WO2013137453A1 - 熱間プレス成形品およびその製造方法 - Google Patents

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純也 内藤
村上　俊夫
池田　周之
圭介 沖田
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D8/0236—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to a hot press-formed product used for a structural member of an automobile part and capable of adjusting strength and ductility in accordance with different regions in the molded product, and a manufacturing method thereof.
  • a hot press-molded product capable of obtaining strength and ductility corresponding to different regions by applying heat treatment simultaneously with the shape formation, and such a hot press-molded product It relates to a useful method for manufacturing.
  • the steel sheet is heated to a predetermined temperature (for example, a temperature at which it becomes an austenite phase) to reduce the strength (that is, to facilitate forming), and then at a lower temperature than the thin steel sheet (
  • a predetermined temperature for example, a temperature at which it becomes an austenite phase
  • a hot press molding method that secures the strength after molding by forming a mold with a room temperature mold and performing a quenching heat treatment (quenching) using the temperature difference between the two at the same time as giving the shape. It has been adopted.
  • Such a hot press forming method since the material is formed in a low strength state, the spring back is also small (the shape freezing property is good), and a material with good hardenability to which alloy elements such as Mn and B are added is used. By doing so, a strength of 1500 MPa class is obtained as a tensile strength by rapid cooling.
  • 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 the above hot press molding (hereinafter may be represented by “hot stamp”).
  • 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
  • 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
  • a steel sheet for hot stamping As a steel sheet for hot stamping that is currently widely used, 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 at the time of collision and does not break).
  • an impact resistant member a member that is not deformed as much as possible at the time of collision and does not break.
  • the development of increasing the C content and further increasing the strength (1500 MPa or higher, 1800 MPa class) based on 22MnB5 steel is also in progress.
  • Non-Patent Document 1 proposes a method of hot stamping 22MnB5 steel for hot stamping and a material that does not become high strength even when quenched with a mold and laser welding (tailored weld blank: TWB).
  • the tensile strength is 1500 MPa (elongation 6-8%) on the high strength side (impact resistant site side), and the tensile strength is 440 MPa (elongation 12%) on the low strength side (energy absorption site side).
  • a technique such as Non-Patent Document 2 has also been proposed.
  • the tensile strength is 600 MPa or less and the elongation is about 12 to 18% on the energy absorption site side, but it is necessary to perform laser welding (tailored weld blank: TWB) in advance, As the number increases, the cost increases. In addition, an energy absorbing portion that originally does not need to be quenched is heated, which is not preferable from the viewpoint of heat consumption.
  • Non-Patent Documents 3 and 4 have also been proposed as techniques for creating different strengths within the parts.
  • the technique of Non-Patent Document 3 is to make a difference by giving a temperature difference (distribution) to the blank in the heating furnace, but it is based on 22MnB5 steel.
  • the robustness of the strength after quenching is poor with respect to the heating at the region temperature, the strength control on the energy absorption site side is difficult, and the elongation is only about 15%.
  • Non-Patent Document 4 the process is performed by changing the cooling rate within the mold (a part of the mold is heated by a heater or a material having a different thermal conductivity is used).
  • 22MnB5 steel which is not rational in terms of controlling the 22MnB5 steel with good hardenability so as not to be quenched (die cooling control).
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the object thereof is to have an area corresponding to an impact resistant part and an energy absorbing part in a single molded article without applying a welding method, It is an object of the present invention to provide a hot press-formed product that can achieve a high balance between high strength and elongation depending on the region, and a useful method for producing such a hot press-formed product.
  • the hot press-formed product of the present invention that has achieved the above object is a hot press-formed product obtained by forming a thin steel plate by a hot press forming method, and the metal structure has a martensite: 80 to 97 area. %, Retained austenite: 3 to 20 area%, the remaining structure: 1st region consisting of 5 area% or less, and the metal structure is ferrite: 30 to 80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area% It is characterized by having a second region consisting of (not including 0 area%), martensite: 30 area% or less (not including 0 area%), and retained austenite: 3 to 20 area%.
  • the chemical component composition is not limited, but as a typical example, C: 0.1 to 0.3% (meaning mass%. The same applies to the chemical component composition hereinafter).
  • C 0.1 to 0.3%
  • Mn 0.5 to 2%
  • P 0.05% or less (not including 0%)
  • S 0.05% or less
  • Al 0.01 to 0.1%
  • N 0.001 to 0.01%
  • the hot press-formed product of the present invention if necessary, as other elements, (a) B: 0.01% or less (excluding 0%) and Ti: 0.1% or less (0%) (B) one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo: 1% or less in total (not including 0%), (c) V and / or Nb: in total It is also useful to contain 0.1% or less (not including 0%) and the like, and the properties of the hot press-formed product are further improved depending on the type of element contained.
  • the method of the present invention is a method of manufacturing a hot press-formed product as described above by dividing a thin steel plate into a plurality of regions including at least first and second, wherein the thin steel plate includes a ferrite Using a hot-rolled steel sheet having a metal structure of 50% by area or more, or a cold-rolled steel sheet having a cold rolling rate of 30% or more, and heating the first forming region to a temperature of Ac 3 transformation point or higher and 1000 ° C.
  • Another method of the present invention is a method of manufacturing a hot press-formed product as described above by dividing a thin steel plate into a plurality of regions including at least first and second, The first molding region and the second molding region are heated to a temperature not lower than the Ac 3 transformation point and not higher than 1000 ° C., and thereafter the first molding region maintains the heating temperature until the molding starts, The molding region is cooled to a temperature of 700 ° C. or less and 500 ° C. or more at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and at least the first molding region and the second molding region are both pressed with a mold. Thus, cooling and molding at an average cooling rate of 20 ° C./second or more are started, and in the first and second molding regions, molding is finished at a temperature lower than 50 ° C. below the martensite transformation start temperature.
  • the metal structure of each region can be adjusted while the appropriate amount of retained austenite is present. It is possible to realize a hot press-formed product having a higher ductility (residual ductility) inherent in the molded product than when using conventional 22MnB5 steel, and the heat treatment conditions and the structure (initial structure) of the steel sheet before forming. By combining these, strength and elongation can be appropriately controlled according to each region.
  • the inventors of the present invention after heating a thin steel plate to a predetermined temperature, when producing a molded product by hot press forming, after forming, good strength is ensured according to the required characteristics of each different region In order to realize a hot press-formed product that also exhibits ductility (elongation), examination was performed from various angles.
  • the reason for setting the range of each structure (basic structure) in each region of the hot press-formed product of the present invention is 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 fraction of retained austenite needs to be 3 area% or more.
  • the ductility 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 may be included as the remaining structure.
  • these structures are softer than martensite and contribute less to the strength than other structures, and are preferably as small as possible. However, up to 5 area% is acceptable.
  • the remaining structure is more preferably 3 area% or less, and still more preferably 0 area%.
  • a portion having a strength (tensile strength TS) of 1470 MPa or more and an elongation (total elongation EL) of 10% or more can be formed.
  • the area fraction of ferrite needs to be 30 area% or more. However, when the area fraction exceeds 80 area%, the predetermined strength cannot be secured.
  • a preferred lower limit of the ferrite fraction is 40 area% or more (more preferably 45 area% or more), and a preferred upper limit is 70 area% or less (more preferably 65 area% or less).
  • Bainitic ferrite is effective in improving the strength, but the ductility is slightly reduced, so the upper limit of the fraction must be less than 30 area%.
  • the preferable lower limit of the bainitic ferrite fraction is 5 area% or more (more preferably 10 area% or more), and the preferable upper limit is 25 area% or less (more preferably 20 area% or less).
  • Martensite is effective in improving strength, but in order to significantly reduce ductility, the upper limit of the fraction needs to be 30 area% or less.
  • a preferred lower limit of the martensite fraction is 5 area% or more (more preferably 10 area% or more), and a preferred upper limit is 25 area% or less (more preferably 20 area% or less).
  • the fraction of retained austenite is 3 area% or more and 20 area% or less.
  • the preferable lower limit of retained austenite is also the same.
  • a portion for example, an energy absorbing portion of an automobile part having a strength (tensile strength TS) of 800 MPa or more and an elongation (total elongation EL) of 15% or more. Can be formed.
  • the molded product of the present invention has at least a first molding region and a second molding region, but is not necessarily limited to two molding regions, and may have a third or fourth molding region. Good. In forming such a molding region, it is possible to make it according to the manufacturing method described later.
  • a hot-rolled steel sheet having a metal structure of 50% by area or more of ferrite or a cold-rolled steel sheet having a cold rolling rate of 30% or more is used, and the first forming region is used.
  • the Ac 3 transformation point or more a first heating process of heating to a temperature of 1000 ° C.
  • the second forming region Ac 1 transformation point or more, (Ac 1 transformation point ⁇ 0.3 + Ac 3 transformation point ⁇ 0.7)
  • a heating process in which a plurality of heat treatments including a second heat treatment that is heated to a temperature equal to or lower than that is performed in parallel, at least for the first forming region and the second forming region Starts cooling and forming at an average cooling rate of 20 ° C./second or more by pressing both in the mold, and the first and second forming regions are 50 ° C. lower than the martensitic transformation start temperature (Ms point). Temperature (hereinafter “Ms point –50 ° C”) Notation is) it may be terminated molded below by.
  • finishing the molding basically means a state where the bottom dead center of the molding (the time when the punch tip is located at the deepest part: the state shown in FIG. 1) has been reached.
  • the mold is released after the mold is cooled and held.
  • the heating region of the steel sheet is divided into at least two regions (for example, a high-strength side region and a low-strength side region), and the manufacturing conditions are controlled in accordance with each region, whereby the strength corresponding to each region.
  • -A molded product exhibiting a ductile balance can be obtained.
  • Manufacturing conditions for forming each region will be described. In carrying out this manufacturing method, it is necessary to form regions with different heating temperatures with a single steel plate, but by using an existing heating furnace (for example, a far-infrared furnace, electric furnace + shield), It is possible to control the temperature boundary portion while keeping it at 50 mm or less.
  • an existing heating furnace for example, a far-infrared furnace, electric furnace + shield
  • a hot-rolled steel sheet having a metal structure with ferrite of 50 area% or more, or a cold-rolled steel sheet with a cold rolling rate of 30% or more In order to obtain a ferrite structure that greatly contributes to ductility when heated to a two-phase region temperature, it is necessary to appropriately select the type of steel plate (forming steel plate).
  • a hot-rolled steel sheet is used as the forming steel sheet, it is important that the ferrite fraction is high and the ferrite remains at the two-phase temperature when heated. From such a viewpoint, it is preferable that the hot-rolled steel sheet to be used has a ferrite metal structure of 50 area% or more.
  • the preferred lower limit of this ferrite fraction is 60 area% or more (more preferably 70 area% or more), but if the ferrite fraction becomes too high, the ferrite fraction in the molded product becomes too large, so 95 area% The following is preferable. More preferably, it is 90 area% or less.
  • Cold rolling ratio is a value obtained by the following equation (1).
  • Cold rolling ratio (%) [(steel plate thickness before cold rolling ⁇ steel plate thickness after cold rolling) / steel plate thickness before cold rolling] ⁇ 100 (1)
  • the heating temperature of the thin steel plate exceeds 1000 ° C.
  • the grain size of austenite increases during heating, the martensite transformation start temperature (Ms point) and the martensite transformation end temperature (Mf point) rise, and remain during quenching. Austenite cannot be secured and good moldability cannot be achieved.
  • the heating temperature is preferably (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) or more and 950 ° C. or less.
  • ⁇ Cooling conditions during molding and molding end temperature need to be controlled appropriately for each region.
  • first steel plate region a steel plate region corresponding to the first forming region of the formed product (this region may be referred to as “first steel plate region”)
  • an average cooling rate of 20 ° C./second or more is secured in the mold. It is necessary to finish the molding at a temperature equal to or lower than (Ms point ⁇ 50 ° C.).
  • the average cooling rate during molding needs to be 20 ° C./second or more, and the molding end temperature needs to be Ms point ⁇ 50 ° C. or less.
  • the average cooling rate during molding is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the molding end temperature may be finished while cooling to room temperature at the above average cooling rate, but after cooling to the Ms point ⁇ 50 ° C. or lower, the cooling is stopped, and then the molding is finished. good. The molding end temperature at this time will be described in detail later.
  • a thin steel plate is used (chemical composition is the same as that of the formed product), and at least the first forming region and the first forming region are Ac 3 transformed.
  • the first molding region is maintained at the heating temperature until the temperature is not lower than the point and not higher than 1000 ° C. and thereafter molding is started, and the second molding region is 700 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or less.
  • the first molding region and the second molding region are both cooled and molded at an average cooling rate of 20 ° C./second or more by pressing with a mold.
  • the molding may be started and finished at (Ms point ⁇ 50 ° C.) or less in the first and second molding regions.
  • the heating temperature In order to appropriately adjust the structure of the hot press-formed product, it is necessary to control the heating temperature within a predetermined range.
  • the heating temperature of the thin steel sheet is less than the Ac 3 transformation point, a sufficient amount of austenite cannot be obtained during heating, and a predetermined amount of retained austenite cannot be ensured in the final structure (structure of the molded product).
  • the heating temperature of the thin steel plate exceeds 1000 ° C.
  • the particle size of austenite increases during heating, and (a) the martensite transformation start temperature (Ms point) and the martensite transformation end temperature (Mf point) increase. Residual austenite cannot be secured during quenching, and good formability is not achieved (first molding region), or (b) ferrite cannot be generated by subsequent cooling (second molding region).
  • ⁇ Cooling conditions during molding and molding end temperature need to be controlled appropriately for each region.
  • the average cooling rate during molding is 20 ° C./second or more, and the molding end temperature is (Ms point ⁇ 50 ° C.) or less.
  • the martensite can be made into a mixed structure of residual austenite by cooling under such conditions.
  • the average cooling rate during molding is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the forming end temperature in the first steel plate region may be finished while cooling to room temperature at the above average cooling rate, but is not higher than (Ms point ⁇ 50 ° C.) (preferably up to Ms point ⁇ 50 ° C.). ) After cooling, cooling to 200 ° C. or less may be performed at an average cooling rate of 20 ° C./second or less (two-stage cooling). By adding such a cooling step, carbon in martensite is concentrated to untransformed austenite, whereby the amount of retained austenite can be increased. When performing such two-stage cooling, the average cooling rate during the second stage cooling is preferably 10 ° C./second or less (more preferably 5 ° C./second or less).
  • an average cooling rate of 10 ° C./second or less is 700 ° C. or less and 500 ° C. It is preferable to cool to the above temperature and then start molding.
  • This cooling step is an important step in forming ferrite during cooling. If the average cooling rate at this time exceeds 10 ° C./second, a predetermined amount of ferrite cannot be secured.
  • This average cooling rate is preferably 7 ° C./second or less, more preferably 5 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature in this cooling step needs to be 700 ° C. or lower and 500 ° C. or higher.
  • a preferable upper limit of the cooling stop temperature is 680 ° C. or lower (more preferably 660 ° C. or lower), and a preferable lower limit is 520 ° C. or higher (more preferably 550 ° C. or higher).
  • the first steel plate region is maintained in a heated state without being cooled.
  • cooling and forming at an average cooling rate of 20 ° C./second or more may be started by pressing in a mold, and forming may be terminated at a temperature of Ms point ⁇ 50 ° C. or less.
  • the bainite transformation start temperature Bs point may be finished at a temperature of ⁇ 100 ° C. or lower.
  • the average cooling rate during forming in the second steel plate region is set to 20 ° C./second or more, and the forming end temperature is (bainite transformation start temperature Bs point ⁇ 100 ° C .: hereinafter abbreviated as “Bs-100 ° C.”). (It may be the same in the previous manufacturing method).
  • the average cooling rate at this time is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more).
  • the molding end temperature may be finished while cooling to room temperature at the above average cooling rate, but cooling may be stopped after cooling to Bs-100 ° C. or lower, and then the molding may be finished. .
  • the forming end temperature of the second steel plate region is preferably a temperature range equal to or higher than the martensite transformation start temperature Ms point, and is preferably maintained for 10 seconds or more in that temperature range.
  • the holding time at this time is preferably 50 seconds or more (more preferably 100 seconds or more). However, if the holding time becomes too long, the austenite starts to decompose, and the retained austenite fraction cannot be secured. Or less (more preferably 800 seconds or less).
  • the above-described holding may be any of isothermal holding, monotonous cooling, and reheating step as long as it is within the above temperature range.
  • the above-described holding may be added at the stage of completion of molding, but a holding step may be added within the above temperature range in the middle of finishing molding. . After the molding is completed in this manner, it may be cooled to room temperature (25 ° C.) by cooling or at an appropriate cooling rate.
  • Control of the average cooling rate during molding can be achieved by means such as (a) controlling the temperature of the molding die (cooling medium shown in FIG. 1), (b) controlling the thermal conductivity of the die. (The same applies to cooling in the following method).
  • the cooling conditions during molding may differ depending on each region, but the control means such as (a) and (b) above are separately formed in a single mold, Cooling control corresponding to each region may be performed in a single mold.
  • the present invention can also be applied to the case of manufacturing a molded product having a relatively complicated shape.
  • a method of performing cold press forming in a pre-process of hot press forming (this method is called “indirect method”) can be employed.
  • This method is a method in which a portion that is difficult to be molded is preliminarily molded to an approximate shape by cold working, and the other portions are hot press molded. If such a method is adopted, for example, when a part having three uneven portions (peaks) of a molded product is formed, the two parts are formed by cold press molding, and then the third part is formed. Will be hot pressed.
  • the present invention is made assuming a hot press-formed product made of a high-strength steel plate, and its steel type may be of a normal chemical composition as a high-strength steel plate, but C, Si, About Mn, P, S, Al, and N, it is good to adjust to an appropriate range. From such a viewpoint, the preferable ranges of these chemical components and the reasons for limiting the ranges are as follows.
  • C 0.1-0.3%) 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 Ac 3 transformation point, the austenite is concentrated to form retained austenite after quenching. It is also an important element in controlling the increase in martensite amount and the strength of martensite (first region). When the C content is less than 0.1%, a predetermined retained austenite amount cannot be secured, and good ductility cannot be obtained. In addition, the strength of martensite is insufficient. On the other hand, if the C content is excessive and exceeds 0.3%, the strength becomes too high. A more preferable lower limit of the C content is 0.15% or more (more preferably 0.20% or more), and a more preferable upper limit is 0.27% or less (more preferably 0.25% or less).
  • Si suppresses the formation of cementite from austenite after heating to a single-phase region temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point, and exerts an effect of increasing and forming retained austenite during quenching.
  • the solid solution strengthening also exerts the effect of increasing the strength without significantly degrading the ductility. If the Si content is less than 0.5%, a predetermined retained austenite amount cannot be secured, 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 (first region). In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.5% or more of Mn. However, if the Mn content is excessive, it is impossible to secure a predetermined amount of ferrite by preventing the formation of ferrite (second region). Further, since the strength of austenite is significantly improved, the hot rolling load becomes large and the production of the steel sheet becomes difficult. Therefore, it is not preferable to contain more than 2% from the viewpoint of productivity. A more preferable lower limit of the Mn content is 0.7% or more (more preferably 0.9% or more), and a more preferable upper limit is 1.8% or less (more preferably 1.6% 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 since it is difficult to make it 0%, it is preferable to make it 0.05% or less (not including 0%).
  • a more preferable upper limit of the 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 since it is difficult to make it 0%, it is preferable to make it 0.05% or less (not including 0%).
  • a more preferable upper limit of the S content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • Al 0.01-0.1%
  • 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 is preferably 0.01% or more.
  • a more preferable lower limit of the Al content is 0.013% or more (more preferably 0.015% or more), and a more preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06% or less).
  • N (N: 0.001 to 0.01%) N is an element inevitably mixed in, and is preferably reduced. However, since there is a limit to reducing it in the actual process, 0.001% was set as the lower limit. If the N content is excessive, the ductility deteriorates due to strain aging, or when B is added, it precipitates as BN and lowers the effect of improving hardenability by solute B, so the upper limit is 0.01. %. The upper limit with more preferable N content is 0.008% or less (more preferably 0.006% or less).
  • substantially iron means a trace component that does not inhibit the properties of the steel material of the present invention other than iron (for example, Mg, Ca, Sr, Ba, REM such as La, and Zr, Hf). , Ta, W, Mo and other carbide-forming elements) are acceptable, and inevitable impurities other than P, S, N (for example, O, H, etc.) can also be included.
  • B is an element that prevents formation of cementite during cooling after heating and contributes to securing retained austenite.
  • B is preferably contained in an amount of 0.0001% 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 0.0002% 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 fixes N and causes B to be maintained in a solid solution state, thereby improving the hardenability.
  • the Ti content is excessive and exceeds 0.1%, a large amount of TiC is formed, The strength increases by precipitation strengthening, but the ductility deteriorates.
  • a more preferable lower limit of the Ti content is 0.05% or more (more preferably 0.06% or more), and a more preferable upper limit is 0.09% or less (more preferably 0.08% or less).
  • Cu, Ni, Cr and Mo prevent the formation of cementite during cooling after heating and effectively act to secure retained austenite.
  • the content is large, but since the cost of alloy addition increases, the total content is preferably 1% or less.
  • strength of austenite significantly since the load of hot rolling becomes large and manufacture of a steel plate becomes difficult, it is preferable to set it as 1% or less also from a viewpoint of productivity.
  • 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 0.9% or less (more preferably 0.8% or less) in total. ).
  • V and Nb 0.1% or less in total (excluding 0%)
  • V and Nb 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, if the content of these elements is excessive, coarse carbides are formed and the ductility is deteriorated by becoming the starting point of destruction, so the total content 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% or less) in total. ).
  • the present invention by appropriately adjusting the press molding conditions (heating temperature and cooling rate corresponding to each region), it is possible to control properties such as strength and elongation in each region in the molded product, and Since a hot-pressed product with ductility (residual ductility) can be obtained, it is also difficult to apply it to conventional hot-pressed products (for example, members that require both impact resistance and energy absorption suppression). It can be applied and is extremely useful for expanding the application range of hot press-formed products.
  • the molded product obtained by the present invention has a larger residual ductility than a molded product whose structure is adjusted by performing normal annealing after cold press molding.
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 below was vacuum-melted to obtain a slab for experiment, then hot rolled, and then cooled and wound up. Furthermore, it cold-rolled and made it the thin steel plate.
  • the Ac 1 transformation point, Ac 3 transformation point, Ms point, and (Bs-100 ° C.) in Table 1 were determined using the following formulas (2) to (5) (for example, (See “Leslie Steel Materials Science” Maruzen, (1985)).
  • Table 1 also shows the calculated value (hereinafter referred to as “A value”) of (Ac 1 transformation point ⁇ 0.3 + Ac 3 transformation point ⁇ 0.7).
  • the obtained steel sheet was subjected to forming / cooling treatment by changing the heating temperature in each steel sheet region.
  • press molding was performed using a HAT (hat channel) -shaped bending mold shown in FIG.
  • the heating temperature and average cooling rate in each steel plate region are shown in the following Table 2 (the forming end temperature (mold release temperature) is 200 ° C. in all regions).
  • the steel plate size at the time of forming and cooling was 220 mm ⁇ 500 mm (plate thickness: 1.4 mm) (the area ratio of the first steel plate region and the second steel plate region was 1: 1).
  • the shape of the molded press-molded product is shown in FIG. 3 [FIG. 3 (a) is a perspective view and FIG. 3 (b) is a cross-sectional view].
  • Test No. Examples 1, 3, and 4 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and it can be seen that a molded article in which the strength-ductility balance in each region is achieved with high performance is obtained.
  • test no. Examples 2 and 5 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, test no. Since No. 2 was heated below the Ac 1 transformation point in the second region, it had a structure mainly composed of ferrite, no martensite was generated, and the strength was not ensured.
  • Test No. No. 5 is a conventional 22MnB5-equivalent steel (steel type B in Table 1), and although strength is obtained, residual austenite is not secured, and low elongation is not observed in any region ( EL) is only obtained.
  • the metal structure includes martensite: 80 to 97 area%, retained austenite: 3 to 20 area%, and the remaining structure: a first region consisting of 5 area% or less, Metal structure: ferrite: 30 to 80 area%, bainitic ferrite: less than 30 area% (excluding 0 area%), martensite: 30 area% or less (excluding 0 area%), residual austenite: 3
  • a single molded product has regions corresponding to impact-resistant sites and energy-absorbing sites, and has high strength and elongation according to each region. Can be achieved at a high level.

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Abstract

　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％を夫々含み、残部組織：５面積％以下からなる第１の領域と、金属組織が、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３０面積％以下（０面積％を含まない）、残留オーステナイト：３～２０面積％からなる第２の領域を有するものとすることによって、溶接法を適用せずとも、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を有し、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る熱間プレス成形品を提供する。

Description

熱間プレス成形品およびその製造方法
　本発明は、自動車部品の構造部材に使用され、成形品内の異なる領域に応じて強度および延性を調整できるようにした熱間プレス成形品およびその製造方法に関し、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、異なる領域に応じた強度および延性を得ることのできる熱間プレス成形品、およびそのような熱間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。しかしながら、自動車の軽量化のために鋼板を高強度化していくと、伸びＥＬやｒ値（ランクフォード値）が低下し、プレス成形性や形状凍結性が劣化することになる。
　このような課題を解決するために、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（即ち、成形を容易にした）後、薄鋼板に比べて低温（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。
　こうした熱間プレス成形法によれば、低強度状態で成形されるので、スプリングバックも小さくなると共に（形状凍結性が良好）、Ｍｎ、Ｂ等の合金元素を添加した焼入れ性の良い材料を使用することで、急冷によって引張強度で１５００ＭＰａ級の強度が得られることになる。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（以下、「ホットスタンプ」で代表することがある）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ホットスタンプ（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（図１の２，２間）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ホットスタンプ用鋼板としては、２２ＭｎＢ５鋼を素材とするものが知られている。この鋼板では、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。また、Ｃ含有量を増やし、２２ＭｎＢ５鋼をベースに、更に高強度化（１５００ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ級）する開発も進められている。
　しかしながら、２２ＭｎＢ５鋼以外の鋼種はほとんど適用されておらず、部品の強度、伸びをコントロール（例えば、低強度化：９８０ＭＰａ級、高伸び化：２０％等）し、耐衝撃部材以外へ適用範囲を広げる鋼種・工法の検討はほとんどされていないのが現状である。
　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リィティ（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、リアサイドメンバ、フロントサイドメンバ等の部品内に、耐衝撃性部位とエネルギー吸収部位の両機能を持たせる場合がある。こうした部材を作製するには、これまでは、例えば９８０ＭＰａ級の高強度超ハイテンと、４４０ＭＰａ級の伸びのあるハイテンをレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）して、冷間でプレス成型する方法が主流であった。しかしながら、最近では、ホットスタンプで部品内の強度を作り分ける技術の開発が進められている。
　例えば、非特許文献１では、ホットスタンプ用の２２ＭｎＢ５鋼と、金型で焼入しても高強度とならない材料をレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）して、ホットスタンプする方法が提案されており、高強度側（耐衝撃部位側）で引張強度：１５００ＭＰａ（伸び６～８％）、低強度側（エネルギー吸収部位側）で引張強度：４４０ＭＰａ（伸び１２％）となる作り分けを行っている。同様の観点から、非特許文献２のような技術も提案されている。
　上記非特許文献１，２の技術では、エネルギー吸収部位側で引張強度が６００ＭＰａ以下、伸びが１２～１８％程度であるが、事前にレーザー溶接（テーラードウェルドブランク：ＴＷＢ）する必要があり、工程が増加すると共に高コストとなる。また、本来、焼入を行う必要のないエネルギー吸収部位を加熱することなり、熱量消費の観点からも好ましくない。
　更に、部品内で強度を作り分けるための技術として、例えば非特許文献３、４のような技術も提案されている。このうち非特許文献３の技術は、加熱炉内でブランクに温度差（分布）をつけることによって作り分けを行うものであるが、２２ＭｎＢ５鋼をベースとしているが、ボロン添加の影響によって、二相域温度の加熱に対して焼入れ後の強度のロバスト性が悪く、エネルギー吸収部位側の強度コントロールが難しく、更に伸びも１５％程度しか得られていない。
　一方、非特許文献４の技術では、金型内（金型の一部をヒータで暖める、または、熱伝導率の異なる材料を用いる）で冷却速度を変化させることによって作り分けを行うものであるが、２２ＭｎＢ５鋼をベースとしており、本来、焼入れ性の良い２２ＭｎＢ５鋼に焼きが入らないように制御する点（金型冷却制御）で合理的ではない。
Klaus Lamprecht, Gunter Deinzer, Anton Stich, Jurgen Lechler, Thomas Stohr, Marion Merklein,"Thermo-Mechanical Properties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes", Proc. IDDRG2010, 2010． Usibor1500P（22MnB5）/1500MPa・8%-Ductibor500／550～700MPa・17%［平成２３年４月２７日検索］インターネット〈http://www.arcelomittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl〉 22MnB5/above AC3/1500MPa・8%-below AC3／Hv190・Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke, "Industrial application of hot forming process simulation", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp83-88, 2008. Begona Casas, David Latre, Noemi Rodriguez, and Isaac Valls,"Tailor made tool materials for the present and upcoming tooling solutions in hot sheet metal forming", Proc, of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff, K., Oldenburg, M, Steinhoff, and Prakash, B., pp23-35, 2008.
　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、溶接法を適用せずとも、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を有し、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る熱間プレス成形品、およびこのような熱間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成形品とは、熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品であって、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％を夫々含み、残部組織：５面積％以下からなる第１の領域と、金属組織が、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３０面積％以下（０面積％を含まない）、残留オーステナイト：３～２０面積％からなる第２の領域を有することを特徴とする。
　本発明の熱間プレス成形品において、その化学成分組成は限定されないが、代表的なものとして、Ｃ：０．１～０．３％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．５～３％、Ｍｎ：０．５～２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１～０．１％、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るものが挙げられる。
　本発明の熱間プレス成形品においては、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：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：合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％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、熱間プレス成形品の特性が更に改善される。
　本発明方法は、薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、上記のような熱間プレス成形品を製造する方法であって、前記薄鋼板として、フェライトが５０面積％以上の金属組織を有する熱延鋼板、または冷延率３０％以上を施した冷延鋼板を用い、第１の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱する第１加熱処理と、第２の成形領域をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点×０．３＋Ａｃ3変態点×０．７）に相当する温度以下に加熱する第２加熱処理とを含む複数の加熱処理を並行して行う加熱工程によって前記薄鋼板を加熱した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１および第２の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了することを特徴とする。
　また、本発明の他の方法は、薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、上記のような熱間プレス成形品を製造する方法であって、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱し、その後成形開始するまでの間、第１の成形領域は加熱温度を維持し、第２の成形領域は１０℃／秒以下の平均冷却速度で７００℃以下、５００℃以上の温度まで冷却した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１および第２の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了することを特徴とする。
　本発明によれば、熱間プレス成形法において、その条件を成形品の領域毎に応じて適切に制御することによって、適正量の残留オーステナイトを存在させつつ各領域の金属組織を調整することができ、従来の２２ＭｎＢ５鋼を用いたときよりも、成形品に内在する延性（残存延性）をより高くした熱間プレス成形品が実現でき、また熱処理条件や成形前鋼板の組織（初期組織）との組み合わせにより、強度および伸びを各領域に応じて適切に制御できる。
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。 実施例で用いた成形金型の概略説明図である。 実施例で成形したプレス成形品の形状を示す概略説明図である。
　本発明者らは、薄鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形して成形品を製造するに際して、成形後において、異なる各領域の要求特性に応じた強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すような熱間プレス成形品を実現するべく、様々な角度から検討した。
　その結果、プレス成形金型を用いて薄鋼板をプレス成形して熱間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、残留オーステナイトを３～２０面積％含むように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熱間プレス成形品が実現できることを見出し、本発明を完成した。
　本発明の熱間プレス成形品の各領域における各組織（基本組織）の範囲設定理由は次の通りである。
　（１）第１の領域の組織
　第１の領域の主要組織を、高強度のマルテンサイトにすることで、熱間プレス成形品における特定領域の高強度を確保することができる。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の分率を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が、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、ベイナイト等を残部組織として含み得るが、これらの組織はマルテンサイトより軟質な組織であり強度に対する寄与が他の組織に比べて低く、できるだけ少ない方が好ましい。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３面積％以下であり、更に好ましくは０面積％である。
　上記のように第１の領域の組織を作り込むことによって、強度（引張強度ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上で、伸び（全伸びＥＬ）が１０％以上の部分（例えば、自動車部品の耐衝撃性部位）を形成することができる。
　（２）第２の領域の組織
　第２の領域の主要組織を、微細で且つ延性の高いフェライトにすることで、熱間プレス成形品における特定領域の高延性を実現することができる。こうした観点から、フェライトの面積分率は、３０面積％以上とする必要がある。しかしながら、この面積分率が８０面積％を超えると、所定強度が確保できなくなる。フェライト分率の好ましい下限は４０面積％以上（より好ましくは４５面積％以上）であり、好ましい上限は７０面積％以下（より好ましくは６５面積％以下）である。
　ベイニティックフェライトは強度の向上には有効であるが、延性がやや低下するため、その分率の上限は３０面積％未満とする必要がある。ベイニティックフェライト分率の好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは１０面積％以上）であり、好ましい上限は２５面積％以下（より好ましくは２０面積％以下）である。
　マルテンサイトは強度の向上には有効であるが、延性を大幅に低下させるため、その分率の上限は３０面積％以下とする必要がある。マルテンサイト分率の好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは１０面積％以上）であり、好ましい上限は２５面積％以下（より好ましくは２０面積％以下）である。
　第１の領域と同様の理由によって、残留オーステナイトの分率を３面積％以上、２０面積％以下とする。残留オーステナイトの好ましい下限も、同様である。
　上記のように第２の領域の組織を作り込むことによって、強度（引張強度ＴＳ）が８００ＭＰａ以上で、伸び（全伸びＥＬ）が１５％以上の部分（例えば、自動車部品のエネルギー吸収性部位）を形成することができる。
　本発明の成形品は、少なくとも第１の成形領域と第２の成形領域を有するものであるが、必ずしも２つの成形領域に限らず、第３若しくは第４の成形領域を有するものであってもよい。こうした成形領域を形成するに際しては、後述する製造方法に準じて作り込みを行なうことは可能である。
　本発明の熱間プレス成形品を製造するに当たっては、フェライトが５０面積％以上の金属組織を有する熱延鋼板、または冷延率３０％以上を施した冷延鋼板を用い、第１の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱する第１加熱処理と、第２の成形領域をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点×０．３＋Ａｃ3変態点×０．７）に相当する温度以下に加熱する第２加熱処理とを含む複数の加熱処理を並行して行う加熱工程によって前記薄鋼板を加熱した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型内でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１および第２の成形領域は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）より５０℃低い温度（以下、「Ｍｓ点－５０℃」と表記することがある）以下で成形を終了すれば良い。この方法における各要件を規定した理由は次の通りである。尚、「成形を終了」とは、基本的には成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）に至った状態を意味するが、その状態で所定温度まで金型冷却が必要となる場合には、金型冷却保持後に金型を離すまでをも含む趣旨である。
　上記方法は、鋼板の加熱領域を少なくとも２つの領域（例えば、高強度側領域および低強度側領域）に分けると共に、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成形品が得られる。各領域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。
　（フェライトが５０面積％以上の金属組織を有する熱延鋼板、または冷延率３０％以上を施した冷延鋼板を用いる）
　二相域温度に加熱時に、延性への寄与の大きいフェライト組織を得るためには、鋼板（成形用鋼板）の種類を適切に選ぶ必要がある。成形用鋼板として熱延鋼板を用いる場合には、フェライト分率が高く、二相域温度に加熱時にフェライトが残存するようにすることが重要である。こうした観点から、用いる熱延鋼板はフェライトが５０面積％以上の金属組織を有するものであることが好ましい。このフェライト分率の好ましい下限は、６０面積％以上（より好ましくは７０面積％以上）であるが、フェライト分率があまり高くなると、成形品中のフェライト分率が多くなり過ぎるので、９５面積％以下であることが好ましい。より好ましくは９０面積％以下である。
　一方、冷延鋼板を用いる場合には、加熱中に再結晶が起こり、転位を含まないフェライトが形成されることが重要な要件となるため、再結晶が起こるように一定以上の冷延（冷間圧延）を施す必要がある。また、冷延鋼板の場合には、その組織についてはどのようなものであっても良い。こうした観点から、冷延鋼板を用いる場合には、冷延率３０％以上を施した冷延鋼板を用いることが好ましい。冷延率は好ましくは４０％以上であり、より好ましくは５０％以上である。尚、上記「冷延率」とは、下記（１）式によって求められる値である。
　冷延率（％）＝［（冷間圧延前の鋼板厚さ－冷間圧延後の鋼板厚さ）／冷間圧延前の鋼板厚さ］×１００…（１）
　（第１の成形領域（高強度側領域）の製造条件）
　熱間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（第１の加熱処理）、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、第１の成形領域をマルテンサイト主体とする組織に変態させ、最終的な熱間プレス成形品で所望の組織に作り込むことができる。薄鋼板の加熱温度が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、薄鋼板の加熱温度が１０００℃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。加熱温度は好ましくは（Ａｃ3変態点＋５０℃）以上、９５０℃以下である。
　成形中における冷却条件、および成形終了温度は、各領域によって適切に制御する必要がある。成形品の第１の成形領域に相当する鋼板領域（この領域を「第１の鋼板領域」と呼ぶことがある）においては、金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつ、（Ｍｓ点－５０℃）に相当する温度以下で成形を終了する必要がある。
　（第２の成形領域（高強度側領域）の製造条件）
　鋼板中に含まれるフェライトを残存させつつ、部分的にオーステナイトにさせるためには、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、残留オーステナイト若しくはマルテンサイトに変態させ、最終的な熱間プレス成形品で所望の組織に作り込むことができる。鋼板の加熱温度がＡｃ1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、薄鋼板の加熱温度が（Ａｃ1変態点×０．３＋Ａｃ3変態点×０．７）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）で所定量のフェラ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、セメンタイトが形成されるのを阻止しつつ、所定量の残留オーステナイトを確保するためには、成形中の平均冷却速度および成形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、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、成形終了温度は、Ｍｓ点－５０℃以下とする必要がある。成形中の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。また、成形終了温度は、上記平均冷却速度で室温まで冷却しながら成形を終了してもよいが、Ｍｓ点－５０℃以下まで冷却した後に冷却を停止し、その後成形を終了するようにしても良い。このときの成形終了温度については、後に詳述する。
　本発明の熱間プレス成形品を製造するための他の方法としては、薄鋼板を用い（化学成分組成は成形品と同じ）、少なくとも第１の成形領域および第１の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱し、その後成形開始するまでの間、第１の成形領域は加熱温度を維持し、第２の成形領域は１０℃／秒以下の平均冷却速度で７００℃以下、５００℃以上の温度まで冷却した後、少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、第１および第２の成形領域では（Ｍｓ点－５０℃）以下で成形を終了するようにしても良い。
　熱間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（第１の成形領域）またはフェライト（第２の成形領域）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で所望の組織に作り込むことができる。薄鋼板の加熱温度が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、薄鋼板の加熱温度が１０００℃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、（ａ）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か（第１の成形領域）、または（ｂ）その後の冷却でフェライトが生成できない（第２の成形領域）。
　成形中における冷却条件、および成形終了温度は、各領域によって適切に制御する必要がある。まず成形品の第１の領域に相当する鋼板領域（第１の鋼板領域）においては、金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度の冷却を確保しつつ、（Ｍｓ点－５０℃）以下の温度で成形を終了する必要がある。
　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、成形中の平均冷却速度および成形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、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、成形終了温度は（Ｍｓ点－５０℃）以下とする。特に、Ｓｉ含有量の多い鋼板を対象とした場合には、こうした条件で冷却することによって、マルテンサイトを残留オーステナイトの混合組織とすることができる。成形中の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以上（より好ましくは４０℃／秒以上）である。
　第１の鋼板領域における成形終了温度は、上記平均冷却速度で室温まで冷却しながら成形を終了してもよいが、（Ｍｓ点－５０℃）以下まで（好ましくはＭｓ点－５０℃の温度まで）冷却した後、２００℃以下までを２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却（２段階冷却）するようにしてもよい。こうした冷却工程を付加することによって、マルテンサイト中の炭素が未変態オーステナイトに濃化することによって、残留オーステナイト量を増加させることができる。こうした２段階冷却するときの、２段階目の冷却時の平均冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以下（より好ましくは５℃／秒以下）である。
　一方、成形品の第２の領域に相当する鋼板領域（この領域を「第２の鋼板領域」と呼ぶことがある）においては、１０℃／秒以下の平均冷却速度で７００℃以下、５００℃以上の温度まで冷却し、その後成形を開始するのが良い。この冷却工程は、冷却中にフェライトを形成させる上で重要な工程である。このときの平均冷却速度が１０℃／秒を超えて速くなると、所定量のフェライトが確保できなくなる。この平均冷却速度は、好ましくは７℃／秒以下であり、より好ましくは５℃／秒以下である。この冷却工程における冷却停止温度は、７００℃以下、５００℃以上とする必要がある。この冷却停止温度が、７００℃を超えると十分なフェライト量が確保できず、５００℃未満となると、フェライト分率が多くなり過ぎ、所定の強度を確保できなくなる。冷却停止温度の好ましい上限は６８０℃以下（より好ましくは６６０℃以下）であり、好ましい下限は５２０℃以上（より好ましくは５５０℃以上）である。尚、この冷却工程のときは、第１の鋼板領域は冷却しないで加熱された状態が維持されたままとなる。
　第２の鋼板領域においては、金型内でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、Ｍｓ点－５０℃以下の温度で成形を終了してもよいが、ベイナイト変態開始温度Ｂｓ点－１００℃以下の温度で成形を終了するようにしてもよい。上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、セメンタイトが形成されるのを阻止しつつ、所定量の残留オーステナイトを確保するためには、成形中の平均冷却速度および成形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、第２の鋼板領域における成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、成形終了温度は、（ベイナイト変態開始温度Ｂｓ点－１００℃：以下「Ｂｓ－１００℃」と略記することがある）以下とすることが好ましい（先の製造方法においても同じ）。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。また、成形終了温度は、上記平均冷却速度で室温まで冷却しながら成形を終了してもよいが、Ｂｓ－１００℃以下まで冷却した後に冷却を停止し、その後成形を終了するようにしても良い。
　第２の鋼板領域の成形終了温度は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点以上の温度範囲とし、その温度範囲で１０秒以上保持することが好ましい。上記の温度範囲で１０秒以上保持することによって、過冷オーステナイトからベイナイト変態が進行してフェライトを主体とする組織とすることができる。このときの保持時間は、好ましくは５０秒以上（より好ましくは１００秒以上）であるが、保持時間が長くなり過ぎると、オーステナイトが分解を始め、残留オーステナイト分率が確保できなくなるので、１０００秒以下であることが好ましい（より好ましくは８００秒以下）。
　上記のような保持は、上記温度範囲内であれば、等温保持、単調な冷却、再加熱工程のいずれであっても良い。また、このような保持と成形の関係については、成形を終了した段階で上記のような保持を加えても良いが、成形を終了する途中で、上記温度範囲内で保持工程を加えても良い。このようにして成形を終了した後は、放冷または適切な冷却速度で、室温（２５℃）まで冷却すれば良い。
　成形中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（下記の方法における冷却においても同じ）。また、本発明方法では、各領域によって、成型中の冷却条件が異なる場合もあるが、上記（ａ）、（ｂ）等の制御手段を、単一の金型内に別々に形成して、各領域に応じた冷却制御を単一の金型内で行うようにすれば良い。
　本発明の熱間プレス成形品の製造方法では、上記いずれも方法を採用しても、前記図１に示したような単純な形状の熱間プレス成形品を製造する場合（ダイレクト工法）は勿論のこと、比較的複雑な形状の成形品を製造する場合にも適用できるものである。但し、複雑な部品形状の場合には、１回のプレス成形で製品の最終形状までを作り込むことが難しいことがある。このような場合には、熱間プレス成形の前工程で冷間プレス成形を行う方法（この方法は、「インダイレクト工法」と呼ばれている）を採用することができる。この方法では、成形が難しい部分を冷間加工によって近似形状まで予め成形しておき、その他の部分を熱間プレス成形する方法である。こうした方法と採用すれば、例えば成形品の凹凸部（山部）が３箇所ある様な部品を成形する際に、冷間プレス成形によって、その２箇所まで成形しておき、その後に３箇所目を熱間プレス成形することになる。
　本発明では、高強度鋼板からなる熱間プレス成形品を想定してなされたものであり、その鋼種については高強度鋼板としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分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。
　（Ｃ：０．１～０．３％）
　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（第１の領域）重要な元素である。Ｃ含有量が０．１％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することにもなる。一方、Ｃ含有量が過剰になって０．３％を超えると、強度が高くなり過ぎることになる。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１５％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０．２７％以下（更に好ましくは０．２５％以下）である。
　（Ｓｉ：０．５～３％）
　Ｓｉは、Ａｃ3変態点以上の単相域温度に加熱後のオーステナイトがセメンタイトに形成されることを抑制し、焼入れ時に残留オーステナイトを増加・形成させる作用を発揮する。また、固溶強化によって、延性をあまり劣化させずに強度を高める作用も発揮する。Ｓｉ含有量が０．５％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：０．５～２％）
　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（第１の領域）。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、フェライトの形成を妨げることで、所定量のフェライトを確保できなくなるので（第２の領域）、２％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向上させるため、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、生産性の上からも、２％を超えて含有させることは好ましくない。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０．９％以上）であり、より好ましい上限は１．８％以下（更に好ましくは１．６％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）とすることが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０４５％以下（更に好ましくは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）とすることが好ましい。Ｓ含有量のより好ましい上限は０．０４５％以下（更に好ましくは０．０４０％以下）である。
　（Ａｌ：０．０１～０．１％）
　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％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、延性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量のより好ましい下限は０．０１３％以上（更に好ましくは０．０１５％以上）であり、より好ましい上限は０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％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、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、Ｂを添加している場合は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。
　本発明のプレス成形品における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａの他、Ｌａ等のＲＥＭ、およびＺｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ等の炭化物形成元素等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。
　本発明のプレス成形品には、必要によって更に、（ａ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：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：合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％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、熱間プレス成形品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。
　（Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない））
　Ｂは、加熱後の冷却中に、セメンタ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０．０００１％以上含有させることが好ましいが、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０．０００２％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０．００８％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。
　一方、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は少なくともＮの含有量の４倍以上含有させることが好ましいが、Ｔｉ含有量が過剰になって０．１％を超えると、ＴｉＣを多量に形成し、析出強化により強度が上昇するが延性が劣化する。Ｔｉ含有量のより好ましい下限は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０．０９％以下（更に好ましくは０．０８％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、加熱後の冷却中に、セメンタ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０．９％以下（更に好ましくは０．８％以下）である。
　（Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない））
　ＶおよびＮｂ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ので、合計で０．１％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０．００５％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。
　本発明によれば、プレス成形条件（各領域に応じた加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、成形品における領域毎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）の熱間プレス成形品が得られるので、これまでの熱間プレス成形品では適用しにくかった部位（例えば、耐衝撃特性およびエネルギー吸収抑制の両方が要求される部材）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。また、本発明で得られる成形品は、冷間プレス成形した後に通常の焼鈍しを施して組織調整した成形品と比べて、残存延性が更に大きなものとなる。
　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。
　本願は、２０１２年３月１５日に出願された日本国特許出願第２０１２－５９４４７号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年３月１５日に出願された日本国特許出願第２０１２－５９４４７号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　下記表１に示した化学成分組成を有する鋼材を真空溶製し、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き取った。更に、冷間圧延をして薄鋼板とした。尚、表１中のＡｃ1変態点、Ａｃ3変態点、Ｍｓ点、および（Ｂｓ－１００℃）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１には、（Ａｃ1変態点×０．３＋Ａｃ3変態点×０．７）の計算値（以下、「Ａ値」とする）も同時に示した。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋼板を、各鋼板領域における加熱温度を変化させて、成形・冷却処理を実施した。具体的には、図２に示すＨＡＴ（ハットチャンネル）形状の曲げ成形金型を用いてプレス成形を行った。各鋼板領域における加熱温度、平均冷却速度を下記表２に示す（成形終了温度（離型温度）はいずれの領域も２００℃）。成形・冷却時の鋼板サイズは、２２０ｍｍ×５００ｍｍ（板厚：１．４ｍｍ）とした（第１の鋼板領域と第２の鋼板領域の面積比率は１：１）。成形したプレス成形品の形状を図３［図３（ａ）は斜視図、図３（ｂ）は断面図］に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の処理（加熱、成形、冷却）を行った各鋼板につき、引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）を下記要領で行った。
　（引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ））
　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、（ａ）第１の領域において、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１０％以上を満足し、且つ（ｂ）第２の領域において引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１５％以上を満足するときに合格と評価した。
　（金属組織の観察（各組織の分率））
　（１）鋼板中のフェライト、ベイニティック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、フェライト、ベイニティックフェライトを区別し、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（面積率）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）マルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）の面積率については、鋼板をレペラ腐食し、ＳＥＭ観察により白いコントラストを、マルテンサイト（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し引いて、焼入れままマルテンサイト分率を計算した。
　成形品の各領域における金属組織の測定結果を下記表３に、成形品の各領域における機械的特性を下記表４に、夫々示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１、３、４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－延性バランスが高性能で達成されている成形品が得られていることが分かる。
　これに対し、試験Ｎｏ．２、５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、試験Ｎｏ．２のものは、第２の領域でＡｃ1変態点未満に加熱したため、フェライト主体の組織となっており、マルテンサイトが生成されておらず、強度が確保されていない。試験Ｎｏ．５のものは、従来の２２ＭｎＢ５相当鋼（表１の鋼種Ｂ）を対象としたものであり、強度は得られているものの、残留オーステナイトが確保されておらず、いずれの領域においても低い伸び（ＥＬ）しか得られていない。
　本発明の熱間プレス成形品は、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％を夫々含み、残部組織：５面積％以下からなる第１の領域と、金属組織が、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３０面積％以下（０面積％を含まない）、残留オーステナイト：３～２０面積％からなる第２の領域を有するものとすることによって、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を有し、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 (7)

  1. 　熱間プレス成形法によって薄鋼板を成形した熱間プレス成形品であって、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％を夫々含み、残部組織：５面積％以下からなる第１の領域と、金属組織が、フェライト：３０～８０面積％、ベイニティックフェライト：３０面積％未満（０面積％を含まない）、マルテンサイト：３０面積％以下（０面積％を含まない）、残留オーステナイト：３～２０面積％からなる第２の領域を有するものであることを特徴とする熱間プレス成形品。
  2. 　化学成分組成が、
    　Ｃ　：０．１～０．３％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    　Ｓｉ：０．５～３％、
    　Ｍｎ：０．５～２％、
    　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１～０．１％、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る請求項１に記載の熱間プレス成形品。
  3. 　更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項２に記載の熱間プレス成形品。
  4. 　更に他の元素として、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）含有するものである請求項２または３に記載の熱間プレス成形品。
  5. 　更に他の元素として、Ｖおよび／またはＮｂ：合計で０．１％以下（０％を含まない）含有するものである請求項２または３に記載の熱間プレス成形品。
  6. 　薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、請求項１～３のいずれかに記載の熱間プレス成形品を製造する方法であって、
    　前記薄鋼板として、フェライトが５０面積％以上の金属組織を有する熱延鋼板、または冷延率３０％以上を施した冷延鋼板を用い、
    　第１の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱する第１加熱処理と、第２の成形領域をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点×０．３＋Ａｃ3変態点×０．７）に相当する温度以下に加熱する第２加熱処理とを含む複数の加熱処理を並行して行う加熱工程によって前記薄鋼板を加熱した後、
    　少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、
    　第１および第２の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了することを特徴とする熱間プレス成形品の製造方法。
  7. 　薄鋼板を少なくとも第１および第２を含む複数の領域に分けて成形することによって、請求項１～３のいずれかに記載の熱間プレス成形品を製造する方法であって、
    　少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域をＡｃ3変態点以上、１０００℃以下の温度に加熱し、
    　その後成形開始するまでの間、第１の成形領域は加熱温度を維持し、第２の成形領域は１０℃／秒以下の平均冷却速度で７００℃以下、５００℃以上の温度まで冷却した後、
    　少なくとも第１の成形領域および第２の成形領域に対しては、共に金型でプレスすることによって平均冷却速度２０℃／秒以上の冷却と成形を開始し、
    　第１および第２の成形領域ではマルテンサイト変態開始温度より５０℃低い温度以下で成形を終了することを特徴とする熱間プレス成形品の製造方法。
     
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