WO2015097891A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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林　宏太郎
敏伸 西畑
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-pressed steel sheet member used for machine structural parts and the like, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel sheet.
  • Patent Documents 1 and 2 describe a method called hot pressing for the purpose of obtaining high formability in a high-strength steel sheet. According to hot pressing, a high-strength hot-pressed steel plate member can be obtained by forming a high-strength steel plate with high accuracy.
  • Patent Documents 3 and 4 describe high-strength hot-pressed steel plate members for the purpose of improving ductility, but these conventional hot-pressed steel plate members have another problem of reduced toughness. To do. The reduction in toughness becomes a problem not only when used in automobiles but also when used in machine structural parts. Patent Documents 5 and 6 describe techniques aimed at improving fatigue properties, but it is difficult to obtain sufficient ductility and toughness by these techniques.
  • An object of the present invention is to provide a hot-pressed steel plate member that can obtain excellent ductility and toughness while having high strength, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel plate.
  • the inventor of the present application examined the cause of a decrease in toughness caused by a conventional high-strength hot-pressed steel sheet member aimed at improving ductility.
  • a conventional high-strength hot-pressed steel sheet member aimed at improving ductility.
  • the steel structure of the hot-pressed steel sheet member is a double-phase structure containing ferrite and martensite, during the hot press heating and air cooling to obtain the hot-pressed steel sheet member
  • the decarburization easily progresses and the toughness is reduced due to the decarburization. That is, as a result of decarburization, the ratio of ferrite increases in the region from the surface of the hot-pressed steel sheet member to a depth of about 15 ⁇ m.
  • ferrite layer a layered structure consisting essentially of a ferrite single phase (hereinafter referred to as “ferrite layer”) It has become clear that the brittleness of the ferrite grain boundaries in this region induces significant deterioration in toughness. This decarburization is particularly remarkable when obtaining a multiphase structure, but this has not been recognized in the past.
  • the inventor of the present application has conducted extensive studies based on such knowledge, and as a result, has a chemical composition containing a predetermined amount of C and Mn and a relatively large amount of Si, and has a predetermined steel structure.
  • the present inventor has also found that this hot-pressed steel sheet member has a high tensile strength of 980 MPa or more and also has excellent ductility and toughness.
  • the present inventor has also found that this hot-pressed steel sheet member has unexpectedly excellent fatigue characteristics. And this inventor came up with the aspect of the invention shown below.
  • Ferrite 10% to 70%
  • martensite 30% to 90%
  • the total area ratio of ferrite and martensite 90% to 100%.
  • the Mn concentration in martensite is 1.20 times or more the Mn concentration in ferrite
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.003% to 0.20%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-pressed steel sheet member according to (1) containing one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.003% to 0.20%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-press steel plate according to (6) which contains one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • the hot-press steel sheet according to any one of (6) to (10) is heated to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less, and the Mn concentration in austenite is 1.20 times the Mn concentration in ferrite.
  • the above steps After the heating, performing a hot press and cooling to an Ms point at an average cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second;
  • Embodiments of the present invention relate to a hot-pressed steel sheet member having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • % which is a unit of content of each element contained in a steel plate member or a hot-press steel plate, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • the chemical composition of the steel plate member according to the present embodiment and the hot-press steel plate used for the production thereof is mass%, C: 0.10% to 0.34%, Si: 0.5% to 2.0%. , Mn: 1.0% to 3.0%, sol. Al: 0.001% to 1.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0% to 0.20%, Nb: 0% ⁇ 0.20%, V: 0% ⁇ 0.20%, Cr: 0% ⁇ 1.0%, Mo: 0% ⁇ 1.0%, Cu: 0% ⁇ 1.0%, Ni: 0% -1.0%, Ca: 0% -0.01%, Mg: 0% -0.01%, REM: 0% -0.01%, Zr: 0% -0.01%, B: 0% -0.01%, Bi: 0% -0.01%, balance: Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C (C: 0.10% to 0.34%) C is a very important element that enhances the hardenability of the steel sheet for hot pressing and mainly determines the strength of the steel sheet member. If the C content of the steel sheet member is less than 0.10%, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content of the steel plate member is set to 0.10% or more.
  • the C content of the steel plate member is preferably 0.12% or more. When the C content of the steel plate member exceeds 0.34%, the martensite in the steel plate member becomes hard and the deterioration of toughness is remarkable. Therefore, the C content of the steel plate member is set to 0.34% or less.
  • the C content of the steel sheet member is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less.
  • decarburization may occur during the production of a hot-pressed steel sheet member, but since the amount is so small that it can be ignored, the C content of the steel sheet for hot pressing is the C content of the steel sheet member. Substantially matches.
  • Si 0.5% to 2.0%
  • Si is an element that is very effective in improving the ductility of the steel sheet member and ensuring the strength of the steel sheet member stably. If the Si content is less than 0.5%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Si content is 0.5% or more. When the Si content exceeds 2.0%, the effects of the above action are saturated and disadvantageous economically, and the plating wettability is significantly reduced, resulting in frequent non-plating. Therefore, the Si content is 2.0% or less. From the viewpoint of improving weldability, the Si content is preferably 0.7% or more, and more preferably 1.1% or more. From the viewpoint of suppressing surface defects of the steel plate member, the Si content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.35% or less.
  • Mn is an element that is extremely effective in improving the hardenability of the steel sheet for hot pressing and ensuring the strength of the steel sheet member. If the Mn content is less than 1.0%, it is very difficult to secure a tensile strength of 980 MPa or more for the steel plate member. Therefore, the Mn content is 1.0% or more. In order to obtain the above action more reliably, the Mn content is preferably 1.1% or more, more preferably 1.15% or more. If the Mn content is more than 3.0%, the steel structure of the steel plate member has a remarkable band shape, and the bendability is deteriorated and the impact resistance is significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. From the viewpoint of productivity in hot rolling and cold rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing, the Mn content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.45% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make the steel material sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. In order to obtain the above action more reliably, sol. The Al content is preferably 0.015% or more. sol. If the Al content exceeds 1.0%, the weldability is significantly lowered, the oxide inclusions are increased, and the surface properties are remarkably deteriorated. Therefore, sol. Al content shall be 1.0% or less. In order to obtain better surface properties, sol. The Al content is preferably 0.080% or less.
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.05%, the weldability is remarkably reduced. Therefore, the P content is 0.05% or less. In order to ensure better weldability, the P content is preferably 0.018% or less. On the other hand, P has the effect
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the S content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the N content is preferably 0.006% or less.
  • Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, Zr, B, and Bi are not essential elements and are appropriately contained in steel plate members and hot-press steel plates up to a predetermined amount. It is an optional element that may be present.
  • Ti, Nb, and V are all elements that are effective in ensuring a stable strength of the steel sheet member. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • Ti, Nb, and V if any content exceeds 0.20%, not only hot rolling and cold rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing become difficult, but also the reverse In addition, it is difficult to stably secure the strength.
  • the Ti content, the Nb content, and the V content are all 0.20% or less.
  • about Cr when the content exceeds 1.0%, it becomes difficult to ensure stable strength. Therefore, the Cr content is 1.0% or less.
  • the Mo content when the content is more than 1.0%, hot rolling and cold rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing become difficult. Therefore, the Mo content is 1.0% or less.
  • Cu and Ni if the content of either is 1.0%, the effect of the above action is saturated and disadvantageous economically, and hot rolling for obtaining a steel sheet for hot pressing and Cold rolling becomes difficult. Accordingly, the Cu content and the Ni content are both 1.0% or less.
  • the Ti content, the Nb content, and the V content are preferably 0.003% or more, and the Cr content, the Mo content, the Cu content,
  • the Ni content is preferably 0.005% or more. That is, “Ti: 0.003% to 0.20%”, “Nb: 0.003% to 0.20%”, “V: 0.003% to 0.20%”, “Cr: 0.005” % To 1.0% “,” Mo: 0.005% to 1.0% “,” Cu: 0.005% to 1.0% “, and” Ni: 0.005% to 1.0% " Preferably at least one of the above is satisfied.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to the control of inclusions, in particular, to fine dispersion of inclusions, and to increase toughness. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain. However, if the content of any of them is more than 0.01%, the deterioration of the surface properties may become obvious. Therefore, the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all 0.01% or less.
  • the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all preferably 0.0003% or more. That is, “Ca: 0.0003% to 0.01%”, “Mg: 0.0003% to 0.01%”, “REM: 0.0003% to 0.01%”, and “Zr: 0.0. Preferably, at least one of “0003% to 0.01%” is satisfied.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • B is an element having an effect of increasing the toughness of the steel sheet. Therefore, B may be contained. However, if the B content is more than 0.01%, the hot workability is deteriorated, and hot rolling for obtaining a hot-press steel sheet becomes difficult. Therefore, the B content is 0.01% or less. In order to improve toughness, the B content is preferably 0.0003% or more. That is, the B content is preferably 0.0003% to 0.01%.
  • Bi 0% to 0.01%
  • Bi is an element having an effect of making the steel structure uniform and improving impact resistance. Therefore, Bi may be contained. However, if the Bi content is more than 0.01%, the hot workability is deteriorated, and hot rolling for obtaining a hot-press steel sheet becomes difficult. Therefore, the Bi content is 0.01% or less. In order to improve impact resistance, the Bi content is preferably 0.0003% or more. That is, the Bi content is preferably 0.0003% to 0.01%.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion from the surface to a depth of 15 ⁇ m is 1.20 times or less of the area ratio of ferrite in the inner layer portion which is a portion excluding the surface layer portion, and the inner layer portion has an area of %, Ferrite: 10% to 70%, martensite: 30% to 90%, and the total area ratio of ferrite and martensite: 90% to 100%.
  • the Mn concentration in martensite is 1.20 times or more the Mn concentration in ferrite in the inner layer portion.
  • the surface layer portion of the steel plate member means a surface portion from the surface to a depth of 15 ⁇ m, and the inner layer portion means a portion excluding this surface layer portion. That is, the inner layer portion is a portion other than the surface layer portion of the steel plate member.
  • the numerical value related to the steel structure of the inner layer portion is, for example, the average value in the entire thickness direction of the inner layer portion, but the point where the depth from the surface of the steel plate member is 1/4 of the thickness of the steel plate member (hereinafter, this point) Can be represented by numerical values related to the steel structure at “1/4 depth position”. For example, if the thickness of the steel plate member is 2.0 mm, it can be represented by a numerical value at a point where the depth from the surface is 0.50 mm.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of martensite measured at the 1/4 depth position are defined as the area ratio of ferrite and the area ratio of martensite in the inner layer portion, respectively.
  • the surface layer portion is defined as the surface portion from the surface to a depth of 15 ⁇ m because the maximum depth in the range where decarburization occurs is approximately 15 ⁇ m as long as the inventors of the present application have studied.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion is 1.20 times or less than the area ratio of the ferrite in the inner layer portion.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion is preferably 1.18 or less of the area ratio of ferrite in the inner layer portion.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion of the steel sheet member Ten ds to be 1.16 or less of the area ratio of ferrite in the inner layer portion.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion is usually not less than the area ratio of ferrite in the inner layer portion, and the area ratio of ferrite in the surface layer portion is 1.0 or more times the area ratio of ferrite in the inner layer portion.
  • the area ratio of ferrite in the inner layer portion is set to 10% or more.
  • the area ratio of ferrite in the inner layer portion is set to 70% or less. In order to ensure better ductility, the area ratio of ferrite in the inner layer portion is preferably 30% or more.
  • the area ratio of martensite in the inner layer portion is set to 30% or more.
  • the area ratio of martensite in the inner layer exceeds 90%, the area ratio of ferrite is less than 10%, and as described above, good ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of martensite in the inner layer is 90% or less.
  • the area ratio of martensite in the inner layer portion is preferably 70% or less.
  • the inner layer portion of the hot-pressed steel sheet member according to the present embodiment is preferably made of ferrite and martensite, that is, the total area ratio of ferrite and martensite is preferably 100%.
  • the phase or structure other than ferrite and martensite may include one or more selected from the group consisting of bainite, retained austenite, cementite, and pearlite.
  • the area ratio of the phase or structure other than ferrite and martensite in the inner layer portion is set to 10% or less. That is, the total area ratio of ferrite and martensite in the inner layer portion is 90% or more.
  • Mn concentration in martensite in the inner layer portion 1.20 times or more of Mn concentration in ferrite in the inner layer portion
  • the Mn concentration in martensite in the inner layer portion is set to 1.20 times or more the Mn concentration in ferrite in the inner layer portion.
  • the upper limit of this ratio is not particularly specified, but does not exceed 3.0.
  • Such a steel plate member can be manufactured by processing a predetermined hot-press steel plate under predetermined conditions.
  • This steel sheet for hot pressing contains ferrite and cementite, and has a steel structure in which the total area ratio of bainite and martensite is 0% to 10%, and the area ratio of cementite is 1% or more. Further, the Mn concentration in the cementite is 5% or more.
  • Ferrite and cementite may be present in pearlite, or may be present independently from pearlite.
  • the steel structure of the steel sheet for hot pressing include a double phase structure of ferrite and pearlite, and a double phase structure of ferrite, pearlite and spheroidized cementite.
  • the steel structure of the steel sheet for hot pressing may further contain martensite. If the total area ratio of ferrite and cementite is less than 90%, decarburization may easily occur during hot pressing. Therefore, the total area ratio of ferrite and cementite is preferably 90% or more, including the amount contained in pearlite.
  • cementite area ratio 1% or more
  • the area ratio of cementite is 1% or more.
  • Total area ratio of bainite and martensite 0% to 10% If the total area ratio of bainite and martensite exceeds 10%, decarburization is very likely to occur during hot pressing, and good hot toughness cannot be obtained for the hot pressed steel sheet member obtained from this hot pressed steel sheet. Therefore, the total area ratio of bainite and martensite is 10% or less. Bainite and martensite may not be included. And when the total area ratio of a bainite and a martensite is 10% or less, if a ferrite and cementite are contained, favorable toughness can be obtained to a hot press steel plate member.
  • Mn concentration in cementite 5% or more If the Mn concentration in the cementite is less than 5%, decarburization is likely to occur during hot pressing, and good hot toughness cannot be obtained for the hot pressed steel sheet member obtained from the hot pressed steel sheet. Therefore, the Mn concentration in cementite is 5% or more.
  • the manufacturing method of the steel plate member which concerns on this embodiment ie, the method of processing the steel plate for hot presses.
  • the hot pressing steel plate is heated to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less, and the Mn concentration in austenite is 1.20 times or more the Mn concentration in ferrite, After this heating, hot pressing is performed to cool to the Ms point at an average cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second. Further, the amount of decrease in C on the surface of the steel sheet for hot pressing in the period from the end of heating to the start of hot pressing is set to less than 0.0005%.
  • Heating temperature of steel sheet for hot pressing Temperature range of 720 ° C or more and Ac 3 points or less
  • Heating of the steel sheet to be subjected to hot pressing that is, the steel sheet for hot pressing is performed in a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less.
  • Ac 3 point is the temperature (unit: ° C.) at which the austenite single phase is defined by the following empirical formula (i).
  • the heating temperature is 720 ° C. or higher.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or less.
  • the heating rate up to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less and the heating time held in the temperature range are not particularly limited, but are preferably in the following ranges, respectively.
  • the average heating rate in heating to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less is preferably 0.2 ° C./second or more and 100 ° C./second or less.
  • the average heating rate is preferably 0.2 ° C./second or more and 100 ° C./second or less.
  • the heating temperature can be easily controlled in the case of heating using a normal furnace.
  • the average heating rate in the temperature range of 600 ° C. to 720 ° C. is preferably 0.2 ° C./second to 10 ° C./second. This is for further promoting distribution of Mn between ferrite and austenite, further promoting Mn concentration in austenite, and more reliably suppressing decarburization.
  • the heating time in the temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less is preferably 3 minutes or more and 10 minutes or less.
  • the heating time is the time from when the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. until the end of heating.
  • the end of heating is when the steel plate is taken out of the heating furnace in the case of furnace heating, and when the energization or the like is ended in the case of energization heating or induction heating.
  • the area ratio of the ferrite in the surface layer part of the steel plate member 1.20 times or less of the area ratio of the ferrite in the inner layer part.
  • the heating time By setting the heating time to 10 minutes or less, the steel structure of the steel plate member can be made finer, and the impact resistance of the steel plate member is further improved.
  • Mn concentration in austenite 1.20 times or more Mn concentration in ferrite
  • the Mn concentration in the austenite is not 1.2 times or more than the Mn concentration in the ferrite, that is, when the Mn concentration in the austenite is less than 1.2 times the Mn concentration in the ferrite at the end of heating, the ferrite Since the distribution of Mn between the steel and austenite is not sufficiently promoted, the austenite is easily decomposed, and the steel plate between the end of heating and the start of hot pressing is exposed to the atmosphere while being decarburized. Progresses easily. Therefore, by the end of heating, the Mn concentration in the austenite is 1.2 times or more the Mn concentration in the ferrite.
  • the upper limit of this ratio is not particularly specified, but does not exceed 3.0.
  • the Mn concentration in the austenite and the Mn concentration in the ferrite can be adjusted by the chemical composition and steel structure of the hot-press steel plate and the heating conditions. For example, as described above, Mn concentration in austenite can be promoted by increasing the heating time in the temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less.
  • the amount of decrease in C is less than 0.0005%.
  • the amount of decrease in C can be measured, for example, using a glow discharge spectroscope (GDS) or an electron probe micro analyzer (EPMA). That is, the amount of decrease in C can be obtained by analyzing the surface of the steel sheet for hot pressing at the end of heating and at the start of hot pressing and comparing the results.
  • GDS glow discharge spectroscope
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • the method for adjusting the amount of decrease in C is not particularly limited. For example, it may be exposed to the atmosphere during the period from extraction from a heating device such as a heating furnace used for the above heating to introduction into a hot press device, but this time should be as short as possible. It is preferably at most 15 seconds or less, more preferably 10 seconds or less. This is because when this time is 15 seconds or more, decarburization proceeds and the area ratio of ferrite in the surface layer portion of the steel plate member increases.
  • the adjustment of this time can be performed, for example, by adjusting the conveyance time from the extraction from the heating device to the press die of the heating press device.
  • the average cooling rate is set to 10 ° C./second or more. If the average cooling rate exceeds 500 ° C./second, it becomes extremely difficult to keep the members soaking, and the strength becomes unstable. Accordingly, the average cooling rate is set to 500 ° C./second or less.
  • the cooling in the hot press is performed by previously setting a steel mold used for forming a heated steel sheet to room temperature or a temperature of about several tens of degrees Celsius, and the steel sheet comes into contact with the mold. . Therefore, the average cooling rate can be controlled by, for example, a change in heat capacity accompanying a change in the dimensions of the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by changing the material of the mold to a different metal (such as Cu).
  • the average cooling rate can also be controlled by using a water-cooled mold and changing the amount of cooling water flowing through the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by forming a plurality of grooves in the mold in advance and passing water through the grooves during hot pressing.
  • the average cooling rate can also be controlled by raising the hot press machine in the middle of hot pressing and flowing water during that time.
  • the average cooling rate can also be controlled by adjusting the mold clearance and changing the contact area of the mold with the steel plate.
  • the following three types can be mentioned.
  • the cooling rate may be increased by increasing the amount of water according to the temperature.
  • the form of molding in the hot press in this embodiment is not particularly limited.
  • Examples of the form of molding include bending, drawing, overhang molding, hole expansion molding, and flange molding. What is necessary is just to select the form of shaping
  • molding suitably with the kind of target steel plate member.
  • Representative examples of the steel plate member include a door guard bar and a bumper reinforcement which are reinforcing parts for automobiles.
  • hot forming is not limited to hot pressing as long as the steel sheet can be cooled simultaneously with or immediately after forming. For example, roll forming may be performed as hot forming.
  • the steel sheet member according to the present embodiment can be manufactured by performing such a series of treatments on the predetermined hot-press steel sheet. That is, a hot-pressed steel sheet member having a desired steel structure, a tensile strength of 980 MPa, and excellent ductility and toughness can be obtained.
  • ductility can be evaluated by the total elongation (EL) of the tensile test, and in this embodiment, the total elongation of the tensile test is preferably 12% or more. The total elongation is more preferably 14% or more.
  • ⁇ Shot blasting may be performed after hot pressing and cooling.
  • the scale can be removed by shot blasting. Shot blasting also has the effect of introducing compressive stress into the surface of the steel sheet member, so that delayed fracture is suppressed and fatigue strength is improved.
  • the hot press steel sheet is heated to a temperature range of 720 ° C. or more and Ac 3 points or less to cause austenite transformation to some extent. Molding is performed. Therefore, the mechanical properties of the steel sheet for hot pressing at room temperature before heating are not important. For this reason, a hot-rolled steel plate, a cold-rolled steel plate, a plated steel plate, etc. can be used as a hot-press steel plate, for example.
  • the hot-rolled steel sheet include those having a dual phase structure of ferrite and pearlite and those containing spheroidized cementite after spheroidizing annealing at a temperature of 650 ° C.
  • Examples of the cold-rolled steel sheet include a full hard material and an annealed material.
  • Examples of the plated steel sheet include an aluminum-based plated steel sheet and a zinc-based plated steel sheet. These production methods are not particularly limited.
  • a hot-rolled steel plate or a full hard material when the steel structure is a dual phase structure of ferrite and pearlite, the distribution of Mn during heating in the hot press is further facilitated.
  • the annealing temperature is set to a two-phase temperature range of ferrite and austenite, distribution of Mn during heating in the hot press is further facilitated.
  • the steel plate member according to the present embodiment can also be manufactured through hot pressing with pre-forming.
  • the hot-press steel plate is pre-formed by pressing it with a mold having a predetermined shape, and is put into the same mold and pressed.
  • a hot-pressed steel sheet member may be produced by applying pressure and quenching.
  • the type of steel sheet for hot pressing and its steel structure are not limited, but it is preferable to use a steel sheet having as low strength and ductility as possible in order to facilitate pre-forming.
  • the tensile strength is preferably 700 MPa or less.
  • the coiling temperature after hot rolling in the hot-rolled steel plate is preferably 450 ° C. or higher, and preferably 700 ° C. or lower in order to reduce scale loss.
  • annealing temperature shall be Ac 1 point temperature or more and Ac 3 point or less.
  • the average cooling rate to room temperature after annealing is below an upper critical cooling rate.
  • the steel structure of the hot-rolled steel sheet thus obtained was a double-phase structure of ferrite and pearlite.
  • test material No. 6 was removed from the hot-rolled steel sheet by pickling except for 21, and then the hot-rolled steel sheet was cold-rolled until the thickness became 1.2 mm.
  • test material No. 7 after cold rolling, the cold rolled steel sheet obtained by cold rolling was annealed in the austenite single phase region.
  • specimen No. 19 after cold rolling, the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is annealed in a two-phase region of ferrite and austenite, and further, hot dip galvanizing with a coating adhesion amount per side of 60 g / m 2 is performed. did.
  • the scale was removed from the hot-rolled steel sheet by pickling, and then spheroidizing annealing was performed. In this spheroidizing annealing, the hot rolled steel sheet was held at 650 ° C. for 5 hours.
  • the steel sheet was heated under the conditions shown in Table 2 in a gas heating furnace with an air-fuel ratio of 0.85.
  • Heating time indicates the time from when the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. after the steel sheet is inserted into the gas heating furnace until the steel sheet is removed from the gas heating furnace.
  • heating temperature indicates not the temperature of the steel sheet but the temperature in the gas heating furnace.
  • the steel sheet was taken out from the gas heating furnace, air-cooled at various times, hot-pressed on the steel sheet, and the steel sheet was cooled. In the hot press, a flat steel mold was used. That is, no molding was performed.
  • the steel sheet When cooling the steel sheet, the steel sheet was cooled to the Ms point at the average cooling rate shown in Table 2 while being in contact with the mold, further cooled to 150 ° C., and then taken out from the mold and allowed to cool.
  • cooling to 150 ° C. the periphery of the mold is cooled with cooling water until the temperature of the steel plate reaches 150 ° C., or a mold set to room temperature is prepared, and the temperature of the steel plate reaches 150 ° C. The steel plate was held in this mold.
  • a thermocouple was previously attached to the steel plate, and the temperature history was analyzed. In this way, 24 types of test materials (test steel plates) were produced.
  • the test material (steel plate for test) may be referred to as “hot-pressed steel plate”.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer part, the area ratio of ferrite in the inner layer part, and the area ratio of martensite in the inner layer part were determined for each of these steel sheets.
  • These area ratios are values calculated by performing image analysis of an optical microscope observation image or an electron microscope observation image of two cross sections perpendicular to the rolling direction and the cross section perpendicular to the sheet width direction (direction perpendicular to the rolling direction). Is the average value.
  • the region from the surface of the steel plate to a depth of 15 ⁇ m was observed.
  • the observation was performed at a 1/4 depth position.
  • Table 3 shows the ratio of the area ratio of ferrite in the surface layer portion to the area ratio of ferrite in the inner layer portion, and the area ratio of ferrite and martensite in the inner layer portion.
  • the hot-pressed steel sheet is hot-pressed using a flat steel mold, but not hot-pressed.
  • the mechanical properties of the hot-pressed steel sheet reflect the mechanical properties of the hot-pressed steel sheet member produced by receiving a thermal history similar to that of the hot press of this experiment during forming. That is, regardless of the presence or absence of forming during hot pressing, if the thermal history is substantially the same, the subsequent mechanical properties are also substantially the same.
  • the Mn concentration in ferrite and the Mn concentration in austenite immediately after heating were measured.
  • heating was performed in the gas heating furnace under the conditions shown in Table 2, and water cooling was performed immediately after taking out from the gas heating furnace. By this water cooling, austenite is transformed into martensite without diffusion, and the ferrite is maintained as it is. Accordingly, the Mn concentration in the ferrite after water cooling matches the Mn concentration in ferrite immediately after heating, and the Mn concentration in martensite after water cooling matches the Mn concentration in austenite immediately after heating.
  • the ratio (Mn ratio) of Mn concentration in austenite to Mn concentration in ferrite was calculated. The results are also shown in Table 3.
  • the test material No. 1, no. 3, no. 5, no. 8-No. 10, no. 12, no. 13, no. 15, no. 17-No. 19, no. 21, and no. 22 is an example of the present invention and showed excellent ductility and toughness. That is, a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a total elongation (EL) of 12% or more, and a brittle fracture surface ratio of 10% or less were obtained.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • specimen No. In No. 2 since the chemical composition was outside the range of the present invention, a tensile strength of 980 MPa or more was not obtained after cooling (after quenching).
  • Specimen No. In No. 6 excessive decarburization occurred because the steel structure of the steel sheet subjected to the heat treatment was outside the scope of the present invention. That is, the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention.
  • the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention. For this reason, a desired steel structure was not obtained and the brittle fracture surface ratio was more than 10%.
  • Specimen No. In No. 11 since the chemical composition was outside the scope of the present invention, the total elongation was less than 12%.
  • Specimen No. In No. 14 the production conditions were outside the scope of the present invention, and the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention, so the total elongation was less than 12%.
  • Specimen No. In No. 16 the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention, and the steel structure after hot pressing was also outside the scope of the present invention. Therefore, the desired steel structure was not obtained, and the brittle fracture surface ratio was more than 10%.
  • Specimen No. In No. 20 since the chemical composition was outside the range of the present invention, a tensile strength of 980 MPa or more was not obtained after cooling (after quenching). Furthermore, since the steel structure of the steel sheet to be subjected to heat treatment was outside the scope of the present invention, excessive decarburization occurred. That is, the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention. For this reason, a desired steel structure was not obtained and the brittle fracture surface ratio was more than 10%. Specimen No. In No. 23, since the steel structure of the steel sheet to be subjected to the heat treatment was out of the scope of the present invention, excessive decarburization occurred. That is, the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention.
  • the present invention can be used in, for example, the manufacturing industry and the use industry of automobile body structural parts and the like in which excellent ductility and toughness are regarded as important.
  • the present invention can also be used in other industries such as manufacturing and using industries of machine structural parts.

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Abstract

　熱間プレス鋼板部材は所定の化学組成を有し、更に、表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、前記表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下であり、前記内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有する。内層部内では、マルテンサイト中のＭｎ濃度がフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上であり、熱間プレス鋼板部材の引張強度は９８０ＭＰａ以上である。

Description

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
　本発明は、機械構造部品等に使用される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に関する。
　自動車の軽量化のため、車体に使用する鋼材の高強度化を図り、鋼材の使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される薄鋼板においては、一般的に、強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状の部品を製造することが困難になる。例えば、延性の低下に伴って加工度が高い部位が破断したり、スプリングバックが大きくなって寸法精度が劣化したりする。したがって、高強度鋼板、特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板をプレス成形することによって部品を製造することは困難である。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　高強度鋼板において高い成形性を得ることを目的とした熱間プレスとよばれる方法が特許文献１及び２に記載されている。熱間プレスによれば、高強度鋼板を高い精度で成形し、高強度の熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
　その一方で、熱間プレス鋼板部材には、延性の向上も求められてきている。しかし、特許文献１及び２に記載された方法で得られる鋼板の鋼組織は実質的にマルテンサイト単相であり、延性を向上させることは困難である。
　また、特許文献３及び４に延性の向上を目的とした高強度の熱間プレス鋼板部材が記載されているが、これら従来の熱間プレス鋼板部材には、靱性の低下という別の問題が存在する。靱性の低下は、自動車に用いられる場合だけでなく、機械構造部品に用いられる場合にも問題となる。特許文献５及び６に疲労特性の向上を目的とした技術が記載されているが、これらによっても十分な延性及び靱性を得ることは困難である。
英国特許公報１４９０５３５号 特開平１０－９６０３１号公報 特開２０１０－６５２９２号公報 特開２００７－１６２９６号公報 特開２００７－２４７００１号公報 特開２００５－２９８９５７号公報
　本発明は、高い強度を有しながら、優れた延性及び靱性を得ることができる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提供することを目的とする。
　本願発明者は、延性の向上を目的とした従来の高強度熱間プレス鋼板部材によって靱性の低下が生じる原因について検討した。この結果、延性の向上を目的として、熱間プレス鋼板部材の鋼組織をフェライト及びマルテンサイトを含む複相組織とする場合、熱間プレス鋼板部材を得るための熱間プレスの加熱中及び空冷中に脱炭が進行しやすく、脱炭に起因する靭性の低下が生じることが明らかになった。すなわち、脱炭の結果、熱間プレス鋼板部材の表面から１５μｍ程度の深さまでの領域においてフェライトの割合が高くなり、例えば、実質的にフェライト単相からなる層状組織（以下、「フェライト層」ということがある）が出現することもあり、この領域のフェライト粒界の脆弱性が、靭性の著しい劣化を誘発していることが明らかになった。この脱炭は複相組織を得る場合に特に顕著であるが、このことは従来認識されていない。
　本願発明者は、このような知見に基づいて鋭意検討を重ねた結果、所定量のＣ及びＭｎを含み、更にＳｉを比較的多めに含む化学組成を有し、所定の鋼組織を備えた熱間プレス用鋼板を、適切な条件下の熱間プレス等で処理することにより、鋼組織がフェライト及びマルテンサイトを含む複相組織であり、表層部における脱炭が抑制された熱間プレス鋼板部材が得られることを見出した。本願発明者は、更に、この熱間プレス鋼板部材が、９８０ＭＰａ以上という高い引張強度を有し、優れた延性及び靱性をも有することも見出した。本願発明者は、この熱間プレス鋼板部材が、予想外に、優れた疲労特性をも有することも見出した。そして、本願発明者は、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．１０％～０．３４％、
　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｔｉ：０％～０．２０％、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～１．０％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％、
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．０１％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、前記表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下であり、前記内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
　前記内層部内では、マルテンサイト中のＭｎ濃度がフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上であり、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
　（２）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（３）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（４）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（５）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（６）
　質量％で、
　Ｃ：０．１０％～０．３４％、
　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％以下、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｔｉ：０％～０．２０％、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～１．０％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％、
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．０１％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　フェライト及びセメンタイトを含み、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が０％～１０％であり、セメンタイトの面積率が１％以上である鋼組織を有し、
　セメンタイト中のＭｎ濃度が５％以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
　（７）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（８）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）又は（７）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（９）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（６）～（８）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１０）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（６）～（９）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１１）
　（６）～（１０）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上とする工程と、
　前記加熱の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
　を有し、
　前記加熱の終了から前記熱間プレスの開始までの期間における前記熱間プレス用鋼板の表面におけるＣの減少量を０．０００５質量％未満とすることを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
　（１２）
　前記加熱の終了から前記熱間プレスの開始までの期間に前記熱間プレス用鋼板が大気に曝される時間を１５秒間未満とすることを特徴とする（１１）に記載の熱間プレス鋼板部材の製造方法。
　本発明によれば、高い引張強度を得ながら優れた延性及び靱性を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材に関する。
　先ず、本発明の実施形態に係る熱間プレス鋼板部材（以下、「鋼板部材」ということがある）及びその製造に用いる熱間プレス用鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板部材又は熱間プレス用鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　本実施形態に係る鋼板部材及びその製造に用いられる熱間プレス用鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％～０．３４％、Ｓｉ：０．５％～２．０％、Ｍｎ：１．０％～３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％～０．２０％、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．０１％、Ｂｉ：０％～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．１０％～０．３４％）
　Ｃは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ鋼板部材の強度を主に決定する非常に重要な元素である。鋼板部材のＣ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、鋼板部材のＣ含有量は０．１０％以上とする。鋼板部材のＣ含有量は好ましくは０．１２％以上である。鋼板部材のＣ含有量が０．３４％超では、鋼板部材中のマルテンサイトが硬質となり、靭性の劣化が顕著である。従って、鋼板部材のＣ含有量は０．３４％以下とする。溶接性の観点から、鋼板部材のＣ含有量は好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。後述のように、熱間プレス鋼板部材の製造の際に脱炭が生じることもあるが、その量は無視できる程度に小さいため、熱間プレス用鋼板のＣ含有量は鋼板部材のＣ含有量と実質的に一致する。
　（Ｓｉ：０．５％～２．０％）
　Ｓｉは、鋼板部材の延性の向上及び鋼板部材の強度の安定した確保に非常に効果のある元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。Ｓｉ含有量が２．０％超では、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。溶接性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．７％以上であり、より好ましくは１．１％以上である。鋼板部材の表面欠陥を抑える観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．３５％以下である。
　（Ｍｎ：１．０％～３．０％）
　Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性の向上及び鋼板部材の強度の確保に非常に効果のある元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、鋼板部材に９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難である。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。上記作用をより確実に得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは１．１％以上であり、より好ましくは１．１５％以上である。Ｍｎ含有量が３．０％超では、鋼板部材の鋼組織が顕著なバンド状になり、曲げ性の低下及び耐衝撃性の劣化が顕著になる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延における生産性の観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．４５％以下である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．００１％～１．０％）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。上記作用をより確実に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０１５％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加し、表面性状の劣化が著しくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。より良好な表面性状を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０５％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｐ含有量は好ましくは０．０１８％以下である。その一方で、Ｐは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。この作用を得るために、０．００３％以上のＰが含有されていてもよい。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂ、及びＢｉは、必須元素ではなく、鋼板部材及び熱間プレス用鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０％～０．２０％、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｉは、いずれも鋼板部材の強度の安定した確保に効果のある元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶについては、いずれかの含有量が０．２０％超であると、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になるだけでなく、逆に、強度を安定して確保することが困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量は、いずれも０．２０％以下とする。Ｃｒについては、その含有量が１．０％超であると、安定した強度の確保が困難になる。従って、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏについては、その含有量が１．０％超であると、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ及びＮｉについては、いずれかの含有量が１．０％であると、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも１．０％以下とする。鋼板部材の強度の安定した確保のために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．００３％以上であり、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．００５％以上である。つまり、「Ｔｉ：０．００３％～０．２０％」、「Ｎｂ：０．００３％～０．２０％」、「Ｖ：０．００３％～０．２０％」、「Ｃｒ：０．００５％～１．０％」、「Ｍｏ：０．００５％～１．０％」、「Ｃｕ：０．００５％～１．０％」、及び「Ｎｉ：０．００５％～１．０％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及びＺｒは、いずれも介在物の制御、特に、介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、いずれかの含有量が０．０１％超であると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも０．０１％以下とする。靭性の向上のために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも好ましくは０．０００３％以上である。つまり、「Ｃａ：０．０００３％～０．０１％」、「Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％」、「ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％」、及び「Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂ：０％～０．０１％）
　Ｂは、鋼板の靭性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂが含有されていてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．０１％超であると、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になる。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。靭性の向上のために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂ含有量は０．０００３％～０．０１％であることが好ましい。
　（Ｂｉ：０％～０．０１％）
　Ｂｉは、鋼組織を均一にし、耐衝撃性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂｉが含有されていてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１％超であると、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になる。従って、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。耐衝撃性の向上のために、Ｂｉ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂｉ含有量は０．０００３％～０．０１％であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の鋼組織について説明する。この鋼板部材は、表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下であり、内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有している。また、内層部内では、マルテンサイト中のＭｎ濃度が内層部におけるフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上である。鋼板部材の表層部とは、表面から深さ１５μｍまでの表面部位を意味し、内層部とは、この表層部を除いた部位を意味する。つまり、内層部は、鋼板部材の表層部以外の部分である。内層部の鋼組織に関する数値は、例えば内層部の厚さ方向全体の平均値であるが、鋼板部材の表面からの深さが鋼板部材の厚さの１／４である地点（以下、この地点を「１／４深さ位置」ということがある）での鋼組織に関する数値で代表することができる。例えば、鋼板部材の厚さが２．０ｍｍであれば、表面からの深さが０．５０ｍｍの地点での数値で代表することができる。これは、１／４深さ位置での鋼組織が、鋼板部材の厚さ方向における平均的な鋼組織を示すからである。そこで、本発明では、１／４深さ位置で測定されたフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率を、それぞれ内層部におけるフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率とする。なお、表層部を表面から深さ１５μｍまでの表面部位と定義しているのは、本願発明者らが検討した限りでは、脱炭が生じる範囲の最大深さがほぼ１５μｍだからである。
　（表層部におけるフェライトの面積率：内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下）
　表層部におけるフェライトの面積率が内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍超では、表層部におけるフェライトの粒界が脆弱であり、靭性が著しく低い。従って、表層部におけるフェライトの面積率は内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下とする。表層部におけるフェライトの面積率は、好ましくは内層部におけるフェライトの面積率の１．１８以下である。なお、本発明の実施形態に係る熱間プレス用鋼板を用いて、後述の条件下で熱間プレスを行った場合には、脱炭が生じにくいため、鋼板部材の表層部におけるフェライトの面積率は内層部におけるフェライトの面積率の１．１６以下となりやすい。
　なお、通常の熱間プレスの加熱の際には、浸炭処理のように鋼板の表面近傍のＣ濃度を高める処理を施すことはない。従って、通常、表層部におけるフェライトの面積率が内層部におけるフェライトの面積率未満となることはなく、表層部におけるフェライトの面積率は内層部におけるフェライトの面積率の１．０倍以上である。
　（内層部におけるフェライトの面積率：１０％～７０％）
　内層部に適量のフェライトを存在させることにより、良好な延性を得ることができる。内層部におけるフェライトの面積率が１０％未満では、フェライトの殆どが孤立し、良好な延性を得ることができない。従って、内層部におけるフェライトの面積率は１０％以上とする。内層部におけるフェライトの面積率が７０％超では、強化相であるマルテンサイトを十分に確保できなくなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、内層部におけるフェライトの面積率は７０％以下とする。より良好な延性を確保するために、内層部におけるフェライトの面積率は、好ましくは３０％以上である。
　（内層部におけるマルテンサイトの面積率：３０％～９０％）
　内層部に適量のマルテンサイトを存在させることにより、高い強度を得ることができる。内層部におけるマルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、内層部におけるマルテンサイトの面積率は３０％以上とする。内層部におけるマルテンサイトの面積率が９０％超では、フェライトの面積率が１０％未満となり、上述したように、良好な延性を得ることができない。従って、内層部におけるマルテンサイトの面積率は９０％以下とする。より良好な延性を確保するために、内層部におけるマルテンサイトの面積率は、好ましくは７０％以下である。
　（内層部におけるフェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％）
　本実施形態に係る熱間プレス鋼板部材の内層部は、フェライト及びマルテンサイトからなること、つまり、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率が１００％であることが好ましい。しかし、製造条件によっては、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイト、及びパーライトからなる群から選択された１種又は２種以上が含まれることもある。この場合、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率が１０％超であると、これらの相又は組織の影響により、目的とする特性が得られないことがある。従って、内層部におけるフェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率は１０％以下とする。すなわち、内層部におけるフェライト及びマルテンサイトの合計面積率は９０％以上とする。
　以上の鋼組織における各相の面積率の測定方法としては、当業者に周知の方法を採用することができる。これらの面積率は、例えば、圧延方向に直交する断面において測定された値及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面において測定された値の平均値として求められる。つまり、例えば、２断面において測定された面積率の平均値として求められる。
　（内層部におけるマルテンサイト中のＭｎ濃度：内層部におけるフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上）
　内層部におけるマルテンサイト中のＭｎ濃度が内層部におけるフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍未満では、必然的に表層部におけるフェライトの面積率が高く、良好な靱性が得られない。従って、内層部におけるマルテンサイト中のＭｎ濃度は内層部におけるフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上とする。この比率の上限は特に規定されないが、３．０を超えることはない。
　このような鋼板部材は、所定の熱間プレス用鋼板を所定の条件下で処理することにより製造することができる。
　ここで、本実施形態に係る鋼板部材の製造に用いる熱間プレス用鋼板の鋼組織等について説明する。この熱間プレス用鋼板は、フェライト及びセメンタイトを含み、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が０％～１０％であり、セメンタイトの面積率が１％以上である鋼組織を有している。また、セメンタイト中のＭｎ濃度が５％以上である。
　（フェライト及びセメンタイト）
　フェライト及びセメンタイトはパーライトに含まれて存在していてもよく、パーライトから独立して存在していてもよい。熱間プレス用鋼板の鋼組織の例としては、フェライト及びパーライトの複相組織、フェライト、パーライト及び球状化セメンタイトの複相組織が挙げられる。熱間プレス用鋼板の鋼組織が更にマルテンサイトを含んでいてもよい。フェライト及びセメンタイトの合計面積率が９０％未満であると、熱間プレス中に脱炭が生じやすいことがある。従って、フェライト及びセメンタイトの合計面積率は、パーライトに含まれている分も含めて、好ましくは９０％以上である。
　（セメンタイトの面積率：１％以上）
　セメンタイトの面積率が１％未満では、熱間プレス中に脱炭が生じやすく、この熱間プレス用鋼板から得られる熱間プレス鋼板部材に良好な靱性を得にくい。従って、セメンタイトの面積率は１％以上とする。
　（ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率：０％～１０％）
　ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が１０％超では、熱間プレス中に脱炭が極めて生じやすく、この熱間プレス用鋼板から得られる熱間プレス鋼板部材に良好な靱性を得ることができない。従って、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率は１０％以下とする。ベイナイト及びマルテンサイトが含まれていなくてもよい。そして、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が１０％以下である場合に、フェライト及びセメンタイトが含まれていれば、熱間プレス鋼板部材に良好な靱性を得ることができる。
　（セメンタイト中のＭｎ濃度：５％以上）
　セメンタイト中のＭｎ濃度が５％未満では、熱間プレス中に脱炭が生じやすく、この熱間プレス用鋼板から得られる熱間プレス鋼板部材に良好な靱性を得ることができない。従って、セメンタイト中のＭｎ濃度は５％以上とする。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の製造方法、つまり、熱間プレス用鋼板を処理する方法について説明する。この熱間プレス用鋼板の処理では、この熱間プレス用鋼板を７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上とし、この加熱の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する。また、加熱の終了から熱間プレスの開始までの期間における熱間プレス用鋼板の表面におけるＣの減少量を０．０００５％未満とする。
　（熱間プレス用鋼板の加熱温度：７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域）
　熱間プレスに供する鋼板、つまり熱間プレス用鋼板の加熱は、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域において行う。Ａｃ３点は、下記実験式（ｉ）により規定されるオーステナイト単相になる温度（単位：℃）である。
　Ac3=910-203×(C0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn
　　　-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+50×Ti　　・・・　　（ｉ）
　ここで、上記式中における元素記号は、鋼板の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
　加熱温度が７２０℃未満では、セメンタイトの固溶に伴うオーステナイトの生成が困難又は不十分であり、鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難である。従って、加熱温度は７２０℃以上とする。加熱温度がＡｃ３点超であると、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著となる。従って、加熱温度はＡｃ３点以下とする。
　７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域までの加熱速度及び上記温度域に保持する加熱時間は特に限定されないが、それぞれ以下の範囲にすることが好ましい。
　７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域までの加熱における平均加熱速度は、０．２℃／秒以上１００℃／秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度を０．２℃／秒以上とすることにより、より高い生産性を確保することが可能となる。また、上記平均加熱速度を１００℃／秒以下とすることにより、通常の炉を用いて加熱する場合において、加熱温度の制御が容易となる。
　特に６００℃以上７２０℃以下の温度域における平均加熱速度は、０．２℃／秒以上１０℃／秒以下とすることが好ましい。これは、フェライトとオーステナイトとの間でのＭｎの分配をより促進させ、オーステナイトでのＭｎ濃化をより促進させ、より確実に脱炭を抑制するためである。
　７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域における加熱時間は３分間以上１０分間以下とすることが好ましい。ここで、加熱時間とは、鋼板の温度が７２０℃に到達した時から加熱終了時までの時間である。加熱終了時とは、具体的には、炉加熱の場合には鋼板が加熱炉から取り出された時であり、通電加熱又は誘導加熱の場合には通電等を終了した時である。加熱時間を３分間以上とすることにより、フェライトとオーステナイトとの間でのＭｎの分配がより確実に促進され、オーステナイトでのＭｎ濃化がより促進されるので、脱炭が一層抑制される。このため、鋼板部材の表層部におけるフェライトの面積率を内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下としやすい。加熱時間を１０分間以下とすることにより、鋼板部材の鋼組織をより微細にすることができるので、鋼板部材の耐衝撃性が一層向上する。
　（オーステナイト中のＭｎ濃度：フェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上）
　加熱の終了までに、オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２倍以上とする。オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２倍以上とすることにより、オーステナイトがより安定し、熱間プレスの際に脱炭が極めて生じにくくなる。オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２倍以上としない場合、つまり、加熱終了時において、オーステナイト中のＭｎ濃度がフェライト中のＭｎ濃度の１．２倍未満であると、フェライトとオーステナイトと間でのＭｎの分配が十分に促進されていないため、オーステナイトが分解しやすく、加熱の終了から熱間プレスの開始までの間の鋼板が大気に曝されている間に、脱炭が容易に進行する。従って、加熱の終了までに、オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２倍以上とする。この比率の上限は特に規定されないが、３．０を超えることはない。なお、オーステナイト中のＭｎ濃度及びフェライト中のＭｎ濃度は、熱間プレス用鋼板の化学組成及び鋼組織並びに加熱の条件により調整することができる。例えば、上述のように、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域における加熱時間を長くすることにより、オーステナイトでのＭｎ濃化を促進することができる。
　（加熱の終了から熱間プレスの開始までの期間における熱間プレス用鋼板の表面におけるＣの減少量：０．０００５％未満）
　この期間での熱間プレス用鋼板の表面におけるＣの減少量が０．０００５％以上であると、脱炭の影響により、鋼板部材の表層部におけるフェライトの面積率を内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下とすることができなくなる。このため、鋼板部材に十分な靱性を得ることができなくなる。従って、このＣの減少量は０．０００５％未満とする。Ｃの減少量は、例えば、グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ：glow discharge spectroscope）又は電子線マイクロ分析装置（ＥＰＭＡ：electron probe micro analyzer）を用いて測定することができる。つまり、加熱の終了時及び熱間プレスの開始時に熱間プレス用鋼板の表面の分析を行い、その結果を比較すればＣの減少量を求めることができる。
　Ｃの減少量を調整する方法は特に限定されない。例えば、上記の加熱に用いた加熱炉等の加熱装置からの抽出から熱間プレス装置への投入までの間に大気に曝されることがあるが、この時間は可及的短時間とすることが好ましく、長くても１５秒間未満とすることが好ましく、１０秒間以下とすることがより好ましい。この時間が１５秒間以上であると脱炭が進行し、鋼板部材の表層部のフェライトの面積率が高くなるからである。
　この時間の調整は、例えば、加熱装置からの抽出から加熱プレス装置のプレス金型までの搬送時間の調整により行うことができる。
　（Ｍｓ点までの平均冷却速度：１０℃／秒以上５００℃／秒以下）
　加熱後には、熱間プレスを行い、１０℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する。平均冷却速度が１０℃／秒未満では、ベイナイト変態等の拡散型変態が過度に進行してしまい、強化相であるマルテンサイトの面積率を確保できなくなり、鋼板部材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難である。従って、この平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。平均冷却速度が５００℃／秒超では、部材の均熱を保つことが極めて困難となり、強度が安定しなくなる。従って、この平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。
　なお、この冷却では、温度が４００℃に到達した以降に、相変態による発熱が非常に大きくなりやすい。このため、４００℃未満の低温域での冷却を、４００℃以上の温度域での冷却と同じ方法で行った場合には、十分な平均冷却速度を確保できないことがある。そこで、４００℃までの冷却よりも４００℃からＭｓ点までの冷却を、より強力に行うことが好ましい。例えば、以下の方法を採用することが好ましい。
　一般的に、熱間プレスにおける冷却は、加熱された鋼板の成形に用いる鋼製の金型を予め常温又は数１０℃程度の温度にしておき、鋼板がこの金型に接触することにより行われる。従って、平均冷却速度は、例えば金型の寸法の変更に伴う熱容量の変化により制御することができる。金型の材料を異種金属（例えばＣｕ等）に変更することによっても平均冷却速度を制御することができる。水冷型の金型を用い、この金型に流す冷却水の量を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。予め金型に複数の溝を形成しておき、熱間プレス中に溝に水を通すことによっても平均冷却速度を制御することができる。熱間プレスの途中で熱間プレス機を上げ、その間に水を流すことによっても平均冷却速度を制御することができる。金型クリアランスを調整し、金型の鋼板との接触面積を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。
　４００℃前後でそれ以降の冷却速度を高める方法として、例えば、以下の３種類が挙げられる。
　（ａ）４００℃到達直後に、熱容量の異なる金型又は室温状態の金型に鋼板を移動させる。
　（ｂ）水冷金型を用い、４００℃到達直後に金型中の流水量を増加させる。
　（ｃ）４００℃到達直後に、金型と鋼板との間に水を流す。この方法では、温度に応じて水量を増加させることでより冷却速度を高めてもよい。
　本実施形態における熱間プレスにおける成形の形態は特に制限されない。成形の形態としては、例えば、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、及びフランジ成形が挙げられる。成形の形態は、目的とする鋼板部材の種類によって適宜選べばよい。鋼板部材の代表例として、自動車用補強部品であるドアガードバー及びバンパーレインフォースメント等が挙げられる。また、成形と同時又は直後に鋼板を冷却することができるのであれば、熱間成形は熱間プレスに限定されない。例えば、熱間成形としてロール成形を行ってもよい。
　このような一連の処理を上記の所定の熱間プレス用鋼板に施すことにより、本実施形態に係る鋼板部材を製造することができる。つまり、所望の鋼組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａであり、優れた延性及び靱性を備えた熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
　例えば、延性は引張試験の全伸び（ＥＬ）によって評価することができ、本実施形態では、引張試験の全伸びが１２％以上あることが好ましい。全伸びはより好ましくは１４％以上である。
　熱間プレス及び冷却後にショットブラスト処理を行ってもよい。ショットブラスト処理により、スケールを除去することができる。ショットブラスト処理は、鋼板部材の表面に圧縮応力を導入するという効果も有しているため、遅れ破壊が抑制され、疲労強度が向上するという効果も得られる。
　なお、上述の鋼板部材の製造方法では、熱間プレスが予成形を伴わず、熱間プレス用鋼板を７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱してある程度までオーステナイト変態を生じさせた後に成形が行われる。従って、加熱前の室温における熱間プレス用鋼板の機械的性質は重要ではない。このため、熱間プレス用鋼板として、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板等を用いることができる。熱延鋼板としては、フェライト及びパーライトの複相組織を有するもの、６５０℃以上７００℃以下の温度での球状化焼鈍を経て球状化セメンタイトを含むものが挙げられる。冷延鋼板として、例えば、フルハード材及び焼鈍材が挙げられる。めっき鋼板として、例えば、アルミニウム系めっき鋼板及び亜鉛系めっき鋼板が挙げられる。これらの製造方法は特に限定されない。なお、熱延鋼板又はフルハード材を用いる場合、鋼組織がフェライト及びパーライトの複相組織であると、熱間プレスの加熱中におけるＭｎの分配が一層促進されやすい。また、焼鈍材を用いる場合、焼鈍温度をフェライト及びオーステナイトの二相温度域にすると、熱間プレスの加熱中におけるＭｎの分配が一層促進されやすくなる。
　本実施形態に係る鋼板部材は、予成形を伴う熱間プレスを経て製造することもできる。例えば、上述の加熱、脱炭処理、冷却の各条件が満たされる範囲で、熱間プレス用鋼板を所定の形状の金型でプレス加工して予成形し、同型の金型に投入し、押さえ圧を加え、急冷することにより、熱間プレス鋼板部材を製造してもよい。この場合も、熱間プレス用鋼板の種類及びその鋼組織は限定されないが、予成形を容易にするために、できるだけ低強度で延性のある鋼板を用いることが好ましい。例えば、引張強度は７００ＭＰａ以下であることが好ましい。熱延鋼板における熱延後の巻取温度は、軟質鋼板を得るために４５０℃以上とすることが好ましく、スケールロスを減らすために７００℃以下とすることが好ましい。冷延鋼板においては、軟質鋼板を得るために焼鈍を施すことが好ましく、焼鈍温度は、Ａｃ１点温度以上Ａｃ３点以下とすることが好ましい。また、焼鈍後の室温までの平均冷却速度は、上部臨界冷却速度以下であることが好ましい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本願発明者が行った実験について説明する。この実験では、先ず、表１に示す化学組成を有する１７種類の鋼材を用いて、表２に示す鋼組織を有する２４種類の熱間プレス用鋼板（熱処理に供する鋼板）を作製した。なお、各鋼材の残部はＦｅ及び不純物である。また、表２中のフェライト及びセメンタイトの合計面積率には、パーライトに含まれるフェライト及びセメンタイトの面積率も含まれている。熱処理に供する鋼板の作製では、先ず、実験室にて溶製したスラブを１２５０℃にて３０分間加熱し、９００℃以上の温度で厚さが２．６ｍｍとなるまで熱間圧延を行った。次いで、水スプレーを用いて６００℃まで冷却し、炉に装入し、６００℃で３０分間保持した。その後、２０℃／時で室温まで徐冷した。この冷却の処理は熱間圧延の巻き取り工程を模擬したものである。このようにして得られた熱延鋼板の鋼組織は、いずれもフェライト及びパーライトの複相組織であった。
　次いで、供試材Ｎｏ．２１を除き、酸洗により熱延鋼板からスケールを除去し、その後に、熱延鋼板を厚さが１．２ｍｍとなるまで冷間圧延した。そして、供試材Ｎｏ．６では、冷間圧延の後に、冷間圧延により得られた冷延鋼板をオーステナイト単相域で焼鈍した。また、供試材Ｎｏ．１９では、冷間圧延の後に、冷間圧延により得られた冷延鋼板をフェライト及びオーステナイトの二相域で焼鈍し、更に、片面当たりのめっき付着量が６０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを施した。
　供試材Ｎｏ．２１では、酸洗により熱延鋼板からスケールを除去し、その後に球状化焼鈍を行った。この球状化焼鈍では、熱延鋼板を６５０℃に５時間保持した。
　熱処理に供する鋼板の作製後には、空燃比を０．８５としたガス加熱炉内で表２に示す条件で鋼板を加熱した。表２中の「加熱時間」は、ガス加熱炉への鋼板の装入後に鋼板の温度が７２０℃に達した時点から、鋼板をガス加熱炉から取り出すまでの時間を示す。また、表２中の「加熱温度」は鋼板の温度ではなく、ガス加熱炉内の温度を示す。次いで、鋼板をガス加熱炉から取り出し、種々の時間で空冷を行い、鋼板の熱間プレスを行い、鋼板を冷却した。熱間プレスでは、平板の鋼製の金型を用いた。つまり、成形は行わなかった。鋼板の冷却の際には、鋼板を金型と接触させたまま、表２に示す平均冷却速度でＭｓ点まで冷却し、更に１５０℃まで冷却し、その後に金型から取り出して放冷した。１５０℃までの冷却では、鋼板の温度が１５０℃になるまで金型の周囲を冷却水で冷却するか、又は、常温にした金型を準備しておき、鋼板の温度が１５０℃になるまで、この金型内に鋼板を保持した。１５０℃までの平均冷却速度の測定では、鋼板に予め熱電対を貼付しておき、その温度履歴を解析した。このようにして、２４種類の供試材（供試用鋼板）を作製した。以下、供試材（供試用鋼板）を「熱間プレスした鋼板」ということがある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱間プレスした鋼板を得た後には、これら鋼板の各々について、表層部におけるフェライトの面積率、内層部におけるフェライトの面積率、及び内層部におけるマルテンサイトの面積率を求めた。これらの面積率は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の光学顕微鏡観察画像又は電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。表層部の鋼組織の観察では、鋼板の表面から深さ１５μｍまでの領域の観察を行った。内層部の鋼組織の観察では、１／４深さ位置での観察を行った。表３に、内層部におけるフェライトの面積率に対する表層部におけるフェライトの面積率の比、並びに内層部におけるフェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率を示す。
　また、熱間プレスした鋼板の機械的性質も調査した。この調査では、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）の測定、並びに靱性の評価を行った。引張強度及び全伸びの測定では、各鋼板から圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。靱性の評価では、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率を測定した。シャルピー衝撃試験用の試料の作製では、各鋼板からＶノッチ試験片を４枚採取し、これらを積層し、ねじ止めした。これらの調査結果も表３に示す。なお、熱間プレスした鋼板には、平板の鋼製金型を用いた熱間プレスが施されているものの、熱間プレス時に成形は施されていない。しかし、この熱間プレスした鋼板の機械的性質は、本実験の熱間プレスと同様の熱履歴を成形時に受けて作製された熱間プレス鋼板部材の機械的性質を反映する。つまり、熱間プレスの際の成形の有無に拘わらず、熱履歴が実質的に同一であれば、その後の機械的性質も実質的に同一になる。
　更に、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、加熱直後におけるフェライト中のＭｎ濃度及びオーステナイト中のＭｎ濃度を測定した。この測定では、加熱直後における鋼組織を維持するために、ガス加熱炉内で表２に示す条件での加熱を行い、ガス加熱炉内から取り出した直後に水冷した。この水冷により、オーステナイトは無拡散でマルテンサイトに変態し、フェライトはそのまま維持される。従って、水冷後のフェライト中のＭｎ濃度は加熱直後におけるフェライト中のＭｎ濃度と一致し、水冷後のマルテンサイト中のＭｎ濃度は加熱直後におけるオーステナイト中のＭｎ濃度と一致する。そして、フェライト中のＭｎ濃度に対するオーステナイト中のＭｎ濃度の比（Ｍｎ比）を算出した。この結果も表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、供試材Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．８～Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７～Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１、及びＮｏ．２２は本発明例であり、優れた延性及び靱性を示した。つまり、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、１２％以上の全伸び（ＥＬ）、及び１０％以下の脆性破面率が得られた。
　一方、供試材Ｎｏ．２では、化学組成が本発明範囲外であったため、冷却後（焼入れ後）に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．４及びＮｏ．７では、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、所望の鋼組織が得られず、冷却後（焼入れ後）に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．６では、熱処理に供する鋼板の鋼組織が本発明範囲外であったため、過剰な脱炭が生じた。つまり、製造条件が本発明範囲外であった。また、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であった。このため、所望の鋼組織が得られず、脆性破面率が１０％超であった。供試材Ｎｏ．１１では、化学組成が本発明範囲外であったため、全伸びが１２％未満であった。供試材Ｎｏ．１４では、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、全伸びが１２％未満であった。供試材Ｎｏ．１６では、製造条件が本発明範囲外であり、熱間プレス後の鋼組織も本発明範囲外であったため、所望の鋼組織が得られず、脆性破面率が１０％超であった。供試材Ｎｏ．２０では、化学組成が本発明範囲外であったため、冷却後（焼入れ後）に９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。さらに、熱処理に供する鋼板の鋼組織が本発明範囲外であったため、過剰な脱炭が生じた。つまり、製造条件が本発明範囲外であった。このため、所望の鋼組織が得られず、脆性破面率が１０％超であった。供試材Ｎｏ．２３では、熱処理に供する鋼板の鋼組織が本発明範囲外であったため、過剰な脱炭が生じた。つまり、製造条件が本発明範囲外であった。このため、所望の鋼組織が得られず、脆性破面率が１０％超であった。供試材Ｎｏ．２４では、熱処理に供する鋼板のセメンタイト中のＭｎ濃度が本発明範囲外であったため、過剰な脱炭が生じた。つまり、製造条件が本発明範囲外であった。このため、所望の鋼組織が得られず、脆性破面率が１０％超であった。
　本発明は、例えば、優れた延性及び靱性が重要視される自動車のボディー構造部品等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％～０．３４％、
    　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～１．０％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．０１％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　表面から深さ１５μｍまでの表層部におけるフェライトの面積率が、前記表層部を除いた部位である内層部におけるフェライトの面積率の１．２０倍以下であり、前記内層部が、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
    　前記内層部内では、マルテンサイト中のＭｎ濃度がフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上であり、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間プレス鋼板部材。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間プレス鋼板部材。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  6. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％～０．３４％、
    　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％以下、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～１．０％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．０１％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　フェライト及びセメンタイトを含み、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が０％～１０％であり、セメンタイトの面積率が１％以上である鋼組織を有し、
    　セメンタイト中のＭｎ濃度が５％以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
  7. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の熱間プレス用鋼板。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の熱間プレス用鋼板。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項６乃至８のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  11. 　請求項６乃至１０のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点以下の温度域に加熱し、オーステナイト中のＭｎ濃度をフェライト中のＭｎ濃度の１．２０倍以上とする工程と、
    　前記加熱の後に、熱間プレスを行い、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭｓ点まで冷却する工程と、
    　を有し、
    　前記加熱の終了から前記熱間プレスの開始までの期間における前記熱間プレス用鋼板の表面におけるＣの減少量を０．０００５質量％未満とすることを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
  12. 　前記加熱の終了から前記熱間プレスの開始までの期間に前記熱間プレス用鋼板が大気に曝される時間を１５秒間未満とすることを特徴とする請求項１１に記載の熱間プレス鋼板部材の製造方法。
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