JP5756774B2 - 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられ、熱間プレス成形に適した熱間プレス用鋼板、およびこのような熱間プレス用鋼板から得られるプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法に関し、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所定の強度を得る熱間プレス成形法に適用する上で有用な熱間プレス用鋼板、およびプレス成形品、並びにそのような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。その一方で、鋼板を高強度化すると、プレス成形時の形状精度が低下することになる。

こうしたことから、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後、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。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熱間プレス成形（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熱間プレス用鋼板としては、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。しかしながら、エネルギー吸収部材のように変形を要する部品には、伸び（延性）が低いために適用が困難である。

良好な伸びを発揮する熱間プレス用鋼板として、例えば特許文献１〜４のような技術も提案されている。これらの技術では、鋼板中の炭素含有量を様々な範囲に設定することによって、夫々の鋼板の基本的な強度クラスを調整すると共に、変形能の高いフェライトを導入し、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径を小さくすることによって、伸びの向上を図っている。これらの技術は、伸びの向上には有効であるものの、鋼板の強度に応じた伸び向上の観点からすれば、依然として不十分である。例えば、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上のもので伸びＥＬが最大で１０．２％程度であり、更なる改善が求められている。

一方、これまで検討されているホットスタンプ成形品に比べて、強度クラスが低い成形品、例えば引張強さＴＳが９８０ＭＰａ級や１１８０ＭＰａ級についても、冷間プレスでは成形精度に問題があり、その改善策として、低強度熱間プレスに対するニーズがある。その際に、成形品におけるエネルギー吸収特性を大幅に改善する必要がある。

特に近年では、１つの部品内に強度差を付ける技術の開発が進められている。こうした技術として、変形を防止すべき部位は高強度（高強度側：耐衝撃部位側）で、エネルギー吸収が必要な箇所は低強度で且つ高延性（低強度側：エネルギー吸収部位側）とする技術が提案されている。例えば、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、耐衝撃性とエネルギー吸収性の両機能部位を持たせる場合がある。こうした部品を作製するには、（ａ）通常の熱間プレス用鋼板に、同じ温度に加熱・金型焼入れしても低強度となる鋼板を接合する（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）方法、（ｂ）金型での冷却速度に差異を付けて鋼板の領域毎に強度差を付ける方法、（ｃ）鋼板の領域毎の加熱温度に差異を付けて強度差を付ける方法、等が提案されている。

これらの技術では、高強度側（耐衝撃部位側）で引張強さ：１５００ＭＰａ級が達成されるが、低強度側（エネルギー吸収部位側）で最大引張強度：７００ＭＰａ、伸びＥＬ：１７％程度であり、エネルギー吸収特性を更に高めるためには、より高強度で高延性を実現することが求められている。

ところで自動車部品は、主にスポット溶接によって接合する必要があるが、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での強度低下が顕著であり、溶接継ぎ手の強度が低下（軟化）することが知られている（例えば、非特許文献１）。

特開２０１０−６２９２号公報 特開２０１０−６２９３号公報 特開２０１０−６２９４号公報 特開２０１０−６２９５号公報

広末ら「新日鉄技報」第３７８号 第１５〜２０頁（２００３）

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、成形品内で均一な特性が要求される場合には、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合には、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、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品を得る上で有用な熱間プレス用鋼板、および上記特性を発揮するようなプレス成形品、並びにこのような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用鋼板とは、
Ｃ ：０．１５〜０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．２〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１％、
Ｂ ：０．０００２〜０．０１％、
Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．００２％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
Ｎ：０．００１０〜０．０１％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であることを特徴とする。尚、「円相当直径」とは、Ｔｉ含有析出物（例えばＴｉＣ）の大きさ（面積）に着目したときに、同一面積の円に換算したときの直径（「平均円相当直径」はその平均値）である。
析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）

本発明の熱間プレス成形用鋼板においては、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で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種以上を合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％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。

上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の製造方法とは、上記のような本発明の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板のプレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することを特徴とする。

本発明のプレス成形品では、プレス鋼中の金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０〜８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０〜６７面積％であり、プレス鋼に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足するものとなり、成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。尚、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトの面積率は、両方の組織を含む場合には、両組織の合計面積率であり、どちらか一方の組織からなる場合にはその組織の面積率を意味する。
析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）

一方、上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の他の製造方法とは、上記のような熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ₃変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、いずれの領域でも下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却することを特徴とする。

本発明の他のプレス成形品は、上記のような化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス鋼は、金属組織が、残留オーステナイト：３面積％以上、２０面積％以下、焼入れままマルテンサイト：８０面積％以上である第１の領域と、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０〜８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０〜６７％である第２の領域を有しており、この第２の領域の鋼中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足することを特徴とする。こうしたプレス成形品では、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、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が存在するものとなり、しかも第２の領域においてスポット溶接したときのＨＡＺの軟化防止特性が良好なものとなる。
析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）

本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさを制御し、またＴｉＮを形成しないＴｉについてはその析出率を制御し、更に金属組織については焼戻し硬質相（マルテンサイト相、ベイナイト相等）と硬質相（焼入れままマルテンサイト相）と残留オーステナイト相の比率を調整した鋼板を用いているため、これを所定の条件で熱間プレスすることで、プレス成形品の強度−伸びバランスを高レベルにできる。また複数の領域で異なる条件で熱間プレスすると、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位を形成でき、夫々の部位で高強度と伸びのバランスを高レベルで達成でき、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好になる。

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、鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形してプレス成形品を製造するに際して、プレス成形後において高強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すようなプレス成形品が得られる熱間プレス用鋼板を実現すべく、様々な角度から検討した。

その結果、熱間プレス用鋼板の化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさおよび析出Ｔｉ量の制御を図り、且つ金属組織を適正なものとすると、該鋼板を所定条件で熱間プレス成形することで、プレス成形後に所定量の残留オーステナイトを確保して、内在する延性（残存延性）を高くしたプレス成形品が得られることを見出し、本発明を完成した。

本発明の熱間プレス用鋼板では、化学成分組成を厳密に規定する必要があるが、各化学成分の範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０．１５〜０．５％］
Ｃは、成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成するために、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において残留オーステナイトを確保する上で重要な元素である。また熱間プレス成形での加熱時に、Ｃが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ことができる。更に、マルテンサイト量の増加にも寄与し、強度を上昇させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．１５％以上とする必要がある。

しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．５％を超えると、二相域加熱領域が狭くなり、成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成されないか、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において狙いとする金属組織（焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトを所定量確保した組織）に調整することが困難となる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。

［Ｓｉ：０．２〜３％］
Ｓｉは、金型焼入れの冷却中にマルテンサイトが焼戻されてセメンタイトが形成されたり、未変態のオーステナイトが分解されることを抑制することで、残留オーステナイトを形成させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする必要がある。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、フェライトが形成されやすくなり、加熱時に単相化が難しくなり、熱間プレス用鋼板においてベイナイトおよびマルテンサイトの必要分率を確保できなくなる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。

［Ｍｎ：０．５〜３％］
Ｍｎは、焼入れ性を高め、金型焼入れの冷却中のマルテンサイト、残留オーステナイト以外の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト等）の形成を抑制するのに有効な元素である。また、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量の増加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％以上含有させる必要がある。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、３％以下とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％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）とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは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）とした。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。

［Ａｌ：０．０１〜１％］
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％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって１％を超えると、Ａｌ₂Ｏ₃が過剰に生成し、延性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上（より好ましくは０．０３％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。

［Ｂ：０．０００２〜０．０１％］
Ｂは、高強度部位側でフェライト変態、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、（Ａｃ₁変態点〜Ａｃ₃変態点）の二相域温度に加熱後の冷却中に、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０．０００２％以上含有させる必要があるが、０．０１％を超えて過剰に含有させても効果が飽和する。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）であり、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：３．４［Ｎ］＋０．００２％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下：［Ｎ］はＮの含有量（質量％）］
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とＮの化学量論比［Ｎの含有量の３．４倍］よりも０．００２％以上多く含有させることが重要である。またＮに対して過剰に添加されたＴｉをホットスタンプ成形品内に固溶状態で存在させ、且つ析出した化合物を微細に分散させておくことによって、ホットスタンプ成形品を溶接した際に固溶したＴｉがＴｉＣとして形成されることによる析出強化や、ＴｉＣによる転位の移動防止効果による転位密度の増加遅延等の効果により、ＨＡＺにおける強度低下が抑制できる。但し、Ｔｉ含有量が過剰になって３．４［Ｎ］＋０．１％よりも多くなると、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）が粗大化され、鋼板の延性が低下する。Ｔｉ含有量のより好ましい下限は３．４［Ｎ］＋０．００５％以上（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０１％以上）であり、より好ましい上限は３．４［Ｎ］＋０．０９％以下（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０８％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、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、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）が粗大化され、この析出物が破壊の起点として働き、鋼板の延性を低下させるため、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。

本発明の熱間プレス用鋼板における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は鉄、およびＰ，Ｓ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）である。また本発明の熱間プレス用鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で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種以上を合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％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、熱間プレス用鋼板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。

［Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）］
Ｖ，ＮｂおよびＺｒ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。こうしたことから、これらの元素は合計で０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素の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。

［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０．５％以下（更に好ましくは０．３％以下）である。

［Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、介在物を微細化するため、延性向上に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０００１％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、効果が飽和することから、合計で０．０１％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０．０００２％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合計で０．００５％以下（更に好ましくは０．００３％以下）である。

本発明の熱間プレス用鋼板では、（Ａ）鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であること、（Ｂ）析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］の関係［前記（１）式の関係］を満足すること、（Ｃ）金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの少なくとも一方を含んでおり、且つベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であることも重要な要件である。

Ｔｉ含有析出物や（１）式の制御は、ＨＡＺの軟化を防止するためのものであって、本来、成形品において必要な制御であるが、熱間プレス成形前後でこれらの値の変化は小さく、よって成形前（熱間プレス用鋼板）の段階で既に制御しておく必要がある。成形前の鋼板中でNに対して過剰なＴｉを、固溶状態若しくは微細状態で存在させておくことにより、熱間プレスの加熱時においてＴｉ含有析出物を固溶状態若しくは微細状態で維持できるようになる。これによって、プレス成形品中の析出Ｔｉ量を所定量以下に制御することができ、ＨＡＺにおける軟化を防止することで継ぎ手特性を改善できる。

こうした観点から、Ｔｉ含有析出物を微細に分散させておく必要があり、そのためには鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下とする必要がある［上記（Ａ）の要件］。尚、ここで対象とするＴｉ含有析出物の円相当直径を３０ｎｍ以下と規定しているのは、溶製段階で粗大に形成されて、その後、組織変化や特性に影響を及ぼさないＴｉＮを除いたＴｉ含有析出物を制御する必要があるためである。Ｔｉ含有析出物の大きさ（平均円相当直径）は、好ましくは５ｎｍ以下であり、より好ましくは３ｎｍ以下である。また、本発明で対象とするＴｉ含有析出物とは、ＴｉＣおよびＴｉＮの他、ＴｉＶＣ、ＴｉＮｂＣ、ＴｉＶＣＮ、ＴｉＮｂＣＮ等のＴｉを含有する析出物をも含む趣旨である。

尚、後述するように、プレス成形品でのＴｉ含有析出物の平均円相当直径を１０ｎｍ以下に規定しているのに対し、成形前（熱間プレス用鋼板）では６ｎｍ以下に規定している。その理由は、鋼板中に微細な析出物若しくは固溶状態でＴｉが存在しているが、８００℃付近に１５分以上の加熱を加えると、Ｔｉ含有析出物が若干粗大化するために、鋼板よりも成形品の方が析出物サイズを大きく規定している。成形品としての特性を確保するには、Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径を１０ｎｍ以下であることが必要であり、その析出状態をホットスタンプ成形品で実現するには、ホットスタンプ用鋼板の段階で３０ｎｍ以下の微細な析出物の平均円相当直径を６ｎｍ以下とし、またＴｉの多くを固溶状態で存在させる必要がある。

また、熱間プレス用鋼板においては、ＴｉのうちＮを析出固定するのに使用される以外のＴｉの大半を固溶状態若しくは微細状態で存在させる必要がある。そのためには、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（即ち析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］）は、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りの０．５倍以下（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下）とする必要がある［上記（Ｂ）の要件］。析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］は、好ましくは０．４×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下である。

金属組織は、本来、成形品において所望の強度−伸びバランスを達成するのに必要な制御であるが、金属組織を熱間プレス条件だけで制御することはできず、その原料鋼（熱間プレス用鋼板）の組織についても予め制御しておく必要がある。成形鋼板において、微細で延性への寄与が大きい焼鈍しマルテンサイトおよび焼鈍しベイナイトを適正量確保するためには、熱間プレス用鋼板中のベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率を８０面積％以上とする必要がある。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％未満であると、成形鋼板で狙いとする焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト分率を確保することが難しくなり、また他の組織（例えば、フェライト）量を増加させて強度−延性バランスを低下させることになる。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率は、好ましくは９０面積％以上であり、より好ましくは９５面積％以上である。

尚、本発明の熱間プレス用鋼板で、金属組織の残部は特に限定されないが、例えばフェライト、パーライトまたは残留オーステナイトの少なくともいずれかが挙げられる。

上記のような本発明の鋼板（熱間プレス用鋼板）を製造するには、上記のような化学成分組成を有する鋼材を溶製した鋳片を、加熱温度：１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１３００℃以下（好ましくは１２５０℃以下）とし、仕上げ圧延温度を９３０℃以上（好ましくは９５０℃以上）、１０５０℃以下（好ましくは１０００℃以下）として熱間圧延を行い、その後直ちに、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の平均冷却速度で冷却（急冷）し、１００℃以上（好ましくは１５０℃以上）、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）で巻取るようにすれば良い。

上記方法は、（１）オーステナイト中に熱間圧延により導入された転位が残存する温度域にて圧延を終了し、（２）その直後に急冷することで転位上にＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を微細に形成させ、（３）更に急冷した後巻取ることによって、ベイナイト変態若しくはマルテンサイト変態するように制御するものである。

上記のような化学成分組成、金属組織およびＴｉ析出状態を有する熱間プレス用鋼板を、そのまま熱間プレスの製造に供しても良いし、酸洗後に圧下率：１０〜８０％（好ましくは２０〜７０％）で冷間圧延を施してから熱間プレスの製造に供しても良い。また、熱間プレス用鋼板またはその冷間圧延材を、８３０℃以上（好ましくは８５０℃以上、９００℃以下）に加熱後、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の冷却速度で急冷した後、４５０℃以下で１０秒以上、１０００秒以下の保持、または４５０℃以下の温度で焼戻しを施すような熱処理を施してから熱間プレスの製造に供しても良い。この様な冷間圧延や熱処理を施した鋼板も、要求特性を満足している限り、本発明の熱間プレス用鋼板に含まれる。また、本発明の熱間プレス用鋼板には、その表面（素地鋼板表面）に、Ａｌ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｉのうちの１種以上を含むメッキを施しても良い。

上記のような熱間プレス用鋼板を用い、Ａｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することによって、単一特性を有するプレス成形品（以下、単一領域成形品という場合がある）で、低強度且つ高延性のものとして最適な組織に作り込むことができる。この成形法おける各要件を規定した理由は、下記の通りである。

鋼板中のマルテンサイトやベイナイトのラス間に、オーステナイトを形成させると共に、マルテンサイトやベイナイトを焼鈍しすることによって、延性に優れた焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを形成するために、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。鋼板の加熱温度がＡｃ₁変態点＋２０℃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、鋼板の加熱温度がＡｃ₃変態点−２０℃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。

上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーラ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、下死点で保持して金型内で平均冷却速度および冷却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、金型内の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とする必要がある。このときの平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とすることによって、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをベイナイトやマルテンサイトに変態させることによって、ベイナイトやマルテンサイトを確保しつつ、ベイナイトやマルテンサイトのラスの間に微細なオーステナイトを残留させて所定量の残留オーステナイトを確保する。

上記冷却終了温度がベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度よりも高くなったり、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライトやパーライト等の組織が形成されて、所定量の残留オーステナイトが確保できず、成形品における伸び（延性）が劣化する。尚、冷却終了温度はＢｓより１００℃低い温度以下である限り特に制限されず、例えば、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下であってもよい。

ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下の温度になった段階で、平均冷却速度の制御は基本的に不要になるが、例えば１℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却してもよい。尚、下死点で保持して金型内で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。

上記のような熱間プレスによって製造されるプレス成形品（単一領域成形品）では、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０〜８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０〜６７面積％であるものとなり、成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。こうした熱間プレス成形品における各要件（基本組織）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）、プレス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。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。

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および／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、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および／または焼鈍しベイナイトの分率は、３０面積％以上とする。しかしながら、この分率が８７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。焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトの分率の好ましい下限は４０面積％以上（より好ましくは５０面積％以上）であり、好ましい上限は８０面積％未満（より好ましくは７０面積％未満）である。

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、多量に存在すると伸びを劣化させるが、焼鈍しマルテンサイトのようにマトリックスが強度の低い組織において１００キロ超級の高強度を実現するには、焼入れままマルテンサイトを所定量確保する必要がある。こうした観点から、焼入れままマルテンサイトの分率は１０面積％以上とする。しかしながら、焼入れままマルテンサイトの分率が多くなり過ぎると、強度が高くなり過ぎて伸びが不足することになるので、その分率は、６７面積％以下とする必要がある。焼入れままマルテンサイトの分率の好ましい下限は２０面積％以上（より好ましくは３０面積％以上）であり、好ましい上限は６０面積％以下（より好ましくは５０面積％以下）である。

上記組織の他は特に限定されず、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んでもよいが、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面積％でも良い）。但し、２０面積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは１０面積％以下であり、更に好ましくは５面積％以下である。

上記プレス成形品（単一領域成形品）では、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下である。こうした要件を満足させることによって、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができる。Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径は、好ましくは８ｎｍ以下であり、より好ましくは６ｎｍ以下である。

またプレス成形品（単一領域成形品）では、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］）が、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りのＴｉの０．５倍以下（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下）になっている。こうした要件を満足させることによって、溶接時に固溶しているＴｉがＨＡＺに微細析出したり、既存の微細Ｔｉ含有析出物が転位の回復等を抑制することで、ＨＡＺでの軟化を防止し、溶接性が良好となる。析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］は、好ましくは０．４×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］以下である。

本発明の熱間プレス用鋼板を用いれば、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、プレス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）のプレス成形品が得られるので、これまでの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、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、上述した単一領域成形品のみならず、プレス成形金型を用いて鋼板をプレス成形してプレス成形品を製造するに際して、加熱温度、および成形時の各領域の条件を適切に制御し、各領域の組織を調整すれば、各領域に応じた強度−延性バランスを発揮するプレス成形品（以下、複数領域成形品という場合がある）が得られる。

本発明の熱間プレス用鋼板を用い、上記のように複数領域成形品を製造するに当たっては、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、そのうち一の領域（以下、第１の領域という）をＡｃ₃変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域（以下、第２の領域という）をＡｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、第１および第２の両方の領域に対してプレス成形を開始し、第１および第２のいずれの領域でも下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却すればよい。

上記方法では、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域（高強度側領域および低強度側領域）に分け、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プレス成形品が得られる。２つの領域のうち第２の領域が低強度側領域に相当し、この領域における製造条件、組織および特性は基本的に上記した単一領域成形品と同じである。以下では、もう一方の第１領域（高強度側領域に相当）を形成させるための製造条件について説明する。尚、この製造方法を実施するに際しては、単一の鋼板で加熱温度の異なる領域を形成する必要が生じるが、既存の加熱炉（例えば、遠赤外線炉、電気炉＋シールド）を用いることによって、温度の境界部分を５０ｍｍ以下としつつ制御することは可能である。

（第１の領域・高強度側領域の製造条件）
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、マルテンサ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の領域内で所望の組織に作り込むことができる。この領域での鋼板加熱温度が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、鋼板の加熱温度が９５０℃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。鋼板の加熱温度は、好ましくはＡｃ₃変態点＋５０℃以上であり、９３０℃以下である。

上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーラ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、下死点で保持して金型内での平均冷却速度および冷却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、平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とする必要がある。このときの平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とすることによって、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをマルテンサイトに変態させることによって、マルテンサイトを確保する。冷却終了温度は、具体的には４００℃以下であり、好ましくは３００℃以下である。

こうした方法によって得られたプレス成形品では、第１領域と第２領域とで、金属組織や析出物等が異なっている。第１の領域では、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％（残留オーステナイトの作用効果は上記と同じ）、マルテンサイト：８０面積％以上となっている。第２領域では、上記単一領域成形品と同じ金属組織、Ｔｉ状態（Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径、析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］の値等）を満足する。

第１の領域の主要組織を、所定量の残留オーステナイトを含む高強度のマルテンサイトにすることで、プレス成形品における特定領域の延性および高強度を確保することができる。こうした観点から、焼入れまま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。焼入れままマルテンサイトの分率は、好ましくは８５面積％以上（より好ましくは９０面積％以上）である。尚、第１領域における組織として、一部にフェライト、パーライト、ベイナイト等含んでいてもよい。

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。

［実施例１］
下記表１、２に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．１〜３２）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行って鋼板とし、その後に冷却して巻取りを模擬した処理を施した（板厚：３．０ｍｍ）。巻取り模擬処理方法は、巻取り温度まで冷却後、巻取り温度に加熱した炉に試料を入れ、３０分保持した後炉冷した。このときの鋼板製造条件を下記表３に示す。尚、表１、２中のＡｃ₁変態点、Ａｃ₃変態点、Ｍｓ点およびＢｓ点は、下記の（２）式〜（５）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３の備考欄に示した処理（１）〜（３）は、下記に示す各処理（圧延、冷却、合金化）を行ったものである。

Ａｃ₁変態点（℃）＝７２３＋２９．１×［Ｓｉ］−１０．７×［Ｍｎ］＋１６．９×［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］ …（２）
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］ …（３）
Ｍｓ点（℃）＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−１０×［Ｃｕ］−１７×［Ｎｉ］−２０×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ …（４）
Ｂｓ点（℃）＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］ …（５）
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（２）式〜（５）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。

処理（１）：熱間圧延鋼板を冷間圧延した（板厚：１．６ｍｍ）。
処理（２）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、連続焼鈍を模擬し、８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持した。
処理（３）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、連続溶融亜鉛めっきラインを模擬するため８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持後、更に５００℃×１０秒加熱後冷却した。

得られた鋼板につき、Ｔｉの析出状態の分析、および金属組織の観察（各組織の分率）を下記要領で行った。その結果を、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４[Ｎ]］の計算値［０．５×（全Ｔｉ量−３．４[Ｎ]）と表示］と共に下記表４、５に示す。

［鋼板のＴｉの析出状態の分析］
抽出レプリカサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＴｉ含有析出物の透過型電子顕微鏡像（倍率：１０万倍）を撮影した。このとき、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）により析出物の組成分析をすることによって、Ｔｉ含有析出物（円相当直径で３０ｎｍ以下のもの）を特定した。少なくとも１００個以上のＴｉ含有析出物の面積を画像解析により測定し、そこから円相当直径を求め、その平均値を析出物サイズ（Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径）とした。また、析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］（析出物として存在するＴｉ量）は、メッシュ径：０．１μｍのメッシュを用いて抽出残渣分析を行い（抽出処理の際に、析出物が凝集して微細な析出物も測定できる）、析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］（表４、５では析出Ｔｉ量−３．４［Ｎ］と表示）を求めた。尚、Ｔｉ含有析出物がＶやＮｂを一部含有している場合は、これらの析出物の含有量についても測定した。

［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、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、マルテンサイト、ベイナイトを区別し、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）。

上記各鋼板（１．６ｍｍ^ｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について（上記処理（１）〜（３）以外のものについては、熱間圧延によって厚さを１．６ｍｍに調整）、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。プレス成形条件（プレス成形時の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表６に示す。

得られた成形品につき、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）、および熱処理後の硬さ低下量を下記の方法で測定した。

［引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）の測定］
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、引張強度（ＴＳ）が７８０〜１２７０ＭＰａで伸び（ＥＬ）が２０％以上を満足し、強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が２００００（ＭＰａ・％）以上の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（面積率）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。

［熱処理後の硬さ低下量］
スポット溶接に準ずる熱履歴として、熱処理シミュレータで平均加熱速度５０℃／秒で７００℃に加熱後、平均冷却速度５０℃／秒で冷却し、元の硬さ（ビッカース硬さ）に対する硬さ低下量（ΔＨｖ）を測定した。硬さ低下量（ΔＨｖ）が５０Ｈｖ以下のときに、ＨＡＺでの軟化防止特性が良好であると判断した。

金属組織の観察結果（各組織の分率、析出Ｔｉ量−３．４［Ｎ］）を、下記表７、８に示す。また、成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、ＴＳ×ＥＬ、および硬さ低下量ΔＨｖ）を下記表９に示す。尚、成形品における析出Ｔｉ量−３．４［Ｎ］の値は、プレス成形用鋼板における析出Ｔｉ量−３．４［Ｎ］の値と若干異なるが、これは測定誤差である。

これらの結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．１、２、４、５、８、１０〜１２、１４〜１７、１９〜２１、２３〜３２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−延性バランスが良好で、軟化防止特性が良好な部品が得られていることが分かる。

これに対し、鋼Ｎｏ．３、６、７、９、１３、１８、２２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、鋼Ｎｏ．３のものは、Ｓｉ含有量が少ない鋼板を用いたものであり、成形品中の残留オーステナイト分率が確保されず、伸びがでないものとなって、強度−伸びバランスが劣化している。鋼Ｎｏ．６のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度が低く、熱間プレス用鋼板および成形品のいずれの段階でも（１）式の関係を満足しないものとなっており、伸びがでないものとなって、強度−伸びバランスが劣化している他、軟化防止特性も劣化している。

鋼Ｎｏ．７のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度〜巻取りまでの平均冷却速度が低くなっており、成形品の段階でフェライトが生成して焼入れままマルテンサイト分率が確保できず、強度および伸びが低下し、強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。鋼Ｎｏ．９のものは、鋼板製造時の巻取り温度が高くなっており、熱間プレス用鋼板の段階で析出Ｔｉ量が過剰になっており、こうした鋼板を用いてプレス成形したときには、成形条件が適切であっても、成形品でも析出Ｔｉ量が過剰にあり、軟化防止特性も劣化している。

鋼Ｎｏ．１３のものは、プレス成形時の冷却速度が遅くなっており、成形品の段階でベイナイトやパーライトが生成して焼入れままマルテンサイト分率が確保できず、強度および伸びが低下し、強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。鋼Ｎｏ．１８のものは、Ｃ含有量が過剰な鋼板を用いたものであり、鋼板のマルテンサイト分率が低くなっており、またプレス成形時の加熱温度も高くなっており、成型品でのマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト分率が確保できず、強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない（強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化）。鋼Ｎｏ．２２のものは、Ｔｉ含有量が過剰の鋼板を用いたものであり、強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化し、軟化防止特性も劣化している。

［実施例２］
下記表１０に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．３３〜３７）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取った（板厚：３．０ｍｍ）。このときの鋼板製造条件を下記表１１に示す。

得られた鋼板につき、Ｔｉ含有析出物の析出状態の分析および金属組織の観察（各組織の分率）を実施例１と同様にして行った。その結果を、下記表１２に示す。

上記各鋼板（３．０ｍｍ^ｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。このとき、鋼板を赤外線炉に入れ、高強度化したい部分（第１の領域に相当する鋼板部分）は高温加熱できるように、赤外線が直接当たるようにすると共に、低強度化したい部分には（第２の領域に相当する鋼板部分）には低温加熱できるように、赤外線の一部を遮断するように覆いをかぶせることで、加熱温度差を付けた。従って、成形品は単一の部品内に強度の異なる領域を有するものとなっている。プレス成形条件（プレス成形時の各領域の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表１３に示す。

得られた成形品につき、各領域における引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）を実施例１と同様にして求めた。

金属組織の観察結果（各組織の分率）を、下記表１４に示す。また、成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、ＴＳ×ＥＬおよび硬さ低下量）を下記表１５に示す。尚、高強度側での引張強度（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が８％以上を満足し、強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１４０００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した（低強度側の評価基準は実施例１と同じ）。

この結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．３３、３５〜３７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−延性バランスの良好な部品が得られていることが分かる。これに対し、鋼Ｎｏ．３４のものは、プレス成形時の加熱温度が低くなっており、高強度側での強度が低下している（低強度側との強度差が３００ＭＰａ未満）。

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. Ｃ ：０．１５〜０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
   Ｓｉ：０．２〜３％、
   Ｍｎ：０．５〜３％、
   Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜１％、
   Ｂ ：０．０００２〜０．０１％、
   Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．００２％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、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り、
   鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
   析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
   （（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
2. 更に他の元素として、Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
3. 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種以上を合計で１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板。
4. 更に他の元素として、Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板のプレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
6. 請求項１〜４のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、プレス鋼中の金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０〜８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０〜６７面積％であり、プレス鋼中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足することを特徴とするプレス成形品。
   析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
   （（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
7. 請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ₃変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ₁変態点＋２０℃以上、Ａｃ₃変態点−２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、いずれの領域でも下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下の温度まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
8. 請求項１〜４のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス鋼は、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼入れままマルテンサイト：８０面積％以上である第１の領域と、金属組織が、残留オーステナイト：３〜２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０〜８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０〜６７％である第２の領域を有しており、この第２の領域の鋼中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足することを特徴とするプレス成形品。
   析出Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］≦０．５×［全Ｔｉ量（質量％）−３．４［Ｎ］］ …（１）
   （（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）

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