WO2013133164A1 - プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 - Google Patents

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WO2013133164A1
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村上　俊夫
英雄 畠
純也 内藤
圭介 沖田
池田　周之
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a press-formed product used when manufacturing a structural part of an automobile and a method for manufacturing such a press-formed product, and particularly when a preheated steel plate (blank) is formed into a predetermined shape.
  • the present invention relates to a press-molded product manufactured by applying to a press-molding method in which heat treatment is performed simultaneously with shape formation to obtain a predetermined strength, and a useful method for manufacturing such a press-molded product.
  • the steel sheet is heated to a predetermined temperature (for example, the temperature at which it becomes an austenite phase) to lower the strength, and then formed with a mold having a temperature lower than that of the steel sheet (for example, room temperature).
  • a hot press molding method is employed in the production of parts that performs quenching heat treatment (quenching) using the temperature difference between the two to ensure the strength after molding.
  • a hot press forming method is called by various names such as a hot forming method, a hot stamping method, a hot stamp method, and a die quench method in addition to the hot press method.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing a mold configuration for carrying out hot press molding as described above, in which 1 is a punch, 2 is a die, 3 is a blank holder, 4 is a steel plate (blank), BHF is a crease pressing force, rp is a punch shoulder radius, rd is a die shoulder radius, and CL is a punch / die clearance.
  • the punch 1 and the die 2 have passages 1a and 2a through which a cooling medium (for example, water) can pass, and the cooling medium is allowed to pass through the passages.
  • a cooling medium for example, water
  • the steel plate (blank) 4 is formed in a softened state by heating to a single-phase region temperature equal to or higher than the Ac3 transformation point.
  • the steel plate 4 in a high temperature state is sandwiched between the die 2 and the blank holder 3, and the steel plate 4 is pushed into the hole of the die 2 by the punch 1 to correspond to the outer shape of the punch 1 while reducing the outer diameter of the steel plate 4. Mold into shape. Further, by cooling the punch 1 and the die 2 in parallel with the forming, heat is removed from the steel plate 4 to the mold (punch 1 and die 2), and the bottom dead center of the forming (the punch tip is located at the deepest part).
  • the material is quenched by further holding and cooling in the state shown in FIG.
  • a steel sheet for hot pressing that is widely used at present, a steel sheet made of 22MnB5 steel is known.
  • This steel sheet has a tensile strength of 1500 MPa and an elongation of about 6 to 8%, and is applied to an impact resistant member (a member that is not deformed as much as possible and does not break).
  • an impact resistant member a member that is not deformed as much as possible and does not break.
  • Patent Documents 1 to 4 As hot-press steel sheets exhibiting good elongation, techniques such as Patent Documents 1 to 4 have been proposed. In these technologies, the basic strength class of each steel sheet is adjusted by setting the carbon content in the steel sheet to various ranges, and ferrite with high deformability is introduced, and the average of ferrite and martensite Elongation is improved by reducing the particle size. These techniques are effective for improving the elongation, but are still insufficient from the viewpoint of improving the elongation according to the strength of the steel sheet. For example, the tensile strength TS is 1470 MPa or more and the elongation EL is about 10.2% at the maximum, and further improvement is required.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to exhibit a method useful for obtaining a press-formed product that can achieve a high balance between high strength and elongation, and to exhibit the above characteristics. It is to provide a press-formed product.
  • the manufacturing method of the hot press-formed product of the present invention that has achieved the above object C: 0.15 to 0.5% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition) Si: 0.2-3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.05% or less (excluding 0%), Al: 0.01 to 1%, B: 0.0002 to 0.01%, Ti: 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less [where [N] indicates the content (% by mass) of N], and N: 0.001 ⁇ 0.01%, Each of which contains iron and inevitable impurities, Among the Ti-containing precipitates contained in the steel sheet, the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more, and the relationship between the precipitated Ti amount in the steel and the total Ti amount is expressed by the following formula (1): The steel sheet for hot pressing that satisfies the above conditions is heated to a temperature not lower than the Ac
  • the “equivalent circle diameter” means the diameter when converted to a circle of the same area when focusing on the size (area) of the Ti-containing precipitate (eg, TiC) (the “average equivalent circle diameter” is its average Value).
  • the steel sheet for hot pressing used in the production method of the present invention further includes at least one element selected from the group consisting of (a) V, Nb, and Zr as a further element, if necessary. (0% not included), (b) 1 or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo in total of 1% or less (not including 0%), (c) Mg, Ca and REM It is also useful to contain at least one selected from the group consisting of 0.01% or less (not including 0%), etc., depending on the type of element contained, The properties are further improved.
  • the metal structure is martensite: 80 to 97 area%, retained austenite: 3 to 20 area%, remaining structure: 5 area% or less, and in the retained austenite
  • the carbon amount is 0.50% or more, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a high level and uniform characteristic in the press-formed product.
  • the chemical component composition is strictly defined, the size of Ti-containing precipitates is controlled, and for Ti that does not form TiN, a steel plate with a controlled precipitation rate is used.
  • a steel plate with a controlled precipitation rate is used.
  • the inventors of the present invention when heating a steel plate to a predetermined temperature and then producing a press-formed product by hot press forming, show good ductility (elongation) while ensuring high strength after press forming. In order to realize a simple press-formed product, we examined it from various angles.
  • the present inventors have found that a press-molded product having a predetermined amount of retained austenite after molding and having a high inherent ductility (residual ductility) can be obtained, and the present invention has been completed.
  • C is an important element in securing retained austenite. At the time of heating at a single phase region temperature equal to or higher than the Ac3 transformation point, the austenite is concentrated to form retained austenite after quenching. Further, it is an important element in increasing the amount of martensite and controlling the strength of martensite. If the C content is less than 0.15%, a predetermined retained austenite amount cannot be secured, and good ductility cannot be obtained. Further, the strength of martensite is insufficient, and the strength of the molded product is lowered. On the other hand, when the C content becomes excessive and exceeds 0.5%, the strength becomes too high, and the ductility is lowered. A more preferable lower limit of the C content is 0.18% or more (more preferably 0.20% or more), and a more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • Si suppresses the formation of cementite by tempering martensite during cooling of mold quenching, thereby increasing the amount of solid solution carbon to form residual austenite. If the Si content is less than 0.2%, a predetermined retained austenite amount cannot be ensured, and good ductility cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is excessive and exceeds 3%, the solid solution strengthening amount becomes too large, and the ductility is greatly deteriorated.
  • the more preferable lower limit of the Si content is 1.15% or more (more preferably 1.20% or more), and the more preferable upper limit is 2.7% or less (more preferably 2.5% or less).
  • Mn is an element that stabilizes austenite and contributes to an increase in retained austenite. Moreover, it is an element effective in improving hardenability, suppressing the formation of ferrite, pearlite, and bainite during cooling after heating, and ensuring retained austenite. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.5% or more of Mn. Considering only the characteristics, it is preferable that the Mn content is large, but the alloy addition cost increases, so the content was made 3% or less. A more preferable lower limit of the Mn content is 0.7% or more (more preferably 1.0% or more), and a more preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained in the steel, but it deteriorates ductility, so it is preferable to reduce P as much as possible.
  • extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to produce 0%, so 0.05% or less (excluding 0%) was set.
  • the upper limit with preferable P content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element inevitably contained in steel, and deteriorates ductility. Therefore, S is preferably reduced as much as possible.
  • extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to produce 0%, so 0.05% or less (excluding 0%) was set.
  • the upper limit with preferable S content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • Al 0.01 to 1%
  • Al is useful as a deoxidizing element, and also fixes solid solution N present in steel as AlN, which is useful for improving ductility.
  • the Al content needs to be 0.01% or more.
  • the minimum with preferable Al content is 0.02% or more (more preferably 0.03% or more), and a preferable upper limit is 0.8% or less (more preferably 0.6% or less).
  • B is an element effective in suppressing ferrite transformation, pearlite transformation, and bainite transformation, suppressing formation of ferrite, pearlite, and bainite during cooling after heating, and ensuring retained austenite.
  • B needs to be contained in an amount of 0.0002% or more, but the effect is saturated even if it is contained in excess of 0.01%.
  • a more preferable lower limit of the B content is 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more), and a more preferable upper limit is 0.008% or less (more preferably 0.005% or less).
  • Ti 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less: [N] is N content (mass%)] Ti fixes N and allows B to be maintained in a solid solution state, thereby exhibiting an effect of improving hardenability. In order to exert such an effect, it is important to contain 0.01% or more than the stoichiometric ratio of Ti and N [3.4 times the N content].
  • the Ti-containing precipitates eg, TiN
  • the Ti-containing precipitates are finely dispersed and during cooling after heating in the austenite region
  • the growth in the longitudinal direction of martensite formed in a lath shape is inhibited, and a lath structure having a small aspect ratio is obtained.
  • the precipitates are made sufficiently large, a martensitic structure with a large aspect ratio is obtained, and stable retained austenite can be obtained even if the amount of C in the retained austenite is equal, and the characteristics (elongation) are improved.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 3.4 [N] + 0.02% or more (more preferably 3.4 [N] + 0.05% or more), and the preferable upper limit is 3.4 [N] + 0.09%. Or less (more preferably 3.4 [N] + 0.08% or less).
  • N is preferably reduced as much as possible in order to reduce the hardenability improvement effect by fixing B as BN.
  • 0.001% is set as the lower limit. did.
  • the upper limit was made 0.01%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.008% or less (more preferably 0.006% or less).
  • the basic chemical components in the steel sheet for hot pressing used in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities other than P and S (for example, O, H, etc.). Further, in the steel sheet for hot pressing of the present invention, if necessary, (a) one or more selected from the group consisting of V, Nb and Zr is 0.1% or less in total (not including 0%), (B) 1 or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo in total 1% or less (not including 0%), (c) 1 selected from the group consisting of Mg, Ca and REM It is also useful to contain a total of 0.01% or less (excluding 0%), etc. of the seeds or more, and the characteristics of the steel sheet for hot pressing are further improved depending on the type of element contained. . The preferable range when these elements are contained and the reason for limiting the range are as follows.
  • V, Nb, and Zr have the effect of forming fine carbides and making the structure fine by the pinning effect. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.001% or more in total. However, when the content of these elements is excessive, coarse carbides are formed, and the ductility is deteriorated by becoming the starting point of fracture. For these reasons, the total content of these elements is preferably 0.1% or less. The more preferable lower limit of the content of these elements is 0.005% or more (more preferably 0.008% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06%) in total. The following).
  • the more preferable lower limit of the content of these elements is 0.05% or more (more preferably 0.06% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.5% or less (more preferably 0.3% or less) in total. ).
  • a total of at least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM is 0.01% or less (excluding 0%)] Since these elements refine the inclusions, they effectively work to improve ductility. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.0001% or more in total. Considering only the characteristics, it is preferable that the content is large, but since the effect is saturated, the total content is preferably 0.01% or less. The more preferable lower limit of the content of these elements is 0.0002% or more (more preferably 0.0005% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.005% or less (more preferably 0.003% or less) in total. ).
  • the average equivalent circle diameter of the equivalent circle diameter of 30 nm or less is 3 nm or more
  • (B) precipitated Ti It is also important to satisfy the relationship [the relationship of the above formula (1)] of amount (mass%) ⁇ 3.4 [N] ⁇ 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]]. It is a necessary requirement.
  • the Ti-containing precipitates and the control of the formula (1) are intended to improve the elongation in the molded product, and are essentially necessary controls in the molded product, but these values before and after hot press molding. Therefore, it is necessary to control the change before forming (steel for hot pressing).
  • Excess Ti with respect to N in the steel plate before forming is finely dispersed in the steel plate before hot pressing, or most of it exists in a solid solution state. Will do. Then, in the martensitic transformation that occurs during the rapid cooling in the mold after the heating, the growth in the longitudinal direction of the martensite lath is inhibited, the growth in the width direction is promoted, and the aspect ratio becomes small.
  • the average equivalent circle diameter of the one with an equivalent circle diameter of 30 nm is 3 nm or more.
  • the equivalent circle diameter of the target Ti-containing precipitate is defined as 30 nm or less, except for TiN, which is coarsely formed in the melting stage and does not affect the structure change or properties thereafter. This is because it is necessary to control the Ti-containing precipitates.
  • the size of the Ti-containing precipitate (the average equivalent-circle diameter of the Ti-containing precipitate having an equivalent circle diameter of 30 nm or less) is preferably 5 nm or more, and more preferably 10 nm or more.
  • the Ti-containing precipitates that are the subject of the present invention include TiC and TiN as well as precipitates containing Ti such as TiVC, TiNbC, TiVCN, and TiNbCN.
  • the amount of Ti existing as a precipitate other than TiN is the remaining 0.5 subtracting Ti forming TiN out of the total Ti. It is necessary to make it at least twice (that is, 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] or more) [Requirement (B) above].
  • Precipitated Ti amount (mass%)-3.4 [N] is preferably 0.6 ⁇ [total Ti amount (mass%)-3.4 [N]] or more, more preferably 0.7 ⁇ [ The total Ti amount (% by mass) is ⁇ 3.4 [N]] or more.
  • a slab obtained by melting a steel material having the chemical composition as described above is heated at a temperature of 1100 ° C. or higher (preferably 1150 ° C. or higher).
  • Hot rolling is performed at 1300 ° C. or lower (preferably 1250 ° C. or lower), the finish rolling temperature is 850 ° C. or higher (preferably 900 ° C. or higher), 1000 ° C. or lower (preferably 950 ° C. or lower), and then 700 to 650 ° C.
  • winding may be performed at an intermediate air cooling temperature or lower and 600 ° C. or higher (preferably 650 ° C. or higher).
  • the ferrite transformation is performed at a high temperature to coarsen the Ti-containing precipitate such as TiC formed during the ferrite transformation. Further, by increasing the winding temperature, the formed Ti-containing precipitate such as TiC is grown and coarsened.
  • a slab obtained by melting a steel material having the chemical composition as described above is heated at a temperature of 1100 ° C. or higher (preferably 1150 ° C. or higher).
  • Hot rolling is performed at 1300 ° C. or lower (preferably 1250 ° C. or lower), the finish rolling temperature is 750 ° C. or higher (preferably 770 ° C. or higher), 850 ° C. or lower (preferably 830 ° C. or lower), and then 750 to 700 ° C.
  • This method ends rolling in a temperature range where dislocations introduced by hot rolling remain in austenite, and immediately after that, gradually cools to form Ti-containing precipitates such as TiC on the dislocations. Is.
  • the manufacturing method of the steel sheet for hot pressing is not limited to the above-described methods.
  • a method of coarsening precipitates in a temperature range below the reverse transformation point of a steel sheet in which fine precipitates exist is also included. Can be adopted.
  • the steel sheet for hot pressing having the above chemical composition and Ti precipitation state may be used for the production of hot pressing as it is, and the reduction ratio after pickling: 10 to 80% (preferably 20 to 70%) ) May be used for manufacturing a hot press after cold rolling. Moreover, you may heat-process in the temperature range (for example, 1000 degrees C or less) in which the Ti containing precipitates do not completely dissolve in the hot-pressed steel sheet or its cold rolled material. Moreover, the steel plate for hot pressing according to the present invention may be plated on the surface (base steel plate surface) containing one or more of Al, Zn, Mg, and Si.
  • press molding is started and held at the bottom dead center and not lower than 20 ° C./second in the mold.
  • a temperature lower than the martensite transformation start temperature Ms By cooling to a temperature lower than the martensite transformation start temperature Ms while ensuring an average cooling rate of the above, it is a press-molded product having a single characteristic and has an optimum structure (martensite having a predetermined strength and high ductility). (Organized organization)
  • the reasons for defining the requirements in this molding method are as follows.
  • the heating temperature of the steel sheet is lower than the Ac3 transformation point, sufficient austenite cannot be obtained during heating, and a predetermined amount of martensite cannot be secured in the final structure (structure of the molded product).
  • the heating temperature is preferably A c3 transformation point + 20 ° C. or higher (more preferably, Ac 3 transformation point + 30 ° C. or higher), and 930 ° C. or lower.
  • the average cooling rate at this time is set to 20 ° C./second or more, and the cooling end temperature (rapid cooling end temperature) needs to be lower than the martensite transformation start temperature Ms.
  • the average cooling rate is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the quenching end temperature By setting the quenching end temperature to a temperature lower than the martensite transformation start temperature Ms or less, the formation of ferrite, pearlite, bainite, and other structures is prevented, and the austenite existing during heating is martensitic transformed to reduce the amount of martensite. While securing the fine austenite between the martensite laths, a predetermined amount of retained austenite is secured.
  • the quenching end temperature is equal to or higher than the martensite transformation start temperature Ms or the average cooling rate is less than 20 ° C./second, a structure such as ferrite, pearlite, and bainite is formed, and a predetermined amount of retained austenite cannot be secured.
  • the elongation (ductility) in the molded product is deteriorated.
  • control of the average cooling rate is basically unnecessary, but for example, cooling to room temperature at an average cooling rate of 1 ° C / second or more and 100 ° C / second or less. May be.
  • Control of the average cooling rate during molding and after molding is completed by controlling (a) the temperature of the molding die (cooling medium shown in FIG. 1) and (b) controlling the thermal conductivity of the die. It can be achieved by such means.
  • the metal structure is martensite: 80 to 97 area%, retained austenite: 3 to 20 area%, remaining structure: 5 area% or less, and the amount of carbon in the retained austenite is It becomes 0.50% or more, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in the molded product.
  • the reasons for setting the ranges of the requirements (basic structure and carbon content in retained austenite) in such a press-formed product are as follows.
  • the area fraction of martensite needs to be 80 area% or more. However, when this fraction exceeds 97 area%, the fraction of retained austenite becomes insufficient and ductility (residual ductility) decreases.
  • a preferred lower limit of the martensite fraction is 83 area% or more (more preferably 85 area% or more), and a preferred upper limit is 95 area% or less (more preferably 93 area% or less).
  • Residual austenite has the effect of increasing the work hardening rate (transformation-induced plasticity) and improving the ductility of the molded product by transforming into martensite during plastic deformation.
  • the retained austenite fraction needs to be 3 area% or more.
  • the higher the retained austenite fraction the better.
  • the retained austenite that can be secured is limited, and the upper limit is about 20 area%.
  • the preferable lower limit of retained austenite is 5 area% or more (more preferably 7 area% or more).
  • ferrite, pearlite, bainite, and the like can be included as the remaining structure.
  • these structures have a lower contribution to strength and contribution to ductility than other structures, and it is preferable that the structure is basically not contained ( It may be 0 area%). However, up to 5 area% is acceptable.
  • the remaining structure is more preferably 4 area% or less, and still more preferably 3 area% or less.
  • the amount of carbon in retained austenite affects the timing at which retained austenite undergoes work-induced transformation to martensite during deformation in tensile tests, etc., and transformation-induced plasticity (TRIP) is caused by processing-induced transformation in the higher strain region as the carbon content increases. Increase the effect.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • carbon is expelled from the formed bainitic ferrite to the surrounding austenite.
  • the Ti carbide or carbonitride dispersed in the steel is coarsely dispersed, the growth in the longitudinal direction of the bainitic ferrite proceeds without being inhibited, so the width is narrow and long. Bainitic ferrite with a large aspect ratio.
  • the carbon content in the retained austenite in the steel is specified to be 0.50% or more.
  • the carbon content in the retained austenite can be concentrated to about 0.70%, but the limit is about 1.0%.
  • the press molding conditions heat treating temperature and cooling rate
  • properties such as strength and elongation of the molded product
  • high ductility residual ductility
  • a press-molded product can be obtained, it can be applied to parts that have been difficult to apply with conventional press-molded products (for example, energy absorbing members), which is extremely useful for expanding the application range of hot-pressed products. .
  • a c3 transformation point (°C) 910-203 ⁇ [C ] 1/2 + 44.7 ⁇ [Si] -30 ⁇ [Mn] + 700 ⁇ [P] + 400 ⁇ [Al] + 400 ⁇ [Ti] + 104 ⁇ [V ] -11 ⁇ [Cr] + 31.5 ⁇ [Mo] ⁇ 20 ⁇ [Cu] ⁇ 15.2 ⁇ [Ni] (2)
  • Ms point (° C.) 550 ⁇ 361 ⁇ [C] ⁇ 39 ⁇ [Mn] ⁇ 10 ⁇ [Cu] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 5 ⁇ [Mo] + 30 ⁇ [Al] ( 3)
  • [C], [Si], [Mn], [P], [Al], [Ti], [V], [Cr], [Mo], [Cu] and [Ni] are C, The contents (mass%) of Si, Mn, P, Al, Ti, V, Cr, Mo, Cu and Ni
  • Treatment (1) After cold-rolling a hot-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm), simulating continuous annealing with a heat treatment simulator, heating to 800 ° C., holding for 90 seconds, and average cooling at 20 ° C./second Cooled to 500 ° C. at a rate and held for 300 seconds.
  • the obtained steel sheet was analyzed for the precipitation state of Ti (the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N], the average equivalent circle diameter of the Ti-containing precipitate) in the following manner.
  • the results are shown in Table 3 below together with a calculated value of 0.5 ⁇ [total Ti amount-3.4 [N]] [displayed as 0.5 ⁇ (total Ti amount-3.4 [N])].
  • the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] was subjected to extraction residue analysis using a mesh having a mesh diameter of 0.1 ⁇ m (in the extraction process, The amount of precipitated Ti aggregated (mass%)-3.4 [N] (denoted as amount of precipitated Ti-3.4 [N] in Table 3) was determined. When the Ti-containing precipitate partially contains V or Nb, the content of these precipitates was also measured.
  • the obtained molded product was measured for tensile strength (TS), elongation (total elongation EL), observation of metal structure (fraction of each structure), and carbon content in retained austenite by the following methods.
  • Steel No. The samples 3, 6, 7, 11 to 13, 16, and 20 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, Steel No. No. 3 uses a steel sheet having a low Si content, and the retained austenite fraction in the molded product is not ensured and elongation is not achieved. Steel No. No. 6 has a shorter cooling time at 750 to 700 ° C. at the time of manufacturing the steel plate, the steel plate does not satisfy the relationship of the formula (1), and carbon in the retained austenite in the formed product. The content is decreased, and the elongation of the molded product is deteriorated (the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is also decreased). Steel No.
  • No. 7 has a high finish rolling temperature at the time of steel plate production, the steel plate does not satisfy the relationship of the formula (1), and the carbon content in the retained austenite in the molded product is reduced, so that the elongation of the molded product is increased. Deteriorated (strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is also decreased).
  • Steel No. No. 16 uses a steel sheet with excessive C content, and the strength of the molded product is increased, and only a low elongation EL is obtained.
  • Steel No. No. 20 uses a steel sheet with an excessive Ti content, and the Ti-containing precipitates cannot be dissolved in the heating stage during hot rolling, and almost all of them are present as precipitates of 30 nm or more, and are dissolved as TiC. Since Ti is decreased and becomes a starting point of fracture at the time of deformation, the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) has a low value.
  • the present invention is suitable for manufacturing a press-formed product used when manufacturing a structural part of an automobile.

Abstract

　本発明方法は、所定の化学成分組成を有し、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍのものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却する。　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］ …（１） （（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）

Description

プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
　本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられるプレス成形品、およびこのようなプレス成形品の製造方法に関し、特に予め加熱された鋼板（ブランク）を所定の形状に成形加工する際に、形状付与と同時に熱処理を施して所定の強度を得るプレス成形法に適用して製造されるプレス成形品、およびそのようなプレス成形品を製造するための有用な方法に関するものである。
　地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。その一方で、鋼板を高強度化すると、プレス成形時の形状精度が低下することになる。
　こうしたことから、鋼板を所定の温度（例えば、オーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた後、鋼板に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、形状の付与と同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の強度を確保する熱間プレス成形法が部品製造に採用されている。尚、このような熱間プレス成形法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。
　 図１は、上記のような熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図であり、図中１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。
　こうした金型を用いて熱間プレス成形（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、鋼板（ブランク）４を、Ａｃ３変態点以上の単相域温度に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内に鋼板４を押し込み、鋼板４の外径を縮めつつパンチ１の外形に対応した形状に成形する。また、成形と並行してパンチ１およびダイ２を冷却することによって、鋼板４から金型（パンチ１およびダイ２）への抜熱を行なうと共に、成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）で更に保持冷却することによって素材の焼入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。
　現在広く使用されている熱間プレス用鋼板としては、２２ＭｎＢ５鋼を素材とするものが知られている。この鋼板は、引張強度が１５００ＭＰａで伸びが６～８％程度であり、耐衝撃部材（衝突時に極力変形させず、破断しない部材）に適用されている。しかしながら、エネルギー吸収部材のように変形を要する部品には、伸び（延性）が低いために適用が困難である。
　良好な伸びを発揮する熱間プレス用鋼板として、例えば特許文献１～４のような技術も提案されている。これらの技術では、鋼板中の炭素含有量を様々な範囲に設定することによって、夫々の鋼板の基本的な強度クラスを調整すると共に、変形能の高いフェライトを導入し、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径を小さくすることによって、伸びの向上を図っている。これらの技術は、伸びの向上には有効であるものの、鋼板の強度に応じた伸び向上の観点からすれば、依然として不十分である。例えば、引張強さＴＳが１４７０ＭＰａ以上のもので伸びＥＬが最大で１０．２％程度であり、更なる改善が求められている。
日本国特開２０１０－６５２９２号公報 日本国特開２０１０－６５２９３号公報 日本国特開２０１０－６５２９４号公報 日本国特開２０１０－６５２９５号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得る上で有用な方法、および上記特性を発揮するようなプレス成形品を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の熱間プレス成形品の製造方法とは、
　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、 
　Ｓｉ：０．２～３％、 
　Ｍｎ：０．５～３％、 
　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、 
　Ａｌ：０．０１～１％、 
　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、 
　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
　Ｎ　：０．００１～０．０１％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却することを特徴とする。尚、「円相当直径」とは、Ｔｉ含有析出物（例えばＴｉＣ）の大きさ（面積）に着目したときに、同一面積の円に換算したときの直径（「平均円相当直径」はその平均値）である。
　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］ …（１） 
　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す） 
　本発明の製造方法で用いる熱間プレス用鋼板は、必要に応じて更に他の元素として、（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される元素の種類に応じて、プレス成形品の特性が更に改善される。
　この製造方法によって得られたプレス成形品では、金属組織が、マルテンサイト：８０～９７面積％、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下であり、且つ前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上であるものとなり、プレス成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。
　本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさを制御し、またＴｉＮを形成しないＴｉについてはその析出率を制御した鋼板を用いているため、これを所定の条件で熱間プレスすることで、成形品の強度－伸びバランスを高レベルにできる。
熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。
　本発明者らは、鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形してプレス成形品を製造するに際して、プレス成形後において高強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すようなプレス成形品を実現すべく、様々な角度から検討した。
　その結果、熱間プレス用鋼板の化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさおよび析出Ｔｉ量の制御を図ったものとすると、該鋼板を所定条件で熱間プレス成形することで、成形後に所定量の残留オーステナイトを確保して、内在する延性（残存延性）を高くしたプレス成形品が得られることを見出し、本発明を完成した。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板では、化学成分組成を厳密に規定する必要があるが、各化学成分の範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：０．１５～０．５％］
　Ｃは、残留オーステナイトを確保する上で重要な元素である。Ａｃ３変態点以上の単相域温度の加熱時に、オーステナイトに濃化することで、焼入れ後に残留オーステナイトを形成させる。また、マルテンサイト量の増加や、マルテンサイトの強度を支配する上でも重要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満では、所定の残留オーステナイト量が確保できず、良好な延性が得られない。またマルテンサイトの強度が不足し、成形品の強度が低下する。一方、Ｃ含有量が過剰になって０．５％を超えると、強度が高くなり過ぎることになり、延性が低下する。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１８％以上（更に好ましくは０．２０％以上）であり、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。
［Ｓｉ：０．２～３％］
　Ｓｉは、金型焼入れの冷却中にマルテンサイトが焼戻しされてセメンタイトが形成されるのを抑制することで、固溶状態の炭素を増大させて残留オーステナイトを形成させる効果を発揮する。Ｓｉ含有量が０．２％未満では、所定の残留オーステナイト量が確保できず、良好な延性が得られない。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、固溶強化量が大きくなり過ぎ、延性が大幅に劣化することになる。Ｓｉ含有量のより好ましい下限は１．１５％以上（更に好ましくは１．２０％以上）であり、より好ましい上限は２．７％以下（更に好ましくは２．５％以下）である。 
［Ｍｎ：０．５～３％］ 
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの増加に寄与する。また、焼入れ性を高め、加熱後の冷却中にフェライト、パーライト、ベイナイトの形成を抑制し、残留オーステナイトを確保する上でも有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。特性だけを考慮した場合は、Ｍｎ含有量は多い方が好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、３％以下とした。Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．７％以上（更に好ましくは１．０％以上）であり、より好ましい上限は２．５％以下（更に好ましくは２．０％以下）である。
［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが延性を劣化させるので、Ｐは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］ 
　ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、延性を劣化させるので、Ｓは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
［Ａｌ：０．０１～１％］
　Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、延性の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって１％を超えると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、延性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上（より好ましくは０．０３％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。 
［Ｂ：０．０００２～０．０１％］
　Ｂは、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制し、加熱後の冷却中にフェライト、パーライト、ベイナイトの形成を抑制し、残留オーステナイトを確保する上でも有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要があるが、０．０１％を超えて過剰に含有させても効果が飽和する。Ｂ含有量のより好ましい下限は０．０００３％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は０．００８％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。
［Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下：［Ｎ］はＮの含有量（質量％）］
　Ｔｉは、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持させることで焼入れ性の改善効果を発現させる。こうした効果を発揮させるためには、ＴｉとＮの化学量論比［Ｎの含有量の３．４倍］よりも０．０１％以上多く含有させることが重要である。但し、Ｔｉ含有量が過剰になって３．４［Ｎ］＋０．１％よりも多くなると、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）は微細分散し、オーステナイト領域に加熱後の冷却中にラス状に形成されるマルテンサイトの長手方向への成長を阻害し、アスペクト比が小さなラス組織になる。逆に、析出物を十分に大きくすれば、アスペクト比の大きなマルテンサイト組織になり、残留オーステナイト中のＣ量が同等でも安定な残留オーステナイトが得られ、特性（伸び）が向上することになる。Ｔｉ含有量の好ましい下限は３．４［Ｎ］＋０．０２％以上（より好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０５％以上）であり、好ましい上限は３．４［Ｎ］＋０．０９％以下（より好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０８％以下）である。
［Ｎ：０．００１～０．０１％］ 
　Ｎは、ＢをＢＮとして固定することで、焼入れ性改善効果を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、実プロセスの中で低減するには限界があるため、０．００１％を下限とした。また、Ｎ含有量が過剰になると、歪み時効により延性が劣化したり、ＢＮとして析出し、固溶Ｂによる焼入れ性改善効果を低下させるため、上限を０．０１％とした。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００６％以下）である。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は鉄、およびＰ，Ｓ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）である。また本発明の熱間プレス用鋼板には、必要によって更に、（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される元素の種類に応じて、熱間プレス用鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有するときの好ましい範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）］
　Ｖ，ＮｂおよびＺｒは、微細な炭化物を形成し、ピン止め効果により組織を微細にする効果がある。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物が形成され、破壊の起点になることで逆に延性を劣化させる。こうしたことから、これらの元素は合計で０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素の含有量のより好ましい下限は合計で０．００５％以上（更に好ましくは０．００８％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％以下）である。
［Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない）］
　Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、フェライト変態およびパーライト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、合計で１％以下とすることが好ましい。また、オーステナイトの強度を大幅に高める作用を有するため、熱間圧延の負荷が大きくなり、鋼板の製造が困難になるため、製造性の観点からも１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０５％以上（更に好ましくは０．０６％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．５％以下（更に好ましくは０．３％以下）である。
［Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）］
　これらの元素は、介在物を微細化するため、延性向上に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０００１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、効果が飽和することから、合計で０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０００２％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．００５％以下（更に好ましくは０．００３％以下）である。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板では、（Ａ）鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であること、（Ｂ）析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］の関係［前記（１）式の関係］を満足することも重要な要件である。
　Ｔｉ含有析出物や（１）式の制御は、成形品での伸びの向上を図るためのものであって、本来、成形品において必要な制御であるが、熱間プレス成形前後でこれらの値の変化は小さく、よって成形前（熱間プレス用鋼板）の段階で既に制御しておく必要がある。成形前の鋼板中でＮに対して過剰なＴｉが熱間プレス前の鋼板中において、微細に分散、若しくは大半が固溶状態で存在すると、熱間プレスの加熱時において微細なまま多量に存在することになる。そうすると、加熱後に、金型内での急冷中に起こるマルテンサイト変態において、マルテンサイトラスの長手方向への成長が阻害され、幅方向への成長が促進されてアスペクト比が小さくなる。その結果、マルテンサイトラスから周囲の残留オーステナイトへの炭素吐き出しが遅れ、残留オーステナイト中の炭素量が低減し、残留オーステナイトの安定性が低下するため、伸びの向上効果が十分に得られなくなる。
　こうした観点から、Ｔｉ含有析出物を粗大に分散させておく必要があり、そのためには鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍのものの平均円相当直径で３ｎｍ以上とする必要がある［上記（Ａ）の要件］。尚、ここで対象とするＴｉ含有析出物の円相当直径を３０ｎｍ以下と規定しているのは、溶製段階で粗大に形成されて、その後、組織変化や特性に影響を及ぼさないＴｉＮを除いたＴｉ含有析出物を制御する必要があるためである。Ｔｉ含有析出物の大きさ（円相当直径が３０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物の平均円相当直径）は、好ましくは５ｎｍ以上であり、より好ましくは１０ｎｍ以上である。尚、本発明で対象とするＴｉ含有析出物とは、ＴｉＣおよびＴｉＮの他、ＴｉＶＣ、ＴｉＮｂＣ、ＴｉＶＣＮ、ＴｉＮｂＣＮ等のＴｉを含有する析出物をも含む趣旨である。
　また、熱間プレス用鋼板においては、ＴｉのうちＮを析出固定するのに使用される以外のＴｉの大半を析出状態で存在させる必要がある。そのためには、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（即ち析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］）は、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りの０．５倍以上（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上）とする必要がある［上記（Ｂ）の要件］。析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］は、好ましくは０．６×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上であり、より好ましくは０．７×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以上である。
　上記のような鋼板（熱間プレス用鋼板）を製造するには、上記のような化学成分組成を有する鋼材を溶製した鋳片を、加熱温度：１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１３００℃以下（好ましくは１２５０℃以下）とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上（好ましくは９００℃以上）、１０００℃以下（好ましくは９５０℃以下）として熱間圧延を行い、その後７００～６５０℃の温度範囲（中間空冷温度）で１０秒以上滞在させたのち、中間空冷温度以下、６００℃以上（好ましくは６５０℃以上）で巻取るようにすれば良い。この方法は、高温でフェライト変態させることで、フェライト変態中に形成されるＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を粗大にするものである。また、巻取り温度を高温化することによって、形成されたＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を成長させて粗大化するものである。
　鋼板（熱間プレス用鋼板）を製造するための他の方法としては、上記のような化学成分組成を有する鋼材を溶製した鋳片を、加熱温度：１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１３００℃以下（好ましくは１２５０℃以下）とし、仕上げ圧延温度を７５０℃以上（好ましくは７７０℃以上）、８５０℃以下（好ましくは８３０℃以下）として熱間圧延を行い、その後７５０～７００℃の温度範囲（中間空冷温度）で１０秒以上滞在させたのち、中間空冷温度以下、２００℃以上（好ましくは２５０℃以上）で巻取るようにすれば良い。この方法は、オーステナイト中に熱間圧延により導入された転位が残存する温度域にて圧延を終了し、その直後に徐冷することにより転位上にＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を粗大に形成させるものである。
　熱間プレス用鋼板の製造方法は、上記した各方法に限らず、例えば熱間圧延後、微細に析出物が存在する鋼板を逆変態点以下の温度域で析出物を粗大化させる方法等も採用できる。
　上記のような化学成分組成およびＴｉ析出状態を有する熱間プレス用鋼板を、そのまま熱間プレスの製造に供しても良いし、酸洗後に圧下率：１０～８０％（好ましくは２０～７０％）で冷間圧延を施してから熱間プレスの製造に供してもよい。また、熱間プレス用鋼板またはその冷間圧延材を、Ｔｉ含有析出物が全量固溶しない温度範囲（例えば１０００℃以下）において熱処理を施しても良い。また、本発明の熱間プレス用鋼板には、その表面（素地鋼板表面）に、Ａｌ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｉのうちの１種以上を含むメッキを施しても良い。
　上記のような熱間プレス用鋼板を用い、Ａｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却することによって、単一特性を有するプレス成形品で、所定の強度且つ高延性のものとして最適な組織（マルテンサイトを主体とする組織）に作り込むことができる。この成形法おける各要件を規定した理由は、下記の通りである。
　鋼板の加熱温度がＡｃ３変態点よりも低いと、加熱時に十分なオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量のマルテンサイトを確保できない。また、鋼板の加熱温度が９５０℃を超えると、加熱時にオーステナイトの粒径が大きくなり、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト終了温度Ｍｆが上昇し、焼入れ時に残留オーステナイトが確保できず、良好な成形性が達成されない。加熱温度は好ましくは、Ａｃ３変態点＋２０℃以上（より好ましくはＡｃ３変態点＋３０℃以上）であり、９３０℃以下である。
　上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト、パーライトおよびベイナイト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織（マルテンサイトを主体とする組織）とするためには、下死点で保持して金型内の平均冷却速度および冷却終了温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、このときの平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度（急冷終了温度）はマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度とする必要がある。平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。急冷終了温度をマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度以下とすることによって、フェライト、パーライトおよびベイナイト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをマルテンサイト変態させ、マルテンサイト量を確保しつつ、マルテンサイトのラスの間に微細なオーステナイトを残留させて所定量の残留オーステナイトを確保する。
　上記急冷終了温度が、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上となったり、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライト、パーライトおよびベイナイト等の組織が形成されて、所定量の残留オーステナイトが確保できず、成形品における伸び（延性）が劣化する。
　マルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度になった段階で、平均冷却速度の制御は基本的に不要になるが、例えば１℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却してもよい。尚、成形中および成形終了後の平均冷却速度の制御は、（ａ）成形金型の温度を制御する（前記図１に示した冷却媒体）、（ｂ）金型の熱伝導率を制御する等の手段によって達成できる。
　この製造方法によって得られたプレス成形品では、金属組織が、マルテンサイト：８０～９７面積％、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下で、残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上のものとなり、成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。こうしたプレス成形品における各要件（基本組織および残留オーステナイト中の炭素量）の範囲設定理由は次の通りである。
　プレス成形品の主要組織を、高強度且つ延性に富むマルテンサイトにすることで、プレス成形品の高強度と高延性を両立させることができる。こうした観点から、マルテンサイトの面積分率は、８０面積％以上とする必要がある。しかしながら、この分率が９７面積％を超えると、残留オーステナイトの分率が不足し、延性（残存延性）が低下する。マルテンサイト分率の好ましい下限は８３面積％以上（より好ましくは８５面積％以上）であり、好ましい上限は９５面積％以下（より好ましくは９３面積％以下）である。
　残留オーステナイトは、塑性変形中にマルテンサイトに変態することで、加工硬化率を上昇させ（変態誘起塑性）、成形品の延性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、残留オーステナイト分率を３面積％以上とする必要がある。延性に対しては、残留オーステナイト分率が多ければ多いほど良好になる。自動車用鋼板に用いられる組成では、確保できる残留オーステナイトは限られており、２０面積％程度が上限となる。残留オーステナイトの好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは７面積％以上）である。
　上記組織の他は、フェライト、パーライトおよびベイナイト等を残部組織として含み得るが、これらの組織は強度に対する寄与や、延性に対する寄与が他の組織に比べて低く、基本的に含有しないことが好ましい（０面積％でも良い）。但し、５面積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは４面積％以下であり、更に好ましくは３面積％以下である。
　残留オーステナイト中の炭素量は、引張試験等の変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに加工誘起変態するタイミングに影響し、炭素量が多いほど高歪域で加工誘起変態することで変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果を大きくする。本発明のプロセスの場合、冷却中に、形成されたベイニティックフェライトから周囲のオーステナイトに炭素が吐き出される。その際に、鋼中に分散しているＴｉ炭化物若しくは炭窒化物が、粗大に分散していると、ベイニティックフェライトの長手方向への成長が阻害されずに進行するため、幅が狭く長いアスペクト比の大きなベイニティックフェライトとなる。その結果、ベイニティックフェライトから幅方向に炭素が吐き出されやすくなり、残留オーステナイト中の炭素量が増加し、延性が向上する。こうした観点から、本発明のプレス成形品では、鋼中の残留オーステナイト中の炭素量は０．５０％以上と規定した。尚、残留オーステナイト中の炭素量は０．７０％程度まで濃化させることはできるが、１．０％程度が限界である。
　本発明の方法によれば、プレス成形条件（加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、成形品の強度や伸び等の特性を制御することができ、しかも高延性（残存延性）のプレス成形品が得られるので、これまでのプレス成形品では適用しにくかった部位（例えば、エネルギー吸収部材）にも適用が可能となり、熱間プレス成形品の適用範囲を拡げる上で極めて有用である。
　以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　下記表１に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．１～３０）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行って鋼板とし、その後に冷却して巻取りを模擬した処理を施した（板厚：３．０ｍｍ）。巻取り模擬処理方法は、巻取り温度まで冷却後、巻取り温度に加熱した炉に試料を入れ、３０分保持した後炉冷した。このときの鋼板製造条件を下記表２に示す。尚、表１中のＡｃ３変態点およびＭｓ点は、下記の（２）式、（３）式を用いて求めたものである（例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善，（１９８５）参照）。また、表２の備考欄に示した処理（１）、（２）は、下記に示す各処理（圧延、冷却、合金化）を行ったものである。
　Ａｃ３変態点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］ …（２）
　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ …（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｐ］，［Ａｌ］，［Ｔｉ］，［Ｖ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。また、上記（２）式、（３）式の各項に示された元素が含まれない場合は、その項がないものとして計算する。
　処理（１）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続焼鈍を模擬し、８００℃に加熱した後９０秒保持し、２０℃／秒の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、３００秒保持した。
　処理（２）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続溶融亜鉛めっきラインを模擬するため８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持後、めっき浴への浸漬－合金化処理を模擬するために更に５００℃×１０秒保持後、２０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板につき、Ｔｉの析出状態の分析（析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］、Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径）を下記要領で行った。その結果を、０．５×［全Ｔｉ量－３．４［Ｎ］］の計算値［０．５×（全Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）と表示］と共に下記表３に示す。
［鋼板のＴｉの析出状態の分析］
　抽出レプリカサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＴｉ含有析出物の透過型電子顕微鏡像（倍率：１０万倍）を撮影した。このとき、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）により析出物の組成分析をすることによって、Ｔｉ含有析出物を特定した。少なくとも１００個以上のＴｉ含有析出物の面積を画像解析により測定し、円相当直径が３０ｎｍ以下のものを抽出し、その平均値を析出物サイズとした。尚、表中には「Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径」として示す。また、析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］（析出物として存在するＴｉ量）は、メッシュ径：０．１μｍのメッシュを用いて抽出残渣分析を行い（抽出処理の際に、析出物が凝集して微細な析出物も測定できる）、析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］（表３では析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］と表示）を求めた。尚、Ｔｉ含有析出物がＶやＮｂを一部含有している場合は、これらの析出物の含有量についても
測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記各鋼板（１．６ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について（上記処理（１）、（２）以外のものについては熱間圧延によって厚さを１．６ｍｍに調整）、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。プレス成形条件（プレス成形時の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表４に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた成形品につき、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）、および残留オーステナイト中の炭素量を下記の方法で測定した。 
［引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）の測定］ 
　ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。このとき、引張試験の歪速度：１０ｍｍ／秒とした。本発明では、引張強度（ＴＳ）が１２００ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１３％以上、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１１％以上、または引張強度（ＴＳ）が１８００ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１０％以上のいずれかを満足し、且つ強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した。
［金属組織の観察（各組織の分率）］
　（１）成形品中の、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、フェライトの組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、フェライトを区別し、夫々の分率（面積率）を求めた。 
　（２）成形品中の残留オーステナイト分率、残留オーステナイト中の炭素量は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法によって測定した（例えば、ＩＳＪＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。 
　金属組織の観察結果（各組織の分率、残留オーステナイト中の炭素量）を、下記表５に示す。また、成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬおよびＴＳ×ＥＬ）を下記表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．１、２、４、５、８～１０、１４、１５、１７～１９、２１～３０のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、強度－延性バランスが良好な成形品が得られていることが分かる。
　これに対し、鋼Ｎｏ．３、６、７、１１～１３、１６、２０のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、鋼Ｎｏ．３のものは、Ｓｉ含有量が少ない鋼板を用いたものであり、成形品中の残留オーステナイト分率が確保されず、伸びがでないものとなっている。鋼Ｎｏ．６のものは、鋼板製造時の７５０～７００℃での冷却時間が短くなっており、鋼板が（１）式の関係を満足しないものとなっており、また成形品での残留オーステナイト中の炭素含有量が少なくなって、成形品の伸びが劣化している（強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も低下している）。鋼Ｎｏ．７のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度が高く、鋼板が（１）式の関係を満足せず、また成形品での残留オーステナイト中の炭素含有量が少なくなって、成形品の伸びが劣化している（強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も低下している）。
　鋼Ｎｏ．１１のものは、成形時の加熱温度が低いため、ベイナイトやフェライトが生成してマルテンサイトの生成が少なくなり、強度が低くなり過ぎている。鋼Ｎｏ．１２のものは、金型内での平均冷却速度が遅くなっており、マルテンサイトの面積率が確保できず、強度が低いものとなっている。鋼Ｎｏ．１３のものは、プレス成形時の急速冷却終了温度が高くなっており、マルテンサイトの面積率が確保できず、強度が低いものとなっている。
　鋼Ｎｏ．１６のものは、Ｃ含有量が過剰な鋼板を用いたものであり、成形品の強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない。鋼Ｎｏ．２０のものは、Ｔｉ含有量が過剰の鋼板を用いたものであり、熱延時の加熱段階でＴｉ含有析出物を溶解できず、ほぼすべてが３０ｎｍ以上の析出物として存在し、ＴｉＣとして固溶Ｔｉを減少させると共に、変形時の破壊の起点になるため、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が低い値となっている。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１２年３月９日出願の日本特許出願（特願２０１２－０５３８４９）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられるプレス成形品の製造に好適である。
１　パンチ
２　ダイ
３　ブランクホルダー
４　鋼板（ブランク）

Claims (3)

  1. 　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、 
    　Ｓｉ：０．２～３％、 
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、 
    　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、 
    　Ａｌ：０．０１～１％、 
    　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、 
    　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
    　Ｎ　：０．００１～０．０１％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、 
    　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、下死点で保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
    　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］≧０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］ …（１） 
    　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
  2. 　前記熱間プレス用鋼板は、更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有するものである請求項１に記載のプレス成形品の製造方法。
    （ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
    （ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
  3. 　請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼板のプレス成形品であって、前記成形品は、金属組織が、マルテンサイト：８０～９７面積％、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下であり、且つ前記残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上であることを特徴とするプレス成形品。
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