JP2013174004A - 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度を示し、高い引張伸び（延性）および曲げ性を示すことから、衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）に優れており、かつ優れた耐遅れ破壊性を確保することのできる熱間プレス成形鋼部材を得るための方法を確立する。
【解決手段】化学成分組成が、Ｃ：０．１０％（質量％を意味する。以下同じ）以上０．３０％以下、Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．０％以上３．０％以下、およびＭｎ：１．５％以上３．０％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物である鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、前記加熱温度を、Ａｃ_３変態点以上とし、かつ前記熱間プレス成形の開始温度を、加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に、（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を、５℃／ｓ以下とすることを特徴とする熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱間プレス成形鋼部材の製造方法に関するものであり、主に自動車車体に適用される薄鋼板成形品を製造する分野において、その素材となる鋼板（以下、「ブランク」ということがある）を、オーステナイト変態点（Ａｃ_３変態点）以上に加熱した後、熱間でプレス加工（成形）する方法であって、高強度を示すと共に、特には延性に優れた鋼部材を得るための製造方法に関するものである。

自動車用鋼部品では、衝突安全性と軽量化の両立を達成するために、部品素材の高強度化が進められている。一方、上記部品を製造するにあたっては、用いる鋼板に高い加工性が求められる。しかしながら、高強度化された鋼板、特に引張強度が９８０ＭＰａを超える鋼板に対して、冷間加工（例えば冷間プレス成形）を施す場合、プレス成形荷重が増大したり、寸法精度が著しく劣化するなどの問題がある。

上記問題を解決する方法として、素材である鋼板を加熱した状態でプレス成形し、成形と高強度化を同時に実現させる熱間プレス成形技術がある。この方法では、高温状態にある鋼板を、金型（パンチやダイ）により成形すると共に、（成形）下死点で保持冷却することによって、鋼板から前記金型への抜熱急冷を行い、素材の焼き入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度が良く、かつ高強度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と比較して、成形荷重を低減できる。

しかし上記方法では、下死点で一定時間保持する必要があり、１鋼部材の製造でプレス機を占有する時間が長いため、生産性が低いという問題がある。

また、熱間プレス成形は、実質１回限りの加工であるが、１回の加工で成形可能な形状には限界がある。更に、加工後に得られる鋼部材は高強度であるため、該鋼部材に対して更に、切断、打ち抜き穴あけ等の後加工を施すことが難しい。

そこで、熱間プレス成形技術において、生産性を高めたり、成形自由度を高めることが検討されている。

例えば特許文献１には、ＭｎやＣｕ、ＮｉといったＡｒ_３点を低下させる元素を添加した鋼板を素材とし、プレス成形中にフェライトを析出させないようにすることで、成形後の部材の強度を確保しつつ、熱間プレスにおいて、２回以上の連続プレスが可能であることが示されている。

特許文献２には、成形に用いる鋼板として、鋼組織が、旧オーステナイト粒の平均粒径：１５μｍ以下のベイナイト相主体のミクロ組織を有する熱延鋼板を用い、既定のホットプレスを行い、得られるホットプレス部材の旧オーステナイト粒の平均粒径を８μｍ以下にすることで、上記部材の延性を確保できる旨示されている。

特許文献３には、熱間プレスするためのブランク加熱条件を急速加熱、短時間保持とすること、詳細には、１０℃／秒以上の昇温速度で６７５〜９５０℃の最高加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、（４０−Ｔ／２５）秒間以下で前記最高加熱温度Ｔ℃を保持する温度保持工程と、前記最高加熱温度Ｔ℃から１．０℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイト相の生成温度であるＭｓ点以下まで冷却する冷却工程とを有するようにすれば、オーステナイトの粗大化を防止でき、部材のマルテンサイト相の平均粒径が５μｍ以下となり、部材の靭性（延性）を確保できることが示されている。

特許文献４には、ホットプレス用素材に多量の焼入れ性元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ）を添加することによって、プレス金型での下死点保持を省略でき、生産性を向上できる旨示されている。

これらの技術は、いずれの手段も下死点での保持を必ずしも必要とせず、生産性の向上が見込めるが、下記に示す通り、より高い延性や、衝突圧壊時の変形特性（以下、この特性を「衝突圧壊特性」ということがある）、耐遅れ破壊性についてまで検討されたものではない。

即ち、特許文献１では、プレス成形終了後の冷却速度を極力速めているため、より高い延性が得られているとは言いがたい。更に上記特許文献１や特許文献４では、素材（ブランク）に合金元素を多量に含有させて、強度を確保しているため、いずれも延性を確保することが難しいと思われる。

また、部材が高強度化すると、遅れ破壊の懸念が生じるが、特許文献１〜４のいずれも、耐遅れ破壊性に着目してなされたものではない。更に、部材を自動車部品に用いる場合、衝突圧壊特性を考慮する必要があるが、特許文献１〜４のいずれも、この衝突圧壊特性に着目してなされたものでもない。

特開２００６−２１２６６３号公報 特開２０１０−１７４２８０号公報 特開２０１０−７０８０６号公報 特開２００６−２１３９５９号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度を示し（１１００ＭＰａ以上、好ましくは１３００ＭＰａ以上、より好ましくは１５００ＭＰａ以上）、かつ優れた引張伸び（延性）と曲げ性を示し、優れた衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を確保できる、熱間プレス成形鋼部材を、効率よくかつ成形形状の自由度も高い方法で製造する技術を確立することにある。

上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス成形鋼部材の製造方法は、化学成分組成が、Ｃ：０．１０％（質量％を意味する。化学成分について以下同じ）以上０．３０％以下、Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．０％以上３．０％以下、および
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
を満たし、残部が鉄および不可避不純物である鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、
前記加熱温度を、Ａｃ_３変態点以上とし、かつ
前記熱間プレス成形の開始温度を、前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に、
（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を、５℃／ｓ以下とするところに特徴を有する。

上記熱間プレス成形において、最終の熱間プレス成形の終了温度を、Ｍｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上としてもよい。

上記製造方法に用いる前記鋼板は、更に、
（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｎｉおよび／またはＣｕを、合計で０．５％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｆ）Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。

本発明には、上記製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材であって、鋼組織が、残留オーステナイトを２体積％以上含むものであるところに特徴を有する熱間プレス成形鋼部材も含まれる。

また本発明には、上記製造方法に用いる鋼板であって、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．５０％以上３．０％以下、および
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であるところに特徴を有する熱間プレス成形用鋼板も含まれる。

上記鋼板は、更に、
（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｎｉおよび／またはＣｕを、合計で０．５％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｆ）Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。

本発明には、前記熱間プレス成形鋼部材に、加工を施して得られる自動車用鋼部品も含まれる。

本発明によれば、熱間プレス成形後の鋼部材は、高強度を示し、かつ優れた引張伸び延性、更には優れた曲げ性を有しているので、優れた衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を確保することができ、自動車用高強度鋼部品に好適である。更には、優れた耐遅れ破壊性を有することから、熱間プレス成形後、既に高強度を有する部材に、更に打ち抜き加工等の後加工を行っても、その加工部位での耐遅れ破壊性に優れる。

また従来のホットスタンプと異なり、下死点での保持が不要であるため、効率よく鋼部材を製造でき、更に、熱間プレス成形を複数回行うことができるため、成形可能な形状自由度が高い。

更には、冷間プレス加工と比べて、プレス成形荷重を低減でき寸法精度も良好で、かつ、冷間プレスで製造するよりも、加工による素材ダメージ（加工硬化）が少ないため、鋼部材の延性（例えば曲げ性）が冷間プレス成形部材よりも良好である。そのため同じ強度の自動車鋼部材であっても、衝突により曲げ変形する際に鋼部材が吸収できるエネルギーを高めることができる（より小さい半径まで曲げることが可能であり、かつその変形力もより大きい）といったメリットを有する。加えて、熱間で成形することから成形後の残留応力を小さくすることもでき、遅れ破壊が生じにくいといったメリットも有する。

図１は、実施例におけるプレス成形（熱間プレス成形または冷間プレス成形）工程図である。 図２は、多段成形工程の概略説明図である。 図３は、多段成形工程例を示す説明図である。 図４は、補強部品を有する鋼部品の断面図である。 図５は、多段成形工程における張出し成形の一例を示す概略説明図である。 図６は、多段成形工程におけるフランジ成形の一例を示す概略説明図である。 図７は、多段成形工程におけるピアス加工や（外周）トリム加工の一例を示す概略説明図である。 図８は、目標形状の縦壁の傾斜角度θが大きい鋼部材を成形する場合の概略説明図である。 図９は、本発明で用いうる金型構造の概略説明図である。 図１０は、金型の１成形サイクルを説明する図である。 図１１は、実施例で行った熱間プレス成形、冷間プレス成形のそれぞれの工程図である。 図１２は、実施例で得られた鋼部材の形状を示した概略斜視図である。 図１３は、実施例におけるプレス成形（熱間プレス成形または冷間プレス成形）の１工程所要時間を説明する図である。 図１４は、実施例で鋼板の温度を測定するための、熱電対の埋め込み位置を説明した図である。 図１５は、実施例における鋼部材からの引張試験用試験片の採取位置を示した図である。 図１６は、実施例における鋼部材からの曲げ試験用試験片の採取位置を示した図である。 図１７は、実施例における曲げ試験の方法を説明した図である。 図１８は、実施例における曲げ試験結果［等価曲げ半径（Ｒ）と荷重との関係］の一例を示した図である。 図１９は、実施例における鋼部材の口開き量の測定箇所を示した図である。 図２０は、実施例における口開き量の求め方を説明した図である。 図２１は、実施例における寸法精度の評価に用いた成形装置（金型）の概略説明図である。 図２２は、実施例における最終成形終了温度と円弧Ｒ変化量の関係を示した図である。 図２３は、実施例における圧壊試験に用いた試験体の概略斜視図である。 図２４は、実施例における圧壊試験（３点曲げ試験）の方法を説明した図である。 図２５は、実施例における圧壊試験結果（荷重−変位線図）の一例を示した図である。 図２６は、実施例における圧壊試験（静的試験）結果（ＰｍａｘとＰｍａｘ発生変位の関係）を示した図である。 図２７は、実施例における圧壊試験（動的試験）結果（ＰｍａｘとＰｍａｘ発生変位の関係）を示した図である。 図２８は、実施例における圧壊試験後の試験体の上面写真である。 図２９は、前記図２３に示す鋼部材の圧壊時の変形イメージを示した断面図である。 図３０は、実施例における等価曲げ半径と曲げ時の最大荷重との関係を示した図である。 図３１は、実施例における張出し成形性の評価に用いた試験装置（金型）の概略説明図である。 図３２は、実施例における（張出し）成形開始温度と（張出し成形の）最大成形高さの関係を示した図である。 図３３は、実施例における伸びフランジ性の評価に用いた試験装置（金型）の概略説明図である。 図３４は、伸びフランジ成形部品の写真であり、最大成形高さ（Ｈｍａｘ）の位置を説明した図である。 図３５は、実施例における打抜き温度とせん断加工荷重（基準荷重に対する割合）の関係を示した図である。

本発明者らは、上記特性を有する部材を得るために鋭意研究を重ねた結果、下記に示す通り、従来のホットスタンプ用鋼板よりもＳｉ量の高い鋼板（ブランク）を用い、該鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、特に、前記加熱時の温度（加熱温度）を、Ａｃ_３変態点以上とし、かつ前記熱間プレス成形の開始温度を、加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に、（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を、５℃／ｓ以下とすれば、高強度を示すと共に、残留オーステナイト（残留γ）を一定以上有して、高い引張伸び（延性）と曲げ性を示し、優れた衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を確保できる、熱間プレス成形鋼部材が得られることを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明で製造条件を規定した理由について詳述する。

〔製造条件〕
本発明の製造方法は、後述する鋼板を用い、該鋼板を加熱してから、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、下記要件を満たすものである。

［Ａｃ_３変態点以上の温度（加熱温度）で加熱］
Ａｃ_３変態点（オーステナイト変態点、以下「Ａｃ_３点」ということがある）以上の温度で加熱することによって、後述する組織が得られやすくなり、所望の特性が得られる。加熱温度がＡｃ_３変態点未満であると、フェライト等が残存するため、それを核として熱間成形する過程でフェライトが容易に成長し、加熱後の冷却速度を制御したとしても、高強度を確保することが非常に困難になると思われる。
上記加熱温度は、好ましくは（Ａｃ_３点＋１０）℃以上である。尚、この加熱温度が高すぎると、鋼部材を構成するミクロ組織が粗大となり、延性や曲げ性の低下の原因となるおそれがあるため、上記加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ_３点＋１８０）℃、より好ましくは（Ａｃ_３点＋１５０）℃程度である。

上記加熱温度での加熱保持時間は、１分以上とすることが好ましい。また、オーステナイトの粒成長を抑制する等の観点から、上記加熱保持時間は１５分以下とすることが好ましい。上記Ａｃ_３変態点までの昇温速度は、特に問わない。

上記加熱時の雰囲気は、酸化性雰囲気、還元性雰囲気、あるいは非酸化性雰囲気でもよい。具体的には、例えば、大気雰囲気や、燃焼ガス雰囲気、窒素ガス雰囲気などが挙げられる。

［熱間プレス成形の開始温度：前記加熱温度以下Ｍｓ点以上］
熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とすることによって、加工を容易に行うことができ、かつプレス荷重を十分に低減させることができる。熱間プレス成形の開始温度は、好ましくは（Ｍｓ点＋３０）℃以上、より好ましくは（Ｍｓ点＋５０）℃以上である。

尚、本発明において、熱間プレス成形の開始とは、最初の成形においてブランクの一部が初めて金型に接触したタイミングをいい、熱間プレス成形の終了とは、最終の成形において成形品の全部位が金型から離れたタイミングをいう。

本発明では、熱間プレス成形の開始温度（即ち、最初の成形においてブランクの一部が初めて金型に接触したタイミングでのブランクの温度）は規定するが、熱間プレス成形の終了温度（即ち、最終の成形において成形品の全部位が金型から離れたタイミングでのブランクの温度）については特に問わない（熱間プレス成形の終了温度については、下記に詳述する）。

熱間プレス成形は、１回のみの場合の他、複数回行ってもよい。複数回行うことによって、複雑形状の部材を成形することができる他、寸法精度を改善することができる。寸法精度を改善できるメカニズムは次の通りである。

プレス成形過程においては、ブランク内の各部位が金型と接触する時間が異なるため、成形品内で温度差（ムラ）が生じる場合がある。例えば、図１のような曲げ成形の場合、図１におけるブランクのＡ部は金型との接触時間が長いため温度低下量（金型への抜熱量）が大きく、図１におけるブランクのＢ部は、金型との接触時間が短いため温度低下量が小さい。この成形品内の温度低下量の差により成形品内で熱収縮量に差が生じ、熱変形（塑性変形）が発生し、成形品の寸法精度が悪化する。

しかし多段成形を行う、即ち、Ｍｓ点以上で複数回のプレス加工を行うと、前工程で寸法精度の劣化が生じた場合であっても、引き続き行う成形が、依然高温での成形であるため、寸法精度の劣化を容易に矯正することができる。更に、成形を重ねることによって、部位による温度ムラも解消されるため、温度ムラによる寸法精度の劣化も収束しやすくなる。

更に、この様に熱間プレス成形を多段とすれば、形状拘束による矯正工程を追加でき、多段熱間プレスでの課題である寸法精度を改善できるメリットがある。生産性を重視した多段成形による熱間成形工程で問題となる寸法精度の劣化は、最終の熱間プレス（１回の場合も含む）をＭｓ点以下で離型する（即ち、最終の熱間プレス成形の終了温度をＭｓ点以下とする）ことにより飛躍的に改善される。さらにその効果は、（Ｍｓ点−１５０）℃まで金型と接触した状態（型拘束）を継続できればなお安定する。特に、板厚が例えば１．４ｍｍ以下と薄いブランクを用いて得られる部材の場合、多段成形時の寸法精度の劣化が大きいことから、これが有効である。

熱間プレス成形を複数回行う場合の成形方法として、同じ金型で複数回成形する場合の他、形状の異なる複数の金型で成形する、即ち、夫々の回数目（工程）で異なる形状の金型を用いて成形する場合が挙げられる。

多段成形化により、最終的に必要な加工量に対して１工程あたりの加工量が小さくなり、より複雑な部材形状の成形が可能となる。

例えばリアサイド・メンバーのように、
・３次元的に湾曲している；
・長手方向で断面形状（幅，高さ）が異なる；といった部品は、１工程のみで最終形状に成形するのは一般的に困難である。しかし、図２の様な多段成形工程（複数工程）で上記複雑形状の部品を成形することができる。即ち、まず１工程目で、図２（ａ）の通り大まかな形状に成形（絞り、曲げ）を行った後、２工程目で、図２（ｂ）の実線の通り最終形状に追加加工（再絞り，リストライク等）する等の工程配分を行うことによって成形することができる。

更に、多段成形工程における１工程目と２工程目の加工形状を、適正に設計する（余肉形状の適正設置、加工順番の適正化等を行う）ことによって、図３の(ａ)や(ｂ)に示す通り、大幅な複雑形状化が可能になる。このような複雑形状化ができれば、部品の高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）や薄肉化を実現できる。

また、実際の自動車の車体構造では、図４（断面図）に示す様に、部品（Ａ）の内部に補強部品（Ｃ）を有するもの（例えば、センターピラー、ロッカー等）が採用される場合が多い。この様な形状であれば、部品（Ａ）に衝撃を受けた場合に、断面形状が崩れ難く（詳細は、後述する実施例５に示す）、衝突圧壊特性を高めることができる。しかし、上記のとおり部品（Ａ）の複雑形状化が可能になれば、部品（Ａ）自体の衝突圧壊特性を高めることができ、その結果、上記補強部品（Ｃ）を省略または薄肉化することができ、軽量化やコストダウンを図ることができる。

上記多段成形の例として、以下に説明する通り、２工程目以降で張出し成形を行ったり、フランジ成形を行うことが挙げられる。例えば図５に示すように、多段成形工程の２工程目以降で、張出し成形を行うことが挙げられる。この成形を行うことにより、張出し形状が追加されて鋼部品の高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）を図ることができる。また、例えば図６（ａ）や（ｂ）に示す通り、多段成形工程の２工程目以降で、フランジ成形（フランジアップ，フランジダウン，伸びフランジ，バーリング，縮みフランジ等）を行うことが挙げられる。この成形を行うことによっても、鋼部材の更なる高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）を図ることができる。

更に、上記多段成形の例として、２工程目以降の材料が比較的高温で軟質な状態において、打ち抜き穴加工等を行うことも可能となる。例えば図７（ａ）〜（ｃ）に示す通り、２工程目以降で、ピアス加工（打ち抜き穴加工）、外周トリム加工（せん断加工）を行うことが挙げられる。これにより、従来の下死点保持成形（１工程のみ）の場合には、別工程としてレーザー加工等により行っていたピアス加工やトリム加工をプレス成形化できるため、コストダウンが可能になる。また図７（ｄ）の通り、成形前に熱間にて外周トリム加工や、ピアス加工（打ち抜き穴加工）を行うことも可能である。

上述したとおり、熱間プレス成形の開始温度は、加熱温度以下Ｍｓ点以上とする必要があるが、熱間プレス成形の終了温度（最終熱間プレス成形の終了温度。熱間プレス成形が１回のみの場合は、単に「熱間プレス成形の終了温度」をいう）は、特に問わず、Ｍｓ点以上であってもよいし、Ｍｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上であってもよい。

加工が行いやすく、かつプレス荷重を小さく抑える観点からは、最終熱間プレス成形の終了温度をＭｓ点以上とすればよく、寸法精度を高める観点からは、この終了温度をＭｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上とすればよい。この温度域（マルテンサイト変態が生じるタイミング）で、プレス成形を行うことにより、寸法精度が飛躍的に改善される。特には、上記熱間プレス成形を複数回とし、かつ最終の熱間プレス成形として、上記マルテンサイト変態が生じるタイミングで、金型の拘束（ただし、下死点での保持は必ずしも必要でない）を目的としたプレス成形を行うことによって、寸法精度が飛躍的に改善される。

熱間プレス成形の実施形態として、下記形態が挙げられる。
（Ｉ）熱間プレス成形：１回の場合
（Ｉ−１）熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以上
（Ｉ−２）熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上
（ＩＩ）熱間プレス成形：複数回の場合
（ＩＩ−１）初回の熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
最終の熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以上
（ＩＩ−２）初回の熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
最終の熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上

尚、上記加熱温度から（Ｍｓ点−１５０）℃までの冷却速度については特に問わない。例えば、上記加熱温度から（Ｍｓ点−１５０）℃までを、平均冷却速度２℃／ｓ以上（より好ましくは５℃／ｓ以上）で冷却することなどが挙げられる。この程度の冷却速度であれば、フェライトやベイナイト等をほとんど生成させずに、下記のＭｓ点以下でマルテンサイトを形成させることができ、１１００ＭＰａ以上の高強度部材を容易に得ることができる。

上記冷却速度は、例えば
・加熱炉から取り出して、プレス開始するまでの時間（搬送等における冷却時の速度）
・熱間プレス成形時の、プレス金型との接触時間（１回当りの接触時間×回数）
・複数回のプレス成形を行う場合には、成形と成形の間の冷却条件（放冷、強制空冷等）
・プレス成形終了後（離型後）の冷却条件（放冷、強制空冷等）
を組み合わせて制御することが可能である。特に（Ｍｓ点−１５０）℃以上での冷却速度を速める必要がある場合は、プレス金型との接触時間を長くすることが有効である。これら冷却条件はシュミレーション等で予め見積もることができる。

尚、鋼板の化学成分組成において、Ｍｎ量が２．０％未満である場合、より高い強度を確保するには、上記加熱温度からＭｓ点までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。

［（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以下］
強度確保を主眼とした従来のホットスタンプでは、高強度を確保することを主目的としているため、熱間プレス成形後の冷却速度は極力速めることが推奨されており、延性の確保はあまり重要視されていない。

これに対し本発明では、（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とすることが重要である。本発明は、高Ｓｉ鋼板を用いることを前提に、マルテンサイト変態させて部材強度を確保しつつ、成形後の冷却速度をあえて低下させることによって、得られる鋼部材のミクロ組織において残留γを一定量以上確保でき、所望の特性（優れた延性、衝突圧壊特性および耐遅れ破壊性）を得ることができる。

本発明では、上記平均冷却速度を実現するため、従来のホットスタンプの様に、下死点で長時間保持しない。この様に下死点で長時間保持しない結果、熱間プレス１回の所要時間も短くなり、部品１個の製造に要する時間も短く、生産性を高めることができる。

上記平均冷却速度は、好ましくは３℃／ｓ以下、より好ましくは２℃／ｓ以下である。また上記平均冷却速度の下限は、生産性等の観点から０．１℃／ｓ程度である。

上記平均冷却速度は、熱間プレス成形後に金型から外し、放置して自然放冷、強制空冷（強制風冷）等により実現させることができる。また、必要に応じて保温炉内での一定時間の保持を行った後、自然放冷、強制空冷等を行っても良い。

上記の通りＭｓ点以下で徐冷すると、マルテンサイトが生成すると同時に焼き戻されるため、部材強度の低下が生じやすい。本発明では、この焼き戻しを防止するため、一定量以上のＳｉを含む鋼板を用いる。

上記速度での冷却終了温度は、４０℃であればよく、更に低温域まで平均冷却速度：５℃／ｓ以下で徐冷してもよく、室温まで徐冷でもよい。

尚、特許文献３では、実施例において、種々の成分組成の鋼板を用い、「所定の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し」ている。しかし、例えば特許文献３の表６の鋼種Ｅの通り、Ｓｉ量が少ない鋼板を用いた場合、Ｍｓ点をかなり下回る低温度域まで急冷しなければ、表７に示す高強度が得られないと思われる。つまり、特許文献３の実施例６においては、いずれの成分組成の鋼板についても、「所定の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し」、高強度の部材が得られているが、これらは、Ｍｓ点をかなり下回る低温度域まで急冷を行ったものであり、本発明の様に（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とするものではないと思われる。また、特許文献３では、上記の通り、低温域まで急冷を行った結果、残留γが十分に確保されていないと思われる。

ところで、板厚が厚い場合や、図８に示す通り、鋼部材の目標形状の縦壁の傾斜角度θが大きい場合、下死点保持なしでは、プレス回数を増やしても最終成形終了温度をＭｓ点以下まで下げることが困難な場合がある。この様な場合、図９に示す様な金型の構造を採用することにより、下死点保持なしに、ブランク（材料）と金型との接触時間を増加させ、最終成形終了温度をＭｓ点以下に制御することが可能となる。

以下、この図９の金型構造について、図１０（ＩＩ）と共に説明する。図１０において、（Ｉ）は従来の金型（弾性体なし）の１成形サイクルを示し、（ＩＩ）は図９の金型（弾性体あり）の１成形サイクルを示している。

図９の金型構造では、金型の上型と下型がマッチングした後に、金型上部に配置されたガスクッション，バネ，ウレタン等の弾性体の変形ストロークを活用し、ブランク（材料）と金型との接触時間を制御する（擬似的な下死点保持を行う）。これにより、成形終了温度をＭｓ点以下に制御することが可能となる。

詳細には図１０（ＩＩ）に示す通り、（ａ）点で金型とブランク（材料）が接触開始し、（ａ）点〜（ｄ）点で成形する（この間、図９のパッドは縮むが、弾性体の変形（伸縮）はない）（図９（Ａ）の状態）。（ｄ）点で図９のパッドは完全に縮み、弾性体の変形（縮み）が開始される（図９（Ｂ）の状態）。（ｄ）点〜（ｂ）点で弾性体の変形（縮み）が進む。そして（ｂ）点で弾性体が完全に縮む（図９（Ｃ）の状態）。次いで（ｂ）点〜（ｅ）点で金型とブランク（材料）の接触状態が維持されたまま、弾性体のみが伸びる。（ｅ）点で弾性体がもとの状態に戻り（即ち、完全に伸びた状態となり）金型の離型が開始される。（ｅ）点〜（ｃ）点で離型する（この間、図９のパッドは伸びるが、弾性体の変形はない）。そして（ｃ）点で離型が完了する。

尚、上記図９では、金型の上部に弾性体を設けているが、下部に弾性体を設けることも可能である。また、金型の上型と下型がマッチングした後に、弾性体の変形がスタートすることが望ましいが、前記マッチング前に弾性体の変形がスタートしても成形終了温度の制御は可能である。更に、多段成形の中の特定の工程のみにこの金型構造を採用することも可能である。

〔熱間プレス成形に用いる鋼板（ブランク）〕
以下では、熱間プレス成形に用いる鋼板について説明する。まず、上記製法に用いるブランクの化学成分組成は、以下の通りである。

（ブランクの化学成分組成）
［Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下］
鋼部材の強度は、第一にＣ量で決まる。本発明では、上記方法で高強度を得るため、Ｃ量を０．１０％以上とする必要がある。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．１７％以上である。尚、上記強度を確保する観点からはＣ量の上限は特に限定されないが、得られる部材の強度以外の特性（溶接性や靭性等）を考慮すると、Ｃ量の上限は、０．３０％以下である。好ましくは０．２５％以下である。

［Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下］
［Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．０％以上３．０％以下］
本発明では、製造工程における徐冷において、焼き戻しを防止すべく、また、残留γの確保のために、少なくとも１．００％以上のＳｉを含有させる。Ｓｉ量は、好ましくは１．１０％以上、より好ましくは１．３０％以上である。尚、Ｓｉ量が過剰となっても熱間成形後の靭性等が劣化したり、ブランクの加熱中にＳｉに起因する内部酸化層が形成され、部材の溶接性や化成処理性を劣化させるため、２．５０％以下とする。好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、更に好ましくは１．４０％以下である。

また、ＡｌはＳｉと同様に残留γの形成に寄与する元素である。この観点から本発明では、ＳｉとＡｌを合計で１．０％以上（好ましくは１．５０％以上）含有させる。一方、これらの元素が多過ぎても効果が飽和するだけであるから、ＳｉとＡｌは合計で３．０％以下、好ましくは２．５％以下とする。

［Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下］
Ｍｎは鋼板の焼入れ性を向上させ、成形後の硬さのばらつきを低減させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．５％以上含有させる必要がある。好ましくは１．８％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になって３．０％を超えてもその効果が飽和してコスト上昇の要因となる。好ましくは２．８％以下である。

本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｓｎ等）からなるものであるが、不可避不純物中のＰやＳは、溶接性等確保の観点から、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に夫々低減することが好ましい。また、Ｎ量が過剰になると、熱間成形後の靭性を劣化させたり、溶接性等の劣化を招くため、Ｎ量は０．０１％以下に抑えることが好ましい。更にＯは、表面疵の原因となるため、０．００１％以下に抑えるのがよい。

また、本発明の効果を阻害しない範囲で、更にその他の元素として、下記元素を含有させることができる。

［Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、これらの元素を含有させることによって成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、その効果が飽和してコスト上昇の要因となるため上限は１％とすることが好ましい。

［Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、Ｎを固定して、Ｂによる焼入れ効果を確保する役割を持つ元素である。また、組織を微細化する効果も併せ持ち、組織が微細化することで、（Ｍｓ点−１５０）℃以下での冷却中に残留γを生成しやすくする効果がある。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．０２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ブランク強度が大きくなり過ぎて、熱間プレス成形前にブランクを所定の形状に切断することが困難となるため、Ｔｉ量は０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。

［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは鋼材の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を発揮させるには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、成形品中に粗大な鉄窒化物が析出して成形品の靭性が劣化しやすくなる。よって、Ｂ量は０．００５％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３５％以下である。

［Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．５％以下（０％を含まない）］
Ｎｉ、Ｃｕは、成形品の耐食性向上や耐遅れ破壊性の更なる向上に有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは合計で０．１％以上である。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となるため、合計で０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは合計で０．３％以下である。

［Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、この元素を含有させることによって成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和してコスト上昇の要因となるため上限は１％とすることが好ましい。

［Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、組織を微細化する効果を有しており、組織が微細化することで、（Ｍｓ点−１５０）℃以下での冷却中に残留γを生成しやすくする効果がある。この効果を発揮させるには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると、その効果が飽和してコスト上昇の要因となるため上限は０．０５％とすることが好ましい。

（ブランクの製法）
上記成分組成を満たすブランクを製造する方法は、特に限定されるものではなく、通常の方法によって、鋳造、加熱、熱間圧延、更には酸洗後に冷間圧延し、必要に応じて焼鈍を行えば良い。また、得られた熱延鋼板や冷延鋼板に、更に、めっき（亜鉛含有めっき等）を施しためっき鋼板（亜鉛めっき鋼板等）や、更に、これを合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板等を用いることができる。

〔熱間プレス成形鋼部材〕
本発明の方法で得られる熱間プレス成形鋼部材は、用いたブランクと同じ化学成分組成を有し、かつ鋼組織が、残留オーステナイト（残留γ）を全組織に対して２体積％以上含むものである。本発明の製造方法で得られる鋼部材は、残留γを２体積％以上含んでいるため、引張伸び延性、および衝突圧壊特性、さらに耐遅れ破壊性に優れている。上記残留γ量は、好ましくは３体積％以上、より好ましくは５体積％以上である。

鋼部材の鋼組織において、上記残留γ以外の残部は、実質的に低温変態相（マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライト等）である。「実質的に」とは、製造工程で不可避的に形成される組織として、例えば、フェライト等のＭｓ点以上で生成する変態組織が含まれうる意味である。

得られた鋼部材に対して、トリミングや、穴あけ等の切削を行って、例えば自動車用鋼部品を得ることができる。本発明では、上述した通り、得られる鋼部材に優れた耐遅れ破壊性が備わっているため、上記加工を行っても、加工部で遅れ破壊が生じる心配がない。

鋼部材は、そのままの状態または上記加工等を施して自動車用鋼部品として用いることができ、該自動車用鋼部品として、例えば、インパクトバー、バンパー、レインフォース、センターピラー等が挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

［実施例１］
表１に示す化学成分組成（残部は鉄および不可避不純物）の鋼板（ブランク，サイズは板厚１．４ｍｍ、幅１９０．５ｍｍ、長さ４００ｍｍ）を用い、プレス加工として、図１１に示す手順の通り、熱間プレス成形または冷間プレス成形を行った。尚、本実施例では、熱間プレス成形における、加熱温度を９３０℃とし、熱間プレス成形の開始温度を８００〜７００℃の間とした。また、後述する表２の実験Ｎｏ．４〜９、１１〜１８のうち、実験Ｎｏ．１８は、図１１に示す通り、プレス成形後に強制風冷を行い、実験Ｎｏ．７はプレス成形後に保持炉で６分間保持した後に自然放冷を行った。また実験Ｎｏ．４〜６、８、９、および１１〜１７は、プレス成形後に自然空冷を行った。

尚、表１欄外に示したＡｃ_３点およびＭｓ点の算出式において、含まれない元素についてはゼロとして算出した。

熱間プレス成形と冷間プレス成形は、いずれも図１に示す通り、プレス機（４００トンメカニカルプレス）を用いて、プレス成形［先行パッド使用の曲げ（フォーム）成形］を行い、図１２に示すハットチャンネル形状の鋼部材を得た。尚、先行パッドの圧力源には、約１トンの板力を有するバネを使用した。

図１は、成形工程を示しており、図１中、１はパンチ、２はダイ、３は先行パッド、４は鋼板（ブランク）、５はピン（バネ内蔵フロートピン）を夫々示している。

図１（ａ）に示す通り、プレス開始までは、ブランク４と金型（ダイ２や先行パッド３）との接触を極力避けるため、バネを内蔵したピン５を金型（ダイ２や先行パッド３）に配置し、加熱炉から取り出したブランク４を一旦、ピン５上にセットする。

図１（ｂ）は成形途中を示したものであり、パンチ１を降ろす途中である。そして図１（ｃ）は、パンチ１が下死点（下限位置）まで降りた状態を示したものである。また、冷間プレスでは、常温の鋼板４を用い、下死点での保持なしで成形を行った。

尚、後述する表２の実験Ｎｏ．８は、プレス回数を３回とし、プレス成形終了をＭｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上とする以外は、表２の実験Ｎｏ．５（プレス回数：１回）とほぼ同様にして鋼部材を製造した。また表２の実験Ｎｏ．９は、プレス回数を２回とする以外は、表２の実験Ｎｏ．５（プレス回数：１回）とほぼ同様にして鋼部材を製造した。

上記成形の１サイクルを示したものが図１３であり、表２に示す「プレス１回の所要時間」と「下死点保持時間」は、それぞれ図１３に示すプレス１回の所要時間と下死点保持時間を意味する。

上記鋼部材製造時の鋼板の温度履歴は、図１４に示す通り、鋼部材とした場合の天板の中央部および縦壁の中央部に熱電対を埋め込んで測定した。尚、上記２箇所で測定した温度はほぼ同じであった。

上記測定した温度履歴より、加熱温度から、計算した（Ｍｓ点−１５０）℃までの間の冷却時間、（Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの冷却時間をそれぞれ読み取って、表２に示す平均冷却速度を算出した。また、表２に示す最終離型温度は、熱電対の指示温度とその時の金型位置から判断した。本実施例では、この最終離型温度が、最終の熱間プレス成形の終了温度である。

上記の様にして得られた鋼部材（成形部材）を用い、下記の通り、鋼組織を調べると共に、引張試験、および延性（曲げ加工性）の評価を行った。

［鋼組織］
鋼組織における残留オーステナイト（残留γ）量は、下記の方法で測定した。

〔残留γ量の測定方法〕
鋼部材の天板より１５ｍｍ×１５ｍｍの試験片を採取し、板厚の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折により測定を行った（測定条件は下記の通りである）。その結果を表２に示す。

（Ｘ線回折の測定条件）
Ｘ線照射面積：約２０μｍ×２０μｍ
ターゲット：Ｍｏ Ｋα
加速電圧：２０ｋＶ
電流：２５０ｍＡ
測定結晶面：
・ＢＣＣ（フェライト、マルテンサイト）…（２００）面、（２１１）面
・ＦＣＣ（オーステナイト）…（２００）面、（２２０）面、（３１１）面
尚、いずれの実施例においても、残部は低温変態相（マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライトなど）であることを確認した。

［引張試験］
図１５に示す通り、成形部品（鋼部材）の一部から引張試験用試験片として、ＪＩＳ５号形状の試験片を切り出した。そして、島津製作所製ＡＧ−ＩＳ ２５０ｋＮ オートグラフ引張試験機を用い、歪み速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。これらの結果を表２に示す。

表１、２より次の様に考察できる。即ち、実験Ｎｏ．１〜３のように下死点保持を行い、低温度域まで急冷した場合には、残留γを十分に確保することができなかった。また実験Ｎｏ．４は、製造条件は本発明で規定の方法を満たすものであるが、ブランクのＳｉ量が不足しているため、所望の強度が得られず、また延性も低く、残留γも十分に確保できなかった。

これに対し、実験Ｎｏ．５〜９及び１１〜１８は、規定の成分組成のブランクを用い、規定の方法で製造したものであり、得られた鋼部材は、引張強度が高く、高い延性も示しており、かつ残留γを十分に有している。この様に一定以上の残留γを有した鋼部材は、優れた耐遅れ破壊性や衝突圧壊特性の発揮を期待できる。また実験Ｎｏ．５〜９及び１１〜１８では、成形において、下死点で保持していないので、部品１個の製造に要する時間も格段に短く、成形速度が２０ＳＰＭ（１分間に２０個生産に相当）であった。尚、冷間プレス成形（実験Ｎｏ．１０）でも成形速度を２０ＳＰＭとすることが可能であるが、得られる鋼部材の延性は、規定の方法で製造したものよりも劣る結果となっている。

［実施例２］
次に、前記表２における実験Ｎｏ．１、５、８および１０〜１８で得られた鋼部材を用いて、曲げ試験を行い、曲げ性（加工性）の評価を行った。

（曲げ試験）
図１６に示す通り、成形部品（鋼部材）の縦壁から、曲げ試験用試験片として、３０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼片を切り出した。そして、図１７（ａ）に示す通り予備曲げを行った後、図１７（ｂ）に示す通り、試験片の１端を固定治具と下型で挟んで固定し、試験片の湾曲している他端を上型と下型ではさみ、試験片に破断が生じるまで上型の上部から荷重を加えた。そして、試験片の曲げ部に破断が生じた時点での荷重（曲げ時の最大荷重）を求めると共に、下記式（１）から等価曲げ半径（Ｒ）を求めた。その結果を表３に示す。また、等価曲げ半径（Ｒ）と荷重との関係について、図１８に一例を示す。
Ｒ＝（Ｈ−２ｔ）／２ …（１）
式（１）において、
Ｒ：等価曲げ半径（ｍｍ）
Ｈ：破断時の上型と下型の距離（ｍｍ）
ｔ：板厚（ｍｍ）

表３より次の様に考察することができる。実験Ｎｏ．１は、Ｓｉ量が不足し、残留γ量が少ないため、十分に曲げられることなく破断してしまった。即ち、破断時の等価曲げ半径が大きく、かつ曲げ時の最大荷重が小さい。これに対し、実験Ｎｏ．５、８および１１〜１８の鋼部材は、等価曲げ半径が小さく、かつ破断時の荷重（曲げ時の最大荷重）が大きい。また、冷間プレス成形により得られる鋼部材（実験Ｎｏ．１０）の曲げ性は、規定の方法で製造したものよりも劣る結果となっている。

［実施例３］
次に、前記表２における実験Ｎｏ．１、５、８〜１０で得られた鋼部材を用いて、プレス成形を多段とした場合に、得られる鋼部材の寸法精度に及ぼす影響について調べた。

上記寸法精度は、最大口開き量を下記の通り求めて評価した。

図１９は、得られた鋼部材の口開き量を測定する箇所を示した図であり、図１９のＡ、ＢおよびＣにおいて口開き量を求めた。口開き量は、図２０に示す通り、Ａ〜Ｃの各断面の（Ｗ−４７．２）の値のうち、最大値を最大口開き量とした。その結果を表４に示す。

表４より次の様に考察できる。実験Ｎｏ．１は、成形時に下死点で保持しているため、最大口開き量が小さいが、鋼部材１個の製造に要する時間がかかり、生産性が悪い。また実験Ｎｏ．１０の通り、冷間プレスを行った場合には、最大口開き量がかなり大きくなり、寸法精度の著しく悪いものとなった。

これに対し、本発明で規定のブランクを用い、規定の方法で熱間プレス成形を行った実験Ｎｏ．５、８および９は、最大口開き量が十分に抑えられている。この程度の寸法精度の変化であれば、離型後の寸法変化分だけ予め金型形状に見込んでおく方法や、部材の形状を工夫して形状剛性付与する方法によって、熱間プレス成形後の形状を所定の寸法とすることが可能である。また特に、実験Ｎｏ．８に示す通り、プレス回数を多く、かつ最終離型温度をＭｓ点以下とすることによって、生産性をほとんど低下させることなく、寸法精度を著しく小さくすることができる。

［実施例４］
前記表１のブランク記号Ｂの材料を用い、円弧形状に成形する際の、プレス１回の所要時間、プレス回数、押込み深さを変化させて、これらが得られる鋼部材の寸法精度に及ぼす影響について調べた。

表１のブランク記号Ｂの材料（板厚１．４ｍｍ、１１０ｍｍ角）を用い、９３０℃に加熱後、図２１に示す成形装置（金型）において、フロートピン上で１０秒待機させてから円弧形状の成形を行った。成形は、下死点保持なしのまま、プレス１回の所要時間、プレス回数、押込み深さを表５の通り変化させることで、最終成形終了温度を種々変化させた。なお、成形は、上記成形装置（金型）を７８０ｋＮ級のクランクプレスに設置して実施した。そして、成形（離型）後の円弧形状のＲ（曲率半径）を測定し、Ｒ１とした。また、良好な寸法精度を確保できる下死点保持（１３秒）かつ最終成形終了温度６０℃による成形（基準条件による成形）も別途行って、この基準条件で成形した成形品のＲを測定し、Ｒ２とした。そして、Ｒ１−Ｒ２の値を「円弧Ｒ変化量」として寸法精度の評価指標に用いた。その結果を表５に併記する。

表５の結果を用いて整理した、最終成形終了温度と円弧Ｒ変化量の関係を図２２に示す。この図２２より、プレス回数（１〜３工程）によらず、最終成形終了温度：Ｍｓ点以下で離型すると、寸法精度が著しく小さくなり、従来の下死点保持工法と同等の寸法精度が得られることがわかる。

［実施例５］
次に、前記表２における実験Ｎｏ．１および８の鋼部材を用いて、衝突圧壊特性と前述の曲げ性との関連を評価した。

（試験体作製方法）
前記表２における実験Ｎｏ．１および８の鋼部材（ハットチャンネル形状の鋼部材）に、図２３に示す通り、実部品を想定して裏板をスポット溶接した試験体を得た。

（圧壊試験方法）
図２４に示す通り、３点曲げ試験（圧壊試験）を実施した（圧子は、半円柱形状であり、紙面奥行き方向の長さが１５０ｍｍである）。尚、この試験では、試験速度が１ｍｍ／ｓｅｃの静的試験と、試験速度が３２ｋｍ／ｈｒの動的試験の２種類行った。実験Ｎｏ．１および実験Ｎｏ．８のそれぞれについて、上記静的試験と動的試験をそれぞれ４回行った。そして、図２５に示すような荷重−変位線図を求めた（図２５は、静的試験結果の一例である）。図２５の横軸「変位」は、圧子が試験体に接触したときを０としたときの押し込み深さである。動的試験についても同様の測定を行った。そして、最大荷重（Ｐｍａｘ）と、最大荷重時の変位（Ｐｍａｘ発生変位）をそれぞれの試験で求めた。その結果を図２６および図２７に示す。

図２６は、静的試験における最大荷重（Ｐｍａｘ）と、最大荷重時の変位（Ｐｍａｘ発生変位）の関係を示した図であり、図２７は、動的試験における最大荷重（Ｐｍａｘ）と、最大荷重時の変位（Ｐｍａｘ発生変位）の関係を示した図である。この図２６および図２７から、静的試験と動的試験のどちらにおいても、本発明の鋼部材（実験Ｎｏ．８）は、実験Ｎｏ．１（比較例）と比べて、最高荷重が高く、かつ最高荷重時の変位も大きいことがわかる。

実験Ｎｏ．１、実験Ｎｏ．８それぞれの圧壊試験後の試験体の上面写真（静的試験後）の一例も図２８に示す。この写真から明らかな通り、実験Ｎｏ．８は、実験Ｎｏ．１と比較して圧壊位置が一定しており、座屈モードが安定化、即ち、衝突圧壊特性が安定していることがわかる。

上記の通り本発明の鋼部材（実験Ｎｏ．８）で、高いＰｍａｘが得られた理由（メカニズム）について、下記のように考えられる。即ち、本発明品（実験Ｎｏ．８）は、残留γを多く含むため高い伸びを示す。表２に示した全伸び（Ｅｌ）のみだけでなく、均一伸びも高い（本発明者らが確認したところ、実験Ｎｏ．１は均一伸びが４．４％であるのに対し、実験Ｎｏ．８は均一伸びが６．５％であった）。これは、実験Ｎｏ．８の方が、ひずみ分散性が良く（加工硬化指数ｎ値が高い）、広範囲にひずみが伝播し易い（変形域が広がり易い）ことを意味している。その結果、局所的な座屈（断面崩壊）が生じ難く、座屈が生じ難いので荷重が下がり難く、更に、曲げ性が良好であるため（表３、および表３のデータを用いて等価曲げ半径と曲げ時の最大荷重との関係を示した図３０を参照）、座屈が生じてからも材料破断が生じ難く、ＰｍａｘおよびＰｍａｘ発生変位が大きくなったと考えられる。この様に、Ｐｍａｘ発生変位とＰｍａｘが共に大きくなるので、吸収エネルギーも高くなり、結果として、優れた衝突圧壊特性を示すと考えられる。

図２９は、前記図２３に示すような鋼部材（裏板あり、長手方向の長さ：４００ｍｍの中央部の断面）の圧壊時の変形イメージを示した断面図であり、図２９の（ａ）が補強部品なし、（ｂ）が補強部品ありの場合を示している。この図２９（ｂ）に示す通り、補強部品を有する場合、断面形状が崩れ難い（断面高さが小さくなり難い。厚肉の場合や断面形状が小さい場合も同様の傾向を示す）。補強部品を有する場合、断面が崩れ難い分、圧壊時の変形は材料の延性で吸収せざるを得ない。つまり、材料の延性（均一伸び、ひずみ分散性、全伸び、曲げ性）が衝突圧壊特性に大きく影響し、材料の延性が高いと衝突圧壊特性が更に高まる。よって、本発明の様に残留γを多く含み、伸び（表２）や曲げ性（図３０）が良好な本発明は、実施例５で説明したように、優れた衝突圧壊特性を期待できる。

［実施例６］
多段成形の例として熱間プレス成形時に張出し成形を行う場合の、張出し成形開始温度と張出し成形性の関係について調べた。

表１のブランク記号Ｂの材料（板厚１．４ｍｍ、１００ｍｍ角）を用い、９３０℃に加熱後、図３１の試験装置（金型）を用いて、所定の成形開始温度（室温、２００℃、３００℃、４００℃、５００℃、６００℃または７００℃）になるまで金型上で待機させ、所定の成形開始温度になった時点で、図３１に示す通り、φ１０ｍｍの球頭パンチで張出し成形（しわ押さえ圧：２トン）を実施した。

そして、張出し成形による（割れない）最大成形高さ（Ｈｍａｘ）を求めた。その結果を、成形開始温度と最大成形高さの関係として図３２に示す。図３２から、成形開始温度がＭｓ点以上の約４００℃程度までは、最大成形高さが６〜７ｍｍであり、良好に張出し成形を行えることがわかる。これは、図３２に示す通り引張強度４４０ＭＰａ級鋼材の冷間プレスと同等の良好な張出し成形性を確保できることを意味している。

［実施例７］
多段成形の例として熱間プレス成形時に伸びフランジ成形を行う場合の、伸びフランジ成形開始温度（成形開始温度）と伸びフランジ性の関係について調べた。

表１のブランク記号Ｂの材料（板厚１．４ｍｍ）を用い、９３０℃に加熱後、図３３（ｂ）の試験装置（金型）（パンチ形状の上面図は、図３３（ａ）の通りである）を用いて、所定の成形開始温度（３００℃、４００℃、５００℃、６００℃または７００℃）になるまで金型上で待機させ、所定の成形開始温度になった時点で、図３３（ｂ）に示す通り、鼓形金型で伸びフランジ成形を行った。そして、図３４に示す通り、伸びフランジ成形による（割れない）最大成形高さ（Ｈｍａｘ）を求めた。その結果を表６に示す。

表６より次のことがわかる。即ち、成形開始温度がＭｓ点以上の約４００℃程度までは、最大成形高さが２２ｍｍであり、良好に伸びフランジ成形を行えることがわかる。これは、引張強度５９０ＭＰａ級鋼材の冷間プレスと同等もしくはそれ以上の良好な伸びフランジ性を確保できることを意味している。その結果、前述した図６（ｂ）の様に、冷間プレスでも困難な継ぎ手部の連続フランジ化が可能となる。

［実施例８］
多段成形の例として熱間プレス成形時に打ち抜き加工を行う場合の、打抜き温度と打ち抜き加工性の関係を調べた。

表１のブランク記号Ｂの材料（板厚１．４ｍｍ、１００ｍｍ角）を用い、９３０℃に加熱後、所定の打抜き温度（室温、２００℃、３００℃、４００℃、５００℃、６００℃または７００℃）になるまで金型上で待機させ、所定の打抜き温度になった時点でφ１０ｍｍのパンチでせん断（打ち抜き）加工を行った。そして該加工の際の荷重（せん断加工荷重）を測定した。尚、ダイとパンチのクリアランスＣＬは、板厚の１０％と２０％に設定した。各温度でのせん断加工荷重を求め、基準荷重［表１のブランク記号Ｄの材料（表２より引張強度は１５１８ＭＰａ）を冷間で同様に打ち抜いた際の荷重］に対する割合（％）を算出した。

その結果を、打抜き温度と基準荷重に対する割合の関係として図３５に示す。図３５には、一般的にプレス加工にて量産されている、引張強度５９０ＭＰａ級鋼材の冷間打抜き時の荷重と軟鋼の冷間打抜き時の荷重を併せて示している。

図３５から、打抜き温度がＭｓ点以上の場合、強度が軟鋼〜引張強度５９０ＭＰａ級の材料の冷間プレスと同等の低い荷重で打ち抜き加工が可能であることがわかる。

１ パンチ
２ ダイ
３ 先行パッド
４ 鋼板（ブランク）
５ ピン

Claims (17)

1. 化学成分組成が、
   Ｃ：０．１０％（質量％を意味する。化学成分について以下同じ）以上０．３０％以下、Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下、
   Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．０％以上３．０％以下、および
   Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
   を満たし、残部が鉄および不可避不純物である鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、
   前記加熱温度を、Ａｃ_３変態点以上とし、かつ
   前記熱間プレス成形の開始温度を、前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に、
   （Ｍｓ点−１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を、５℃／ｓ以下とすることを特徴とする熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
2. 最終の熱間プレス成形の終了温度を、Ｍｓ点以下（Ｍｓ点−１５０）℃以上とする請求項１に記載の製造方法。
3. 前記鋼板は、更に、Ｃｒを１％以下（０％を含まない）含むものである請求項１または２に記載の製造方法。
4. 前記鋼板は、更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
5. 前記鋼板は、更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法。
6. 前記鋼板は、更に、Ｎｉおよび／またはＣｕを、合計で０．５％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。
7. 前記鋼板は、更に、Ｍｏを１％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の製造方法。
8. 前記鋼板は、更に、Ｎｂを０．０５％以下（０％を含まない）含むものである請求項１〜７のいずれかに記載の製造方法。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載の製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材であって、鋼組織が、残留オーステナイトを２体積％以上含むものであることを特徴とする熱間プレス成形鋼部材。
10. 請求項１〜８のいずれかに記載の製造方法に用いる鋼板であって、
    Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：１．００％以上２．５０％以下、
    Ｓｉ＋Ａｌ：合計で１．５０％以上３．０％以下、および
    Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物であることを特徴とする熱間プレス成形用鋼板。
11. 更に、Ｃｒを１％以下（０％を含まない）含む請求項１０に記載の熱間プレス成形用鋼板。
12. 更に、Ｔｉを０．１０％以下（０％を含まない）含む請求項１０または１１に記載の熱間プレス成形用鋼板。
13. 更に、Ｂを０．００５％以下（０％を含まない）含む請求項１０〜１２のいずれかに記載の熱間プレス成形用鋼板。
14. 更に、Ｎｉおよび／またはＣｕを、合計で０．５％以下（０％を含まない）含む請求項１０〜１３のいずれかに記載の熱間プレス成形用鋼板。
15. 更に、Ｍｏを１％以下（０％を含まない）含む請求項１０〜１４のいずれかに記載の熱間プレス成形用鋼板。
16. 更に、Ｎｂを０．０５％以下（０％を含まない）含む請求項１０〜１５のいずれかに記載の熱間プレス成形用鋼板。
17. 請求項９に記載の熱間プレス成形鋼部材に、加工を施して得られる自動車用鋼部品。