JP2012237066A - 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】強度と伸びのバランスを適切な範囲にコントロールでき、且つ高延性である熱間プレス成形品、このような熱間プレス成形品を製造するための有用な方法および熱間成形用薄鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の熱間プレス成形品は、薄鋼板を熱間プレス法によって成形された熱間プレス成形品であって、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０体積％を含むものであり、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織を有する薄鋼板を、プレス成形金型を用いてプレス成形するに際して、前記薄鋼板をＡｃ₁変態点以上、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）以下の温度に加熱した後、成形を開始し、成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保して製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車部品の構造部材に使用されるような、強度が必要とされる熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板に関し、特に予め加熱された鋼板（ブランク）を所定の形状に成形加工する際に、形状付与と同時に熱処理を施して所定の強度を得る熱間プレス成形品、そのような熱間プレス成形品の製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板に関するものである。

地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。しかしながら、自動車の軽量化のために鋼板を高強度化していくと、伸びＥＬやｒ値（ランクフォード値）が低下し、プレス成形性や形状凍結性が劣化することになる。

このような課題を解決するために、鋼板を所定の温度（例えば、オーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた（即ち、成形を容易にした）後、薄鋼板に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、形状の付与と同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の強度を確保する熱間プレス成形法が部品製造に採用されている。

こうした熱間プレス成形法によれば、低強度状態で成形されるので、スプリングバックも小さくなると共に（形状凍結性が良好）、Ｍｎ、Ｂ等の合金元素を添加した焼入れ性の良い材料を使用することで、急冷によって引張強度で１５００ＭＰａ級の強度が得られることになる。尚、このような熱間プレス成形法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。

図１は、上記のような熱間プレス成形（以下、「ホットスタンプ」で代表することがある）を実施するための金型構成を示す概略説明図であり、図中１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。

こうした金型を用いてホットスタンプ（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、鋼板（ブランク）４を、（Ａｃ₁変態点〜Ａｃ₃変態点）の二相域温度またはＡｃ₃変態点以上の単相域温度に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内（図１の２，２間）に鋼板４を押し込み、鋼板４の外径を縮めつつパンチ１の外形に対応した形状に成形する。また、成形と並行してパンチおよびダイを冷却することによって、鋼板４から金型（パンチ１およびダイ２）への抜熱を行なうと共に、成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）で更に保持冷却することによって素材の焼入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。

現在広く使用されているホットスタンプ用鋼板としては、２２ＭｎＢ５鋼を素材とするものが知られている。この鋼板では、引張強度が１５００ＭＰａで伸びが６〜８％程度であり、耐衝撃部材（衝突時に極力変形させず、破断しない部材）に適用されている。また、Ｃ含有量を増やし、２２ＭｎＢ５鋼をベースに、更に高強度化（１５００ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ級）する開発も進められている。

しかしながら、２２ＭｎＢ５鋼以外の鋼種はほとんど適用されておらず、部品の強度、伸びをコントロール（例えば、低強度化：９８０ＭＰａ級、高伸び化：２０％等）し、耐衝撃部材以外へ適用範囲を広げる鋼種・工法の検討はほとんどされていないのが現状である。

中型以上の乗用車では、側面衝突時や後方衝突時にコンパチビィリティ（小型車が衝突してきたときに相手側も守る機能）を考慮して、Ｂピラーやリアサイドメンバの部品内に、耐衝撃性部位とエネルギー吸収部位の両機能を持たせる場合がある。こうした部材を作製するには、これまでは、例えば９８０ＭＰａ級の高強度超ハイテンと、４４０ＭＰａ級の伸びのあるハイテンをレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）して、冷間でプレス成型する方法が主流であった。しかしながら、最近では、ホットスタンプで部品内の強度を作り分ける技術の開発が進められている。

例えば、非特許文献１では、ホットスタンプ用の２２ＭｎＢ５鋼と、金型で焼入れしても高強度とならない材料をレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）して、ホットスタンプする方法が提案されており、高強度側（耐衝撃部位側）で引張強度：１５００ＭＰａ（伸び６〜８％）、低強度側（エネルギー吸収部位側）で引張強度：４４０ＭＰａ（伸び１２％）となる作り分けを行っている。また、部品内で強度を作り分けるための技術として、例えば非特許文献２〜４のような技術も提案されている。

上記非特許文献１，２の技術では、エネルギー吸収部位側で引張強度が６００ＭＰａ以下、伸びが１２〜１８％程度であるが、事前にレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）する必要があり、工程が増加すると共に高コストとなる。また、本来、焼入れを行う必要のないエネルギー吸収部位を加熱することとなり、熱量消費の観点からも好ましくない。

非特許文献３の技術では、２２ＭｎＢ５鋼をベースとしているが、ボロン添加の影響によって、二相域温度の加熱に対して焼入れ後の強度のロバスト性が悪く、エネルギー吸収部位側の強度コントロールが難しく、更に伸びも１５％程度しか得られていない。

非特許文献４の技術では、２２ＭｎＢ５鋼をベースとしており、本来、焼入れ性の良い２２ＭｎＢ５鋼に焼きが入らないように制御する点（金型冷却制御）で合理的ではない。

Klaus Lamprecht, Gunter Deinzer, Anton Stich, Jurgen Lechler, Thomas Stohr, Marion Merklein,"Thermo-Mechanical Properties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes", Proc. IDDRG2010, 2010． Usibor1500P（22MnB5）/1500MPa・8%-Ductibor500／550〜700MPa・17%［平成２３年４月２７日検索］インターネット〈http://www.arcelomittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl〉 22MnB5/above AC3/1500MPa・8%-below AC3／Hv190・Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke,"Industrial application of hot forming process simulation", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp83-88, 2008. Begona Casas, David Latre, Noemi Rodriguez, and Isaac Valls,"Tailor made tool materials for the present and upcoming tooling solutions in hot sheet metal forming", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp23-35, 2008.

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、強度と伸びのバランスを適切な範囲にコントロールでき、且つ高延性である熱間プレス成形品、このような熱間プレス成形品を製造するための有用な方法および熱間成形用薄鋼板を提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明の熱間プレス成形品とは、熱間プレス法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品であって、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０体積％を含むものである点に要旨を有するものである。本発明の熱間プレス成形品
においては、金属組織は、残留オーステナイトの他、焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイト：３０〜９７体積％、焼入れままマルテンサイト：０〜６７体積％を含むものであることが好ましい。

本発明の熱間プレス成形品において、その化学成分組成は限定されないが、代表的なものとして、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．００１〜０．０１％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるものが挙げられる。

本発明の熱間プレス成形品においては、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない）等を含有させることも有用であり、含有される元素の種類に応じて、熱間プレス成形品の特性が更に改善される。

本発明の熱間プレス成形品を製造するに当たっては、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織を有する薄鋼板を、プレス成形金型を用いてプレス成形するに際して、前記薄鋼板をＡｃ₁変態点以上、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）以下の温度に加熱した後、成形を開始し、成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保すれば良い。

本発明は上記のような熱間プレス成形品を製造するための熱間プレス成形用薄鋼板をも包含し、この薄鋼板は、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織を有することを特徴とする。

本発明によれば、熱間プレス成形法において、その条件を適切に制御することによって、熱間プレス成形品の金属組織に適正量の残留オーステナイトを存在させることができ、従来の２２ＭｎＢ５鋼を用いたときよりも、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成形品が実現でき、また熱処理条件や成形前鋼板の組織（初期組織）との組み合わせにより、強度および伸びを制御できる。また、二相域での加熱温度を調整することで、強度および伸びを自由に作り分けることが可能となる。

熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。

本発明者らは、薄鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形して成形品を製造するに際して、成形後において高強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すような熱間プレス成形品を実現するべく、様々な角度から検討した。

その結果、熱間プレス成形品を製造するに当たって、所定量のマルテンサイトまたはベイナイトを含むような金属組織を有する薄鋼板を用い、プレス成形金型を用いてプレス成形するに際して、加熱温度、および成形時の条件を適切に制御し、残留オーステナイトを３〜２０体積％含むようにすれば、強度−延性バランスに優れた成形品組織が実現できることを見出し、本発明を完成した。

本発明の熱間プレス成形品における各組織（基本組織および好ましい組織）の範囲設定理由は次の通りである。

［残留オーステナイト：３〜２０体積％］
残留オーステナイトは、塑性変形中にマルテンサイトに変態することで、加工硬化率を上昇させ（変態誘起塑性）、成形品の延性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、残留オーステナイトの分率を３体積％以上とする必要がある。延性に対しては、残留オーステナイト分率が多ければ多いほど良好になるが、自動車用鋼板に用いられる組成では、確保できる残留オーステナイトは限られており、２０体積％程度が上限となる。残留オーステナイトの好ましい下限は５体積％以上（より好ましくは７体積％以上）であり、好ましい上限は１５体積％以下（より好ましくは１０体積％以下）である。

［焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイト：３０〜９７体積％］
主要組織を、微細で且つ転位密度の低い焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイトにすることで、所定の強度を確保しつつ、熱間プレス成形品の延性（伸び）を高めることができる。こうした観点から、焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイトの体積分率は、３０体積％以上とすることが好ましい。しかしながら、この分率が９７体積％を超えると、残留オーステナイトの分率が不足し、延性（残存延性）が低下する。焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイトの分率のより好ましい下限は４０体積％以上（更に好ましくは５０体積％以上）であり、より好ましい上限は９０体積％未満（更に好ましくは８０体積％未満）である。

［焼入れままマルテンサイト：０〜６７体積％］
焼入れままマルテンサイトは、延性に乏しい組織であるため、多量に存在すると強度が高くなり過ぎて伸びを劣化させるので、０体積％であっても良い。しかしながら、強度上昇には非常に有効な組織であるため、適量の存在は許容できる。こうした観点から、焼入れままマルテンサイトの分率は、６７体積％以下とすることが好ましい。焼入れままマルテンサイトの分率のより好ましい上限は６０体積％以下（更に好ましくは５０体積％以下）である。

上記組織の他は、フェライト、パーライト、ベイナイト等を残部組織として含み得るが、これらの組織は強度に対する寄与や、延性に対する寄与が他の組織に比べて低く、基本的に含有しないことが好ましい（０体積％でも良い）。但し、２０体積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは１０体積％以下であり、更に好ましくは５体積％以下である。

本発明の熱間プレス成形品を製造するに当たっては、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織からなる薄鋼板を用い（化学成分組成は成形品と同じ）、この薄鋼板に対してプレス成形金型を用いてプレス成形するに際して、前記薄鋼板をＡｃ₁変態点以上、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）以下の温度に加熱した後、成形を開始し、成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保すれば良い。この方法における各要件を規定した理由は次の通りである。

［金属組織がマルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上からなる薄鋼板］
その後の加熱工程（加熱、熱間プレス成形および冷却）で、微細で延性への寄与の大きい焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを適量確保するためには、マルテンサイトまたはベイナイトの分率が８０体積％以上の薄鋼板（本発明の熱間プレス成形用薄鋼板）を用いることが好ましい。この分率が８０体積％未満になると、成形品の組織中に焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを適量確保できなくなるばかりか、他の組織（例えばフェライト）の分率を高め、強度−延性バランスを低下させることになる。この分率のより好ましい下限は、いずれも９０体積％以上（更に好ましくは９５体積％以上）である。

［薄鋼板をＡｃ₁変態点以上、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）以下の温度に加熱した後、成形を開始する］
薄鋼板中に含まれるマルテンサイトやベイナイトを焼鈍し（焼鈍）しつつ、部分的に変態させるために、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。この加熱温度を適切に制御することによって、その後の冷却過程で、残留オーステナイト若しくはマルテンサイトに変態させ、最終的な熱間プレス成形品で所望の組織に作り込むことができる。薄鋼板の加熱温度がＡｃ₁変態点未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、薄鋼板の加熱温度が（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）を超えると、加熱時にオーステナイトへの変態量が増加し過ぎて、最終組織（成形品の組織）で所定量の焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを確保できない。

［成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保する］
上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト、パーライトおよびベイナイト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織とするためには、成形中の平均冷却速度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とする必要があり、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。成形中の平均冷却速度の制御は、（ａ）成形金型の温度を制御する（前記図１に示した冷却媒体）、（ｂ）金型の熱伝導率を制御する等の手段によって達成できる。

尚、本発明の熱間プレス成形法において、その成形終了温度は特に限定されず、上記平均冷却速度で室温まで冷却しながら成形を終了してもよいが、４００℃以下（好ましくは３００℃以下、より好ましくは２００℃以下）まで冷却した後の冷却を停止し、その後成形を終了するようにしても良い。

本発明の熱間プレス成形法では、前記図１に示したような単純な形状の熱間プレス成形品を製造する場合（ダイレクト工法）は勿論のこと、比較的複雑な形状の成形品を製造する場合にも適用できるものである。但し、複雑な部品形状の場合には、１回のプレス成形で製品の最終形状までを作り込むことが難しいことがある。このような場合には、熱間プレス成形の前工程で冷間プレス成形を行う方法（この方法は、「インダイレクト工法」と呼ばれている）を採用することができる。この方法では、成形が難しい部分を冷間加工によって近似形状まで予め成形しておき、その他の部分を熱間プレス成形する方法である。こうした方法と採用すれば、例えば成形品の凹凸部（山部）が３箇所ある様な部品を成形する際に、冷間プレス成形によって、その２箇所まで成形しておき、その後に３箇所目を熱間プレス成形することになる。

本発明では、高強度鋼板からなる熱間プレス成形品を想定してなされたものであり、その鋼種については高強度鋼板としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の好ましい範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０．１〜０．３％］
Ｃは、残留オーステナイトを確保する上で重要な元素である。二相域温度での加熱時にオーステナイトに濃化することで、焼入れ後に残留オーステナイトを形成させる。また、マルテンサイト量の増加にも寄与する。Ｃ含有量が０．１％未満では、所定の残留オーステナイト量が確保できず、良好な延性が得られない。またＣ含有量が過剰になって０．３％を超えると、強度が高くなり過ぎることになる。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１５％以上（更に好ましくは０．２０％以上）であり、より好ましい上限は０．２７％以下（更に好ましくは０．２５％以下）である。

［Ｓｉ：０．５〜３％］
Ｓｉは、二相域温度での加熱後のオーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解することを防止し、残留オーステナイトを増加させる作用を発揮する。また、固溶強化によって、延性をあまり劣化させずに強度を高める作用も発揮する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、所定の残留オーステナイト量が確保できず、良好な延性が得られない。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、固溶強化量が大きくなり過ぎ、延性が大幅に劣化することになる。Ｓｉ含有量のより好ましい下限は１．１５％以上（更に好ましくは１．２０％以上）であり、より好ましい上限は２．７％以下（更に好ましくは２．５％以下）である。

［Ｍｎ：０．５〜２％］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの増加に寄与する。また、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮した場合は、Ｍｎ含有量は多い方が好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、２％以下とすることが好ましい。また、オーステナイトの強度を大幅に向上させるため、熱間圧延の負荷が大きくなり、鋼板の製造が困難になるため、生産性の上からも、２％を超えて含有させることは好ましくない。Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．７％以上（更に好ましくは０．９％以上）であり、より好ましい上限は１．８％以下（更に好ましくは１．６％以下）である。

［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが延性を劣化させるので、Ｐは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０４５％以下（更に好ましくは０．０４０％以下）である。

［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、延性を劣化させるので、Ｓは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とすることが好ましい。Ｓ含有量のより好ましい上限は０．０４５％以下（更に好ましくは０．０４０％以下）である。

［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、延性の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ₂Ｏ₃が過剰に生成し、延性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量のより好ましい下限は０．０１３％以上（更に好ましくは０．０１５％以上）であり、より好ましい上限は０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％以下）である。

［Ｎ：０．００１〜０．０１％］
Ｎは、不可避的に混入する元素であり、低減することが好ましいが、実プロセスの中で低減するには限界があるため、０．００１％を下限とした。また、Ｎ含有量が過剰になると、歪み時効により延性が劣化したり、Ｂを添加している場合はＢＮとして析出し、固溶Ｂによる焼入れ性改善効果を低下させるため、上限を０．０１％とした。Ｎ含有量のより好ましい上限は０．００８％以下（更に好ましくは０．００６％以下）である。

本発明のプレス成形品における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａの他、Ｒａ等のＲＥＭ、およびＺｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ等の炭化物形成元素等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。

本発明のプレス成形品には、必要によって更に、（ａ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない）等を含有させることも有用であり、含有される元素の種類に応じて、プレス成形品の特性が更に改善される。これらの元素を含有するときの好ましい範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｂは、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制する作用を有するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００１％以上含有させることが好ましいが、０．０１％を超えて過剰に含有させても効果が飽和する。Ｂ含有量のより好ましい下限は０．０００２％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は０．００８％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。

一方、Ｔｉは、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持させることで焼入れ性の改善効果を発現させる。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは少なくともＮの含有量の４倍以上含有させることが好ましいが、Ｔｉ含有量が過剰になって０．１％を超えると、ＴｉＣを多量に形成し、析出強化により強度が上昇するが延性が劣化する。Ｔｉ含有量のより好ましい下限は０．０５％以上（更に好ましくは０．０６％以上）であり、より好ましい上限は０．０９％以下（更に好ましくは０．０８％以下）である。

［Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない）］
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、合計で１％以下とすることが好ましい。また、オーステナイトの強度を大幅に高める作用を有するため、熱間圧延の負荷が大きくなり、鋼板の製造が困難になるため、製造性の観点からも１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０５％以上（更に好ましくは０．０６％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．０９％以下（更に好ましくは０．０８％以下）である。

［Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない）］
ＶおよびＮｂは、微細な炭化物を形成し、ピン止め効果により組織を微細にする効果がある。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物が形成され、破壊の起点になることで逆に延性を劣化させるので、合計で０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．００５％以上（更に好ましくは０．００８％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％以下）である。

尚、本発明の熱間プレス成形用薄鋼板は、非めっき鋼板、めっき鋼板のいずれでも良い。めっき鋼板である場合、そのめっきの種類としては、一般的な亜鉛系めっき、アルミ系めっき等のいずれでも良い。また、めっきの方法は、溶融めっき、電気めっき等のいずれでも良く、更にめっき後に合金化熱処理を施しても良く、複層めっきを施しても良い。

本発明によれば、プレス成形条件（加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、成形品の強度や伸び等の特性を制御することができ、しかも高延性（残存延性）の熱間プレス成形品が得られるので、これまでの熱間プレス成形品では適用しにくかった部位（例えば、エネルギー吸収部材）にも適用が可能となり、熱間プレス成形品の適用範囲を拡げる上で極めて有用である。また、本発明で得られる成形品は、冷間プレス成形した後に通常の焼鈍しを施して組織調整した成形品と比べて、残存延性が更に大きなものとなる。

以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

下記表１に示した化学成分組成を有する鋼材を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行い、その後に冷却して巻き取った。更に、冷間圧延をして薄鋼板とした後、所定の初期組織となるよう焼入れ処理を行っている。尚、表１中のＡｃ₁変態点およびＡｃ₃変態点は、下記の（１）式および（２）式を用いて求めたものである（例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善，（１９８５）参照）。また、表１には、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）の計算値（以下、「Ａ値」とする）も同時に示した。

Ａｃ₁変態点（℃）＝７２３＋２９．１×［Ｓｉ］−１０．７×［Ｍｎ］＋１６．９×［Ｃｒ］−１６．９×［Ｎｉ］ …（１）
Ａｃ₃変態点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｐ］，［Ａｌ］，［Ｔｉ］，［Ｖ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。また、上記（１）式、（２）式の各項に示された元素が含まれない場合は、その項がないものとして計算する。

得られた鋼板を下記表２に示す各条件で加熱した後、平均冷却速度をコントロールできる鉄鋼用高速熱処理試験装置（ＣＡＳシリーズ アルバック理工製）を用いて、冷却処理を実施した。冷却時の鋼板サイズは、１９０ｍｍ×７０ｍｍ（板厚：１．４ｍｍ）とした。尚、めっき鋼板（試験Ｎｏ．２２、２３）は、上記の加熱および冷却処理前の鋼板に対して、めっきシミュレータを用いて、所定の初期組織となるよう熱処理を施した後、溶融した亜鉛浴に浸漬してめっきを付着させ、試験Ｎｏ．２３の鋼板は更に合金化処理を施すことによって、めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板：ＧＩ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板：ＧＡ）を得た。

上記の処理（加熱、冷却）を行った各鋼板につき、引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）を下記要領で行った。

［引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）］
ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。このとき、引張試験の歪速度：１０ｍｍ／秒とした。本発明では、（ａ）引張強度（ＴＳ）が７８０〜９７９ＭＰで伸び（ＥＬ）が２５％以上、（ｂ）引張強度（ＴＳ）が９８０〜１１７９ＭＰａで伸び（ＥＬ）が２０％以上、（ｃ）引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）１５％以上のいずれかを満足するときに合格と評価した。

［金属組織の観察（各組織の分率）］
（１）鋼板中の焼鈍しマルテンサイト、ベイナイト、焼鈍しベイナイトの組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、焼鈍しマルテンサイト、ベイナイト、焼鈍しベイナイトを区別し、夫々の分率（体積率）を求めた。
（２）鋼板中の残留オーステナイト分率は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法によって測定した（例えば、ＩＳＪＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
（３）焼入れままマルテンサイト分率については、鋼板をレペラ腐食し、白いコントラストを焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織として体積率を測定し、そこからX線回折により求めた残留オーステナイト分率を差いて、焼入れままマルテンサイト分率を計算した。

これらの結果を、成形前鋼板の組織（初期組織）、製造条件（加熱温度、平均冷却速度）と共に、下記表２に示す。

この結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．２〜４、７〜１６、１９、２０、２２、２３のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、強度−延性バランスの良好な部品が得られていることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．１、５、６、１７、１８、２１のものは本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１のものは、加熱温度がＡ値よりも高くなっており、成形品の組織がベイナイト主体とするものとなって残留オーステナイトが確保されておらず、低い伸びＥＬしか得られていない。

試験Ｎｏ．５のものは、加熱温度がＡｃ₁変態点よりも低くなっており、成形品の組織が焼戻しマルテンサイト１００体積％で、残留オーステナイトが確保されておらず、引張強度が低く且つ低い伸びＥＬしか得られていない。また試験Ｎｏ．６のものは、成形中の平均冷却速度が遅くなっており、残留オーステナイトが確保されておらず、低い伸びＥＬしか得られていない。

試験Ｎｏ．１７のものは、鋼板および成形品の化学成分においてＣ含有量が本発明で規定するものよりも低くなっており（鋼種Ｋ）、残留オーステナイトが確保されておらず、低い伸びＥＬしか得られていない。また試験Ｎｏ．１８のものは、鋼板および成形品の化学成分においてＳｉ含有量が本発明で規定するものよりも低くなっており（鋼種Ｌ）、残留オーステナイトが確保されておらず、低い伸びＥＬしか得られていない。

試験Ｎｏ．２１のものは、鋼板の初期組織においてベイナイトの割合が本発明で規定するものよりも低くなっているため、成形品の組織において焼鈍しマルテンサイトの割合が低くなり、その他の組織（フェライトおよびベイナイト）の割合が大きくなっており、低い伸びＥＬしか得られていない。

１ パンチ
２ ダイ
３ ブランクホルダー
４ 鋼板（ブランク）

Claims (8)

1. 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であって、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０体積％を含むものであることを特徴とする熱間プレス成形品。
2. 金属組織が、残留オーステナイトの他、焼鈍しマルテンサイトまたは焼鈍しベイナイト：３０〜９７体積％、焼入れままマルテンサイト：０〜６７体積％を含むものである請求項１に記載の熱間プレス成形品。
3. 化学成分組成が、
   Ｃ ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
   Ｓｉ：０．５〜３％、
   Ｍｎ：０．５〜２％、
   Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
   Ｎ：０．００１〜０．０１％、
   を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる請求項１または２に記載の熱間プレス成形品。
4. 更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項３に記載の熱間プレス成形品。
5. 更に他の元素として、Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項３または４に記載の熱間プレス成形品。
6. 更に他の元素として、Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項３〜５のいずれかに記載の熱間プレス成形品。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の熱間プレス成形品を製造するに当たり、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織を有する薄鋼板を、プレス成形金型を用いてプレス成形するに際して、前記薄鋼板をＡｃ₁変態点以上、（Ａｃ₁変態点×０．２＋Ａｃ₃変態点×０．８）以下の温度に加熱した後、成形を開始し、成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保することを特徴とする熱間プレス成形品の製造方法。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の熱間プレス成形品を製造するための熱間プレス成形用薄鋼板において、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の金属組織を有することを特徴とする熱間プレス成形用薄鋼板。

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