JPWO2007129676A1 - 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法 - Google Patents

熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

焼入れままで靱性が良好で、引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形された鋼板部材は、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下で、自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有する。鋼板の化学組成は、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５を満たす量のＴｉ、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下及びＡｌ：１％以下の１種又は２種以上、場合によりＢ：０．０１％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有する。この鋼板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度で５分以下保持した後で熱間プレス成形し、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒の冷却により焼入れを行う。

Description

本発明は、熱間プレス成形により作製された、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上という高強度の鋼板部材とその製造方法に関する。この鋼板部材は、自動車のボデー構造部品、足回り部品等を始めとする機械構造部品として好適である。本発明はまた、この鋼板部材の製造に使用される熱間プレス成形用鋼板とその製造方法にも関する。
近年、自動車の燃費向上のため、使用する鋼材の高強度化を図り、自動車の重量を減ずる努力が進んでいる。その結果、自動車に広く利用されている薄鋼板のプレス成形による部材の製造においては、鋼板強度の増加に伴うプレス成形性の低下により、複雑な形状の部材を製造することが困難になってきている。具体的には、鋼板の延性低下に起因して、加工度が高い部位で破断が生じるスプリングバックや、壁反りが大きくなって寸法精度が劣化する、といった問題が発生している。そのため、特に７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度の鋼板を用いたプレス成形による部品の製造には困難性がつきまとう。
プレス成形ではなくロール成形を利用すれば、高強度鋼板でも容易に加工を行うことができる。しかし、ロール成形は長手方向に一様な断面を有する部品の製造にしか適用できないので、複雑な形状の部材の製造には利用できない。
ＧＢ １，４９０，５３５に提案されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレス成形と呼ばれる方法では、高温の鋼板が軟質かつ高延性になっているため、複雑な形状を寸法精度よく成形することが可能である。その上、鋼板をオーステナイト域に加熱してからプレス成形し、プレス成形に用いた金型内で成形品を急冷して焼入れすることによって、鋼板の成形と同時に、マルテンサイト変態による鋼板の高強度化を達成することができる。
特開平１０−９６０３１号公報には、鋼板素材を予め室温で所定の形状にプレス成形した後、成形に用いた金型に入れたまま成形品をオーステナイト域に加熱し、急冷することによって、鋼板の高強度化とプレス成形を同時に行う予成形プレスクエンチ法が開示されている。
上述した熱間プレス成形法や予成形プレスクエンチ法は、鋼板のプレス成形とプレス成形品の高強度化を同時に達成することができる。
ところが、焼入れ後の成形品の引張強さが１．８ＧＰａ以上という高強度になると、従来の熱間プレス成形法（予成形プレスクエンチ法を含む）では、焼入れ後のプレス成形品の靱性が不十分で、実用レベルに達しないことが判明した。実際、熱間プレス成形のままで靱性が良好な、引張強さ１．８ＧＰａ以上の高強度プレス成形品を製造した例はこれまで知られていない。
従って、従来の熱間プレス成形では、引張強さが１．８ＧＰａ以上の実用可能なプレス成形品を作製するためには、焼入れされたプレス成形品に焼戻し処理を施してその靱性を高める必要がある。しかし、熱間プレス成形において焼戻し工程を追加することは、作業効率や設備の点で著しいコストアップにつながり、好ましくない。
本発明は、焼入れ後の焼戻しを行わずに、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品の製造を実現可能にする技術を提供する。
本発明によれば、鋼板の化学組成を適切に選択し、かつ鋼板製造時の熱間圧延条件や場合によりその後の冷間圧延、焼鈍、合金化溶融亜鉛めっきなどの熱処理条件、さらには熱間プレス成形後の焼入れ条件を適切に制御することにより、上記目的を達成することができる。
１側面において、本発明は、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有するとともに、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下で自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有し、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上である熱間プレス成形された鋼板部材である：
３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
本発明において、熱間プレス成形は、鋼板を予めオーステナイト域（Ａｃ３点以上）の温度に加熱してからプレス成形を行う狭義の意味での熱間プレス成形法に加えて、オーステナイト域より低温（例、室温）でプレス成形した後、プレス成形に使用した金型内で成形品をオーステナイト域の温度に加熱し、焼入れを行う予成形プレスクエンチ法をも包含する。
前記化学組成は、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及びＣａ：０．００１〜０．００５％から選ばれた１種又は２種以上を含有していてもよい。
前記化学組成において、鋼中に不純物として含まれるＰ、Ｓ及びＮのうちの１種又は２種以上は、質量％でＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下及びＮ：０．００２％以下を満たす含有量であることが好ましい。
別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有する、引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形された鋼板部材を製造することができる熱間プレス成形用鋼板である。
本発明はまた、上記化学組成を有する鋼板を、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分以下の時間保持した後、この鋼板に熱間プレス成形を施し、熱間プレス成形された高温の成形品をＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒となるように冷却することを含む、熱間プレス成形された鋼板部材の製造方法も提供する。
１態様において、熱間プレス成形された鋼板部材は、前述した予成形プレスクエンチ法によって製造することもできる。この態様による鋼板部材の製造方法は、上記化学組成を有する鋼板をＡｃ３点より低温で金型を用いてプレス成形し、プレス成形された鋼板を該金型に入れたまま、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下の時間保持し、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒となるように冷却することを含む。この態様におけるプレス成形温度は典型的には室温である。
本発明はさらに、特に予成形プレスクエンチ法に使用するのに適した、プレス成形性に優れた熱間プレス成形用鋼板の製造方法も提供する。この熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、上記化学組成を有する鋼塊又は鋼片を１０５０〜１３００℃の温度としたのちに熱間圧延に供し、８００〜９５０℃の温度で該熱間圧延を完了し、熱間圧延で得られた鋼帯を５００〜７００℃の温度で巻取ることを含む。
この熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、下記工程をさらに含んでいてもよい：
（１）上記の巻き取られた鋼帯をアンコイルし、この鋼帯に脱スケール処理と冷間圧延とを施す；
（２）上記（１）で冷間圧延された鋼帯を、（Ａｃ１点＋１０℃）以上、Ａｃ３点以下の温度域に１０秒間以上保持した後、１〜１００℃／秒の平均冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、この鋼帯を次いで３００〜５００℃の温度域に３０秒間〜１０分間保持した後、１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却する；
（３）上記（１）で冷間圧延された鋼帯を、（Ａｃ１点−１００℃）以上、（Ａｃ１点＋３０℃）以下の温度域に１〜２４時間保持したのちに１〜１００℃／時の平均冷却速度で室温まで冷却する；
（４）上記の巻き取られた鋼帯をアンコイルし、この鋼帯に脱スケール処理と溶融亜鉛めっきとを施し、次いでこの鋼帯に５００℃以上、Ａｃ１点以下の温度域で合金化熱処理を施す；
（５）上記（１）で冷間圧延された鋼帯を、７００〜９００℃の温度域で焼鈍を施したのちに１〜６０℃／秒の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し、この鋼帯に溶融亜鉛めっきと、その後に５００℃〜Ａｃ１点の温度域で合金化熱処理とを施す；又は
（６）上記（３）で室温まで冷却された鋼帯に、溶融亜鉛めっきと、その後に５００℃〜Ａｃ１点の温度域で合金化熱処理を施す。
このように、本発明の熱間プレス成形用鋼板は、熱間圧延鋼板、冷間圧延鋼板、熱処理された冷間圧延鋼板、並びに熱間圧延鋼板若しくは冷間圧延鋼板を基材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板を包含する。
本発明により、焼戻しを行わずに、熱間プレス成形とその際の焼入れのままで、靱性に優れ、引張強さが１．８ＧＰａ以上の高強度熱間プレス成形された鋼板部材を製造することが可能となる。その結果、熱間プレス成形を利用した高強度鋼板部材の製造コストを著しく低減することができる。
臨界冷却速度測定用の試験片の形状の説明図である。 本発明の熱間プレス鋼板部材の微細組織を示すＴＥＭ写真である。 ハット成形法の模式的説明図である。
以下に本発明をより詳しく説明する。以後の説明において、鋼板やめっきの組成に関する「％」は全て「質量％」を表す。
本発明において鋼板の化学組成は次の通りである。
Ｃ：０．２６〜０．４５％
Ｃは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度（ｐｏｓｔ−ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を主に決定する非常に重要な元素である。焼入れ後に引張強さ１．８ＧＰａ以上の高強度を達成するために、Ｃ含有量を少なくとも０．２６％とする。一方、Ｃ含有量が０．４５％を超えると、焼入れ後の鋼板の強度が高くなりすぎて、その靱性劣化が著しくなる。望ましいＣ含有量は０．２８〜０．３３％である。
Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％
Ｍｎ及びＣｒは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ高い焼入れ後の強度を安定して得るのに非常に効果のある元素である。Ｍｎ及びＣｒの合計含有量（以下、「（Ｍｎ＋Ｃｒ）含有量」という）が０．５％未満ではその効果は十分ではない。一方、（Ｍｎ＋Ｃｒ）含有量が３．０％を超えるとその効果は飽和し、逆に安定した強度確保が困難となる。望ましい（Ｍｎ＋Ｃｒ）含有量は０．８〜２．０％である。
Ｎｂ：０．０２〜１．０％
Ｎｂは、鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶化を抑制し、かつ微細な炭化物を形成することによってオーステナイト粒を細粒にし、それにより焼入れ後の鋼板の靱性を大きく改善するという効果がある。この効果を確実に得るために、０．０２％以上のＮｂを含有させる。しかし、Ｎｂ含有量が１．０％超になると、Ｎｂの上記効果は飽和し、いたずらにコスト増を招く。望ましいＮｂ含有量は０．０３〜０．５％であり、より望ましくは０．０４〜０．１５％である。
Ｔｉ：（１）式（３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５）を満たす量
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶化を抑制し、かつ微細な炭化物を形成することによって、オーステナイト粒を細粒にし、それにより焼入れ後の鋼板の靱性を大きく改善するという効果を有する。Ｔｉのこの効果を確実に発揮させるために、Ｔｉ含有量（％）を（３．４２Ｎ＋０．００１）以上とする。Ｎは鋼中に不純物として含有される。Ｎは実質的に０％であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が（３．４２Ｎ＋０．５）を超えると、Ｔｉの上記効果は飽和し、いたずらにコスト増を招く。望ましいＴｉ含有量は、３．４２Ｎ＋０．０２≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．０８を満たす量である。
Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％
これらの元素は任意添加元素であるが、いずれも鋼板の焼入れ性を高め、かつ高い焼入れ後強度を安定して達成するのに効果があるので、それらの１種又は２種以上を含有させることが好ましい。これらの元素のこの効果は、Ｓｉ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ａｌ：０．０１％以上で顕著となる。しかし、各元素をその上限値以上に含有させても上記効果は小さく、かついたずらにコスト増を招くため、各元素の含有量は上述の範囲とする。これらの１種又は２種以上の元素を添加する場合の好ましい含有量は、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｎｉ：０．０２〜１％、Ｃｕ：０．０２〜０．８％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％である。
Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは任意添加元素であり、鋼板の焼入れ性を高め、かつ高い焼入れ後強度を安定して得るのに有効である。また、Ｂは粒界に偏析して粒界強度を高め、焼入れ後の鋼板の靱性を向上させる効果があり、さらに加熱時のオーステナイト粒成長抑制効果も高い。これらの効果はＢ含有量が０．００１％以上で顕著となる。しかし、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとこれらの効果は飽和し、かつコスト増を招く。Ｂを含有させる場合の望ましいＢ含有量は０．００１〜０．０１％であり、より望ましくは０．００１〜０．００３０％である。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは任意添加元素であり、鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするため、焼入れ後の鋼板の靱性を大きく改善する効果を有する。これらの効果はＭｏ含有量が０．０１％以上で顕著となる。しかしＭｏ含有量が１．０％超になると、その効果は飽和し、いたずらにコスト増を招く。Ｍｏを含有させる場合の望ましいＭｏ含有量は０．０１〜１．０％であり、さらに望ましくは０．０４〜０．２０％である。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは任意添加元素であり、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼板の靱性を向上させる効果を有する。これらの効果はＣａ含有量が０．００１％以上で顕著となる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えるとその効果は飽和する。したがって、Ｃａを含有させる場合の望ましいＣａ含有量は０．００１〜０．００５％であり、より望ましくは０．００２〜０．００４％である。
化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物から本質的になる。不純物は、Ｐ、Ｓ、Ｎのような非金属元素と、上記以外の金属元素とを包含しうる。そのうち、Ｐ、Ｓ、Ｎの含有量は好ましくは下記の通りである。
Ｐ：０．００５％以下
Ｐは、焼入れ後の鋼板の靱性を大きく劣化させる元素であるため、０．００５％以下とすることが好ましい。より望ましくは０．００３％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、焼入れ後の鋼板の靱性を大きく劣化させる元素であるため、０．００５％以下とすることが好ましい。より望ましくは０．００３％以下である。
Ｎ：０．００２％以下
Ｎは、鋼中にて介在物を形成し、焼入れ後の鋼板の靱性を劣化させる元素であるため、０．００２％以下とすることが好ましい。より望ましくは０．００１％以下である。
Ｐ、Ｓ、Ｎの少なくとも１種の含有量が上記の通りであることが好ましい。残りの不純物元素の含有量は上記の上限を超えてもよいが、Ｐ、Ｓ、Ｎの全ての含有量が上記の上限以下であることが特に好ましい。
本発明の熱間プレス成形された鋼板部材は、引張強さが１．８ＧＰａ以上の高強度を有する。この引張強さは、熱間プレス成形工程において、プレス成形に続く焼入れにより達成される。焼入れは、通常は熱間プレス成形に使用した金型内で行われるが、それに限られるものではない。
前述したように、このような高強度の熱間プレス成形された鋼板部材は、従来は靱性が著しく劣化するため、実用に供することができなかった。本発明の熱間プレス成形された鋼板部材は、この１．８ＧＰａ以上という高強度と同時に良好な靱性を達成するために、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下という、結晶粒が微細化された微細組織を有する。旧オーステナイト平均粒径は、望ましくは８μｍ以下、さらに望ましくは４μｍ以下である。旧オーステナイト平均粒径は、次に説明するように、熱間プレス成形前の加熱条件（保持温度及び保持時間）に依存して変化する。
本発明によれば、上記化学組成を有する鋼板に対して熱間プレス成形を行うが、そのときの熱間プレス成形前の加熱条件（保持温度及び保持時間）は次の通りである。
熱間プレス成形工程において焼入れにより目的とする強度と靱性を得るために、熱間プレス成形に供する鋼板をＡｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域で５分間以下の時間保持する。保持温度をＡｃ３点以上とするのは、鋼の組織を一旦オーステナイト単相として、焼入れにより目的とする強度を得るためである。保持温度の上限及び保持時間の上限は、焼入れ後の旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下に抑制し、鋼板の引張強さが１．８ＧＰａ以上の強度でも良好な靱性を達成するためである。保持温度を（Ａｃ３点＋１００℃）超とするか、或いは保持時間を５分超とすると、旧オーステナイト粒径は１０μｍ以上となって、焼入れ後に良好な靱性を得ることができないことがある。より望ましい保持温度は、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋５０℃）以下で、より望ましい保持時間は２分以下である。なお、旧オーステナイト粒径は細粒であればあるほど好ましいので、保持時間の下限は特に規定しない。
本発明における熱間プレス成形は、使用金型も含めてそれ自体特に制限されない。熱間プレス成形は、予め鋼板を上記条件で加熱してから行うことが好ましいが、前述した予成形プレスクエンチ法に従って実施することもできる。その場合には、予成形された成形品の加熱を上記条件下で行えばよい。
予成形プレスクエンチ法を採用する場合、プレス成形をＡｃ３点より低温で行い、プレス成形された鋼板を金型に入れたまま、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下の時間保持し、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒となるように冷却する。予成形プレスクエンチ法でのプレス成形は通常は室温で行われるが、Ａｃ３点より低温に加熱された鋼板をプレス成形することもできる。
熱間プレス成形工程（予成形プレスクエンチ法を含む）における焼入れのための冷却条件及び冷却方法は次の通りである。
引張強さが１．８ＧＰａ以上の強度を得ると同時に靱性を少しでも改善するためには、熱間プレス成形により得られた鋼板部材の焼入れ後の微細組織を、実質的にマルテンサイトのみからなる完全マルテンサイト組織とするのではなく、自動焼戻しマルテンサイトを含む組織にすることが肝要である。
自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、例えば、谷野、鈴木著「鉄鋼材料の科学−鉄に凝縮されたテクノロジー」内田老鶴圃、東京（２００１）１００頁に解説されている。焼戻しマルテンサイトは、ラス内部に微細セメンタイトが析出していることで、完全マルテンサイトと区別できる。
上記化学組成を有する鋼板の場合、自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織は、焼入れ時の冷却速度を、Ｍｓ点までは拡散変態が起きないように上部臨界冷却速度以上とし、その後、Ｍｓ点から１５０℃までの温度範囲の平均冷却速度を１０〜５００℃／秒にすることにより得ることができる。Ｍｓ点から１５０℃までの好ましい平均冷却速度は１５〜２００℃／秒である。
冷却中に鋼板温度がＭｓ点に到達すると、マルテンサイト変態による変態発熱が起こるが、この変態の発熱量は非常に大きい。上記のようにＭｓ点から１５０℃までの温度範囲の平均冷却速度はＭｓ点までの冷却速度より遅くするが、Ｍｓ点以下の冷却をＭｓ点に到達するまでと同じ冷却方法で実施すると、Ｍｓ点での大きな変態発熱のために必要な冷却速度を達成できない場合がある。その場合には、Ｍｓ点までの冷却よりもＭｓ点から１５０℃までの冷却をより強く行う必要があり、具体的には次に述べるようにすることが好ましい。
熱間プレス成形法では、通常は、高温の鋼板を常温又は数十℃程度の温度の鋼製金型でプレス成形することにより、金型によって冷却が達成される。冷却速度は、金型寸法（例、厚み）を変えて金型の熱容量を変化させることにより変化させることができる。また金型材質を異種金属（例えば銅など）に変えることでも、冷却速度を変化させることができる。金型の寸法や材質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、予め溝を数ヶ所切った金型を用い、プレス成形中にその溝に水を通すことによって冷却速度を変えたり、プレス成形途中でプレス成形機を上げ、その間に金型内に水を流すことによって冷却速度を変えることもできる。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でも冷却速度を変えることもできる。
Ｍｓ点前後で冷却速度を変える手段としては、例えば、次の手段が考えられる。
（１）Ｍｓ点到達直後に、熱容量の異なる金型又は室温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、Ｍｓ点到達直後に金型の冷却水量を変化させて冷却速度を変える；
（３）Ｍｓ点到達直後に、金型と成形品との間に水を流し、その水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成形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、フランジ成形がある。プレス成形法は、目的とする鋼板部材の種類によって適宜選択することができる。熱間プレス成形された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。本発明の鋼板部材の製造方法は、成形と同時又は直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に適用することもできる。
本発明に係る鋼板部材は良好な靱性も保持している。実用に耐えうる靱性のレベルとして、−１２０℃でのシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上であることが望ましい。
熱間プレス成形された鋼板部材は、スケール除去の目的でショットブラストにより処理されるのが普通である。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、かつ疲労強度が向上する、という利点がある。
熱間プレス成形では、鋼板はオーステナイト温度域に加熱されてオーステナイト変態を受ける。従って、プレス成形温度が低い予成形プレスクエンチ法は別にして、加熱前の室温での鋼板の機械的特性は重要ではないので、鋼板の種類や加熱前の微細組織については特に規定しない。つまり、熱間プレス成形用鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板（フルハード材、焼鈍材）、めっき鋼板のいずれを使用してもよい。また、その製造方法も特に限定されない。めっき鋼板としては、アルミニウム系めっき鋼板（例、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融５５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき鋼板）、亜鉛系めっき鋼板（例、電気若しくは溶融亜鉛めっき鋼板、溶融５％Ａｌ−Ｚｎめっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気Ｎｉ−Ｚｎ合金めっき鋼板）等が挙げられる。
一方、予め室温またはオーステナイト域より低温でプレス成形を行う予成形プレスクエンチ法のような熱間プレス成形方法では、熱間プレス成形に供する鋼板はできるだけ軟質であることが望ましい。例えば、熱間圧延鋼板や連続焼鈍を施した冷間圧延鋼板については引張強さが７８０ＭＰａ以下、冷間圧延ままの鋼板については引張強さが７８０〜１１８０ＭＰａ、箱焼鈍を施した冷間圧延鋼板については引張強さが５９０ＭＰａ以下であることが望ましい。このような軟質な鋼板を得るための好適な製造方法について次に述べる。
熱間圧延
上述した化学組成を有する鋼塊又は鋼片を、１０５０〜１３００℃の温度としたのちに熱間圧延を施して鋼帯にする。熱間圧延は８００〜９５０℃の温度で完了し、得られた鋼帯を５００〜７００℃の温度で巻取る。
鋼塊又は鋼片を１０５０〜１３００℃とするのは、加工性を劣化させる非金属介在物を十分に固溶させるためである。このような効果は、上述組成の鋼板に対して、１０５０℃以上とすることで認められる。１３００℃以上としても、効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。この温度は、より望ましくは１０５０〜１２５０℃、さらに望ましくは１０５０〜１２００℃である。
熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片の温度を１０５０〜１３００℃とする手法は、１０５０℃未満となった鋼塊又は鋼片を加熱して１０５０〜１３００℃とする場合のみならず、連続鋳造後の鋼塊又は分塊圧延後の鋼片を１０５０℃未満に低下させることなく熱間圧延に供する場合をも含む。
熱間圧延完了温度は、Ａｒ３点より低くならないようにする。Ａｒ３点より低い温度で圧延を施すと、加工フェライトが残存し、延性が大幅に劣化する。上述した化学組成の鋼板では、熱間圧延完了温度が８００℃以上であれば、これらの問題は生じない。一方、熱間圧延完了温度が９５０℃より高くなると、スケール噛み込み等の表面欠陥を生じる場合がある。したがって、熱間圧延完了温度を８００〜９５０℃とする。
巻取り温度は、低すぎると、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトといった低温変態組織が多く生成し、フェライト組織が減少するため、鋼板強度が高くなりすぎる。そのため、巻取り温度の下限を５００℃とする。一方、巻取り温度が高すぎると、酸化スケールが厚くなり、脱スケール処理が困難となるため、巻取り温度の上限を７００℃とする。巻取り温度はより望ましくは５５０〜６５０℃である。
こうして製造された熱間圧延鋼帯は、予成形プレスクエンチ法における、典型的には室温でのプレス成形において良好な成形性を熱間圧延ままで得るには、体積率で５０％以上のフェライトを含有する組織とし、引張強さが７８０ＭＰａ以下であることが好ましい。組織の残部は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトの１種又は２種以上を含むことができる。フェライトは、セメンタイトといったＦｅ系炭化物やＴｉ系、Ｎｂ系、Ｍｏ系、Ｃｒ系、Ｖ系、Ｍｎ系炭化物を含んでいてもよい。成形性の観点からは鋼帯の強度は低強度のほうが望ましいが、コスト面や強度調整のし易さといった点より、強度は５９０ＭＰａ以上であるのが望ましく、さらに望ましくは６９０ＭＰａ以上である。
熱間圧延後に巻取られて放冷された鋼帯には、普通には、アンコイルしてから、酸洗、ショットブラスト、研削等の１種又は２種以上により、表面に生成したスケールの除去（脱スケジュール）処理を行う。
冷間圧延
上記のように熱間圧延された鋼帯に、冷間圧延を施して冷間圧延ままの鋼帯としてプレス成形に使用する場合には、予成形プレスクエンチ法による熱間プレス成形において良好な成形性を得るには、体積率で５０％以上のフェライトを含有する組織とし、引張強さが１１８０ＭＰａ以下であることが好ましい。冷延鋼帯の強度は、成形性の観点からは低いほうが望ましいが、コスト面や強度調整のしやすさといった点より、７８０ＭＰａ以上であることが好ましい。冷延鋼帯の引張強さはより望ましくは７８０〜１１００ＭＰａ、さらに望ましくは７８０〜１０５０ＭＰａの範囲である。冷間圧延時の圧下率は３０〜８０％とするのが望ましく、より望ましくは４０〜７０％である。
焼鈍方法
上記のように冷間圧延された鋼帯の焼鈍は、アンコイル状態で行う連続焼鈍とコイル状に巻取って行う箱焼鈍のいずれでもよい。
冷延鋼帯を連続焼鈍する場合には、（Ａｃ１点＋１０℃）以上、Ａｃ３点以下に加熱し、その温度域で１０秒間以上保時したのち、１〜１００℃／秒の平均冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、さらに３００〜５００℃の温度域に３０秒間から１０分間以上保持し、その後に１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することにより焼鈍を行う。
この時の加熱温度が（Ａｃ１点＋１０℃）より低いと、再結晶が十分に進行せず、鋼帯の強度が高くなりやすい。一方、加熱温度がＡｃ３点より高いと、オーステナイト単相化に起因して、冷却中に低温変態相が生成しやすく、やはり鋼帯の強度が高くなりやすい。加熱後の保持時間が１０秒間より短くなると、置換型元素であるＭｎ等の偏析が残り、焼鈍後の微細組織が不均一となる。長時間加熱はいたずらにコスト増を招くため、加熱後の保持時間は３００秒間以下とするのが望ましい。焼鈍雰囲気は非酸化性雰囲気（例えば、９８体積％Ｎ２＋２体積％Ｈ２）とすることが好ましい。
焼鈍時の平均冷却速度が速すぎると、低温変態相が多く生成して、フェライトが減少し、鋼帯強度が高くなる。一方、平均冷却速度が遅すぎると、生産効率が落ちる。望ましい平均冷却速度は１〜２０℃／秒であり、１〜１０℃／秒がさらに望ましい。
冷却停止温度域を３００〜５００℃としたのは、低温変態相の生成をできるだけ抑制するためである。冷却停止温度域は望ましくは３５０〜５００℃、さらに望ましくは４００〜４５０℃である。冷却停止温度域で３０秒間〜１０分間保持するのは、未変態オーステナイトのフェライト変態を促進するためである。この保持時間は望ましくは３０秒間〜５分間、さらに望ましくは３０秒間〜３分間である。この後、鋼帯を１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却する。この時の平均冷却速度が５０℃／秒より速いと、低温変態相が多く生成し、鋼帯強度が高くなる。一方、平均冷却速度が１℃／秒より遅いと、生産効率が低下する。望ましい平均冷却速度は１〜１０℃／秒である。
冷延鋼帯を巻取ってから箱焼鈍する場合には、（Ａｃ１点−１００℃）以上、（Ａｃ１点＋３０℃）以下の温度域に１〜２４時間保持したのち、１〜１００℃／時の平均冷却速度で室温まで冷却することにより焼鈍を行う。保持温度が（Ａｃ１点−１００℃）より低いと、鋼帯の引張強さが十分に低下しない。一方、保持温度が（Ａｃ１点＋３０℃）より高いと、セメンタイトの再固溶−逆変態が進行し過ぎ、その後の冷却過程で低温変態相が生成し、鋼帯の引張強さが高くなりすぎる。保持時間が１時間未満では鋼帯の強度低下が十分ではなく、保持時間が２４時間を超えても効果は飽和し、いたずらにエネルギーの浪費を招く。焼鈍後の冷却過程では、冷却速度が速いと低温変態相が生成するため、できるだけ遅いほうが好ましい。しかし、遅すぎると処理効率の低下を招くので、冷却速度は１〜１００℃／時とし、望ましくは１〜５０℃／時である。
箱焼鈍の炉内雰囲気は、窒素ガスの混入が少なく、露点ができるだけ低い、水素を９５容積％以上含むガスであることが好ましい。
こうして得られる冷間圧延後に焼鈍が施された冷間圧延鋼帯は、予成形プレスクエンチ法による熱間プレス成形において良好な成形性を得るために、体積率で５０％以上のフェライトを含有する組織とし、鋼帯の引張強さは連続焼鈍の場合で７８０ＭＰａ以下、箱焼鈍の場合は５９０ＭＰａ以下であることが好ましい。鋼帯の引張強さは、低いほうが望ましいが、コスト面や強度調整のしやすさといった点より、いずれの焼鈍法の場合でも４４０ＭＰａ以上とするのが望ましい。
溶融亜鉛めっき
溶融亜鉛めっきは、熱延鋼帯、冷延鋼帯、冷間圧延後に焼鈍された鋼帯のいずれに施すこともできる。溶融亜鉛めっきは、製造コストの観点から連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。通常の連続溶融亜鉛めっきラインは、加熱炉、冷却ゾーン、溶融亜鉛めっき浴、合金化炉が連続して配置されている。ここでは、鋼帯の微細組織に影響を及ぼす、各段階での好適な製造条件について述べる。
冷間圧延ままの冷間圧延鋼帯に焼鈍を施す場合には焼鈍温度を７００〜９００℃とすることが好ましい。７００℃より低い温度では、再結晶化が十分に進行せず、鋼帯の強度が高くなりやすい。一方、９００℃より高い温度では、オーステナイト単相化に起因して、冷却中に低温変態相が生成しやすく、やはり鋼帯の強度が高くなりやすい。熱間圧延鋼帯や焼鈍を施した冷間圧延鋼帯については本来焼鈍を施す必要はない。しかし、連続溶融亜鉛めっきラインの操業性の観点から加熱温度を著しく低温とすることは困難であるので、通常の操業範囲内の加熱を行うことが好ましい。その場合、上記理由により最高加熱温度を９００℃以下とすることが好ましい。
焼鈍温度又は最高加熱温度から溶融亜鉛めっきを施すために鋼帯を冷却する。この冷却時の５００℃以下の温度域までの平均冷却速度は１〜６０℃／秒とすることが好ましい。冷却が速すぎると、低温変態相が多く生成し、フェライトが減少して鋼帯の強度が高くなりすぎる。一方、冷却が遅すぎると、生産効率が落ちる。
溶融亜鉛めっきは、常法により、溶融した亜鉛又は亜鉛合金（例、５％までのＡｌを含有する亜鉛合金）を収容しためっき浴に鋼帯を浸漬して引き上げればよい。めっき付着量の制御は引き上げ速度やノズルより吹き出すワイピングガスの流量調整により行われる。
溶融亜鉛めっきが施された鋼帯は、めっき浴から出た後、ガス炉、誘導加熱炉等の合金化炉に送られて加熱される。この加熱により、めっき層と素地鋼帯との間での金属拡散による合金化が進行し、めっき層は亜鉛−鉄合金となる。この加熱温度（合金化温度）は５００℃以上とすることが望ましい。合金化温度が５００℃より低いと、合金化速度が遅いため、ライン速度の低下により生産性を阻害するか、或いは合金化炉を長くする等の設備的対応が必要となる。合金化温度が高いほど、合金化速度が速くなるが、合金化温度がＡｃ１点より高くなると、焼鈍温度の上限や最高加熱温度と同じ理由により、鋼帯が高強度化する。合金化温度の好ましい範囲は５５０〜６５０℃である。
以上のように、種々の製造方法で製造された熱間プレス成形用鋼板に、平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。熱間プレス成形用鋼板は、他のめっき鋼板、例えば５５％Ａｌ−Ｚｎ合金めっき鋼板等のアルミニウム系めっき鋼板であってもよい。
以下の実施例は本発明を例示するものであり、本発明を制限する意図はない。
表１に示した化学組成を有する冷延鋼板（板厚：１．６ｍｍ）を素地鋼板とした。これらの鋼板は、実験室にて溶製したスラブを、熱間圧延及び冷間圧延により製造した鋼板である。
さらに、めっきシミュレーターを用いて、鋼種Ｎｏ．１の鋼板にはＡｌめっき（片面あたりのめっき付着量は１２０ｇ／ｍ２）、Ｎｏ．２の鋼板には溶融亜鉛めっき（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ２）を施した。さらに、Ｎｏ．２の鋼板には合金化熱処理（めっき皮膜中のＦｅ含有量は１５質量％）を行った。めっきシミュレーターにおける焼鈍温度は、８００℃であり、８００℃からＭｓ点までの平均冷却速度は５℃／秒あった。
これらの鋼板を、１．６ｔ×１００ｗ×２００Ｌ（ｍｍ）の寸法に切断し、大気雰囲気の加熱炉内で、表２の条件にて加熱して、加熱炉より取り出した直後の鋼板に、平板の鋼製金型を用いて熱間プレス成形を行った。保持時間とは、炉に装入後に鋼板温度がＡｃ３点に達した時から、炉から取り出すまでの時間をいう。鋼板には熱電対を貼付し、冷却速度測定を行った。
得られた熱間プレス成形された鋼板部材については、切断法による旧オーステナイト粒径測定、引張試験（ＪＩＳ５号試験片）に供した。
また、熱間プレス成形された鋼板部材から切り出した厚み１．６ｍｍの鋼片を６枚積層してネジ止めした後、Ｖノッチ試験片を作製し、−１２０℃でのシャルピー衝撃試験に供した。靱性は、−１２０℃での衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合を○（合格）、３０Ｊ／ｃｍ２未満である場合を×（不合格）として、衝撃値とともに表示する。
各鋼種のＡｃ３点、Ｍｓ点及び上部臨界冷却速度は、次の方法にて測定した。
熱延鋼板から直径３．０ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片（図１）を切り出し、この試験片を大気中で９００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却した。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ａｃ３点、Ｍｓ点を測定した。また、得られた試験片のビッカース硬度測定（荷重４９Ｎ、測定数：３）及び組織観察を行い、それらの結果からその鋼板の上部臨界冷却速度を見積もった。
これらの結果は、表３に示す。
発明例であるＮｏ．１〜１２では、熱間プレスされた鋼板部材は、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下と微細であり、引張強さが１．８ＧＰａ以上で、かつ靱性値も良好である。一方、比較例であるＮｏ．１３〜１５では、旧オーステナイト粒径が１０μｍを超え、靱性値が不芳である。比較例のうち、Ｎｏ．１３及び１４は鋼の化学組成が本発明の範囲外である例であり、Ｎｏ．１５は鋼の化学組成は本発明の範囲に入るが、熱間プレス成形におけるＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が本発明の範囲外である例である。
熱間プレスされた鋼板部材の鋼の微細組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察したところ、Ｎｏ．１からＮｏ．１４までの鋼板部材は自動焼戻しマルテンサイトを含む組織であることを確認した。一方、Ｎｏ．１５の鋼板部材は完全マルテンサイト組織であった。熱間プレス成形された鋼板部材が自動焼戻しマルテンサイトを含む組織を有していても、旧オーステナイト粒径が１０μｍを超えると良好な靱性は得られない。
発明例であるＮｏ．２の熱間プレス成形された鋼板部材の異なる倍率でのＴＥＭ写真を図２に示す。上段が１０，０００倍、下段は４０，０００倍である。組織の大半はラス状マルテンサイトであるが、ラス幅が大きい部分には、そのラス内部に微細な針状セメンタイトが析出していて、自動焼戻しマルテンサイトとなっていることが、特に下段の４０，０００倍の写真から確認できる。例えば、図中矢印で示した箇所が微細セメンタイトである。
また、鋼種Ｎｏ．２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、１．０ｔ×８０ｗ×３２０Ｌ（ｍｍ）のサイズのブランクを用いて、大気雰囲気の加熱炉内で９００℃に到達した後、この温度に１分間保持し、加熱炉より取り出し、直ちにハット型の熱間プレス成形を行った。図３は、ハット成形法の模式的説明図である。熱間プレス成形条件は、成形高さが７０ｍｍ、Ｒｄ（ダイス肩部Ｒ）が８ｍｍ、Ｒｐ（パンチ肩部Ｒ）が８ｍｍ、クリアランスが１．０ｍｍ、しわ押さえ力は１２．７ｋＮであった。
このハット成形品に対して、低温衝撃試験を行った。部材を−４０℃に冷却した後、高さ１０００ｍｍより重さ２４５０Ｎ（２５０ｋｇｆ）の錘体を部材に衝突させ、割れの有無を調査した。その結果、割れ発生がなく、十分な靱性を有していることが判明した。

Claims (17)

  1. 質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部：Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有するとともに、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下で自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有し、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上である、熱間プレス成形された鋼板部材：
    ３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
    式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
  2. 前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及びＣａ：０．００１〜０．００５％から選ばれた１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の熱間プレス成形された鋼板部材。
  3. 前記化学組成に不純物として含まれるＰ、Ｓ及びＮの１種又は２種以上の量が、質量％でＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下及びＮ：０．００２％以下を満たす、請求項１又は２に記載の熱間プレス成形された鋼板部材。
  4. 質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有する、熱間プレス成形により引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形された鋼板部材を製造することができる熱間プレス成形用鋼板：
    ３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
    式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
  5. 前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及びＣａ：０．００１〜０．００５％から選ばれた１種又は２種以上を含有する、請求項４に記載の熱間プレス成形用鋼板。
  6. 前記化学組成に不純物として含まれるＰ、Ｓ及びＮの１種又は２種以上の量が、質量％でＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下及びＮ：０．００２％以下を満たす、請求項４又は５に記載の熱間プレス成形用鋼板。
  7. 質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有する鋼板を、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下の時間保持した後、この鋼板に熱間プレス成形を施し、熱間プレス成形された高温の鋼板をＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒となるように冷却することを含む、熱間プレス成形された鋼板部材の製造方法：
    ３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
    式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
  8. 質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有する鋼板を、Ａｃ３点より低温で金型を用いてプレス成形し、プレス成形された鋼板を該金型に入れたまま、Ａｃ３点以上、（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下の時間保持し、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒となるように冷却することを含む、熱間プレス成形された鋼板部材の製造方法：
    ３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
    式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
  9. 質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、下記式（１）を満たす量のＴｉ、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜１％、Ａｌ：０〜１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００５％、並びに残部Ｆｅ及び不純物から本質的になる化学組成を有する鋼塊又は鋼片を、１０５０〜１３００℃の温度で熱間圧延に供し、８００〜９５０℃の温度で該熱間圧延を完了し、熱間圧延で得られた鋼帯を５００〜７００℃の温度で巻き取ることを含む、熱間プレス成形用鋼板の製造方法：
    ３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５・・・（１）
    式中のＴｉ及びＮは鋼中の該元素の含有量（質量％）を意味し、Ｎは鋼中に不純物として含まれる。
  10. 巻き取られた鋼帯をアンコイルし、この鋼帯に脱スケール処理と冷間圧延とを施すことをさらに含む、請求項９に記載の方法。
  11. 冷間圧延された鋼帯を、（Ａｃ１点＋１０℃）以上、Ａｃ３点以下の温度域に１０秒間以上保持した後、１〜１００℃／秒の平均冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、この鋼帯を次いで３００〜５００℃の温度域に３０秒間〜１０分間保持した後、１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することをさらに含む、請求項１０に記載の方法。
  12. 冷間圧延された鋼帯を、（Ａｃ１点−１００℃）以上、（Ａｃ１点＋３０℃）以下の温度域に１〜２４時間保持した後、１〜１００℃／時の平均冷却速度で室温まで冷却することをさらに含む、請求項１０に記載の方法。
  13. 巻き取られた鋼帯をアンコイルし、この鋼帯に脱スケール処理と溶融亜鉛めっきとを施し、次いでこの鋼帯に５００℃以上、Ａｃ１点以下の温度域で合金化熱処理を施すことをさらに含む、請求項９に記載の方法。
  14. 冷間圧延された鋼帯を、７００〜９００℃の温度域で焼鈍を施したのちに１〜６０℃／秒の平均冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し、この鋼帯に溶融亜鉛めっきと、その後に５００℃以上、Ａｃ１点以下の温度域で合金化熱処理とを施すことをさらに含む、請求項１０に記載の方法。
  15. 室温まで冷却された鋼帯に溶融亜鉛めっきと、その後に５００℃以上、Ａｃ１点以下の温度域で合金化熱処理とを施すことを含む、請求項１２に記載の方法。
  16. 前記化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、及びＣａ：０．００１〜０．００５％から選ばれた１種又は２種以上を含有する、請求項７〜１５のいずれかに記載の方法。
  17. 前記化学組成に不純物として含まれるＰ、Ｓ及びＮの１種又は２種以上の量が、質量％でＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下及びＮ：０．００２％以下を満たす、請求項７〜１６のいずれかに記載の方法。
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