JPWO2020158285A1 - 熱間プレス部材、熱間プレス部材用冷延鋼板、およびそれらの製造方法 - Google Patents

熱間プレス部材、熱間プレス部材用冷延鋼板、およびそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

引張強度１７８０ＭＰａ以上を有し、耐遅れ破壊特性を向上した熱間プレス部材とその製造方法、および熱間プレス部材用冷延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。所定の成分組成を有し、鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が８μｍ以下で、かつ、表面から３０μｍ以内の範囲において、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、表層にＮｉ拡散領域が厚さ０．５μｍ以上存在し、さらにビッカース硬度の標準偏差が３５以下であり、板厚方向のＭｎｄｉｆ（ｍａｓｓ％）≦０．２０、Ｍｎｄｉｆ（ｍａｓｓ％）：Ｍｎ偏析度、引張強さが１７８０ＭＰａ以上である熱間プレス部材。

Description

本発明は、自動車分野で使用される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部材用冷延鋼板とその製造方法に関し、特に熱間プレス部材について、プロジェクション溶接後の耐遅れ破壊特性の向上を図ろうとするものである。
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、引張強度（ＴＳ）が１７８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が検討されている。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が、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、降伏強度が高いためスプリング・バックが大きく発生したりし、冷間プレス成形後に高い寸法精度が得られない。また、冷間プレス成形後は残留応力が鋼板内に残存するため、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。
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。また、この熱間プレスでは、冷間プレスと比べてプレス成形後の残留応力が低下するため、耐遅れ破壊特性も改善される。
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。また、異種材（アルミや樹脂など）との接合の場合もボルト締結の場合が多い。このような場合は、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。前述したとおり、熱間プレス部材では残留応力は低下するものの、自動車車体全体の剛性を保つために熱間プレス後にも応力がかかることから、ナットと鋼板の溶接部では遅れ破壊が懸念される。
特開２０１２−１５７９００号公報
従来、ナットのプロジェクション溶接後の剥離強度を向上させる手段としては、例えば特許文献１に記載のように、溶接条件を制御することで剥離強度を改善する技術が開示されている。しかしながら、熱間プレス後のナットのプロジェクション溶接部における遅れ破壊を向上させる技術は開発されていない。
このように、溶接条件に関係なく、引張強度（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耐遅れ破壊特性を改善することは困難とされ、その他の鋼板を含めても、これらの特性を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、引張強度１７８０ＭＰａ以上を有し、特にナットとのプロジェクション溶接後の、耐遅れ破壊特性を向上した熱間プレス部材とその製造方法、および熱間プレス部材用冷延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
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耐遅れ破壊特性を向上させるためには、（ａ）鋼板の表層のＭｎの偏析に伴う硬度ばらつきを抑制し、（ｂ）さらに表層にＮｉ拡散領域を有することで溶接部とボルトやナットとの電位差を低減させ、水素発生を抑制することが有効であるとの知見を得た。
このような知見により、腐食に伴う水素発生を抑制することが可能となり、ナットと鋼板の界面での亀裂の生成が抑制される結果、耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
自動車車体として仕上げた後、実際に走行を繰り返しているうちに雨等により電気化学的に水素が鋼板上に発生し、水素の一部は鋼板に侵入する。鋼板に応力が発生していなければ、この水素を要因として遅れ破壊は生じないが、ナットの溶接部はボルト締結後に応力がかかる場合がある。これにより、ナットと鋼板の界面および界面近傍から亀裂が生じ、割れが発生する。特に、溶接後にはナットと鋼板には隙間が出来てしまい、その場所では酸素の拡散が不十分であるため、隙間内ｐＨが低下する。その際、ボルト、ナットや溶接部でない鋼板より溶接部は電位が卑となるため、隙間において水素が発生し、水素の一部が溶接部に侵入することにより遅れ破壊が起こる。これに対し、表面にＮｉ拡散層を有することで、溶接部の電位がボルトやナットとの電位差を低減することが出来て均一に腐食することを見出した。そのため、耐遅れ破壊特性が向上する。一方で、偏析によりＭｎを多く有する箇所にナットのプロジェクション部が溶接されると電位差を低減することができないため、Ｍｎによる偏析を抑制することで耐遅れ破壊特性がさらに向上することを見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
［１］ 熱間プレス部材であって、鋼板の表面に表層を有し、上記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含有し、さらにＭｏ：０．００５％以上０．３５％以下、Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
上記鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が８μｍ以下で、かつ、上記熱間プレス部材の鋼板表面から３０μｍ以内の範囲において、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、上記表層にＮｉ拡散領域の厚さが０．５μｍ以上存在し、さらに上記熱間プレス部材のビッカース硬度の標準偏差が３５以下であり、
板厚方向のＭｎｄｉｆ（質量％）＝Ｍｎｍａｘ（質量％）−Ｍｎｍｉｎ（質量％）≦０．２０
Ｍｎｄｉｆ（質量％）：Ｍｎ偏析度
Ｍｎｍａｘ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最大値
Ｍｎｍｉｎ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最小値である、引張強度が１７８０ＭＰａ以上である、熱間プレス部材。
［２］ 熱間プレス部材用冷延鋼板であって、鋼板の表面にＮｉ系めっき層を有し、上記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含有し、さらにＭｏ：０．００５%以上０．３５％以下、Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を含有し、
上記鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が２．５以下のフェライトを体積分率で２０％以上含有し、上記鋼板のビッカース硬度の標準偏差が３０以下であり、
板厚方向のＭｎｄｉｆ（質量％）＝Ｍｎｍａｘ（質量％）−Ｍｎｍｉｎ（質量％）≦０．２０
Ｍｎｄｉｆ（質量％）：Ｍｎ偏析度
Ｍｎｍａｘ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最大値
Ｍｎｍｉｎ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最小値
であり、上記Ｎｉ系めっき層の厚さが０．５μｍ以上である、熱間プレス部材用冷延鋼板。
［３］ ［２］に記載の熱間プレス部材用冷延鋼板を、Ａｃ３変態点〜１１００℃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。
［４］ ［２］に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造スラブとし、上記連続鋳造スラブを８５０℃まで２０℃／ｈｒ以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１０％以上、上記最終パスの直前のパスの圧下率が１２％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、上記熱間圧延後、５５℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で７００℃以下の冷却停止温度まで１次冷却をし、上記１次冷却後、５〜５０℃／ｓの第２平均冷却速度で６５０℃以下の巻取温度まで２次冷却をした後、巻取り、酸洗を施した後、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で６００〜８２０℃の温度域まで加熱し、６００〜８２０℃の均熱温度域で２０秒以上３００００秒以下保持した後、室温まで冷却し、引き続き鋼板表面にＮｉ系めっき層を施すためのめっき処理を施す、熱間プレス部材用冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、１７８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有すると同時に、ビッカース硬度の標準偏差が３５以下である熱間プレス部材が安定して得られる。この結果、従来よりも耐遅れ破壊耐性に優れた熱間プレス部材が得られる。本発明の熱間プレス部材を、例えば自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることができるため、産業上の利用価値は非常に大きい。
以下、本発明について具体的に説明する。以下に、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス部材用冷延鋼板の成分組成について詳細に説明する。以下において、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス部材用冷延鋼板の、成分元素の含有量を表す「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．２８％以上０．５０％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、引張強度を得られない。Ｃの含有量は好ましくは、０．３０％以上である。一方、Ｃの含有量が０．５０％以上では、冷延鋼板および熱間プレス後の組織が不均一化、さらに溶接部の硬度が高くなることで靭性が劣化して溶接部の耐遅れ破壊特性が低下する。Ｃの含有量は、好ましくは０．４５％未満であり、さらに好ましくは０．４０％未満である。
Ｓｉ：０．０１％以上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。そ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。しかしながら、Ｓｉの過剰な含有は化成処理性が劣化するため、その含有量は１．５％以下、好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎ：１．０％以上２．２％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、１．０％以上含有することが必要である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２％以上である。一方、過剰に含有した場合、Ｍｎバンドが過剰になり、溶接部の電位が卑に傾くため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、その含有量は２．２％以下、好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に含有された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が低下することから、その含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下である。特にＰの含有量の下限は無く、０％であっても良いが、製鋼コストが上昇するため、Ｐの含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
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、その介在物が起点となり割れが発生するため耐遅れ破壊特性が低下することから、その含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下である。特にＳの含有量の下限は無く、０％であっても良いが、Ｐと同様に製鋼コストが上昇するため、Ｓの含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。
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が、０．５０％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌの含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成して耐遅れ破壊特性が低下することから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１％超えでは、この傾向が顕著となることからＮの含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に無く、０％でも良いが、製鋼コストの面からＮの含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下
Ｓｂは冷延鋼板の組織均質化に有効な元素である。特に、Ｓｂは熱間プレスの一連の処理において、熱間プレス前の鋼板の加熱時から、熱間プレス後の鋼板の冷却開始時までに鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制、組織を均一化する効果を有する。そのため、表面の電位分布が均一となり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の量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｂが０．０２０％超含有されると、圧延負荷荷重を増大させるため、生産性を低下させることから、Ｓｂ含有量は０．０２０％以下とする。
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上含有する。
Ｍｏ：０．００５％以上０．３５％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％以上含有することが必要である。Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上である。一方、多量にＭｏを含有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、その含有量は０．３５％以下とする。
Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下
ＣｒもＭｏと同様に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％以上含有することが必要である。Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１０％以上である。一方、多量にＣｒを含有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、その含有量は０．３５％以下とする。
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％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ことができる元素であり、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、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１０％以上である。一方、多量にＮｂを含有しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、その含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％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ことができる元素である。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、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上とする。一方、多量にＴｉを含有すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、その含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下である。
Ｂ：０．０００２％以上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、耐遅れ破壊特性に有効である。この効果を発揮するために、０．０００２％以上含有させる。しかし、過剰な含有はＮと粗大な析出物を形成、耐遅れ破壊特性を低下させるため、その含有量を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００３５％以下である。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物及び酸化物の形状を制御し、粗大なＭｎＳの生成を抑制することから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０．０００５％以上含有するのが好ましい。また、過度の含有は加工性を劣化させるため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。
Ｖ：０．０５％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ことができる。このような作用を有するために、Ｖの含有量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶを含有させると、耐遅れ破壊特性が劣化するため、その含有量は０．０５％以下とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与し、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できる。これら効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、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、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、耐食性を向上させ、かつ、溶接部とナットやボルトの電位差を低減できることから、耐遅れ破壊特性を向上できる。また、Ｃｕと同時に含有させると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため有効である。これら効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＮｉを添加させると、耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｓｎ：０．５０％以下
ＳｎもＣｕと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて含有することができる。これら効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量のＳｎを含有させると、耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は０．５０％以下とする。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とする。不可避不純物としては、例えば、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗが挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下である。この他、各元素量が下限値未満存在する場合についても、不可避不純物として含まれると理解される。
次に、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス部材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
熱間プレス部材は、鋼板の表面に表層を有している。熱間プレス部材の鋼板のミクロ組織は、旧オーステナイト平均結晶粒径が８μｍ以下で、かつ、鋼板表面から３０μｍ以内の範囲において、マルテンサイトの体積分率が９５％以上である鋼組織とする。ここで、鋼板表面とは、熱間プレス部材の表層と鋼板の界面を意味する。なお、ここで述べる体積分率は、鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
熱間プレス後に旧オーステナイト平均結晶粒径が８μｍを超えると、プロジェクション溶接部の靭性が低下するため耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、旧オーステナイト平均結晶粒径は８μｍ以下、好ましくは７μｍ以下である。
また、鋼板表面から３０μｍ以内のマルテンサイトの体積分率が９５％未満であると所望の引張強度が得られない。そのため、マルテンサイトの体積分率は９５％以上とする。
また、熱間プレス部材の表層にＮｉ拡散領域が厚さ０．５μｍ以上存在することで、前述のように溶接後に溶接部とナットやボルトの電位差が低減されるため、耐遅れ破壊特性が向上する。そのため、熱間プレス後の鋼板表層にＮｉ拡散領域が厚さ０．５μｍ以上存在することとする。
熱間プレス部材及び熱間プレス用冷延鋼板の表面にて測定したビッカース硬度の標準偏差をそれぞれ３５、３０以下とする。標準偏差がそれぞれ３５、３０を超えると、Ｍｎ偏析による硬度差が生じているため、偏析により硬度が高い箇所でナットのプロジェクション部が溶接されると、Ｍｎ量が多いことから電位が卑に傾いてしまい、ナットやボルトと溶接部に電位差が生じるため耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、上記ビッカース硬度は、上記熱間プレス部材の表面にて、一定の間隔、例えば１００〜４００μｍ毎に測定すればよいが、２００μｍ毎に測定することが特に好ましい。
熱間プレス部材用冷延鋼板のミクロ組織
熱間プレス部材用冷延鋼板は、鋼板表面に０．５μｍ以上の厚さを有するＮｉ系めっき層を有している。上記熱間プレス部材用冷延鋼板を熱間プレスした後、このＮｉ系めっき層が上述した熱間プレス部材の表層となる。ここで、Ｎｉ系めっき層とは、冷延鋼板に付与されるＮｉ系めっき層の場合にはＮｉめっき層を含んでおり、またＺｎを含有することもできる。一例としてＺｎ−１０〜１５％Ｎｉめっき層が挙げられるが、これに限らない。また上記Ｎｉ系めっき層を付与した冷延鋼板を熱間プレス後、上記冷延鋼板の表面に、Ｎｉ系めっき層と冷延鋼板との間で合金層が形成される。例えば、上記Ｚｎ−１０〜１５％Ｎｉめっき層を用いた場合には、Ｎｉ量が２５％以下、Ｆｅが１０％以下含まれる合金層が冷延鋼板の表面に形成される。この熱間プレス時に形成する合金層が、本発明に有効なＮｉ拡散領域であり、耐遅れ破壊特性を向上させる。熱間プレス部材として所望の特性を得るためには、熱間プレス部材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、熱間プレス部材用冷延鋼板のミクロ組織としては、結晶粒の平均アスペクト比が２．５以下のフェライトを体積分率で２０％以上含有し、さらに熱間プレス部材用冷延鋼板の表面にて測定したビッカース硬度の標準偏差を３０以下とする。
フェライト結晶粒の平均アスペクト比が２．５を超えると、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト平均結晶粒径が確保できないため、耐抵抗溶接割れ性および耐遅れ破壊特性が低下する。フェライトの体積分率が２０％未満の場合も、熱間プレス時の逆変態による再結晶が不十分となり、熱間プレス後に所望の旧オーステナイト平均結晶粒径が得られなくなるため、耐遅れ破壊特性が低下する。各ミクロ組織については、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食した後、後述する実施例に記載の方法、例えば走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や光学顕微鏡にて観察することが可能である。
熱間プレス部材及び熱間プレス用冷延鋼板中のＭｎ偏析度：Ｍｎｄｉｆ（質量％）≦０．２０％
引張強度１７８０ＭＰａ以上を有し、特にナットとのプロジェクション溶接後の、耐遅れ破壊特性が向上された熱間プレス部材を得るには、熱間プレス部材の鋼板表面及び熱間プレス用冷延鋼板表面のＭｎ偏析を抑制する必要がある。Ｍｎ偏析度は、以下の式によって規定される。
板厚方向のＭｎｄｉｆ（質量％）＝Ｍｎｍａｘ（質量％）−Ｍｎｍｉｎ（質量％）≦０．２０％
Ｍｎｄｉｆ（質量％）：Ｍｎ偏析度
Ｍｎｍａｘ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最大値
Ｍｎｍｉｎ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最小値
Ｍｎが偏析すると、鋼板中の成分の不均一により、鋼板内で貴な領域と卑な領域が偏在し、ナットとのプロジェクション溶接後の、溶接部の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、板厚方向のＭｎ偏析度が０．２０％以下である必要がある。好適には、０．１５％以下である。なお、板厚方向のＭｎ偏析度は、熱間プレス部材及び熱間プレス用冷延鋼板において、めっき層を含まない板厚方向断面について、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により０．５μｍステップで鋼板表面〜鋼板中央部までを線分析にて測定して求めた。
次に、本発明の熱間プレス用冷延鋼板の好ましい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、まず所定の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、この連続鋳造スラブを８５０℃まで２０℃／ｈｒ以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却する。
その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１０％以上、上記最終パスの直前のパスの圧下率が１２％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、上記熱間圧延後、７００℃以下の１次冷却停止温度までの第１平均冷却速度を５５℃／ｓ以上として１次冷却を行う。上記１次冷却後、６５０℃以下の巻取温度までの第２平均冷却速度を５〜５０℃／ｓとして２次冷却をした後、上記巻取温度で巻取る。
ついで、巻き取った熱延鋼板に酸洗を施した後、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で６００〜８２０℃の温度域まで加熱し、６００〜８２０℃の均熱温度域を２０秒以上３００００秒以下で保持した後、室温まで冷却し、引き続き鋼板表面にＮｉ系めっき層を施すためのめっき処理を施す。
以下、上記した製造工程を工程毎に詳細に説明する。
連続鋳造
本発明において、まずスラブは連続鋳造法により鋳造される。連続鋳造法は、本発明の課題を解決するために重要であり、しかも鋳型鋳造法と比較して生産能率が高いために採用する。連続鋳造機は垂直曲げ型が望ましい。これは、垂直曲げ型は設備コストと表面品質のバランスに優れ、かつ、表面亀裂の抑制効果が顕著に発揮されるためである。
この連続鋳造を経てスラブとした後は、この連続鋳造スラブを８５０℃まで２０℃／ｈｒ以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却する。連続鋳造後、８５０℃まで２０℃／ｈｒより小さい平均冷却速度で冷却を行うと、Ｍｎの偏析が助長されるため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。また、その後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却することで、冷却中にフェライトが粒界から均等生成して偏析を抑制させる。そのため、連続鋳造後の８５０℃まで２０℃／ｈｒ以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却する。また、６５０℃まで冷却したならば、その後に、室温まで冷却した後に再加熱して熱間圧延を施しても良いし、温片のまま再加熱して熱間圧延を施しても良い。
加熱工程
素材である鋼スラブ（連続鋳造スラブ）は、鋳造後、再加熱することなく１１５０〜１２７０℃で熱間圧延を開始するか、もしくは１１５０〜１２７０℃に再加熱したのち、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず１１５０〜１２７０℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。
熱間圧延工程
仕上げ圧延の最終パスの圧下率：１０％以上
仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１０％以上にすることは、オーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、熱間圧延後のフェライト変態時の核生成サイトを増大して熱延板の微細化を図り、所望の冷延鋼板のフェライトの平均アスペクト比を確保し、熱間プレス部材の旧オーステナイトの平均結晶粒径の微細化に必要である。さらにＭｎバンドを解消するという観点から必要である。また、表層の鋼板組織の微細化にも有効である。仕上げ圧延の最終パスの好適圧下率は１２％以上である。また、この圧下率の上限は特に限定されないが、熱延負荷荷重が増大すると、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがあるので、仕上げ圧延の最終パスの好適圧下率は３０％以下が好ましい。
仕上げ圧延の最終パスの直前のパスの圧下率：１２％以上
最終パスの直前のパスの圧下率を１２％以上にすることは、歪蓄積効果がより高まってオーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板の組織がより微細化し、所望の冷延鋼板のフェライトの平均アスペクト比を確保し、熱間プレス部材の旧オーステナイトの平均結晶粒径の微細化に必要である。さらにＭｎバンドを解消するという観点から必要である。仕上げ圧延の最終パスの直前のパスの好適圧下率は１５％以上である。また、この圧下率の上限は特に限定されないが、熱延負荷荷重が増大すると、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐遅れ破壊特性の劣化が懸念されるので、仕上げ圧延の最終パスの直前のパスの好適圧下率は３０％以下が好ましい。
仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延は、鋼板内の組織均一微細化、材質の異方性低減により、焼鈍後の耐遅れ破壊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８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
熱間圧延後の冷却工程
１次冷却工程：５５℃／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、組織をできるだけ均質化する。そのため、まず、１次冷却として、５５℃／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５５℃／ｓ未満ではフェライトが粗大化、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、冷延鋼板の組織の不均一、熱間プレス後の組織の不均一および旧オーステナイト粒径の粗大化、耐遅れ破壊特性の低下を招く。一方、１次冷却における冷却停止温度が７００℃超えでは、フェライトが粗大化、熱延鋼板の鋼板組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性が低下する。なお、１次冷却停止温度は、巻取温度（ＣＴ）＋４０〜１４０℃であることが好ましい。
２次冷却工程：５〜５０℃／ｓの第２平均冷却速度で巻取温度まで冷却
この２次冷却における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、フェライトが粗大化、最終的な鋼板組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性が低下する。一方、２次冷却における平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、フェライトもしくはパーライトの過剰な生成を抑制する効果は飽和する。さらに、巻取温度超の温度までの冷却では、熱延鋼板の鋼板組織に粗大なフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性が低下する。
巻取温度：６５０℃以下
巻取温度が６５０℃超では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが粗大化し、最終的な鋼板組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、本発明では、巻取温度の上限は６５０℃とした。巻取温度は好ましくは６００℃以下である。なお、巻取温度の下限については、特に規定はしないが、巻取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、巻取温度は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。
焼鈍工程
冷間圧延後の再結晶の進行と共に、熱間プレス後の硬度分布の制御および鋼板組織の微細化のために焼鈍を実施する。焼鈍工程では、冷延板を３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で６００〜８２０℃の温度域まで加熱し、均熱温度として６００〜８２０℃の温度域で２０秒以上３００００秒以下保持した後、室温まで冷却する。
平均加熱速度：３０℃／ｓ以下
焼鈍工程における加熱速度を制御することによって、焼鈍後の冷延鋼板の組織の均一化ができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性が低下する。室温から均熱温度までの平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。なお、平均加熱速度は０．１℃／ｓ以上が好ましい。
均熱温度：６００〜８２０℃、保持時間：２０〜３００００秒
均熱温度は、再結晶温度より高い温度域とする。均熱温度が６００℃未満、保持時間２０秒未満の場合、再結晶が十分に行われず、所望の冷延鋼板のフェライトの平均アスペクト比の確保が困難となり、また表面上に硬度差が生じてしまい、組織が不均質となり、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下するため、均熱温度は６００℃以上、保持時間は２０秒以上とする。一方、均熱温度が８２０℃超、保持時間３００００秒超の場合、均熱時の結晶粒が粗大化するため、所望の冷延鋼板のフェライトの体積分率が得られない。また、熱間プレス後の組織が不均一、および旧オーステナイト粒径が粗大化、耐遅れ破壊特性が低下するため、均熱温度は８２０℃以下、好ましくは８００℃以下である。保持時間は３００００秒以下、好ましくは２００００秒以下である。
めっき工程
本発明の熱間プレス部材用冷延鋼板の製造方法は、Ｎｉ系めっき層を施すためのめっき工程を有する。めっき工程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。
なお、冷延鋼板に対して任意に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。
次に、得られた冷延鋼板に対して行う熱間プレスについて説明する。
熱間プレスの方法としては、公知の熱間プレス方法が適用可能であるが、Ａｃ３変態点〜１１００℃の温度範囲に加熱する必要がある。
例えば、素材である熱間プレス部材用冷延鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用できるが、Ａｃ３変態点〜１１００℃の温度範囲に加熱する必要がある。熱間プレス温度がＡｃ３変態点未満の場合には、所望量のマルテンサイト相を形成することが難しいため、所望とするＴＳが得られない。また、熱間プレス温度が１１００℃超の場合には、旧オーステナイトの平均結晶粒径が粗大化、優れた耐遅れ破壊特性が得られない。さらに、保持時間や熱間プレス温度、昇温速度については特に限定しないが、好適には、上記温度範囲で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。熱間プレス部材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％）を表し、元素を含有しない場合は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、表２に示す条件で連続鋳造により鋼スラブとしたのち、１２５０℃に加熱後、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冷却停止温度）まで冷却した後、第２平均冷却速度（冷速２）で巻取温度（ＣＴ）まで冷却し、コイルに巻取った。ついで、得られた熱延鋼板を、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。
Figure 2020158285
Figure 2020158285
 かくして得られた冷延板を、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１および第２の焼鈍処理を行い、めっき処理の無いＣＡＬのみを通過した鋼板については冷延鋼板（ＣＲ）を、ＣＧＬを通過した鋼板についてはＮｉを含有する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。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。
ついで、得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、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、熱間プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと、挟み込みから解放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、熱間プレス（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ＪＩＳ５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、引張強度（ＴＳ）を測定した。
また、プロジェクション溶接後の耐遅れ破壊特性の試験に関しては、はじめに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９ｍｍの穴をあけ、３点のプロジェクション部を有するＭ８溶接用ナットを、上記試験片の穴の中心と上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て溶接した。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。溶接条件は加圧力を３２００Ｎ、通電時間は５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。このときの剥離強度をＦＳとし、上記と同様の方法でボルト締結の試験片を作製し、０．７×ＦＳの荷重を負荷させた。その後に、室温で塩酸（ｐＨ＝２．０）の溶液に浸漬してナットと鋼板の剥離有無を評価した。両方の荷重で１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。
熱間プレス後の熱間プレス部材のマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行は板厚断面を研磨後、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、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。
熱間プレス部材における旧オーステナイト平均結晶粒径は、次のようにして求めた。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、旧オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
熱間プレス部材の表層におけるＦｅ−Ｎｉ拡散領域（Ｎｉ拡散領域）の厚さは、次のようにして求めた。熱間プレス後の鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ＥＰＭＡにより表層についてＦｅ及びＮｉの元素分布をマッピングしてＦｅおよびＮｉの両方が検出される箇所をＦｅ−Ｎｉ拡散領域として、その厚さの平均を求めた。
ビッカース硬度の標準偏差は、熱間プレス後の熱間プレス部材及び熱間プレス用冷延鋼板の表面に水平な方向において圧延方向と直角方向に２００μｍ毎にビッカース硬度を各１５回測定し、Ｎ＝１５のビッカース硬度の値から標準偏差を求めた。ビッカース硬度の測定条件の試験力は３００ｇ（２．９４２Ｎ）、保持時間は１５秒とした。
フェライトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、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、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。
アスペクト比については、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、２０００倍、５０００倍の倍率の鋼板組織写真から組織写真中の全てのフェライト粒の円相当直径を算出し、アスペクト比を求め、それらを平均して求めた。
Ｎｉめっき層の厚みは鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ＥＰＭＡにより表層についてＮｉの元素分布をマッピングして、その厚みの平均を求めた。
Ｍｎｄｉｆは鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ＥＰＭＡにて板厚方向に線分析からＭｎ量を測定し、最大値をＭｎｍａｘ（質量％）、最小値をＭｎｍｉｎ（質量％）とし、Ｍｎｍａｘ−Ｍｎｍｉｎから算出した。
かくして得られた鋼板組織、引張特性、および耐遅れ破壊特性の測定結果を表３に示す。
Figure 2020158285
 表３において、Ｎｏ．１〜４はいずれも、熱間プレス部材については引張強度が１７８０ＭＰａ以上、熱間プレス部材の表面にて２００μｍ毎に測定したビッカース硬度の標準偏差が３５以下、Ｎｉ拡散領域が０．５μｍ以上であり、所望の耐遅れ破壊特性が得られている。一方で、Ｎｏ．５〜７はいずれも、成分組成が本発明の範囲外であるため、引張強度、表面のビッカース硬度の標準偏差、耐遅れ破壊特性のいずれかが劣っている。
Ｎｏ．８、９は、成分組成は本発明の範囲内であるが、連続鋳造条件が本発明の範囲外であるため、冷延鋼板について所望の鋼組織は得られているものの、Ｍｎ偏析度が高いためにビッカース硬度標準偏差が３０超となり、その結果、熱間プレス部材についても所望の鋼組織は得られているものの、やはりＭｎ偏析度が高いために所望の耐遅れ破壊特性が得られていない。
また、Ｎｏ．１０〜２１は、成分組成は本発明の範囲内であるが、熱間プレス前の冷延鋼板の製造方法が本発明の範囲外であるため、熱間プレス前の冷延鋼板において、及び、熱間プレス後の熱間プレス部材において所望の金属組織が得られていないか（Ｎｏ．１０〜１５、Ｎｏ．１８〜２１）、又は、熱間プレス前の冷延鋼板についてＭｎ偏析による硬度差が生じているため、表面のビッカース硬度の標準偏差が３０を超えており、結果的に熱間プレス後の部材についてもＭｎ偏析による硬度差が生じ、その結果、所望の引張特性は得られているが、耐遅れ破壊特性が劣る。Ｎｏ．２２は、成分組成は本発明の範囲内であるが、Ｎｉめっき層を有していないために熱間プレス時にＮｉ拡散層が形成されず、その結果、所望とする耐遅れ破壊特性が得られていない。
Ｎｏ．２３、２４は、比較例Ｎｏ．１８についてさらに、本発明の範囲外の熱間プレス温度にて熱間プレスを行ったものである。
Ｎｏ．１８の冷延鋼板を１１００℃超の温度で熱間プレスを行ったＮｏ．２３は、Ｎｏ．１８の熱間プレス部材の旧オーステナイト粒径よりも更に粗大化、熱間プレス部材のビッカース硬度の標準偏差が更に劣化した。
Ｎｏ．１８の冷延鋼板をＡｃ３変態点未満の温度で熱間プレスを行ったＮｏ．２４は、所望とするマルテンサイト量が得られなかったため、Ｎｏ．１８の熱間プレス部材よりも更にＴＳが劣化、熱間プレス部材のビッカース硬度の標準偏差が更に劣化した。
また、Ｎｏ．２３、２４は夫々Ｍｎ偏析度もＮｏ．１８よりも劣化したため、耐遅れ破壊特性についても劣化した。
本発明の熱間プレス部材は、引張強度が１７８０ＭＰａ以上で、ビッカース硬度の標準偏差が３５以下であり、耐遅れ破壊特性に優れる。本発明の熱間プレス部材を、例えば自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることができるため、産業上の利用価値は非常に大きい。
加熱工程
素材である鋼スラブ（連続鋳造スラブ）は、鋳造後、１１５０〜１２７０℃に再加熱したのち、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず１１５０〜１２７０℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、表２に示す条件で連続鋳造により鋼スラブとしたのち、１２５０℃に加熱後、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冷却停止温度）まで冷却した後、第２平均冷却速度（冷速２）で巻取温度（ＣＴ）まで冷却し、コイルに巻き取った。ついで、得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延を施して、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）とした。

Claims (4)

  1. 熱間プレス部材であって、
    鋼板の表面に表層を有し、
    前記鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、
    Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．０％以上２．２％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含有し、
    さらにＭｏ：０．００５％以上０．３５％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｖ：０．０５％以下、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含有し、
    残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    前記鋼板のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が８μｍ以下で、かつ、前記熱間プレス部材の鋼板表面から３０μｍ以内の範囲において、マルテンサイトの体積分率が９５％以上であり、前記表層にＮｉ拡散領域の厚さが０．５μｍ以上存在し、
    さらに前記熱間プレス部材のビッカース硬度の標準偏差が３５以下であり、
    板厚方向のＭｎｄｉｆ（質量％）＝Ｍｎｍａｘ（質量％）−Ｍｎｍｉｎ（質量％）≦０．２０
    Ｍｎｄｉｆ（質量％）：Ｍｎ偏析度
    Ｍｎｍａｘ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最大値、
    Ｍｎｍｉｎ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最小値であり、
    引張強度が１７８０ＭＰａ以上である、熱間プレス部材。
  2. 熱間プレス部材用冷延鋼板であって、
    鋼板の表面にＮｉ系めっき層を有し、
    前記鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．２８％以上０．５０％未満、
    Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．０％以上２．２％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下を含有し、
    さらにＭｏ：０．００５%以上０．３５％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上０．３５％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．０５％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．０５％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｖ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    およびＳｎ：０．５０％以下から選択される一種または二種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を含有し、
    前記鋼板のミクロ組織が、結晶粒の平均アスペクト比が２．５以下のフェライトを体積分率で２０％以上含有し、
    前記鋼板のビッカース硬度の標準偏差が３０以下であり、
    板厚方向のＭｎｄｉｆ（質量％）＝Ｍｎｍａｘ（質量％）−Ｍｎｍｉｎ（質量％）≦０．２０
    Ｍｎｄｉｆ（質量％）：Ｍｎ偏析度
    Ｍｎｍａｘ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最大値
    Ｍｎｍｉｎ（質量％）：板厚方向においてＥＰＭＡの線分析により測定したＭｎ量の最小値であり、
    前記Ｎｉ系めっき層の厚さが０．５μｍ以上である、熱間プレス部材用冷延鋼板。
  3. 請求項２に記載の熱間プレス部材用冷延鋼板を、Ａｃ３変態点〜１１００℃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。
  4. 請求項２に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造スラブとし、前記連続鋳造スラブを８５０℃まで２０℃／ｈｒ以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃まで１５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１０％以上、前記最終パスの直前のパスの圧下率が１２％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、前記熱間圧延後、５５℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で７００℃以下の冷却停止温度まで１次冷却をし、前記１次冷却後、５〜５０℃／ｓの第２平均冷却速度で６５０℃以下の巻取温度まで２次冷却をした後、巻取り、酸洗を施した後、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で６００〜８２０℃の温度域まで加熱し、６００〜８２０℃の均熱温度域で２０秒以上３００００秒以下保持した後、室温まで冷却し、引き続き鋼板表面にＮｉ系めっき層を施すためのめっき処理を施す、熱間プレス部材用冷延鋼板の製造方法。
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