JPWO2019003542A1 - 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

熱間プレス部材について、その成分組成を適正に調整した上で、そのミクロ組織を、部材表面から板厚方向50μm以内の旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、さらに部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲における、粒径が0.10μm未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離が５μm以下とすることにより、熱間プレス後にTS：1780MPa以上という極めて高い引張強度を有するだけでなく、優れたプロジェクション溶接部の押込剥離強度を兼備させることができる。

Description

本発明は、熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に熱間プレス部材について、ナットのプロジェクション溶接性の向上を図ろうとするものである。
本発明において熱間プレス部材とは、焼き入れ性を有する冷延鋼板を熱間プレス成形して高強度化した部材のことを意味する。
また、本発明の冷延鋼板は、一般的な冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を含む）や電気亜鉛めっき冷延鋼板（電気亜鉛ニッケル合金めっき冷延鋼板を含む）、アルミめっき冷延鋼板等を含む。
近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（TS）が1780MPa以上の鋼板の適用が検討されている。
しかし、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、成形性に優れることが要求される。しかしながら、TS：1780MPa以上の鋼板は延性が低いため、冷間プレス成形時に割れが発生したり、降伏強度が高いことに起因して大きなスプリング・バックが発生するため、冷間プレス成形後に高い寸法精度が得られない。
このような状況で、高強度を得る手法として、最近は、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）でのプレス成形が着目されている。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形（加工）することにより、高い寸法精度での成形を可能とし、成形後の冷却により焼き入れを行うことで高強度化を可能とした成形方法である。
しかしながら、自動車組立工程の多くは抵抗スポット溶接により組立てられるが、一部、抵抗スポット溶接機のガンが入り込めない場所ではボルト締結によって組立てられる。この場合は、鋼板にプロジェクション部を有するナットを抵抗溶接し、その後に他の板とボルトで組み立てられる。しかし、1780MPa以上の引張強さを確保するためには合金元素（例えばＣなど）を多く含有する必要があるが、これによりナットと鋼板とのプロジェクション溶接部（溶接継手）の押込剥離強度が著しく低下することが懸念される。
従来、ナットのプロジェクション溶接性を向上させる手段はいくつか報告されている。
例えば、特許文献１では、溶接条件を制御することで、押込剥離強度を改善する技術が開示されている。
また、特許文献２では、鋼板表面の固溶Si濃度および固溶Al濃度を制御することで、押込剥離強度が向上する技術が開示されている。
特開2012−157900号公報 特開2012−126943号公報
しかしながら、溶接条件を制御する特許文献１の技術では、溶接機に制限がかかる他、制御タイマー等が必要となるため、コストが増加する。さらに、引張強さが1780MPa以上の鋼板に適用しても押込剥離強度の改善は不十分である。
また、特許文献２の技術は、引張強度が1000MPa程度の鋼板を対象とするものであり、この成分範囲では抵抗溶接の際にナットと鋼板との間で溶融が生じてナゲットが形成されるものの、引張強度が1780MPaを超える鋼板成分になると変形抵抗が増大し、ナゲット形成をするような溶接ではなく、圧着する溶接となる。従って、このような場合には、特許文献２の技術では、押込剥離強度の改善効果は期待できない。
上述したように、溶接条件に関係なく、TS：1780MPa以上の熱間プレス部材のナットとのプロジェクション溶接後の押込剥離強度を改善することは困難とされ、これらの特性を兼備する熱間プレス部材は開発されていないのが実情である。
そこで、本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討を重ねた結果、熱間プレス部材のナットのプロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させるためには、部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲にNbまたはTiの炭窒化物を微細に分散させることが有効で、これにより溶接後の旧オーステナイト粒径を微細化させると共に、靭性を向上させることが可能となり、その結果、ナットのプロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させ得ることを見出した。
また、前述したように、引張強度が1780MPa以上となる鋼成分では、変形抵抗が高くなるため、熱間プレス部材の極表層を除いて、抵抗スポット溶接のように部材が溶融してナゲットを形成することで溶接する形態ではなく、アプセット溶接のようなナットのプロジェクション部および部材の極表層のみが溶融して、圧着することで溶接される。このとき、部材の極表面は溶融し、部材表面からはじかれ、新生面で溶接されて部材となる。この後にボルトで締結され、そのボルトを押込んだ際の剥離強度（押込剥離強度）が重要となる。
そこで、さらに鋭意検討を重ねた結果、この押込剥離強度には、熱間プレス後の部材の表面から板厚方向に20〜100μmの範囲におけるミクロ組織が強く影響していることを突き止めた。
具体的には、微細なNbまたはTiの炭窒化物を部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲に分散させることで、旧オーステナイト平均結晶粒径が微細化し、かつNbおよびTiの炭窒化物の析出強化により降伏強度が向上するため、押込剥離強度が向上する。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．部材の鋼成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
部材のミクロ組織が、部材表面から板厚方向に50μm以内の旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、さらに部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲における、粒径が0.10μm未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離が５μm以下であり、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。
２．前記部材が、質量％で、さらにＢ：0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記１に記載の熱間プレス部材。
３．前記部材の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する前記１または２に記載の熱間プレス部材。
４．鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板のミクロ組織が、パーライトを体積率で30％以下含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲に粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上存在し、かつその平均粒子間距離が５μm以下である、熱間プレス用冷延鋼板。
５．前記鋼板が、質量％で、さらにＢ:0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
６．前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する前記４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
７．前記４に記載の熱間プレス用冷延鋼板を製造する方法であって、
質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
熱間圧延開始前に1200℃以上の温度で30分以上加熱した後に熱間圧延を開始し、仕上げ圧延終了温度が860〜950℃の条件で熱間圧延し、
上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施し、
上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、500℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施し、
ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、均熱温度として850〜950℃の温度域で600秒以内保持した後、水冷により室温まで冷却し、150〜300℃の範囲で60〜1800秒焼戻しする第１の焼鈍を施し、
上記の第１の焼鈍後、３〜30℃／ｓの平均昇温速度で720〜850℃の温度域まで加熱し、均熱温度として720〜850℃の温度域で15秒以上保持した後、第３平均冷却速度を５℃／ｓ以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２の焼鈍を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
８．前記鋼素材が、質量％で、さらにＢ：0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する前記７に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
９．前記第２の焼鈍後、さらに鋼板表面にAl系めっき処理またはZn系めっき処理を施す前記７または８に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
１０．前記４乃至６のいずれかに記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点〜1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
本発明によれば、熱間プレス後に極めて高い引張強さを有すると同時に、優れたナットのプロジェクション溶接性を兼ね備えた熱間プレス部材を得ることができる。例えば、引張強さが1780MPa以上で、Ｍ６ナットを溶接した後の押込剥離強度が6.5kN以上（好ましくは８kN以上）を示すナットのプロジェクション溶接性が優れた熱間プレス部材を安定して得ることができる。
また、本発明によれば、加熱時にバラツキの大きい熱間プレス条件であっても、特性の安定した熱間プレス部材を得ることができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
〔熱間プレス部材のミクロ組織〕
熱間プレス部材のミクロ組織は、部材表面から板厚方向に50μm以内の旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、さらに部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲における、粒径が0.10μm未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離が５μm以下のミクロ組織とする。
部材表面から板厚方向に50μm以内の旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm超では、靭性が劣化してプロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下するため、その上限は７μmとする。好ましくは６μm以下であり、さらに好ましくは5.5μm以下である。
また、部材表面から板厚方向に50μm以内のマルテンサイトの体積率が90％未満では、引張強度：1780MPa以上を達成することが困難になる。従って、部材表面から板厚方向に50μm以内のマルテンサイトの体積率は90％以上とする。好ましくは93％以上であり、さらに好ましくは95％以上である。100％であっても良い。
なお、部材の残部組織としては、フェライト、ベイナイトおよびパーライト等が考えられるが、これらは合計で４％以下であれば、問題はない。
また、本発明では、熱間プレス後の部材の厚さ方向に平行な断面内において、部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲における、粒径が0.10μm未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離を５μm以下とする必要がある。好ましくは４μm以下である。かように微細なNbおよびTiの炭窒化物が分散することで、プロジェクション溶接後のナットと部材との界面近傍の靭性が向上するため、押込剥離強度が向上する。ここに、粒子間距離の確保は、近接するNbの炭窒化物同士の粒子間距離、Tiの炭窒化物同士の粒子間距離およびNbの炭窒化物とTiの炭窒化物の間の粒子間距離のすべてを対象とする。
なお、測定する部材の厚さ方向に平行な断面については特に制限はなく、いずこであっても良い。
ここで、Nbの炭窒化物とは例えばNbC、NbN、Nb(C,N)等が、またTiの炭窒化物とは例えばTiC, TiN、Ti(C,N)等が挙げられる。
〔熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織〕
熱間プレス部材として所望の特性を得るためには、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織を制御することが重要である。すなわち、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織としては、パーライトを体積率で30％以下を含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲に粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上存在し、かつその平均粒子間距離が５μm以下とする。
熱間プレス用冷延鋼板において、パーライトの体積率が30％を超えると、鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲における粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離が５μm超となり、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。これは、パーライトはFeとＣで構成されるセメンタイトが析出しているため、NbまたはTiと結合するＣ量が足りなくなるためである。パーライトの体積率は、好ましくは25％以下であり、さらに好ましくは20％以下である。なお、パーライトの体積率の下限については１％が好適である。
熱間プレス用冷延鋼板の残部組織としては、フェライトやマルテンサイト等が考えられるが、これらはそれぞれ、フェライト：30〜90％、マルテンサイト：１〜50％であれば、問題はない。
また、熱間プレスによって粗大化するNbおよびTiの炭窒化物も存在する。このため、鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲における粒径0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物の個数が、鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個に満たないと、熱間プレス後に所望のNbおよびTi炭窒化物の分布形態が得られず、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。このため、熱間プレス前の冷延鋼板としては、鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲における粒径0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物の個数は、鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上とする。好ましくは15個以上である。なお、測定する鋼板の板厚方向に平行な断面については特に制限はなく、いわゆるＣ断面でもＬ断面いずれでも良い。
さらに、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト粒径を得るためには、熱間プレス前の冷延鋼板のミクロ組織としては、平均結晶粒径が７μm以下のフェライトを体積率で20％以上含有している方が好ましい。この体積率の好適な上限値は85％である。
その理由は、フェライト以外の硬質相にＣやMnが濃縮してしまい、熱間プレス後に所望の旧オーステナイトの結晶粒径が部材表層において得られなくなるからである。
熱間プレス用冷延鋼板において、パーライトを体積率で30％以下の範囲という要件は、後述する冷延鋼板の製造工程中、主に熱間圧延後の冷却工程および第２の焼鈍工程によって、また表面から板厚方向に150μmまでの範囲に粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上存在し、かつその粒子間距離が５μm以下という要件は、主に熱間圧延工程ならびに第１および第２の焼鈍工程によって達成される。
次に、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板の適正成分組成について説明する。なお、成分についての「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：0.28％以上0.42％未満
Ｃは、鋼板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を強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が0.28％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さ：1780MPa以上が得られない。好ましいＣ量は0.30％以上である。一方、Ｃを0.42％以上添加すると、プロジェクション溶接後のナットと鋼板との界面近傍の部材の硬度が硬くなり、靭性が低下して、押込剥離強度が低下するため、Ｃ量は0.40％未満とする。好ましくは0.39％未満である。
Si：1.5％以下
Siは、フェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。しかしながら、Siの過剰な添加はプロジェクション溶接後のナットと鋼板との界面近傍の鋼板の硬度が硬くなり、靭性が低下して、押込剥離強度が低下するため、Si含有量は1.5％以下とする。好ましくは1.0％以下、さらに好ましくは0.7％以下である。なお、Siの下限は特に規定されないが、極低Si化はコストの増加を招くため、0.005％とすることが好ましい。
Mn：1.1％以上2.4％以下
Mnは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Mn量を1.1％以上とする必要がある。好ましくは1.3％以上である。一方、Mnを過剰に含有した場合、プロジェクション溶接後にＰがナットと部材との界面に偏析して押込剥離強度が低下する。そのため、Mn量は2.4％以下とする。好ましくは2.2％以下、さらに好ましくは2.0％未満である。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下することから、Ｐ含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下であり、さらに好ましくは0.03％以下である。なお、Ｐの下限は特に規定されないが、極低Ｐ化は製鋼コストの上昇を招くため、0.0005％とすることが好ましい。
Ｓ：0.005％以下
Ｓの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、プロジェクション溶接後にかかる硫化物が起点となって割れの発生を招くため、押込剥離強度が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を0.005％とする。好ましくは0.0045％以下である。なお、Ｓの下限は特に規定されないが、極低Ｓ化はＰと同様に、製鋼コストの上昇を招くため、0.0002％とすることが好ましい。
Al：0.01％以上0.50％以下
Alは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01％以上含有することが必要である。一方、0.50％を超えてAlを含有しても効果が飽和するため、Al量は0.50％以下とする。好ましくは0.40％以下である。
Ｎ：0.010％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、プロジェクション溶接後にかかる窒化物が起点となって割れの発生を招き、押込剥離強度を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特にＮ量が0.010％超になると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量は0.010％以下とする。好ましくは0.008％以下である。
Nb：0.005％以上0.15％以下
Nbは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、微細なNb系析出物（Nbの炭窒化物）が、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制するため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させることができる。このような効果を得るためには、Nbを0.005％以上含有させる必要がある。好ましくは0.010％以上である。一方、Nbを多量に添加しても上記の効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、Nb含有量は0.15％以下とする。好ましくは0.12％以下であり、さらに好ましくは0.10％以下である。
Ti：0.005％以上0.15％以下
Tiは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、微細なTi系析出物（Tiの炭窒化物）が、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制するため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を向上させることができる。このような効果を得るためには、Tiを0.005％以上含有させる必要がある。好ましくは0.010％以上である。一方、Tiを多量に添加しても上記の効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、Ti含有量は0.15％以下とする。好ましくは0.12％以下であり、さらに好ましくは0.10％以下である。
また、本発明では、以下の成分を適宜含有させることもできる。
Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また、粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度の向上に有効である。このような効果を得るためには、Ｂを0.0002％以上含有させるのが好ましい。しかし、過剰なＢ添加は靭性を劣化させ、プロジェクション溶接後の押込剥離強度を低下させるため、Ｂ含有量は0.0040％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0035％以下である。
Mo：0.50％以下
Moは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Moを0.005％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは0.01％以上である。一方、多量にMoを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、そのMo含有量は0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.35％以下である。
Cr：0.50％以下
Crも、Moと同様、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには0.005％以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.01％以上である。一方、多量にCrを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、Cr含有量は0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.35％以下である。
Sb：0.001％以上0.020％以下
Sbは、熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスの一連の処理によって鋼板を冷却する前に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、板面の硬度分布が均一となりプロジェクション溶接後の押込剥離強度が向上する。このような効果を発現するためには、Sbの添加量は0.001％以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.020％を超えて添加されると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、Sb量は0.020％以下とすることが好ましい。
Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下
Ca、Mg、REMは、硫化物および酸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、プロジェクション溶接後の耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、それぞれ0.0005％以上添加するのが好ましい。一方、過度の添加は、介在物の増加を引き起こしプロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度を低下させるため、それぞれの添加量は0.005％以下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を含む元素である。
Ｖ：0.15％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｖを0.01％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶ添加は、抵抗スポット溶接時における靭性が低下して、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が劣化するため、Ｖ添加量は0.15％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.05％以下である。
Cu：0.50％以下
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。これら効果を発揮するためにはCuを0.05％以上含有させることが好ましい。一方、Cuを0.50％超含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Ni：0.50％以下
Niも、Cuと同様、耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるので、Cu添加時に有効である。これら効果を発揮するためにはNiを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のNi添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度が低下するため、Ni含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Sn：0．50％以下
Snも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。これら効果を発揮するためにはSnを0.05％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のSn添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度が低下するため、Sn含有量は0.50％以下とすることが好ましい。
Zn：0.10％以下
Znは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。これら効果を発揮するためにはZnを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZn添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度が低下するため、Zn含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Co：0.10％以下
Coも、CuやNiと同様、水素過電圧を向上させて耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。これら効果を発揮するためにはCoを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のCo添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度が低下するため、Co含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Zr：0.10％以下
Zrも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。これら効果を発揮するためにはZrを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZr添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度が低下するため、Zr含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
Ta：0.10％以下
Taは、Tiと同様に、合金炭化物や合金窒化物を生成して高強度化に寄与する。その効果を得るためには0.005％以上添加することが好ましい。一方、Taを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。そのため、その添加量は0.10％以下とする。
Ｗ：0.10％以下
Ｗも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることからプロジェクション溶接後の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。これら効果を発揮するためにはＷを0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＷ添加は、プロジェクション溶接後における靭性が低下して押込剥離強度するため、Ｗ含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
以上述べた以外の残部はFeおよび不可避不純物とする。
次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板および熱間プレス部材のめっき層について詳細に説明する。
〔熱間プレス用冷延鋼板のめっき層〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、めっき層が付与されていない冷延鋼板ままでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、もしくは耐食性を向上させるために、熱間プレス前の冷延鋼板の表面にめっき層を付与してもよい。
本発明において熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与されるめっき層としては、Al系めっき層またはZn系めっき層が好適である。これらのめっき層を熱間プレス用冷延鋼板の表面に付与することにより、熱間プレスによる鋼板表面の酸化が防止され、さらに、熱間プレス部材の耐食性が向上する。
Al系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成されたAl−Siめっき層が例示される。また、Zn系めっき層としては、たとえば、溶融めっき法により形成された溶融Znめっき層、これを合金化した合金化溶融Znめっき層、電気めっき法により形成された電気Znめっき層、電気Zn−Ni合金めっき層などが例示される。
ただし、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。Al系めっき層またはZn系めっき層の形成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、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、Al系めっき層またはZn系めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施しためっき層であってもよい。
本発明では、特に熱間プレス部材の耐食性をより一層向上させたり、熱間プレス成形時の溶融Znに起因する液体金属脆性割れを防止する上で、Zn系めっき層がZn−Ni合金めっき層であるとより好適である。
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。
〔熱間プレス部材のめっき層〕
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冷延鋼板を、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生成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるFeがAl系めっき層中またはZn系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する。また、Al系めっき層の表面にはAlを含有する酸化物皮膜が生成し、Zn系めっき層の表面にはZnを含有する酸化物皮膜が生成する。
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、表層の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を含有する固溶層、ZnNiを主体とする金属間化合物、表層のZnO層等が形成される。
なお、本発明においては、上述のとおり、Al系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるAlを含有するめっき層をAl系めっき層と呼び、Zn系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるZnを含有するめっき層をZn系めっき層と呼ぶこととする。
次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、上記冷延鋼板の製造に際し、まず前記した所定の成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、熱間圧延開始前に1200℃以上の温度で30分以上加熱した後に熱間圧延を開始し、仕上げ圧延終了温度が860〜950℃の条件で熱間圧延する。
上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施す。
上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、500℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施す。
ついで、巻き取った熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行ったのち、均熱温度として850〜950℃の温度域で600秒以内保持した後、水冷により室温まで冷却し、150〜300℃の範囲で60〜1800秒焼戻しする第１の焼鈍を施す。
上記の第１の焼鈍後、３〜30℃／ｓの平均昇温速度で720〜850℃の温度域まで加熱し、均熱温度として720〜850℃の温度域で15秒以上保持した後、第３平均冷却速度を５℃／ｓ以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２の焼鈍を施す。
以下、上記した製造工程を各工程毎に詳細に説明する。
〔加熱工程〕
素材である鋼スラブは、鋳造後、再加熱することなく1200℃以上の温度で30分以上保持してから熱間圧延を開始するか、もしくは1200℃以上に再加熱したのち、30分以上保持してから熱間圧延を開始する。この処理は、鋳造中に析出したTiおよびNbを再固溶させるため重要である。
本発明では、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再加熱する従来法に加え、冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
〔熱間圧延工程〕
・仕上げ圧延終了温度：860〜950℃
熱間圧延は、鋼板のミクロ組織の均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の耐抵抗溶接割れ特性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は860℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱間圧延後のミクロ組織結晶粒が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度の上限は950℃とする。
〔熱間圧延後の冷却工程〕
・１次冷却工程：70℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で700℃以下まで冷却
熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、ミクロ組織をできるだけ均質化すると同時に、Nb系析出物の生成を抑制する。そのため、まず、１次冷却として、70℃／s以上の第１平均冷却速度で700℃以下まで冷却する。この第１平均冷却速度が70℃／s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板のミクロ組織が不均質となり、プロジェクション溶接後の押込剥離強度の低下を招く。一方、１次冷却における冷却停止温度が700℃超えでは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、やはりプロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。
・２次冷却工程：５〜50℃／ｓの第２平均冷却速度で500℃以下まで冷却
この２次冷却における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、またNbおよびTiの炭窒化物も粗大化するため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。一方、２次冷却における平均冷却速度が50℃／ｓを超えると、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトを過剰に生成するため、Ｃの元素分布が不均一となり、熱間プレス後のプロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。さらに、500℃超の温度までの冷却では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、NbおよびTiの炭窒化物も粗大化するため、やはりプロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。
・巻取り温度：500℃以下
巻取り温度が500℃超では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。これを回避するには、ベイナイト変態を含んだ温度域で巻き取ることが重要である。また、高温で巻き取るとNbおよびTiの炭窒化物が粗大化し、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は500℃とした。好ましくは470℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
〔酸洗工程〕
熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
〔冷間圧延工程〕
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
〔第１の焼鈍工程〕
この焼鈍は、冷間圧延後の再結晶を進行させると共に、熱間プレス後の鋼板のミクロ組織やNbやTiの炭窒化物の粒子間状態を制御するために実施する。熱間圧延後に固溶しているNbおよびTiをオーステナイト単相領域で焼鈍して急冷することで微細に析出させる。また、マルテンサイト単相とすることで第２の焼鈍工程で核生成サイトが増加するため、鋼板のミクロ組織結晶粒が微細化する。
・均熱温度：850〜950℃
均熱温度は、オーステナイト域の温度域とする。850℃未満では第２の焼鈍工程で生成する鋼板のミクロ組織結晶粒が粗大化するため、熱間プレス後の所望のオーステナイト粒径が得られない。そのため均熱温度の下限は850℃とする。一方、均熱温度が高すぎると、NbおよびTiの炭窒化物が粗大化し、熱間プレス後に所望の析出状態が得られないため、均熱温度は950℃以下とする。好ましくは900℃以下である。
・均熱保持時間：600秒以内
上記の均熱温度において、保持時間が600秒を超えるとNbおよびTiの炭窒化物が粗大化し、熱間プレス後に所望の析出状態が得られないため、均熱保持時間は600秒以内とする。好ましくは300秒以内である。一方、保持時間があまりに短いとNbおよびTiが固溶したたままとなるため、均熱保持時間は５秒以上であることが好ましい。
・焼戻し温度：150〜300℃
後続の第２の焼鈍工程で核生成サイトを増加させるため、150〜300℃で焼戻しする。150℃未満では核生成サイトが不十分であり、熱間プレス後に所望のオーステナイト粒径が得られない。一方、300℃を超えるとではNbおよびTiの炭窒化物が粗大化するため、熱間プレス後に所望の析出状態が得られない。
・焼戻し時間：60〜1800秒
後続の第２の焼鈍工程で核生成サイトを増加させるため、60〜1800秒で焼戻しする。60秒未満では核生成サイトが不十分であり、熱間プレス後に所望のオーステナイト粒径が得られない。一方、1800秒を超えるとではNbおよびTiの炭窒化物が粗大化するため、熱間プレス後に所望の析出状態が得られない
〔第２の焼鈍工程〕
この第２の焼鈍工程においては、あまりに急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均昇温速度の上限は30℃／ｓとする。一方、昇温速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイト粒が粗大化して、熱間プレス後に所望のミクロ組織が得られないため、３℃／ｓ以上の平均昇温速度が必要である。好ましくは８℃／ｓ以上である。この平均昇温速度を制御することによって、結晶粒の微細化が可能となる。
そして、後述する720〜850℃の均熱温度域まで加熱する。
・均熱温度：720〜850℃
均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域の温度域とする。720℃未満では粗大なセメンタイトが析出するため、均熱温度の下限は720℃とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒およびTiおよびNbの炭窒化物が粗大化し、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下するため、均熱温度は850℃以下とする。好ましくは830℃以下である。
・均熱保持時間：15秒以上
上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全ての組織のオーステナイト変態のためには、少なくとも15ｓ保持する必要がある。一方、保持時間が過剰に長いと、Mnのミクロ偏析が助長され、曲げ加工性が劣化することから、保持時間は600秒以内が好ましい。
〔冷却工程〕
・均熱後の冷却条件：５℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却
上記の均熱処理（焼鈍処理）後は、均熱温度から600℃以下の温度域（冷却停止温度）まで、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、冷延鋼板のマルテンサイトの体積率が減少し、NbおよびTi炭窒化物が粗大化するため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。この平均冷却速度の上限については特に規定されないが、設備上の観点およびコストの面から、30℃/s以下が好適である。また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成し、鋼板のミクロ組織における所定の体積率を得られないため、プロジェクション溶接後の押込剥離強度が低下する。
上述した一連の製造工程において、本発明でとくに重要なのは、熱間圧延工程（その後の２段階の冷却工程を含む）と、２段階の焼鈍工程（その後の冷却工程を含む）である。
すなわち、上記した熱間圧延工程および第２の焼鈍工程を適正に制御することによって、パーライトを体積率で30％以下とすることができる。また、熱間圧延工程ならびに第１および第２の焼鈍工程を適正に制御することによって、鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲において粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物を鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上存在させ、かつその平均粒子間距離を５μm以下とすることができる。
その後、溶融亜鉛めっきなどのめっき処理を施してもよいし、かかるめっき処理を施さずに冷延鋼板のままで使用してもよい。
〔めっき工程〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、上述の製造工程により製造された冷延鋼板ままで使用してもよいが、目的に応じて、Al系めっき層またはZn系めっき層を形成するためのAl系めっき処理またはZn系めっき処理を行ってもよい。
かかるめっき処理は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、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき工程後に合金化処理を施してもよい。代表的なめっき処理としては、Al系めっき処理としては、溶融アルミ（Aｌ）めっき、溶融Al−Siめっきを施す処理が、またZn系めっき処理としては、溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛ニッケルめっきを施す処理、あるいは溶融亜鉛めっき後さらに合金化処理を施す処理が挙げられる。
なお、冷延鋼板に対して調質圧延を実施しても良い。この際の好適な伸び率は0.05〜2.0％である。
上記のようにして得られた冷延鋼板に対して熱間プレスを行って熱間プレス部材とするが、この時の熱間プレス法については特に制限はなく常法に従って行えば良い。以下に一例を示すが、これに限定されるものではない。
例えば、素材である熱間プレス用冷延鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用して、Ａc3変態点〜1000℃の温度範囲に加熱し、この温度範囲で0〜600秒間保持した後、鋼板をプレス機に搬送して、550〜800℃の範囲で熱間プレスを行えばよい。熱間プレス用冷延鋼板を加熱する際の昇温速度は、３〜200℃/sとすればよい。
ここに、Ａc3変態点は次式によって求めることができる。
Ａc3変態点（℃）＝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％）を表す。含有しない元素については、０として計算する。
以下、本発明の実施例について説明する。
なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得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、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、表２に示す温度域まで加熱後、仕上げ圧延終了温度（FDT）を表２に示す条件で熱間圧延を行った。ついで、熱延鋼板を、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で冷却停止温度（第１冷却温度）まで冷却した後、第２平均冷却温度（冷速２）で巻取り温度（CT）まで冷却し、コイルに巻取った。
ついで、得られた熱延板を、酸洗後、表２に示す圧下率で冷間圧延を施して、冷延板（板厚：1.4mm）とした。
ついで、かくして得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（CAL）で表２に示す条件で第１の焼鈍処理を行い、冷延鋼板を得た。その後、連続焼鈍ライン（CAL）もしくは連続溶融めっきライン（CGL）において、表２に示す条件で第２の焼鈍処理を行い、CALを通過した鋼板については冷延鋼板（CR）、CGLを通過した鋼板については溶融亜鉛めっき鋼板（GI）を得た。なお、CGLを通過した鋼板の一部については、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに550℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を得た。また、溶融アルミめっき処理を施して、溶融アルミめっき鋼板（AS）を得た。さらに、一部はCALにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン（EGL）において、電気亜鉛ニッケルめっき鋼板（EZN）を得た。なお、一部の試料については、冷間圧延後、２段階の焼鈍処理を行わず、１回の焼鈍処理のみ施した。
ついで、得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、表３に示す条件で熱間プレスを実施した。
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である。冷延鋼板に対する加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス(開始)温度から150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を１〜60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。
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JIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強さ（TS）を測定した。
プロジェクション溶接後の押込剥離強度は、各種熱間プレス部材から、50mm×150mmの試験片を採取し、中央に直径10mmの穴をあけ、４点のプロジェクション部を有するＭ６溶接用ナットを、前記試験片の穴の中心と前記ナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットした。抵抗溶接の条件は、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（50Hz）の抵抗溶接機を用いて溶接を行い、プロジェクション溶接部を保有した試験片を作製した。なお、使用した一対の電極チップは、平型30mmφの電極とした。溶接条件は加圧力は3000Ｎ、通電時間は７サイクル（50Hz）、溶接電流は12kA、ホールド時間は10サイクル（50Hz）とした。
このようにして得られた溶接体のナット穴にボルトを固定した後、JIS B 1196:2001に準拠した押込剥離試験によってナットが鋼板から剥離するときの荷重を測定した。その時の荷重が８kN以上の場合はプロジェクション溶接部の押込剥離強度が良好（○）、6.5kN以上８kN未満の場合はプロジェクション溶接部の押込剥離強度が適（△）、6.5kN未満の場合はプロジェクション溶接部の押込剥離強度が劣（×）とした。
焼鈍後の冷延鋼板および熱間プレス後の部材のマルテンサイトおよびパーライトの体積率は、鋼板の圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を研磨後、３vol％ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）を用いて5000倍の倍率で観察し、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、その面積率を体積率とした。旧オーステナイトおよびフェライトの平均結晶粒径は、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて、鋼板ミクロ組織写真（5000倍の倍率で20μｍ×20μｍの視野範囲を10箇所撮影したもの）から予め各々の旧オーステナイト、フェライトおよびマルテンサイトそれぞれの結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各結晶粒の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
また、NbおよびTiの炭窒化物の粒径は、冷延鋼板およびプレス部材とも、厚さ方向に平行な断面について、TEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000倍の倍率で0.5μｍ×0.5μｍの視野範囲を10箇所観察し、Media Cybernetics社のImage-Proを用いて、下限を0.005μmとして、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物の個数はTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000倍の倍率で0.5μｍ×0.5μｍの視野範囲を10箇所観察し、10箇所の平均個数密度を求めた。この方法では粒径が0.005μm 以上のNbおよびTi系析出物であれば数えることができた。
さらに、NbおよびTiの炭窒化物の粒子間距離（λ）は次のようにして測定した。
すなわち、Ｌ断面について、TEM（透過型電子顕微鏡）を用いて10000倍の倍率で観察し、従来報告されている（1）式に従い求めた。
λ ＝ (0.9Vp−1/2− 0.8) × dp ・・・（１）
ここで、Vpは粒子の体積率（％）、dpは粒径である。なお、粒子の体積率はTEMの観察結果から求めた面積率とした。
かくして得られた冷延鋼板および熱間プレス部材のミクロ組織を表４に示す。また、熱間プレス部材の引張特性およびプロジェクション溶接後の押込剥離強度の測定結果を表５に示す。
Figure 2019003542
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表５に示したとおり、成分組成および熱間プレス後の部材のミクロ組織が本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、高い引張強度は言うまでもなく、優れたプロジェクション溶接部の押込剥離強度を併せて得ることができた。

Claims (10)

  1. 部材の鋼成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
    部材のミクロ組織が、部材表面から板厚方向50μm以内の旧オーステナイト平均結晶粒径が７μm以下かつマルテンサイトの体積率が90％以上で、さらに部材表面から板厚方向20〜100μmの深さ範囲における、粒径が0.10μm未満のNbおよびTiの炭窒化物の平均粒子間距離が５μm以下であり、引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス部材。
  2. 前記部材が、質量％で、さらにＢ：0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項１に記載の熱間プレス部材。
  3. 前記部材の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項１または２に記載の熱間プレス部材。
  4. 鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
    鋼板のミクロ組織が、パーライトを体積率で30％以下含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に150μmまでの範囲に粒径が0.10μｍ未満のNbおよびTiの炭窒化物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μｍ2当たり平均で10個以上存在し、かつその平均粒子間距離が５μm以下である、熱間プレス用冷延鋼板。
  5. 前記鋼板が、質量％で、さらにＢ：0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項４に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
  6. 前記鋼板が、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４または５に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
  7. 請求項４に記載の熱間プレス用冷延鋼板を製造する方法であって、
    質量％で、Ｃ：0.28％以上0.42％未満、Si：1.5％以下、Mn：1.1％以上2.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01％以上0.50％以下、Ｎ：0.010％以下、Nb：0.005％以上0.15％以下およびTi：0.005％以上0.15％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
    熱間圧延開始前に1200℃以上の温度で30分以上加熱した後に熱間圧延を開始し、仕上げ圧延終了温度が860〜950℃の条件で熱間圧延し、
    上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度を70℃／s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する１次冷却を施し、
    上記の１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜50℃／ｓとし、500℃以下の巻取温度で巻取る２次冷却を施し、
    ついで、巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を行ったのち、均熱温度として850〜950℃の温度域で600秒以内保持した後、水冷により室温まで冷却し、150〜300℃の範囲で60〜1800秒焼戻しする第１の焼鈍を施し、
    上記の第１の焼鈍後、３〜30℃／ｓの平均昇温速度で720〜850℃の温度域まで加熱し、均熱温度として720〜850℃の温度域で15秒以上保持した後、第３平均冷却速度を５℃／ｓ以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２の焼鈍を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記鋼素材が、質量％で、さらにＢ：0.0050％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Sb：0.001％以上0.020％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.50％以下、Zn：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下およびＷ：0.10％以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項７に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記第２の焼鈍後、さらに鋼板表面にAl系めっき処理またはZn系めっき処理を施す請求項７または８に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
  10. 請求項４乃至６のいずれかに記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ａc3変態点〜1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
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