JP2021181616A - 熱間プレス部材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＴＳが１７６０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間プレス部材およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材。【選択図】なし
Description
本発明は、主に自動車産業分野で使用される高強度プレス部品であって、加熱した鋼板をダイとパンチからなる金型内で熱間プレスし、特に引張強さ（ＴＳ）が１７６０ＭＰａ以上となる高強度プレス部品の製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。このような状況下、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車部品の高強度・薄肉化が要求されている。自動車部品の高強度・薄肉化を図る手段としては、自動車部品の素材として鋼板を用い、熱間プレス焼入れにより鋼板を所望の部品形状に成形する手段が知られている。熱間プレス焼入れでは、オーステナイト単相域まで加熱したブランク（鋼板）を、金型を用いて所望の形状に熱間プレス成形しつつ、金型内で抜熱して焼入れを行う。
以上のように、熱間プレス焼入れでは、高温域に加熱した鋼板、すなわち軟質化して加工し易い状態にある鋼板をプレス成形するため、鋼板を複雑な部品形状に成形することができる。また、鋼板を所望の部品形状に成形しつつ焼入れを行うため、成形後にはＴＳが１７６０ＭＰａを超えるような強度の極めて高い熱間プレス部材が得られる。更に、金型内で焼入れを行うため、熱処理ひずみの抑制が可能であり、寸法精度に優れた熱間プレス部材が得られる。
以上のように、熱間プレス焼入れでは、高温域に加熱した鋼板、すなわち軟質化して加工し易い状態にある鋼板をプレス成形するため、鋼板を複雑な部品形状に成形することができる。また、鋼板を所望の部品形状に成形しつつ焼入れを行うため、成形後にはＴＳが１７６０ＭＰａを超えるような強度の極めて高い熱間プレス部材が得られる。更に、金型内で焼入れを行うため、熱処理ひずみの抑制が可能であり、寸法精度に優れた熱間プレス部材が得られる。
しかしながら、部材の高強度化にともない、一般的に低温靭性や耐遅れ破壊特性等の材料特性は劣化する。そのため高強度化した部材を自動車に適用するためには、熱間プレス成形後に部材として自動車に取り付けたのちに、衝突等による衝撃を受けても脆性破壊しにくいようにすることが部材に要求される。特に、寒冷地における耐衝撃性を確保するために、低温靭性の向上が不可欠である。また、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）が生じないこと、すなわち、耐遅れ破壊特性の向上が必要である。
特許文献１には熱間プレス時の加熱温度を制御し旧オーステナイト粒径を微細化し、さらに、熱間プレス後の部材に対して１００〜１２０℃の温度範囲で脱水素処理をして耐遅れ破壊特性に優れた部材を得る方法を提案している。しかしながら特許文献１に記載の方法では、熱間プレス成形の際の加熱・冷却条件が適正ではないため、旧オーステナイト粒径の微細化が十分ではなかった。また、脱水素処理は使用環境から侵入する水素に対する遅れ破壊の抵抗力を上げるものではないため、耐遅れ破壊特性も十分ではなかった。また、部材の強度も不十分であった。
特許文献２には熱間プレス後のＴＳが１７６０ＭＰａ以上で低温靭性に優れた熱間プレス部材を得る方法を提案している。しかしながら特許文献２に記載の方法では、熱間プレス成形の際の加熱・冷却条件が適正ではないため、旧オーステナイト粒径の微細化が十分ではなかった。そのため、耐遅れ破壊特性も十分ではないという問題があった。
特許文献１には熱間プレス時の加熱温度を制御し旧オーステナイト粒径を微細化し、さらに、熱間プレス後の部材に対して１００〜１２０℃の温度範囲で脱水素処理をして耐遅れ破壊特性に優れた部材を得る方法を提案している。しかしながら特許文献１に記載の方法では、熱間プレス成形の際の加熱・冷却条件が適正ではないため、旧オーステナイト粒径の微細化が十分ではなかった。また、脱水素処理は使用環境から侵入する水素に対する遅れ破壊の抵抗力を上げるものではないため、耐遅れ破壊特性も十分ではなかった。また、部材の強度も不十分であった。
特許文献２には熱間プレス後のＴＳが１７６０ＭＰａ以上で低温靭性に優れた熱間プレス部材を得る方法を提案している。しかしながら特許文献２に記載の方法では、熱間プレス成形の際の加熱・冷却条件が適正ではないため、旧オーステナイト粒径の微細化が十分ではなかった。そのため、耐遅れ破壊特性も十分ではないという問題があった。
そこで、本発明は、ＴＳが１７６０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間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。
本発明者は、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
（１） 質量％で、Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材。
（２） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）に記載の熱間プレス部材。
（３） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、およびＶ：１．０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）または（２）に記載の熱間プレス部材。
（４） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｚｒ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱間プレス部材。
（５） 表面に、Ａｌ系めっき層、または、Ｚｎ系めっき層を有する、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱間プレス部材。
（６） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す、予熱処理工程と、
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。
（７） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施した後、上記予熱処理を１回以上繰り返し施す、予熱処理工程と、
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材。
（２） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）に記載の熱間プレス部材。
（３） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、およびＶ：１．０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）または（２）に記載の熱間プレス部材。
（４） 上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｚｒ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱間プレス部材。
（５） 表面に、Ａｌ系めっき層、または、Ｚｎ系めっき層を有する、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱間プレス部材。
（６） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す、予熱処理工程と、
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。
（７） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施した後、上記予熱処理を１回以上繰り返し施す、予熱処理工程と、
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。
本発明によれば、ＴＳが１７６０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間プレス部材およびその製造方法を提供できる。
本発明の熱間プレス部材を、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
本発明の熱間プレス部材を、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
以下に、本発明の熱間プレス部材及びその製造方法について説明する。
なお、本明細書において「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
なお、本明細書において「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
〔熱間プレス部材〕
本発明の熱間プレス部材は、
質量％で、Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材である。
本発明の熱間プレス部材は、
質量％で、Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材である。
＜成分組成＞
まず、熱間プレス部材の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
まず、熱間プレス部材の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下）
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを強化して熱間プレス部材の強度を高めるのに非常に重要な元素である。熱間プレス後のＴＳ１７６０ＭＰａ以上を確保するためには少なくとも０．２６％以上とする必要がある。したがってＣ含有量は、０．２６％以上であり、０．２８以上が好ましく、０．３０以上がより好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、熱間プレス後の強度が高くなりすぎてしまい、低温靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５０％以下であり、０．４５％以下が好ましく、０．４０％がより好ましい。
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを強化して熱間プレス部材の強度を高めるのに非常に重要な元素である。熱間プレス後のＴＳ１７６０ＭＰａ以上を確保するためには少なくとも０．２６％以上とする必要がある。したがってＣ含有量は、０．２６％以上であり、０．２８以上が好ましく、０．３０以上がより好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、熱間プレス後の強度が高くなりすぎてしまい、低温靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５０％以下であり、０．４５％以下が好ましく、０．４０％がより好ましい。
（Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下）
Ｓｉは、固溶強化に寄与し、また、セメンタイトの析出を抑制し、熱間プレス時のマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させ、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であり、０．２％以上が好ましく、０．３％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．５％以上である。
一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、１．５％以下であり、１．２％以下が好ましく、０．７％以下がより好ましい。
Ｓｉは、固溶強化に寄与し、また、セメンタイトの析出を抑制し、熱間プレス時のマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させ、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であり、０．２％以上が好ましく、０．３％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．５％以上である。
一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、１．５％以下であり、１．２％以下が好ましく、０．７％以下がより好ましい。
（Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下）
Ｍｎは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性向上によって熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進することで熱間プレス部材の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上であり、１．２％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、その効果が飽和するとともに、熱間プレス部材の低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は、３．５％以下であり、３．０％以下が好ましく、２．５％以下がより好ましい。
Ｍｎは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性向上によって熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進することで熱間プレス部材の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上であり、１．２％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、その効果が飽和するとともに、熱間プレス部材の低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は、３．５％以下であり、３．０％以下が好ましく、２．５％以下がより好ましい。
（Ｐ：０．１０％以下（０％を含む））
Ｐは、固溶強化により熱間プレス部材の強度向上に寄与する。しかし、Ｐは、粒界に偏析して低温靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は極力低くすることが好ましく、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
Ｐは、固溶強化により熱間プレス部材の強度向上に寄与する。しかし、Ｐは、粒界に偏析して低温靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は極力低くすることが好ましく、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
（Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む））
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましく、０．０１０％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましく、０．０１０％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
（Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下）
Ａｌは、脱酸剤として作用し、熱間プレス部材の清浄度を向上させるのに有効である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。このため、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であり、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。
一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ａｌ含有量は、１．５％以下であり、１．２％以下が好ましく、１．０％以下がより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、熱間プレス部材の清浄度を向上させるのに有効である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。このため、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であり、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。
一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ａｌ含有量は、１．５％以下であり、１．２％以下が好ましく、１．０％以下がより好ましい。
（Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む））
Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。
Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。
（Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下）
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。Ｔｉは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。こうして、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある非常に重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下であり、０．１０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。Ｔｉは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。こうして、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある非常に重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下であり、０．１０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
（Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下）
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がより好ましい。
一方、Ｂ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は、０．０２０％以下であり、０．０１０％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がより好ましい。
一方、Ｂ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は、０．０２０％以下であり、０．０１０％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
熱間プレス部材の成分組成は、さらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＳｂおよびＳｎからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有してもよい。
（Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｒは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。
一方、Ｃｒは、熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、０．５％以下が好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｃｒは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。
一方、Ｃｒは、熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、０．５％以下が好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じてマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。また、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和し、また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、１．０％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｃｕは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じてマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。また、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和し、また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、１．０％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
（Ｎｉ：１．０％以下）
Ｎｉは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。また、Ｃｕと同様に耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、これらの効果は飽和する傾向にあり、また、Ｎｉは高価な元素であるため、経済的観点から１．０％以下とする。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、１．０％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｎｉは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。また、Ｃｕと同様に耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、これらの効果は飽和する傾向にあり、また、Ｎｉは高価な元素であるため、経済的観点から１．０％以下とする。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、１．０％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
（Ｓｂ：０．１０％以下）
Ｓｂは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のＢＮの析出を抑制する。また、固溶Ｂが存在することにより、熱間プレス部材の表層部において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、熱間プレス部材の強度を向上させる。
一方、Ｓｂ含有量が多すぎると、熱間プレス素材の製造時の圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１０％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。このような効果を発現するため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｓｂは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のＢＮの析出を抑制する。また、固溶Ｂが存在することにより、熱間プレス部材の表層部において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、熱間プレス部材の強度を向上させる。
一方、Ｓｂ含有量が多すぎると、熱間プレス素材の製造時の圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１０％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。このような効果を発現するため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（Ｓｎ：０．１０％以下）
Ｓｎは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｓｎ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下、熱間プレス時に割れが発生してしまう場合がある。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．０００２％以上が望ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｓｎは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｓｎ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下、熱間プレス時に割れが発生してしまう場合がある。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。これらの効果を得るため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．０００２％以上が望ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
熱間プレス部材の成分組成は、さらに、Ｎｂ、ＭｏおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有してもよい。
（Ｎｂ：０．２０％以下）
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．２０％以下であり、０．１０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上が好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上が望ましく、０．０２％以上がより好ましい。
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．２０％以下であり、０．１０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上が好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上が望ましく、０．０２％以上がより好ましい。
（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、Ｃｒと同様に熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、０．５０％以下が好ましい。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、Ｃｒと同様に熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、０．５０％以下が好ましい。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
（Ｖ：１．０％以下）
Ｖは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｖ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、１．０％以下であり、０．５０％以下が好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｖは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。
一方、Ｖ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、１．０％以下であり、０．５０％以下が好ましい。これらの効果を発現させるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
熱間プレス部材の成分組成は、さらに、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｔａ、Ｗ、ＺｎおよびＺｒからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有できる。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）の２元素、ならびに、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素の総称である。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）の２元素、ならびに、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素の総称である。
（Ｂｉ：０．１０％以下）
Ｂｉは、熱間プレス部材のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト内のＭｎ等の置換型元素を均質化し、低温靭性を向上させる効果がある元素である。
一方、Ｂｉ含有量が多すぎると、粗大な酸化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。このような効果を得るため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｂｉは、熱間プレス部材のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト内のＭｎ等の置換型元素を均質化し、低温靭性を向上させる効果がある元素である。
一方、Ｂｉ含有量が多すぎると、粗大な酸化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。このような効果を得るため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性が向上する。
一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量が多すぎると、介在物の増加を引き起こし、熱間プレス部材の低温靭性と遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。これらの効果を発現するため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性が向上する。
一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量が多すぎると、介在物の増加を引き起こし、熱間プレス部材の低温靭性と遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。これらの効果を発現するため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下）
Ｃｏ、Ｚｒは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｃｏ、Ｚｒの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃｏ、Ｚｒは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｃｏ、Ｚｒの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下）
Ｔａ、Ｗは、合金炭化物を生成して析出強化に寄与し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。
一方、Ｔａ、Ｗの含有量が多すぎると、粗大な炭化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｔａ、Ｗは、合金炭化物を生成して析出強化に寄与し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。
一方、Ｔａ、Ｗの含有量が多すぎると、粗大な炭化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（Ｚｎ：０．１０％以下）
Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。
一方、Ｚｎの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１０％以下であり、０．０５％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。
一方、Ｚｎの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１０％以下であり、０．０５％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。このような効果を得るため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
（残部）
熱間プレス部材の成分組成において、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ａｇ、Ａｓ、Ｃｅ、Ｏ等が挙げられ、これらの含有量は、合計で０．５％以下であれば許容できる。
熱間プレス部材の成分組成において、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ａｇ、Ａｓ、Ｃｅ、Ｏ等が挙げられ、これらの含有量は、合計で０．５％以下であれば許容できる。
＜ミクロ組織＞
次に、熱間プレス部材のミクロ組織の限定理由を説明する。
次に、熱間プレス部材のミクロ組織の限定理由を説明する。
（マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上）
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％未満では、優れた低温靭性を達成できなくなるため、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上とし、合計９５％以上が好ましく、合計１００％がより好ましい。
なお、熱間プレス部材の残部組織としてフェライト、パーライトおよび残留オーステナイト等が考えられるが、これらは面積率で合計１０％以下であれば許容できる。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％未満では、優れた低温靭性を達成できなくなるため、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上とし、合計９５％以上が好ましく、合計１００％がより好ましい。
なお、熱間プレス部材の残部組織としてフェライト、パーライトおよび残留オーステナイト等が考えられるが、これらは面積率で合計１０％以下であれば許容できる。
（旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満）
旧オーステナイト平均粒径が微細であるほど、優れた低温靭性と耐遅れ破壊特性が得られる。旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ以上であると、優れた低温靭性と耐遅れ破壊特性が達成できない。したがって旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満とし、本発明の効果がより優れる理由から、２．５μｍ以下が好ましく、２．０μｍ以下がより好ましく、１．５μｍ以下がさらに好ましい。
旧オーステナイト平均粒径が微細であるほど、優れた低温靭性と耐遅れ破壊特性が得られる。旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ以上であると、優れた低温靭性と耐遅れ破壊特性が達成できない。したがって旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満とし、本発明の効果がより優れる理由から、２．５μｍ以下が好ましく、２．０μｍ以下がより好ましく、１．５μｍ以下がさらに好ましい。
＜めっき層＞
本発明の熱間プレス部材は、表面にめっき層を有していてもよい。
本発明の熱間プレス部材は、表面に、Ａｌ系めっき層、または、Ｚｎ系めっき層を有するのが好ましい。
Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が付与された熱間プレス用鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるＦｅがＡｌ系めっき層中またはＺｎめっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成する。また、Ａｌ系めっき層の表面にはＡｌを含有する酸化被膜層が形成し、Ｚｎ系めっき層の表面にはＺｎを含有する酸化被膜層が形成する。
一例を挙げると、Ａｌ−Ｓｉめっき層を加熱すると、めっき層は、Ｓｉを含有するＦｅ−Ａｌ金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、溶融Ｚｎめっき層、合金化溶融Ｚｎめっき層、電気Ｚｎめっき層等を加熱すると、ＦｅにＺｎが固溶したＦｅＺｎ固溶相、ＺｎＦｅ金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。さらに、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層を加熱した場合には、Ｆｅにめっき層成分が固溶したＮｉを含有する固溶相、ＺｎＮｉを主体とする金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。
Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるＡｌまたはＺｎ以外に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。熱間プレス前の鋼板にめっき層が付与されることが一般的だが、熱間プレス後にめっき層を付与してもよい。Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層の付与方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等のいずれも適用可能である。また、めっき付与後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
めっき層は熱間圧延後の鋼板、冷間圧延後の鋼板、冷間圧延後に焼鈍された鋼板等のいずれの鋼板に対して付与されていてもよい。めっき層付与前に塩酸等で鋼板表面が酸洗されていてもよい。
熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、めっき層付与工程のいずれの工程の前後で伸び率０．０１％以上５％以下の調質圧延が行われていてもよい。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５〜１５０ｇ／ｍ２のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
熱間プレス後の部材の表面に常法で塗装を施してもよい。例えば、スプレー塗装、電着塗装等のいずれも適用可能である。必要に応じて塗装後に常法の焼付け処理を施してもよい。たとえば１００℃以上３００℃以下で１分以上６０分以下の焼付け処理をすることが好ましい。塗装と焼付け処理は繰り返し行っても問題ない。塗装下地として常法で化成処理を施してもよい。例えば、りん酸亜鉛処理、りん酸鉄処理、ジルコニウム処理等のいずれも適用可能である。
本発明の熱間プレス部材は、表面にめっき層を有していてもよい。
本発明の熱間プレス部材は、表面に、Ａｌ系めっき層、または、Ｚｎ系めっき層を有するのが好ましい。
Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が付与された熱間プレス用鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるＦｅがＡｌ系めっき層中またはＺｎめっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成する。また、Ａｌ系めっき層の表面にはＡｌを含有する酸化被膜層が形成し、Ｚｎ系めっき層の表面にはＺｎを含有する酸化被膜層が形成する。
一例を挙げると、Ａｌ−Ｓｉめっき層を加熱すると、めっき層は、Ｓｉを含有するＦｅ−Ａｌ金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、溶融Ｚｎめっき層、合金化溶融Ｚｎめっき層、電気Ｚｎめっき層等を加熱すると、ＦｅにＺｎが固溶したＦｅＺｎ固溶相、ＺｎＦｅ金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。さらに、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層を加熱した場合には、Ｆｅにめっき層成分が固溶したＮｉを含有する固溶相、ＺｎＮｉを主体とする金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。
Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層は上記のめっき層に限定されるものではなく、主成分であるＡｌまたはＺｎ以外に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。熱間プレス前の鋼板にめっき層が付与されることが一般的だが、熱間プレス後にめっき層を付与してもよい。Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層の付与方法についても何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等のいずれも適用可能である。また、めっき付与後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
めっき層は熱間圧延後の鋼板、冷間圧延後の鋼板、冷間圧延後に焼鈍された鋼板等のいずれの鋼板に対して付与されていてもよい。めっき層付与前に塩酸等で鋼板表面が酸洗されていてもよい。
熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、めっき層付与工程のいずれの工程の前後で伸び率０．０１％以上５％以下の調質圧延が行われていてもよい。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５〜１５０ｇ／ｍ２のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
熱間プレス後の部材の表面に常法で塗装を施してもよい。例えば、スプレー塗装、電着塗装等のいずれも適用可能である。必要に応じて塗装後に常法の焼付け処理を施してもよい。たとえば１００℃以上３００℃以下で１分以上６０分以下の焼付け処理をすることが好ましい。塗装と焼付け処理は繰り返し行っても問題ない。塗装下地として常法で化成処理を施してもよい。例えば、りん酸亜鉛処理、りん酸鉄処理、ジルコニウム処理等のいずれも適用可能である。
〔熱間プレス部材の製造方法〕
次に、本発明の熱間プレス部材を製造する方法について説明する。
本発明の熱間プレス部材を製造する方法は特に制限されないが、下記予熱処理工程と下記熱間プレス工程とを備える方法が好ましい。
（１）予熱処理工程
上述した成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す工程
（２）熱間プレス工程
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る工程
次に、本発明の熱間プレス部材を製造する方法について説明する。
本発明の熱間プレス部材を製造する方法は特に制限されないが、下記予熱処理工程と下記熱間プレス工程とを備える方法が好ましい。
（１）予熱処理工程
上述した成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す工程
（２）熱間プレス工程
上記予熱処理工程後に、上記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る工程
＜予熱処理工程＞
予熱処理工程は、上述した成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す工程である。
予熱処理工程は、熱間プレス前に微細な組織とする工程であり、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径を３．０μｍ未満とすることができるため、非常に重要な工程である。
予熱処理工程は、上述した成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す工程である。
予熱処理工程は、熱間プレス前に微細な組織とする工程であり、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径を３．０μｍ未満とすることができるため、非常に重要な工程である。
（平均加熱速度）
鋼素材の平均加熱速度が５０℃／ｓ（秒）未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満が得られない。したがって平均加熱速度を５０℃／ｓ以上とした。好ましくは７０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特にないが、１０００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、１０００℃／ｓ以下が好ましい。
鋼素材の平均加熱速度が５０℃／ｓ（秒）未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満が得られない。したがって平均加熱速度を５０℃／ｓ以上とした。好ましくは７０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特にないが、１０００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、１０００℃／ｓ以下が好ましい。
（加熱温度）
加熱温度がＡｃ３温度−５０℃未満であると、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、熱間プレス前に粗大なフェライト組織が残存してしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度−５０℃とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度−２０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度以上である。
一方で、加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃以下とした。好ましくは加熱温度の上限はＡｃ３温度＋８０℃以下であり、より好ましくはＡｃ３温度＋５０℃以下である。
加熱温度がＡｃ３温度−５０℃未満であると、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、熱間プレス前に粗大なフェライト組織が残存してしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度−５０℃とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度−２０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度以上である。
一方で、加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃以下とした。好ましくは加熱温度の上限はＡｃ３温度＋８０℃以下であり、より好ましくはＡｃ３温度＋５０℃以下である。
（保持時間）
Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間が３０秒を超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間を３０秒以下とした。好ましくは２０秒以下であり、より好ましくは１０秒以下である。保持時間の下限は特に制限されず０秒（保持時間無し）である。
Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間が３０秒を超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間を３０秒以下とした。好ましくは２０秒以下であり、より好ましくは１０秒以下である。保持時間の下限は特に制限されず０秒（保持時間無し）である。
（Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度）
Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、粗大なフェライトが生じることがあり、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＭｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上とした。好ましくは１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは２０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。
冷却の途中で鋼板をプレス成形してもかまわない。
Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、粗大なフェライトが生じることがあり、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＭｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上とした。好ましくは１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは２０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。
冷却の途中で鋼板をプレス成形してもかまわない。
（好適な態様）
上述した予熱処理は繰り返し実施することが可能である。繰り返し実施することにより、旧オーステナイト粒径がさらに微細になる。繰り返し実施する回数に特に制限はないが、製造コストの観点から１０回以下が好ましい。
上述した予熱処理は繰り返し実施することが可能である。繰り返し実施することにより、旧オーステナイト粒径がさらに微細になる。繰り返し実施する回数に特に制限はないが、製造コストの観点から１０回以下が好ましい。
（Ａｃ３温度）
ここに、Ａｃ３温度は、次式によって求めることができる。
Ａｃ３温度（℃）＝８８１−２０６Ｃ＋５３Ｓｉ−１５Ｍｎ−２０Ｎｉ−１Ｃｒ−２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
ここに、Ａｃ３温度は、次式によって求めることができる。
Ａｃ３温度（℃）＝８８１−２０６Ｃ＋５３Ｓｉ−１５Ｍｎ−２０Ｎｉ−１Ｃｒ−２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
（Ｍｓ温度）
ここに、Ｍｓ温度は、次式によって求めることができる。
Ｍｓ温度（℃）＝５６１−４７４Ｃ−３３Ｍｎ−１８Ｎｉ−１７Ｃｒ−２１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
ここに、Ｍｓ温度は、次式によって求めることができる。
Ｍｓ温度（℃）＝５６１−４７４Ｃ−３３Ｍｎ−１８Ｎｉ−１７Ｃｒ−２１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
＜熱間プレス工程＞
熱間プレス工程は、上述した予熱処理工程後に、上述した予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る工程である。
熱間プレス工程は、上述した予熱処理工程後に、上述した予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る工程である。
（平均加熱速度）
鋼素材の平均加熱速度が５０℃／ｓ未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満が得られない。したがって平均加熱速度を５０℃／ｓ以上とした。好ましくは７０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特にないが、１０００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、１０００℃／ｓ以下が好ましい。
鋼素材の平均加熱速度が５０℃／ｓ未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満が得られない。したがって平均加熱速度を５０℃／ｓ以上とした。好ましくは７０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特にないが、１０００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、１０００℃／ｓ以下が好ましい。
（加熱温度）
加熱温度がＡｃ３温度未満であると、フェライトとオーステナイトの２相域となってしまい、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度以上とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度＋２０℃以上である。
一方で、加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃以下とした。好ましくは加熱温度の上限はＡｃ３温度＋８０℃以下であり、より好ましくはＡｃ３温度＋５０℃以下である。
加熱温度がＡｃ３温度未満であると、フェライトとオーステナイトの２相域となってしまい、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度以上とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度＋２０℃以上である。
一方で、加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度がＡｃ３温度＋１００℃以下とした。好ましくは加熱温度の上限はＡｃ３温度＋８０℃以下であり、より好ましくはＡｃ３温度＋５０℃以下である。
（保持時間）
Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間が３０秒を超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間を３０秒以下とした。好ましくは２０秒以下であり、より好ましくは１０秒以下である。保持時間の下限は特に制限されず０秒（保持時間無し）である。
Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間が３０秒を超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径３．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度での保持時間を３０秒以下とした。好ましくは２０秒以下であり、より好ましくは１０秒以下である。保持時間の下限は特に制限されず０秒（保持時間無し）である。
（平均冷却速度）
平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、フェライトが生じることがあり、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって平均冷却速度を５℃／ｓ以上とした。
平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、フェライトが生じることがあり、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって平均冷却速度を５℃／ｓ以上とした。
（熱間プレス温度）
Ｍｓ温度未満の温度で熱間プレス成形をすると、鋼板の一部がマルテンサイト変態しているため、成形性が低下し、成形時に割れが発生してしまうことがある。したがって、熱間プレス成形はＭｓ温度以上とした。
Ｍｓ温度未満の温度で熱間プレス成形をすると、鋼板の一部がマルテンサイト変態しているため、成形性が低下し、成形時に割れが発生してしまうことがある。したがって、熱間プレス成形はＭｓ温度以上とした。
（Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度）
Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、変態したマルテンサイトへの焼戻しが顕著となり、ＴＳが１７６０ＭＰａ以上を達成できなくなることがある。したがってＭｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とした。好ましくは３０℃／ｓ以上であり、より好ましくは４０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。
Ｍｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、変態したマルテンサイトへの焼戻しが顕著となり、ＴＳが１７６０ＭＰａ以上を達成できなくなることがある。したがってＭｓ温度−１００℃以下までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とした。好ましくは３０℃／ｓ以上であり、より好ましくは４０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。
＜加熱方式＞
上述した加熱の方式は特に限定されず、所望の加熱速度が達成できれば、炉加熱、高周波加熱、通電加熱等により加熱できるが、本発明の効果がより優れる理由から、通電加熱であることが好ましい。
上述した加熱の方式は特に限定されず、所望の加熱速度が達成できれば、炉加熱、高周波加熱、通電加熱等により加熱できるが、本発明の効果がより優れる理由から、通電加熱であることが好ましい。
＜冷却方式＞
上述した冷却の方式は特に限定されず、所望の冷却速度が達成できれば、空冷、強制空冷、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、金型冷却等により冷却できるが、本発明の効果がより優れる理由から、金型冷却が好ましい。
上述した冷却の方式は特に限定されず、所望の冷却速度が達成できれば、空冷、強制空冷、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、金型冷却等により冷却できるが、本発明の効果がより優れる理由から、金型冷却が好ましい。
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は以下に説明する実施例に限定されない。本発明の趣旨に適合しうる範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
〔熱間プレス部材の製造〕
以下のとおり、熱間プレス部材を製造した。
以下のとおり、熱間プレス部材を製造した。
＜鋼素材の準備＞
表１に示す成分組成の鋼素材（鋼板）を準備した。
ここで、Ａｃ３温度、Ｍｓ温度及び板厚の欄は各鋼素材のＡｃ３温度、Ｍｓ温度及び板厚を表す。また、めっきの欄において、ＨＲは熱間圧延後の熱延鋼板、ＨＧＩは溶融Ｚｎめっきが付与された熱延鋼板、ＨＧＡはさらに溶融Ｚｎめっきの合金化処理がされた熱延鋼板、ＣＲは冷間圧延後の冷延鋼板、ＡＣは冷間圧延後に焼鈍をされた冷延鋼板、ＧＩは溶融Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＧＡはさらに溶融Ｚｎめっきの合金化がされた冷延鋼板、ＡＩは溶融Ａｌめっきが付与された冷延鋼板、ＡＡはさらに溶融Ａｌめっきの合金化処理がされた冷延鋼板、ＥＧは電気Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＥＧＮは電気ＺｎめっきにＮｉが合金された冷延鋼板を表す。
表１に示す成分組成の鋼素材（鋼板）を準備した。
ここで、Ａｃ３温度、Ｍｓ温度及び板厚の欄は各鋼素材のＡｃ３温度、Ｍｓ温度及び板厚を表す。また、めっきの欄において、ＨＲは熱間圧延後の熱延鋼板、ＨＧＩは溶融Ｚｎめっきが付与された熱延鋼板、ＨＧＡはさらに溶融Ｚｎめっきの合金化処理がされた熱延鋼板、ＣＲは冷間圧延後の冷延鋼板、ＡＣは冷間圧延後に焼鈍をされた冷延鋼板、ＧＩは溶融Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＧＡはさらに溶融Ｚｎめっきの合金化がされた冷延鋼板、ＡＩは溶融Ａｌめっきが付与された冷延鋼板、ＡＡはさらに溶融Ａｌめっきの合金化処理がされた冷延鋼板、ＥＧは電気Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＥＧＮは電気ＺｎめっきにＮｉが合金された冷延鋼板を表す。
＜予熱処理工程及び熱間プレス工程＞
得られた鋼素材に対して下記表２に示す予熱処理工程に記載の条件によって予熱処理工程を行い、下記表２に示す熱間プレス工程に記載の条件によって熱間プレス工程を行った。
例えば、Ｎｏ．１であれば、表１のＡの鋼素材を５０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃に加熱し、保持時間無しでＭｓ温度（３４４℃）−１００℃以下まで３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した（予熱処理工程）。その後、５０℃／平均加熱速度で８４０℃に加熱し、保持時間無しで１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、８００℃で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度（３４４℃）−１００℃以下まで３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した（熱間プレス工程）。このようにして、Ｎｏ．１の熱間プレス部材を得た。
得られた鋼素材に対して下記表２に示す予熱処理工程に記載の条件によって予熱処理工程を行い、下記表２に示す熱間プレス工程に記載の条件によって熱間プレス工程を行った。
例えば、Ｎｏ．１であれば、表１のＡの鋼素材を５０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃に加熱し、保持時間無しでＭｓ温度（３４４℃）−１００℃以下まで３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した（予熱処理工程）。その後、５０℃／平均加熱速度で８４０℃に加熱し、保持時間無しで１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、８００℃で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度（３４４℃）−１００℃以下まで３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却した（熱間プレス工程）。このようにして、Ｎｏ．１の熱間プレス部材を得た。
なお、Ｎｏ．２０〜２２については下記表２に示すとおり予熱処理を繰り返し施した。また、Ｎ．２９及び３８については予熱処理を行わずに熱間プレス工程のみを行った。
また、Ｎｏ．１〜３７における加熱方式は通電加熱であり、Ｎｏ．３８における加熱方式は炉加熱であった。また、いずれの例においても冷却方式は金型冷却であった。
また、熱間プレスで使用した金型はパンチ幅７０ｍｍ、パンチ肩Ｒ４ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍで、成形深さは３０ｍｍであった。
また、Ｎｏ．１〜３７における加熱方式は通電加熱であり、Ｎｏ．３８における加熱方式は炉加熱であった。また、いずれの例においても冷却方式は金型冷却であった。
また、熱間プレスで使用した金型はパンチ幅７０ｍｍ、パンチ肩Ｒ４ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍで、成形深さは３０ｍｍであった。
〔熱間プレス部材の評価〕
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。なお、Ｎｏ．２８については熱間プレス成形時に割れが発生したため評価を行わなかった。
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。なお、Ｎｏ．２８については熱間プレス成形時に割れが発生したため評価を行わなかった。
＜ミクロ組織の観察＞
（マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率の測定）
採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。ラス状の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとし、ラメラ組織はパーライトとした。残部組織の明暗コントラストからフェライトと残留オーステナイトの区別可能であり、暗部はフェライト、明部は残留オーステナイトとした。結果を表３に示す。
採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。ラス状の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとし、ラメラ組織はパーライトとした。残部組織の明暗コントラストからフェライトと残留オーステナイトの区別可能であり、暗部はフェライト、明部は残留オーステナイトとした。結果を表３に示す。
（旧オーステナイト平均粒径の測定）
採取した試験片について、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準じて旧オーステナイト粒径を測定した。
具体的には、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚１／４位置にて光学顕微鏡を用い、１０００倍の倍率で１０視野撮影して、旧オーステナイト粒の平均の円相当直径を測定した。結果を表３に示す。
採取した試験片について、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準じて旧オーステナイト粒径を測定した。
具体的には、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚１／４位置にて光学顕微鏡を用い、１０００倍の倍率で１０視野撮影して、旧オーステナイト粒の平均の円相当直径を測定した。結果を表３に示す。
＜引張試験＞
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ５号試験片（標点間距離ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
具体的には、採取した試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］を求めた。熱間プレス部材ごとに引張試験は２回ずつ行ない、２回の平均値を、その熱間プレス部材のＴＳとした。ＴＳが１７６０ＭＰａ以上を合格とした。結果を表３に示す。
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ５号試験片（標点間距離ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
具体的には、採取した試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］を求めた。熱間プレス部材ごとに引張試験は２回ずつ行ない、２回の平均値を、その熱間プレス部材のＴＳとした。ＴＳが１７６０ＭＰａ以上を合格とした。結果を表３に示す。
＜耐遅れ破壊特性の評価＞
熱間プレス部材のハット底部の位置から４点曲げ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１６）に準拠して４点曲げ試験を実施した。室温で塩酸（ｐＨ＝１．０）の溶液に浸漬しながら曲げ応力をかけて、破断有無を評価した。曲げ応力を０．８×ＴＳとして、１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。試験片のｎ数は２で試験を実施した。２本とも破断ない場合を良好（〇）、１本でも破断した場合を劣（×）とした。結果を表３に示す。
熱間プレス部材のハット底部の位置から４点曲げ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１６）に準拠して４点曲げ試験を実施した。室温で塩酸（ｐＨ＝１．０）の溶液に浸漬しながら曲げ応力をかけて、破断有無を評価した。曲げ応力を０．８×ＴＳとして、１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。試験片のｎ数は２で試験を実施した。２本とも破断ない場合を良好（〇）、１本でも破断した場合を劣（×）とした。結果を表３に示す。
＜低温靭性の評価＞
熱間プレス部材のハット底部の位置からシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験片のｎ数は３で試験を実施した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片と同等にした。シャルピー衝撃試験を−６０℃で行い、脆性破面率が５０％未満となった場合を合格（○）とし、５０％以上では不合格（×）とした。熱間プレス部材ごとにシャルピー試験は３回ずつ行い、３回の脆性破面率の平均値で評価をした。結果を表３に示す。
熱間プレス部材のハット底部の位置からシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験片のｎ数は３で試験を実施した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片と同等にした。シャルピー衝撃試験を−６０℃で行い、脆性破面率が５０％未満となった場合を合格（○）とし、５０％以上では不合格（×）とした。熱間プレス部材ごとにシャルピー試験は３回ずつ行い、３回の脆性破面率の平均値で評価をした。結果を表３に示す。
表１〜３から分かるように、特定の成分組成と特定のミクロ組織とを有するＮｏ．１〜２２及び３０〜３２の熱間プレス部材は、ＴＳが１７６０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、優れた低温靭性及び耐遅れ破壊特性を示した。
一方、成分組成が特定の範囲から外れるＮｏ．３３〜３７の熱間プレス部材、並びに、ミクロ組織が特定の範囲から外れるＮｏ．２３〜２７、２９、３４〜３５及び３８は、引張強さ、低温靭性及び耐遅れ破壊特性の少なくとも１つが不十分であった。
一方、成分組成が特定の範囲から外れるＮｏ．３３〜３７の熱間プレス部材、並びに、ミクロ組織が特定の範囲から外れるＮｏ．２３〜２７、２９、３４〜３５及び３８は、引張強さ、低温靭性及び耐遅れ破壊特性の少なくとも１つが不十分であった。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．２６％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．２０％以下、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上であり、旧オーステナイト平均粒径が３．０μｍ未満である、熱間プレス部材。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の熱間プレス部材。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、およびＶ：１．０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、および、Ｚｒ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間プレス部材。
- 表面に、Ａｌ系めっき層、または、Ｚｎ系めっき層を有する、請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱間プレス部材。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施す、予熱処理工程と、
前記予熱処理工程後に、前記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。 - 請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱間プレス部材を製造する、熱間プレス部材の製造方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度−５０℃以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、Ｍｓ温度−１００℃以下まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する予熱処理を施した後、前記予熱処理を１回以上繰り返し施す、予熱処理工程と、
前記予熱処理工程後に、前記予熱処理が施された鋼素材を５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下に加熱し、Ａｃ３温度以上Ａｃ３温度＋１００℃以下の温度で０秒以上３０秒以下の時間保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、Ｍｓ温度以上で熱間プレス成形し、Ｍｓ温度−１００℃以下まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、熱間プレス部材を得る、熱間プレス工程とを備える、熱間プレス部材の製造方法。
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