WO2013132821A1 - 温間プレス成形方法および自動車骨格部品 - Google Patents

温間プレス成形方法および自動車骨格部品 Download PDF

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steel sheet
press
warm
forming
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裕一 時田
玉井　良清
簑手　徹
藤田　毅
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a warm press forming method capable of suppressing a dimensional accuracy defect caused by a shape change such as a spring back, which occurs when a high strength steel plate is press formed.
  • the present invention also relates to an automobile frame part manufactured by the warm press molding method.
  • High-strength steel sheets are being applied to vehicle parts in order to achieve both weight reduction of the vehicle body for the purpose of improving fuel efficiency and collision safety for passenger protection.
  • high-strength steel sheets are generally inferior in press formability, have a large shape change (spring back) due to elastic recovery after mold release, and are prone to dimensional accuracy, so the parts to which press forming is applied are limited. This is the current situation.
  • Patent Document 1 discloses that hot press forming is performed on a high-strength steel plate by press forming after heating the steel plate to a predetermined temperature. An applied example is disclosed.
  • the above hot press forming reduces the deformation resistance of the steel sheet during press forming by forming at a higher temperature than cold press forming, in other words, improves the deformability and improves the shape freezing property. This is a technique to achieve this together with prevention of press cracking.
  • the hot press forming disclosed in Patent Document 1 performs press forming by draw (drawing) forming.
  • draw draw
  • the edge of a heated steel plate (hereinafter also referred to as a blank) is clamped by a die mold and a blank holder (wrinkle presser) during forming.
  • a blank a heated steel plate
  • a blank holder wrinkle presser
  • the blank temperature of the contacted portion falls during press molding, it is not effective in the press-molded product immediately after molding (hereinafter also referred to as a panel) due to the influence of the difference in contact time with the above-described mold or the like.
  • a uniform temperature distribution occurs.
  • the panel shape changed during air cooling after hot press forming, and there was a problem that a panel with sufficiently satisfactory dimensional accuracy could not be obtained. .
  • the steel sheet is heated to the austenite region and accompanied by quenching and phase transformation at the time of cooling. Therefore, the structure of the steel sheet is likely to change before and after forming, and tensile strength such as strength and ductility in the press-formed product. There was a problem of large variations in characteristics.
  • the present invention has been developed to solve the above-described problems, and suppresses a shape change such as a spring back to improve the dimensional accuracy of the panel and easily obtain desired mechanical characteristics in a press-formed product. It is an object of the present invention to provide a warm press molding method that can be used. Another object of the present invention is to provide an automobile frame part manufactured by the warm press molding method.
  • the inventors have determined the heating temperature of the steel sheet that had to be heated to the austenite region when applying a high-strength steel sheet in the conventional hot press forming, the austenite transformation temperature. Tried to lower than.
  • various studies were made on various molding methods and molding conditions.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. When forming a steel sheet with a tensile strength of 440 MPa or more into a press-molded product consisting of a flange part and other parts by press molding, Heating the steel plate to a temperature range of 400-700 ° C, Next, the heated steel sheet is subjected to press forming by draw forming, and the state is maintained at 1 to 5 seconds at the bottom dead center. A warm press molding method.
  • the steel sheet is in mass%, C: 0.015-0.16%, Si: 0.2% or less, Mn: 1.8% or less, P: 0.035% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less and Ti: 0.13-0.25%
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, A structure in which the proportion of the ferrite phase in the entire structure is 95% or more in area ratio, the average crystal grain size of ferrite is 1 ⁇ m or more, and carbides having an average grain size of 10 nm or less are dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains. Having 4.
  • the warm press molding method as described in any one of 1 to 3 above. 2.00 ⁇ ([% C] / 12) / ([% Ti] / 48) ⁇ 1.05... (1)
  • [% M] is the content of M element (mass%)
  • the steel sheet is further mass%, V: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, 5.
  • the warm according to 4 above which contains one or more selected from Zr: 0.1% or less and Hf: 0.1% or less, and satisfies the relationship of the following formula (1) ′ Press molding method.
  • the steel sheet further contains one or more selected from the group consisting of Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, and REM: 0.2% or less in terms of mass%. 7.
  • the warm press molding method according to any one of 4 to 6.
  • the steel sheet is further in mass%, O, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir. 10.
  • the present invention it is possible to suppress the shape change that occurs when the panel after press molding is air-cooled, and thereby it is possible to manufacture an automobile skeleton component with good dimensional accuracy.
  • a high-strength steel sheet that could not be applied due to poor dimensional accuracy can be applied to automobile frame parts, which can greatly contribute to improvement of environmental problems through weight reduction of the vehicle body.
  • the press forming in which the press forming is performed warmly, the mechanical properties of the steel sheet as a raw material can be utilized as it is without quenching or phase transformation before and after forming, so that a press-formed product having desired properties is obtained. Can be obtained stably.
  • FIG. (A) It is a figure which shows the outline of a center pillar upper press panel.
  • (B) It is a figure explaining the shape change amount of the panel immediately after press molding (when the panel is removed from the mold) and after air cooling.
  • the present invention will be specifically described below. First, the reason why the heating temperature of the steel sheet before press forming is set in the range of 400 to 700 ° C. in the present invention will be described.
  • FIG. 1 is a die
  • 2 is a punch
  • 3 is a crease presser
  • 4 is a heated steel plate (blank)
  • 5 is a press-formed product (panel) after forming
  • 6 is a flange portion
  • 7 is a side wall portion. It is.
  • an automobile skeleton component often forms a closed cross section by joining substantially hat cross-sectional shape members by spot welding or the like.
  • the blank edge portion narrowed as shown in FIG. 2B becomes a flange portion of the panel after molding, and this flange portion becomes a portion for joining the panels to each other by spot welding or the like. Therefore, it is required to be flat. Therefore, as described above, molding is performed while applying a wrinkle holding force to the blank edge.
  • the inventors firstly made the relationship between the average temperature difference between the flange portion of the panel and the other portions when performing press molding by draw molding, and the amount of change in the shape of the panel immediately after press molding and after air cooling.
  • difference in average temperature here means the average temperature difference immediately after press molding, and is used in this sense unless otherwise specified.
  • “immediately after press molding” is after the holding treatment at the bottom dead center of molding, and corresponds to the time of starting air cooling after removing the panel from the mold.
  • the “shape change amount” means a difference (change amount) between the shape at the time when the panel is removed from the mold immediately after the warm press is formed and the shape after the panel is air-cooled. .
  • Fig. 3 (a) shows the average temperature difference between the flange portion of the panel having a substantially hat cross-sectional shape immediately after warm press molding by draw molding and the other portions, and the panel when removed from the mold immediately after press molding. And the change in shape of the panel after air cooling.
  • a 980 MPa grade steel plate was used, and the heating temperature of the steel plate was 600 ° C.
  • FIG. 3B the above-described shape change amount was evaluated by an opening amount a at the flange end with respect to a reference panel (a panel at the time of removal from the mold immediately after press molding).
  • reference numeral 8 is a reference panel (broken line)
  • 9 is a panel after air cooling (thick solid line)
  • 10 is a panel at the bottom dead center of molding (thin solid line).
  • this average temperature difference is within 150 ° C, preferably It can be said that it is important to suppress the temperature within 100 ° C.
  • the reason why the above average temperature difference can be suppressed by maintaining the state at the bottom dead center of molding is as follows. That is, when a panel formed from a blank is held at the bottom dead center, not only the flange portion restrained by the die and the wrinkle presser, but also the portions other than the flange portion such as the side wall portion are in contact with the die and the punch mold and cooled. Is done. Thereby, soaking
  • FIG. 4 (a) shows the relationship between the average temperature difference between the flange part of the panel having a substantially hat cross-sectional shape warm-formed by draw molding and the other part and the holding time at the bottom dead center.
  • FIG. 4 (b) shows the relationship between the amount of change in the shape of the panel immediately after press forming and the panel after air cooling, and the holding time at the bottom dead center.
  • a 980 MPa grade steel plate was used, and the heating temperature of the steel plate was 600 ° C., 650 ° C., and 700 ° C.
  • the holding time at the bottom dead center of the molding is set to 1 second or longer so that the flange portion of the panel and the others It can be seen that the average temperature difference from this part can be kept within 150 ° C., and the change in the shape of the panel can be suppressed within 1.0 mm. Furthermore, by setting the holding time at the bottom dead center of molding to 3 seconds or more, even if the heating temperature is 650 ° C or 700 ° C, the average temperature difference between the flange portion of the panel and the other portions is 150 ° C.
  • the temperature can be kept within the temperature range, and the shape change amount of the panel can be suppressed within 1.0 mm.
  • the holding time at the molding bottom dead center exceeds 5 seconds, the amount of change in shape becomes almost constant regardless of the heating temperature, but it is disadvantageous in terms of production efficiency.
  • the state is maintained at 1 to 5 seconds at the bottom dead center of molding. Preferably, it is 3 seconds or more and 5 seconds or less.
  • the heating temperature of the steel plate should be 400-700 ° C and the holding time at the bottom dead center should be 3 seconds or more. That's fine.
  • the draw molding conditions such as the press speed are not particularly limited, but the press speed is about 10 to 15 spm (Strokes per minute: number that can be processed in one minute. However, when holding at the bottom dead center of the molding The retention time is further added).
  • draw molding has an advantage that wrinkles of the flange portion are less likely to occur because the flange portion is continuously clamped during molding. Furthermore, in the present invention, since the holding at the molding bottom dead center is performed as described above, the generation of wrinkles in the flange portion can be more effectively suppressed.
  • the warm press forming method of the present invention targets a steel plate having a tensile strength of 440 MPa or more. Furthermore, the warm press forming method of the present invention can be suitably used for steel sheets having a tensile strength of 780 MPa or more, and further 980 MPa or more.
  • the mechanical properties of the blank steel plate can be utilized as it is. Therefore, in the press-formed product after press forming, the tension of the steel plate before press forming is achieved. The difference with strength is small, and a tensile strength of 80% to 110% can be obtained. Furthermore, depending on the forming conditions and the characteristics of the steel sheet, the tensile strength of the steel sheet before press forming is almost maintained after press forming (having a tensile strength of 95 to 100% of the tensile strength of the steel sheet before press forming). ) A press-molded product can be obtained. Therefore, according to the required characteristics of the press-formed product, if a steel plate having the corresponding characteristics is used as a blank, a press-formed product having the desired characteristics can be stably obtained.
  • C 0.015-0.16%
  • C is an important element that combines with Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, and Hf to form carbides and finely disperses in the matrix to increase the strength of the steel sheet.
  • the C content is preferably 0.015% or more.
  • C is preferably in the range of 0.015 to 0.16%. More preferably, it is 0.03 to 0.16%, and still more preferably 0.04 to 0.14%.
  • Si 0.2% or less
  • Si is a solid solution strengthening element and inhibits workability in the warm forming temperature range (warm formability) in order to suppress a decrease in strength at a high temperature range. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, but up to 0.2% is acceptable. Therefore, Si is preferably 0.2% or less. More preferably, it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.06% or less. Si may be reduced to the impurity level.
  • Mn 1.8% or less Mn, like Si, is a solid solution strengthening element, and inhibits workability in the warm forming temperature range (warm formability) in order to suppress a decrease in strength in the high temperature range. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, but up to 1.8% is acceptable. For these reasons, Mn is preferably 1.8% or less. More preferably, it is 1.3% or less, More preferably, it is 1.1% or less. Note that if the Mn content is extremely low, the austenite ( ⁇ ) ⁇ ferrite ( ⁇ ) transformation temperature is excessively increased, and there is a concern that the carbides become coarse, so Mn may be 0.5% or more. preferable.
  • P 0.035% or less
  • P is an element that has a very high solid-solution strengthening ability and inhibits workability (warm formability) in the warm forming temperature range in order to suppress a decrease in strength in the high temperature range. Furthermore, since P segregates at the grain boundaries, it lowers the ductility during and after warm forming. For these reasons, it is preferable to reduce P as much as possible, but it is acceptable up to 0.035%. Therefore, P is preferably 0.035% or less. In addition, More preferably, it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
  • S 0.01% or less S is an element that exists as an inclusion in steel. It combines with Ti to reduce strength, or combines with Mn to form sulfides. Reduce ductility. For this reason, S is preferably reduced as much as possible, but is acceptable up to 0.01%. For this reason, S is preferably 0.01% or less. In addition, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.004% or less.
  • Al 0.1% or less Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. However, if Al exceeds 0.1%, oxide inclusions increase, and the ductility drop during warming becomes significant. For this reason, Al is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.07% or less.
  • N 0.01% or less N is combined with Ti, Nb, or the like at the steel making stage to form coarse nitrides. For this reason, when N is contained in a large amount, the steel sheet strength is remarkably lowered. For these reasons, it is preferable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.01%. Therefore, N is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.007% or less.
  • Ti 0.13-0.25%
  • Ti is an element that combines with C to form carbides and contributes to strengthening of the steel sheet.
  • Ti when Ti exceeding 0.25% is contained, coarse TiC remains when the steel material is heated, and microvoids are generated. For this reason, it is preferable to make Ti amount into 0.25% or less.
  • the range is more preferably 0.14 to 0.22%, still more preferably 0.15 to 0.22%.
  • the formula (1) is a requirement necessary for developing precipitation strengthening by carbides described later and ensuring a desired high strength after warm forming.
  • a desired amount of carbide can be precipitated, and thereby a desired high strength can be ensured.
  • the value of [[% C] / 12) / ([% Ti] / 48) is less than 1.05, not only the grain boundary strength is lowered but also the thermal stability of the carbide with respect to heating is lowered. For this reason, it becomes easy to coarsen the carbide, and the desired increase in strength cannot be achieved.
  • the steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention can appropriately contain the following elements in addition to the above components.
  • V 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, and Hf: 0.1% or less
  • V, Mo, W, Nb, Zr and Hf are elements that contribute to the strengthening of the steel sheet by forming carbides like Ti. Therefore, when further strengthening of the steel sheet is required, it can be selected from V, Mo, W, Nb, Zr and Hf in addition to Ti, and can be contained in one or more kinds. .
  • V is 0.01% or more
  • Mo is 0.01% or more
  • W is 0.01% or more
  • Nb is 0.01% or more
  • Zr is 0.01% or more
  • Hf is 0.01% or more.
  • V is preferably 1.0% or less. In addition, More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.2% or less. Further, when Mo and W exceed 0.5% and 1.0%, respectively, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation is extremely delayed. For this reason, a bainite phase and a martensite phase are mixed in the steel sheet structure, and it becomes difficult to obtain a ferrite single phase described later.
  • Mo and W are preferably 0.5% or less and 1.0% or less, respectively.
  • Nb, Zr and Hf are contained in amounts exceeding 0.1%, coarse carbides cannot be completely dissolved and remain when the slab is reheated. For this reason, it becomes easy to produce a micro void during warm forming.
  • Nb, Zr and Hf are each preferably 0.1% or less.
  • B 0.003% or less
  • B has an action of inhibiting the nucleation of the ⁇ ⁇ ⁇ transformation and lowering the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point, and this action contributes to the refinement of carbides.
  • it is desirable to contain 0.0002% or more of B.
  • B is preferably 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less.
  • Mg, Ca, Y, and REM all refine inclusions This action has the effect of suppressing ductility and increasing the ductility by suppressing stress concentration in the vicinity of the inclusion and the base material during warm forming. For this reason, these elements can be contained as needed.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to a lanthanoid element.
  • castability property of molten steel flow when solidified by putting molten steel in a mold
  • Mg 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less are preferable. More preferably, Mg ranges from 0.001 to 0.1%, Ca ranges from 0.001 to 0.1%, Y ranges from 0.001 to 0.1%, and REM ranges from 0.001 to 0.1%. Further, the total amount of these elements is desirably adjusted to be 0.2% or less, and more preferably 0.1% or less.
  • Sb 0.1% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Sn 0.1% or less
  • Sb, Cu, and Sn are concentrated near the surface of the steel sheet, and on the surface of the steel sheet during warm forming
  • 1 type (s) or 2 or more types can be contained as needed.
  • Cu also has the effect of improving corrosion resistance.
  • Sb content exceeds 0.1%
  • Cu content exceeds 0.5%
  • Sn content exceeds 0.1%
  • the surface properties of the steel sheet deteriorate. For this reason, it is preferable to set Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less.
  • Ni and Cr are elements contributing to high strength, and 1 or 2 types selected from these are selected. It can be contained if necessary.
  • Ni is an austenite stabilizing element, which suppresses the formation of ferrite at high temperatures and contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • Cr is a hardenability-enhancing element and, like Ni, suppresses the formation of ferrite at a high temperature and contributes to increasing the strength of the steel sheet. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Ni and Cr. However, when Ni and Cr are excessively contained in excess of 0.5%, generation of low-temperature transformation phases such as martensite phase and bainite phase is induced.
  • a low temperature transformation phase such as a martensite phase or a bainite phase recovers during heating, and thus reduces the strength after warm forming.
  • Ni and Cr are each preferably 0.5% or less. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Ta, Be, and Sr is 2.0% or less in total If these elements are 2.0% or less in total, they do not affect the strength and warm formability of the steel sheet So acceptable. More preferably, it is 1.0% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the metal structure of the steel sheet is a ferrite single phase.
  • the metal structure of the steel sheet is substantially single ferrite even when heated to a temperature range of 400 ° C. to 700 ° C. (warm forming temperature range). It remains in phase. And since the above-mentioned steel plate is heated and ductility increases, it can ensure favorable total elongation in a warm forming temperature range. Further, when the steel sheet is formed in the warm forming temperature range, the steel sheet is formed while recovering the dislocation, so that there is almost no decrease in ductility during the warm forming. And even if it cools to room temperature after warm forming, a structure change does not arise, Therefore The metal structure of a steel plate is maintained with the ferrite single phase substantially, and shows the excellent ductility.
  • Average grain size of ferrite 1 ⁇ m or more If the average grain size of ferrite is less than 1 ⁇ m, crystal grains tend to grow during warm forming. The material stability is reduced. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is preferably 1 ⁇ m or more. On the other hand, if the average crystal grain size of ferrite exceeds 20 ⁇ m and becomes excessively large, strengthening due to the refinement of the structure cannot be obtained, and it becomes difficult to ensure the desired steel plate strength. For this reason, the average crystal grain size of ferrite is preferably 15 ⁇ m or less. More preferably, it is 12 ⁇ m or less.
  • the finish rolling finish temperature is preferably 840 ° C. or higher.
  • Average particle diameter of carbides in ferrite crystal grains 10 nm or less
  • the strength of the steel sheet can be increased.
  • the average particle diameter of the carbide exceeds 10 nm, it becomes difficult to obtain the above-described high tensile strength and yield ratio.
  • a more preferable average particle diameter of the carbide is 7 nm or less.
  • Examples of fine carbides include Ti carbides, V carbides, Mo carbides, W carbides, Nb carbides, Zr carbides, and Hf carbides. These carbides are not coarsened when the heating temperature of the steel sheet is 700 ° C. or less, and the average particle diameter is maintained at 10 nm or less. Therefore, even if the steel sheet is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C or higher and 700 ° C or lower and subjected to warm forming, the coarsening of carbides is suppressed, so the steel sheet strength is reduced after cooling to room temperature after warm forming. There will be no significant decrease in.
  • a steel sheet having a structure containing the above-described carbide having an average particle diameter of 10 nm or less in a matrix of ferrite single phase substantially, the steel sheet is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C. or more and 700 ° C. or less, It is possible to effectively suppress a decrease in yield stress of a press-formed product obtained by performing warm forming.
  • the above steel plate may have a plating layer such as a hot dip galvanized layer.
  • a plating layer such as a hot dip galvanized layer.
  • examples of such a plating layer include an electroplating layer, an electroless plating layer, and a hot dipping layer.
  • an alloyed plating layer may be used.
  • a steel plate suitable for use in the warm press forming method of the present invention is obtained by heating a steel material, then subjecting it to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and then rolling it into a coil to obtain a hot-rolled steel plate.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a known melting method such as a converter or an electric furnace, or further in a vacuum degassing furnace. After secondary refining, it is preferable to cast a steel material such as a slab by a known casting method such as a continuous casting method. In view of productivity and quality, the continuous casting method is preferable.
  • Heating temperature of steel material 1100-1350 ° C
  • the heating temperature of the steel material is less than 1100 ° C.
  • coarse carbides do not dissolve, so the amount of fine carbides dispersed and precipitated in the finally obtained steel sheet decreases, making it difficult to ensure the desired high strength.
  • the heating temperature of the steel material exceeds 1350 ° C.
  • the oxidation becomes remarkable, and the oxide scale is caught during hot rolling, thereby deteriorating the surface properties of the steel sheet, thereby reducing the warm formability of the steel sheet.
  • the heating temperature of the steel material is preferably in the range of 1100 to 1350 ° C. More preferably, the temperature is in the range of 1150 to 1300 ° C.
  • Finish rolling end temperature 840 ° C. or higher If the finish rolling end temperature is less than 840 ° C., the structure becomes a structure in which ferrite grains are extended, and a mixed grain structure in which individual ferrite grain sizes differ greatly, and the steel sheet strength is significantly reduced. If the finish rolling finish temperature is less than 840 ° C., the strain energy accumulated in the steel sheet during rolling becomes excessive, and it becomes difficult to obtain a structure in which the average crystal grain size of ferrite is 1 ⁇ m or more. For this reason, it is preferable that finish rolling completion temperature shall be 840 degreeC or more. In addition, More preferably, it is 860 degreeC or more.
  • Time from the end of hot rolling to the start of forced cooling within 3 seconds After the completion of the above hot rolling, the obtained hot rolled steel sheet is forcibly cooled. If the time from the end of this hot rolling to the start of forced cooling exceeds 3 seconds, a large amount of strain-induced precipitation of carbide occurs, making it difficult to ensure desired fine carbide precipitation. For this reason, it is preferable that the time from the end of hot rolling to the start of forced cooling be within 3 seconds. More preferably, it is within 2 seconds.
  • the forced cooling after hot rolling described above is rapidly cooled to a predetermined temperature at an average cooling rate of 30 ° C./second or more. More preferably, it is 50 ° C./second or more.
  • the cooling stop temperature is set so that the coiling temperature falls within the target temperature range in consideration of the temperature drop of the steel sheet between the cooling stop and winding. That is, after the cooling is stopped, the temperature of the steel sheet is lowered by air cooling. Therefore, the cooling stop temperature is usually set to a temperature of about 5 to 10 ° C.
  • Winding temperature 500-700 ° C
  • the winding temperature is preferably in the range of 500 to 700 ° C. More preferably, it is in the range of 550 to 680 ° C.
  • the obtained hot-rolled steel sheet can be plated by a known method to form a plating layer on the surface.
  • a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electroplated layer and the like are preferable.
  • the mechanical properties of the steel sheet suitable for use in the warm press forming method of the present invention obtained by the above manufacturing method will be described.
  • the mechanical properties of the preferred steel sheet are as follows.
  • each of these characteristics will be described.
  • the warm press forming method of the present invention is intended for steel sheets having a tensile strength at room temperature of 440 MPa or more. Accordingly, it is possible to obtain a steel sheet having a TS 1 of 780 MPa or more and a yield ratio at room temperature of 0.85 or more.
  • TS 1 means the tensile strength at room temperature
  • room temperature means (22 ⁇ 5) ° C.
  • Yield stress at 400 ⁇ 700 ° C. is a warm molding temperature region YS 2: yield stress YS 2 at 400 ⁇ 700 ° C. is 80% or less warm molding temperature range of the yield stress YS 1 at room temperature, the yield at room temperature If the stress YS 1 exceeds 80%, the deformation resistance of the steel sheet during warm forming is not sufficiently reduced, so that it is necessary to increase the load load (press load) during warm forming, and the die life is shortened. In addition, in order to apply a large load (press load), the processing machine (press machine) body inevitably becomes large.
  • the yield stress YS 2 in the warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. is preferably 80% or less of the yield stress YS 1 at room temperature. More preferably, it is 70% or less.
  • Total elongation at 400 ⁇ 700 ° C. is a warm molding temperature region El 2: total elongation El 2 at 400 ⁇ 700 ° C. is a warm molding temperature region above 1.1 times the total elongation El 1 at room temperature, all at room temperature If it is the elongation El 1 1.1 times or more, since the workability during warm forming is sufficiently improved, without defects such as cracks occur, easily molded steel plate member having a complicated shape. Accordingly, the total elongation El 2 in the warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. is preferably 1.1 times or more of the total elongation El 1 at room temperature. More preferably, it is 1.2 times or more.
  • a steel plate that will exhibit the following mechanical properties after being formed into a press-formed product is more suitably used for the warm press forming method of the present invention.
  • Yield stress YS 3 and total elongation El 3 of the press-formed product at room temperature are 80% or more of the yield stress YS 1 and total elongation El 1 of the steel plate before press forming, respectively. Yield stress YS 3 of the press-formed product at room temperature and If the total elongation El 3 is less than 80% of the yield stress YS 1 at room temperature and the total elongation El 1 of the steel sheet before press forming, respectively, the strength and total elongation of the member after warm forming are insufficient. If such a steel plate is used to form an automobile member having a desired shape by warm press forming, the impact absorbing performance at the time of automobile collision is insufficient, so the reliability as an automobile member is impaired.
  • the yield stress YS 3 and the total elongation El 3 of the press-formed product at room temperature are 80% or more of the yield stress YS 1 and the total elongation El 1 of the steel plate before press forming, respectively. More preferably, it is 90% or more.
  • Example 1 Thickness: 1.6mm, tensile strength: 440MPa ⁇ 1180MPa class steel plate is heated under the conditions shown in Table 1, and then formed into a center pillar, which is one of the automotive framework parts shown in Fig. 5 (a). Molded into an upper press panel.
  • an electric furnace was used for heating the steel sheet.
  • the in-furnace time was set to 300 seconds, and the entire blank was heated so as to have a uniform temperature distribution.
  • the heated blank was taken out from the furnace, and after 10 seconds of conveyance time, it was fed into the press machine, and the holding time at the bottom dead center of molding was changed as shown in Table 1 to perform molding.
  • the temperature difference between the flange portion of the molded panel and the other portions was measured. That is, with a non-contact type thermometer, the panel flange portion (location indicated by point X in FIG. 5A) has 6 points, and the other portion (location indicated by Y point in FIG. 5A) has 5 points.
  • the temperature at the point was measured, and the difference between the average temperature at the point X and the average temperature at the point Y was defined as the average temperature difference between the flange portion and the other portions.
  • the press machine uses a servo press machine, and the press speed during press molding is 15 spm (Strokes per minute: the number that can be processed in 1 minute. However, if holding at the bottom dead center of molding, The holding time is further added.).
  • the cross-sectional shape of the center pillar upper press panel shown in FIG. 5B is air-cooled with respect to the reference panel shape (the shape when removed from the mold immediately after press molding).
  • the shape change amount “a” at the end of the rear panel was measured with a laser displacement meter.
  • the warm press forming method of the present invention it is possible to suppress the average temperature difference between the flange portion and the other portions, thereby changing the shape of the panel immediately after press forming and after air cooling. It is clear that a press-molded product with a reduced amount and greatly improved dimensional accuracy can be obtained.
  • Example 2 Molten steel having the composition shown in Table 2 was melted in a converter and cast by a continuous casting method to obtain a slab (steel material). These slabs (steel materials) are heated to the heating temperature shown in Table 3, held soaked, roughly rolled, then finish-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 3, cooled, and wound in a coil shape. To obtain a hot-rolled steel sheet (thickness: 1.6 mm).
  • the steel plates a, i, k, m were heated to 700 ° C. in a continuous hot dip galvanizing line and then immersed in a hot dip galvanizing bath at a liquid temperature of 460 ° C. to form a hot dip galvanized layer on the surface.
  • the plating layer was alloyed at 530 ° C. to form an alloyed hot dip galvanized layer.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 .
  • test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, precipitate observation, and tensile test.
  • the test method was as follows. (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, corroded (corrosive liquid: 5% nital liquid), and scanned. Using an electron microscope (magnification: 400 times), the central part of the plate thickness was observed, and 10 fields of view were imaged. The obtained structure photograph was subjected to image analysis, and the identification of the structure, the structure fraction of each phase, and the average crystal grain size of each phase were measured.
  • the ferrite phase and the other phases were separated, the area of the ferrite phase was measured, the area ratio with respect to the entire observation field was obtained, and the area ratio of the ferrite phase was determined .
  • the ferrite phase was observed as a smooth curve with no grain marks in the grains, but the grain boundaries observed as a linear form were counted as a part of the ferrite phase.
  • the average crystal grain size of ferrite was determined by a cutting method based on ASTM E 112-10, using the obtained structure photograph.
  • the average temperature difference between the flange portion and the other portions is within 150 ° C.
  • the shape change amount a is within 1.0 mm, which is a good dimension. Accuracy was obtained.
  • Invention Examples Nos. 17 to 22, 29 to 36, 40, and 41 using steel sheets having suitable composition and structure are all formed using high strength steel sheets of 780 MPa or more. Good dimensional accuracy is obtained in press-formed products, and the mechanical properties are extremely good, such as the tensile strength TS 3 of the press-formed product is 99 to 104% of the tensile strength TS 1 of the steel plate before press forming. Met.

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Abstract

　引張強さが440MPa以上である鋼板をプレス成形によりフランジ部とそれ以外の部分からなるプレス成形品に成形するに際し、鋼板を400～700℃の温度域に加熱し、ついで、加熱した鋼板に対し、ドロー成形を用いてプレス成形を行い、その際、成形下死点において、その状態を１秒以上５秒以下保持することにより、スプリングバックなどの形状変化を抑制してパネルの寸法精度を向上させ、さらにはプレス成形品において所望の機械的特性を容易に得ることが可能となる。

Description

温間プレス成形方法および自動車骨格部品
　本発明は、高強度鋼板をプレス成形した場合に生じる、スプリングバックなどの形状変化による寸法精度不良を抑制することができる温間プレス成形方法に関するものである。
　また、本発明は、上記の温間プレス成形方法により製造した自動車骨格部品に関するものである。
　燃費向上を目的とした車体の軽量化と、乗員保護のための衝突安全性向上を両立させるため、車両部品への高強度鋼板の適用が進められている。しかしながら、高強度鋼板は、一般にプレス成形性に劣り、また金型離型後の弾性回復による形状変化（スプリングバック）が大きく、寸法精度不良が発生しやすいため、プレス成形を適用する部品が限られているのが現状である。
　そのため、プレス成形性の改善および形状凍結性の向上（スプリングバックの減少）を目的として、特許文献１には、鋼板を所定温度に加熱した後にプレス成形する、熱間プレス成形を高強度鋼板に適用した例が開示されている。
特開2005－205416号公報
　上記した熱間プレス成形は、冷間プレス成形よりも高い温度で成形することによって、プレス成形する際の鋼板の変形抵抗を低下させ、換言すれば変形能力を向上させて、形状凍結性の向上を、プレス割れの防止と共に達成しようとする技術である。
　特許文献１に開示された熱間プレス成形は、ドロー（絞り）成形によりプレス成形を行うものである。このドロー成形では、成形中、加熱した鋼板（以下、ブランクとも呼ぶ）の縁部をダイ金型とブランクホルダ（しわ押さえ）により挟圧するので、ブランクの縁部とそれ以外の部分とでは金型等との接触時間に差が生じる。また、接触した部分のブランク温度はプレス成形中に降下することから、上記した金型等との接触時間の差などの影響により、成形直後のプレス成形品（以下、パネルとも呼ぶ）内で不均一な温度分布が生じる。
　その結果、特に高強度鋼板が適用される自動車骨格部品などでは、熱間プレス成形後の空冷中にパネル形状が変化し、十分満足のいく寸法精度のパネルが得られないという問題が生じていた。
　また、一般的な熱間プレス成形では、鋼板をオーステナイト域にまで加熱し、冷却時に焼入れ・相変態を伴うため、成形前後で鋼板の組織が変化しやすく、プレス成形品において強度や延性といった引張特性のバラツキが大きいという問題があった。
　本発明は、上記の問題を解決するために開発されたもので、スプリングバックなどの形状変化を抑制してパネルの寸法精度を向上させると共に、プレス成形品において所望の機械的特性を容易に得ることができる温間プレス成形方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の温間プレス成形方法により製造した自動車骨格部品を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく、従来の熱間プレス成形では、高強度鋼板を適用する場合にオーステナイト域にまで加熱する必要があった鋼板の加熱温度を、オーステナイト変態温度よりも低くすることを試みた。
　それと同時に、スプリングバックによる形状変化量を抑制できる条件を見出すべく、種々の成形方法・成形条件について、鋭意検討を重ねた。
　その結果、高強度鋼板をプレス成形によりフランジ部とそれ以外の部分からなるプレス成形品に成形するに際し、
（１）鋼板をいわゆる温間成形温度域に加熱し、
（２）ついで、加熱した鋼板に対し、ドロー成形によるプレス成形を施す際、成形下死点において、その状態を一定時間以上保持する、
ことにより、所期した目的を有利に達成できるとの知見を得た。
　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．引張強さが440MPa以上である鋼板をプレス成形によりフランジ部とそれ以外の部分からなるプレス成形品に成形するに際し、
　該鋼板を400～700℃の温度域に加熱し、
　ついで、加熱した鋼板に対し、ドロー成形によるプレス成形を施し、かつ成形下死点において、その状態を１秒以上５秒以下保持する、
ことを特徴とする温間プレス成形方法。
２．前記ドロー成形直後における前記プレス成形品のフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差を150℃以内とすることを特徴とする前記１に記載の温間プレス成形方法。
３．前記プレス成形品の引張強さが、前記鋼板の引張強さの80％以上110％以下となることを特徴とする前記１または２に記載の温間プレス成形方法。
４．前記鋼板が、質量％で、
　Ｃ：0.015～0.16％、
　Si：0.2％以下、
　Mn：1.8％以下、
　Ｐ：0.035％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：0.1％以下、
　Ｎ：0.01％以下および
　Ti：0.13～0.25％
を下記（１）式の関係を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有すると共に、
　組織全体に占めるフェライト相の割合が面積率で95％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織を有する、
ことを特徴とする前記１～３のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05   …(1)
　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
５．前記鋼板が、さらに質量％で、
　Ｖ：1.0％以下、
　Mo：0.5％以下、
　Ｗ：1.0％以下、
　Nb：0.1％以下、
　Zr：0.1％以下および
　Hf：0.1％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ下記（１）’式の関係を満足することを特徴とする前記４に記載の温間プレス成形方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05   …(1)’
　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
６．前記鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：0.003％以下を含有することを特徴とする前記４または５に記載の温間プレス成形方法。
７．前記鋼板が、さらに質量％で、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下およびREM：0.2％以下から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記４～６のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
８．前記鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下およびSn：0.1％以下から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記４～７のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
９．前記鋼板が、さらに質量％で、Ni：0.5％以下およびCr：0.5％以下から選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記４～８のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
１０．前記鋼板が、さらに質量％で、Ｏ，Se，Te，Po，As，Bi，Ge，Pb，Ga，In，Tl，Zn，Cd，Hg，Ag，Au，Pd，Pt，Co，Rh，Ir，Ru，Os，Tc，Re，Ta，BeおよびSrのうちから選んだ１種または２種以上を合計で2.0％以下含有することを特徴とする前記４～９のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
１１．前記鋼板が、その表面にめっき層をそなえることを特徴とする前記１～１０のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
１２．前記１～１１のいずれかに記載の温間プレス成形方法により製造されたことを特徴とする自動車骨格部品。
　本発明によれば、プレス成形後のパネルの空冷時に発生する形状変化を抑制することができ、これによって、寸法精度が良好な自動車骨格部品を製造することができる。その結果、従来、寸法精度不良が原因で適用できなかった高強度鋼板を自動車骨格部品に適用できるようになり、車体の軽量化などを通して、環境問題の改善に大きく寄与することができる。
　また、プレス成形を温間で行う本発明によれば、成形前後に焼入れや相変態を伴うことがなく、素材である鋼板の機械的特性をそのまま活かすことができるので、所望特性のプレス成形品を安定して得ることができる。
ドロー（絞り）成形によるプレス成形を説明する図であり、（ａ）は成形開始時、（ｂ）は成形途中、（ｃ）は成形下死点（成形完了時）における状態を表すものである。 （ａ）プレス成形により得られるパネルから製造される自動車骨格部品の一例を示す図である。　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（ｂ）ドロー成形を用いたプレス成形により得られるパネルのフランジ部を説明する図である。 （ａ）ドロー成形により温間プレス成形したパネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、プレス成形直後（パネルを金型から外した時点）と空冷後でのパネルの形状変化量との関係を説明する図である。　　　（ｂ）プレス成形直後（パネルを金型から外した時点）と空冷後でのパネルの形状変化量を説明する図である。 （ａ）ドロー成形により温間プレス成形したパネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、成形下死点での保持時間との関係を説明する図である。　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（ｂ）ドロー成形により温間プレス成形したプレス成形直後（パネルを金型から外した時点）と空冷後でのパネルの形状変化量と、成形下死点での保持時間との関係を説明する図である。 （ａ）センターピラーアッパプレスパネルの概略を示す図である。　　（ｂ）プレス成形直後（パネルを金型から外した時点）と空冷後でのパネルの形状変化量を説明する図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において、プレス成形前における鋼板の加熱温度を400～700℃の範囲とした理由について説明する。
鋼板の加熱温度：400～700℃
　鋼板を400℃以上に加熱することにより、強度は低下し、かつ延性は増加する。このため、鋼板がプレス成形中に金型に沿って変形しやすくなって、プレス割れを防止でき、さらにはしわの発生も抑制することができる。しかしながら、鋼板の加熱温度が700℃を超えると、材料強度が低くなりすぎ、割れや破断の危険がある。従って、鋼板の加熱温度は400～700℃の範囲とする。特に、鋼板の加熱温度が400℃以上650℃未満の場合には、鋼板表面の酸化や割れの発生も抑制でき、しかもプレス荷重の過大な増加も生じないため、一層有利である。
　次に、本発明において、ドロー成形によるプレス成形を施す際に、成形下死点において、その状態を１秒以上５秒以下保持する理由について説明する。
　側壁部の高さが要求されるパネルをプレス成形するには、ドロー（絞り）成形により行うのが一般的である。このドロー成形を行う場合、温間（または熱間）プレス成形であっても、成形時に発生するしわを抑制するために、図１に示すように、しわ押さえを配置し、このしわ押さえと上金型（ダイス）によってブランク縁部を挟圧しつつ、側壁部に張力を付与しながら成形を行うのが一般的である。
　なお、図１中、符号１はダイス、２はポンチ、３はしわ押さえ、４は加熱した鋼板（ブランク）、５は成形後のプレス成形品（パネル）、６はフランジ部、７は側壁部である。
　例えば、図２（ａ）に示すように、自動車骨格部品は、略ハット断面形状部材同士をスポット溶接などで接合して閉断面を形成する場合が多い。ここで、図２（ｂ）のように狭圧されたブランク縁部は、成形後、パネルのフランジ部となるが、このフランジ部は、パネル同士をスポット溶接などで接合するための部位となるので、平坦にすることが求められる。そのため、上記したように、ブランク縁部にしわ押さえ力を付与しながら、成形を行うのである。
　上記のようなドロー成形の場合、ブランク縁部は、成形初期から成形完了に至るまでの間、常にしわ押さえと上金型（ダイス）によって挟圧されている。このため、加熱した鋼板（ブランク）をプレス成形する場合、ブランク縁部から金型への熱移動が生じて、ブランク縁部の温度が降下しやすくなり、成形直後のパネルのフランジ部分とそれ以外の部分との温度差が大きくなってしまう。
　パネル内にこのような温度差があると、室温に冷却される過程での熱収縮量がパネル内の部位によって異なることになるため、パネル内に残留応力が発生することになり、この応力を開放するように、パネルの形状が変化する。発明者らは、この点が、冷却時の形状変化の主要因になると考えた。
　そこで、発明者らは、まずドロー成形によるプレス成形を施す場合の、パネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、プレス成形直後と空冷後でのパネルの形状変化量との関係に着目し、これについて調査した。
　なお、ここでいう「平均温度差（difference in average temperature）」との記載は、プレス成形直後における平均温度差を意味し、これ以降、特に断らない限りこの意味で用いている。ここで、「プレス成形直後」とは、成形下死点における保持処理後のことであり、またパネルを金型から外した空冷開始時点に相当する。また、「形状変化量」とは、温間プレスの成形直後にパネルを金型から外した時点の形状と、当該パネルを空冷した後の形状との差（変化量）を意味するものとする。
　図３（ａ）に、ドロー成形により温間プレス成形した直後の略ハット断面形状のパネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、プレス成形直後に金型から外した時点のパネルと空冷後のパネルの形状変化量との関係を示す。なお、ここでは、980MPa級の鋼板を使用し、また鋼板の加熱温度は600℃とした。また、上記の形状変化量は、図３（ｂ）に示すように、基準となるパネル（プレス成形直後に金型から外した時点のパネル）に対するフランジ端部での開き量ａで評価した。図中、符号８が基準となるパネル（破線）、９が空冷後のパネル（太実線）、１０が成形下死点でのパネル（細実線）である。
　図３（ａ）に示したように、上記の平均温度差が大きくなるに従って、プレス成形直後に金型から外した時点のパネルと空冷後のパネルの形状変化量が大きくなる。特に、平均温度差が150℃を超えるとこの形状変化量が1.0mmを超えるため、パネル内の温度差に起因した形状変化量を低減するには、この平均温度差を150℃以内、好ましくは100℃以内に抑制することが肝要と言える。
　そして、上記の調査により、パネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、プレス成形直後に金型から外した時点のパネルと空冷後のパネルの形状変化量との間に強い相関があることを見出した発明者らは、ドロー成形を行う際に、上記した平均温度差を抑制する方法について検討を重ねた。その結果、図１（ｃ）に示す成形下死点において、その状態を一定時間以上保持することに想到したのである。
　ここに、成形下死点において、その状態を保持することにより、上記した平均温度差を抑制できる理由は以下の通りである。
　すなわち、ブランクから成形したパネルを成形下死点で保持すると、ダイスとしわ押さえで拘束されるフランジ部だけでなく、側壁部などフランジ部以外の部分も、ダイス及びポンチ金型に接触して冷却される。これにより、パネル内での均熱化が進み、フランジ部とそれ以外の部分との平均温度差が抑制されるのである。
　図４（ａ）に、ドロー成形により温間プレス成形した略ハット断面形状のパネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差と、成形下死点での保持時間との関係を、また図４（ｂ）にプレス成形直後に金型から外した時点のパネルと空冷後のパネルの形状変化量と、成形下死点での保持時間との関係を、それぞれ示す。なお、ここでは、980MPa級の鋼板を使用し、鋼板の加熱温度は600℃、650℃、700℃とした。
　図４（ａ）および（ｂ）に示したように、加熱温度を600℃とした場合には、成形下死点での保持時間を１秒以上とすることで、パネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差を150℃以内とすることができ、またパネルの形状変化量も1.0mm以内に抑制できることがわかる。
　さらに、成形下死点での保持時間を３秒以上とすることで、加熱温度が650℃、700℃の場合であっても、パネルのフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差を150℃以内とすることができ、またパネルの形状変化量も1.0mm以内に抑制できることがわかる。
　しかしながら、成形下死点での保持時間が５秒を超えると、加熱温度がいずれの場合であっても形状変化量はほぼ一定となる一方、生産能率の面では不利となる。
　以上のことから、本発明では、ドロー成形によるプレス成形を施す際に、成形下死点において、その状態を１秒以上５秒以下で保持することとした。好ましくは３秒以上５秒以下である。
　上記のように、この平均温度差をいずれの強度の鋼板においても150℃以内に抑えるには、鋼板の加熱温度：400～700℃として、成形下死点での保持時間を３秒以上とすればよい。この際、プレス速度等のドロー成形条件は特に制限されないが、プレス速度は10～15spm程度（Strokes per minute:１分間で加工可能な個数。ただし、成形下死点での保持を行った場合には、その保持時間がさらに付加される。）とすることが好ましい。
　また、ドロー成形では、成形中、フランジ部を挟圧し続けるので、フランジ部のしわが発生しにくいという利点がある。さらに、本発明では、上記のように成形下死点での保持を行うので、より効果的にフランジ部のしわの発生を抑制することができる。
　なお、鋼板の加熱については、電気炉による加熱や、通電加熱および遠赤外線加熱による急速加熱など、加熱方法の種類によらず同じ効果を発揮する。
　また、本発明の温間プレス成形方法は、前述したとおり、引張強さが440MPa以上の鋼板を対象とする。さらに、本発明の温間プレス成形方法は、引張強さが780MPa以上、さらには980MPa以上の鋼板に対しても好適に用いることができる。
　そして、前述したとおり、本発明の温間プレス成形方法によれば、ブランクとなる鋼板の機械的特性をそのまま活かすことができるので、プレス成形後のプレス成形品において、プレス成形前の鋼板の引張強さとの差異は小さく、80％以上110％以下の引張強さを得ることができる。
　さらに、成形条件および鋼板の特性によっては、プレス成形後に、プレス成形前の鋼板の引張強さをほとんどそのまま保持した（プレス成形前の鋼板の引張強さの95～100％の引張強さを有する）プレス成形品を得ることができる。
　従って、プレス成形品の必要特性に応じて、それに対応する特性の鋼板をブランクとして用いれば、所望特性のプレス成形品を安定して得ることができるのである。
　以下、本発明において、ブランクとして好適な鋼板の成分組成範囲について説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：0.015～0.16％
　Ｃは、TiやＶ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hfと結合して炭化物を形成し、マトリックス中に微細分散して鋼板を高強度化する重要な元素である。ここに、440MPa以上の引張強さを達成するには、Ｃ量を0.015％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ量が0.16％を超えると、延性、靱性が著しく低下し、良好な衝撃吸収能（例えば、引張強さTS×全伸びElで表される）を確保できなくなる。このため、Ｃは0.015～0.16％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.03～0.16％、さらに好ましくは0.04～0.14％の範囲である。
Si：0.2％以下
　Siは、固溶強化元素であり、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.2％までは許容できる。このようなことから、Siは0.2％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.1％以下、さらに好ましくは0.06％以下である。なお、Siは不純物レベルまで低減してもよい。
Mn：1.8％以下
　Mnは、Siと同様、固溶強化元素であり、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、1.8％までは許容できる。このようなことから、Mnは1.8％以下とすることが好ましい。より好ましくは1.3％以下、さらに好ましくは1.1％以下である。なお、Mn含有量が極端に少なくなると、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度が過度に上昇して、炭化物が粗大化することが懸念されるため、Mnは0.5％以上とすることが好ましい。
Ｐ：0.035％以下
　Ｐは、固溶強化能が非常に高く、高温域での強度低下を抑制するため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）を阻害する元素である。さらに、Ｐは，粒界に偏析するため、温間成形時ならびに温間成形後の延性を低下させる。このようなことから、Ｐは極力低減することが好ましいが、0.035％までは許容できる。このため、Ｐは0.035％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.02％以下である。
Ｓ：0.01％以下
　Ｓは、鋼中では介在物として存在する元素であり、Tiと結合して強度を低下させたり、Mnと結合して硫化物を形成し、常温や温間での鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは0.01％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下、さらに好ましくは0.004％以下である。
Al：0.1％以下
　Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.02％以上含有させることが望ましい。しかしながら、0.1％を超えてAlが含有されると、酸化物系介在物が増加し、温間での延性低下が著しくなる。このため、Alは0.1％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.07％以下である。
Ｎ：0.01％以下
　Ｎは、製鋼の段階でTiやNb等と結合し、粗大な窒化物を形成する。このため、Ｎを多量に含有すると、鋼板強度が著しく低下する。このようなことから、Ｎは極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。従って、Ｎは0.01％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.007％以下である。
Ti：0.13～0.25％
　Tiは、Ｃと結合して炭化物を形成し、鋼板の強化に寄与する元素である。本発明で対象とする鋼板の室温での引張強さ：440MPa以上を確保するためには、0.13％以上のTiを含有させることが好ましい。一方、0.25％を超えるTiを含有させると、鋼素材の加熱に際し、粗大なTiCが残存して、ミクロボイドが生成する。このため、Ti量は0.25％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.14～0.22％、さらに好ましくは0.15～0.22％の範囲である。
　以上、各成分の好適範囲について説明したが、各成分が上記の範囲を満足するだけでは不充分で、特にＣとTiについては次式（１）の関係を満足させることが重要である。
　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05   …(1)
　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
　すなわち、（１）式は、後述する炭化物による析出強化を発現させ、温間成形後に所望の高強度を確保するために必要な要件である。ＣおよびTiの含有量について、（１）式の関係を満足させることによって、所望量の炭化物を析出させることができ、これにより所望の高強度を確保することが可能になる。
　また、([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の値が、1.05未満では、粒界強度が低下するだけでなく、加熱に対して炭化物の熱安定性が低下する。このため、炭化物が粗大化しやすくなり、所望の高強度化が達成できなくなる。一方、([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の値が2.00を超えると、セメンタイトが過度に析出する。このため、温間成形中にミクロボイド生成が生成して、温間成形中の割れの原因となる。なお、より好ましい([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)の範囲は、1.05以上1.85以下である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板では、上記した成分の他、次に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｖ：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下およびHf：0.1％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfは、Tiと同様、炭化物を形成して鋼板の強化に寄与する元素である。そのため、鋼板の更なる高強度化が要求される場合において、Tiに加えて、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfのうちから選択して、１種または２種以上含有させることができる。このような効果を得るためには、Ｖは0.01％以上、Moは0.01％以上、Ｗは0.01％以上、Nbは0.01％以上、Zrは0.01％以上、Hfは0.01％以上をそれぞれ含有させることが好ましい。
　一方、Ｖが1.0％を超えると、炭化物が粗大化しやすくなり、特に温間成形温度域で炭化物が粗大化するため、室温まで冷却した後の炭化物の平均粒子径を10nm以下に調整することが困難となる。そのため、Ｖは1.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以下、さらに好ましくは0.2％以下である。
　また、MoおよびＷが、それぞれ0.5％、1.0％を超えると、γ→α変態が極度に遅延する。このため、鋼板組織にベイナイト相やマルテンサイト相が混在し、後述するフェライト単相を得ることが困難となる。このようなことから、MoおよびＷはそれぞれ0.5％以下、1.0％以下にすることが好ましい。
　さらに、Nb、ZrおよびHfは、それぞれ0.1％を超えて含有すると、スラブ再加熱時に、粗大な炭化物が溶解しきれず残存する。このため、温間成形中にミクロボイドが生成しやすくなる。このようなことから、Nb、ZrおよびHfはそれぞれ0.1％以下にすることが好ましい。
　なお、上記した各元素を含有させる場合には、上記式（１）に代えて、次式（１）’の範囲を満足させる必要がある。この理由は、（１）について説明したところと同じである。
　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05   …(1)’
　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
　さらに、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板では、以下に述べる元素も適宜含有させることができる。
Ｂ：0.003％以下
　Ｂは、γ→α変態の核生成を阻害して、γ→α変態点を低下させる作用を有し、この作用により、炭化物の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るには、0.0002％以上のＢを含有させることが望ましい。しかしながら、0.003％を超えるＢを含有しても、効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、Ｂは0.003％以下にすることが好ましい。より好ましくは0.002％以下である。
Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下およびREM：0.2％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　Mg、Ca、Ｙ、REMはいずれも、介在物を微細化する作用を有し、この作用により、温間成形中の介在物と母材近傍での応力集中を抑制して、延性を向上させる効果を有する。このため、これらの元素を必要に応じて含有させることができる。なお、REMは、Rare Earth Metalの略でランタノイド系の元素を指す。
　しかしながら、Mg、Ca、ＹおよびREMがそれぞれ0.2％を超えて過度に含有されると、鋳造性（溶鋼を鋳型に入れて凝固させる際の溶鋼流れが良好な特性）が低下し、かえって延性の低下を招く。このため、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは、Mgは0.001～0.1％、Caは0.001～0.1％、Ｙは0.001～0.1％、REMは0.001～0.1％の範囲である。
　また、これら元素の合計量は0.2％以下となるように調整することが望ましく、より好ましくは0.1％以下である。
Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下およびSn：0.1％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　Sb、CuおよびSnは、鋼板表面付近に濃化し、温間成形中の鋼板表面の窒化による鋼板の軟化を抑制する効果があり、必要に応じて１種または２種以上を含有させることができる。なお、Cuは耐食性を向上させる効果もある。このような効果を得るためには、Sb、CuおよびSnをそれぞれ0.005％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Sbは0.1％、Cuは0.5％、Snは0.1％をそれぞれ超えて過度に含有されると、鋼板の表面性状が悪化する。このため、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下にすることが好ましい。
Ni：0.5％以下およびCr：0.5％以下のうちから選んだ１種または２種
　NiおよびCrはいずれも、高強度化に寄与する元素であり、これらのうちから選んだ１種または２種を必要に応じて含有させることができる。ここに、Niは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。また、Crは、焼入性向上元素であり、Niと同様高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。
　このような効果を得るには、NiおよびCrはそれぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。しかしながら、NiおよびCrがそれぞれ0.5％をそれぞれ超えて過度に含有されると、マルテンサイト相やベイナイト相等の低温変態相の発生が誘起される。マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態相は、加熱中に回復が生じるため、温間成形後に強度を低下させる。このため、NiおよびCrはそれぞれ0.5％以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。
Ｏ，Se，Te，Po，As，Bi，Ge，Pb，Ga，In，Tl，Zn，Cd，Hg，Ag，Au，Pd，Pt，Co，Rh，Ir，Ru，Os，Tc，Re，Ta，BeおよびSrのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0％以下
　これらの元素は、合計で2.0％以下であれば、鋼板の強度や温間成形性に影響を及ぼさないので許容できる。より好ましくは1.0％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
　次に、上記した鋼板の好適な組織について説明する。
組織全体に占めるフェライト相の割合：面積率で95％以上
　本発明では、鋼板の金属組織は、フェライト単相とする。ここでいう「フェライト単相」とは、フェライト相が面積率で100％の場合だけでなく、95％以上の、実質的にフェライト単相である場合も含むものとする。
　金属組織をフェライト単相にすることにより、優れた延性を保持でき、さらには熱による材質変化も抑制できる。硬質相であるベイナイト相やマルテンサイト相が混在すると、加熱により硬質相内に導入される転位が回復し軟化するため、温間成形後に鋼板強度を維持できなくなる。このため、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相を含まない方がよいが、このような硬質相、さらには残留オーステナイト相は、組織全体に対する面積率で5％以下であれば、許容できる。
　ここに、金属組織が実質的にフェライト単相である場合には、400℃以上700℃以下の温度域（温間成形温度域）に加熱されても、鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相のままに維持される。そして、上記した鋼板は、加熱されることに伴い、延性が増加するので、温間成形温度域において良好な全伸びを確保することができる。
　また、この鋼板に対して温間成形温度域において成形加工を施すと、転位の回復を伴いながら成形加工されるため、温間成形中の延性低下はほとんど生じない。そして、温間成形後に室温まで冷却しても組織変化が生じないことから、鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相のままに維持され、優れた延性を示すことになる。
フェライトの平均結晶粒径：１μm以上
　フェライトの平均結晶粒径が１μm未満であると、温間成形時に結晶粒が成長しやすいため、温間成形後のプレス成形品の材質が、温間成形前と大きく相違したものとなり、材質安定性が低下する。従って、フェライトの平均結晶粒径は、１μm以上とすることが好ましい。
　一方、フェライトの平均結晶粒径が15μmを超えて過剰に大きくなると、組織の細粒化による強化が得られず、所望の鋼板強度を確保することが難しくなる。このため、フェライトの平均結晶粒径は15μm以下とすることが好ましい。より好ましくは12μm以下である。
　なお、フェライトの平均結晶粒径が１μm以上となる組織を得るためには、フェライトの核生成サイト数が過剰になるのを防止することが有効である。核生成サイト数は、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーと密接な関係があり、フェライト粒の微細化を防止するには、過剰な歪エネルギーの蓄積を防ぐ必要がある。このためには、仕上圧延終了温度を840℃以上にすることが好ましい。
フェライト結晶粒中の炭化物の平均粒子径：10nm以下
　上記したフェライト単相の組織では、十分に高い引張強さや降伏比の鋼板とすることは困難である。この点、フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の微細な炭化物を析出させてやれば、鋼板の高強度化を図ることができる。ここで、炭化物の平均粒子径が10nmを超えると、上記した高い引張強さや降伏比を得ることが困難となる。なお、より好ましい炭化物の平均粒子径は7nm以下である。
　微細な炭化物としては、Ti炭化物、あるいは更にＶ炭化物、Mo炭化物、Ｗ炭化物、Nb炭化物、Zr炭化物、Hf炭化物が挙げられる。これらの炭化物は、鋼板の加熱温度が700℃以下であれば粗大化することはなく、平均粒子径は10nm以下に維持される。したがって、鋼板を400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱し温間成形を施しても、炭化物の粗大化が抑制されるため、温間成形後、室温まで冷却したのちに鋼板強度の大幅な低下は生じない。従って、実質的にフェライト単相のマトリックス中に平均粒子径10nm以下の上記した炭化物を含む組織を有する鋼板とすれば、その鋼板を400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱し、温間成形を施して得られるプレス成形品の降伏応力の低下を効果的に抑制することができる。
　なお、上記した鋼板は、溶融亜鉛めっき層等のめっき層をそなえていても良い。かかるめっき層としては、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等が挙げられる。さらに、合金化めっき層としても良い。
　次に、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板は、鋼素材を加熱後、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、圧延後、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする。
　なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。
　以下、好適製造条件について説明する。
鋼素材の加熱温度：1100～1350℃
　鋼素材の加熱温度が1100℃未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、最終的に得られる鋼板中に分散析出する微細な炭化物量が減少し、所望の高強度を確保することが難しくなる。一方、鋼素材の加熱温度が1350℃を超えると、酸化が著しくなって、熱間圧延時に酸化スケールを噛み込み、鋼板の表面性状を悪化させ、これによって鋼板の温間成形性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100～1350℃の範囲にすることが好ましい。なお、より好ましくは1150～1300℃の範囲である。
仕上圧延終了温度：840℃以上
　仕上圧延終了温度が840℃未満では、フェライト粒が伸展された組織となるうえ、個々のフェライト粒径が大きく異なる混粒組織となり、鋼板強度が著しく低下する。また、仕上圧延終了温度が840℃未満では、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーが過剰となり、フェライトの平均結晶粒径が１μm以上となる組織を得ることが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は840℃以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは860℃以上である。
熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間：３秒以内
　上記の熱間圧延終了後、得られた熱延鋼板を強制冷却する。この熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間が３秒を超えると、炭化物の歪誘起析出が多量に発生し、所望の微細な炭化物の析出を確保することが困難となる。このため、熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間は３秒以内とすることが好ましい。なお、より好ましくは２秒以内である。
冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：30℃/秒以上
　冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度が30℃/秒未満では、高温に維持される時間が長く、歪誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このため、上記した熱間圧延後の強制冷却を、平均冷却速度：30℃/秒以上として、所定の温度まで急冷することが好ましい。より好ましくは50℃/秒以上である。
　なお、冷却停止温度は、冷却停止から巻き取りまでの間の鋼板の温度低下を考慮して、巻取温度が狙いの温度範囲となるように設定する。すなわち、冷却停止後、鋼板は空冷により温度低下するので、通常は巻取温度＋5～10℃程度の温度に冷却停止温度を設定する。
巻取温度：500～700℃
　巻取温度が500℃未満では、鋼板中に析出する炭化物が不足し、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。一方、巻取温度が700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。このため、巻取温度は500～700℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは550～680℃の範囲である。
　また、得られた熱延鋼板に、公知の方法でめっき処理を施し、表面にめっき層を形成することができる。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気めっき層等が好ましい。
　次に、上記の製造方法により得られる、本発明の温間プレス成形方法に用いて好適な鋼板の機械的特性について説明する。
　ここに、その好適な鋼板の機械的特性は、次の通りである。
(a)室温における引張強さ：780MPa以上であり、かつ室温における降伏比：0.85以上
(b)温間成形温度域である400～700℃での降伏応力YS2：室温における降伏応力YS1の80％以下
(c)温間成形温度域である400～700℃での全伸びEl2：室温における全伸びEl1の1.1倍以上
　以下、これらの各特性について説明する。
室温における引張強さ：780MPa以上であり、かつ室温における降伏比：0.85以上
　本発明の温間プレス成形方法は、室温における引張強さが440MPa以上の鋼板を対象とするが、前記の製造方法によれば、TS1が780MPa以上であり、かつ室温における降伏比が0.85以上の鋼板を得ることができる。
　ここに、TS1とは、室温における引張強さを意味し、また室温とは、(22±5)℃を意味する。
温間成形温度域である400～700℃での降伏応力YS2：室温における降伏応力YS1の80％以下
　温間成形温度域である400～700℃での降伏応力YS2が、室温における降伏応力YS1の80％超では、温間成形時の鋼板変形抵抗が十分に低減しないため、温間成形時の負荷荷重（プレス荷重）を大きくする必要が生じ、金型寿命が短くなる。加えて、大きな負荷荷重（プレス荷重）を付与するために、加工機（プレス機）本体も必然的に大きくならざるを得ない。加工機（プレス機）本体が大きくなると、温間成形温度に加熱した鋼板を加工機まで搬送するのに長時間を要し、ブランクの温度の低下を招き、所望の温度で温間成形することが難しくなる。さらに、形状凍結性も十分に改善されないため、温間成形を利用する効果が小さくなる。
　従って、温間成形温度域である400～700℃での降伏応力YS2は、室温における降伏応力YS1の80％以下とすることが好ましい。より好ましくは70％以下である。
温間成形温度域である400～700℃での全伸びEl2：室温における全伸びEl1の1.1倍以上
　温間成形温度域である400～700℃での全伸びEl2が、室温における全伸びEl1の1.1倍以上であると、温間成形時における加工性が十分に改善されるので、割れ等の欠陥が生じることなく、鋼板を複雑な形状の部材に成形しやすくなる。
　従って、温間成形温度域である400～700℃での全伸びEl2は、室温における全伸びEl1の1.1倍以上とすることが好ましい。より好ましくは1.2倍以上である。
　さらに、上記した機械的特性に加え、プレス成形品に成形した後に以下の機械的特性を示すこととなる鋼板が、本発明の温間プレス成形方法に対して、一層好適に用いられる。
室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3が、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％以上
　室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3が、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％未満であると、温間成形後の部材の強度および全伸びが不足する。このような鋼板を使用して、温間プレス成形によって所望形状の自動車部材とすると、自動車衝突時の衝撃吸収性能が不足するので、自動車部材としての信頼性が損なわれる。
　このことから、室温におけるプレス成形品の降伏応力YS3および全伸びEl3は、それぞれプレス成形前の鋼板の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％以上とすることが好ましい。より好ましくは90％以上である。
（実施例１）
　板厚：1.6mm、引張強さ：440MPa級～1180MPa級の鋼板を、表１に示す条件で加熱した後、ドロー成形により、図５（ａ）に示す自動車骨格部品の一つであるセンターピラーアッパプレスパネルに成形した。
　ここに、鋼板の加熱には電気炉を用いた。在炉時間を300秒に設定し、ブランク全体が均一な温度分布になるように加熱した。加熱されたブランクを炉から取り出し、10秒の搬送時間の後に、プレス機内に送給し、成形下死点での保持時間を表１に示すように種々変化させて、成形を行った。
　その直後、成形したパネルのフランジ部とそれ以外の部分との温度差を測定した。すなわち、非接触式温度計により、パネルフランジ部（図５（ａ）にＸ点で示した箇所）で６点、それ以外の部分（図５（ａ）にＹ点で示した箇所）で５点の温度を測定し、Ｘ点の平均温度とＹ点の平均温度の差を、フランジ部とそれ以外の部分との平均温度差とした。
　また、プレス機はサーボプレス機を使用し、プレス成形時のプレス速度は15spm（Strokes per minute:１分間で加工可能な個数。ただし、成形下死点での保持を行った場合には、その保持時間がさらに付加される。）とした。
　成形後のパネルを十分な時間空冷した後、図５（ｂ）に示すセンターピラーアッパプレスパネルの断面形状について、基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後のパネル端部の形状変化量ａをレーザ変位計で測定した。これらの測定結果を表１に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示したように、成形下死点での保持時間を１秒以上とした発明例No.１，２，５～９はいずれも、プレス成形品のフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差が150℃以内となり、形状変化量ａも1.0mm以内と良好な寸法精度が得られた。
　これに対し、成形下死点での保持時間が１秒未満であった比較例No.10～16では、いずれもプレス成形品のフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差が150℃超となり、形状変化量ａも1.2～2.6mmと十分な寸法精度は得られなかった。
　以上の結果から、本発明の温間プレス成形方法によれば、フランジ部とそれ以外の部分との平均温度差を抑制することができ、これによってプレス成形直後と空冷後でのパネルの形状変化量を減少して、その寸法精度を大幅に向上させたプレス成形品が得られることが明らかである。
（実施例２）
　表２に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳造しスラブ（鋼素材）とした。これらスラブ（鋼素材）を、表３に示す加熱温度に加熱し、均熱保持して、粗圧延したのち、表３に示す熱間圧延条件で、仕上圧延し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板（板厚：1.6mm）とした。なお、鋼板ａ，ｉ，ｋ，ｍは、連続溶融亜鉛めっきラインにて700℃に加熱後、液温：460℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、該めっき層に530℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。なお、めっき付着量は、45g/m2とした。
　ついで、得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物観察および引張試験、を行った。試験方法は以下の通りとした。
（１）組織観察
　得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（L断面）を研磨し、腐食（腐食液：５％ナイタール液）して、走査型電子顕微鏡（倍率：400倍）を用いて、板厚中心部を観察し、各10視野撮像した。得られた組織写真について、画像解析を行い、組織の同定、および各相の組織分率、各相の平均結晶粒径の測定を行った。
　すなわち、得られた組織写真を用いて、まず、フェライト相とそれ以外の相とを分離して、フェライト相の面積を測定し、観察視野全体に対する面積率を求め、フェライト相の面積率とした。なお、フェライト相は粒内に腐食痕が観察されず粒界が滑らかな曲線で観察されるが、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。また、フェライトの平均結晶粒径は、得られた組織写真を用い、ASTM E 112-10に準拠した切断法によって求めた。
（２）析出物観察
　また、得られた熱延鋼板の板厚中央部から透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取し、機械研磨および化学研磨により、観察用薄膜とした。得られた薄膜について、透過型電子顕微鏡（倍率：120000倍）を用いて、析出物（炭化物）の観察を行った。100個以上の炭化物について、粒子径を測定し、それらの算術平均値を、各鋼板における炭化物の平均粒子径とした。なお、測定に当たっては、１μmより大きな粗大なセメンタイトや窒化物は除外した。
（３）引張試験
　得られた熱延鋼板から、JIS Z 2201(1998)に準拠して、圧延方向と垂直方向が引張方向となるようにJIS 13 B号引張試験片を採取した。この採取した試験片を用いて、JIS G 0567(1998)に準拠して引張試験を行い、室温（22±5℃）における機械的特性（降伏応力YS1、引張強さTS1、全伸びEl1）、および表４に示す各温度における高温での機械的特性（降伏応力YS2、引張強さTS2、全伸びEl2）を測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。また、高温での機械的特性を測定する試験では、電気炉を用いて試験片を加熱し、試験片温度が試験温度の±3℃以内に安定して得られるようになったのち、15min保持し、引張試験を行った。
　これら（１）～（３）の試験結果を表３および表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、上記のようにして得られた鋼板を、表５に示す条件にて、加熱した後、温間ドロー成形により、図５（ａ）に示す自動車骨格部品の一つであるセンターピラーアッパプレスパネルに成形した。なお、表５に示した以外の加熱条件およびドロー成形条件は、実施例１との場合と同様である。
　そして、実施例１と同様の条件で、成形直後のパネルのフランジ部とそれ以外の部分との温度差および基準となるパネル形状（プレス成形直後に金型から外した時点の形状）に対する空冷後のパネル端部の形状変化量ａを測定した。
　また、この成形後のパネルから、JIS 13 B号引張試験片を採取し、これらの引張試験片について、室温にて上記と同様の条件で引張試験を行い、機械的特性（降伏応力(YS3)、引張強さ(TS3)、全伸び(El3)）を測定した。
　得られた結果を表５に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示したように、発明例であるNo.17～42ではいずれも、フランジ部とそれ以外の部分の平均温度差が150℃以内となり、形状変化量ａも1.0mm以内と良好な寸法精度が得られた。
　特に、成分組成および組織が好適な鋼板を使用した発明例No.17～22,29～36,40,41はいずれも、780MPa以上という高強度鋼板を用いているにもかかわらず、成形後のプレス成形品において良好な寸法精度が得られ、しかもプレス成形品の引張強さTS3がプレス成形前の鋼板の引張強さTS1の99～104％となる等、その機械的特性も極めて良好であった。
　１　ダイス
　２　ポンチ
　３　しわ押さえ
　４　加熱した鋼板（ブランク）
　５　プレス成形品（パネル）
　６　フランジ部
　７　側壁部
　８　基準となるパネル（プレス成形直後に金型から外した時点のパネル）
　９　空冷後のパネル
　１０　成形下死点でのパネル
　１１　センターピラーアッパプレスパネル

Claims (12)

  1. 　引張強さが440MPa以上である鋼板をプレス成形によりフランジ部とそれ以外の部分からなるプレス成形品に成形するに際し、
    　該鋼板を400～700℃の温度域に加熱し、
    　ついで、加熱した鋼板に対し、ドロー成形によるプレス成形を施し、かつ成形下死点において、その状態を１秒以上５秒以下保持する、
    ことを特徴とする温間プレス成形方法。
  2. 　前記ドロー成形直後における前記プレス成形品のフランジ部とそれ以外の部分との平均温度差を150℃以内とすることを特徴とする請求項１に記載の温間プレス成形方法。
  3. 　前記プレス成形品の引張強さが、前記鋼板の引張強さの80％以上110％以下となることを特徴とする請求項１または２に記載の温間プレス成形方法。
  4. 　前記鋼板が、質量％で、
    　Ｃ：0.015～0.16％、
    　Si：0.2％以下、
    　Mn：1.8％以下、
    　Ｐ：0.035％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：0.1％以下、
    　Ｎ：0.01％以下および
    　Ti：0.13～0.25％
    を下記（１）式の関係を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有すると共に、
    　組織全体に占めるフェライト相の割合が面積率で95％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織を有する、
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48)≧1.05   …(1)
    　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
  5. 　前記鋼板が、さらに質量％で、
    　Ｖ：1.0％以下、
    　Mo：0.5％以下、
    　Ｗ：1.0％以下、
    　Nb：0.1％以下、
    　Zr：0.1％以下および
    　Hf：0.1％以下
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ下記（１）’式の関係を満足することを特徴とする請求項４に記載の温間プレス成形方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　2.00≧([％Ｃ]/12)/([％Ti]/48＋[％Ｖ]/51＋[％Ｗ]/184＋[％Mo]/96＋[％Nb]/93＋[％Zr]/91＋[％Hf]/179)≧1.05   …(1)’
    　　ここで、[％Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
  6. 　前記鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：0.003％以下を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の温間プレス成形方法。
  7. 　前記鋼板が、さらに質量％で、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下およびREM：0.2％以下から選んだ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４～６のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
  8. 　前記鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下およびSn：0.1％以下から選んだ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４～７のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
  9. 　前記鋼板が、さらに質量％で、Ni：0.5％以下およびCr：0.5％以下から選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項４～８のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
  10. 　前記鋼板が、さらに質量％で、Ｏ，Se，Te，Po，As，Bi，Ge，Pb，Ga，In，Tl，Zn，Cd，Hg，Ag，Au，Pd，Pt，Co，Rh，Ir，Ru，Os，Tc，Re，Ta，BeおよびSrのうちから選んだ１種または２種以上を合計で2.0％以下含有することを特徴とする請求項４～９のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
  11. 　前記鋼板が、その表面にめっき層をそなえることを特徴とする請求項１～１０のいずれかに記載の温間プレス成形方法。
  12. 　請求項１～１１のいずれかに記載の温間プレス成形方法により製造されたことを特徴とする自動車骨格部品。
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