸収能を補完するために、異種素材あるいは異種厚さの組み合わせを有するブランク（ＴＷＢ、Ｔａｉｌｏｒ ｗｅｌｄｅｄ ｂｌａｎｋ）を熱間成形に取り入れた技術が提案され、様々な研究が行われている。
しかしながら、熱間成形条件の最適化による表層部フェライトの組織制御では、曲げ性の改善に限界がある。また、ＴＷＢを介した耐衝突特性の改善においても、溶接部の劣化により曲げ性がむしろ低下するなど、耐衝突特性が要求される部品の特性向上には限界があった。
米国登録特許第６２９６８０５号 韓国登録特許第１０－１５６９５０８号
本発明の一側面は、熱間成形部材が高い強度を有すると共に、優れた曲げ性を有することができる熱間成形用鋼材及びそれを用いて製造された熱間成形部材、並びにそれらの製造方法を提供しようとするものである。
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書の全体的な内容に記載されており、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された内容から本発明のさらなる課題を理解する上で何ら困難がない。
本発明の一態様は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
下記［関係式１］で計算される表面粗さ指数（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｆａｃｔｏｒ）が１．８μｍ以下である熱間成形用鋼材を提供する。
［関係式１］
Figure 2024500521000002
 （上記Ｒｔは、鋼板表面における任意の測定区間での最も高い山と最も深い谷の垂直方向の距離で定義され、Ｒｄｑは、鋼板表面における任意の測定区間での山の勾配の二乗平均平方根（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）である）
本発明の他の一態様は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いて冷延鋼板を得る段階と、
上記冷延鋼板を下記［関係式２］を満たすように調質圧延する段階と、を含む熱間成形用鋼材の製造方法を提供する。
［関係式２］
Figure 2024500521000003
 （上記Ｐは調質圧延時の圧下力、Ｒａｒｏｌｌは調質圧延ロールの算術平均粗さ（Ｒａ）である）
本発明のさらに他の一態様は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
最大曲げ角変化量が５％以内である熱間成形部材を提供する。
本発明のさらに他の一態様は、前述の熱間成形用鋼材を用いてブランクを得る段階と、
上記ブランクをＡｃ３～９８０℃の温度に加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、
上記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後に冷却する段階と、を含む熱間成形部材の製造方法を提供する。
本発明によれば、熱間成形後に高い強度を有すると共に、優れた曲げ性を有し、耐衝突特性に優れた熱間成形部材を製造することができる。このための熱間成形用鋼材及びそれによって製造された熱間成形部材、並びにそれらの製造方法を提供することができる。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施態様を説明する過程でより容易に理解することができる。
本発明で提示する［関係式１］の表面粗さ因子に関する概念を簡単に示したものである。 本発明において、衝突エネルギー吸収能を評価する基準であるＣＩＥ（Ｃｒａｃｋ Ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）概念を簡単に示したものである。
本明細書で使用される用語は本発明を説明するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。また、本明細書で使用される単数形は、関連する定義がこれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。
本明細書で使用される「含む」の意味は、構成を具体化するためのものであり、他の構成の存在や付加を除外するものではない。
特に断らない限り、本明細書で使用される技術用語及び科学用語を含む全ての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に一致する意味を有するものとして解釈される。
まず、本発明の熱間成形用鋼材の一実現例について詳細に説明する。本発明の鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。以下、各合金組成について詳細に説明し、このとき％は重量％を意味する。
炭素（Ｃ）：０．０４～０．４５％
上記Ｃは、部材の強度を向上させるために添加される必須元素である。上記Ｃ含量が０．０４％未満であると、十分な強度を確保することが困難であり、究極的に曲げ性が高くても、衝突エネルギー吸収能はむしろ低下するため、０．０４％以上添加されることが好ましい。一方、Ｃ含量が０．４５％を超えると、強度は高くなるものの、曲げ性が低下し、衝突エネルギー吸収能は低下するため、０．４５％以下であることが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％を除く）
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加される必要があるだけでなく、固溶強化元素でもあり、炭化物生成の抑制元素として熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質の均一化に効果的な元素として添加される。その含有量が１．５％を超える場合には、焼鈍中の鋼板表面に生成されるＳｉ酸化物によりめっき性が低下することがある。したがって、上記Ｓｉは１．５％以下（０％を除く）含まれることが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．２～２．５％
上記Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、硬化能を向上させて熱間成形時にフェライトの形成を抑制するためにも添加される必要がある。上記Ｍｎの含量が０．２％未満であると、上記効果を得るのに限界があり、不足した硬化能を向上させるために他の高価な合金元素を過度に必要とするため、製造コストを大幅に増加させるという問題が発生することがある。一方、上記Ｍｎが２．５％を超えると、熱間成形工程前に鋼板の強度が上昇してしまい冷間圧延性が低下することがあり、結果、微細組織相の圧延方向に配列されたバンド（ｂａｎｄ）性組織が深化し、衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．２～２．５％であることが好ましい。
リン（Ｐ）：０．０５％以下
上記Ｐは鋼中に不純物として存在し、その含量が０．０５％を超える場合には、熱間成形部材の溶接性を大きく脆化させることがある。一方、上記Ｐは鋼材の製造時における不可避不純物であって、その下限に対しては特に限定しなくてもよいが、Ｐ含量を０．００１％未満に制御するためには、多くの製造コストを要することがあるため、０．００１％以上とすることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
上記Ｓは鋼中に不純物として存在し、熱間成形部材の延性、衝撃特性及び溶接性を阻害する元素であるため、最大０．０２％に制限することが好ましい。一方、上記Ｓは不可避不純物であって、その下限に対しては特に限定しなくてもよいが、０．０００１％未満に制御するためには、多くの製造コストを要することがあるため、０．０００１％以上とすることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
上記ＡｌはＳｉと共に、製鋼において脱酸作用をして鋼の清浄度を高める元素である。上記Ａｌ含量が０．０１％未満では上記効果が得られにくく、その含量が０．１％を超える場合には、連鋳工程中に形成される過剰なＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生するという問題点がある。したがって、上記Ａｌの含量は０．０１～０．１％であることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～５．０％
上記Ｃｒは、Ｍｎのように鋼の硬化能の確保及びＨＰＦ工程時の美麗な表面を確保するために添加される。上記Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、十分な硬化能を確保しにくくなる可能性がある。一方、その含量が５．０％を超えると、添加量に比べて硬化能の向上効果は僅かであり、粗大なＣｒ系炭化物の形成を助長して衝突エネルギー吸収能を低下させることがあるため、５．０％を超えないことが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０２％以下
上記Ｎは鋼中に不純物として含まれる。上記Ｎ含量が０．０２％を超えると、前述のＡｌの場合と同様に、ＡｌＮ形成によるスラブクラックが発生しやすくなるという問題がある。上記Ｎは不純物であって、その下限に対しては特に限定しなくてもよいが、Ｎ含量を０．００１％未満に管理するためには、多くの製造コストを要することがあるため、０．００１％以上とすることができる。
一方、上記鋼材は、上述した合金成分以外に、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下
上記ＭｏはＣｒ、Ｍｎなどのように、鋼が硬化能を向上させる効果があるだけでなく、微細析出物を形成することで結晶粒微細化による曲げ性の増加などの効果を得ることができる。但し、上記Ｍｏ含量が０．５％を超えると、効果に比べて過度な合金鉄のコスト上昇をもたらすため、その含量は０．５％を超えないことが好ましい。上記Ｍｏ含量は０．４５％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましく、０．３５％以下であることがより一層好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下
上記Ｎｉはオーステナイトの安定化元素であって、Ｎｉの添加によって鋼の硬化能を向上させることができる。但し、Ｎｉは高価な合金元素であるため、硬化能の向上効果に比べて製造コストの上昇を考慮すると、その上限を０．５％とすることが好ましい。一方、Ｎｉの添加による硬化能向上効果を十分に得るためには、最小０．０１％以上含むことが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがさらに好ましい。上記Ｎｉの上限は０．４５％であることがより好ましく、０．４％であることがさらに好ましく、０．３５％であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．１％以下
上記Ｎｂは、微細析出物の形成による析出強化効果を得ることができる元素であって、これにより強度上昇及び結晶粒微細化による曲げ性を改善する効果を得ることができる。それに加えて、熱間成形のための加熱中、過度な結晶粒成長を抑制し、熱処理条件の変動に対する強健化を図ることができる。但し、上記Ｎｂ含量が０．１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、析出温度の増加により相対的に粗大な析出物が増加し、コストに比べて効率性が低下することがある。したがって、上記Ｎｂ含量は０．１％以下であることが好ましい。上記Ｎｂ含量の下限は０．００５％であることが好ましく、０．０１％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｎｂ含量の上限は０．０９％であることがより好ましく、０．０８％であることがさらに好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．１％以下
上記Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることにより、硬化能を確保するためにＢを添加する場合に共に添加される元素でもある。また、ＴｉＣ析出物の形成を通じて、析出強化及び結晶粒微細化効果を期待することができる。但し、Ｔｉ含量が０．１％を超えると、むしろ粗大なＴｉＮが多量に形成され、衝突エネルギー吸収能を低下させるため、その上限は０．１％であることが好ましい。上記Ｔｉの下限は０．００５％であることが好ましく、０．０１％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。上記Ｔｉの上限は０．０８％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下
上記Ｂは少量の添加でも硬化能を向上させることができるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析してＰ及び／又はＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を効果的に抑制することができる元素である。しかし、その含量が０．０１％を超えると、Ｆｅ２３ＣＢ６複合化合物の形成により、熱間圧延で脆性を引き起こすため、その上限は０．０１％であることが好ましい。一方、上記Ｂ含量の下限は０．０００１％であることが好ましく、０．０００３％であることがより好ましく、０．０００５％であることがさらに好ましい。上記Ｂ含量の上限は０．００９％であることがより好ましく、０．００７％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。
上記以外の残りは鉄（Ｆｅ）を含み、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入し得るため、これを排除することはできない。これらの不純物は、製造過程における通常の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容について特に言及しない。
本発明の熱間成形用鋼材は、上記合金組成を含み、下記［関係式１］で定義される表面粗さ指数（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｆａｃｔｏｒ）が１．８μｍ以下であることが好ましい。表面粗さは様々な方式（Ｒａ、Ｒｔ、Ｒｓｋなど）で表現されるが、単に鋼材のＲａ、Ｒｓｋ等を変化させるだけでは、熱間成形部材における曲げ性を改善することは困難である。本発明の発明者らは、熱間成形部材の曲げ性向上について研究した結果、鋼材の表面粗さを一定に管理する場合に、熱間成形部材の曲げ性を向上させることができることを認知するようになった。単にＲｔとＲｄｑを測定したものではなく、熱間成形部材の曲げ性を確保するために、ＲｔとＲｄｑの技術的関連性を導出して下記［関係式１］の表面粗さ指数を導出したものである。よって、熱間成形部材における衝突エネルギー吸収能を高めるための曲げ性の向上のために、熱間成形用鋼材において上記表面粗さ指数（Ｓｕｒｆａｃｅ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ｆａｃｔｏｒ）が１．８μｍ以下であることが好ましい。上記表面粗さ指数が１．８μｍを超える場合には、山の勾配が大きくなり、曲げ時の表面ノッチ効果の極大化により曲げ性が低下する可能性がある。
［関係式１］
Figure 2024500521000004
ここで、Ｒｔは鋼板表面における任意の測定区間での最も高い山と最も深い谷の垂直方向の距離で定義され、Ｒｄｑは鋼板表面における任意の測定区間での山の勾配の二乗平均平方根（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）を意味する。上記関係式１によるＲｔ及びＲｄｑの計算方式の一例を図１に示し、通常の技術者はこれを通じて、上記Ｒｔ及びＲｄｑを導出するのに困難がない。
本発明の熱間成形用鋼材の微細組織は、面積分率で、フェライト：５０～９０％を含み、パーライト３０％以下、ベイナイト２０％以下及びマルテンサイト：２０％以下のうち一つ以上を含むことができる。
上記フェライトは軟質相であって、ブランクの作製時に鋼材のブランキング工程の負荷低減に効果的な組織であり、このために５０面積％以上であることが好ましい。但し、９０面積％を超える場合には、ブランクの作製時にフェライト以外の組織に炭素が過度に分配され、熱間成形後にも炭素が不均一に分布する可能性がある。したがって、上記フェライトは５０～９０面積％であることが好ましい。
上記パーライトが３０面積％を超える場合には、熱間成形後にセメンタイトが不完全溶解して強度を低下させるか、又は材質の不均一性を引き起こすことがある。一方、ベイナイトやマルテンサイトがそれぞれ２０面積％を超える場合には、鋼板の強度が過度に上昇し、ブランクの作製時に金型摩耗といった問題が生じる可能性がある。
なお、本発明の熱間成形用鋼材は、少なくとも一面にめっき層を含むことができ、上記めっき層は亜鉛（Ｚｎ）系めっき層、アルミニウム（Ａｌ）系めっき層など、その種類を特に限定するものではなく、溶融めっき、電気めっきなど、その方式に対しても特に限定しない。好ましくは、例としてＡｌ系めっき層が形成されることができる。上記Ａｌ系めっきに対しては特に限定しないが、一例として、上記Ａｌ系めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残りはＡｌ及び不可避不純物を含むことができる。
次に、本発明の熱間成形用鋼材の一実現例について詳細に説明する。以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち一つの実施形態に過ぎず、本発明の熱間成形用鋼材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであることを意味するものではない。
上述した合金組成を満たす鋼スラブを用いて冷延鋼板を製造して得た後、上記冷延鋼板を下記［関係式２］を満たすように調質圧延を行って鋼材を製造する。
［関係式２］
Figure 2024500521000005
 （上記Ｐは調質圧延時の圧下力、Ｒａｒｏｌｌは調質圧延ロールの算術平均粗さ（Ｒａ）である）
上記冷延鋼板に調質圧延を行い、鋼材の表面粗さを制御する。本発明では、調質圧延時の圧下力Ｐとロールの算術平均粗さＲａｒｏｌｌの技術的作用を考慮して、鋼材表面を最適化できることを認知し、上記［関係式２］を導出したものである。上記調質圧延時の圧下力Ｐは、重要な因子であるが、本発明では、その上限や下限を特に限定しない。但し、例えば、圧下力を付与しない場合、巻取り不良などのイシューがあり得るため、圧下力は１００ｔｏｎ以上であってもよく、より好ましくは１５０ｔｏｎ以上であってもよい。また、圧下力が過度に高い場合は、表面めっき層の割れ現象が生じることがあり、上記［関係式２］により４０を超える場合には、その上限を制限することができる。例えば、調質圧延ロールの算術平均粗さが４μｍである場合には、上記［関係式２］を満たすために、圧下力は４００ｔｏｎ以下が好ましい。
上記冷延鋼板は、上記鋼スラブの加熱、熱間圧延、巻取り、冷却、冷間圧延、焼鈍などの過程を経て得られることができる。以下、各過程について説明する。
鋼スラブ加熱
上記鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する。上記鋼スラブ加熱温度が１０５０℃未満である場合には、鋼スラブの組織が均質化しにくくなるだけでなく、析出元素を活用する場合、再固溶させることが困難になることがある。一方、加熱温度が１３００℃を超える場合、過剰な酸化層が形成され、熱間圧延後に表面欠陥を誘発する可能性が高くなり得る。したがって、上記鋼スラブ加熱温度は１０５０～１３００℃であることが好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の下限は１０７０℃であることがより好ましく、１１００℃であることがさらに好ましい。上記鋼スラブ加熱温度の上限は１２８０℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがさらに好ましい。
熱間圧延
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延し、８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満であると、二相域圧延に伴う鋼板表層部の混粒組織が発生し、板形状制御が困難になることがある。一方、上記仕上げ熱間圧延温度が９５０℃を超えると、熱間圧延による結晶粒の粗大化が容易に発生するという問題がある。したがって、上記仕上げ熱間圧延温度は８００～９５０℃であることが好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の下限は８１０℃であることがより好ましく、８２０℃であることがさらに好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度の上限は９４０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましい。
巻取り
上記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る。上記巻取り温度が５００℃未満であると、鋼板の全体又は部分的にマルテンサイトが形成され、板形状制御が難しいだけでなく、熱延鋼板の強度上昇により、以後の冷間圧延工程における圧延性が低下するという問題が発生することがある。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、粗大な炭化物が形成され、熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下することがある。したがって、上記巻取り温度は５００～７００℃であることが好ましい。上記巻取り温度の下限は５２０℃であることがより好ましく、５５０℃であることがさらに好ましい。上記巻取り温度の上限は６８０℃であることがより好ましく、６５０℃であることがさらに好ましい。
冷却
上記巻き取られた熱延鋼板は、巻取り温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却（熱延冷却）するが、上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ未満である場合には、炭化物が成長できる十分な時間により熱延コイルの冷却中に粗大な炭化物が多数形成されるという欠点が生じる可能性がある。したがって、上記冷却速度は、１０℃／Ｈｒ以上であることが好ましく、１２℃／Ｈｒ以上であることがより好ましく、１５℃／Ｈｒ以上であることがさらに好ましい。一方、上記冷却速度が１０℃／Ｈｒ以上さえあれば、本発明が得ようとする効果が得られるため、その上限に対しては特に限定しない。
なお、上記冷却後、冷間圧延前に酸洗する工程を追加することができる。上記酸洗工程により、鋼板表面に形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）を除去して製品の表面品質を向上させることができる。
冷間圧延
上記工程の後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。本発明において、上記冷間圧延時の圧下率に対しては特に限定しないが、目標とする鋼材の厚さを得るためには３０～８０％の圧下率を適用することができる。
焼鈍及び冷却
上記冷延鋼板に対して焼鈍を行う。まず上記冷延鋼板を加熱するが、このとき４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱することが好ましい。上記４００℃～焼鈍温度までの加熱速度が２０℃／ｓを超えると、熱延段階で析出した炭化物が再固溶する時間が十分でなく、粗大な炭化物が残留することがあり、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下する可能性がある。したがって、上記４００℃～焼鈍温度までの加熱速度は２０℃／ｓ以下であることが好ましい。上記加熱速度は１８℃／ｓ以下であることがより好ましく、１５℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。一方、本発明では、上記加熱速度が２０℃／ｓ以下さえあれば、本発明が得ようとする効果が得られるため、上記加熱速度の下限に対しては特に限定しない。但し、焼鈍生産性を考慮すると、上記加熱速度は０．５℃／ｓ以上であってもよく、より好ましくは１℃／ｓ以上、さらに好ましくは１．５℃／ｓ以上であってもよい。一方、本発明では、冷間圧延温度から４００℃未満までの温度範囲では、加熱速度に対して特に限定しない。これは、加熱速度を制御しても、炭化物の再固溶に対する効果が僅かであるためである。
上記加熱された冷延鋼板を焼鈍温度７４０～８６０℃で焼鈍することが好ましい。上記焼鈍温度が７４０℃未満であると、冷間圧延されて組織の再結晶が十分に行われず、板形状が不良になるか、又はめっき後の強度が高くなりすぎてブランキング工程中に金型摩耗を誘発することがある。一方、焼鈍温度が８６０℃を超える場合、焼鈍工程中にＳｉ、Ｍｎ等の表面酸化物を形成してめっき表面が不良になるという問題が発生することがあるため、上記焼鈍温度は７４０～８６０℃であることが好ましい。上記焼鈍温度の下限は７５０℃であることがより好ましく、７６０℃であることがさらに好ましい。上記焼鈍温度の上限は８５０℃であることがより好ましく、８４０℃であることがさらに好ましい。
上記焼鈍時の雰囲気は非酸化性雰囲気とすることが好ましい。例えば、水素－窒素混合ガスを使用することができ、このとき、雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であり得る。上記露点温度を－７０℃未満にするためには、制御のための付加的な設備が必要であるため、製造コストが上昇するという問題があり、露点が－３０℃を超えると、焼鈍中に鋼板表面に焼鈍酸化物が過剰に形成され、未めっきなどの不良を引き起こすことがある。したがって、上記連続焼鈍時に雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃であることが好ましい。上記雰囲気ガスの露点温度の下限は－６５℃であることがより好ましく、－６０℃であることがさらに好ましい。上記雰囲気ガスの露点温度の上限は－３５℃であることがより好ましく、－４０℃であることがさらに好ましい。
上記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却（焼鈍冷却）する。冷却速度が１℃／ｓ未満である場合には、粗大な炭化物が多量に形成され、最終的に得られる熱間成形部材の衝突エネルギー吸収能が低下することがある。したがって、上記冷却速度は１℃／ｓ以上であることが好ましい。上記冷却速度は１．５℃／ｓ以上であることがより好ましく、２℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。上記冷却速度の上限に対しては特に限定しない。但し、鋼板形状の不良を抑制する観点から、上記冷却速度は５０℃／ｓ以下であってもよく、より好ましくは４５℃／ｓ以下、さらに好ましくは４０℃／ｓ以下であってもよい。
一方、上記調質圧延を行う前に、焼鈍された冷延鋼板にさらにめっきを行うことができる。本発明において、めっきの種類及び方式に対しては特に限定しないが、Ａｌ系めっきの一例について説明する。上記めっきは、上記焼鈍された冷延鋼板を冷却し、Ａｌ系めっき浴に浸漬してアルミニウム系めっき層を形成する。Ａｌ系めっき浴の組成及びめっき条件に対しては特に限定しない。
但し、非制限的な一例として、めっき浴の組成は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及びその他の不可避不純物を含むことができ、めっき量は、当該技術分野において通常適用される片面基準３０～１３０ｇ／ｍ２であることができる。上記めっき浴の組成中、Ｓｉ含量が６重量％未満である場合には、めっき浴の温度が過度に上昇して設備を劣化させるという欠点があり、１２重量％を超える場合には、合金化を過度に遅らせて熱間成形のための加熱時間を長くしなければならないという欠点がある。Ｆｅ含量が１重量％未満の場合には、めっき密着性やスポット溶接性が低下する可能性があり、４重量％を超える場合には、めっき浴内のドロスの発生が過剰となり、表面品質の不良を誘発することがある。めっき付着量が片面基準３０ｇ／ｍ２未満である場合には、所望の熱間成形部材の耐食性を確保しにくくなる可能性があり、１３０ｇ／ｍ２を超える場合には、過度なめっき付着量のため製造コストが上昇するだけでなく、めっき量をコイルの全幅及び長さ方向に均一に鋼板にめっきすることが容易でない可能性がある。
一方、本発明の他の側面によれば、上記のように、冷延鋼板に対して連続焼鈍及びアルミニウム系めっきを行うことができるが、冷却された熱延鋼板に対して酸洗した直後にアルミニウム系めっきを行うこともできる。
以下、本発明の熱間成形部材の一実現例について詳細に説明する。本発明の熱間成形部材は、前述した熱間成形用鋼材を熱間プレス成形して製造することができる。
上記熱間成形部材の微細組織は、マルテンサイト単相組織又はマルテンサイトと４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有することができる。上記マルテンサイトは、本発明が目標とする強度の確保に効果的な組織であるため、本発明の微細組織はマルテンサイト単相組織であり得る。一方、ベイナイトはマルテンサイトよりやや強度の低い組織ではあるが、マルテンサイト基地内に形成する際に曲げ性を大きく低下させることなく、強度を確保するのに有利な組織であるため、本発明では、上記マルテンサイトと共に４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織を有することもできる。但し、上記ベイナイトの分率が４０面積％を超える場合には、本発明で目標とする強度の確保が困難になる可能性がある。
一方、上記微細組織は、１０面積％以下のフェライト及び５％以下の残留オーステナイトのうち一つ以上をさらに含むことができる。上記フェライト及び残留オーステナイトは、製造工程上、不可避に形成され得るものである。上記フェライト組織が１０面積％を超える場合には、強度が低下するだけでなく、曲げ特性が大きく低下する可能性があり、上記残留オーステナイト組織が５面積％を超える場合には、強度が低下するか、又は熱間成形中に雰囲気ガスから水素の流入が増加して、水素脆性が発生する可能性が高くなり得る。
上記熱間成形部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：１０００ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：３．５％以上であり得る。
本発明の熱間成形部材は、最大曲げ角変化量が５％以下であり得る。上記最大曲げ角は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験によって確認することができる。上記最大曲げ角変化量が５％を超えると、類似の物性においても曲げ性ないし衝突特性が低下することがある。
次に、本発明の熱間成形部材を製造する方法の一実現例について詳細に説明する。以下で説明する製造方法は、全ての可能な実施形態のうち一つの実施形態に過ぎず、本発明の熱間成形部材が必ずしも以下の製造方法によってのみ製造されるべきであることを意味するものではない。
前述の熱間成形鋼材又は前述の方法で製造された熱間成形鋼材を用意し、これを用いてブランクを製造し、上記ブランクをオーステナイト単相域温度以上、より詳細にはＡｃ３～９８０℃の温度に加熱した後、１～１０００秒間保持する。
上記ブランク加熱温度がＡｃ３温度未満であると、未変態フェライトの存在により所定の強度を確保しにくくなる可能性がある。一方、加熱温度が９８０℃を超える場合には、部材表面に過剰な酸化物が生成され、スポット溶接性を確保しにくくなる可能性がある。したがって、上記ブランク加熱温度はＡｃ３～９８０℃であることが好ましい。上記ブランク加熱温度の下限はＡｃ３＋５℃であることがより好ましく、Ａｃ３＋１０℃であることがさらに好ましい。上記ブランク加熱温度の上限は９７０℃であることがより好ましく、９６０℃であることがさらに好ましい。
上記保持する時間が１秒未満であると、ブランク全体において温度が均一化されず、部位別に材質差を誘発することがあり、保持時間が１０００秒を超えると、加熱温度が過度な場合と同様に、部材表面に過剰な酸化物が生成され、スポット溶接性を確保しにくくなる可能性がある。したがって、上記保持時間は１～１０００秒であることが好ましい。上記保持時間の下限は３０秒であることがより好ましく、６０秒であることがさらに好ましい。上記保持時間の上限は９００秒であることがより好ましく、８００秒であることがさらに好ましい。
その後、上記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後、常温まで冷却（成形冷却）し、最終的に熱間成形部材を製造する。本発明では、上記熱間成形時の具体的な条件に対しては特に限定せず、本発明が属する技術分野において通常知られている熱間成形工法をそのまま適用することができる。好ましい一例として、金型冷却方式を用いることができる。
次に、本発明の実施例について説明する。
下記の実施例は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の範疇から逸脱しない範囲内で、様々な変形が可能であることは言うまでもない。下記の実施例は、本発明を理解するためのものであって、本発明の権利範囲は、下記の実施例に限定して定められてはならず、後述する特許請求の範囲だけでなく、これと均等なものによって定められるべきである。
（実施例）
下記表１の組成（重量％、残りはＦｅと不可避不純物である）を有する厚さ４０ｍｍの鋼スラブを真空溶解により製造した。上記鋼スラブを１２５０℃に加熱した後、９００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延し、６４０℃の巻取り温度で巻き取った後、最終厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱延鋼板を酸洗処理した後、冷間圧下率４５％で冷間圧延を行い、冷延鋼板を製造した。５％水素－９５％窒素雰囲気下、通常の焼鈍温度である７８０℃の温度で焼鈍した後、上記冷延鋼板を冷却してからＡｌ系めっきを行った。
このとき、Ａｌ系めっき浴の組成はＡｌ－９％Ｓｉ－２％Ｆｅ及び残りは不可避不純物で構成され、めっき付着量は片面基準７０ｇ／ｍ２とした。上記の鋼板表面に粗度を付与するためにさらに調質圧延を行い、粗度の偏差付与のために調質圧延ロールの粗度及び圧下力を変化させて実施した。各試験片に付与されたロール粗度及び圧下力を表２に記載した。
このように製造された鋼板を用いてブランクを作製した後、熱間成形用金型を用いて熱間成形することにより熱間成形部材を製造した。このとき、上記ブランクの加熱温度は９３０℃、保持時間は５分であり、加熱炉から成形するまでの移送時間は全て１０秒で同様に適用した。
降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）は、ＡＳＴＭ規格の試験片を鋼板の圧延方向と垂直な方向に採取した後、引張試験を行って測定した。
衝突エネルギー吸収能において重要な指標である曲げ性は、ＶＤＡ規格（ＶＤＡ２３８－１００）に従って３点曲げ試験を行った。上記３点曲げ試験で得られた荷重－変位曲線から最大荷重に達するまでの面積（ＣＩＥ、Ｃｒａｃｋ Ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ）を計算することにより、素材の衝突エネルギー吸収能を評価することができる。図２は、上記衝突エネルギー吸収能を評価する基準である上記ＣＩＥ概念を簡単に示したものである。
Figure 2024500521000006
Figure 2024500521000007
上記表２において、関係式１は表面粗さ指数（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｆａｃｔｏｒ）である
Figure 2024500521000008
 を示したものである。
（上記Ｒｔは、鋼板表面における任意の測定区間での最も高い山と最も深い谷の垂直方向の距離で定義され、Ｒｄｑは、鋼板表面における任意の測定区間での山の勾配の二乗平均平方根（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）である）
関係式２は
Figure 2024500521000009
 を示したものである。
（上記Ｐは調質圧延時の圧下力、Ｒａｒｏｌｌは調質圧延ロールの算術平均粗さ（Ｒａ）である）
上記表１及び２から分かるように、本発明が提案する合金組成及び調質圧延条件を全て満たし、表面粗さ指数１．８μｍ以下を確保する場合には、優れた曲げ性を確保できることが確認できた。
具体的に、発明例１と比較例１～２とを比較すると、いずれも同じＡ鋼種を用いて製造されたものであって、本発明の条件を満たす発明例１は最大曲げ角６０．１４°、ＣＩＥ２９６９２Ｎｍを示し、優れた曲げ性ないし耐衝突特性が得られることが分かる。しかし、比較例１～２は、発明例１と類似の熱間成形後の強度を有するものの、調質圧延条件である［関係式２］が上限の４０を超えているため、表面粗さ指数が本発明の範囲から外れたものである。その結果、表面ノッチ効果により、最終的に発明例１に比べて曲げ角変化量が５％超過することを確認し、曲げ性の減少があることを確認した。
発明例２～４及び比較例３はいずれも同じＢ鋼種を用いて製造されたものであるが、本発明の条件を満たす発明例２は、優れた曲げ性及び耐衝突特性を示し、発明例３～４は、いずれも発明例２に比べて最大曲げ角の減少が５％以下に留まっている。しかし、比較例３は、調質圧延条件である［関係式２］が上限の４０を超え、表面粗さ指数が本発明の範囲から外れており、発明例３に比べて、顕著な曲げ性及び耐衝突特性の減少が確認できた。
発明例５と比較例４～５は、同じＣ鋼種で製造されたものであって、発明例５は４２°の最大曲げ角を有し、ＣＩＥ３９５６６Ｎｍを達成することができた。しかし、比較例４～５は、調質圧延条件である［関係式２］が上限の４０を超え、表面粗さ指数が本発明の範囲から外れており、発明例５に比べて、５％超過の曲げ角変化量を確認し、曲げ性及び耐衝突特性の減少が確認できた。
（実施例２）
下記表３に記載されている鋼成分を有する鋼を実施例１と同じ製鋼、熱延、冷延及び焼鈍工程により製造した。この際、さらなるめっきは実施していない。焼鈍工程を通過した焼鈍鋼板に粗度を付与するために調質圧延を行い、調質圧延された焼鈍鋼板を熱間成形工程時に発生し得る表層脱炭を防止するために、さらに電気めっきを行った。このようにして製造された鋼板を用いてブランクを作製した後、熱間成形用金型を用いて熱間成形することにより熱間成形部材を製造した。このとき、上記ブランクの加熱温度は９００℃、保持時間は６分であり、加熱炉から成形するまでの移送時間は全て１０秒で同様に適用した。
Figure 2024500521000010
Figure 2024500521000011
上記表４において、関係式１及び２は、前述した実施例１の表２の内容と同じである。
表４において、表３のＤ鋼種で製造された発明例６～８及び比較例６を見ると、発明例６は最大曲げ角５８．５°であり、非常に優れた曲げ性を有することが確認できた。発明例７及び８も本発明の条件を満たすものであって、発明例６に比べて曲げ角変化量はあるものの、いずれも５％以下であり、良好な曲げ性ないし耐衝突特性を有することが確認できる。
一方、比較例６の場合、同じＤ鋼種を用いて製造したものであって、熱間成形後の強度を示すにもかかわらず、合金組成は本発明の範囲を満たしているが、関係式２による値が４０を超えており、結果として、表面粗さ指数が本発明の範囲を超えるため、表面ノッチ効果により、最終的に発明例６に比べて５％超過の曲げ角変化量を示すことが確認できた。

Claims (17)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    下記［関係式１］で計算される表面粗さ指数（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｆａｃｔｏｒ）が１．８μｍ以下である、熱間成形用鋼材。
    ［関係式１］
    Figure 2024500521000012
     （前記Ｒｔは、鋼板表面における任意の測定区間での最も高い山と最も深い谷の垂直方向の距離で定義され、Ｒｄｑは、鋼板表面における任意の測定区間での山の勾配の二乗平均平方根（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）である）
  2. 前記鋼材は、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  3. 前記鋼材の微細組織は、面積分率で、フェライト：５０～９０％を含み、パーライト３０％以下、ベイナイト２０％以下及びマルテンサイト：２０％以下のうち一つ以上を含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  4. 前記鋼材はめっき層をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形用鋼材。
  5. 前記めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残りはＡｌ及び不可避不純物を含む、請求項４に記載の熱間成形用鋼材。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを用いて冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を下記［関係式２］を満たすように調質圧延する段階と、を含む、熱間成形用鋼材の製造方法。
    ［関係式２］
    Figure 2024500521000013
     （前記Ｐは調質圧延時の圧下力、Ｒａｒｏｌｌは調質圧延ロールの算術平均粗さ（Ｒａ）である）
  7. 前記冷延鋼板は、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうち１種以上をさらに含む、請求項６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  8. 前記冷延鋼板を得る段階は、
    前記鋼スラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを８００～９５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５００～７００℃で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を巻取り温度から４００℃まで１０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を３０～８０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を４００℃から焼鈍温度までの温度範囲を２０℃／ｓ以下の速度で加熱する段階と、
    前記加熱された冷延鋼板を焼鈍温度７４０～８６０℃で焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を焼鈍温度から６６０℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含む、請求項６に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  9. 前記焼鈍時に雰囲気ガスの露点温度（Ｄｅｗ ｐｏｉｎｔ）は－７０～－３０℃である、請求項８に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  10. 前記焼鈍された冷延鋼板を冷却した後、Ａｌ系めっき浴に浸漬してアルミニウムめっき層を形成する段階をさらに含む、請求項８に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  11. 前記Ａｌ系めっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項１０に記載の熱間成形用鋼材の製造方法。
  12. 重量％で、Ｃ：０．０４～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０１～５．０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    最大曲げ角変化量が５％以下である、熱間成形部材。
  13. 前記熱間成形部材は、降伏強度（ＹＳ）：８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：１０００ＭＰａ以上、伸び率（Ｅｌ）：３．５％以上である、請求項１２に記載の熱間成形部材。
  14. 前記熱間成形部材の微細組織がマルテンサイト単相組織又はマルテンサイトと４０面積％以下のベイナイトを含む混合組織である、請求項１２に記載の熱間成形部材。
  15. 前記熱間成形部材は、請求項１から５のいずれか一項に記載の熱間成形用鋼材を用いて製造された、請求項１２に記載の熱間成形部材。
  16. 請求項１から５のいずれか一項に記載の熱間成形用鋼材を用いてブランクを得る段階と、
    前記ブランクをＡｃ３～９８０℃の温度に加熱した後、１～１０００秒間保持する段階と、
    前記加熱及び保持されたブランクを熱間成形した後に冷却する段階と、を含む、熱間成形部材の製造方法。
  17. 前記冷却は金型冷却方式で行う、請求項１６に記載の熱間成形部材の製造方法。
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