JPWO2019093384A1 - 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
質量%で、
C :0.30%以上0.50%未満、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.5%以下、
Sb:0.001%以上0.020%以下、
P :0.05%以下、
S :0.01%以下、
Al:0.01%以上1.00%以下、および
N :0.01%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を有し、
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が8μm以下であり、マルテンサイトの体積率が90%以上であり、かつ、固溶C量が全C量の25%以下であるミクロ組織を有し、
引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス鋼板部材。
Mo:0.35%以下、
Cr:0.35%以下、
Ti:0.15%以下、
B :0.0050%以下、
Ca:0.005%以下、
V :0.05%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%以下からなる群より選択される1または2以上を含有する、上記1または2に記載の熱間プレス鋼板部材。
前記加熱された冷延鋼板を熱間プレスして熱間プレス鋼板とし、
前記熱間プレス鋼板をMf点以下まで冷却し、
前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度:50〜300℃、保持時間:5〜3600秒の条件で熱処理する、
熱間プレス鋼板部材の製造方法。
本発明の熱間プレス鋼板部材は、その鋼板部分が上記成分組成を有する。以下、その限定理由を説明する。なお、以下の説明において、成分組成に関する「%」は、「質量%」を意味する。
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、C含有量が0.30%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となり、所期の引張強さが得られない。そのため、C含有量は0.30%以上とする。一方、C含有量が0.50%以上であると、冷却後の熱処理で固溶C量を十分低下させることが困難となり、耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、C含有量は0.50%未満、好ましくは0.45%未満、より好ましくは0.40%未満とする。
Siはフェライトを固溶強化する作用を有し、高強度化に有効な元素である。しかし、Siの過剰な添加は化成処理性を低下させるため、Si含有量は2.0%以下、好ましくは1.3%以下とする。一方、極低Si化はコスト増加を招くため、Si含有量は0.01%以上とする。
Mnは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。前記効果を得るため、Mn含有量を0.5%以上、好ましくは1.0%以上とする。一方、3.5%を超えるMnを含有する場合、Mnバンドが過剰に生成するため、熱処理によって固溶C量を十分低下させることができず、その結果、曲げ圧潰性が低下する。そのため、Mn含有量は3.5%以下、好ましくは2.5%以下とする。
Sbは、加熱、熱間プレス、および冷却からなる一連の処理において、鋼板表層部に脱炭層が生じることを抑制する効果を有する。そのため、Sbの添加により板面の硬度分布が均一となり、その結果、曲げ圧潰性が向上する。前記効果を得るために、Sb含有量を0.001%以上とする。一方、Sb含有量が0.020%を超えると、粒界にSbが偏析し、曲げ圧潰時に粒界から割れが生じるため、曲げ圧潰性が低下する。そのため、Sb含有量は0.020%以下とする。
Pは固溶強化により高強度化に寄与する元素である。しかし、過剰に添加された場合、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、P含有量は0.05%以下、好ましくは0.04%以下とする。一方、P含有量の下限は特に限定されないが、極低P化は製鋼コストの上昇を招くため、P含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。
S含有量が高すぎると、MnSなどの硫化物系介在物が多く生成し、前記介在物が起点となって割れが発生するため曲げ圧潰性が低下する。そのため、S含有量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下とする。一方、Si含有量の下限は特に限定されないが、極低S化は製鋼コストの上昇を招くため、S含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。
Alは脱酸に必要な元素である。その効果を得るために、Al含有量を0.01%以上とする。一方、Al含有量が1.00%を超えると効果が飽和するため、Al含有量は1.00%以下、好ましくは0.50%以下とする。
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ圧潰性を低下させる。N含有量が0.01%超であると、曲げ圧潰性への影響が顕著となることから、N含有量は0.01%以下、好ましくは0.008%以下とする。
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。また、Nbは熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。したがって、Nbを添加することにより、曲げ圧潰性をさらに向上させることができる。Nbを添加する場合、前記効果を得るために、Nb含有量を0.001%以上、好ましくは0.003%以上とする。一方、多量にNbを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招く。そのため、Nb含有量は0.10%以下、好ましくは0.08%以下、より好ましくは0.03%以下とする。
Nbを添加する場合は、鋼板におけるNb含有量(質量%)に対するC含有量(質量%)の比C/Nbを22〜100とすることが好ましい。C/Nbが100を超えると、Nb系炭化物の生成量が減少し、固溶C量は増加する。Nb系炭化物はピン止め効果によりオーステナイト粒の成長を抑制する効果を有しているため、Nb系炭化物の減少は熱間プレス後の結晶粒の粗大化を招き、その結果、曲げ圧潰性が低下する場合がある。また、固溶C量が増加すると、靭性が低下する結果、やはり曲げ圧潰性が低下する場合がある。そのため、C/Nbを100以下とすることが好ましく、80以下とすることがより好ましく、70以下とすることがさらに好ましい。一方、C/Nbが22未満では、亀裂発生の起点となるNb系炭化物が多量に生成するため、曲げ圧潰性が低下する場合がある。また、Cは鋼の強度を高める作用を有する元素であるが、C/Nbが22未満では、Nb系炭化物の生成によって消費されるCの割合が増加し、その結果、引張強度が低下する場合がある。そのため、C/Nbは22以上とすることが好ましく、25以上とすることがより好ましく、30以上とすることがさらに好ましい。このようにNb含有量に対するC含有量の比C/Nbを制御することにより、強度と曲げ圧潰性とをより高い水準で両立させることができる。
Moは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。しかし、過剰にMoを添加しても効果は飽和し、かえってコスト増を招く。また、過剰のMo添加は化成処理性を低下させる。そのため、Moを添加する場合、Mo含有量を0.35%以下とする。一方、Mo含有量の下限は特に限定されないが、Moの添加効果を高めるという観点からは、Mo含有量を0.005%以上とすることが好ましく、0.01%以上とすることがより好ましい。
Crも、Moと同様に焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。しかし、過剰にCrを添加しても効果は飽和し、かえってコスト増を招く。また、Crは表面酸化物を形成し、めっき性を低下させる。そのため、Crを添加する場合、Cr含有量を0.35%以下とする。一方、Cr含有量の下限は特に限定されないが、Crの添加効果を高めるという観点からは、Cr含有量を0.005%以上とすることが好ましく、0.01%以上とすることがより好ましい。
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。また、Tiは熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することにより、曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。しかし、多量にTiを添加すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下する。そのため、Tiを添加する場合、Ti含有量を0.10%以下、好ましくは0.08%以下とする。一方、Ti含有量の下限は特に限定されないが、Tiの添加効果を高めるという観点からは、Ti含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Bは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。また、Bが粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、曲げ圧潰性の向上に有効である。しかし、Bを過剰に添加すると、Cと粗大な析出物を生成し、曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Bを添加する場合、B含有量を0.0050%以下、好ましくは0.0035%以下とする。一方、B含有量の下限は特に限定されないが、Bの添加効果を高めるという観点からは、B含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。
Caは硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大なMnSの生成を抑制する作用を有する元素であり、曲げ圧潰性を向上させる。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、Caを添加する場合、Ca含有量を0.005%以下とする。一方、Ca含有量の下限は特に限定されないが、Caの添加効果を高めるという観点からは、Ca含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。
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。しかし、過度の添加は曲げ圧潰性を劣化させるため、Vを添加する場合、V含有量を0.05%以下とする。一方、V含有量の下限は特に限定されないが、Vの添加効果を高めるという観点からは、V含有量を0.01%以上とすることが好ましい。
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。また、Cuは耐食性を向上させることにより、耐遅れ破壊特性の向上にも寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、かえってCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Cuを添加する場合、Cu含有量は0.50%以下とする。一方、Cu含有量の下限は特に限定されないが、Cuの添加効果を高めるという観点からは、Cu含有量を0.05%以上とすることが好ましい。
Niも、Cuと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。また、Niは、Cuと同時に添加することでCu起因の表面欠陥を抑制する効果を有している。したがって、Niの添加は、Cu添加時に特に有効である。しかし、多量のNiを添加すると、曲げ圧潰性が低下して引張せん断応力が低下する。そのため、Niを添加する場合、Ni含有量は0.50%以下とする。一方、Ni含有量の下限は特に限定されないが、Niの添加効果を高めるという観点からは、Ni含有量を0.05%以上とすることが好ましい。
Snも、Cuと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のSnを添加すると曲げ圧潰性が低下する。そのため、Snを添加する場合、Sn含有量は0.50%以下とする。一方、Sn含有量の下限は特に限定されないが、Snの添加効果を高めるという観点からは、Sn含有量を0.05%以上とすることが好ましい。
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。しかし、多量のZn添加は、曲げ圧潰性を低下させるため、Znを添加する場合、Zn含有量を0.10%以下とする。一方、Zn含有量の下限は特に限定されないが、Znの添加効果を高めるという観点からは、Zn含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
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効果を有する元素であり、したがってCo添加により耐遅れ破壊特性を改善できる。しかし、多量のCo添加は曲げ圧潰性を低下させるため、Coを添加する場合、Co含有量を0.10%以下とする。一方、Co含有量の下限は特に限定されないが、Coの添加効果を高めるという観点からは、Co含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Zrも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のZr添加は曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Zrを添加する場合、Zr含有量を0.10%以下とする。一方、Zr含有量の下限は特に限定されないが、Zrの添加効果を高めるという観点からは、Zr含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Taは、Tiと同様に、炭化物や窒化物を生成して高強度化に寄与する元素である。しかし、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、Taを添加する場合、Ta添加量は0.10%以下とする。一方、Ta含有量の下限は特に限定されないが、Taの添加効果を高めるという観点からは、Ta含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Wも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のW添加は、曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Wを添加する場合、W含有量を0.10%以下とする。一方、W含有量の下限は特に限定されないが、Wの添加効果を高めるという観点からは、W含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
C :0.30%以上0.50%未満、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.5%以下、
Sb:0.001%以上0.020%以下、
P :0.05%以下、
S :0.01%以下、
Al:0.01%以上1.00%以下、
N :0.01%以下、
任意に、Nb:0.001%以上0.10%以下、ならびに、
任意に、
Mo:0.35%以下、
Cr:0.35%以下、
Ti:0.15%以下、
B :0.0050%以下、
Ca:0.005%以下、
V :0.05%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%以下からなる群より選択される1または2以上、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を有することができる。
さらに、本発明の熱間プレス鋼板部材は、その鋼板部分が、以下の条件を満たすミクロ組織を有することが重要である。
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が8μmを超えると、曲げ圧潰時の靭性が低下するため、曲げ圧潰性が低下する。そのため、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を8μm以下、好ましくは7μm以下とする。一方、下限についてはとくに限定されないが、2μm以上とすることが好ましく、3μm以上とすることがより好ましく、5μm以上とすることがさらに好ましい。
マルテンサイトの体積率が90%未満では、1780MPa以上の引張強度を得ることが困難である。そのため、マルテンサイトの体積率を90%以上、好ましくは95%以上とする。一方、マルテンサイトの体積率の上限はとくに限定されず、100%であってよい。なお、マルテンサイト以外の組織についてはとくに限定されず、任意の組織を含むことができる。例えば、マルテンサイト以外の残部が、フェライト、ベイナイト、パーライトからなる群より選択される1または2以上であってもよい。
固溶C量が全C量の25%を超えると、曲げ圧潰時の靭性が低下する。そのため、固溶C量は全C量の25%以下、好ましくは20%以下、より好ましくは15%以下とする。一方、固溶C量の下限については特に限定されないが、全C量の5%以上とすることが好ましく、6%以上とすることが好ましい。
TS:1780MPa以上
本発明の熱間プレス鋼板部材は、1780MPa以上の引張強さ(TS)を有する。TSは、1800MPa以上とすることが好ましく、1850MPa以上とすることがより好ましく、1900MPa以上とすることがさらに好ましい。一方、TSの上限は特に限定されないが、通常は、2500MPa以下であってよく、2450MPa以下であってもよい。
熱間プレス鋼板部材の降伏比(YR)が高いと、該熱間プレス鋼板部材を自動車用部材として使用した場合に、衝突安全性能をさらに向上させることができる。そのため、降伏比は65%以上とすることが好ましく、70%以上とすることがより好ましい。なお、ここで降伏比(YR)とは、引張強さTSに対する降伏強さYSの比として定義される値であり、具体的には、YR=YS/TS×100(%)として算出することができる。
本発明の熱間プレス鋼板部材は、めっき層を有さないものであってもよい。その場合、熱間プレス鋼板部材は、上述した成分組成、ミクロ組織、および引張強さを有する鋼材からなる。しかし、熱間プレスの際の酸化防止や、熱間プレス鋼板部材の耐食性向上のために、熱間プレス鋼板部材は、さらにその鋼板の表面にめっき層を有していることが好ましい。熱間プレス鋼板部材が表面にめっき層を有する場合、めっき層を除いた鋼板部分(母材鋼板)が、上述した成分組成およびミクロ組織を有する。
次に、本発明の熱間プレス鋼板部材の製造方法について説明する。本発明の熱間プレス鋼板部材の製造方法は特に限定されないが、一実施形態においては、下記(1)〜(4)の工程により製造することができる。以下、各工程について説明する。
(1)冷延鋼板の加熱
(2)熱間プレス
(3)冷却(焼入れ)
(4)熱処理
素材となる冷延鋼板としては、上述した成分組成を有するものを用いる。すなわち、最終的に得られる熱間プレス鋼板部材の鋼板部分の成分組成は、基本的に、素材として使用した冷延鋼板の成分組成と同一となる。
上記冷延鋼板は、そのまま(めっき処理を施さずに)次の加熱処理に供することもできるが、加熱に先立って任意にめっき処理を施すこともできる。めっき処理を行う方法は、特に限定されるものではなく、溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等、任意の方法を用いることができる。また、めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
次に、上記冷延鋼板を、Ac3変態点以上1000℃以下の加熱温度に加熱する。前記加熱温度がAc3点未満であると、加熱された鋼板におけるオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイトの体積率が90%未満となり、所期の引張強度を確保することができない。また、前記加熱温度が1000℃より高いと、結晶粒径が過度に粗大となるため、曲げ圧潰性が低下する。なお、ここで前記Ac3変態点は、下記(1)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…(1)
ただし、(1)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。含有されていない元素の含有量は0として計算する。
次に、加熱された前記冷延鋼板をプレス機に搬送して、熱間プレスを施す。熱間プレスの方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。プレス時の温度は特に限定されないが、550〜800℃の範囲で熱間プレスを行うことが好ましい。
熱間プレスされた鋼板を、Mf点以下まで冷却する。上述した加熱によってAc3変態点以上に加熱された鋼板を、この冷却によってMf点以下まで冷却することにより、オーステナイトの体積率を90%以上とすることができる。なお、マルテンサイト変態が終了する温度であるMf点は、連続冷却変態曲線(CCT曲線)に基づいて求めることができる。
次に、前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度:50〜300℃、保持時間:5〜3600秒の条件で熱処理する。前記熱処理により、鋼板の固溶C量を全C量の25%以下とすることができる。加熱温度が50℃未満であると、固溶C量が多くなり、曲げ圧潰性が低下する。一方、加熱温度が300℃を超えると、析出炭化物が粗大化して引張強さが低下する。また、保持時間が5秒未満では固溶C量が多くなり、曲げ圧潰性が低下する。一方、保持時間が3600秒を超えると析出炭化物が粗大化して引張強さが低下する。
・マルテンサイトの体積率
熱間プレス鋼板部材の鋼板部分におけるマルテンサイトの体積率を、以下の方法で評価した。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3 vol%ナイタールで腐食し、SEM(走査型電子顕微鏡)を用いて2000倍、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、マルテンサイトの面積率を測定し、その面積率を体積率とした。
上記マルテンサイトの体積率の測定におけるSEM観察で得た組織写真を画像解析することにより、旧オーステナイト(旧γ)粒の平均結晶粒径を求めた。具体的には、前記組織写真中の旧オーステナイト結晶粒を識別して円相当直径を算出し、その平均値を旧オーステナイト粒の平均結晶粒径とした。前記画像解析には、Media Cybernetics社のImage−Proを用いた。
固溶C量は、鋼中の全C量(Ctotal)から、炭化物として析出しているC量(Cp)を引くことによって求めた。
鋼中の全C量(Ctotal)としては、表1に示した鋼板のC含有量(質量%)を用いた。
前記炭化物としては、まずセメンタイト(M3C)が挙げられる。また、Nb、Ti、およびVが含まれている場合には、それらの炭化物(NbC、TiC、VC)が析出する。したがって、炭化物として析出しているC量(Cp)は、セメンタイトとして析出しているC量(Cp1)と、NbC、TiC、VCとして析出しているC量(Cp2)の和として求めることができる。
セメンタイトとして析出しているC量は、TEM−EDX(透過型電子顕微鏡−エネルギー分散型X線分光法)による分析と、電解抽出により得られた抽出残渣のICP発光分析とを併用して求めた。まず、得られた熱間プレス鋼板部材のそれぞれから測定用TEM観察用試料を作成し、EDX分析を用いてセメンタイトを構成する金属元素の濃度を測定した。ここで、セメンタイトを構成する金属元素は、Fe、Cr、およびMnである。前記濃度は、10カ所の測定の平均値とした。得られた濃度から、Fe、Mn、およびCrの原子比、FFe、FCr、およびFMnを求めた。ここで、FFe+FCr+FMn=1である。
Cp1(質量%)=12/(M×3)×CFe×1/(FFe)
ここで、M=(56×FFe+52×FCr+54×FMn)
NbC、TiC、VCとして析出しているC量(Cp2)は、以下の方法で求めた。まず、電解抽出法により、熱間プレス鋼板部材のそれぞれから抽出残渣を得た。電解液としては、10%アセチルアセトン系電解液を用いた。得られた抽出残渣をICP(高周波誘導結合プラズマ)発光分光分析法によって分析し、Nb、Ti、およびV量を測定した。測定されたNb、Ti、およびV量は、NbC、TiC、VCとして析出している各金属元素の量である。そこで、前記測定値から、NbC、TiC、VCとして析出しているC量(Cp2)を算出した。
[固溶C量(質量%)]=Ctotal−(Cp1+Cp2)
硬度のばらつきの指標として、ビッカース硬さの標準偏差(σHv)を求めた。具体的には、熱間プレス後の鋼板表面におけるビッカース硬さを、圧延方向およびその直角方向に500μm毎に、各10回、計100点で測定し、測定値の標準偏差を求めた。ビッカース硬さの測定条件の試験力は3000g、保持時間は30秒とした。
得られた熱間プレス鋼板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、降伏強さ(YS)および引張強さ(TS)を測定した。
得られる熱間プレス鋼板部材に対して、3点曲げ変形を実施し、ストロークと荷重を測定した。前記3点曲げ変形においては、スパン280mm、パンチ100Rの金型を用い、試験速度は0.1m/sとした。曲げ圧潰性の評価は、最大荷重を超えても割れることなく下死点まで到達した場合◎、割れは生じたが、最大荷重を超えた試料は〇、割れが生じて、最大荷重を超えずに途中で破断した場合×とした。
Claims (5)
- 熱間プレス鋼板部材であって、
質量%で、
C :0.30%以上0.50%未満、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.5%以下、
Sb:0.001%以上0.020%以下、
P :0.05%以下、
S :0.01%以下、
Al:0.01%以上1.00%以下、および
N :0.01%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を有し、
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が8μm以下であり、マルテンサイトの体積率が90%以上であり、かつ、固溶C量が全C量の25%以下であるミクロ組織を有し、
引張強さが1780MPa以上である、熱間プレス鋼板部材。 - 前記成分組成が、質量%で、さらにNb:0.001%以上0.10%以下を含有し、かつ、Nb含有量(質量%)に対するC含有量(質量%)の比C/Nbが22〜100である、請求項1に記載の熱間プレス鋼板部材。
- 前記成分組成が、質量%で、さらに
Mo:0.35%以下、
Cr:0.35%以下、
Ti:0.15%以下、
B :0.0050%以下、
Ca:0.005%以下、
V :0.05%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%以下からなる群より選択される1または2以上を含有する、請求項1または2に記載の熱間プレス鋼板部材。 - 表面に、Al系めっき層またはZn系めっき層をさらに有する、請求項1〜3のいずれか一項に記載の熱間プレス鋼板部材。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ac3変態点以上1000℃以下の加熱温度に加熱し、
前記加熱された冷延鋼板を熱間プレスして熱間プレス鋼板とし、
前記熱間プレス鋼板をMf点以下まで冷却し、
前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度:50〜300℃、保持時間:5〜3600秒の条件で熱処理する、
熱間プレス鋼板部材の製造方法。
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