JP6004138B2 - 高強度ホットプレス部材およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、薄鋼板をホットプレスしてなる部材（ホットプレス部材）に係り、とくに引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上の高強度と均一伸びｕＥｌ：６．０％以上の高延性とを兼備する、高強度ホットプレス部材に関する。ここでいう「ホットプレス」とは、加熱された薄鋼板を、金型でプレス成形すると同時に急冷する工法をいう。なお、ここでいう「ホットプレス」には、この技術に関する別の総称である「熱間成形」、「ホットスタンプ」、「ダイクエンチ」などを含むものとする。
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く要望されている。そのため、自動車車体の軽量化が強く要求され、特に自動車用部材においては、素材である鋼板の高強度化が検討されている。しかし、一般的に、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、高強度鋼板を使用した部材の製造においては、成形が困難になる場合や形状凍結性が不良になるなど、製造上の問題が生じていた。
そこで、このような問題に対して、鋼板にホットプレス工法を適用して、高強度自動車用部材等を製造する技術が実用化されている。ホットプレス工法では、鋼板はオーステナイト域に加熱された後、プレス機まで搬送され、プレス機内の金型で所望の成形形状の部材に成形されると同時に急冷される。この金型内での冷却過程（急冷）において、部材の組織はオーステナイト相からマルテンサイト相へと相変態し、これにより、所望の成形形状を有するとともに高強度を兼備する部材とすることができる。
また、最近では、乗員の安全性を確保するという観点から、自動車用部材の耐衝撃特性の向上が要望されている。部材の耐衝撃特性を向上させるためには、衝突時のエネルギーを吸収する能力（衝撃エネルギー吸収能）を高めるという観点から、高い均一伸びを有する部材とすることが効果的であると考えられ、そのため、高強度でありながら、均一伸びに優れるホットプレス部材が強く要望されている。
このような要望に対し、例えば特許文献１には、熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品が提案されている。特許文献１に記載された熱間プレス成形品は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％、Ｔｉ：（Ｎの含有量）×４〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含む組成と、面積率で、マルテンサイト：８０〜９７％、残留オーステナイト：３〜２０％、残部組織：５％以下からなる組織を有するものである。特許文献１に記載された技術によれば、適正量の残留オーステナイトを残存させた金属組織とすることができ、成形品に内在する延性（残存延性）をより高くした熱間プレス部品が実現できるとしている。
また、特許文献２には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献２に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が５〜６５％、マルテンサイト相の面積率が３５〜９５％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が７μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１３００〜１４５０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：８％以上を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献３には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献３に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が５〜５５％、マルテンサイト相の面積率が４５〜９５％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が７μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１４７０〜１７５０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：８％以上を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献４には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献４に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が５〜４０％、マルテンサイト相の面積率が６０〜９５％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が７μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１７７０〜１９４０ＭＰａの高強度と、全伸びＥｌ：８％以上を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献５には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献５に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が５〜３５％、マルテンサイト相の面積率が６５〜９５％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が７μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１９６０〜２１３０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：８％以上を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献６には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献６に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２１％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が９０〜１００％であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１３００〜１４５０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：１０．０〜１４％程度を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献７には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献７に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．２９％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が９０〜１００％であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１４７０〜１７５０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：９．５〜１２％程度を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献８には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献８に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．３４％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が９０〜１００％であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１７７０〜１９４０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：８．０〜１１％程度を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献９には、延性に優れたホットプレス部材が提案されている。特許文献９に記載されたホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が９０〜１００％であり、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以下であるミクロ組織を有するホットプレス部材であり、引張強さＴＳ：１９６０〜２１３０ＭＰａの高強度と、伸びＥｌ：８．０〜１０％程度を有し延性に優れるとしている。
また、特許文献１０には、熱間プレスにより成形された高強度プレス部材が提案されている。特許文献１０に記載された高強度プレス部材は、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．６９％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上を満足する組成を有し、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトを含むベイナイトを有し、組織全体に対する面積率でマルテンサイトが１０〜８５％、マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイトが５〜４０％、ベイナイトのうちベイニティックフェライトの組織全体に対する面積率が５％以上、組織全体に対する面積率で、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトの合計が６５％以上を満足し、かつ残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６５％以上である組織を有する部材であり、引張強さＴＳ：９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌ：１７０００ＭＰａ％以上を満足する延性に優れる部材であるとしている。
特開２０１３−７９４４１号公報 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 特開２０１０−１７４２８０号公報 特開２０１０−１７４２８１号公報 特開２０１０−１７４２８２号公報 特開２０１０−１７４２８３号公報 特開２０１１−１８４７５８号公報
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、更なる部材の薄肉化を図るために必要な、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上となる高強度化を達成するために、Ｃ含有量を高めた組成とする必要があり、さらに優れた耐衝撃特性を確保するという観点、とくに衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点から、均一伸びが不十分となるという問題があった。
また、特許文献２〜９に記載された各技術でも同様に、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上となる高強度化を達成するためには、Ｃ含有量を高めた組成とする必要があり、衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点から均一伸びが不足するという問題があった。
また、特許文献１０に記載された技術では、Ｓｉ、Ａｌを多量に含有させ（Ｓｉ＋Ａｌ）含有量を０．７％以上と高めた組成としており、材料コストが高騰するという問題や、更なる部材の薄肉化を図るために必要な、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上となるような高強度化を達成するためには、Ｃ含有量を高めた組成としており、優れた耐衝撃特性を確保するという観点、とくに衝撃エネルギー吸収能を高めるという観点から、均一伸びが不十分となるという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上の高強度と、均一伸びｕＥｌ：６．０％以上の高い均一伸びを有する、高強度ホットプレス部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上の高強度を有するホットプレス部材における均一伸びに影響する各種要因について、鋭意検討をした。その結果、均一伸びを６．０％以上と高く保持するためには、優れた安定性を有する残留オーステナイトを適正量有するホットプレス部材とする必要があることを知見した。そして、Ｃ：０．３０ｍａｓｓ％未満で、安定性に優れた残留オーステナイトを有する高強度ホットプレス部材とするためには、少なくとも３．５ｍａｓｓ％以上のＭｎを含有させる必要があることを、まず見出した。また、Ｍｎは、強度増加にも寄与し、Ｃ：０．３０ｍａｓｓ％未満の場合でも、さらなる高強度を確保できることを見出した。
そして、高強度ホットプレス部材に優れた安定性を有する残留オーステナイトを適正量生成させるためには、ホットプレス部材の素材として、上記したＭｎ量を含有する冷延鋼板に、ホットプレスを施す前に、予めフェライト−オーステナイト二相温度域に加熱し、１００ｓ以上保持して、オーステナイトにＭｎを濃化させておく熱処理を施す必要があることを新規に見出した。これにより、ホットプレス後の部材（ホットプレス部材）に、とくに安定性に優れた残留オーステナイトを適正量生成させることができ、高い均一伸びを有するホットプレス部材とすることができることを見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）薄鋼板をホットプレス工法により成形してなるホットプレス部材であって、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で８０％以上のマルテンサイト相と、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相とからなる組織と、を有し、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上でかつ均一伸びｕＥｌ：６．０％以上の引張特性を有することを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（２）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：４．５％以上６．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（３）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：３．５％以上５．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（４）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：６．５％以上８．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１７００ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（５）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：５．５％以上７．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１７００ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（６）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１８％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上４．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１８００ＭＰａ以上１９８０ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（７）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：８．５％以上１１．０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（８）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：７．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（９）（１）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１８％以上０．３０％未満、Ｍｎ：４．５％以上６．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（１０）（１）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、次Ａ〜Ｅ群
Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（１１）（１）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記高強度ホットプレス部材表面に、めっき層を有することを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（１２）（１１）において、前記めっき層が、Ｚｎ系めっき層またはＡｌ系めっき層であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（１３）（１２）において、前記Ｚｎ系めっき層が、Ｎｉ：１０〜２５ｍａｓｓ％を含むＺｎ−Ｎｉ系めっき層であることを特徴とする高強度ホットプレス部材。
（１４）素材に、加熱工程とホットプレス成形工程とを施して所定形状のホットプレス部材とするホットプレス部材の製造方法であって、前記素材を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延鋼板に、Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の温度域の温度に加熱し、該温度で１００ｓ以上４８ｈ以下保持し、しかる後に冷却する処理を施してなる鋼板とし、前記加熱工程を、８００〜１０００℃の温度域の温度で６００ｓ以下（０ｓを含む）保持する工程とし、前記ホットプレス成形工程を、前記加熱工程で加熱された前記素材に、成形用金型を用いてプレス成形と焼入れとを同時に施す工程とし、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上でかつ均一伸びｕＥｌ：６．０％以上である引張特性を有するホットプレス部材を得ることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（１５）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：４．５％以上６．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（１６）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：３．５％以上５．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上１７００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（１７）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：６．５％以上８．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１７００ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（１８）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：５．５％以上７．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１７００ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（１９）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１８％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上４．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：１８００ＭＰａ以上１９８０ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２０）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満、Ｍｎ：８．５％以上１１．０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２１）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満、Ｍｎ：７．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２２）（１４）において、前記組成を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１８％以上０．３０％未満、Ｍｎ：４．５％以上６．５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記引張強さが、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２３）（１４）ないし（２２）のいずれかにおいて、前記冷延鋼板の前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、次Ａ〜Ｅ群
Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２４）（１４）ないし（２３）のいずれかにおいて、前記冷延鋼板表面に、めっき層を施すことを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２５）（２４）において、前記めっき層が、Ｚｎ系めっき層またはＡｌ系めっき層であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２６）（２５）において、前記Ｚｎ系めっき層が、Ｎｉ：１０〜２５ｍａｓｓ％を含むＺｎ−Ｎｉ系めっき層であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
（２７）（２４）ないし（２６）のいずれかにおいて、前記めっき層の付着量が、片面あたりで１０〜９０ｇ／ｍ２であることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
本発明によれば、引張強さＴＳが１５００ＭＰａ以上好ましくは２３００ＭＰａ未満で、かつ均一伸びが６．０％以上である、高い均一伸びを有する、とくに自動車部品用として好適な、高強度ホットプレス部材を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の高強度ホットプレス部材は、自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、衝突時に高いエネルギー吸収能を必要とする構造部材として好適である。本発明の高強度ホットプレス部材によれば、自動車車体の更なる軽量化という要望に沿って、部材の更なる薄肉化が可能となり、ひいては、地球環境保全に貢献するという効果もある。
本発明の高強度ホットプレス部材は、薄鋼板をホットプレス工法により成形してなるホットプレス部材であって、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する。本発明では、上記した組成を基本組成とする。まず、基本組成の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり、ｍａｓｓ％は、単に％と記す。
Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、このような効果を得て、ホットプレス部材として、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上の高強度を確保するためには、０．０９０％以上の含有を必要とする。一方、０．３０％以上を含有すると、Ｃによる固溶強化量が大きくなるため、ホットプレス部材の引張強さＴＳを２３００ＭＰａ未満に調整することが困難となる。
Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満
Ｍｎは、鋼の強度を増加させるとともに、オーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定性を向上させる元素であり、本発明で最も重要な元素である。このような効果を得て、ホットプレス部材の引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上と、均一伸びｕＥｌ：６．０％以上を確保するためには、３．５％以上の含有を必要とする。一方、１１．０％以上の含有では、Ｍｎによる固溶強化量が大きくなり、ホットプレス部材として引張強さＴＳを２３００ＭＰａ未満に調整することが困難となる。
上記したＣとＭｎの範囲内であれば、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上、好ましくは２３００ＭＰａ未満の範囲内で、安定して均一伸びが６．０％以上となる引張特性を有するホットプレス部材とすることができる。なお、さらに詳しくは、引張強さＴＳ：１５００以上１７００ＭＰａ未満の強度を確保するためには、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満でかつＭｎ：４．５％以上６．５％未満とするか、あるいは、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満でかつＭｎ：３．５％以上５．５％未満とすることが好ましい。また、引張強さＴＳ：１７００ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満の強度を確保するためには、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満でかつＭｎ：６．５％以上８．５％未満とするか、あるいは、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満でかつＭｎ：５．５％以上７．５％未満とすることが好ましい。また、引張強さＴＳ：１８００ＭＰａ以上１９８０ＭＰａ未満の強度を確保するためには、Ｃ：０．１８％以上０．３０％未満でかつＭｎ：３．５％以上４．５％未満とすることが好ましい。また、引張強さＴＳ：２０００ＭＰａ以上２３００ＭＰａ未満の強度を確保するには、Ｃ：０．０９０％以上０．１２％未満でかつＭｎ：８．５〜１１．０％とするか、あるいは、Ｃ：０．１２％以上０．１８％未満でかつＭｎ：７．５％以上１１．０％未満とするか、あるいはＣ：０．１８％以上０．３０％未満でかつＭｎ：４．５％以上６．５％未満とすることが好ましい。
本発明では、上記したＣ、Ｍｎに加えて、さらに、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含む組成とする。
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは、固溶強化により、鋼の強度を増加させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。一方、２．５％を超える含有は、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が著しく増大するとともに、圧延荷重が増大する。このようなことから、Ｓｉは０．０１〜２．５％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０２〜１．５％である。なお、不可避的に含有される場合は、Ｓｉは０．０１％未満程度である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在し、結晶粒界等に偏析して、部材の靭性を低下させるなどの悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましい。本発明では、０．０５％までは許容できるため、Ｐは０．０５％以下に限定した。なお、より好ましくは０．０２％以下である。また、過度の脱Ｐ処理は、精錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．０００５％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、不可避的に含有され、鋼中では硫化物系介在物として存在し、ホットプレス部材の延性、靭性等を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましい。本発明では、０．０５％までは許容できるため、Ｓは０．０５％以下に限定した。なお、より好ましくは０．００５％以下である。また、過度の脱Ｓ処理は、精錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００５％以上とすることが望ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を発現させるためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．１％を超える過剰の含有は、窒素と結合し多量の窒化物を生成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。このため、Ａｌは０．００５〜０．１％の範囲に限定した。なお、より好ましくは０．０２〜０．０５％である。なお、とくに含有しない場合、すなわち不可避的不純物レベルでは、０．００１０％未満程度である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、通常は、鋼中に不可避的に含有される。しかしながら、０．０１％を超えて過剰に含有すると、熱間圧延やホットプレスを行うための加熱時にＡｌＮ等の窒化物を形成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。このため、Ｎは０．０１％以下に限定した。なお、より好ましくは０．００２〜０．００５％である。また、とくに調整せず、不可避的に含有される場合には、Ｎは０．００１０％以下程度である。
また、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、次のＡ〜Ｅ群
Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成としてもよい。
Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ａ群：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。
Ｎｉは、鋼の強度増加および焼入れ性向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、５．０％を超える多量の含有は、著しい材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合は、Ｎｉは０．０１〜５．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｃｕは、Ｎｉと同様に、鋼の強度増加および焼入れ性向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、５．０％を超える多量の含有は、著しい材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合は、Ｃｕは０．０１〜５．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｃｒは、Ｃｕ、Ｎｉと同様に、鋼の強度増加および焼入れ性向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、５．０％を超える多量の含有は、著しい材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合は、Ｃｒは０．０１〜５．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｍｏは、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉと同様に、鋼の強度増加および焼入れ性向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、３．０％を超える多量の含有は、著しい材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合は、Ｍｏは０．０１〜３．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、いずれも、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化を介して靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を選択して含有できる。
Ｔｉは、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化を介して靭性向上にも寄与する。また、Ｔｉは、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入れ性の向上効果を発揮させるのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超える多量の含有は、熱間圧延時に圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下する。このようなことから、含有する場合に、Ｔｉは０．００５〜３．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜１．０％である。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化を介して靭性向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超える多量の含有は、炭窒化物量が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下する。このようなことから、含有する場合に、Ｎｂは０．００５〜３．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．０５％である。
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様に、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化を介して靭性向上にも寄与する。また、Ｖは、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとして耐水素脆性を向上させる。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超える多量の含有は、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が著しく低下する。このようなことから、含有する場合には、Ｖは０．００５〜３．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜２．０％である。
Ｗは、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂと同様に、強度の増加、靭性の向上、さらには、耐水素脆性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超える多量の含有は、延性が著しく低下する。このようなことから、含有する場合には、Ｗは０．００５〜３．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜２．０％である。
Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇは、いずれも介在物の形態制御に有効に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
ＲＥＭは、介在物の形態制御を介して、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０１％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このようなことから、含有する場合には、ＲＥＭは０．０００５〜０．０１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．０１％である。
Ｃａは、ＲＥＭと同様に、介在物の形態制御を介して、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０１％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このようなことから、含有する場合には、Ｃａは０．０００５〜０．０１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．０１％である。
Ｍｇは、Ｃａ、ＲＥＭと同様に、介在物の形態制御を介して、延性向上に寄与するとともに、他の元素との複合析出物や複合晶出物を生成し、耐水素脆性向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｇが０．０１％を超えて含有すると、粗大な酸化物や硫化物を生成して延性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Ｍｇは０．０００５〜０．０１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．０１％である。
Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
Ｄ群：Ｓｂは、鋼板の加熱、冷却に際し、鋼板表層における脱炭層の形成を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、０．００２％以上の含有を必要とする。一方、０．０３％を超える含有は、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｓｂは０．００２〜０．０３％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００２〜０．０２％である。
Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
Ｅ群：Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性向上やホットプレス後の靭性向上に有効に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０５％を超える多量の含有は、熱間圧延時の圧延荷重の増加や、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れなどが生じる場合がある。このようなことから、含有する場合には、Ｂは０．０００５〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００５〜０．０１％である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ（酸素）：０．０１００％以下が許容できる。
さらに、本発明の高強度ホットプレス部材は、上記した組成を有し、体積率で８０％以上のマルテンサイト相と、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相とからなる組織を有する。なお、マルテンサイト相と残留オーステナイト相以外は、合計が体積率で１０％以下（０％を含む）の、ベイナイト相、フェライト相、セメンタイト、パーライトが許容できる。
マルテンサイト相：体積率で８０％以上
引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上を確保するためには、体積率で８０％以上のマルテンサイト相を主相とする必要がある。マルテンサイト相が８０％未満では、上記した所望の高強度を確保することができない。なお、マルテンサイト相は、所望量の残留オーステナイト相を含有するために、多くても９７％以下とすることが好ましい。
残留オーステナイト相：体積率で３．０〜２０．０％
残留オーステナイト相は、変形時のＴＲＩＰ効果（変態誘起塑性）により均一伸びを高める、本発明で最も重要な組織である。本発明では、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相を含有させる。残留オーステナイト相の体積率の増加に伴い、均一伸びが上昇する。残留オーステナイトの体積率が３．０％未満では、６．０％以上の均一伸びｕＥｌを確保することができない。一方、残留オーステナイト相の体積率が２０．０％を超えると、ＴＲＩＰ効果を発現した後に変態した硬質なマルテンサイト相が多くなりすぎて、靭性が低下する。このようなことから、残留オーステナイト相は体積率で３．０〜２０．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは５．０〜１８．０％である。
なお、ＴＲＩＰ効果（変態誘起塑性）を有効に発現する安定した残留オーステナイト相の形成には、適量のＭｎを含有する組成の鋼板（素材）を用いること、さらに該素材にホットプレス前にＭｎをオーステナイト中に濃化させる予備処理を施すこと、さらにはホットプレス時の加熱工程等を適正化することが重要となる。
上記した組成、組織を有する、本発明の高強度ホットプレス部材の表面には、めっき層を有することが好ましい。
ホットプレス部材の素材として使用する鋼板が、めっき鋼板である場合には、得られたホットプレス部材の表層にめっき層が残存することになる。ホットプレス部材表面にめっき層を有することにより、表面のスケール剥離を行うことなく、部材を使用に供することができ、ホットプレス工程における生産性が向上する。ホットプレス部材の素材としてめっき鋼板を使用することにより、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制されるためである。
なお、めっき層としては、Ｚｎ系めっき層またはＡｌ系めっき層とすることが好ましい。耐食性が必要とされる部材では、Ａｌ系めっきに比べて、Ｚｎ系めっきが優れている。これは、亜鉛Ｚｎの犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。なお、Ｚｎ系めっきとしては、一般的な溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、Ｚｎ−Ｎｉ系めっきなどが例示できる。なかでも、１０〜２５ｍａｓｓ％のＮｉを含むＺｎ−Ｎｉ系めっきとすることが好ましい。Ｚｎ−Ｎｉ系めっきとすることにより、ホットプレス加熱時のスケール生成を顕著に抑制するにことに加えて、液体金属脆化割れをも防ぐことができる。液体金属脆化割れは、ホットプレス時に、加熱により溶融したＺｎが成形時の歪により、地鉄の割れを進行させる現象であることが知られている。Ｚｎ系めっきにＮｉが１０％以上含まれる場合には、Ｚｎ系めっき層の融点が上昇し、上記した液体金属脆化割れを防ぐことができる。また、Ｎｉが２５％を超えると、この効果は飽和する。
また、Ａｌ系めっき層としては、Ａｌ−１０ｍａｓｓ％Ｓｉめっきが例示できる。
なお、ホットプレス部材の表層に存在する亜鉛系めっき層は、ホットプレス工程における加熱初期に酸化亜鉛膜を形成し、その後のホットプレス部材の処理において、Ｚｎの蒸発を防止できるという効果もある。
つぎに、本発明の高強度ホットプレス部材の製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、マクロ偏析を防止するために連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、あるいは薄スラブ連鋳法としても何ら問題はない。また、得られたスラブは、一旦、室温まで冷却されたのち、再加熱のため加熱炉に装入される。
なお、本発明では、スラブを室温まで冷却することなく、温片のまま加熱炉に装入し、あるいはわずかの保熱を行った後、ただちに熱間圧延する直送圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
得られたスラブは、所定の加熱温度に加熱されたのち、熱延工程を施されて、熱延鋼板とされる。なお、所定の加熱温度としては、１０００〜１３００℃が例示できる。上記した加熱温度に加熱されたスラブは、通常、仕上圧延入側温度が１１００℃以下で、仕上圧延出側温度が８００〜９５０℃とする熱間圧延を施され、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却され、３００〜７５０℃の巻取温度でコイル状に巻き取られ、熱延鋼板とされる。
得られた熱延鋼板は、酸洗され、冷間圧延を施されて、冷延鋼板とされる。なお、冷間圧延時の圧下率は、ホットプレス前の加熱時やその後の焼鈍時に異常粒成長を防止するために、３０％以上とすることが好ましい。より好ましくは５０％以上である。また、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、圧下率は８５％以下にすることが好ましい。また、圧延負荷が著しく高まる場合には、熱延鋼板を冷間圧延前に軟化焼鈍してもよい。軟化焼鈍は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉などで行うことが好ましい。
本発明の高強度ホットプレス部材の製造方法では、素材として冷延鋼板を用いる。なお、冷延鋼板を使用する理由は、薄肉鋼板を確保しやすいことに加えて、板厚精度が良いためである。
本発明の高強度ホットプレス部材の製造方法では、素材に、加熱工程とホットプレス成形工程とを施して所定形状のホットプレス部材とする。
本発明で使用する素材は、上記した組成を有する冷延鋼板とし、さらに該冷延鋼板に、オーステナイト中へのＭｎ濃化処理を施した鋼板である。オーステナイト中へのＭｎ濃化処理は、Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の温度域の温度に加熱し、該温度で１００ｓ以上４８ｈ以下保持し、しかる後に冷却する処理とする。
そして、上記した組成を有する冷延鋼板に、Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の温度域の温度に加熱し、該温度で１００ｓ以上４８ｈ以下保持し、しかる後に冷却する処理を施す。この処理は、本発明において、ホットプレス部材で所望の均一伸びを確保するために、最も重要なプロセスとなる。
加熱温度：Ａｃ１変態点以上８５０℃以下
本発明では、二相温度域に加熱し、オーステナイトにＭｎを濃化させる。Ｍｎが濃化したオーステナイトでは、マルテンサイト変態終了温度が室温以下となり、残留オーステナイトが生成しやすくなる。加熱温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが生成せず、Ｍｎをオーステナイトへ濃化させることができない。一方、加熱温度が８５０℃を超えると、オーステナイト単相温度域となり、オーステナイトへのＭｎ濃化が行われない。このようなことから、加熱温度はＡｃ１変態点以上８５０℃以下に限定した。なお、好ましくは（Ａｃ１変態点＋２０℃）〜７００℃である。
なお、Ａｃ１変態点（℃）は、下記式を使用して算出した値を用いるものとする。
Ａｃ１変態点（℃）＝７５１−１６Ｃ＋１１Ｓｉ−２８Ｍｎ−５．５Ｃｕ−１６Ｎｉ＋１３Ｃｒ＋３．４Ｍｏ
（ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％））
Ａｃ１変態点の算出に当たり、上記した式に記載された元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零として算出するものとする。
加熱保持時間：１００ｓ以上４８ｈ以下
オーステナイトへのＭｎの濃化は、加熱保持時間の経過に伴い、進行する。加熱保持時間が１００ｓ未満では、Ｍｎのオーステナイトへの濃化が不十分で、所望の均一伸びが得られない。一方、加熱保持時間が、４８ｈを超えて長時間となると、パーライトが生成し、所望の均一伸びが得られない。このため、加熱保持時間は１００ｓ以上４８ｈ以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、１〜２４ｈである。
さらに好ましくは、加熱保持時間は２．５〜２０ｈである。この加熱保持時間範囲では、Ｍｎのオーステナイトへの濃化が十分に行われ、残留オーステナイトの安定度が増すためである。これにより体積率で１０％以上の残留オーステナイトが得られて、９．５％以上の均一伸びが得られる。
なお、上記した加熱保持後の冷却は、とくに限定する必要はなく、使用する加熱炉等に応じて適宜、放冷（徐冷）、あるいは制御冷却等とすることが好ましい。
上記したオーステナイトへのＭｎ濃化処理は、バッチ焼鈍炉や連続焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉での処理条件は、上記した加熱保持条件以外の条件については、特に限定する必要はない。本発明では、例えば、加熱速度は、４０℃／ｈ以上とし、加熱保持後の冷却は、４０℃／ｈ以上とすることがＭｎ濃化の観点から好ましい。また、連続焼鈍炉での処理条件についても、上記した加熱保持条件以外の条件については、特に限定する必要はない。本発明では、例えば、上記した加熱保持を行ったのち、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３５０〜６００℃の温度域の冷却停止温度まで冷却され、引続き、３５０〜６００℃の温度域で１０〜３００ｓ間、滞留させ、その後、冷却し、巻き取る処理とすることが製造性の観点から好ましい。
本発明で、素材として使用する冷延鋼板は、非めっき鋼板、めっき鋼板のいずれでも良い。非めっき鋼板を使用する場合は、ホットプレス工程後に、ホットプレス部材には、ショットブラストなどのスケール剥離処理を行う必要がある。一方、めっき鋼板を使用する場合は、ホットプレス工程の加熱時に、スケールの生成が抑制されるため、ホットプレス後のホットプレス部材には、ショットブラストなどのスケール剥離処理を行う必要はなくなり、ホットプレス工程における生産性が向上する。
素材として、冷延めっき鋼板を使用する場合には、付着量が片面あたり１０〜９０ｇ／ｍ２のめっき層を有する冷延めっき鋼板とすることが好ましい。めっき付着量が１０ｇ／ｍ２未満では、加熱時のスケール生成を抑制する効果が不足する。一方、めっき付着量が９０ｇ／ｍ２を超えると、めっき鋼板の製造時にロールへのめっき付着が生じて、生産性が阻害される。このようなことから、めっき付着量は片面あたり１０〜９０ｇ／ｍ２に限定することが好ましい。なお、より好ましくは３０〜７０ｇ／ｍ２である。
スケール生成の抑制を目的とした場合は、めっき層としては、一般的な溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）などの亜鉛系めっき、さらにアルミ系めっき等が例示できる。なお、耐食性が必要とされる部材用としては、アルミ系めっきに比べて、亜鉛系めっきが優れている。これは、亜鉛Ｚｎの犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。
また、亜鉛系めっきとしては、１０〜２５ｍａｓｓ％のＮｉを含むＺｎ−Ｎｉ系めっきとすることが好ましい。鋼板表面に形成するめっき層として、Ｚｎ−Ｎｉ系めっき層とすることにより、ホットプレス加熱時のスケール生成を抑制することに加えて、液体金属脆化割れを防ぐことができる。液体金属脆化割れは、ホットプレス時に、加熱により溶融したＺｎが成形時の歪により、地鉄の割れを進行させる現象であることが知られている。Ｚｎ系めっき層にＮｉが１０％以上含まれる場合には、Ｚｎ系めっき層の融点が上昇し、上記した液体金属脆化割れを防ぐことができる。また、Ｎｉが２５％を超えると、この効果は飽和する。
つぎに、上記した処理を施された素材に、加熱工程とホットプレス成形工程とを施して所定形状のホットプレス部材とする。
加熱工程は、素材を８００〜１０００℃の温度域の温度で６００ｓ以下（０ｓを含む）保持する工程とする。
加熱工程では、素材をオーステナイト単相域に加熱する。そのため、加熱温度を８００℃以上に限定した。加熱温度が８００℃未満では、オーステナイト化が不十分となり、ホットプレス後の部材組織が所望のマルテンサイト量を確保できず、所望の引張強さを得ることができなくなる。一方、加熱温度が１０００℃を超えて高温となると、素材の予備処理でオーステナイトに濃化したＭｎが均一化され、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びを得ることができなくなる。このようなことから、加熱工程では、加熱温度を８００〜１０００℃の温度域の温度に限定した。なお、好ましくは８００〜９５０℃である。
なお、加熱温度への加熱速度は、とくに限定する必要はない。本発明では、１〜４００℃／ｓとすることが好ましい。加熱速度が１℃／ｓ未満では、生産性が低下する。一方、４００℃／ｓを超えると、温度制御が不安定となる場合がある。なお、より好ましくは１０〜１５０℃／ｓである。
また、上記した加熱温度での保持時間は６００ｓ以下（０ｓを含む）に限定する。
加熱温度での保持時間の経過に伴い、濃化されたＭｎが、周囲に拡散し均一化される。そのため、６００ｓを超えて保持すると、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなる。このようなことから、上記した加熱温度での保持時間は６００ｓ以下（０ｓを含む）に限定した。なお、ここでいう「保持時間０ｓ」とは、加熱温度に到達後に、直ちに、加熱を終了することを意味する。
なお、素材の加熱方法についてもとくに限定する必要はなく、一般的な加熱方法である、電気炉、ガス炉、赤外線加熱、高周波加熱、直接通電加熱等がいずれも適用できる。また、雰囲気についてもとくに限定する必要はなく、大気中や不活性ガス雰囲気中など、いずれも適用できる。
また、ホットプレス成形工程は、加熱工程で加熱された素材に、成形用金型を用いてプレス成形と焼入れとを同時に施す工程とする。
加熱工程で、オーステナイト単相域に加熱された素材は、プレス機に搬送され、プレス機内で、成形用金型でプレス成形され所定の寸法形状のホットプレス部材に成形されると同時に、焼入れされる。これにより、ホットプレス部材の組織は、硬質なマルテンサイト相を主体とする組織となり、高い引張強さを有するホットプレス部材となる。
なお、プレス機内でのプレス成形開始温度（プレス温度）については、特に限定される必要はない。本発明では、５００℃以上とすることが好ましい。プレス成形開始温度が５００℃未満では、成形荷重が増大し、プレス機にかかる負荷が増加する。このため、プレス成形開始温度は５００℃以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは６５０℃以上である。プレス成形開始温度の上限は、製造工程上、加熱保持温度である。なお、成形開始までの搬送中は、一般的に空冷とする。しかしながら、ガスや液体などの冷媒により冷却速度が速められる場合、保熱箱などの保温治具により冷却速度を低減することが好ましい。
また、金型内での冷却速度は、とくに限定される必要はない。本発明では、２００℃までの平均冷却速度で２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。２００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、金型での冷却時間が長くなり、ホットプレス工程での生産性が低下する。このため、金型内での冷却速度は、２００℃までの平均冷却速度で２０℃／ｓ以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは４０℃／ｓ以上である。
また、金型からの取出し時間、金型からの取出し後の冷却速度については、特に限定する必要はない。なお、冷却方法としては、例えば、パンチ金型を下死点にて１ｓから６０ｓ間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いてホットプレス部材を冷却する。その後に、金型からホットプレス部材を取り出し、冷却する。金型内、また、金型から取り出し後の冷却は、ガスや液体などの冷媒による冷却方法を組み合わせることができ、それによって生産性を向上させることもできる。
表１−１および１−２に示す組成の溶鋼を小型真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（５０ｋｇｆ）としたのち、分塊圧延−粗圧延−仕上圧延工程を施した。仕上圧延工程では加熱温度：１１００〜１３００℃に加熱し、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃とする熱間圧延を施して熱延鋼板とした。なお、熱間圧延終了後の冷却速度は、８００〜６００℃の平均で５〜２００℃／ｓであり、巻取温度は５００〜６５０℃であった。得られた熱延鋼板にさらに、酸洗と圧下率：４５〜７０％の冷間圧延を施して冷延鋼板（板厚：１．６ｍｍ）とした。
Figure 0006004138
Figure 0006004138
なお、得られた冷延鋼板の一部には、めっき処理を施し、表２−１〜２−３に示すように、表面にめっき層を有する冷延鋼板（めっき鋼板）とした。めっき層は、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）、Ａｌ−１０ｍａｓｓ％Ｓｉめっき層（Ａｌ−Ｓｉ）、Ｚｎ−１２ｍａｓｓ％Ｎｉめっき層（Ｎｉ−Ｚｎ）のいずれかとした。また、めっき付着量は、いずれのめっき層においても片面当たり３０〜６０ｇ／ｍ２とした。
これら冷延鋼板から、試験材（大きさ：２００ｍｍ×４００ｍｍ）を採取し、該試験材に、表２−１〜２−３に示す条件で熱処理を施し、ホットプレス部材用の素材とした。
Figure 0006004138
Figure 0006004138
Figure 0006004138
ついで、得られたホットプレス部材用素材に、表３−１〜３−３に示す条件の加熱工程と、表３−１〜３−３に示す条件のホットプレス成形工程を施し、表３−１〜３−３に示す条件で冷却してハット形状の部材（ホットプレス部材）とした。なお、ホットプレスは、幅：７０ｍｍ、肩半径Ｒ：６ｍｍのパンチ金型と肩半径Ｒ：６ｍｍのダイ金型とを使用し、成形深さ：３０ｍｍで行った。
なお、ホットプレスにおける加熱工程は、電気加熱炉を用いて大気中で行った場合、加熱速度は、表３−１〜３−３に示すように室温（ＲＴ）から７５０℃までの平均で３〜１５℃／ｓであった。また、直接通電加熱装置を用いて大気中で行った場合、加熱速度は、表３−１〜３−３に示すように、ＲＴ〜７５０℃の間の平均で３〜２００℃／ｓであった。プレス開始温度は８００〜５００℃であった。また、冷却は、パンチ金型を下死点にて１〜６０ｓ間保持し、ダイ金型とパンチ金型を用いての挟み込みと、挟み込みから開放したダイ上での空冷との組合せで、１５０℃以下まで冷却した。プレス温度から２００℃までの平均冷却速度は表３−１〜３−３に示すように３０〜３００℃／ｓであった。
Figure 0006004138
Figure 0006004138
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得られたホットプレス部材のハット天板部の位置から、ＪＩＳ ５号引張試験片（平行部：２５ｍｍ幅、平行部長さ：６０ｍｍ、ＧＬ＝５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さＴＳ、全伸びｔＥｌ、均一伸びｕＥｌ）を求めた。
また、得られたホットプレス部材のハット天井部から、肉厚１／４位置で圧延方向に平行な断面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取した。観察面を研磨し、３ｖｏｌ．％ナイタール液で腐食して組織を現出し、走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて組織を観察し、撮像した。得られた組織写真から、画像解析により、組織の同定と、組織分率を求めた。
なお、組織の同定と、組織分率は、次のようにして行った。
任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する組織を同定したのち、各相の占有面積率を求め、当該相の体積率に換算した。
なお、走査型電子顕微鏡組織写真で見て、比較的平滑な面で黒く観察される相はフェライト相とし、結晶粒界にフィルム状または塊状に白く観察される相はセメンタイトとし、フェライト相とセメンタイトが層状に形成した相をパーライト（なお、パーライトの成長方向によっては、層状に観察されない場合もある）とし、ラス間に炭化物が生成した相および粒内に炭化物を有しないベイニティックフェライトで構成される相をベイナイト相とした。なお、マルテンサイト相は、上記した各相と残留オーステナイト相との合計量を１００％から差引いた値とした。
また、得られたホットプレス部材のハット天井部からＸ線回折用試験片を切り出し、肉厚１／４面が回折面となるように、機械研磨、電解研磨を施したのち、Ｘ線回折を行ない、オーステナイト相の分率を測定した。なお、Ｘ線回折によりオーステナイト（γ）の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面と、フェライト（α）の｛２００｝面、｛２１１｝面の回折Ｘ線積分強度を測定し、すべてのピーク積分強度の組合せについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。なお、線源はＣｏとした。
得られた結果を表４−１〜４−３に示す。
Figure 0006004138
Figure 0006004138
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本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上、均一伸びｕＥｌ：６．０％以上を有する、高い均一伸びを有する高強度ホットプレス部材となっている。一方、本発明範囲から外れる比較例は、引張強さＴＳが１５００ＭＰａ未満であるか、残留オーステナイトが３．０％未満で均一伸びｕＥｌが６．０％未満で、伸び特性が低下している。

Claims (11)

  1. 薄鋼板をホットプレス工法により成形してなるホットプレス部材であって、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
    体積率で８０％以上のマルテンサイト相と、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相とからなる組織と、
    を有し、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上でかつ均一伸びｕＥｌ：６．０％以上の引張特性を有することを特徴とする高強度ホットプレス部材。
  2. 前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度ホットプレス部材。
    記
    Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
    Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
  3. 前記高強度ホットプレス部材表面に、めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度ホットプレス部材。
  4. 前記めっき層が、Ｚｎ系めっき層またはＡｌ系めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の高強度ホットプレス部材。
  5. 前記Ｚｎ系めっき層が、Ｎｉ：１０〜２５ｍａｓｓ％を含むＺｎ−Ｎｉ系めっき層であることを特徴とする請求項４に記載の高強度ホットプレス部材。
  6. 素材に、加熱工程とホットプレス成形工程を施して所定形状のホットプレス部材とするホットプレス部材の製造方法であって、
    前記素材を、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０９０％以上０．３０％未満、Ｍｎ：３．５％以上１１．０％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する冷延鋼板に、
    Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の温度域に１００ｓ以上４８ｈ以下の加熱保持と冷却とからなる処理を施してなる鋼板とし、
    前記加熱工程を、８００〜１０００℃の温度域の温度で６００ｓ以下保持する工程とし、
    前記ホットプレス成形工程を、前記加熱工程で加熱された前記素材に、成形用金型を用いてプレス成形と焼入れとを同時に施す工程とし、
    体積率で８０％以上のマルテンサイト相と、体積率で３．０〜２０．０％の残留オーステナイト相とからなる組織を有し、引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上でかつ均一伸びｕＥｌ：６．０％以上である引張特性を有するホットプレス部材を得ることを特徴とする高強度ホットプレス部材の製造方法。
  7. 前記冷延鋼板の前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項６に記載の高強度ホットプレス部材の製造方法。
    記
    Ａ群：Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｂ群：Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｗ：０．００５〜３．０％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｃ群：ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｄ群：Ｓｂ：０．００２〜０．０３％
    Ｅ群：Ｂ：０．０００５〜０．０５％
  8. 前記冷延鋼板表面に、めっき層を施すことを特徴とする請求項６または７に記載の高強度ホットプレス部材の製造方法。
  9. 前記めっき層が、Ｚｎ系めっき層またはＡｌ系めっき層であることを特徴とする請求項８に記載の高強度ホットプレス部材の製造方法。
  10. 前記Ｚｎ系めっき層が、Ｎｉ：１０〜２５ｍａｓｓ％を含むＺｎ−Ｎｉ系めっき層であることを特徴とする請求項９に記載の高強度ホットプレス部材の製造方法。
  11. 前記めっき層の付着量が、片面あたりで１０〜９０ｇ／ｍ２であることを特徴とする請求項８ないし１０のいずれかに記載の高強度ホットプレス部材の製造方法。
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