WO2011111333A1 - 高強度プレス部材およびその製造方法 - Google Patents

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steel sheet
martensite
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松田　広志
船川　義正
田中　靖
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention is a high-strength press member mainly used in the automotive industry field, and hot-presses a steel plate heated in a die and a die, and particularly has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a member called a hot / warm press that processes a steel sheet heated in a mold and at the same time rapidly cools to increase strength, and a TS of 980 to 1470 MPa is disclosed. It has already been applied to some required parts. This method has features such that workability problems are reduced compared to so-called cold press at normal temperature, and that the strength of the target member can be increased by utilizing a low temperature transformation structure obtained by quenching by water cooling. is there.
  • hot pressing is performed at a temperature that becomes a two-phase region of ferrite and austenite, and the texture after hot pressing is 40 to 90% in area ratio.
  • a hot-pressed member excellent in ductility having a two-phase structure of ferrite and 10 to 60% martensite, a TS of 780 to 1180 MPa class, and a total elongation of 10 to 20%.
  • the hot press member described in Patent Document 2 has a tensile strength of about 1270 MPa, it may not be sufficient in terms of ductility. It was necessary to develop a member having high strength and excellent ductility.
  • the present invention advantageously solves the above-described problem, and has a tensile strength of 980 M P a or more and a high-strength press member having excellent ductility of TS ⁇ T.EL ⁇ 17000 (MPa ⁇ %). As well as its advantageous production method.
  • the inventors have made extensive studies on the component composition and microstructure of the steel sheet in order to solve the above problems.
  • the martensite structure is utilized to increase the strength, and the TRIP effect is achieved by utilizing a bainite transformation by containing a relatively large amount of C in the steel sheet of 0.12% by mass or more. It has been found that residual austenite advantageous for obtaining can be stably secured. Furthermore, it has been found that by using part of martensite as tempered martensite, a high-strength press member having excellent strength and ductility and having a tensile strength of 980 MPa or more can be obtained.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • a press member formed by hot pressing The composition of the steel sheet constituting the member is C: 0.12% or more and 0.69% or less in mass%. Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.07% or less, Al: 3.0% or less and N: 0.010% or less, and Si + Al satisfies 0.7% or more, the balance consists of Fe and inevitable impurities,
  • the structure of the steel sheet constituting the member has bainite containing martensite, retained austenite and bainitic ferrite, The area ratio of the martensite to the entire steel sheet structure is 10% to 85%, More than 25% of the martensite is tempered martensite, The amount of retained austenite is 5% or more and 40% or less, The area ratio of bainitic ferrite in the bainite to the entire steel sheet structure is 5% or more, The sum of the area ratio of the mar
  • the steel sheet constituting the member is further in mass%, Cr: 0.05% to 5.0%, 2.
  • the steel sheet constituting the member is further in mass%, 3. 1 or 2 types selected from Ti: 0.01% or more and 0.1% or less and Nb: 0.01% or more and 0.1% or less High strength press member.
  • the steel sheet constituting the member is further in mass%
  • B The high-strength press member according to any one of 1 to 3 above, which contains 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • the steel sheet constituting the member is further in mass%, Any one of 1 to 4 above, which contains one or two selected from Ni: 0.05% to 2.0% and Cu: 0.05% to 2.0%
  • the steel sheet constituting the member is further in mass%, Any one of 1 to 5 above, which contains one or two selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005%
  • the steel plate which becomes the component composition of any one of said 1 thru
  • a high-strength press member having excellent ductility and a tensile strength (TS) of 980 MPa or more can be obtained, so that the utility value in industrial fields such as automobiles and electrical equipment is very large. It is possible to provide a high-strength press member that is extremely useful for reducing the weight of an automobile body.
  • the area ratio is the area ratio relative to the entire steel sheet structure.
  • Martensite area ratio 10% or more and 85% or less Martensite is a hard phase and is a structure necessary for increasing the strength of a steel sheet.
  • the area ratio of martensite is less than 10%, the tensile strength (TS) of the steel sheet does not satisfy 980 MPa.
  • the area ratio of martensite exceeds 85%, bainite is reduced, and as a result, C is concentrated and a stable retained austenite amount cannot be secured, resulting in a problem that ductility is lowered. Therefore, the area ratio of martensite is 10% or more and 85% or less.
  • they are 15% or more and 80% or less, More preferably, they are 15% or more and 75% or less, More preferably, they are 70% or less.
  • the ratio of tempered martensite 25% or more
  • the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the tempered martensite ratio in the martensite is 25% or more with respect to all the martensites present in the steel sheet. Preferably it is 35% or more.
  • tempered martensite is observed as a structure in which fine carbides are precipitated in martensite by SEM (scanning electron microscope) observation and the like, and quenching in which such carbides are not recognized inside martensite. It can be clearly distinguished from the remaining martensite.
  • Residual austenite amount 5% or more and 40% or less Residual austenite undergoes martensitic transformation by the TRIP effect during processing, and improves the ductility by increasing the strain dispersibility.
  • bainite transformation is utilized, and in particular, retained austenite with an increased C concentration is formed in bainite. As a result, retained austenite that can exhibit the TRIP effect even in a high strain region during processing can be obtained.
  • TS tensile strength
  • TS ⁇ T.EL can be set to 17000 MPa ⁇ % or more, and a steel sheet having an excellent balance between strength and ductility can be obtained.
  • the retained austenite in bainite is formed between the laths of bainitic ferrite in bainite and is finely distributed. Therefore, to obtain the amount (area ratio) by observing the structure, a large amount of measurement is required at a high magnification. It is difficult to accurately quantify.
  • the amount of retained austenite formed between the laths of the bainitic ferrite is a certain amount commensurate with the amount of bainitic ferrite formed.
  • the area ratio of bainitic ferrite in bainite is 5% or more, and the strength by X-ray diffraction (XRD), which is a conventional method for measuring the amount of retained austenite.
  • XRD X-ray diffraction
  • Use measurement Specifically, if the amount of retained austenite obtained from the X-ray diffraction intensity ratio of ferrite and austenite is 5% or more, a sufficient TRIP effect can be obtained, the tensile strength (TS) is 980 MPa or more, and TS It was found that ⁇ T.EL can achieve 15000 MPa ⁇ % or more. It has been confirmed that the amount of retained austenite obtained by a conventional method for measuring the amount of retained austenite is the same as the area ratio of retained austenite with respect to the entire steel sheet structure.
  • the amount of retained austenite is in the range of 5% to 40%.
  • it is in the range of more than 5%, more preferably in the range of 10% to 35%. More preferably, it is the range of 10% or more and 30% or less.
  • Average C content in retained austenite 0.65% or more
  • TS tensile strength
  • X-ray diffraction which is a conventional method for measuring the average amount of C in retained austenite (average of the amount of C in retained austenite). It was found that excellent workability can be obtained when the average C content in the retained austenite obtained from the shift amount of the diffraction peak at) is 0.65% or more.
  • the average amount of C in the retained austenite is 0.65% or more. Preferably it is 0.90% or more.
  • the average C content in the retained austenite is preferably 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite in bainite 5% or more
  • the formation of bainitic ferrite by bainite transformation concentrates C in untransformed austenite and exhibits a TRIP effect in a high strain region during processing, thereby exhibiting strain resolution. Is necessary to obtain retained austenite.
  • the area ratio of bainitic ferrite in bainite is 5% or more in terms of the area ratio relative to the entire steel sheet structure. On the other hand, if the area ratio of bainitic ferrite in the bainite to the entire steel sheet structure exceeds 85%, it may be difficult to ensure the strength.
  • bainite The transformation from austenite to bainite occurs over a wide temperature range of approximately 150 to 550 ° C., and various types of bainite are generated within this temperature range.
  • various bainite is often simply defined as bainite, but in order to obtain the target workability in the present invention, it is more preferable to define the bainite structure.
  • upper bainite and lower bainite it is defined as follows.
  • the upper bainite is composed of lath-like bainitic ferrite and residual austenite and / or carbide existing between bainitic ferrite, and there is no fine carbide regularly arranged in lath-like bainitic ferrite. It is a feature.
  • the lower bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and residual austenite and / or carbides present between the bainitic ferrite and is common to the upper bainite.
  • the lower bainite is characterized by the presence of fine carbides regularly arranged in the lath-like bainitic ferrite. That is, the upper bainite and the lower bainite are distinguished by the presence or absence of regularly arranged fine carbides in bainitic ferrite.
  • the bainite to be generated is preferably upper bainite, but there is no problem even if it is a lower bainite or a mixed form of upper bainite and lower bainite.
  • a suitable ratio of such bainite is about 20 to 75% in terms of the area ratio with respect to the entire steel sheet structure.
  • Martensite area ratio, residual austenite area ratio and bainitic ferrite area ratio in bainite 65% or more Martensite area ratio, residual austenite area ratio and bainitic ferrite area ratio in bainite
  • it is 70% or more, More preferably, it is 75% or more.
  • the steel sheet of the present invention may contain polygonal ferrite, pearlite, or Widmanstatten ferrite as the remaining structure.
  • the allowable content of the remaining structure is preferably 30% or less in terms of the area ratio with respect to the entire steel sheet structure. More preferably, it is 20% or less.
  • C 0.12% or more and 0.69% or less
  • C is an element indispensable for increasing the strength of a steel sheet and securing a stable retained austenite amount, and securing a martensite amount and retaining austenite at room temperature. It is an element necessary for this. If the C content is less than 0.12%, it is difficult to ensure the strength and workability of the steel sheet. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.69%, the welded portion and the heat affected zone are hardened, and the weldability deteriorates. Therefore, the C content is in the range of 0.12% to 0.69%. Preferably, it is 0.20% or more and 0.48% or less of range, More preferably, it is 0.25% or more.
  • Si 3.0% or less (including 0%) Si is a useful element that contributes to improving the strength of steel by solid solution strengthening. However, if the amount of Si exceeds 3.0%, not only will the workability and toughness deteriorate due to the increase in the amount of solid solution in polygonal ferrite and bainitic ferrite, but also the surface properties due to the occurrence of red scale and the like. It will also cause deterioration. In addition, when hot-dip plating is performed, the plating adhesion and adhesion are deteriorated. Therefore, the Si content is 3.0% or less. Preferably it is 2.6% or less. More preferably, it is 2.2% or less. Si is an element useful for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite. Therefore, the Si content is preferably 0.5% or more, but the formation of carbides is only Al. In the case of suppressing by Si, Si does not need to be added, and the Si amount may be 0%.
  • Mn 0.5% or more and 3.0% or less Mn is an element effective for strengthening steel.
  • the amount of Mn is less than 0.5%, the temperature at which bainite and martensite are generated during cooling after annealing.
  • carbide precipitates in a high temperature range, the amount of the hard phase that contributes to strengthening of the steel cannot be secured.
  • the amount of Mn exceeds 3.0%, castability is deteriorated. Accordingly, the amount of Mn is set in the range of 0.5% to 3.0%. Preferably it is 1.0 to 2.5% of range.
  • P 0.1% or less
  • P is an element useful for strengthening steel.
  • the amount of P exceeds 0.1%, the impact resistance deteriorates due to embrittlement due to grain boundary segregation.
  • the alloying speed is greatly delayed. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • it is 0.05% or less.
  • the amount of P is preferably reduced as much as possible from the viewpoint of embrittlement of the steel sheet, but if it is less than 0.005%, it causes a significant increase in production cost, so the lower limit is 0.005% It is preferable to set the degree.
  • S 0.07% or less Since S generates MnS and becomes inclusions, causing deterioration in impact resistance and cracking along the metal flow of the weld, it is preferable to reduce the amount of S as much as possible. 0.07% is allowed. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.01% or less. In addition, excessively reducing the amount of S causes an increase in manufacturing cost, so the lower limit is about 0.0005%.
  • Al 3.0% or less
  • Al is a useful element added as a deoxidizer in the steel making process.
  • the Al content is 3.0% or less.
  • it is 2.0% or less.
  • Al is an element useful for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite.
  • the Al content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.005% or more.
  • the amount of Al in the present invention means the amount of Al contained in the steel sheet after deoxidation.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that greatly deteriorates the aging resistance of steel, and is preferably reduced as much as possible.
  • the N content is set to 0.010% or less. Note that, if N is less than 0.001%, a large increase in manufacturing cost is caused, so the lower limit is about 0.001%.
  • Si + Al 0.7% or more Both Si and Al are useful elements for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite as described above. Although suppression of the formation of carbides is effective even if Si or Al is contained alone, a further suppression effect is manifested by satisfying 0.7% or more in total of the Si amount and the Al amount.
  • the component described below other than the above-mentioned basic component can be contained appropriately.
  • One or more selected from Cr: 0.05% to 5.0%, V: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 0.5% , V and Mo are elements having an action of suppressing the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature.
  • the above effects can be obtained by adding Cr: 0.05% or more, V: 0.005% or more, and Mo: 0.005% or more.
  • the respective contents exceed Cr: 5.0%, V: 1.0%, and Mo: 0.5%, the amount of hard martensite becomes excessive and the strength becomes higher than necessary. Therefore, when Cr, V and Mo are contained, Cr: 0.05% to 5.0%, V: 0.005% to 1.0% and Mo: 0.005% to 0.5% % Or less.
  • Ti and Nb are useful for precipitation strengthening of steel, and their effects Can be obtained at a content of 0.01% or more.
  • the workability and the shape freezing property are lowered. Therefore, when Ti and Nb are contained, the range is Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1%.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B is an element useful for suppressing the formation and growth of polygonal ferrite from the austenite grain boundary. The effect is obtained when the content is 0.0003% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the workability decreases. Therefore, when it contains B, it is set as B: 0.0003% or more and 0.0050% or less of range.
  • Ca and REM are formed by making the shape of sulfide spherical. Useful for improving the negative effects of sulfides. The effect is obtained when each content is 0.001% or more. On the other hand, if the respective contents exceed 0.005%, inclusions and the like increase, causing surface defects and internal defects. Therefore, when Ca and REM are contained, the range is Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005%.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not rejected.
  • strength press member of this invention is demonstrated.
  • Typical production conditions are as follows. After heating the steel slab to a temperature range of about 1000 ° C. to 1300 ° C., the hot rolling is finished in a temperature range of about 870 ° C. to 950 ° C., and winding is performed in a temperature range of about 350 ° C.
  • a hot-rolled steel sheet is used.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled and then cold-rolled at a rolling reduction of about 40% to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a part or all of the hot rolling process may be omitted by, for example, thin slab casting or strip casting.
  • the raw steel plate thus obtained is used as a high-strength press member in the following steps.
  • a heat treatment is applied to the material steel plate.
  • the heating temperature and holding time at that time are heated to a temperature of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and held for 5 to 1000 seconds in order to suppress coarsening of crystal grains and a decrease in productivity.
  • heating temperature is less than 750 degreeC
  • carbonized_material in a steel plate may not fully melt
  • the heating temperature exceeds 1000 ° C., austenite grains grow remarkably, causing the coarsening of the constituent phases caused by the subsequent cooling and degrading toughness. Therefore, the heating temperature was set to 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the holding time at the heated temperature is 5 seconds or more and 1000 seconds or less. This is because if the holding time is less than 5 seconds, the reverse transformation to austenite may not proceed sufficiently, or the carbides in the steel sheet may not be sufficiently dissolved. On the other hand, if the holding time exceeds 1000 seconds, an increase in cost due to a large energy consumption is caused. Accordingly, the holding time is in the range of 5 seconds to 1000 seconds. More preferably, it is the range of 60 seconds or more and 500 seconds or less.
  • the temperature range for hot pressing needs to be 350 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the temperature is less than 350 ° C., some martensitic transformation may proceed, and the effect of improving formability by hot pressing may not be obtained.
  • the temperature exceeds 900 ° C., there is a disadvantage that the damage to the mold at the time of hot pressing becomes large and the cost is increased.
  • it cools to the 1st temperature range of 50 degreeC or more and 350 degrees C or less, and produces a part martensitic transformation.
  • the temperature is raised to an austempering temperature of 350 ° C. or more and 490 ° C.
  • the second temperature range which is the bainite transformation temperature range, and held for 5 seconds or more and 1000 seconds or less to advance bainite transformation, thereby obtaining stable retained austenite be able to.
  • the temperature rise to the second temperature range is preferably performed within about 3600 seconds.
  • the range of the first temperature range is 50 ° C. or more and 350 ° C. or less.
  • the second temperature range described above martensite generated by cooling from the annealing temperature to the first temperature range is tempered, and at the same time, untransformed austenite is transformed into bainite. If the lower limit of the second temperature range is less than 350 ° C., the lower bainite transformation is the main component, and the average C content in the austenite may be reduced. On the other hand, when the upper limit of the second temperature range exceeds 490 ° C., carbide is precipitated from untransformed austenite, and a desired structure cannot be obtained. Therefore, the range of the second temperature range is 350 ° C. or more and 490 ° C. or less. Preferably, it is the range of 370 degreeC or more and 460 degreeC or less.
  • the holding time in the second temperature range is less than 5 seconds, tempering of martensite and bainite transformation are insufficient, and a desired steel sheet structure cannot be obtained. As a result, the workability of the obtained steel sheet is Inferior.
  • the holding time in the second temperature range exceeds 1000 seconds, stable austenite in which C is concentrated by precipitation of carbide from untransformed austenite, which becomes retained austenite as the final structure of the steel sheet, is not obtained. As a result, desired strength and ductility or both cannot be obtained. Accordingly, the holding time is 5 seconds or more and 1000 seconds or less. Preferably, it is the range of 15 seconds or more and 600 seconds or less. More preferably, it is 40 seconds or more and 400 seconds or less.
  • the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the predetermined temperature range described above, and even if it fluctuates within the predetermined temperature range, the gist of the present invention is not impaired.
  • the steel sheet may be heat-treated with any equipment.
  • the slab obtained by melting the steel having the composition shown in Table 1 is heated to 1200 ° C, the hot-rolled steel sheet finished by hot rolling at 870 ° C is wound up at 650 ° C, and then the hot-rolled steel sheet is pickled. Thereafter, it was cold-rolled at a rolling rate (rolling rate) of 65% to obtain a cold-rolled steel plate having a thickness of 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated, held, hot-pressed, cooled and heat-treated under the conditions shown in Table 2 to produce a hat-shaped high-strength press member.
  • the mold used was punch width: 70 mm, punch shoulder: R4 mm, die shoulder: R4 mm, and molding depth was 30 mm.
  • the steel sheet was heated in the air using either an infrared heating furnace or an atmosphere heating furnace. Further, the cooling was performed by combining sandwiching of the steel sheet between the punch and the die and air cooling on the die released from the sandwiching. Subsequent heating and holding were performed using a salt bath furnace.
  • the amount of retained austenite was determined by measuring the X-ray diffraction intensity after grinding and polishing the steel plate to 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction. For incident X-rays, Co—K ⁇ is used, and from the intensity ratio of each surface of austenite (200), (220), (311) to the diffraction intensity of each surface of ferrite (200), (211), (220). The amount of retained austenite was calculated. The amount of retained austenite obtained here is shown in Table 3 as the retained austenite area ratio.
  • the average amount of C in the retained austenite is obtained by calculating the lattice constant from the intensity peaks of the (200), (220) and (311) surfaces of austenite in the X-ray diffraction intensity measurement.
  • C amount (mass%) was calculated
  • [C%] (a 0 ⁇ 0.3580 ⁇ 0.00095 ⁇ [Mn%] ⁇ 0.0056 ⁇ [Al%] ⁇ 0.022 ⁇ [N%]) / 0.0033
  • [X%] % by weight of the element X.
  • mass% of elements other than C was mass% with respect to the whole steel plate. Further, when the amount of retained austenite was 3% or less, the intensity peak height was low and the peak position could not be measured with high accuracy, so that measurement was impossible.
  • the tensile test was performed according to JISZ2241 using the above collected JIS No. 5 test piece.
  • TS tensile strength
  • T.EL total elongation
  • TS ⁇ T.EL total elongation
  • the amount of C in the steel sheet is 0.12% or more, and the area ratio of bainite containing martensite, residual austenite and bainitic ferrite and the average C content in the residual austenite with respect to the entire steel sheet structure
  • a high-strength press member having excellent ductility and a tensile strength (TS) of 980 MPa or more can be obtained.

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Abstract

　本発明に従い、部材を構成する鋼板の組成を、質量％で、Ｃ：０.１２％以上０.６９％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０７％以下、Ａｌ：３.０％以下およびＮ：０.０１０％以下を含有し、かつＳｉ＋Ａｌが０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物とし、また部材を構成する鋼板の組織を、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトを含むベイナイトを有し、該マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上８５％以下、該マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、該残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、該ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上、鋼板組織全体に対する、該マルテンサイトの面積率、該残留オーステナイトの面積率および該ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計が６５％以上を満足させ、さらに残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.６５％以上とすることにより、９８０M P a以上の引張強さを有し、かつＴＳ×Ｔ.ＥL≧１７０００（ＭＰａ・％）の優れた延性を有する高強度プレス部材が得られる。

Description

高強度プレス部材およびその製造方法
　本発明は、主に自動車産業分野で使用される高強度プレス部材であって、ダイとパンチからなる金型内で加熱した鋼板を熱間プレスし、特に引張強さ(ＴＳ)が９８０ＭＰａ以上となる高強度プレス部材およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。このような車体部品は、一般的に所望の強度を有する鋼板をプレス加工して製造しているが、その高強度化に伴って加工性は劣化し、鋼板を所望の部材形状に加工することは困難となる。
　そこで、特許文献１には、金型内で加熱された鋼板を加工すると同時に急冷して高強度化を図る熱間・温間プレスと呼ばれる部材の製造方法が開示され、９８０～１４７０MPaのＴＳを必要とする一部の部材にはすでに適用されている。この方法は、常温でのいわゆる冷間プレスに比べて加工性の問題が低減されること、また水冷による焼入れにより得られる低温変態組織を活用すれば、対象部材を高強度化できること等の特徴がある。
　一方、自動車に用いられる構造部材には、サイドメンバーのように衝突時の安全性確保の観点から、高い延性が要求されるものがある。しかし、特許文献１に記載されているような従来の熱間・温間プレス部材の延性は、必ずしも十分なものではなかった。
　このため、近年では、特許文献２に記載されているように、フェライト＋オーステナイトの２相域となる温度で熱間プレスを行い、熱間プレス後の組識を面積率で４０～９０％のフェライトと１０～６０％のマルテンサイトの２相組織とし、７８０～１１８０MPa級のＴＳと１０～２０％の全伸びを有する延性に優れた熱間プレス部材が提案されている。
英国特許第１４９０５３５号 特開２００７－１６２９６号公報
　しかしながら、特許文献２に記載の熱間プレス部材は、１２７０ＭＰａ程度の引張強さを有しているが、延性に関しては十分ではない場合があるため、自動車車体のさらなる軽量化を図る上で、より高強度でかつ優れた延性を有する部材の開発が必要であった。
　本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、９８０M P a以上の引張強さを有し、かつＴＳ×Ｔ.ＥL≧１７０００（ＭＰａ・％）の優れた延性を有する高強度プレス部材を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
　発明者らは、上記の問題を解決すべく、鋼板の成分組成およびミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、鋼板中のＣ量を、０．１２質量％以上と比較的多くのＣを含有させてベイナイト変態を活用することにより、ＴＲＩＰ効果を得る上で有利な残留オーステナイトを安定して確保することができることを見出した。さらに、マルテンサイトの一部を焼戻しマルテンサイトにすることによって、強度と延性に優れ、かつ引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度プレス部材が得られることを見出した。
　特に、マルテンサイトの焼戻し状態と残留オーステナイトの状態とを詳細に検討した。その結果、ベイナイト変態による残留オーステナイトの安定化の前に、一旦冷却して、一部マルテンサイトを生成させることにより、焼戻されたマルテンサイトと残留オーステナイト、ベイニティックフェライトを適正に複合化し、高強度でかつ延性に優れた高強度熱間プレス部材の作製が可能となった。
　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．熱間プレスにより成形したプレス部材であって、
　該部材を構成する鋼板の組成が質量％で
Ｃ：０.１２％以上０.６９％以下、
Ｓｉ：３.０％以下、
Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
Ｐ：０.１％以下、
Ｓ：０.０７％以下、
Ａｌ：３.０％以下および
Ｎ：０.０１０％以下を含有し、かつ
Ｓｉ＋Ａｌが０.７％以上
を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
　該部材を構成する鋼板の組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトを含むベイナイトを有し、
該マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上８５％以下、
該マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
該残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、
該ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上、
鋼板組織全体に対する、該マルテンサイトの面積率、該残留オーステナイトの面積率および該ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計が６５％以上を満足し、かつ
該残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.６５質量％以上であることを特徴とする高強度プレス部材。
２．前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
Ｖ：０.００５％以上１.０％以下および
Ｍｏ：０.００５％以上０.５％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度プレス部材。
３．前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０.０１％以上０.１％以下および
Ｎｂ：０.０１％以上０.１％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１または２に記載の高強度プレス部材。
４．前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
Ｂ：０.０００３％以上０.００５０％以下
を含有することを特徴とする前記１乃至３のいずれか１項に記載の高強度プレス部材。
５．前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下および
Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
６．前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
７．前記１乃至６のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼板を、
７５０℃以上１０００℃以下の温度に加熱し、５～１０００秒間保持したのち、
３５０℃以上９００℃以下の温度域で熱間プレスを行い、ついで
５０℃以上３５０℃以下の温度まで冷却した後、
３５０℃以上４９０℃以下の温度域に昇温し、
該温度域に５秒以上１０００秒以下保持することを特徴とする高強度プレス部材の製造方法。
　本発明によれば、延性に優れ、しかも引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度プレス部材を得ることができるので、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化に対して極めて有用な高強度プレス部材を提供することができる。
本発明に従うプレス部材の製造方法における熱間プレスの温度域を示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、鋼板組織を上記のように限定した理由について述べる。以下、面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。
マルテンサイトの面積率：１０％以上８５％以下
　マルテンサイトは硬質相であり、鋼板を高強度化するために必要な組織である。マルテンサイトの面積率が１０％未満では、鋼板の引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａを満足しない。一方、マルテンサイトの面積率が８５％を超えると、ベイナイトが少なくなり、その結果、Ｃが濃化して安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性が低下することが問題となる。従って、マルテンサイトの面積率は、１０％以上８５％以下とする。なお、好ましくは１５％以上８０％以下、より好ましくは１５％以上７５％以下であり、さらに好ましくは７０％以下である。
マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：２５％以上
　マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合が、鋼板中に存在する全マルテンサイトに対して２５％未満の場合、引張強さは９８０ＭＰａ以上となるものの、靱性に劣るため、プレス時に脆性破壊を起こすおそれがある。
　極めて硬質で変形能が低い、焼入れたままのマルテンサイトを焼戻すことにより、マルテンサイト自体の変形能を改善し、延性および靱性を向上させることができる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイト割合は、鋼板中に存在する全マルテンサイトに対して２５％以上とする。好ましくは３５％以上である。なお、ここで、焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察などにより、マルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察され、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れたままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。
残留オーステナイト量：５％以上４０％以下
　残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ効果によりマルテンサイト変態し、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
　本発明の鋼板では、ベイナイト変態を活用して、特に、Ｃ濃化量を高めた残留オーステナイトを、ベイナイト中に形成せしめる。その結果、加工時に高歪域でもＴＲＩＰ効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。このような残留オーステナイトとマルテンサイトを併存させて活用することにより、本発明の鋼板では、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度領域でも良好な加工性が得られ、具体的には、ＴＳ×Ｔ.ＥLの値を１７０００ＭＰａ・％以上とすることができ、強度と延性のバランスに優れた鋼板を得ることができる。
　ここで、ベイナイト中の残留オーステナイトは、ベイナイト中のベイニティックフェライトのラス間に形成され、細かく分布するため、組織観察によりその量（面積率）を求めるには高倍率で大量の測定が必要であり、正確に定量することは難しい。しかし、該ベイニティックフェライトのラス間に形成される残留オーステナイトの量は、形成されるベイニティックフェライト量にある程度見合った量である。
　そこで、発明者らが検討した結果、ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率が５％以上で、かつ従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるＸ線回折（ＸＲＤ）による強度測定を用いる。具体的には、フェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる残留オーステナイト量が５％以上であれば、十分なＴＲＩＰ効果を得ることができ、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｔ.ＥLが１５０００ＭＰａ・％以上を達成できることが分かった。なお、従来から行われている残留オーステナイト量の測定手法で得られた残留オーステナイト量は、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率と数値が同じになることを確認している。
　残留オーステナイト量が５％未満の場合、十分なＴＲＩＰ効果が得られない。一方、４０％を超えると、ＴＲＩＰ効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、５％以上４０％以下の範囲とする。好ましくは、５％超、より好ましくは１０％以上３５％以下の範囲である。さらに好ましくは、１０％以上３０％以下の範囲である。
残留オーステナイト中の平均Ｃ量：０.６５％以上
　ＴＲＩＰ効果を活用して優れた加工性を得るためには、特に引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ～２．５ＧＰａ級の高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のＣ量が重要である。本発明の鋼板では、ベイナイト中のベイニティックフェライトのラス間に形成される残留オーステナイトにＣを濃化させる。該ラス間の残留オーステナイト中に濃化されるＣ量を正確に評価することは困難である。しかしながら、発明者らが検討した結果、本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均Ｃ量（残留オーステナイト中のＣ量の平均）を測定する方法であるＸ線回折（ＸＲＤ）での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６５％以上であれば、優れた加工性が得られることが分かった。
　残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６５％未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのＴＲＩＰ効果が得られない。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は０．６５％以上とする。好ましくは０．９０％以上である。一方、残留オーステナイト中の平均Ｃ量が２．００％を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、ＴＲＩＰ効果が発現しないことにより、延性が低下する。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５０％以下である。
ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率：５％以上
　ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、加工時に高歪域でＴＲＩＰ効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。
　ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率は、鋼板組織全体に対する面積率で５％以上が必要である。一方、ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が８５％を超えると、強度の確保が困難となる場合があるため、８５％以下とすることが好ましい。
　なお、オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ１５０～５５０℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来技術では、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする加工性を得るためにはベイナイト組織を規定するほうがより好ましい。ベイナイトを上部ベイナイトおよび下部ベイナイトと呼ぶ場合には、次のように定義する。
　上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなり、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在しないことが特徴である。一方、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなることは、上部ベイナイトと共通である。ここで、下部ベイナイトでは、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在することが特徴である。
　つまり、上部ベイナイトと下部ベイナイトは、ベイニティックフェライト中における規則正しく並んだ細かな炭化物の有無によって区別される。このようなベイニティックフェライト中における炭化物の生成状態の差は、残留オーステナイト中へのＣの濃化に大きな影響を与える。
　このため、本発明において、生成させるベイナイトは上部ベイナイトの方が望ましいが、下部ベイナイトまたは上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの混合形態であっても問題はない。
　かかるベイナイトの好適割合は、鋼板組織全体に対する面積率で20～75％程度である。
マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト面積率およびベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計：６５％以上
　マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト面積率およびベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率のそれぞれが上記した範囲を満足するだけでは不十分で、マルテンサイトの面積率、残留オーステナイト面積率およびベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計が６５％以上である必要がある。というのは、６５％未満の場合、強度不足や加工性の低下またはその両方を生じるおそれがあるからである。好ましくは７０％以上、より好ましくは７５％以上である。
　本発明の鋼板には、残部組織として、ポリゴナルフェライトや、パーライト、ウィドマンステッテンフェライトを含んでも構わない。その場合、残部組織の許容含有量は、鋼板組織全体に対する面積率で３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、２０％以下である。
　次に、本発明において、鋼板の成分組成を上記のように限定した理由について述べる。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．１２％以上０．６９％以下
　Ｃは、鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１２％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、Ｃ量が０．６９％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．１２％以上０．６９％以下の範囲とする。好ましくは、０．２０％を超え０．４８％以下の範囲であり、さらに好ましくは０．２５％以上である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
　Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ量が３．０％を超えると、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライト中への固溶量の増加による加工性、靭性の劣化を招くだけでなく、赤スケール等の発生による表面性状の劣化も招来する。また、溶融めっきを施す場合には、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ量は３．０％以下とする。好ましくは２．６％以下である。さらに好ましくは、２．２％以下である。
　また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であることから、Ｓｉ量は０．５％以上とすることが好ましいが、炭化物の生成をＡｌのみで抑制する場合には、Ｓｉは添加する必要はなく、Ｓｉ量は０％であっても良い。
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であり、Ｍｎ量が０．５％未満では、焼鈍後の冷却中にベイナイトやマルテンサイトが生成する温度よりも高い温度域で炭化物が析出するため、鋼の強化に寄与する硬質相の量を確保することができない。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Ｍｎ量は０．５％以上３．０％以下の範囲とする。好ましくは１.０％以上２．５％以下の範囲とする。
Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ量が０．１％を超えると、粒界偏析により脆化することにより耐衝撃性を劣化させ、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｐ量は、鋼板の脆化等の観点からは極力低減することが好ましいが、０．００５％未満とするには大幅な製造コストの増加を引起こすため、その下限は０．００５％程度とすることが好ましい。
Ｓ：０．０７％以下
　Ｓは、ＭｎＳを生成して介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、Ｓ量を極力低減することが好ましいが、０．０７％までは許容される。好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓ量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くため、その下限は０．０００５％程度である。
Ａｌ：３．０％以下
　Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として添加する有用な元素である。しかしながら、Ａｌ量が３．０％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は３．０％以下とする。好ましくは、２．０％以下である。
　一方、Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であり、また、脱酸効果を得るために、Ａｌ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。なお、本発明におけるＡｌ量は、脱酸後に鋼板中に含有するＡｌ量を意味する。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。特に、Ｎ量が０．０１０％を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎを０．００１％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、その下限は０．００１％程度である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明では、上記の成分範囲を満足する他に、次式を満足する必要がある。
Ｓｉ＋Ａｌ：０.７％以上
　ＳｉおよびＡｌはともに、上記したように、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。炭化物の生成の抑制は、ＳｉまたはＡｌを単独で含有させても効果はあるが、Ｓｉ量とＡｌ量の合計で０．７％以上を満足することでより一層の抑制効果が発現する。
　また、本発明では上記した基本成分の他、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．０５％以上５．０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、ＶおよびＭｏは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。上記効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上およびＭｏ：０．００５％以上の添加で得られる。一方、それぞれの含有量がＣｒ：５．０％、Ｖ：１．０％およびＭｏ：０．５％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる。従って、Ｃｒ、ＶおよびＭｏを含有させる場合には、Ｃｒ：０．０５％以上５.０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下およびＭｏ：０．００５％以上０．５％以下の範囲とする。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＴｉおよびＮｂは、鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が０．０１％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、ＴｉおよびＮｂを含有させる場合は、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下およびＮｂ：０．０１％以上０．１％以下の範囲とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は０．０００３％以上の含有で得られる。一方、含有量が０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＮｉおよびＣｕは、鋼の強化に有効な元素である。この効果は、それぞれの含有量が０．０５％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が２．０％を超えると、鋼板の加工性を低下させる。従って、ＮｉおよびＣｕを含有させる場合には、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下の範囲とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状とすることで、硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が０．００１％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．００５％を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合には、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下の範囲とする。
　本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
　次に、本発明の高強度プレス部材の製造方法について説明する。
　上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延して素材鋼板とする。また、さらに冷間圧延を施して冷延鋼板としたものを素材鋼板としても良い。本発明において、熱間圧延や冷間圧延の処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
　代表的な製造条件を示すと次のとおりである。鋼片を、１０００℃以上１３００℃以下程度の温度域に加熱した後、８７０℃以上９５０℃以下程度の温度域で熱間圧延を終了し、３５０℃以上７２０℃以下程度の温度域で巻き取り、熱延鋼板とする。あるいはさらにこの熱延鋼板を酸洗後、４０％以上９０％以下程度の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
　なお、本発明の素材鋼板を製造するには、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略しても良い。
　かようにして得られた素材鋼板を以下の工程で高強度プレス部材とする。
　まず、素材鋼板に加熱処理を施す。
　その際の加熱温度・保持時間は、結晶粒の粗大化および生産性の低下を抑えるために、７５０℃ 以上１０００℃以下の温度に加熱し、５～１０００秒間保持する。加熱温度が７５０℃未満の場合、鋼板中の炭化物が十分に溶解せずに、目標とする特性が得られないおそれがある。
　一方、加熱温度が１０００℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、加熱温度は、７５０℃以上１０００℃以下とした。
　また、上記加熱した温度での保持時間は５秒以上１０００秒以下とする。というのは、保持時間が５秒に満たないと、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、保持時間が１０００秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、保持時間は５秒以上１０００秒以下の範囲とする。より好ましくは、６０秒以上５００秒以下の範囲である。
　本発明において、熱間プレスを行う温度域は、３５０℃以上９００℃以下とする必要がある。３５０℃に満たない場合は、一部マルテンサイト変態が進む場合があり、熱間プレスによる成形性向上効果が得られない場合がある。一方、９００℃を超えた場合は、熱間プレス時の金型の損傷が大きくなり、高コスト化するという不利がある。
　その後、５０℃以上３５０℃以下の第１温度域まで冷却して一部マルテンサイト変態を生じさせる。ついで、３５０℃以上４９０℃以下のオーステンパ温度、すなわち、ベイナイト変態温度域である第２温度域に昇温して、５秒以上１０００秒以下保持してベイナイト変態を進め、安定した残留オーステナイトを得ることができる。
　なお、第１温度域まで冷却後、第２温度域への昇温は、３６００秒程度以内に行うことが好ましい。
　ここで、第１温度域の下限が５０℃未満では、未変態オーステナイトが、この時点でほとんどすべてマルテンサイト化するため、ベイナイト（ベイニティックフェライトや残留オーステナイト）量が確保できない。一方、第１温度域の上限が３５０℃を超えると、適正量の焼戻しマルテンサイト量を確保できなくなる。従って、第１温度域の範囲は、５０℃以上３５０℃以下とする。
　上記した第２温度域では、焼鈍温度から第１温度域までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻すと同時に、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させる。第２温度域の下限が３５０℃に満たないと、下部ベイナイト変態が主体となり、オーステナイト中の平均Ｃ量が少なくなる場合がある。一方、第２温度域の上限が４９０℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が析出して、所望の組織が得られない。従って、第２温度域の範囲は、３５０℃以上４９０℃以下の範囲とする。好ましくは、３７０℃以上４６０℃以下の範囲である。
　また、第２温度域での保持時間が５秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しやベイナイト変態が不十分となり、所望の鋼板組織とすることができず、その結果、得られる鋼板の加工性は劣る。一方、第２温度域での保持時間が１０００秒を超える場合、鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる、未変態オーステナイトから炭化物が析出してＣ濃化した安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない。従って、保持時間は５秒以上１０００秒以下とする。好ましくは、１５秒以上６００秒以下の範囲である。さらに好ましくは、４０秒以上４００秒以下である。
　なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。
　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋳片を、１２００℃に加熱し、８７０℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を６５０℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、６５％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：１.２ｍｍの冷延鋼板とした。
　得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で加熱、保持、熱間プレス、冷却および熱処理を行って、ハット形状の高強度プレス部材を作製した。使用した金型は、パンチ幅：70mm、パンチ肩：Ｒ４mm、ダイ肩：Ｒ４mm、成形深さは30mmとした。鋼板への加熱は、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、冷却は鋼板のパンチ・ダイ間での挟込みと、挟込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行った。その後の加熱および保持は、塩浴炉を用いて行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
　名部材のハット底部の位置からＪＩＳ５号試験片および分析用試料を採取した。それらのうち、分析用試料はＳＥＭを用いて３０００倍で１０視野組織観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。
　残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の１/４まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線には、Ｃｏ－Ｋαを用い、フェライトの(２００)、(２１１)、(２２０)各面の回折強度に対するオーステナイトの(２００)、(２２０)、（３１１）各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、残留オーステナイト面積率として表３に示す。
　残留オーステナイト中の平均Ｃ量は、Ｘ線回折強度測定でのオーステナイトの(２００)、(２２０)、(３１１)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中の平均Ｃ量（質量％）を求めた。
[Ｃ％]＝（ａ０－０．３５８０－０．０００９５×[Ｍｎ％]－０．００５６
　　　×[Ａｌ％]－０．０２２×[Ｎ％]）/０．００３３
　ただし、ａ０：格子定数（ｎｍ）、[Ｘ％]：元素Ｘの質量％。なお、Ｃ以外の元素の質量％は、鋼板全体に対する質量％とした。また、残留オーステナイト量が３％以下の場合、強度ピーク高さが低く、ピーク位置を高精度で測定できないため測定不可とした。
　引張試験は、上記の採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張強さ）、Ｔ.ＥL（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ.ＥL）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、ＴＳ×Ｔ.ＥL≧１７０００（ＭＰａ・％）の場合を良好とした。
　以上の評価結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　同表から明らかなように、本発明のプレス部材はいずれも、引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつＴＳ×Ｔ.ＥLの値が１７０００ＭＰａ・％以上を満足することから、高強度と優れた延性を兼ね備えていることが確認できた。
　本発明に従い、鋼板中のＣ量を０．１２％以上とした上で、鋼板組織全体に対する、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトを含むベイナイトの面積率および残留オーステナイト中の平均Ｃ量を規定することにより、延性に優れ、しかも引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度プレス部材を得ることができる。

Claims (7)

  1. 　熱間プレスにより成形したプレス部材であって、
    　該部材を構成する鋼板の組成が質量％で
    Ｃ：０.１２％以上０.６９％以下、
    Ｓｉ：３.０％以下、
    Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
    Ｐ：０.１％以下、
    Ｓ：０.０７％以下、
    Ａｌ：３.０％以下および
    Ｎ：０.０１０％以下を含有し、かつ
    Ｓｉ＋Ａｌが０.７％以上
    を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　該部材を構成する鋼板の組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトとベイニティックフェライトを含むベイナイトを有し、
    該マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上８５％以下、
    該マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
    該残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、
    該ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上、
    鋼板組織全体に対する、該マルテンサイトの面積率、該残留オーステナイトの面積率および該ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計が６５％以上を満足し、かつ
    該残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.６５質量％以上であることを特徴とする高強度プレス部材。
  2. 　前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
    Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
    Ｖ：０.００５％以上１.０％以下および
    Ｍｏ：０.００５％以上０.５％以下
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度プレス部材。
  3. 　前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
    Ｔｉ：０.０１％以上０.１％以下および
    Ｎｂ：０.０１％以上０.１％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度プレス部材。
  4. 　前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
    Ｂ：０.０００３％以上０.００５０％以下
    を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度プレス部材。
  5. 　前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
    Ｎｉ：０.０５％以上２.０％以下および
    Ｃｕ：０.０５％以上２.０％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度プレス部材。
  6. 　前記部材を構成する鋼板がさらに、質量％で、
    Ｃａ：０.００１％以上０.００５％以下および
    ＲＥＭ：０.００１％以上０.００５％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度プレス部材。
  7. 　請求項１乃至６のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼板を、
    ７５０℃以上１０００℃以下の温度に加熱し、５～１０００秒間保持したのち、
    ３５０℃以上９００℃以下の温度域で熱間プレスを行い、ついで
    ５０℃以上３５０℃以下の温度まで冷却した後、
    ３５０℃以上４９０℃以下の温度域に昇温し、
    該温度域に５秒以上１０００秒以下保持することを特徴とする高強度プレス部材の製造方法。
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