WO2013133165A1 - 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 - Google Patents

熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 Download PDF

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村上　俊夫
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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    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article

Definitions

  • the present invention is used when manufacturing a structural part of an automobile, and is a hot-press steel sheet suitable for hot press forming, a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate, and a press-formed product.
  • a hot-press steel sheet suitable for hot press forming
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • a press-formed product obtained from such a hot-press steel plate
  • 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 subjected to a two-phase region temperature (A c1 transformation point to A c3 transformation point) or an A c3 transformation. Molding is started in a state of being softened by heating to a single-phase temperature above the point. That is, 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.
  • 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 part where deformation should be prevented is high strength (high strength side: impact resistant part side), and the part requiring energy absorption is low strength and high ductility (low strength side: energy absorbing part side).
  • High strength side impact resistant part side
  • low strength side energy absorbing part side
  • Technology has been proposed. For example, in medium-sized and larger passenger cars, in consideration of compatibility at the time of side collision or rear collision (function to protect the other party when a small car collides), there is impact resistance in the parts of the B pillar and rear side member. In some cases, it has both functional parts of energy absorption.
  • a tensile strength of 1500 MPa is achieved on the high strength side (impact resistant site side), but the maximum tensile strength is 700 MPa and the elongation EL is about 17% on the low strength side (energy absorption site side).
  • the energy absorption site side In order to further improve the energy absorption characteristics, it is required to realize higher strength and higher ductility.
  • Non-Patent Document 1 Although it is necessary to join automobile parts mainly by spot welding, it is known that the strength reduction in the welding heat affected zone (HAZ) is remarkable and the strength of the welded joint is reduced (softened) (for example, Non-Patent Document 1).
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to provide a press-molded product that can achieve a high level of balance between high strength and elongation when uniform characteristics are required in the molded product.
  • a region corresponding to an impact resistant site and an energy absorbing site is required in a single molded product, high strength and elongation balance can be achieved at a high level according to each region,
  • the steel sheet for hot pressing useful for obtaining a press-formed product having good softening prevention characteristics in HAZ, a press-formed product exhibiting the above characteristics, and useful for producing such a press-formed product. Is to provide a simple method.
  • the steel sheet for hot pressing of the present invention that was able to achieve 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] + 0.002% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less [where [N] indicates the content (% by mass) of N], and N: 0.0010 ⁇ 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 6 nm or less, and the relationship between the precipitated Ti amount in the steel and the total Ti amount in the following formula (1) And the metal structure is characterized in that the total fraction of bainite and martensite is 80 area% or more.
  • 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 hot-press forming steel sheet of the present invention if necessary, as another element, (a) one or more selected from the group consisting of V, Nb and Zr is 0.1% or less in total ( (B) 0% is not included), (b) one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo is 1% or less in total (not including 0%), (c) from Mg, Ca and REM It is also useful to contain one or more selected from the group consisting of 0.01% or less (excluding 0%), etc., and depending on the type of element contained, the properties of the press-formed product Is further improved.
  • the method for producing a press-formed product of the present invention that has achieved the above-mentioned object includes the above-described hot-press steel sheet of the present invention having an A c1 transformation point of + 20 ° C. or higher and an A c3 transformation point of ⁇ 20 ° C. or lower. After being heated to a temperature of 10 ° C., press forming of the steel sheet is started, the temperature is 100 ° C. lower than the bainite transformation start temperature Bs while maintaining the bottom dead center and ensuring an average cooling rate of 20 ° C./second or more in the mold. It is characterized by cooling to the following.
  • the microstructure of the pressed steel is as follows: retained austenite: 3 to 20 area%, annealed martensite and / or annealed bainite: 30 to 87 area%, as-quenched martensite: 10 to 67
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 10 nm or less
  • the precipitated Ti amount and the total Ti amount in the steel are as follows ( The relationship of the formula (1) is satisfied, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in the molded product.
  • the area ratio of annealed martensite and / or annealed bainite is the total area ratio of both structures when both structures are included, and the area ratio of the structure when either structure is formed. Means. Precipitated Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N] ⁇ 0.5 ⁇ [Total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] (1) (1) In formula, [N] shows content (mass%) of N in steel)
  • another method for producing a press-formed product of the present invention that has achieved the above object is to use a steel sheet for hot pressing as described above, and divide the heating area of the steel sheet into at least two areas. And heating the other region to a temperature not lower than A c3 transformation point and not higher than 950 ° C., and heating the other region to a temperature not lower than A c1 transformation point + 20 ° C. and not higher than A c3 transformation point ⁇ 20 ° C. Press molding is started on the region, and the region is held at the bottom dead center in any region and cooled to a temperature not higher than the martensite transformation start temperature Ms while ensuring an average cooling rate of 20 ° C./second or more in the mold. It is characterized by that.
  • Another press-formed product of the present invention is a press-formed product of a steel plate having the above chemical composition, and the pressed steel has a microstructure of retained austenite: 3 area% or more, 20 area% or less, As-quenched martensite: 80% by area or more of the first region and the metal structure is retained austenite: 3-20 area%, annealed martensite and / or annealed bainite: 30-87 area%, as-quenched martensite Site: 10% to 67% of the second region, and among the Ti-containing precipitates contained in the steel of the second region, the average equivalent circle diameter of the one having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 10 nm.
  • the amount of precipitated Ti in the steel and the total amount of Ti satisfy the following relationship (1).
  • a balance between high strength and elongation can be achieved at a high level according to each region, and there are regions corresponding to impact-resistant sites and energy-absorbing sites in a single molded product.
  • the softening prevention property of the HAZ when spot welding is performed in the second region is good.
  • the chemical composition is strictly defined, the size of Ti-containing precipitates is controlled, the deposition rate is controlled for Ti that does not form TiN, and the tempered hard phase is controlled for the metal structure. Since the steel plate is used in which the ratio of the hard phase (martensite phase, martensite phase, etc.), the hardened phase (martensite phase), and the retained austenite phase is adjusted, this is hot-pressed under specified conditions. Strength-elongation balance can be made high. In addition, when hot pressing is performed under different conditions in a plurality of regions, an impact resistant part and an energy absorbing part can be formed in a single molded product, and a high strength and elongation balance can be achieved at each part at a high level. The anti-softening property of is improved.
  • 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 hot-press steel sheet that can provide a simple press-formed product, studies were made from various angles.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot pressing is strictly defined, the size of the Ti-containing precipitates and the amount of precipitated Ti are controlled, and the metal structure is made appropriate.
  • the present inventors have found that a press-formed product having a predetermined amount of retained austenite after press forming and having a high inherent ductility (residual ductility) can be obtained.
  • C is a region corresponding to an impact resistant site and an energy absorbing site in a single molded product in order to achieve a high balance between high strength and elongation when uniform characteristics are required in the molded product. Is an important element for securing retained austenite particularly in the low strength and high ductility regions. Moreover, at the time of heating by hot press molding, C concentrates to austenite, so that residual austenite can be formed after quenching. Furthermore, it contributes to an increase in the amount of martensite and raises the strength. In order to exert these effects, the C content needs to be 0.15% or more.
  • the target metal structure annealed martensite and / or in a low-strength and high-ductility site
  • the preferable lower limit of the C content is 0.17% or more (more preferably 0.20% or more), and the more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • Si exhibits the effect of forming retained austenite by suppressing martensite from tempering to form cementite and decomposition of untransformed austenite during cooling of mold quenching.
  • the Si content needs to be 0.2% or more.
  • the Si content is excessive and exceeds 3%, ferrite tends to be formed, making it difficult to make a single phase during heating, and the required fraction of bainite and martensite cannot be ensured in the hot-press steel sheet.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.5% or more (more preferably 1.0% or more), and the preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • Mn is an element effective in enhancing hardenability and suppressing the formation of structures (ferrite, pearlite, bainite, etc.) other than martensite and retained austenite during cooling of mold hardening. Further, it is an element that stabilizes austenite and contributes to an increase in the amount of 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. The minimum with preferable Mn content is 0.7% or more (more preferably 1.0% or more), and a 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 P 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 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 has an action of suppressing ferrite transformation, pearlite transformation, and bainite transformation on the high-strength portion side, so that during the cooling after heating to the two-phase region temperature (A c1 transformation point to A c3 transformation point), It is an element that prevents the formation of pearlite and bainite and contributes to securing 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 preferable lower limit of the B content is 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more), and a preferable upper limit is 0.008% or less (more preferably 0.005% or less).
  • Ti 3.4 [N] + 0.002% 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 0.002% or more than the stoichiometric ratio of Ti and N [3.4 times the content of N]. Further, Ti added excessively to N is present in a solid solution state in the hot stamping molded product, and the precipitated compound is dispersed finely, so that the solid solution is dissolved when the hot stamping molded product is welded.
  • Strength reduction in HAZ can be suppressed by effects such as precipitation strengthening due to the formation of Ti as TiC and an increase delay of dislocation density due to the effect of preventing dislocation movement due to TiC.
  • the Ti content becomes excessive and exceeds 3.4 [N] + 0.1%, the Ti-containing precipitates formed (for example, TiN) are coarsened and the ductility of the steel sheet is lowered.
  • the more preferable lower limit of the Ti content is 3.4 [N] + 0.005% or more (more preferably 3.4 [N] + 0.01% or more), and the more preferable upper limit is 3.4 [N] +0. 09% or less (more preferably 3.4 [N] + 0.08% or less).
  • N 0.001 to 0.01%
  • N is an element inevitably mixed in and is preferably reduced as much as possible.
  • 0.001% was set as the lower limit.
  • the Ti-containing precipitates formed for example, TiN
  • the upper limit with more 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 of 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).
  • Cu, Ni, Cr and Mo 1% or less in total (excluding 0%)
  • Cu, Ni, Cr, and Mo suppress ferrite transformation, pearlite transformation, and bainite transformation, and thus prevent formation of ferrite, pearlite, and bainite during cooling after heating, and effectively act to secure retained austenite.
  • 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 Ti-containing precipitates and the control of the formula (1) are for preventing the softening of the HAZ, and are essentially necessary control in the molded product, but the change of these values before and after hot press molding is Therefore, it is necessary to already control at the stage before forming (hot press steel plate).
  • a Ti-containing precipitate can be maintained in a solid solution state or a fine state during heating by hot pressing. It becomes like this.
  • the amount of precipitated Ti in the press-formed product can be controlled to a predetermined amount or less, and joint characteristics can be improved by preventing softening in the HAZ.
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 6 nm or less.
  • 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 a circle-equivalent diameter of 30 nm or less) is preferably 5 nm or less, and more preferably 3 nm or less.
  • 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 average equivalent circle diameter of Ti-containing precipitates having an equivalent circle diameter of 30 nm or less in a press-formed product is defined as 10 nm or less, whereas before molding (steel plate for hot pressing). It is defined as 6 nm or less.
  • the reason is that Ti is present in a fine precipitate or a solid solution state in the steel plate, but when heating for about 15 minutes or more near 800 ° C., the Ti-containing precipitate is slightly coarsened. Rather than the molded product, the size of the precipitate is defined larger.
  • the average equivalent circle diameter of the Ti-containing precipitate having a circle equivalent diameter of 30 nm or less is 10 nm or less, and that the precipitation state is realized with a hot stamped product.
  • the average equivalent circle diameter of fine precipitates of 30 nm or less must be 6 nm or less, and most of Ti must be present in a solid solution state.
  • 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 less than twice (that is, 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] or less) [Requirement (B) above].
  • the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] is preferably 0.4 ⁇ [total Ti amount (mass%)-3.4 [N]] or less, more preferably 0.3 ⁇ [ The total Ti amount (% by mass) is -3.4 [N] or less.
  • the metal structure is essentially the control necessary to achieve the desired strength-elongation balance in the molded product, but the metal structure cannot be controlled only by the hot press conditions, and the raw steel (hot press) It is necessary to control the structure of the steel sheet) in advance.
  • the total fraction of bainite and martensite in the steel sheet for hot pressing must be 80 area% or more. It is necessary to.
  • the total fraction of bainite and martensite is preferably 90 area% or more, more preferably 95 area% or more.
  • the remainder of the metal structure is not particularly limited, and examples thereof include at least one of ferrite, pearlite, and retained austenite.
  • 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) 1300 ° C. or lower (preferably 1250 ° C. or lower), the finish rolling temperature is 930 ° C. or higher (preferably 950 ° C. or higher), 1050 ° C. or lower (preferably 1000 ° C. or lower), and hot rolling is performed immediately thereafter.
  • Cooling at an average cooling rate of 20 ° C / second or more (preferably 30 ° C / second or more) to 450 ° C or less (preferably 400 ° C or less), 100 ° C or more (preferably 150 ° C or more), 450 ° C or less
  • the winding may be performed at (preferably 400 ° C. or lower).
  • a steel sheet for hot pressing having the above-described chemical component composition, metal structure and Ti precipitation state may be used for the production of a hot press as it is, or a reduction ratio of 10 to 80% (preferably 20) after pickling. ( ⁇ 70%) may be used for the production of a hot press after cold rolling. Further, after heating the hot-press steel plate or its cold-rolled material to 830 ° C. or higher (preferably 850 ° C. or higher, 900 ° C. or lower), the temperature reaches 450 ° C. or lower (preferably 400 ° C.
  • a hot press is performed after heat treatment such as holding at 450 ° C. or lower for 10 seconds to 1000 seconds or tempering at a temperature of 450 ° C. or lower.
  • Steel plates subjected to such cold rolling and heat treatment are also included in the steel sheet for hot pressing of the present invention as long as the required characteristics are satisfied.
  • 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.
  • the heating temperature is It is necessary to control within a predetermined range.
  • the heating temperature of the steel sheet is less than the Ac1 transformation point + 20 ° C., a sufficient amount of austenite cannot be obtained during heating, and a predetermined amount of retained austenite cannot be secured in the final structure (structure of the molded product).
  • the amount of transformation to austenite increases too much during heating, and a predetermined amount of annealed martensite or annealed in the final structure (structure of the molded product). Cannot secure bainite.
  • the average cooling rate and cooling end temperature in the mold are maintained at the bottom dead center. Need to be controlled appropriately. From such a viewpoint, the average cooling rate in the mold must be 20 ° C./second or more, and the cooling end temperature needs to be 100 ° C. or lower than the bainite transformation start temperature Bs.
  • the average cooling rate at this time is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more). By making the cooling end temperature 100 ° C.
  • the austenite existing during heating is transformed into bainite or martensite while preventing the formation of a structure such as ferrite or pearlite.
  • a predetermined amount of retained austenite is secured by allowing fine austenite to remain between bainite and martensite lath while securing martensite.
  • the cooling end temperature is higher than the temperature lower by 100 ° C. than the bainite transformation start temperature Bs or the average cooling rate is less than 20 ° C./second, a structure such as ferrite or pearlite is formed, and a predetermined amount of retained austenite is secured. This is not possible, and the elongation (ductility) of the molded product is deteriorated.
  • the cooling end temperature is not particularly limited as long as it is 100 ° C. or lower than Bs, and may be, for example, martensitic transformation start temperature Ms or lower.
  • control of the average cooling rate is basically unnecessary at a stage where the temperature is 100 ° C. lower than the bainite transformation start temperature Bs, for example, at an average cooling rate of 1 ° C./second or more and 100 ° C./second or less. You may cool to room temperature. It should be noted that the average cooling rate within the mold held at the bottom dead center is controlled by (a) controlling the temperature of the mold (cooling medium shown in FIG. 1), and (b) heat of the mold. This can be achieved by means such as controlling the conductivity.
  • a press-formed product (single region molded product) manufactured by hot pressing as described above, the metal structure is retained austenite: 3 to 20 area%, annealed martensite and / or annealed bainite: 30 to 87. Area%, as-quenched martensite: 10 to 67 area%, and a balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in the molded product.
  • the reason for setting the range of each requirement (basic structure) in such a hot press-formed product is as follows.
  • Residual austenite has the effect of increasing the work hardening rate (transformation-induced plasticity) and improving the ductility of the press-formed 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).
  • the ductility (elongation) of the press-formed product can be enhanced while ensuring a predetermined strength.
  • the fraction of annealed martensite and / or annealed bainite is 30 area% or more. However, if this fraction exceeds 87 area%, the fraction of retained austenite becomes insufficient and ductility (residual ductility) decreases.
  • the preferable lower limit of the fraction of annealed martensite and / or annealed bainite is 40 area% or more (more preferably 50 area% or more), and the preferable upper limit is less than 80 area% (more preferably less than 70 area%). is there.
  • As-quenched martensite is a structure with poor ductility, and when it is present in a large amount, it degrades the elongation, but in order to achieve high strength of over 100 kg in a structure where the matrix is annealed and martensite has low strength, It is necessary to secure a predetermined amount of martensite as it is quenched. From this viewpoint, the fraction of martensite as quenched is 10 area% or more. However, if the fraction of martensite as it is quenched is too high, the strength becomes too high and the elongation becomes insufficient. Therefore, the fraction needs to be 67 area% or less.
  • the preferable lower limit of the martensite fraction as-quenched is 20 area% or more (more preferably 30 area% or more), and the preferable upper limit is 60 area% or less (more preferably 50 area% or less).
  • ferrite, pearlite, bainite, etc. may be included as the remaining structure, but these structures have a lower contribution to strength and ductility than other structures, and are basically contained. It is preferable not to do this (it may be 0 area%). However, up to 20 area% is acceptable.
  • the remaining structure is more preferably 10 area% or less, and still more preferably 5 area% or less.
  • the average equivalent circle diameter of the equivalent circle diameter of 30 nm or less is 10 nm or less.
  • the average equivalent circle diameter of the Ti-containing precipitate having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is preferably 8 nm or less, and more preferably 6 nm or less.
  • the Ti amount (deposited Ti amount (mass%)-3.4 [N]) present as precipitates other than TiN is Ti that forms TiN out of all Ti.
  • the remaining Ti is 0.5 times or less (that is, 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]] or less).
  • the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] is preferably 0.4 ⁇ [total Ti amount (mass%)-3.4 [N]] or less, more preferably 0.3 ⁇ [ The total Ti amount (% by mass) is -3.4 [N] or less.
  • the properties such as strength and elongation of the press-formed product can be controlled by appropriately adjusting the press forming conditions (heating temperature and cooling rate) and high ductility. (Residual ductility) press-molded products can be obtained, so it can be applied to parts that have been difficult to apply with conventional press-molded products (for example, energy absorbing members). Useful.
  • the heating temperature and the conditions of each region at the time of molding are appropriately controlled.
  • a press-formed product that exhibits a strength-ductility balance corresponding to each region hereinafter sometimes referred to as a multi-region molded product
  • the heating region of the steel plate is divided into at least two regions, one of which is hereinafter referred to as the first region. Is heated to a temperature not lower than A c3 transformation point and not higher than 950 ° C., and the other region (hereinafter referred to as second region) is not lower than A c1 transformation point + 20 ° C. and a temperature not higher than A c3 transformation point ⁇ 20 ° C. Then, press molding is started for both the first and second regions, and the first and second regions are held at the bottom dead center at 20 ° C./second or more in the mold. What is necessary is just to cool to the temperature below the martensitic transformation start temperature Ms, ensuring an average cooling rate.
  • the heating region of the steel sheet is divided into at least two regions (high-strength side region and low-strength side region), and the manufacturing conditions are controlled according to each region, whereby the strength-ductility balance corresponding to each region is obtained.
  • a press-molded product that exhibits the above can be obtained.
  • the second region corresponds to the low-strength side region
  • the manufacturing conditions, structure, and characteristics in this region are basically the same as those of the single-region molded product described above.
  • manufacturing conditions for forming the other first region corresponding to the high-strength side region
  • the heating temperature of the steel sheet is preferably Ac3 transformation point + 50 ° C. or higher and 930 ° C. or lower.
  • the average cooling rate is 20 ° C./second or more and the cooling end temperature is not more than the martensite transformation start temperature (Ms point).
  • the average cooling rate at this time is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the cooling end temperature is specifically 400 ° C. or lower, preferably 300 ° C. or lower.
  • the metal structure and precipitates are different between the first region and the second region.
  • the metal structure is retained austenite: 3 to 20 area% (the effect of retained austenite is the same as above), and as-quenched martensite: 80 area% or more.
  • the same metal structure and Ti state average equivalent circle diameter of Ti-containing precipitates, amount of precipitated Ti (mass%) -3.4 [N], etc.) as the single region molded product are satisfied. .
  • the area fraction of the martensite as quenched is required to be 80 area% or more.
  • the fraction of martensite as quenched is preferably 85 area% or more (more preferably 90 area% or more).
  • the structure in the first region may partially include ferrite, pearlite, bainite, and the like.
  • Example 1 The steel materials (steel Nos. 1-32) having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 below are vacuum-melted to form experimental slabs, then hot rolled into steel plates, and then cooled and wound. A treatment simulating removal was performed (plate thickness: 3.0 mm). In the winding simulation processing method, after cooling to the winding temperature, the sample was placed in a furnace heated to the winding temperature, held for 30 minutes, and then cooled in the furnace. The steel plate manufacturing conditions at this time are shown in Table 3 below.
  • the A c1 transformation point, the A c3 transformation point, the Ms point, and the Bs point are obtained using the following formulas (2) to (5) (for example, “Leslie Steel Materials Science, Maruzen, (1985)). Further, the treatments (1) to (3) shown in the remarks column of Table 3 are obtained by performing the following treatments (rolling, cooling, alloying).
  • a c1 transformation point (° C.) 723 + 29.1 ⁇ [Si] ⁇ 10.7 ⁇ [Mn] + 16.9 ⁇ [Cr] ⁇ 16.9 [Ni] (2)
  • 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] (3)
  • Ms point (° C.) 550 ⁇ 361 ⁇ [C] ⁇ 39 ⁇ [Mn] ⁇ 10 ⁇ [Cu] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 5 ⁇ [Mo] + 30 ⁇ [Al] ( 4)
  • Bs point (° C.) 830 ⁇ 270 ⁇ [C]
  • Process (1) The hot-rolled steel sheet was cold-rolled (plate thickness: 1.6 mm).
  • Process (2) After cold-rolling a hot-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm), simulating continuous annealing, heating to 860 ° C., and cooling to 400 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./second , Retained.
  • Process (3) After cold rolling the hot rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm), after heating to 860 ° C. to simulate a continuous hot dip galvanizing line, 400 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./sec. After cooling to 50 ° C., it was further cooled after heating at 500 ° C. for 10 seconds.
  • the obtained steel sheet was subjected to analysis of Ti precipitation state and observation of metal structure (fraction of each structure) in the following manner. The result is shown in the following table together with a calculated value [0.5 ⁇ (total Ti amount-3.4 [N])] of 0.5 ⁇ [total Ti amount (mass%) ⁇ 3.4 [N]]. 4 and 5.
  • the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] (the amount of Ti present as a precipitate) was subjected to extraction residue analysis using a mesh having a mesh diameter of 0.1 ⁇ m (in the extraction process, Precipitates aggregate and fine precipitates can be measured), and the amount of precipitated Ti (mass%)-3.4 [N] (in Tables 4 and 5, indicated as precipitated Ti amount-3.4 [N]) is obtained. It was. When the Ti-containing precipitate partially contains V or Nb, the content of these precipitates was also measured.
  • Each steel plate (1.6 mm t ⁇ 150 mm ⁇ 200 mm) (with the exception of the above treatments (1) to (3), the thickness is adjusted to 1.6 mm by hot rolling), and a predetermined temperature in a heating furnace Then, press molding and cooling treatment were performed with a hat-shaped mold (FIG. 1) to obtain a molded product.
  • Table 6 below shows the press molding conditions (heating temperature, average cooling rate, rapid cooling end temperature during press molding).
  • the obtained molded product was measured for tensile strength (TS), elongation (total elongation EL), observation of metal structure (fraction of each structure), and hardness reduction after heat treatment by the following methods.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • TS ⁇ EL strength-elongation balance
  • the observation results of the metal structure are shown in Tables 7 and 8 below. Further, the mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, TS ⁇ EL, and hardness reduction amount ⁇ Hv) of the molded product are shown in Table 9 below.
  • the value of the precipitated Ti amount-3.4 [N] in the formed product is slightly different from the value of the precipitated Ti amount-3.4 [N] in the press-formed steel sheet, but this is a measurement error.
  • Steel No. Those of 3, 6, 7, 9, 13, 18, and 22 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 with a low Si content, and the retained austenite fraction in the molded product is not ensured and elongation is not achieved, and the strength-elongation balance is deteriorated. Steel No. No. 6 has a low finish rolling temperature at the time of manufacturing the steel sheet, and does not satisfy the relationship of the formula (1) at any stage of the steel sheet for hot press and the formed product, and is not stretched. Besides, the strength-elongation balance is deteriorated, and the softening prevention property is also deteriorated.
  • Example 2 Steel materials (steel Nos. 33 to 37) having the chemical composition shown in Table 10 below were melted in vacuum to form experimental slabs, followed by hot rolling, followed by cooling and winding (sheet thickness) : 3.0 mm). The steel plate manufacturing conditions at this time are shown in Table 11 below.
  • the obtained steel sheet was analyzed in the same manner as in Example 1 for analysis of the precipitation state of Ti-containing precipitates and observation of the metal structure (fraction of each structure). The results are shown in Table 12 below.
  • each steel sheet (3.0mm t ⁇ 150mm ⁇ 200mm) was heated to a predetermined temperature in a heating furnace, performing a press-forming and cooling process in a mold of hat-shaped (FIG. 1), and a molded article .
  • the steel plate is put in an infrared furnace, and the portion (steel plate portion corresponding to the first region) to be strengthened is directly irradiated with infrared rays so that it can be heated at a high temperature.
  • the steel plate portion corresponding to the second region was covered with a cover so as to block a part of infrared rays so that it could be heated at a low temperature, thereby giving a heating temperature difference. Therefore, the molded product has regions having different strengths within a single part.
  • Table 13 shows the press molding conditions (heating temperature, average cooling rate, rapid cooling end temperature in each region during press molding).
  • TS tensile strength
  • elongation total elongation EL
  • observation of metal structure fraction of each structure in each region were determined in the same manner as in Example 1.
  • Table 14 The observation results of metal structure (fraction of each structure) are shown in Table 14 below.
  • Table 15 shows the mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, TS ⁇ EL, and hardness reduction amount) of the molded product.
  • the tensile strength (TS) on the high strength side is 1470 MPa or higher
  • the elongation (EL) satisfies 8% or higher
  • the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is 14000 (MPa ⁇ %) or higher.
  • evaluation criteria on the low strength side are the same as in Example 1).
  • the steel sheet for hot pressing according to the present invention is suitable for structural parts of automobiles.

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Abstract

　本発明の熱間プレス用鋼板は、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以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上である。　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）

Description

[規則26に基づく補充 25.03.2013]　熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
　本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられ、熱間プレス成形に適した熱間プレス用鋼板、およびこのような熱間プレス用鋼板から得られるプレス成形品、並びに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熱間プレス成形法に適用する上で有用な熱間プレス用鋼板、およびプレス成形品、並びに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、（Ａｃ１変態点～Ａｃ３変態点）の二相域温度または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。
　一方、これまで検討されているホットスタンプ成形品に比べて、強度クラスが低い成形品、例えば引張強さＴＳが９８０ＭＰａ級や１１８０ＭＰａ級についても、冷間プレスでは成形精度に問題があり、その改善策として、低強度熱間プレスに対するニーズがある。その際に、成形品におけるエネルギー吸収特性を大幅に改善する必要がある。
　特に近年では、１つの部品内に強度差を付ける技術の開発が進められている。こうした技術として、変形を防止すべき部位は高強度（高強度側：耐衝撃部位側）で、エネルギー吸収が必要な箇所は低強度で且つ高延性（低強度側：エネルギー吸収部位側）とする技術が提案されている。例えば、中型以上の乗用車では、側面衝突時や後方衝突時にコンパチビィティ（小型車が衝突してきたときに相手側も守る機能）を考慮して、Ｂピラーやリアサイドメンバの部品内に、耐衝撃性とエネルギー吸収性の両機能部位を持たせる場合がある。こうした部品を作製するには、（ａ）通常の熱間プレス用鋼板に、同じ温度に加熱・金型焼入れしても低強度となる鋼板を接合する（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）方法、（ｂ）金型での冷却速度に差異を付けて鋼板の領域毎に強度差を付ける方法、（ｃ）鋼板の領域毎の加熱温度に差異を付けて強度差を付ける方法、等が提案されている。
　これらの技術では、高強度側（耐衝撃部位側）で引張強さ：１５００ＭＰａ級が達成されるが、低強度側（エネルギー吸収部位側）で最大引張強度：７００ＭＰａ、伸びＥＬ：１７％程度であり、エネルギー吸収特性を更に高めるためには、より高強度で高延性を実現することが求められている。
　ところで自動車部品は、主にスポット溶接によって接合する必要があるが、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での強度低下が顕著であり、溶接継ぎ手の強度が低下（軟化）することが知られている（例えば、非特許文献１）。
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
広末ら「新日鉄技報」第３７８号 第１５～２０頁（２００３）
　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、成形品内で均一な特性が要求される場合には、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ことができ、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合には、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成でき、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品を得る上で有用な熱間プレス用鋼板、および上記特性を発揮するようなプレス成形品、並びにこのようなプレス成形品を製造するための有用な方法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用鋼板とは、
　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］＋０．００２％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　：０．００１０～０．０１％、
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６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であ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）
　本発明の熱間プレス成形用鋼板においては、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。
　上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の製造方法とは、上記のような本発明の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ3変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板の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ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下まで冷却することを特徴とする。
　本発明のプレス成形品では、プレス鋼中の金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０～８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０～６７面積％であり、プレス鋼に含まれる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１０ｎｍ以下であると共に、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。尚、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトの面積率は、両方の組織を含む場合には、両組織の合計面積率であり、どちらか一方の組織からなる場合にはその組織の面積率を意味する。
　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）
　一方、上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の他の製造方法とは、上記のような熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ３変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、いずれの領域でも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以下の温度まで冷却することを特徴とする。
　本発明の他のプレス成形品は、上記のような化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス鋼は、金属組織が、残留オーステナイト：３面積％以上、２０面積％以下、焼入れままマルテンサイト：８０面積％以上である第１の領域と、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０～８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０～６７％である第２の領域を有しており、この第２の領域の鋼中に含まれる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１０ｎｍ以下であると共に、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ことを特徴とする。こうしたプレス成形品では、夫々の領域に応じて、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成でき、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が存在するものとなり、しかも第２の領域においてスポット溶接したときのＨＡＺの軟化防止特性が良好なものとなる。
　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、更に金属組織については焼戻し硬質相（マルテンサイト相、ベイナイト相等）と硬質相（焼入れままマルテンサイト相）と残留オーステナイト相の比率を調整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、プレス成形品の強度－伸びバランスを高レベルにできる。また複数の領域で異なる条件で熱間プレスすると、単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位を形成でき、夫々の部位で高強度と伸びのバランスを高レベルで達成でき、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好になる。
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が得られる熱間プレス用鋼板を実現すべく、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量の制御を図り、且つ金属組織を適正なものとすると、該鋼板を所定条件で熱間プレス成形することで、プレス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。
　本発明の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、成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成するために、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において残留オーステナイトを確保する上で重要な元素である。また熱間プレス成形での加熱時に、Ｃが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ことができる。更に、マルテンサイト量の増加にも寄与し、強度を上昇させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．１５％以上とする必要がある。
　しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．５％を超えると、二相域加熱領域が狭くなり、成形品内で均一な特性が要求される場合の高強度と伸びのバランスを高レベルで達成されないか、或は単一成形品内に耐衝撃部位とエネルギー吸収部位に相当する領域が要求される場合の、特に低強度・高延性部位において狙いとする金属組織（焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトを所定量確保した組織）に調整することが困難となる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは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されてセメンタイトが形成されたり、未変態のオーステナイトが分解されることを抑制することで、残留オーステナイトを形成させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする必要がある。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、フェライトが形成されやすくなり、加熱時に単相化が難しくなり、熱間プレス用鋼板においてベイナイトおよびマルテンサイトの必要分率を確保できなくなる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。
［Ｍｎ：０．５～３％］
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、金型焼入れの冷却中のマルテンサイト、残留オーステナイト以外の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト等）の形成を抑制するのに有効な元素である。また、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量の増加に寄与する元素である。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含有量の好ましい下限は０．７％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは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、高強度部位側でフェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制する作用を有するため、（Ａｃ１変態点～Ａｃ３変態点）の二相域温度に加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。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含有量の好ましい下限は０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）であり、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］＋０．００２％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０．００２％以上多く含有させることが重要である。またＮに対して過剰に添加されたＴｉをホットスタンプ成形品内に固溶状態で存在させ、且つ析出した化合物を微細に分散させておくことによって、ホットスタンプ成形品を溶接した際に固溶したＴｉがＴｉＣとして形成されることによる析出強化や、ＴｉＣによる転位の移動防止効果による転位密度の増加遅延等の効果により、ＨＡＺにおける強度低下が抑制できる。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）が粗大化され、鋼板の延性が低下する。Ｔｉ含有量のより好ましい下限は３．４［Ｎ］＋０．００５％以上（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０１％以上）であり、より好ましい上限は３．４［Ｎ］＋０．０９％以下（更に好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０８％以下）である。
［Ｎ：０．００１～０．０１％］ 
　Ｎは、不可避的に混入する元素であり、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、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）が粗大化され、この析出物が破壊の起点として働き、鋼板の延性を低下させるため、上限を０．０１％とした。Ｎ含有量のより好ましい上限は０．００８％以下（更に好ましくは０．００６％以下）である。
　本発明の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、パーライト変態およびベイナ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、ベイナ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。
　本発明の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６ｎｍ以下であること、（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、（Ｃ）金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの少なくとも一方を含んでおり、且つベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であ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、ＨＡＺの軟化を防止す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を、固溶状態若しくは微細状態で存在させておくことにより、熱間プレスの加熱時においてＴｉ含有析出物を固溶状態若しくは微細状態で維持できるようになる。これによって、プレス成形品中の析出Ｔｉ量を所定量以下に制御することができ、ＨＡＺにおける軟化を防止することで継ぎ手特性を改善できる。
　こうした観点から、Ｔｉ含有析出物を微細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以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下とする必要がある［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以下であり、より好ましくは３ｎｍ以下である。また、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。
　尚、後述するように、プレス成形品での円相当直径が３０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物の平均円相当直径を１０ｎｍ以下に規定しているのに対し、成形前（熱間プレス用鋼板）では６ｎｍ以下に規定している。その理由は、鋼板中に微細な析出物若しくは固溶状態でＴｉが存在しているが、８００℃付近に１５分以上の加熱を加えると、Ｔｉ含有析出物が若干粗大化するために、鋼板よりも成形品の方が析出物サイズを大きく規定している。成形品としての特性を確保するには、円相当直径が３０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物の平均円相当直径を１０ｎｍ以下であることが必要であり、その析出状態をホットスタンプ成形品で実現するには、ホットスタンプ用鋼板の段階で３０ｎｍ以下の微細な析出物の平均円相当直径を６ｎｍ以下とし、またＴｉの多くを固溶状態で存在させる必要がある。
　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の大半を固溶状態若しくは微細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倍以下（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下）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０．４×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下である。
　金属組織は、本来、成形品において所望の強度－伸びバランスを達成するのに必要な制御であるが、金属組織を熱間プレス条件だけで制御することはできず、その原料鋼（熱間プレス用鋼板）の組織についても予め制御しておく必要がある。プレス成形品において、微細で延性への寄与が大きい焼鈍しマルテンサイトおよび焼鈍しベイナイトを適正量確保するためには、熱間プレス用鋼板中のベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率を８０面積％以上とする必要がある。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％未満であると、成形鋼板で狙いとする焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト分率を確保することが難しくなり、また他の組織（例えば、フェライト）量を増加させて強度－延性バランスを低下させることになる。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率は、好ましくは９０面積％以上であり、より好ましくは９５面積％以上である。
　尚、本発明の熱間プレス用鋼板で、金属組織の残部は特に限定されないが、例えばフェライト、パーライトまたは残留オーステナイトの少なくともいずれかが挙げられる。
　上記のような本発明の鋼板（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９３０℃以上（好ましくは９５０℃以上）、１０５０℃以下（好ましくは１０００℃以下）として熱間圧延を行い、その後直ちに、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の平均冷却速度で冷却（急冷）し、１００℃以上（好ましくは１５０℃以上）、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）で巻取るようにすれば良い。
　上記方法は、（１）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、（２）その直後に急冷することで転位上にＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を微細に形成させ、（３）更に急冷した後巻取ることによって、ベイナイト変態若しくはマルテンサイト変態するように制御するものである。
　上記のような化学成分組成、金属組織および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良い。また、熱間プレス用鋼板またはその冷間圧延材を、８３０℃以上（好ましくは８５０℃以上、９００℃以下）に加熱後、４５０℃以下（好ましくは４００℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の冷却速度で急冷した後、４５０℃以下で１０秒以上、１０００秒以下の保持、または４５０℃以下の温度で焼戻しを施すような熱処理を施してから熱間プレスの製造に供しても良い。この様な冷間圧延や熱処理を施した鋼板も、要求特性を満足している限り、本発明の熱間プレス用鋼板に含まれる。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、Ａｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ３変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下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（以下、単一領域成形品という場合がある）で、低強度且つ高延性のものとして最適な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。
　鋼板中のマルテンサイトやベイナイトのラス間に、オーステナイトを形成させると共に、マルテンサイトやベイナイトを焼鈍しすることによって、延性に優れた焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを形成するために、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。鋼板の加熱温度がＡｃ１変態点＋２０℃未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナイトを確保できない。また、鋼板の加熱温度がＡｃ３変態点－２０℃を超えると、加熱時にオーステナイトへの変態量が増加し過ぎて、最終組織（成形品の組織）で所定量の焼鈍しマルテンサイトや焼鈍しベイナイトを確保できない。
　上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織とするためには、下死点で保持して金型内で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、金型内の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とする必要がある。このときの平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下とすることによって、フェライト若しくはパーラ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ベイナイトやマルテンサイトに変態させることによって、ベイナイトやマルテンサイトを確保しつつ、ベイナイトや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。
　上記冷却終了温度がベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度よりも高くなったり、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライトやパーラ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。尚、冷却終了温度はＢｓより１００℃低い温度以下である限り特に制限されず、例えば、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下であってもよい。
　ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下の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、下死点で保持して金型内で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。
　上記のような熱間プレスによって製造されるプレス成形品（単一領域成形品）では、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０～８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０～６７面積％であるものとなり、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。こうした熱間プレス成形品における各要件（基本組織）の範囲設定理由は次の通りである。
　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）、プレス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。
　主要組織を、微細で且つ転位密度の低い焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトにすることで、所定の強度を確保しつつ、プレス成形品の延性（伸び）を高めることができる。こうした観点から、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトの分率は、３０面積％以上とする。しかしながら、この分率が８７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。焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイトの分率の好ましい下限は４０面積％以上（より好ましくは５０面積％以上）であり、好ましい上限は８０面積％未満（より好ましくは７０面積％未満）である。
　焼入れままマルテンサイトは、延性に乏しい組織であるため、多量に存在すると伸びを劣化させるが、焼鈍しマルテンサイトのようにマトリックスが強度の低い組織において１００キロ超級の高強度を実現するには、焼入れままマルテンサイトを所定量確保する必要がある。こうした観点から、焼入れままマルテンサイトの分率は１０面積％以上とする。しかしながら、焼入れままマルテンサイトの分率が多くなり過ぎると、強度が高くなり過ぎて伸びが不足することになるので、その分率は、６７面積％以下とする必要がある。焼入れままマルテンサイトの分率の好ましい下限は２０面積％以上（より好ましくは３０面積％以上）であり、好ましい上限は６０面積％以下（より好ましくは５０面積％以下）である。
　上記組織の他は特に限定されず、フェライト、パーライト、ベイナイト等を残部組織として含んでもよいが、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、２０面積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは１０面積％以下であり、更に好ましくは５面積％以下である。
　上記プレス成形品（単一領域成形品）では、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下である。こうした要件を満足させることによって、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ことができる。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８ｎｍ以下であり、より好ましくは６ｎｍ以下である。
　またプレス成形品（単一領域成形品）では、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］）が、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りのＴｉの０．５倍以下（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下）になっている。こうした要件を満足させることによって、溶接時に固溶しているＴｉがＨＡＺに微細析出したり、既存の微細Ｔｉ含有析出物が転位の回復等を抑制することで、ＨＡＺでの軟化を防止し、溶接性が良好となる。析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］は、好ましくは０．４×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］以下である。
　本発明の熱間プレス用鋼板を用いれば、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、プレス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、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。また、上述した単一領域成形品のみならず、プレス成形金型を用いて鋼板をプレス成形してプレス成形品を製造するに際して、加熱温度、および成形時の各領域の条件を適切に制御し、各領域の組織を調整すれば、各領域に応じた強度－延性バランスを発揮するプレス成形品（以下、複数領域成形品という場合がある）が得られる。
　本発明の熱間プレス用鋼板を用い、上記のように複数領域成形品を製造するに当たっては、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、そのうち一の領域（以下、第１の領域という）をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域（以下、第２の領域という）をＡｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ３変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、第１および第２の両方の領域に対してプレス成形を開始し、第１および第２のいずれの領域でも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以下の温度まで冷却すればよい。
　上記方法では、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域（高強度側領域および低強度側領域）に分け、夫々の領域に応じて製造条件を制御することによって、各領域に応じた強度－延性バランスを発揮するようなプレス成形品が得られる。２つの領域のうち第２の領域が低強度側領域に相当し、この領域における製造条件、組織および特性は基本的に上記した単一領域成形品と同じである。以下では、もう一方の第１領域（高強度側領域に相当）を形成させるための製造条件について説明する。尚、この製造方法を実施するに際しては、単一の鋼板で加熱温度の異なる領域を形成する必要が生じるが、既存の加熱炉（例えば、遠赤外線炉、電気炉＋シールド）を用いることによって、温度の境界部分を５０ｍｍ以下としつつ制御することは可能である。
（第１の領域・高強度側領域の製造条件）
　プレス成形品の組織を適切に調整するためには、加熱温度は所定の範囲に制御する必要がある。この加熱温度を適切に制御することによって、その後の冷却過程で、所定量の残留オーステナイトを確保しつつ、マルテンサイトを主体とする組織に変態させ、最終的な熱間プレス成形品の領域内で所望の組織に作り込むことができる。この領域での鋼板加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、加熱時に十分な量のオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）で所定量の残留オーステナ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点）およびマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が上昇し、焼入れ時に残留オーステナイトを確保できず、良好な成形性が達成されない。鋼板の加熱温度は、好ましくはＡｃ３変態点＋５０℃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、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織とするためには、下死点で保持して金型内で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、平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とする必要がある。このときの平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。冷却終了温度をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とすることによって、フェライト若しくはパーラ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に変態させることによって、マルテンサイトを確保する。冷却終了温度は、具体的には４００℃以下であり、好ましくは３００℃以下である。
　こうした方法によって得られたプレス成形品では、第１領域と第２領域とで、金属組織や析出物等が異なっている。第１の領域では、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％（残留オーステナイトの作用効果は上記と同じ）、焼入れままマルテンサイト：８０面積％以上となっている。第２領域では、上記単一領域成形品と同じ金属組織、Ｔｉ状態（Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径、析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］の値等）を満足する。
　第１の領域の主要組織を、所定量の残留オーステナイトを含む高強度のマルテンサイトにすることで、プレス成形品における特定領域の延性および高強度を確保することができる。こうした観点から、焼入れまま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。焼入れままマルテンサイトの分率は、好ましくは８５面積％以上（より好ましくは９０面積％以上）である。尚、第１領域における組織として、一部にフェライト、パーライト、ベイナイト等含んでいてもよい。
　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。
［実施例１］
　下記表１、２に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．１～３２）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３に示す。尚、表１、２中のＡｃ１変態点、Ａｃ３変態点、Ｍｓ点およびＢｓ点は、下記の（２）式～（５）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３の備考欄に示した処理（１）～（３）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。
　Ａｃ１変態点（℃）＝７２３＋２９．１×［Ｓｉ］－１０．７×［Ｍｎ］＋１６．９×［Ｃｒ］－１６．９［Ｎｉ］ …（２）
　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］ …（３）
　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］ …（４）
　Ｂｓ点（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］ …（５）
　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～（５）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した（板厚：１．６ｍｍ）。
　処理（２）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、連続焼鈍を模擬し、８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持した。
　処理（３）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、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、更に５００℃×１０秒加熱後冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた鋼板につき、Ｔｉの析出状態の分析、および金属組織の観察（各組織の分率）を下記要領で行った。その結果を、０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］の計算値［０．５×（全Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）と表示］と共に下記表４、５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４、５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。
［金属組織の観察（各組織の分率）］
（１）鋼板中のマルテンサイト、ベイナ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、マルテンサイト、ベイナイトを区別し、夫々の分率（面積率）を求めた。 
（２）鋼板中の残留オーステナイト分率は、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）。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記各鋼板（１．６ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について（上記処理（１）～（３）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６に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　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）、および熱処理後の硬さ低下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７８０～１２７０ＭＰａで伸び（ＥＬ）が２０％以上を満足し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が２００００（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）鋼板中の焼鈍しマルテンサイト、ベイナイト、焼鈍しベイナ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、焼鈍しマルテンサイト、ベイナイト、焼鈍しベイナイトを区別し、夫々の分率（面積率）を求めた。 
　（２）鋼板中の残留オーステナイト分率は、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）。 
　（３）焼入れままマルテンサイト分率については、鋼板をレペラ腐食し、白いコントラストを焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織として面積率を測定し、そこからX線回折により求めた残留オーステナイト分率を差いて、焼入れままマルテンサイト分率を計算した。 
［熱処理後の硬さ低下量］
　スポット溶接に準ずる熱履歴として、熱処理シミュレータで平均加熱速度５０℃／秒で７００℃に加熱後、平均冷却速度５０℃／秒で冷却し、元の硬さ（ビッカース硬さ）に対する硬さ低下量（ΔＨｖ）を測定した。硬さ低下量（ΔＨｖ）が５０Ｈｖ以下のときに、ＨＡＺでの軟化防止特性が良好であると判断した。
　金属組織の観察結果（各組織の分率、析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）を、下記表７、８に示す。また、成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、ＴＳ×ＥＬ、および硬さ低下量ΔＨｖ）を下記表９に示す。尚、成形品における析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］の値は、プレス成形用鋼板における析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］の値と若干異なるが、これは測定誤差である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　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、１０～１２、１４～１７、１９～２１、２３～３２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で、軟化防止特性が良好な部品が得られていることが分かる。
　これに対し、鋼Ｎｏ．３、６、７、９、１３、１８、２２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、強度－伸びバランスが劣化している。鋼Ｎｏ．６のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度が低く、熱間プレス用鋼板および成形品のいずれの段階でも（１）式の関係を満足しないものとなっており、伸びがでないものとなって、強度－伸びバランスが劣化している他、軟化防止特性も劣化している。
　鋼Ｎｏ．７のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度～巻取りまでの平均冷却速度が低くなっており、成形品の段階でフェライトが生成して焼入れままマルテンサイト分率が確保できず、強度および伸びが低下し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。鋼Ｎｏ．９のものは、鋼板製造時の巻取り温度が高くなっており、熱間プレス用鋼板の段階で析出Ｔｉ量が過剰になっており、こうした鋼板を用いてプレス成形したときには、成形条件が適切であっても、成形品でも析出Ｔｉ量が過剰にあり、軟化防止特性も劣化している。
　鋼Ｎｏ．１３のものは、プレス成形時の冷却速度が遅くなっており、成形品の段階でベイナイトやパーライトが生成して焼入れままマルテンサイト分率が確保できず、強度および伸びが低下し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化している。鋼Ｎｏ．１８のものは、Ｃ含有量が過剰な鋼板を用いたものであり、鋼板のマルテンサイト分率が低くなっており、またプレス成形時の加熱温度も高くなっており、成型品でのマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト分率が確保できず、強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない（強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化）。鋼Ｎｏ．２２のものは、Ｔｉ含有量が過剰の鋼板を用いたものであり、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が劣化し、軟化防止特性も劣化している。
［実施例２］
　下記表１０に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．３３～３７）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行い、その後に冷却して巻取った（板厚：３．０ｍｍ）。このときの鋼板製造条件を下記表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　得られた鋼板につき、Ｔｉ含有析出物の析出状態の分析および金属組織の観察（各組織の分率）を実施例１と同様にして行った。その結果を、下記表１２に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　上記各鋼板（３．０ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について、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。このとき、鋼板を赤外線炉に入れ、高強度化したい部分（第１の領域に相当する鋼板部分）は高温加熱できるように、赤外線が直接当たるようにすると共に、低強度化したい部分には（第２の領域に相当する鋼板部分）には低温加熱できるように、赤外線の一部を遮断するように覆いをかぶせることで、加熱温度差を付けた。従って、成形品は単一の部品内に強度の異なる領域を有するものとなっている。プレス成形条件（プレス成形時の各領域の加熱温度、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表１３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　得られた成形品につき、各領域における引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）を実施例１と同様にして求めた。 
　金属組織の観察結果（各組織の分率）を、下記表１４に示す。また、成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、ＴＳ×ＥＬおよび硬さ低下量）を下記表１５に示す。尚、高強度側での引張強度（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が８％以上を満足し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１４０００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した（低強度側の評価基準は実施例１と同じ）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　この結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．３３、３５～３７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、各領域における強度－延性バランスの良好な部品が得られていることが分かる。これに対し、鋼Ｎｏ．３４のものは、プレス成形時の加熱温度が低くなっており、高強度側での強度が低下している（低強度側との強度差が３００ＭＰａ未満）。
　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２０１２－０５３８４５）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。
　本発明の熱間プレス用鋼板は、自動車の構造部品用として好適である。
１　パンチ
２　ダイ
３　ブランクホルダー
４　鋼板（ブランク）

Claims (6)

  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］＋０．００２％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６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足し、且つ、金属組織が、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
    　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. 　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に記載の熱間プレス用鋼板。
    （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に記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ３変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、前記鋼板の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ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下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。
  4. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、プレス成形品中の金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０～８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０～６７面積％であり、プレス鋼中に含まれる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１０ｎｍ以下であると共に、成形品中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足することを特徴とするプレス成形品。
    　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）
  5. 　請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板を用い、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域に分け、その一の領域をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱すると共に、他の一の領域をＡｃ１変態点＋２０℃以上、Ａｃ３変態点－２０℃以下の温度に加熱した後、両方の領域に対してプレス成形を開始し、いずれの領域でも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以下の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。
  6. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス成形品は、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼入れままマルテンサイト：８０面積％以上である第１の領域と、金属組織が、残留オーステナイト：３～２０面積％、焼鈍しマルテンサイトおよび／または焼鈍しベイナイト：３０～８７面積％、焼入れままマルテンサイト：１０～６７％である第２の領域を有しており、この第２の領域の鋼中に含まれる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１０ｎｍ以下であると共に、成形品中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足することを特徴とするプレス成形品。
    　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）
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
CN105874091A (zh) * 2014-01-06 2016-08-17 新日铁住金株式会社 热成形构件及其制造方法
WO2018097200A1 (ja) * 2016-11-25 2018-05-31 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
US10774405B2 (en) 2014-01-06 2020-09-15 Nippon Steel Corporation Steel and method of manufacturing the same

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5890711B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
KR101827187B1 (ko) * 2013-09-10 2018-02-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
KR20180001590A (ko) 2013-11-29 2018-01-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 성형용 강판
JP2017155329A (ja) * 2016-02-29 2017-09-07 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板及びその製造方法
WO2017149999A1 (ja) * 2016-02-29 2017-09-08 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板、焼入れ部材、及び焼入れ用鋼板の製造方法
WO2018061779A1 (ja) * 2016-09-30 2018-04-05 株式会社神戸製鋼所 鉄鋼部品およびその製造方法ならびに鉄鋼部品用の鋼板
US11027522B2 (en) 2017-01-17 2021-06-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping
WO2019092483A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
JP7353768B2 (ja) * 2018-03-27 2023-10-02 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用鋼板
CN112513310A (zh) * 2018-05-24 2021-03-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 改善压制硬化钢的强度和延性的方法
CN112534078A (zh) 2018-06-19 2021-03-19 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有增强的机械性质的低密度压制硬化钢
US20200156134A1 (en) * 2018-11-20 2020-05-21 GM Global Technology Operations LLC Thermal-assisted multiple sheet roll forming
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
CN118028702A (zh) * 2022-11-14 2024-05-14 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07197186A (ja) * 1993-12-30 1995-08-01 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法
JP2005097725A (ja) * 2003-09-05 2005-04-14 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP2006274335A (ja) * 2005-03-29 2006-10-12 Jfe Steel Kk 超高強度熱延鋼板の製造方法
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
JP2010065292A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065293A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065294A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065295A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4649868B2 (ja) * 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4635525B2 (ja) * 2003-09-26 2011-02-23 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005288528A (ja) * 2004-04-05 2005-10-20 Nippon Steel Corp 成形後高強度となる鋼板の熱間プレス方法
BRPI0818530A2 (pt) * 2007-10-10 2015-06-16 Nucor Corp Aço laminado a frio de estrutura metalográfica complexa e método de fabricar uma chapa de aço de estrutura metalográfica complexa
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
JP5385554B2 (ja) * 2008-06-19 2014-01-08 株式会社神戸製鋼所 熱処理用鋼
JP5131844B2 (ja) * 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
KR101091294B1 (ko) * 2008-12-24 2011-12-07 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07197186A (ja) * 1993-12-30 1995-08-01 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法
JP2005097725A (ja) * 2003-09-05 2005-04-14 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP2006274335A (ja) * 2005-03-29 2006-10-12 Jfe Steel Kk 超高強度熱延鋼板の製造方法
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
JP2010065292A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065293A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065294A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010065295A (ja) 2008-09-12 2010-03-25 Jfe Steel Corp 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HEPING LIU ET AL.: "Enhanced mechanical properties of a hot stamped advanced high- strength steel treated by quenching and partitioning process", SCRIPTA MATERIALIA, vol. 64, no. 8, April 2011 (2011-04-01), pages 749 - 752, XP028360180 *
HIROSUE ET AL., NIPPON STEEL TECHNICAL REPORT, 2003, pages 15 - 20
ISJJ INT., vol. 33, no. 7, 1933, pages 776
L.XU ET AL.: "Improved mechanical properties in Ti-bearing martensitic steel by precipitation and grain refinement", JOURNAL OF MATERIAL SCIENCE, vol. 46, no. 19, October 2011 (2011-10-01), pages 6384 - 6389, XP019926653 *
LESLIE: "The Physical Metallurgy of Steels", 1985, MARUZEN COMPANY, LIMITED
See also references of EP2824204A4

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
CN105518173A (zh) * 2013-09-18 2016-04-20 新日铁住金株式会社 热冲压成型体以及其制造方法
EP3020845A1 (en) * 2013-09-18 2016-05-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamp molded body and method for producing same
US10301699B2 (en) 2013-09-18 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-stamped part and method of manufacturing the same
JPWO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2017-03-02 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
EP3020845A4 (en) * 2013-09-18 2017-04-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamp molded body and method for producing same
EP3093359A4 (en) * 2014-01-06 2017-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and process for manufacturing same
US10266911B2 (en) 2014-01-06 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and manufacturing method of same
CN105874091A (zh) * 2014-01-06 2016-08-17 新日铁住金株式会社 热成形构件及其制造方法
US10774405B2 (en) 2014-01-06 2020-09-15 Nippon Steel Corporation Steel and method of manufacturing the same
CN114438418A (zh) * 2014-01-06 2022-05-06 日本制铁株式会社 热成形构件及其制造方法
WO2018097200A1 (ja) * 2016-11-25 2018-05-31 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
JP6460296B2 (ja) * 2016-11-25 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
JPWO2018097200A1 (ja) * 2016-11-25 2019-02-28 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
US11078550B2 (en) 2016-11-25 2021-08-03 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing quenched molding, method for manufacturing hot press steel material, and hot press steel material

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