JP2014161854A

JP2014161854A - 熱間プレス成形品およびその製造方法

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Publication number: JP2014161854A
Application number: JP2013032615A
Authority: JP
Inventors: Junya Naito; 純也内藤; Toshio Murakami; 俊夫村上; Chikayuki Ikeda; 周之池田; Keisuke Okita; 圭介沖田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-02-21
Filing date: 2013-02-21
Publication date: 2014-09-08
Anticipated expiration: 2033-02-21
Also published as: WO2014129327A1; CN105026065A; US20160010171A1; JP6073154B2

Abstract

【課題】溶接法を適用せずとも、単一成形品内に少なくとも耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域を有し、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できる熱間プレス成形品、および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を提供する。
【解決手段】本発明の熱間プレス成形品は、マルテンサイト：８０〜９７面積％、残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第１の成形領域と、ベイニティックフェライト：７０〜９７面積％、マルテンサイト：２７面積％以下、および残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第２の成形領域を有するものである。
【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、成形品内の異なる領域に応じて強度および延性を調整できるようにした熱間プレス成形品およびその製造方法に関し、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、異なる領域に応じた強度および延性を得ることのできる熱間プレス成形品、およびそ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、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１およびダイ２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、リアサイドメンバ、フロントサイドメンバ等の部品内に、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％以上）となる作り分けを行っている。同様の観点から、非特許文献２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。

更に、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３、４のような技術も提案されている。この非特許文献３の技術は、加熱炉内でブランクに温度差（分布）をつくることによって作り分けを行うものであるが、２２ＭｎＢ５鋼をベースとしており、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。

一方、非特許文献４の技術では、金型内（金型の一部をヒータで暖める、または、熱伝導率の異なる材料を用いる）で冷却速度を変化させることによって作り分けを行うものであるが、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、溶接法を適用せずとも、単一成形品内に少なくとも耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域を有し、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できる熱間プレス成形品、および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、マルテンサイト：８０〜９７面積％、残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第１の成形領域と、ベイニティックフェライト：７０〜９７面積％、マルテンサイト：２７面積％以下、および残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第２の成形領域を有することを特徴とする。

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、例えば第１の成形領域および第２の成形領域は、化学成分組成が等しく、各成分領域の鋼は、Ｃ：０．１５〜０．３％（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％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％、Ｔｉ：［Ｎ］×４〜０．１％［但し、［Ｎ］はＮの含有量（％）］、およびＮ：０．００１〜０．０１％、を含有し、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、前記鋼が更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ，Ｎｉ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）、（ｂ）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。

本発明方法は、薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、上記のような熱間プレス成形品を製造する方法であって、前記薄鋼板をＡｃ₃変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了し、第２の成形領域ではベイナイト変態開始温度より１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度以上の温度範囲まで冷却すると共に、前記温度範囲での滞在時間を１０秒以上として成形を終了する点に要旨を有する。

本発明によれば、熱間プレス成形法において、その条件を成形品の領域毎に応じて適切に制御することによって、適正量の残留オーステナイトを存在させつつ各領域の金属組織を調整することができ、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との組み合わせにより、強度および伸びを各領域に応じて適切に制御できる。

熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。実施例で用いた成形金型の概略説明図である。実施例で成形したプレス成形品の形状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、異なる各領域の要求特性に応じた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、プレス成形金型を用いて薄鋼板をプレス成形して熱間プレス成形品を製造するに際して、加熱温度、および成形時の各成形領域の条件を適切に制御し、残留オーステナイトを３〜２０面積％含むように各成形領域の組織を調整すれば、各成形領域に応じた強度−延性バランスを発揮する熱間プレス成形品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の各成形領域における各組織（基本組織）の範囲設定理由は次の通りである。

（第１の成形領域の組織）
第１の成形領域の主要組織を、高強度のマルテンサイトにすることで、熱間プレス成形品における特定領域の高強度を確保することができる。こうした観点から、マルテンサイトの面積分率は、８０面積％以上とする必要がある。しかしながら、この分率が９７面積％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。マルテンサイト分率の好ましい下限は８３面積％以上（より好ましくは８５面積％以上）であり、好ましい上限は９５面積％以下（より好ましくは９３面積％以下）である。

残留オーステナイトは、塑性変形中にマルテンサイトに変態することで、加工硬化率を上昇させ（変態誘起塑性）、成形品の延性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、残留オーステナイトの分率を３面積％以上とする必要がある。延性に対しては、残留オーステナイト分率が多ければ多いほど良好になるが、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面積％程度が上限となる。残留オーステナイトの好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは７面積％以上）である。

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、これらの組織はマルテンサイトより軟質な組織であり強度に対する寄与が他の組織に比べて低く、できるだけ少ない方が好ましい。但し、５面積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは３面積％以下であり、更に好ましくは０面積％である。

上記のように第１の成形領域の組織を作り込むことによって、強度（引張強度ＴＳ）が１５００ＭＰａ以上で、伸び（全伸びＥＬ）が１０％以上の部分（例えば、自動車部品の耐衝撃性部位）を形成することができる。

（第２の成形領域の組織）
第２の成形領域の主要組織を、高強度且つ延性に富むベイニティックフェライトにすることで、熱間プレス成形品の高強度と高延性を両立させることができる。こうした観点から、ベイニティックフェライトの面積分率は、７０面積％以上とする必要がある。しかしながら、この分率が９７面積％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。ベイニティックフェライト分率の好ましい下限は７５面積％以上（より好ましくは８０面積％以上）であり、好ましい上限は９５面積％以下（より好ましくは９０面積％以下）である。

高強度のマルテンサイトを一部含ませることによって、熱間プレス成形品の高強度化が図れるが、その量が多くなると延性（残存延性）が低下する。こうした観点から、マルテンサイトの面積分率は、２７面積％以下とする必要がある。マルテンサイト分率の好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは１０面積％以上）であり、好ましい上限は２０面積％以下（より好ましくは１５面積％以下）である。

第１の成形領域と同様の理由によって、残留オーステナイトの分率を３面積％以上、２０面積％以下とする。残留オーステナイトの好ましい下限も、同様である。

上記のように第２の成形領域の組織を作り込むことによって、強度（引張強度ＴＳ）が１１００ＭＰａ以上で、伸び（全伸びＥＬ）が１５％以上の部分（例えば、自動車部品のエネルギー吸収性部位）を形成することができる。

本発明の成形品は、少なくとも第１の成形領域と第２の成形領域を有するものであるが、必ずしも２つの成形領域に限らず、第３若しくは第４の成形領域を有するものであってもよい。こうした成形領域を形成するに際しては、後述する製造方法に準じて作り込みを行なうことは可能である。

本発明の熱間プレス成形品を製造するに当たっては、薄鋼板（化学成分組成は成形品と同じ）を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形すれば良いが、具体的には前記薄鋼板をＡｃ₃変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度（以下、「Ｍｓ点−５０℃」と表記することがある）以下で成形を終了し、第２の成形領域ではベイナイト変態開始温度より１００℃低い温度（以下、「Ｂｓ点−１００℃」と表記することがある）以下、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度範囲まで冷却すると共に、前記温度範囲での滞在時間を１０秒以上として成形を終了すれば良い。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。尚、「成形を終了」とは、基本的には成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）に至った状態を意味するが、その状態で所定温度まで金型冷却が必要となる場合には、金型冷却保持後に金型を離すまでをも含む趣旨である。

上記方法は、鋼板の少なくとも２つの成形領域（例えば、高強度側領域および低強度側領域）に分けると共に、夫々の領域に応じて製造条件を制御することによって、各領域に応じた強度−延性バランスを発揮するような成形品が得られる。各領域を形成させるための製造条件について説明する。

（第１の成形領域（高強度側領域）の製造条件）
熱間プレス成形品の組織を適切に調整するためには、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。この加熱温度を適切に制御することによって、その後の冷却過程で、所定量の残留オーステナイトを確保しつつ、第１の成形領域をマルテンサイト主体とする組織に変態させ、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Ａｃ₃変態点未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、薄鋼板の加熱温度が１０００℃を超えると、加熱時にオーステナイトの粒径が大きくなり、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が上昇し、焼入れ時に残留オーステナイトを確保できず、良好な成形性が達成されない。加熱温度は、好ましくは（Ａｃ₃変態点＋５０℃）以上、９５０℃以下である。

成形中における冷却条件、および成形終了温度は、各領域によって適切に制御する必要がある。まず成形品の第１の成形領域に相当する鋼板領域（この領域を「第１の鋼板領域」と呼ぶことがある）においては、成形中は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつ、（Ｍｓ点−５０℃）以下の温度で成形を終了する必要がある。

上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト、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（マルテンサイトを主体とする組織）とするためには、成形中の平均冷却速度および成形終了温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、成形終了温度は（Ｍｓ点−５０℃）以下とする。特に、Ｓｉ含有量の多い鋼板を対象とした場合には、こうした条件で冷却することによって、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織とすることができる。成形中の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。

第１の鋼板領域における成形終了温度は、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、（Ｍｓ点−５０℃）以下まで（好ましくはＭｓ点−５０℃の温度まで）冷却した後、２００℃以下までを２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却（２段階冷却）するようにしてもよい。こうした冷却工程を付加することによって、マルテンサイト中の炭素が未変態オーステナイトに濃化することによって、残留オーステナイト量を増加させることができる。こうした２段階冷却するときの、２段階目の冷却時の平均冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以下（より好ましくは５℃／秒以下）である。

（第２の成形領域（低強度側領域）の製造条件）
一方、熱間プレス成形品における第２の成形領域の組織を適切に調整するためには、第２の成形領域に相当する鋼板領域（この領域を「第２の鋼板領域」と呼ぶことがある）の加熱温度を所定の範囲に制御する必要がある。この加熱温度を適切に制御することによって、その後の冷却過程で、所定量の残留オーステナイトを確保しつつベイニティックフェライトを主体とする組織に変態させ、最終的な熱間プレス成形品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Ａｃ₃変態点未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、薄鋼板の加熱温度が１０００℃を超えると、第１の鋼板領域と同様になる（好ましい温度範囲も第１の鋼板領域と同様）。

上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライトやパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織（ベイニテックフェライトを主体とする組織）とするためには、成形中の平均冷却速度および冷却停止温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却停止温度は（Ｂｓ点−１００℃）以下、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上（この温度範囲を「冷却速度変更温度」と呼ぶことがある）とする必要がある。平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。

上記の温度範囲（冷却速度変更温度）で冷却を一旦停止し、前記温度範囲（即ち、（Ｂｓ点−１００℃）以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点以上の温度範囲）で１０秒以上滞在させることによって、過冷オーステナイトからベイナイト変態が進行してベイニティックフェライトを主体とする組織とすることができる。このときの滞在時間は、好ましくは５０秒以上（より好ましくは１００秒以上）であるが、滞在時間が長くなり過ぎると、オーステナイトが分解を始め、残留オーステナイト分率が確保できなくなるので、１０００秒以下であることが好ましい（より好ましくは８００秒以下）。

上記のような滞在工程は、上記温度範囲内であれば、等温保持、単調な冷却、再加熱工程のいずれであっても良い。また、このような滞在と成形の関係については、成形を終了した段階で上記のような滞在を加えても良いが、成形を終了する途中で、上記温度範囲内で保持工程を加えても良い。このようにして成形を終了した後は、放冷または適切な冷却速度で、室温まで冷却すれば良い。

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（下記の方法における冷却においても同じ）。また、本発明方法では、各鋼板領域によって、成形中の冷却条件が異なるものとなるが、上記（ａ）、（ｂ）等の制御手段を、単一の金型内に別々に形成して、各鋼板領域に応じた冷却制御を単一の金型内で行うようにすれば良い。

本発明の熱間プレス成形品の製造方法では、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、Ｃｒ、Ｂ、Ｔｉ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：０．１５〜０．３％）
Ｃは、冷却過程で生成されるベイニティックフェライトを微細にし、且つベイニティックフェライト中の転位密度を上昇させることによって強度を向上させる上で重要な元素である（低強度側領域）。また、マルテンサイト組織の強度を支配する上で重要な元素である（高強度側領域）。Ｃ含有量が少なくなると、フルマルテンサイトでも強度が不足することになる。Ｃは、焼入れ性に強く係わる元素であり、含有量を増加させることによって、加熱後の冷却中のフェライト等の軟質なその他の組織の形成を抑制する効果を発揮する。更に、残留オーステナイトを確保する上でも必要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満では、ベイナイト変態開始温度Ｂｓが上昇し、熱間プレス成形品の高強度が確保できない。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、良好な延性が得られない。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１８％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、焼入れ時に残留オーステナイトを形成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、一次冷却中にフェライトやパーライトの形成を抑制するのに有用な元素である。また（Ｂｓ点−１００℃）を低下させることによって、ベイニティックフェライトの組織単位を微細化したり、ベイニティックフェライト中の転位密度を高めることで、ベイニティックフェライトの強度を高めるのに有用な元素である。更に、オーステナイトを安定化させて、残留オーステナイト量を増加させるのに有効な元素である。これらの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。

（Ｃｒ：０．０１〜１％）
Ｃｒは、フェライト変態やパーライト変態を抑制する作用を有するため、冷却中にフェライトおよびパーラ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、Ｃｒは０．０１％以上含有させることが好ましいが、１％を超えて過剰に含有させてもコストが上昇する。また、Ｃｒはオーステナイトの強度を大幅に高めるため、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、１％を超えて含有させることは好ましくない。Ｃｒ含有量のより好ましい下限は０．０２％以上（更に好ましくは０．０５％以上）であり、より好ましい上限は０．８％以下（更に好ましくは０．５％以下）である。

（Ｂ：０．０００２〜０．０１％）
Ｂは、焼入れ性を高め、フェライト変態やパーライト変態を抑制する作用を有するため、加熱後の一次冷却中に、フェライト、パーライトの形成を防止し、ベイニティックフェライトと残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上含有させることが好ましいが、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０．０００３％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。

（Ｔｉ：［Ｎ］×４〜０．１％）
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［Ｎ］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。

（Ｎ：０．００１〜０．０１％）
Ｎは、ＢをＢＮとして固定することで、焼入れ性改善効果を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、実プロセスの中で低減するには限界があるため、０．００１％を下限とした。また、Ｎ含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮを形成し、このＴｉＮが破壊の起点として働き、延性が劣化するので、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、Ｌａ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）Ｃｕ，Ｎｉ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）、（ｂ）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。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。

（Ｃｕ，Ｎｉ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およびＭｏは、フェライト変態およびパーライト変態を抑制するため、一次冷却中に、フェライト、パーラ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合計で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０．９％以下（更に好ましくは０．８％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。

本発明によれば、プレス成形条件（各鋼板領域に応じた加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、成形品における成形領域毎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、耐衝撃特性およびエネルギー吸収抑制の両方が要求される部材）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。尚、表１中のＡｃ₃変態点、Ｍｓ点、および（Ｂｓ点−１００℃）は、下記の（１）式〜（３）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）。

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］ …（１）
Ｍｓ点（℃）＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−１０×［Ｃｕ］−１７×［Ｎｉ］−２０×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ …（２）
Ｂｓ点（℃）＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］ …（３）
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〜（３）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、各鋼板領域における加熱温度を変化させて、成形・冷却処理を実施した。具体的には、図２に示すＨＡＴ（ハットチャンネル）形状の曲げ成形金型を用いてプレス成形を行った。各鋼板領域における加熱温度、平均冷却速度を下記表２に示す（成形終了温度（離型温度）はいずれの領域も２００℃）。成形・冷却時の鋼板サイズは、２２０ｍｍ×５００ｍｍ（板厚：１．４ｍｍ）とした（第１の鋼板領域と第２の鋼板領域の面積比率は１：１）。成形したプレス成形品の形状を図３[図３（ａ）は斜視図、図３（ｂ）は断面図]に示す。尚、表２に示した第１の鋼板領域の「平均冷却速度１」は、加熱温度から（Ｍｓ点−５０℃）以下（成形終了温度）までの平均冷却速度、第１の領域の「平均冷却速度２」は、成形終了温度から２００℃以下までの平均冷却速度を夫々示す。

上記の処理（加熱、成形、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）第１の領域において、引張強度（ＴＳ）が１５００ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１０％以上を満足し、且つ（ｂ）第２の領域において引張強度（ＴＳ）が１１００ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１５％以上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）鋼板中のマルテンサイト、フェライト、ベイニティックフェライトの組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、フェライト、ベイニティックフェライトを区別し、夫々の分率（面積率）を求めた。
（２）鋼板中の残留オーステナイト分率（面積率）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、ＩＳＪＪＩｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
（３）マルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）の面積率については、鋼板をレペラ腐食し、ＳＥＭ観察により白いコントラストを、焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織として面積率を測定し、そこからＸ線回折により求めた残留オーステナイト分率を差いて、焼入れままマルテンサイト分率を計算した。

成形品の各領域における金属組織の測定結果を下記表３に、成形品の各領域における機械的特性を下記表４に、夫々示す。

これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．２、４のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、各領域における強度−延性バランスが高性能で達成されている成形品が得られていることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．１、３、５、６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、第２の鋼板領域における（Ｂｓ−１００℃）〜Ｍｓ点での滞在時間が短いものであり、成形品における第２の領域の組織がベイニティックフェライトの分率が少なく、マルテンサイトの分率が多くなり、第２の領域で低い伸び（ＥＬ）しか得られていない。

試験Ｎｏ．３のものは、第２の鋼板領域における冷却速度変更温度は適正であるが、（Ｂｓ−１００℃）〜Ｍｓ点での滞在時間が短いものであり、成形品における第２の領域の組織がベイニティックフェライトの分率は適正量確保できたが、残留オーステナイト量が少ないため、第２の領域で低い伸び（ＥＬ）しか得られていない。

試験Ｎｏ．５のものは、第２の鋼板領域における冷却速度変更温度が高いものであり、フェライトが形成されベイニティックフェライト量が確保できないため、第２の領域で強度が低く且つ低い伸び（ＥＬ）しか得られていない。試験Ｎｏ．６のものは、鋼成分のうちＳｉ含有量が少ないため、冷却条件が適正であっても、成形品のいずれの領域においても残留オーステナイト量が生成されず、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

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、マルテンサイト：８０〜９７面積％、残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第１の成形領域と、ベイニティックフェライト：７０〜９７面積％、マルテンサイト：２７面積％以下、および残留オーステナイト：３〜２０面積％を夫々含み、残部組織が５面積％以下である金属組織を示す第２の成形領域を有するものであることを特徴とする熱間プレス成形品。
第１の成形領域および第２の成形領域は、化学成分組成が等しく、各成分領域の鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．３％（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％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｔｉ：［Ｎ］×４〜０．１％（但し、［Ｎ］はＮの含有量（％））、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である請求項１に記載の熱間プレス成形品。
前記鋼が、更に他の元素として、Ｃｕ，Ｎｉ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２に記載の熱間プレス成形品。
前記鋼が、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２または３に記載の熱間プレス成形品。
薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス成形品を製造する方法であって、
前記薄鋼板をＡｃ₃変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱した後、
少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、
第１の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了し、第２の成形領域ではベイナイト変態開始温度より１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度以上の温度範囲まで冷却すると共に、前記温度範囲での滞在時間を１０秒以上として成形を終了することを特徴とする熱間プレス成形品の製造方法。