JP5585623B2 - 熱間成形鋼板部材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、自動車のボディー構造部品、足回り部品等を始めとする機械構造部品等に使用される、熱間成形鋼板部材およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら優れた延性および衝撃特性を有する熱間成形鋼板部材およびその製造方法に関する。

近年、自動車の軽量化のため、車体に使用する鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される薄鋼板においては、鋼板強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状部材を製造することが困難になる。具体的には、延性が低下し、加工度が高い部位で破断が生じる、あるいは、スプリングバックや壁反りが大きくなり、寸法精度が劣化する、といった問題が発生する。したがって、高強度、特に９００ＭＰａ級以上の引張強度を有する鋼板を用いて、プレス成形によりそのような部材を製造することは容易ではない。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工できるが、長手方向に一様な断面を有する部材にしか適用できない。

一方、特許文献１に示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法では、鋼板が高温で軟質、高延性になっているため、複雑な形状の部材を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト単相域に加熱しておき、金型内で急冷（焼入れ）することによって、マルテンサイト変態による部材の高強度化が同時に達成できる。したがって、このような熱間プレス法は、部材の高強度化と鋼板の成形性とを同時に確保できる優れた成形方法である。

また、特許文献２には、室温で予め所定の形状に成形後、オーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することによって、部材の高強度化を達成する予プレスクエンチ法が開示されている。このような熱間プレスの一態様である予プレスクエンチ法は、金型により部材を拘束して熱歪による変形を抑制することができるので、部材の高強度化と高い寸法精度とを同時に確保することができる優れた成形方法である。

しかし、近年に至っては、熱間プレス鋼板部材には優れた衝撃吸収特性、すなわち、優れた延性と衝撃特性の両立も求められるようになってきており、鋼組織が実質的にマルテンサイト単相である、特許文献１や特許文献２に代表される従来技術では、斯かる要求に応えることができないという問題が生じている。

そこで、特許文献３には、鋼板をフェライトとオーステナイトの二相温度域に加熱しておき、さらに、二相組織を保ったままプレスし、金型内で急冷し、フェライトとマルテンサイトの二相組織にすることによって、高強度かつ延性に優れるとされる部材が開示されている。しかし、延性に関して、その伸びは高々１０％程度である。優れた衝撃吸収特性を必要とする部材においては、さらに優れた延性、具体的には、１５％以上の伸びが必要である。好ましくは、１８％以上、さらに好ましくは、２１％以上の伸びが望ましい。

ところで、ＴＲＩＰ鋼やＱ＆Ｐ鋼の組織制御を熱間プレス法に適用することによって、延性を著しく高めることが可能になる。これは、後述するような特別な熱処理によって、残留オーステナイトが生じるためである。

特許文献４には、ＳｉとＭｎを積極的に添加した鋼板をフェライトとオーステナイトの二相温度域に加熱しておき、深絞り装置で成形と同時に急冷し、フェライトとマルテンサイト、特に、オーステナイトを含有する複相組織にすることによって、高強度かつ延性に優れる部材が開示されている。オーステナイトを含有させるためには、３００〜４００℃の等温保持、すなわち、オーステンパーが必要である。したがって、深絞り装置の金型は３００〜４００℃に加熱制御されなければならず、実施例に記載されているように、６０秒間程度の金型内保持が必要になる。しかし、オーステンパーの保持温度および保持時間によって、引張強度だけでなく、伸びも著しく変動するので、安定した機械特性を確保することができない。さらに、本発明が対象とする鋼種のように、Ｓｉを含有する鋼をオーステンパーする場合、非常に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、衝撃特性が著しく劣化する問題が発生する。

特許文献５には、ＳｉとＭｎを積極的に添加した鋼板を二相温度域、または、オーステナイト単相域に加熱し、成形と同時に所定の温度になるまで急冷、さらに再加熱し、マルテンサイトおよびオーステナイトを含有する複相組織にすることによって、高強度かつ延性に優れる部材が開示されている。しかし、急冷条件、具体的には、冷却を停止する温度によって、引張強度が著しく変動する。さらに、冷却停止温度の制御が極めて難しい、といった工程上の問題も不可避である。また、在来する熱間プレス鋼板部材の製造方法に対して、再加熱という余分な熱処理が必要になるので、著しく生産性が阻害される。一方、実施例に記載されているように、高温で加熱する必要があるので、マルテンサイトなどの第二相が疎に分布しやすくなり、これについても、衝撃特性が著しく劣化する問題が発生する。

したがって、ＴＲＩＰ鋼やＱ＆Ｐ鋼の組織制御によらず、残留オーステナイトを含有する鋼板部材が得られる熱間プレス法を新たに検討しなければならない。

一方、Ｍｎを積極的に添加した低炭素鋼をＡ_１点近傍で熱処理することによって、強度−延性バランスの著しく高い鋼材が得られる。例えば、非特許文献１には、０．１％Ｃ−５％Ｍｎ合金を熱間圧延する、さらに、再加熱することによって、数１０％の残留オーステナイトを含有し、高強度かつ延性に極めて優れる鋼材が開示されている。

英国特許公報１４９０５３５号 特開平１０−９６０３１号公報 特開２０１０−６５２９２号公報 特表２００９−５０８６９２号公報 特開２０１１−１８４７５８号公報

熱処理，３７巻４号（１９９７），Ｐ．２０４

上記非特許文献１のように、熱間プレス鋼材に用いる合金の化学組成を適正化し、さらに、熱間プレス工程における熱処理温度をＡ_１点近傍となるように厳格に制御することによって、残留オーステナイトを含有する鋼を製造することは可能である。しかし、非特許文献１に開示された方法では、引張強度や伸びに及ぼす加熱時間の影響が極めて大きいので、その変動を抑制するためには、３０分間以上の加熱が必要である。すなわち、このような組織制御は、生産性や表面品質の点から、熱間プレスの生産技術に適用できない。さらに、セメンタイトの溶解が不十分になりやすいので、本技術で得られる鋼材は衝撃特性に劣ることが容易に予想される。

このように、熱間プレス後に９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および衝撃特性に優れる部材を提供する量産技術は未だ確立されていない。

本発明の具体的課題は、上述したように従来は量産することが不可能であった、熱間プレス後、延性と衝撃特性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形鋼板部材およびその製造方法を提供することである。

本発明者らは、熱間成形後の引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形鋼板部材の延性と衝撃特性を改善するために鋭意検討を行った結果、化学組成について、特定のＣとＭｎ含有量に対して、Ｓｉを積極的に添加し、所定量のオーステナイトを含有させるとともにオーステナイトおよびマルテンサイトを全体として微細に存在させた鋼組織とすることにより、延性および衝撃特性が著しく改善されるという新知見を得た。そして、斯かる鋼組織を得るには、熱間成形に供する鋼板として上述した化学組成を有するとともに、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含むとともに微細な鋼組織を有する鋼板を用い、さらに、熱間成形の際の熱処理条件を適正化することによって、達成されるという新知見を得た。

本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上８．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．０％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、１０面積％以上４０面積％以下のオーステナイトを含有するとともに、オーステナイトおよびマルテンサイトが合計で１．０個／μｍ^２以上の平均密度で存在する鋼組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、熱間成形鋼板部材。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱間成形鋼板部材。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の熱間成形鋼板部材。

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれか１つに記載の熱間成形鋼板部材。

（５）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（１）から上記（４）のいずれか１つに記載の熱間成形鋼板部材。

（６）Ｍｎ含有量が２．４質量％以上である化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する素地鋼板を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持し、このように加熱された素地鋼板に熱間成形を行い、次いで、６００℃から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、上記（１）から上記（５）のいずれか１つに記載の熱間成形鋼板部材の製造方法。

（７）Ｍｎ含有量が２．４質量％未満である化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する素地鋼板を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持し、このように加熱された素地鋼板に熱間成形を行い、次いで、６００℃から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度、かつ、５００℃から１５０℃までを５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、上記（１）から上記（５）のいずれか１つに記載の熱間成形鋼板部材の製造方法。

本発明により、延性に極めて優れ、さらに、衝撃特性にも優れた、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形鋼板部材の実用化が初めて可能になるという、技術的に価値ある効果が達成される。

次に、本発明において、各範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明においては、熱間成形について、具体的態様である熱間プレスを例にとって説明する。

１．化学組成
はじめに、本発明に係る熱間成形鋼板部材の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各合金元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．０５％以上０．４０％以下）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を主に決定する、非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では焼入れ後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では衝撃特性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。溶接性の観点からは、Ｃ含有量を０．２５％以下とすることが好ましい。

（Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下）
Ｓｉは、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。なお、Ｓｉ含有量を１．０％以上にすると、延性がさらに向上するようになる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超では上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。

（Ｍｎ：１．２％以上８．０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．２％未満ではその効果が十分に得られず、焼入れ後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。なお、Ｍｎ含有量を２．４％以上にすると、後述するような熱間プレス後の緩冷却が不要になり、生産性が著しく向上する。このため、Ｍｎ含有量は２．４％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が８．０％超ではオーステナイトが過剰に生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。したがって、Ｍｎ含有量は８．０％以下とする。なお、熱間プレスに供する前の素地鋼板においては、その引張強度を低くすることが生産性の向上に寄与するので、Ｍｎ含有量を６．０％以下とすることが好ましい。

（Ｐ：０．０５％以下）
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により、強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０５％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．０％超では溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加し、表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は３．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。

本発明にかかる鋼板の鋼組成は、残部Ｆｅと不純物であるが、任意成分として、以下に説明するような元素をさらに少なくとも１種含有するものであってもよい。

（Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶについては、それぞれ１．０％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、１．０％を超えて含有させると、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となる。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００３％以上、Ｎｂ：０．００３％以上、Ｖ：０．００３％以上、Ｃｒ：０．００３％以上、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上の少なくとも１種を満足させることが好ましい。

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも０．０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも１種の含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

（Ｂ：０．０１％以下）
Ｂは、低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、０．０１％を超えて含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。

（Ｂｉ：０．０１％以下）
Ｂｉは、熱間プレス鋼板部材の変形時における割れを抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０．０１％を超える量でＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。

２．熱間プレス鋼板部材の鋼組織
次に、本発明に係る熱間成形鋼板部材の鋼組織について説明する。

（オーステナイトの面積率：１０％以上４０％以下）
鋼中に適量のオーステナイトを含有させることにより、熱間プレス鋼板部材の延性が著しく向上する。オーステナイトの面積率が１０％未満では、優れた延性を確保することが困難である。したがって、オーステナイトの面積率は１０％以上とする。なお、オーステナイトの面積率を１８％以上にすると、伸びは２１％以上となり、極めて優れた延性が発現する。したがって、オーステナイトの面積率は１８％以上とすることが好ましい。一方、オーステナイトの面積率が４０％超では遅れ破壊が発生し易くなる。したがって、オーステナイトの面積率は４０％以下とする。

オーステナイトの面積率の測定法は当業者には周知であり、本発明においても常法により測定することができる。後で実施例において示すように、その面積率はＸ線回折で求められる。

（その他の組織）
前述した以外の組織として、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライトの１種または２種以上を含有させてもよい。

（オーステナイトおよびマルテンサイトの分布：オーステナイトおよびマルテンサイトが全体として１．０個／μｍ^２以上で存在する鋼組織）
硬質組織を微細に存在させる、すなわち、オーステナイトおよびマルテンサイトの数密度を高めることにより、熱間プレス鋼板部材の衝撃特性を向上させることができる。引張強度が９００ＭＰａ以上で、優れた衝撃特性を達成するためには、オーステナイトおよびマルテンサイトが合計で１．０個／μｍ^２以上の密度で存在する鋼組織とする。

３．製造方法
次に、上記の特徴を有する本発明に係る熱間成形鋼板部材の好ましい製造方法について説明する。

引張強度が９００ＭＰａ以上の強度下で優れた延性と衝撃特性とを確保するには、焼入れ後の組織について、１０面積％以上４０面積％以下のオーステナイトを含有するとともに、オーステナイトおよびマルテンサイトが全体として１．０個／μｍ^２以上の密度で存在する鋼組織とすることが肝要である。

このような鋼組織を得るには、上記化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する素地鋼板（熱間プレス鋼板ともよぶ）を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持したのちに熱間プレスし、６００℃から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。

（熱間プレス用鋼板の鋼組織）
熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板には、上記化学組成を有し、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する鋼板、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、または、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を用いる。前記の鋼組織を有する熱間プレス用鋼板を後述するような熱処理条件で熱間プレスすることにより、所望の鋼組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ延性と衝撃特性に優れた熱間プレス鋼板部材が得られる。

なお、熱間プレス用鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が７０％以上であれば、熱間プレスに供する際の加熱過程における組織形成が促進され、焼入れ後の強度を安定して確保しやすくなる。したがって、熱間プレス用鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は７０％以上であることが好ましい。

また、前記鋼組織を有する熱延鋼板は９００℃以下の温度域で仕上圧延を施して、５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで製造できる。また、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であれば、その熱延鋼板を冷間圧延したままの鋼板を用いてもよい。一方、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、例えば、上記熱延鋼板をＡｃ_３点以上で焼鈍し、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで製造できる。

（熱間プレス用鋼板の加熱：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持）
熱間プレスに供する鋼板の加熱は、６７０℃以上７８０℃未満かつ下記実験式（ｉ）により規定されるオーステナイト単相になるＡｃ_３点（℃）未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持することにより行う。

Ａｃ_３＝９１０−２０３×（Ｃ^０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ
−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ・・・・（ｉ）
ここで、上記式中における元素記号は、前記鋼板の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

保持温度が６７０℃未満では、Ｓｉを多く含有する場合、熱間プレス前におけるオーステナイトの面積率が過少となり、熱間プレス鋼板部材の寸法精度が著しく劣化する。したがって、保持温度は６７０℃以上とする。一方、保持温度が７８０℃以上、または、Ａｃ_３点以上になると、焼入れ後の組織に十分なオーステナイトが含有されず、延性の劣化が顕著となるだけでなく、硬質組織が微細に存在しなくなるため衝撃特性の劣化をも招く。したがって、保持温度は７８０℃未満かつＡｃ_３点未満とする。また、保持時間が２分間未満では、焼入れ後の強度を安定して確保することが困難となる。したがって、保持時間は２分間以上とする。一方、保持時間が２０分間超では、生産性が低下するばかりか、スケールや亜鉛系酸化物の生成により、表面性状が劣化する。したがって、保持時間は２０分間以下とする。

このとき、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域までの加熱速度は特に限定する必要はないが、０．２℃／秒以上１００℃／秒以下の平均加熱速度とすることが好ましい。上記平均加熱速度を０．２℃／秒以上とすることにより、より高い生産性を確保することが可能となる。また、上記平均加熱速度を１００℃／秒以下とすることにより、通常の炉を用いて加熱する場合において、加熱温度の制御が容易となる。なお、高周波加熱等を用いれば、１００℃／秒を上回る加熱速度で加熱したとしても、加熱温度の制御を精度よく行うことが可能となる。

（６００℃から１５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上５００℃／秒以下）
１５０℃以上６００℃以下の温度域における冷却は拡散型変態が起きないように冷却する。上記温度域における平均冷却速度が５℃／秒未満では、軟質なフェライトやパーライトが過度に生成し、焼入れ後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は５℃／秒以上とする。一方、上記温度域における平均冷却速度を５００℃／秒超とすることは通常の設備においては困難である。したがって、上記温度域における平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。好ましくは２００℃／秒以下である。

なお、熱間プレス用鋼板のＭｎ含有量が１．２％以上２．４％未満の場合には、熱間プレス鋼板部材の延性を高めるために、５００℃から１５０℃までを緩冷却、具体的には、５００℃から１５０℃までを５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する必要があり、具体的には、以下に述べるように冷却速度を制御することが好ましい。

熱間プレス法では、通常、常温または数１０℃程度の鋼製金型により冷却が達成される。したがって、冷却速度を変化させるためには、金型寸法を変え熱容量を変化させればよい。金型寸法を変えられない場合、水冷型の金型を用いて冷却水量を変えることによっても、冷却速度を変えることができる。また、予め溝を数カ所切った金型を用い、プレス中にその溝に冷却媒体（水、または、ガス）を流すことや、プレス途中でプレス機を上げ、その間にガスを流すことでも、冷却速度を変えることができる。さらには、金型クリアランスを変え、鋼板との接触面積を変化させることによっても、冷却速度を変えることができる。例えば５００℃前後で冷却速度を変える手段には、次のような手段が考えられる。

（１）５００℃到達直後に、熱容量の異なる金型または１００℃超に加熱された状態の金型に移動させて、冷却速度を変える；
（２）水冷金型の場合、５００℃到達直後に金型中の流水量を変化させて、冷却速度を変える；
（３）５００℃到達直後に、プレス機を上げ、ガスを流し、その流量を変化させることで、冷却速度を変える。

本発明における熱間プレス法における成形の形態は特に制限されないが、例示すれば、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、フランジ成形が挙げられる。目的とする熱間プレス鋼板部材の種類や形状によって適宜選べばよい。熱間プレス鋼板部材の代表例として、自動車用補強部品であるドアガードバーやバンパーレインフォースメントなどを挙げることができる。例えば、熱間プレス鋼板部材が、バンパーレインフォースメントである場合、所定長さの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用意し、これに金型内で、曲げ成形などの加工を順次行えばよい。

なお、上記説明においては、熱間成形について、具体的態様である熱間プレスを例にとって説明してきたが、本発明は熱間プレスと同様に成形と同時または直後に鋼板を冷却する手段を備えている熱間成形、例えばロール成形にも適用可能である。

本発明にかかる製品は延性と衝撃特性に優れることが特徴であるが、そのときの延性としては、引張試験の全伸びが１５％以上であることが好ましい。なお、さらに好ましくは、引張試験の全伸びは１８％以上である。最も好ましくは、引張試験の全伸びは２１％以上である。一方、衝撃特性としては、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ^２以上であることが好ましい。

熱間プレス後は、通常、スケール除去目的でショットブラスト処理が施される。このショットブラスト処理には、表面に圧縮応力を導入する効果があるため、遅れ破壊が抑制され、また疲労強度が向上するという利点がある。

以下に本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学組成、表２に示す板厚および鋼組織の鋼板を素地鋼板とした。

これらの素地鋼板は、実験室にて溶製したスラブを、熱間圧延により製造した鋼板（表２において熱延鋼板と表記する）、または、熱延鋼板を冷間圧延、再結晶焼鈍により製造した鋼板（表２において冷延鋼板と表記する）である。なお、めっきシミュレーターを用いて、一部の鋼板には、溶融亜鉛めっき処理（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ^２）、合金化溶融亜鉛めっき処理（めっき皮膜中のＦｅ含有量は１５質量％）を行った。表２において、それぞれを溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板と表記する。また、冷間圧延まま（表２においてフルハードと表記する）の鋼板も使用した。

これらの鋼板を、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３に示す条件にて加熱、冷却した。また、鋼板に熱電対を貼付し、冷却速度の測定も行った。表３の平均加熱速度は室温から６７０℃までの温度域、保持時間は６７０℃以上の温度域、平均冷却速度は６００℃から１５０℃までと５００℃から１５０℃までの温度域に対する値である。各種製造条件で得られた鋼板に対して、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、シャルピー試験を実施した。

本例において作製した鋼板部材は、金型による熱間プレスが施されていないが、熱間プレス鋼板部材と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質は、同じ熱履歴を有する熱間プレス鋼板部材と実質的に同一である。

（素地鋼板の組織）
各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察、撮影し、合計０．０１ｍｍ^２の領域を解析することによって、鋼組織を同定し、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率および旧オーステナイト平均粒径を測定した。

（熱処理した鋼板のオーステナイトおよびマルテンサイトの分布状況）
熱処理した各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察、撮影し、合計８００μｍ^２の領域を解析することによって、オーステナイトおよびマルテンサイトの密度を調査した。

（熱処理した鋼板の残留オーステナイトの面積率）
熱処理した各鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片表面に対しＸ線回折を三回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を平均した値を算出した。

（引張試験）
熱処理した各鋼板から、荷重軸が圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。

（衝撃特性）
熱処理した鋼板の厚みが１．２ｍｍとなるように機械加工し、Ｖノッチ試験片を作製した。その試験片を４枚積層してねじ止めした後、シャルピー衝撃試験に供した。Ｖノッチの方向は圧延方向とした。衝撃特性は、０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ^２以上となる場合を良好とした。それに達しない場合を不良とした。

（試験結果の説明）
これらの熱間プレスを模擬した試験の結果を表４に示す。

なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。

表４における本発明例である供試材Ｎｏ．１〜３、７〜９、１１、１３、１５、１７、１９、２１および２２は、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに優れた延性と衝撃特性を有している。

一方、供試材Ｎｏ．４は、製造条件が発明で規定する範囲を外れ、目標とする引張強度が得られなかった。Ｎｏ．５および１８は、熱間プレス用鋼板である素地鋼板の鋼組織が発明で規定する範囲を外れ、所望の組織が得られないため、衝撃特性が悪かった。試材Ｎｏ．６および２０は、化学組成が発明で規定する範囲を外れ、目標とする引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ.１０は、製造条件が発明で規定する範囲を外れ、所望の組織が得られないため、延性が悪かった。供試材Ｎｏ.１２および１４は、製造条件が発明で規定する範囲を外れ、所望の組織が得られないため、延性と衝撃特性が悪かった。試材Ｎｏ．１６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れ、衝撃特性が悪かった。

また、本発明例の鋼板のうち、供試材Ｎｏ．１〜３、７〜９、１１、１３、１５、１７、１９および２１は、Ｓｉ含有量が好ましい範囲にあり、延性がさらに良好である。そのうち、供試材Ｎｏ．２、８、１１、１７、１９、および２１は、オーステナイトの面積率が好ましい範囲にあり、延性が極めて良好である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上８．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．０％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、１０面積％以上４０面積％以下のオーステナイトを含有するとともに、オーステナイトおよびマルテンサイトが合計で１．０個／μｍ^２以上の平均密度で存在する鋼組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、熱間成形鋼板部材。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間成形鋼板部材。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱間成形鋼板部材。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
5. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
6. Ｍｎ含有量が２．４質量％以上である化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する鋼板を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持し、このように加熱された素地鋼板に熱間成形を行い、次いで、６００℃から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材の製造方法。
7. Ｍｎ含有量が２．４質量％未満である化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である鋼組織を有する鋼板を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ_３点未満の温度域に２分間以上２０分間以下保持し、このように加熱された素地鋼板に熱間成形を行い、次いで、６００℃から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度、かつ、５００℃から１５０℃までを５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材の製造方法。