WO2015037061A1 - 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 - Google Patents

熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 Download PDF

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村上　俊夫
純也 内藤
圭介 沖田
池田　周之
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention is used when manufacturing a structural part of an automobile, and is a hot-press steel sheet suitable for hot press forming, a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate, and a press-formed product. It relates to a manufacturing method.
  • a preheated steel plate blade
  • the hot press steel plate is useful for application to a hot press forming method in which a heat treatment is performed simultaneously with shape formation to obtain a predetermined strength.
  • a press-formed product, and a useful method for producing such a press-formed product is used when manufacturing a structural part of an automobile, and is a hot-press steel sheet suitable for hot press forming, a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate, and a press-formed product.
  • the steel sheet is heated to a predetermined temperature (for example, the temperature at which it becomes an austenite phase) to lower the strength, and then formed with a mold having a temperature lower than that of the steel sheet (for example, room temperature).
  • a hot press molding method is used for manufacturing a part (press-molded product) that performs quenching heat treatment (quenching) using the temperature difference between the two to ensure strength after molding.
  • a hot press forming method is called by various names such as a hot forming method, a hot stamping method, a hot stamp method, and a die quench method in addition to the hot press method.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory diagram showing a mold configuration for carrying out hot press molding as described above.
  • 1 is a punch
  • 2 is a die
  • 3 is a blank holder
  • 4 is a steel plate (blank)
  • BHF is a crease pressing force
  • rp is a punch shoulder radius
  • rd is a die shoulder radius
  • CL is a punch / die clearance.
  • the punch 1 and the die 2 have passages 1a and 2a through which a cooling medium (for example, water) can pass, and the cooling medium is allowed to pass through the passages.
  • a cooling medium for example, water
  • the steel plate (blank) 4 is subjected to the two-phase region temperature (Ac 1 transformation point to Ac 3 transformation point) or Ac 3 transformation. Molding is started in a state of being softened by heating to a single-phase temperature above the point. That is, in a state where the steel plate 4 in a high temperature state is sandwiched between the die 2 and the blank holder 3, the steel plate 4 is pushed into the hole of the die 2 (between 2 and 2 in FIG. 1) by the punch 1, and the outer diameter of the steel plate 4 is reduced. A shape corresponding to the outer shape of the punch 1 is formed while shrinking.
  • a steel sheet for hot pressing that is widely used at present, a steel sheet made of 22MnB5 steel is known.
  • This steel sheet has a tensile strength of 1500 MPa and an elongation of about 6 to 8%, and is applied to an impact resistant member (a member that is not deformed as much as possible and does not break).
  • an impact resistant member a member that is not deformed as much as possible and does not break.
  • Patent Documents 1 to 4 As hot-press steel sheets exhibiting good elongation, for example, the techniques of Patent Documents 1 to 4 have been proposed. In these technologies, the basic strength class of each steel sheet is adjusted by setting the carbon content in the steel sheet to various ranges, and ferrite with high deformability is introduced, and the average of ferrite and martensite Elongation is improved by reducing the particle size. These techniques are effective for improving the elongation, but are still insufficient from the viewpoint of improving the elongation according to the strength of the steel sheet. For example, the tensile strength TS is 1470 MPa or more and the elongation EL is about 10.2% at the maximum, and further improvement is required.
  • the part where deformation should be prevented is high strength (high strength side: impact resistant part side), and the part requiring energy absorption is low strength and high ductility (low strength side: energy absorbing part side).
  • High strength side impact resistant part side
  • low strength side energy absorbing part side
  • Technology has been proposed. For example, in the case of medium-sized and larger passenger cars, considering the compatibility (function to protect the other party when a small car collides) in the case of a side collision or a rear collision, the B pillar and the rear side member have impact resistance. In some cases, it has both functional parts of energy absorption.
  • a tensile strength of 1500 MPa is achieved on the high strength side (impact resistant site side), but the maximum tensile strength is 700 MPa and the elongation EL is about 17% on the low strength side (energy absorption site side).
  • the energy absorption site side In order to further improve the energy absorption characteristics, it is required to realize higher strength and higher ductility.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to facilitate molding and processing before hot pressing, and when a uniform characteristic is required in a molded product, it has high strength. If a region corresponding to an impact resistant region and an energy absorbing region is required in a single molded product, it is possible to obtain a press molded product that can achieve a high balance between elongation and elongation. , Hot-press steel sheets useful for obtaining press-formed products that can achieve a high level of balance between strength and elongation, press-formed products that exhibit the above characteristics, and such press-formed products It is in providing a useful method for.
  • the steel sheet for hot pressing of the present invention that was able to achieve the above object, C: 0.15 to 0.5% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition) Si: 0.2-3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.05% or less (excluding 0%), Al: 0.01 to 1%, B: 0.0002 to 0.01%, Ti: 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less [where [N] indicates the content (% by mass) of N], and N: 0.001 ⁇ 0.01%, Each of which contains iron and inevitable impurities, Among the Ti-containing precipitates contained in the steel sheet, the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more, and the relationship between the precipitated Ti amount in the steel and the total Ti amount is expressed by the following formula (1): And the metal structure is characterized in that the ferrite fraction is 30 area% or more.
  • the “equivalent circle diameter” means the diameter when converted to a circle of the same area when focusing on the size (area) of the Ti-containing precipitate (eg, TiC) (the “average equivalent circle diameter” is its average Value).
  • the hot press-forming steel sheet of the present invention it is also useful to contain at least one of the following (a) to (c) as other elements as required. Depending on the type of element contained as required, the properties of the press-formed product are further improved.
  • C 0.01% or less (excluding 0%) of at least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM
  • the method for producing a press-formed product of the present invention that has achieved the above-mentioned object includes the steel sheet for hot pressing of the present invention as described above having an Ac 1 transformation point of + 20 ° C. or higher and an Ac 3 transformation point of ⁇ 20 ° C. or lower. After heating to the above temperature, press forming of the steel sheet is started, and during the forming and after the forming is completed, a temperature lower by 100 ° C. than the bainite transformation start temperature Bs while ensuring an average cooling rate of 20 ° C./second or more in the mold. It is characterized by cooling to the following.
  • the metal structure in the press-formed product is a retained austenite: 3 to 20 area%, ferrite: 30 to 80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area% (excluding 0 area%) ), Martensite: 31 area% or less (excluding 0 area%), and among the Ti-containing precipitates contained in the press-molded product, the average equivalent circle diameter of the equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more.
  • the carbon content in the retained austenite is 0.50% or more, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in the press-formed product.
  • another method for producing a press-formed product of the present invention that has achieved the above object is to use a steel sheet for hot pressing as described above, and divide the heating area of the steel sheet into at least two areas. region of Ac 3 transformation point or more, while heating to a temperature of 950 ° C. or less, the other one region Ac 1 transformation point + 20 ° C. or higher, then heated to Ac 3 transformation point -20 ° C. or less of the temperature, both Press molding is started for the region, and during molding and after completion of molding, the mold is cooled to a temperature below the martensite transformation start temperature Ms while ensuring an average cooling rate of 20 ° C./second or more in the mold. It is characterized by that.
  • Another press-formed product of the present invention is a steel plate press-formed product having the chemical composition as described above, and the press-formed product has a metal structure of retained austenite: 3 to 20 area%, martensite: The first region is 80 area% or more, and the metal structure is retained austenite: 3 to 20 area%, ferrite: 30 to 80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area% (excluding 0 area%) , Martensite: having a second region that is 31 area% or less (not including 0 area%), and the carbon content in the retained austenite in this second region is 0.50% or more It is characterized by.
  • a balance between high strength and elongation can be achieved at a high level according to each region, and there are regions corresponding to an impact resistant site and an energy absorption site in a single molded product.
  • the chemical component composition is strictly defined, the size of Ti-containing precipitates is controlled, the precipitation rate is controlled for Ti that does not form TiN, and the ferrite ratio for the metal structure. Since a steel sheet with adjusted thickness is used, the strength-elongation balance of the press-formed product can be raised to a high level by hot pressing this under predetermined conditions. Further, when hot pressing is performed in a plurality of regions under different conditions, an impact resistant part and an energy absorbing part can be formed in a single molded product, and a high strength and elongation balance can be achieved at a high level in each part.
  • the inventors of the present invention when heating a steel plate to a predetermined temperature and then producing a press-formed product by hot press forming, show good ductility (elongation) while ensuring high strength after press forming. In order to realize a hot-press steel sheet that can provide a simple press-formed product, studies were made from various angles.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot pressing is strictly defined, the size of the Ti-containing precipitates and the amount of precipitated Ti are controlled, and the metal structure is made appropriate.
  • the present inventors completed the present invention by finding that a press-formed product having a predetermined amount of retained austenite after molding and having a high inherent ductility (residual ductility) can be obtained by hot press molding.
  • C corresponds to an impact resistant site and an energy absorbing site in a single molded product in order to achieve a high balance between high strength and elongation when uniform properties are required in a press molded product. It is an important element for securing retained austenite when a region is required, particularly in a low strength / high ductility region. Moreover, at the time of heating by hot press molding, C concentrates to austenite, so that residual austenite can be formed after quenching. Furthermore, it contributes to an increase in the amount of martensite and raises the strength. In order to exert these effects, the C content needs to be 0.15% or more.
  • the target metal structure ferrite, bainitic ferrite, especially in low strength and high ductility parts
  • the preferable lower limit of the C content is 0.17% or more (more preferably 0.20% or more), and the more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • Si 0.2-3%)
  • Si exhibits the effect of forming retained austenite by suppressing martensite from tempering to form cementite and decomposition of untransformed austenite during cooling of mold quenching.
  • the Si content needs to be 0.2% or more.
  • the Si content is excessive and exceeds 3%, the solid solution strengthening amount becomes excessively large, and the ductility is significantly lowered.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.5% or more (more preferably 1.0% or more), and the preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • Mn is an element effective in enhancing hardenability and suppressing the formation of structures (ferrite, pearlite, bainite, etc.) other than martensite and retained austenite during cooling of mold hardening. Further, it is an element that stabilizes austenite and contributes to an increase in the amount of retained austenite. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.5% or more of Mn. When only the characteristics are taken into consideration, it is preferable that the Mn content is high, but the upper limit is made 3% or less because the cost of alloy addition increases. The minimum with preferable Mn content is 0.7% or more (more preferably 1.0% or more), and a preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained in the steel, but it deteriorates ductility, so P is preferably reduced as much as possible.
  • the upper limit was made 0.05% or less (excluding 0%).
  • the upper limit with preferable P content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element inevitably contained in steel, and deteriorates ductility. Therefore, S is preferably reduced as much as possible.
  • the upper limit was made 0.05% or less (excluding 0%).
  • the upper limit with preferable S content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • Al 0.01-1%)
  • Al is useful as a deoxidizing element, and also fixes solid solution N present in steel as AlN, which is useful for improving ductility.
  • the Al content needs to be 0.01% or more.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.02% or more (more preferably 0.03% or more), and the preferable upper limit is 0.8% or less (more preferably 0.6% or less).
  • B has an action of suppressing ferrite transformation, pearlite transformation, and bainite transformation on the high-strength portion side, so that during the cooling after heating to the two-phase region temperature (Ac 1 transformation point to Ac 3 transformation point), It is an element that prevents the formation of pearlite and bainite and contributes to securing retained austenite.
  • B In order to exert such an effect, B needs to be contained in an amount of 0.0002% or more, but the effect is saturated even if it is contained in excess of 0.01%.
  • a preferable lower limit of the B content is 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more), and a preferable upper limit is 0.008% or less (more preferably 0.005% or less).
  • Ti 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less: [N] is N content (mass%)
  • Ti fixes N and allows B to be maintained in a solid solution state, thereby exhibiting an effect of improving hardenability. In order to exert such an effect, it is important to contain 0.01% or more than the stoichiometric ratio of Ti and N (3.4 times the N content).
  • the Ti-containing precipitates eg, TiN
  • the Ti-containing precipitates are finely dispersed and during cooling after heating in the austenite region
  • the growth in the longitudinal direction of martensite formed in a lath shape is inhibited, and a lath structure having a small aspect ratio is obtained.
  • the precipitates are made sufficiently large, a martensitic structure with a large aspect ratio is obtained, and stable retained austenite can be obtained even if the amount of C in the retained austenite is equal, and the characteristics (elongation) are improved.
  • the more preferable lower limit of the Ti content is 3.4 [N] + 0.02% or more (more preferably 3.4 [N] + 0.05% or more), and the more preferable upper limit is 3.4 [N] +0. 09% or less (more preferably 3.4 [N] + 0.08% or less).
  • N (N: 0.001 to 0.01%) N is preferably reduced as much as possible in order to reduce the hardenability improvement effect by fixing B as BN.
  • 0.001% is set as the lower limit. did.
  • the upper limit was made 0.01%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.008% or less (more preferably 0.006% or less).
  • the basic chemical components in the steel sheet for hot pressing of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities (for example, O, H, etc.) other than P, S, and N.
  • the steel sheet for hot pressing according to the present invention further contains at least one of the following (a) to (c) if necessary.
  • the properties of the steel sheet for hot pressing ie, press-formed product
  • the preferable range when these elements are contained and the reason for limiting the range are as follows.
  • A 0.1% or less in total of one or more selected from the group consisting of V, Nb and Zr (excluding 0%)
  • B 1% or less in total of at least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo (not including 0%)
  • C 0.01% or less (excluding 0%) of at least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM
  • V, Nb, and Zr have the effect of forming fine carbides and making the structure fine by the pinning effect. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.001% or more in total. However, when the content of these elements is excessive, coarse carbides are formed, and the ductility is deteriorated by becoming the starting point of fracture. For these reasons, the total content of these elements is preferably 0.1% or less. The more preferable lower limit of the content of these elements is 0.005% or more (more preferably 0.008% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06%) in total. The following).
  • Cu, Ni, Cr and Mo 1% or less in total (excluding 0%)
  • Cu, Ni, Cr, and Mo suppress ferrite transformation, pearlite transformation, and bainite transformation, and thus prevent formation of ferrite, pearlite, and bainite during cooling after heating, and effectively act to secure retained austenite.
  • the more preferable lower limit of the content of these elements is 0.05% or more (more preferably 0.06% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.5% or less (more preferably 0.3% or less) in total. ).
  • a total of one or more selected from the group consisting of Mg, Ca and REM (rare earth elements) is 0.01% or less (excluding 0%)) Since these elements refine the inclusions, they effectively work to improve ductility. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.0001% or more in total. Considering only the characteristics, it is preferable that the content is large, but since the effect is saturated, the total content is preferably 0.01% or less.
  • the more preferable lower limit of the content of these elements is 0.0002% or more (more preferably 0.0005% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.005% or less (more preferably 0.003% or less) in total. ).
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more
  • the amount of precipitated Ti Mass%) ⁇ 3.4 [N] ⁇ 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] (satisfaction of the formula (1)) is satisfied
  • C It is also an important requirement that the metal structure has a ferrite fraction of 30 area% or more.
  • the presence state of Ti-containing precipitates in the molded product and the condition of the formula (1) itself have little influence on the strength and elongation of the steel sheet, but by affecting the structure formed when the steel sheet is hot pressed.
  • the elongation in the final molded product is improved. Therefore, it is necessary to control these at the stage before forming (hot press steel plate).
  • Excess Ti with respect to N in the steel plate before forming is finely dispersed in the steel plate before hot pressing, or most of it exists in a solid solution state. Will do.
  • the martensitic transformation that occurs during the rapid cooling in the mold after the heating the growth in the longitudinal direction of the martensite lath is inhibited, the growth in the width direction is promoted, and the aspect ratio becomes small.
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more.
  • the equivalent circle diameter of the target Ti-containing precipitate is defined as 30 nm or less, except for TiN, which is coarsely formed in the melting stage and does not affect the structure change or properties thereafter. This is because it is necessary to control the Ti-containing precipitates.
  • the size (average equivalent circle diameter) of the Ti-containing precipitate is preferably 5 nm or more, and more preferably 10 nm or more.
  • the Ti-containing precipitates targeted by the present invention are intended to include precipitates containing Ti such as TiVC and TiNbC in addition to TiC.
  • the amount of Ti present as precipitates other than TiN is 0.5 times or more of the remaining Ti minus Ti that forms TiN (ie, the Ti content) 0.5 ⁇ [total Ti amount (% by mass) ⁇ 3.4 [N]] or more) (requirement (B) above).
  • Precipitated Ti amount (mass%)-3.4 [N] is preferably 0.6 ⁇ [total Ti amount (mass%)-3.4 [N]] or more, more preferably 0.7 ⁇ [ The total Ti amount (% by mass) is ⁇ 3.4 [N]] or more.
  • the ferrite fraction in the hot-press steel sheet needs to be 30 area% or more (requirement (C) above).
  • the ferrite fraction is preferably 50 area% or more, more preferably 70 area% or more.
  • the balance of the metal structure is not particularly limited, and examples thereof include at least one of pearlite, bainite, martensite, and retained austenite.
  • a slab obtained by melting a steel material having the above chemical composition is heated at 1100 ° C. or higher (preferably 1150 ° C. or higher), 1300 ° C. (Preferably 1250 ° C. or lower), hot rolling at a finish rolling temperature of 750 ° C. or higher (preferably 780 ° C. or higher), 850 ° C. or lower (preferably 830 ° C. or lower), and then a temperature range of 700 to 650 ° C. Is allowed to stay at 450 ° C. or higher (preferably 480 ° C. or higher) and 650 ° C. or lower (preferably 630 ° C. or lower).
  • the above-mentioned method is to coarsen the Ti-containing precipitate such as TiC formed during ferrite transformation by sufficient ferrite transformation at high temperature. Further, by increasing the winding temperature, the formed Ti-containing precipitate such as TiC is grown and coarsened.
  • the steel sheet for hot pressing having the above-mentioned chemical composition, metal structure and Ti precipitation state may be used for the production of hot pressing as it is, and the reduction ratio after pickling: 60% or less (preferably 40% or less) It may be used for manufacturing a hot press after cold rolling. Moreover, you may heat-process in the temperature range (for example, 1000 degrees C or less) in which the Ti containing precipitates do not completely dissolve in the hot-pressed steel sheet or its cold rolled material. Moreover, the steel plate for hot pressing according to the present invention may be plated on the surface (base steel plate surface) containing one or more of Al, Zn, Mg, and Si.
  • a steel sheet containing a predetermined amount of ferrite it is necessary to control the heating temperature within a predetermined range in order to partially transform the ferrite into austenite while partially retaining the ferrite.
  • the heating temperature of the steel sheet is less than the Ac 1 transformation point + 20 ° C., a sufficient amount of austenite cannot be obtained during heating, and a predetermined amount of retained austenite cannot be secured in the final structure (structure of the molded product). If the heating temperature of the steel sheet exceeds the Ac 3 transformation point of ⁇ 20 ° C., the amount of transformation to austenite increases too much during heating, and a predetermined amount of ferrite cannot be secured in the final structure (structure of the molded product).
  • the average cooling rate and the cooling end temperature during and after molding are appropriately controlled. There is a need. From such a viewpoint, the average cooling rate during molding must be 20 ° C./second or more, and the cooling end temperature must be 100 ° C. or lower than the bainite transformation start temperature Bs.
  • the average cooling rate during molding is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more). By making the cooling end temperature 100 ° C.
  • the austenite existing during heating is transformed into bainite or martensite while preventing the formation of a structure such as ferrite or pearlite.
  • a predetermined amount of retained austenite is secured by allowing fine austenite to remain between bainite and martensite lath while securing martensite.
  • the cooling end temperature is higher than the temperature lower by 100 ° C. than the bainite transformation start temperature Bs or the average cooling rate is less than 20 ° C./second, a structure such as ferrite or pearlite is formed, and a predetermined amount of retained austenite is secured. This is not possible, and the elongation (ductility) of the molded product is deteriorated.
  • the cooling end temperature is not particularly limited as long as it is 100 ° C. or lower than Bs, and may be, for example, martensitic transformation start temperature Ms or lower.
  • control of the average cooling rate is basically unnecessary when the temperature is lower than the bainite transformation start temperature Bs by 100 ° C. or less, for example, at an average cooling rate of 1 ° C./second or more and 100 ° C./second or less to room temperature. It may be cooled.
  • Control of the average cooling rate during molding and after molding is completed by controlling (a) the temperature of the molding die (cooling medium shown in FIG. 1) and (b) controlling the thermal conductivity of the die. It can be achieved by such means.
  • the metal structure in the molded product (that is, in the steel sheet constituting the molded product) is retained austenite: 3 to 20 area%, Ferrite: 30 to 80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area% (excluding 0 area%), martensite: 31 area% or less (excluding 0 area%), included in press-formed products
  • the Ti-containing precipitates having an equivalent circle diameter of 30 nm or less the average equivalent circle diameter is 3 nm or more (the form of the Ti-containing precipitate is the same as that of the steel plate), and the amount of carbon in the retained austenite is 0.1. It becomes 50% or more, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in the molded product.
  • the reason for setting the range of each requirement (basic structure) in such a hot press-formed product is as follows.
  • Residual austenite has the effect of increasing the work hardening rate (transformation-induced plasticity) and improving the ductility of the molded product by transforming into martensite during plastic deformation.
  • the retained austenite fraction needs to be 3 area% or more.
  • the higher the retained austenite fraction the better.
  • the retained austenite that can be secured is limited, and the upper limit is about 20 area%.
  • the preferable lower limit of retained austenite is 5 area% or more (more preferably 7 area% or more).
  • the ductility (elongation) of a press-formed product can be increased by making the main structure fine and highly ductile ferrite. From this point of view, the ferrite fraction is 30% by area or more. However, if this fraction exceeds 80 area%, the strength of the molded product cannot be ensured.
  • a preferable lower limit of the ferrite fraction is 35 area% or more (more preferably 40 area% or more), and a more preferable upper limit is 75 area% or less (more preferably 70 area% or less).
  • Bainitic ferrite is an effective structure for improving the strength of a molded product, but it is a structure that is slightly poor in ductility. From such a viewpoint, the fraction of bainitic ferrite is less than 30 area%. A preferable upper limit of the fraction of bainitic ferrite is 25 area% or less (more preferably 20 area% or less).
  • Martensite (an as-quenched martensite) is an effective structure for improving the strength of a press-molded product. However, since it is a structure having poor ductility, the presence of a large amount deteriorates elongation. From such a viewpoint, the martensite fraction is 31 area% or less. A preferred upper limit of the martensite fraction is 25 area% or less (more preferably 20 area% or less).
  • pearlite may be included as the remaining structure.
  • these structures have a lower contribution to strength and ductility than other structures, and it is preferable not to basically contain them. (It may be 0 area%).
  • the amount of carbon in retained austenite affects the timing at which retained austenite undergoes work-induced transformation to martensite during deformation in tensile tests, etc., and transformation-induced plasticity (TRIP) is caused by processing-induced transformation in the higher strain region as the carbon content increases. Increase the effect.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • carbon is expelled from the formed martensite lath to the surrounding austenite during cooling. At that time, when Ti carbide or carbonitride dispersed in the steel is coarsely dispersed, the growth in the longitudinal direction of the martensite lath proceeds without being hindered, so the aspect ratio is narrow and long. Big martensite lath.
  • the carbon content in the retained austenite in the steel is defined as 0.50% or more (preferably 0.60% or more).
  • the carbon content in the retained austenite can be concentrated to about 0.70%, but the limit is about 1.0%.
  • the properties such as strength and elongation of the press-formed product can be controlled by appropriately adjusting the press forming conditions (heating temperature and cooling rate) and high ductility. (Residual ductility) press-molded products can be obtained, so it can be applied to parts that have been difficult to apply with conventional press-molded products (for example, energy absorbing members). Useful.
  • the heating temperature and the conditions of each region during press molding are appropriately controlled. If the structure of each region is adjusted, a press-molded product that exhibits a strength-ductility balance corresponding to each region (hereinafter sometimes referred to as a multi-region molded product) can be obtained.
  • the heating region of the steel plate is divided into at least two regions, one of which is hereinafter referred to as the first region. Is heated to a temperature not lower than Ac 3 transformation point and not higher than 950 ° C., and the other region (hereinafter referred to as second region) is not lower than Ac 1 transformation point + 20 ° C. and temperature not higher than Ac 3 transformation point ⁇ 20 ° C. Then, press molding is started for both the first and second regions, and during molding and after completion of molding, both the first and second regions have a temperature of 20 ° C./second or more in the mold. What is necessary is just to cool to the temperature below the martensitic transformation start temperature Ms, ensuring an average cooling rate.
  • the heating region of the steel sheet is divided into at least two regions (high-strength side region and low-strength side region), and the manufacturing conditions are controlled according to each region, whereby the strength-ductility balance corresponding to each region is obtained.
  • a press-formed product exhibiting the above can be obtained.
  • the second region corresponds to the low-strength side region
  • the manufacturing conditions, structure, and characteristics in this region are basically the same as those of the single-region molded product described above.
  • manufacturing conditions for forming the other first region corresponding to the high-strength side region
  • the heating temperature of the steel sheet is preferably Ac 3 transformation point + 50 ° C. or higher and 930 ° C. or lower.
  • the average cooling rate and the cooling end temperature during and after molding are appropriately controlled. There is a need. From this point of view, the average cooling rate during molding needs to be 20 ° C./second or more, and the cooling end temperature needs to be lower than the martensite transformation start temperature (Ms point).
  • the average cooling rate during molding is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the cooling end temperature is specifically 400 ° C. or lower, preferably 300 ° C. or lower.
  • the metal structure is different between the first region and the second region.
  • the metal structures are retained austenite: 3 to 20 area% (the effect of retained austenite is the same as described above), and martensite: 80 area% or more.
  • the second region the same metal structure as that of the single region molded product and the carbon content in the retained austenite are satisfied.
  • the area fraction of martensite needs to be 80 area% or more.
  • the fraction of martensite is preferably 85 area% or more (more preferably 90 area% or more).
  • the remaining structure in the first region may partially include ferrite, pearlite, bainite, and the like.
  • Example 1 Steel materials (steel Nos. 1-3, 5-15, 17-31) having the chemical composition shown in the following Tables 1 and 2 were vacuum-melted to form slabs for testing, and then hot-rolled to steel plates Then, it was cooled and subjected to a treatment simulating winding (plate thickness: 1.6 mm or 3.0 mm). In the winding simulation processing method, after cooling to the winding temperature, the sample was placed in a furnace heated to the winding temperature, held for 30 minutes, and then cooled in the furnace. The steel sheet manufacturing conditions at this time are shown in Tables 3 and 4 below.
  • Bs point (° C.) 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 37 ⁇ [Ni] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 83 ⁇ [Mo] (5)
  • [C], [Si], [Mn], [P], [Al], [Ti], [V], [Cr], [Mo], [Cu] and [Ni] are C, The contents (mass%) of Si, Mn, P, Al, Ti, V, Cr, Mo, Cu and Ni are shown. Further, when the element shown in each term of the above formulas (2) to (5) is not included, the calculation is made assuming that the term is not present.
  • Treatment (1) After cold-rolling a hot-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm), simulating continuous annealing with a heat treatment simulator, heating to 800 ° C., holding for 90 seconds, and average cooling at 20 ° C./second Cooled to 500 ° C. at a rate and held for 300 seconds.
  • the obtained steel plate (press forming steel plate) was analyzed for the precipitation state of Ti and the observation of the metal structure (fraction of each structure) in the following manner. Moreover, the tensile strength (TS) of each steel plate was measured by the method mentioned later. The results are shown in Table 5 below together with a calculated value of 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] (indicated as 0.5 ⁇ [total Ti amount ⁇ 3.4 [N]). , 6.
  • the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] (the amount of Ti present as a precipitate) was subjected to extraction residue analysis using a mesh having a mesh diameter of 0.1 ⁇ m (in the extraction process, Precipitates aggregate and fine precipitates can be measured), and the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] (in Tables 5 and 6, indicated as precipitated Ti amount-3.4 [N]) is obtained. It was. When the Ti-containing precipitate partially contained V or Nb, the content thereof was also measured.
  • the tensile strength (TS), elongation (total elongation EL), and observation of metal structure (fraction of each structure) were measured by the following methods, and the carbon content in the retained austenite was described above. Measured by the method.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • TS ⁇ EL strength-elongation balance
  • the martensite (as-quenched martensite) fraction was determined by X-ray diffraction from the area ratio of the martensite and retained austenite as it was quenched by repeller corrosion of the steel sheet.
  • the martensite fraction was calculated by subtracting the residual austenite fraction.
  • Tables 8 and 9 below show the observation results of the metal structure (fraction of each structure, amount of carbon in retained austenite).
  • the mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL and TS ⁇ EL) of the press-formed product are shown in Table 10 below.
  • Steel No. Those of 3, 6, 7, 11 to 13, 17, and 21 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, Steel No. No. 3 uses a steel sheet for press forming with a low Si content, and the retained austenite fraction in the press-formed product is not ensured and elongation is not achieved, so that the strength-elongation balance deteriorates. ing. Steel No. In No. 6, the cooling time from 700 ° C. to 650 ° C. is insufficient at the time of manufacturing the steel sheet, the ferrite transformation does not proceed sufficiently, the ferrite fraction in the steel sheet cannot be secured, the strength increases, and press forming Pre-molding and processing are expected to be difficult.
  • Steel No. No. 7 has a high finish rolling temperature at the time of manufacturing the steel plate, and the press-forming steel plate does not satisfy the relationship of the formula (1), and the strength-elongation balance of the press-formed product is deteriorated.
  • Steel No. In No. 11 the heating temperature at the time of press molding is high, a large amount of martensite is generated and ferrite is not generated, the strength is high and only a low elongation EL is obtained (strength-elongation balance ( TS ⁇ EL) is also deteriorated).
  • Steel No. No. 13 has a high rapid cooling end temperature at the time of press molding, and a large amount of pearlite is produced at the stage of the press molded product, so that the retained austenite fraction cannot be secured, and the carbon content in the retained austenite is insufficient. The strength and elongation are reduced, and the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is deteriorated.
  • Steel No. No. 17 uses a steel sheet for press forming with an excessive C content, and the ferrite fraction of the steel sheet is low, and the ferrite fraction in the press-formed product cannot be secured, and the martensite fraction. , The strength is increased, and only a low elongation EL is obtained (the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is also deteriorated).
  • Steel No. No. 21 uses a steel sheet for press forming having an excessive Ti content (the amount of carbon in the retained austenite is insufficient), and the elongation and strength-elongation balance (TS ⁇ EL) are deteriorated.
  • Example 2 Steel materials (steel Nos. 32 to 36) having the chemical composition shown in Table 11 below were melted in vacuum to form experimental slabs, followed by hot rolling, followed by cooling and winding (sheet thickness) : 3.0 mm). The steel plate production conditions at this time are shown in Table 12 below.
  • the obtained steel plate (press forming steel plate) was analyzed in the same manner as in Example 1 for analysis of the precipitation state of Ti-containing precipitates, observation of the metal structure (fraction of each structure), and tensile strength. The results are shown in Table 13 below.
  • each steel sheet (3.0mm t ⁇ 150mm ⁇ 200mm) was heated to a predetermined temperature in a heating furnace, performing a press-forming and cooling process in a mold of hat-shaped (FIG. 1), and a molded article .
  • the steel sheet is put in an infrared furnace, and the portion (second steel plate portion corresponding to the first region) to be strengthened is directly irradiated with infrared rays so that it can be heated at a high temperature, and the portion to be reduced in strength (second
  • the steel plate portion corresponding to the region of (1) was covered with a cover so as to block a part of infrared rays so that it could be heated at a low temperature, thereby giving a heating temperature difference.
  • the press-formed product has regions having different strengths in a single part.
  • Table 14 shows the press molding conditions (heating temperature, average cooling rate, rapid cooling end temperature in each region during press molding).
  • the tensile strength (TS), elongation (total elongation EL) in each region, observation of the metal structure (fraction of each structure), and measurement of the amount of carbon in the retained austenite were as in Example 1. It calculated
  • Table 15 The observation results of metal structure (fraction of each structure) and the carbon content in retained austenite are shown in Table 15 below.
  • Table 16 shows the mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, and TS ⁇ EL) of the press-formed product.
  • the tensile strength (TS) on the high strength side is 1470 MPa or higher
  • the elongation (EL) satisfies 8% or higher
  • the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is 14000 (MPa ⁇ %) or higher.
  • evaluation criteria on the low strength side are the same as in Example 1).
  • Steel No. Examples 32 to 35 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and it can be seen that parts having a good balance between strength and ductility in each region are obtained.
  • Steel No. In No. 36 the heating temperature during press molding is low, the ferrite fraction is low on the high strength side, the martensite fraction is high and the strength on the high strength side is low (low strength side). And the difference in strength is less than 300 MPa).
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more, and the amount of precipitated Ti in the steel And the total Ti content satisfy a predetermined relationship, and the metal structure has a ferrite fraction of 30% by area or more, so that molding and processing can be easily performed before hot pressing, and in the molded product.
  • a press-molded product that can achieve a high level of balance between strength and elongation can be obtained, and the area corresponding to the impact-resistant and energy-absorbing sites in a single molded product. Is required, it is possible to realize a hot-press steel sheet useful for obtaining a press-formed product that can achieve a high balance between high strength and elongation at a high level in accordance with each region.

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Abstract

　所定の化学成分組成を有し、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが所定の関係を満足し、且つ、金属組織を、フェライトの分率が３０面積％以上とすることで、熱間プレス前に成形や加工が容易にでき、且つ成形品内で均一な特性が要求される場合には、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できる熱間プレス成形品を得ることができ、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合には、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できる熱間プレス成形品を得る上で有用な熱間プレス用鋼板を提供する。

Description

熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
　本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられ、熱間プレス成形に適した熱間プレス用鋼板、およびこのような熱間プレス用鋼板から得られるプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法に関する。特に予め加熱された鋼板（ブランク）を所定の形状に成形加工する際に、形状付与と同時に熱処理を施して所定の強度を得る熱間プレス成形法に適用する上で有用な熱間プレス用鋼板、およびプレス成形品、並びにそのようなプレス成形品を製造するための有用な方法に関する。
　地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。その一方で、鋼板を高強度化すると、プレス成形時の形状精度が低下することになる。
　こうしたことから、鋼板を所定の温度（例えば、オーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた後、鋼板に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、形状の付与と同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の強度を確保する熱間プレス成形法が部品（プレス成形品）の製造に採用されている。尚、このような熱間プレス成形法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。
　図１は、上記のような熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。図１中、１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部品が冷却されるように構成されている。
　こうした金型を用いて熱間プレス成形（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、鋼板（ブランク）４を、（Ａｃ1変態点～Ａｃ3変態点）の二相域温度またはＡｃ3変態点以上の単相域温度に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内（図１の２，２間）に鋼板４を押し込み、鋼板４の外径を縮めつつパンチ１の外形に対応した形状に成形する。また、成形と並行してパンチおよびダイを冷却することによって、鋼板４から金型（パンチ１およびダイ２）への抜熱を行なうと共に、成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）で更に保持冷却することによって素材（鋼板）の焼入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。
　現在広く使用されている熱間プレス用鋼板としては、２２ＭｎＢ５鋼を素材とするものが知られている。この鋼板は、引張強度が１５００ＭＰａで伸びが６～８％程度であり、耐衝撃部材（衝突時に極力変形させず、破断しない部材）に適用されている。しかしながら、エネルギー吸収部材のように変形を要する部品には、伸び（延性）が低いために適用が困難である。
　良好な伸びを発揮する熱間プレス用鋼板として、例えば特許文献１～４の技術も提案されている。これらの技術では、鋼板中の炭素含有量を様々な範囲に設定することによって、夫々の鋼板の基本的な強度クラスを調整すると共に、変形能の高いフェライトを導入し、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径を小さくすることによって、伸びの向上を図っている。これらの技術は、伸びの向上には有効であるものの、鋼板の強度に応じた伸び向上の観点からすれば、依然として不十分である。例えば、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上のもので伸びＥＬが最大で１０．２％程度であり、更なる改善が求められている。
　一方、これまで検討されているホットスタンプ成形品に比べて、強度クラスが低い成形品、例えば引張強さＴＳが９８０ＭＰａ級や１１８０ＭＰａ級についても、冷間プレスでは成形精度に問題があり、その改善策として、低強度熱間プレスに対するニーズがある。その際に、成形品におけるエネルギー吸収特性を大幅に改善する必要がある。
　特に近年では、１つの部品内に強度差を付ける技術の開発が進められている。こうした技術として、変形を防止すべき部位は高強度（高強度側：耐衝撃部位側）で、エネルギー吸収が必要な箇所は低強度で且つ高延性（低強度側：エネルギー吸収部位側）とする技術が提案されている。例えば、中型以上の乗用車では、側面衝突時や後方衝突時にコンパチビィリティ（小型車が衝突してきたときに相手側も守る機能）を考慮して、Ｂピラーやリアサイドメンバの部品内に、耐衝撃性とエネルギー吸収性の両機能部位を持たせる場合がある。こうした部品を作製するには、（ａ）通常の熱間プレス用鋼板に、同じ温度に加熱・金型焼入れしても低強度となる鋼板を接合する（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）方法、（ｂ）金型での冷却速度に差異を付けて鋼板の領域毎に強度差を付ける方法、（ｃ）鋼板の領域毎の加熱温度に差異を付けて強度差を付ける方法、等が提案されている。
　これらの技術では、高強度側（耐衝撃部位側）で引張強さ：１５００ＭＰａ級が達成されるが、低強度側（エネルギー吸収部位側）で最大引張強度：７００ＭＰａ、伸びＥＬ：１７％程度であり、エネルギー吸収特性を更に高めるためには、より高強度で高延性を実現することが求められている。
　また、ホットスタンプで複雑形状を実現するために、室温でプレス成形をしてある程度形を作った後にホットスタンプを行う方向への適用が求められたり、ホットスタンプのプレス成形に供する鋼板を切り出したりするために、ホットスタンプ用鋼板の強度が高くなりすぎないことも同時に求められる。
特開２０１０－６５２９２号公報 特開２０１０－６５２９３号公報 特開２０１０－６５２９４号公報 特開２０１０－６５２９５号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、熱間プレス前に成形や加工が容易にでき、且つ成形品内で均一な特性が要求される場合には、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合には、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得る上で有用な熱間プレス用鋼板、および上記特性を発揮するようなプレス成形品、並びにこのようなプレス成形品を製造するための有用な方法を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の熱間プレス用鋼板とは、
　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
　Ｓｉ：０．２～３％、
　Ｍｎ：０．５～３％、
　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
　Ａｌ：０．０１～１％、
　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
　Ｎ：０．００１～０．０１％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、フェライトの分率が３０面積％以上であることを特徴とする。尚、「円相当直径」とは、Ｔｉ含有析出物（例えばＴｉＣ）の大きさ（面積）に着目したときに、同一面積の円に換算したときの直径（「平均円相当直径」はその平均値）である。
　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］　…（１）
　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
　本発明の熱間プレス成形用鋼板においては、必要に応じて、更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有させることも有用である。必要によって含有される元素の種類に応じて、プレス成形品の特性が更に改善される。
（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
　上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の製造方法とは、上記のような本発明の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ1変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板のプレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することを特徴とする。
　本発明のプレス成形品では、プレス成形品中の金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３１面積％以下（０面積％を含まない）であり、プレス成形品中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上となり、プレス成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できる。
　一方、上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の他の製造方法とは、上記のような熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ3変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ1変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、成形中および成形終了後はいずれの領域でも金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却することを特徴とする。
　本発明の他のプレス成形品は、上記のような化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス成形品は、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、マルテンサイト：８０面積％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面積％、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３１面積％以下（０面積％を含まない）である第２の領域を有しており、この第２の領域における前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上であることを特徴とする。こうしたプレス成形品では、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成でき、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が存在するものとなる。
　本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさを制御し、またＴｉＮを形成しないＴｉについてはその析出率を制御し、更に金属組織についてはフェライトの比率を調整した鋼板を用いているため、これを所定の条件で熱間プレスすることで、プレス成形品の強度－伸びバランスを高レベルにできる。また複数の領域で異なる条件で熱間プレスすると、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位を形成でき、夫々の部位で高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できる。
熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。
　本発明者らは、鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形してプレス成形品を製造するに際して、プレス成形後において高強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すようなプレス成形品が得られる熱間プレス用鋼板を実現すべく、様々な角度から検討した。
　その結果、熱間プレス用鋼板の化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさおよび析出Ｔｉ量の制御を図り、且つ金属組織を適正なものとすると、該鋼板を所定条件で熱間プレス成形することで、成形後に所定量の残留オーステナイトを確保して、内在する延性（残存延性）を高くしたプレス成形品が得られることを見出し、本発明を完成した。
　本発明の熱間プレス用鋼板では、化学成分組成を厳密に規定する必要があるが、各化学成分の範囲限定理由は下記の通りである。
　（Ｃ：０．１５～０．５％）
　Ｃは、プレス成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成するために、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において残留オーステナイトを確保する上で重要な元素である。また熱間プレス成形での加熱時に、Ｃがオーステナイトに濃化することで、焼入れ後に残留オーステナイトを形成させることができる。更に、マルテンサイト量の増加にも寄与し、強度を上昇させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．１５％以上とする必要がある。
　しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．５％を超えると、二相域加熱領域が狭くなり、成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成されないか、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において狙いとする金属組織（フェライト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトを所定量確保した組織）に調整することが困難となる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。
　（Ｓｉ：０．２～３％）
　Ｓｉは、金型焼入れの冷却中にマルテンサイトが焼戻されてセメンタイトが形成されたり、未変態のオーステナイトが分解されることを抑制することで、残留オーステナイトを形成させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする必要がある。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、固溶強化量が大きくなり過ぎ、延性が大幅に低下することになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。
　（Ｍｎ：０．５～３％）
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、金型焼入れの冷却中のマルテンサイト、残留オーステナイト以外の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト等）の形成を抑制するのに有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイト量の増加に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。特性だけを考慮した場合は、Ｍｎ含有量は多い方が好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、上限を３％以下とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。
　（Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない））
　Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、延性を劣化させるので、Ｐは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、上限を０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
　（Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない））
　ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、延性を劣化させるので、Ｓは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、上限を０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
　（Ａｌ：０．０１～１％）
　Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、延性の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、延性を劣化させる。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上（より好ましくは０．０３％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。
　（Ｂ：０．０００２～０．０１％）
　Ｂは、高強度部位側でフェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制する作用を有するため、（Ａｃ1変態点～Ａｃ3変態点）の二相域温度に加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要があるが、０．０１％を超えて過剰に含有させても効果が飽和する。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）であり、好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。
　（Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下：［Ｎ］はＮの含有量（質量％））
　Ｔｉは、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持させることで焼入れ性の改善効果を発現させる。こうした効果を発揮させるためには、ＴｉとＮの化学量論比（Ｎの含有量の３．４倍）よりも０．０１％以上多く含有させることが重要である。但し、Ｔｉ含有量が過剰になって３．４［Ｎ］＋０．１％よりも多くなると、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）は微細分散し、オーステナイト領域に加熱後の冷却中にラス状に形成されるマルテンサイトの長手方向への成長を阻害し、アスペクト比が小さなラス組織になる。逆に、析出物を十分に大きくすれば、アスペクト比の大きなマルテンサイト組織になり、残留オーステナイト中のＣ量が同等でも安定な残留オーステナイトが得られ、特性（伸び）が向上することになる。Ｔｉ含有量のより好ましい下限は３．４［Ｎ］＋０．０２％以上（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０５％以上）であり、より好ましい上限は３．４［Ｎ］＋０．０９％以下（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０８％以下）である。
　（Ｎ：０．００１～０．０１％）
　Ｎは、ＢをＢＮとして固定することで、焼入れ性改善効果を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、実プロセスの中で低減するには限界があるため、０．００１％を下限とした。また、Ｎ含有量が過剰になると、歪み時効により延性が劣化したり、ＢＮとして析出し、固溶Ｂによる焼入れ性改善効果を低下させるため、上限を０．０１％とした。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００６％以下）である。
　本発明の熱間プレス用鋼板における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は鉄、およびＰ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）である。また本発明の熱間プレス用鋼板には、必要によって更に、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有させることも有用である。必要によって含有される元素の種類に応じて、熱間プレス用鋼板（即ち、プレス成形品）の特性が更に改善される。これらの元素を含有するときの好ましい範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。
（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
　（Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない））
　Ｖ，ＮｂおよびＺｒは、微細な炭化物を形成し、ピン止め効果により組織を微細にする効果がある。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物が形成され、破壊の起点になることで逆に延性を劣化させる。こうしたことから、これらの元素は合計で０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素の含有量のより好ましい下限は合計で０．００５％以上（更に好ましくは０．００８％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％以下）である。
　（Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない））
　Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多い方が好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、合計で１％以下とすることが好ましい。また、オーステナイトの強度を大幅に高める作用を有するため、熱間圧延の負荷が大きくなり、鋼板の製造が困難になるため、製造性の観点からも１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０５％以上（更に好ましくは０．０６％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．５％以下（更に好ましくは０．３％以下）である。
　（Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）よりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない））
　これらの元素は、介在物を微細化するため、延性向上に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０００１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、効果が飽和することから、合計で０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０００２％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．００５％以下（更に好ましくは０．００３％以下）である。
　本発明の熱間プレス用鋼板では、（Ａ）鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であること、（Ｂ）析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］の関係（前記（１）式の関係）を満足すること、（Ｃ）金属組織が、フェライトの分率が３０面積％以上であることも重要な要件である。
　成形品中のＴｉ含有析出物の存在状態や（１）式の条件自体は、鋼板の強度や伸びに及ぼす影響が小さいが、鋼板を熱間プレスした際に形成される組織に影響することで、最終成形品での伸びが向上する。よって成形前（熱間プレス用鋼板）の段階で、これらを既に制御しておく必要がある。成形前の鋼板中でＮに対して過剰なＴｉが熱間プレス前の鋼板中において、微細に分散、若しくは大半が固溶状態で存在すると、熱間プレスの加熱時において微細なまま多量に存在することになる。そうすると、加熱後に、金型内での急冷中に起こるマルテンサイト変態において、マルテンサイトラスの長手方向への成長が阻害され、幅方向への成長が促進されてアスペクト比が小さくなる。その結果、マルテンサイトラスから周囲の残留オーステナイトへの炭素吐き出しが遅れ、残留オーステナイト中の炭素量が低減し、残留オーステナイトの安定性が低下するため、伸びの向上効果が十分に得られなくなる。
　こうした観点から、Ｔｉ含有析出物を微細に分散させておく必要があり、そのためには鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上とする必要がある（上記（Ａ）の要件）。尚、ここで対象とするＴｉ含有析出物の円相当直径を３０ｎｍ以下と規定しているのは、溶製段階で粗大に形成されて、その後、組織変化や特性に影響を及ぼさないＴｉＮを除いたＴｉ含有析出物を制御する必要があるためである。Ｔｉ含有析出物の大きさ（平均円相当直径）は、好ましくは５ｎｍ以上であり、より好ましくは１０ｎｍ以上である。また、本発明で対象とするＴｉ含有析出物とは、ＴｉＣの他、ＴｉＶＣ、ＴｉＮｂＣ、等のＴｉを含有する析出物をも含む趣旨である。
　また、熱間プレス用鋼板においては、ＴｉのうちＮを析出固定するのに使用される以外のＴｉの大半を析出状態で存在させる必要がある。そのためには、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（即ち析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）は、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りの０．５倍以上（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上）とする必要がある（上記（Ｂ）の要件）。析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］は、好ましくは０．６×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上であり、より好ましくは０．７×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上である。
　また、ホットスタンプ前に必ず鋼材を加工する必要があると共に、プレス成形を施したりする場合があり、こうした場合には、軟質な組織である所定量のフェライトを確保しておく必要がある。こうした観点から、熱間プレス用鋼板中のフェライトの分率を３０面積％以上とする必要がある（上記（Ｃ）の要件）。フェライトの分率は、好ましくは５０面積％以上であり、より好ましくは７０面積％以上である。
　尚、熱間プレス用鋼板で、金属組織の残部は特に限定されないが、例えばパーライト、ベイナイト、マルテンサイトまたは残留オーステナイトの少なくともいずれかが挙げられる。
　上述した本発明の鋼板（熱間プレス用鋼板）を製造するには、上記化学成分組成を有する鋼材を溶製した鋳片を、加熱温度：１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１３００℃以下（好ましくは１２５０℃以下）とし、仕上げ圧延温度を７５０℃以上（好ましくは７８０℃以上）、８５０℃以下（好ましくは８３０℃以下）として熱間圧延を行い、その後７００～６５０℃の温度域を１０秒以上滞在させた後、４５０℃以上（好ましくは４８０℃以上）、６５０℃以下（好ましくは６３０℃以下）で巻取るようにすれば良い。
　上記方法は、高温でフェライト変態を十分させることで、フェライト変態中に形成されるＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を粗大にするものである。また、巻取り温度を高温化することによって、形成されたＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を成長させて粗大化するものである。
　上述した化学成分組成、金属組織およびＴｉ析出状態を有する熱間プレス用鋼板を、そのまま熱間プレスの製造に供しても良いし、酸洗後に圧下率：６０％以下（好ましくは４０％以下）で冷間圧延を施してから熱間プレスの製造に供しても良い。また、熱間プレス用鋼板またはその冷間圧延材を、Ｔｉ含有析出物が全量固溶しない温度範囲（例えば１０００℃以下）において熱処理を施しても良い。また、本発明の熱間プレス用鋼板には、その表面（素地鋼板表面）に、Ａｌ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｉのうちの１種以上を含むメッキを施しても良い。
　上記のような熱間プレス用鋼板を用い、Ａｃ1変態点＋２０℃（Ａｃ1＋２０℃）以上、Ａｃ3変態点－２０℃（Ａｃ3－２０℃）以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度（Ｂｓ－１００℃）以下まで冷却することによって、単一特性を有するプレス成形品（以下、単一領域成形品という場合がある）で、低強度且つ高延性のものとして最適な組織に作り込むことができる。この成形法における各要件を規定した理由は、下記の通りである。
　フェライトを所定量含む鋼板では、そのフェライトを一部残存させつつ、部分的にオーステナイトに変態させるために、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。鋼板の加熱温度がＡｃ1変態点＋２０℃未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、鋼板の加熱温度がＡｃ3変態点－２０℃を超えると、加熱時にオーステナイトへの変態量が増加し過ぎて、最終組織（成形品の組織）で所定量のフェライトを確保できない。
　上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織とするためには、成形中および成形後の平均冷却速度および冷却終了温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とする必要がある。成形中の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とすることによって、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをベイナイトやマルテンサイトに変態させることによって、ベイナイトやマルテンサイトを確保しつつ、ベイナイトやマルテンサイトのラスの間に微細なオーステナイトを残留させて所定量の残留オーステナイトを確保する。
　上記冷却終了温度がベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度よりも高くなったり、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライトやパーライト等の組織が形成されて、所定量の残留オーステナイトが確保できず、成形品における伸び（延性）が劣化する。尚、冷却終了温度はＢｓより１００℃低い温度以下である限り特に制限されず、例えば、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下であってもよい。
　ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下になった段階で、平均冷却速度の制御は基本的に不要になるが、例えば１℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却してもよい。尚、成形中および成形終了後の平均冷却速度の制御は、（ａ）成形金型の温度を制御する（前記図１に示した冷却媒体）、（ｂ）金型の熱伝導率を制御する等の手段によって達成できる。
　上記のようなプレス成形によって製造されるプレス成形品（単一領域成形品）では、成形品中（即ち、成形品を構成する鋼板中）の金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３１面積％以下（０面積％を含まない）であり、プレス成形品中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に（Ｔｉ含有析出物の形態については、鋼板と同じ）、残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上のものとなり、成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。こうした熱間プレス成形品における各要件（基本組織）の範囲設定理由は次の通りである。
　残留オーステナイトは、塑性変形中にマルテンサイトに変態することで、加工硬化率を上昇させ（変態誘起塑性）、成形品の延性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、残留オーステナイト分率を３面積％以上とする必要がある。延性に対しては、残留オーステナイト分率が多ければ多いほど良好になる。自動車用鋼板に用いられる組成では、確保できる残留オーステナイトは限られており、２０面積％程度が上限となる。残留オーステナイトの好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは７面積％以上）である。
　主要組織を、微細で且つ延性の高いフェライトにすることで、プレス成形品の延性（伸び）を高めることができる。こうした観点から、フェライトの分率は、３０面積％以上とする。しかしながら、この分率が８０面積％を超えると、成形品の強度が確保できなくなる。フェライト分率の好ましい下限は３５面積％以上（更に好ましくは４０面積％以上）であり、より好ましい上限は７５面積％以下（更に好ましくは７０面積％以下）である。
　ベイニティックフェライトは、成形品の強度を向上させるのには有効な組織であるが、延性にやや乏しい組織であるため、多量に存在すると伸びを劣化させる。こうした観点から、ベイニティックフェライトの分率は３０面積％未満とする。ベイニティックフェライトの分率の好ましい上限は２５面積％以下（より好ましくは２０面積％以下）である。
　マルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）は、プレス成形品の強度を向上させるのには有効な組織であるが、延性に乏しい組織であるため、多量に存在すると伸びを劣化させる。こうした観点から、マルテンサイトの分率は３１面積％以下とする。マルテンサイトの分率の好ましい上限は２５面積％以下（より好ましくは２０面積％以下）である。
　上記組織の他は特に限定されず、パーライト等を残部組織として含んでもよいが、これらの組織は強度に対する寄与や、延性に対する寄与が他の組織に比べて低く、基本的に含有しないことが好ましい（０面積％でも良い）。
　残留オーステナイト中の炭素量は、引張試験等の変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに加工誘起変態するタイミングに影響し、炭素量が多いほど高歪域で加工誘起変態することで変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果を大きくする。本発明のプロセスの場合、冷却中に、形成されたマルテンサイトラスから周囲のオーステナイトに炭素が吐き出される。その際に、鋼中に分散しているＴｉ炭化物若しくは炭窒化物が、粗大に分散していると、マルテンサイトラスの長手方向への成長が阻害されずに進行するため、幅が狭く長いアスペクト比の大きなマルテンサイトラスとなる。その結果、マルテンサイトラスから幅方向に炭素が吐き出されやすくなり、残留オーステナイト中の炭素量が増加し、延性が向上する。こうした観点から、本発明のプレス成形品では、鋼中の残留オーステナイト中の炭素量は０．５０％以上（好ましくは０．６０％以上）と規定した。尚、残留オーステナイト中の炭素量は０．７０％程度まで濃化させることはできるが、１．０％程度が限界である。
　本発明の熱間プレス用鋼板を用いれば、プレス成形条件（加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、プレス成形品の強度や伸び等の特性を制御することができ、しかも高延性（残存延性）のプレス成形品が得られるので、これまでのプレス成形品では適用しにくかった部位（例えば、エネルギー吸収部材）にも適用が可能となり、プレス成形品の適用範囲を拡げる上で極めて有用である。また、上述した単一領域成形品のみならず、プレス成形金型を用いて鋼板をプレス成形してプレス成形品を製造するに際して、加熱温度、およびプレス成形時の各領域の条件を適切に制御し、各領域の組織を調整すれば、各領域に応じた強度－延性バランスを発揮するプレス成形品（以下、複数領域成形品という場合がある）が得られる。
　本発明の熱間プレス用鋼板を用い、上記のように複数領域成形品を製造するに当たっては、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、そのうち一の領域（以下、第１の領域という）をＡｃ3変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域（以下、第２の領域という）をＡｃ1変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、第１および第２の両方の領域に対してプレス成形を開始し、成形中および成形終了後は第１および第２のいずれの領域でも金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却すればよい。
　上記方法では、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域（高強度側領域および低強度側領域）に分け、夫々の領域に応じて製造条件を制御することによって、各領域に応じた強度－延性バランスを発揮するプレス成形品が得られる。２つの領域のうち第２の領域が低強度側領域に相当し、この領域における製造条件、組織および特性は基本的に上記した単一領域成形品と同じである。以下では、もう一方の第１領域（高強度側領域に相当）を形成させるための製造条件について説明する。尚、この製造方法を実施するに際しては、単一の鋼板で加熱温度の異なる領域を形成する必要が生じるが、既存の加熱炉（例えば、遠赤外線炉、電気炉＋シールド）を用いることによって、温度の境界部分を５０ｍｍ以下としつつ制御することは可能である。
　（第１の領域・高強度側領域の製造条件）
　熱間プレス成形品の組織を適切に調整するためには、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。この加熱温度を適切に制御することによって、その後の冷却過程で、所定量の残留オーステナイトを確保しつつ、マルテンサイトを主体とする組織に変態させ、最終的な熱間プレス成形品の領域内で所望の組織に作り込むことができる。この領域での鋼板の加熱温度がＡｃ3変態点未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、鋼板の加熱温度が９５０℃を超えると、加熱時にオーステナイトの粒径が大きくなり、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が上昇し、焼入れ時に残留オーステナイトを確保できず、良好な成形性が達成されない。鋼板の加熱温度は、好ましくはＡｃ3変態点＋５０℃以上であり、９３０℃以下である。
　上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織とするためには、成形中および成形後の平均冷却速度および冷却終了温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とする必要がある。成形中の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とすることによって、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをマルテンサイトに変態させることによって、マルテンサイトを確保する。冷却終了温度は、具体的には４００℃以下であり、好ましくは３００℃以下である。
　こうした方法によって得られたプレス成形品では、第１領域と第２領域とで、金属組織が異なっている。第１の領域では、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％（残留オーステナイトの作用効果は上記と同じ）、マルテンサイト：８０面積％以上となっている。第２領域では、上記単一領域成形品と同じ金属組織および残留オーステナイト中の炭素量を満足する。
　第１の領域の主要組織を、所定量の残留オーステナイトを含む高強度のマルテンサイトにすることで、プレス成形品における特定領域の延性および高強度を確保することができる。こうした観点から、マルテンサイトの面積分率は、８０面積％以上とする必要がある。マルテンサイトの分率は、好ましくは８５面積％以上（より好ましくは９０面積％以上）である。尚、第１領域における残部組織として、一部にフェライト、パーライト、ベイナイト等含んでいてもよい。
　以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　［実施例１］
　下記表１、２に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．１～３、５～１５、１７～３１）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行って鋼板とし、その後に冷却して巻取りを模擬した処理を施した（板厚：１．６ｍｍ若しくは３．０ｍｍ）。巻取り模擬処理方法は、巻取り温度まで冷却後、巻取り温度に加熱した炉に試料を入れ、３０分保持した後炉冷した。このときの鋼板製造条件を下記表３、４に示す。尚、表１、２中のＡｃ1変態点、Ａｃ3変態点、Ｍｓ点およびＢｓ点は、下記の（２）式～（５）式を用いて求めたものである（例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善，（１９８５）参照）。また、表３の備考欄に示した処理（１）、（２）は、下記に示す各処理（圧延、冷却、合金化）を行ったものである。
　Ａｃ1変態点（℃）＝７２３＋２９．１×［Ｓｉ］－１０．７×［Ｍｎ］＋１６．９×［Ｃｒ］－１６．９［Ｎｉ］…（２）
　Ａｃ3変態点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］…（３）
　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］…（４）
　Ｂｓ点（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］…（５）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｐ］，［Ａｌ］，［Ｔｉ］，［Ｖ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。また、上記（２）式～（５）式の各項に示された元素が含まれない場合は、その項がないものとして計算する。
　処理（１）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続焼鈍を模擬し、８００℃に加熱した後９０秒保持し、２０℃／秒の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、３００秒保持した。
　処理（２）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続溶融亜鉛めっきラインを模擬するため８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持後、めっき浴への浸漬－合金化処理を模擬するために更に５００℃×１０秒保持後、２０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼板（プレス成形用鋼板）につき、Ｔｉの析出状態の分析、および金属組織の観察（各組織の分率）を下記要領で行った。また、各鋼板の引張強度（ＴＳ）を後述する方法で測定した。その結果を、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］の計算値（０．５×［全Ｔｉ量－３．４［Ｎ］と表示）と共に下記表５、６に示す。
　（鋼板のＴｉの析出状態の分析）
　抽出レプリカサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＴｉ含有析出物の透過型電子顕微鏡像（倍率：１０万倍）を撮影した。このとき、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）により析出物の組成分析をすることによって、Ｔｉ含有析出物（円相当直径で３０ｎｍ以下のもの）を特定した。少なくとも１００個以上のＴｉ含有析出物の面積を画像解析により測定し、そこから円相当直径を求め、その平均値を析出物サイズ（Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径）とした。また、析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］（析出物として存在するＴｉ量）は、メッシュ径：０．１μｍのメッシュを用いて抽出残渣分析を行い（抽出処理の際に、析出物が凝集して微細な析出物も測定できる）、析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］（表５、６では析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］と表示）を求めた。尚、Ｔｉ含有析出物がＶやＮｂを一部含有している場合は、これらの含有量についても測定した。
　（金属組織の観察（各組織の分率））
　（１）鋼板中のフェライト（およびベイニティックフェライト、パーライト）の組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、各組織を区別し、フェライトの分率（面積率）を求めた。
　（２）鋼板中の残留オーステナイト分率は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法によって測定した（例えば、ＩＳＪＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。この際、残留オーステナイト中の炭素量についても測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記各鋼板（１．６ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について（上記処理（１）、（２）以外のものについては、熱間圧延によって厚さｔを１．６ｍｍに調整）、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。プレス成形条件（プレス成形時の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　得られたプレス成形品につき、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）を下記の方法で測定すると共に、残留オーステナイト中の炭素量を前述した方法で測定した。
　（引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）の測定）
　ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。このとき、引張試験の歪速度：１０ｍｍ／秒とした。本発明では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１８％以上を満足し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が２００００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した。
　（金属組織の観察（各組織の分率））
　（１）鋼板中のフェライト、ベイニティックフェライトの組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、フェライト、ベイニティックフェライトを区別し（焼鈍しマルテンサイトの区別も含む）、夫々の分率（面積率）を求めた。
　（２）鋼板中の残留オーステナイト分率は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法によって測定した（例えば、ＩＳＪＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
　（３）マルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）分率については、鋼板をレペラ腐食し、白いコントラストを焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織として面積率を測定し、そこからＸ線回折により求めた残留オーステナイト分率を差いて、マルテンサイト分率を計算した。
　金属組織の観察結果（各組織の分率、残留オーステナイト中の炭素量）を、下記表８、９に示す。また、プレス成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬおよびＴＳ×ＥＬ）を下記表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　これらの結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．１、２、５、８～１０、１４、１５、１８～２０、２２～３１のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、強度－延性バランスが良好なプレス成形品が得られていることが分かる。
　これに対し、鋼Ｎｏ．３、６、７、１１～１３、１７、２１のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、鋼Ｎｏ．３のものは、Ｓｉ含有量が少ないプレス成形用鋼板を用いたものであり、プレス成形品中の残留オーステナイト分率が確保されず、伸びがでないものとなって、強度－伸びバランスが劣化している。鋼Ｎｏ．６のものは、鋼板製造時における７００℃～６５０℃までの冷却時間が不足しており、フェライト変態が十分に進まず、鋼板でのフェライト分率が確保できず、強度が高くなってプレス成形前での成形や加工が困難になることが予想される。
　鋼Ｎｏ．７のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度が高く、プレス成形用鋼板が（１）式の関係を満足しないものとなっており、プレス成形品の強度－伸びバランスが劣化している。鋼Ｎｏ．１１のものは、プレス成形時の加熱温度が高くなっており、マルテンサイトが多量に生成してフェライトが生成せず、強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない（強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化）。
　鋼Ｎｏ．１２のものは、プレス成形時の平均冷却速度が遅くなっており、プレス成形品の段階でフェライトが多量に生成して強度が低下し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。鋼Ｎｏ．１３のものは、プレス成形時の急速冷却終了温度が高くなっており、プレス成形品の段階でパーライトが多量に生成して残留オーステナイト分率が確保できず、また残留オーステナイト中の炭素量も不足しており、強度および伸びが低下し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。
　鋼Ｎｏ．１７のものは、Ｃ含有量が過剰なプレス成形用鋼板を用いたものであり、鋼板のフェライト分率が低くなっており、プレス成形品でのフェライト分率が確保できず、マルテンサイト分率が大きくなり、強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない（強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化）。鋼Ｎｏ．２１のものは、Ｔｉ含有量が過剰のプレス成形用鋼板を用いたものであり（残留オーステナイト中の炭素量も不足）、伸び、および強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。
　［実施例２］
　下記表１１に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．３２～３６）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行い、その後に冷却して巻取った（板厚：３．０ｍｍ）。このときの鋼板製造条件を下記表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　得られた鋼板（プレス成形用鋼板）につき、Ｔｉ含有析出物の析出状態の分析、金属組織の観察（各組織の分率）および引張強度を実施例１と同様にして行った。その結果を、下記表１３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　上記各鋼板（３．０ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。このとき、鋼板を赤外線炉に入れ、高強度化したい部分（第１の領域に相当する鋼板部分）は高温加熱できるように、赤外線が直接当たるようにすると共に、低強度化したい部分（第２の領域に相当する鋼板部分）には低温加熱できるように、赤外線の一部を遮断するように覆いをかぶせることで、加熱温度差を付けた。従って、プレス成形品は単一の部品内に強度の異なる領域を有するものとなっている。プレス成形条件（プレス成形時の各領域の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表１４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　得られたプレス成形品につき、各領域における引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）、残留オーステナイト中の炭素量の測定を、実施例１と同様にして求めた。
　金属組織の観察結果（各組織の分率）および残留オーステナイト中の炭素量を、下記表１５に示す。また、プレス成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬおよびＴＳ×ＥＬ）を下記表１６に示す。尚、高強度側での引張強度（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が８％以上を満足し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１４０００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した（低強度側の評価基準は実施例１と同じ）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　この結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．３２～３５のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、各領域における強度－延性バランスの良好な部品が得られていることが分かる。これに対し、鋼Ｎｏ．３６のものは、プレス成形時の加熱温度が低くなっており、高強度側でフェライト分率が低く、マルテンサイト分率が高くなって高強度側での強度が低下している（低強度側との強度差が３００ＭＰａ未満）。
　本発明では、所定の化学成分組成を有し、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが所定の関係を満足し、且つ、金属組織が、フェライトの分率が３０面積％以上とすることで、熱間プレス前に成形や加工が容易にでき、且つ成形品内で均一な特性が要求される場合には、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合には、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得る上で有用な熱間プレス用鋼板が実現できる。
１　パンチ
２　ダイ
３　ブランクホルダー
４　鋼板（ブランク）

Claims (6)

  1. 　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    　Ｓｉ：０．２～３％、
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１～１％、
    　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
    　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
    　Ｎ：０．００１～０．０１％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径で３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、フェライトの分率が３０面積％以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
    　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］　…（１）
    　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
  2. 　更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有するものである請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
    （ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
    （ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
  3. 　請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ1変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板のプレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
  4. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、プレス成形品中の金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３１面積％以下（０面積％を含まない）であり、プレス成形品中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上であることを特徴とするプレス成形品。
  5. 　請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ3変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ1変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、成形中および成形終了後はいずれの領域でも金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
  6. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス成形品は、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、マルテンサイト：８０面積％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面積％、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３１面積％以下（０面積％を含まない）である第２の領域を有しており、この第２の領域における前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上であることを特徴とするプレス成形品。
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