WO2014112594A1 - 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 - Google Patents

熱間プレス成形鋼部材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2014112594A1
WO2014112594A1 PCT/JP2014/050833 JP2014050833W WO2014112594A1 WO 2014112594 A1 WO2014112594 A1 WO 2014112594A1 JP 2014050833 W JP2014050833 W JP 2014050833W WO 2014112594 A1 WO2014112594 A1 WO 2014112594A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
temperature
less
hot press
point
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/050833
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
直気 水田
浅井　達也
隆行 山野
哲志 星加
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to KR1020157019318A priority Critical patent/KR101640358B1/ko
Priority to ES14740951.0T priority patent/ES2683149T3/es
Priority to CN201480005070.4A priority patent/CN104936716B/zh
Priority to EP14740951.0A priority patent/EP2946848B1/en
Priority to US14/655,565 priority patent/US9359663B2/en
Priority to MX2015009250A priority patent/MX368319B/es
Priority to BR112015016863-9A priority patent/BR112015016863B1/pt
Publication of WO2014112594A1 publication Critical patent/WO2014112594A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a hot press-formed steel member.
  • the present invention relates to a method for producing a hot-pressed steel member having high strength and excellent strength-ductility balance.
  • a hot press forming also called hot pressing or hot stamping
  • a steel plate as a material is press formed in a heated state, and the forming and the high strength are realized at the same time.
  • a steel sheet in a high-temperature state for example, austenite single phase region
  • a mold punch or die
  • molding bottom dead center
  • the steel sheet is transferred to the mold.
  • Patent Document 1 shows that productivity could be improved by shortening the bottom dead center retention, releasing the mold at a high temperature, and sending it to the next process.
  • this technique requires a rapid cooling (in the embodiment, 150 ° C./s) step after molding, and although holding in the mold is shortened, a special equipment design is required, and it seems that versatility is low.
  • the manufacturing method defined in Patent Document 1 has a molding time of only a few dozen seconds as in the conventional case, so that multi-step pressing is difficult, and it cannot be processed into a complicated shape.
  • Patent Document 2 discloses a hot pressing method that achieves both high strength and high productivity by injecting cooling water from a mold during press molding to shorten the holding time at the bottom dead center.
  • Patent Document 2 discloses a hot pressing method that achieves both high strength and high productivity by injecting cooling water from a mold during press molding to shorten the holding time at the bottom dead center.
  • complicated manufacturing equipment is required, which is not general purpose.
  • Patent Documents 3 to 5 also propose a hot press molding method.
  • the steel plate heated to 1000 ° C. or lower is pressed within 3 seconds in the temperature range of 600 ° C. or higher within one second and It is shown that the time until the machining is within 4 seconds, multi-stage pressing of 2 stages or more and 5 stages or less, and then cooled at a cooling rate of 10 ° C./second or more.
  • Patent Document 4 after heating a steel plate to a temperature range from the AC 3 point to the melting point, this steel plate is partially supported by a punch provided in a mold, and using the mold, ferrite, It has been shown that the steel sheet starts to be formed at a temperature higher than the temperature at which all of pearlite, bainite, and martensite transformation occurs, and then rapidly cooled after the forming. Further, in Patent Document 5, when press molding, the molded product is taken out from the press die within 5 seconds after the press mold reaches the bottom dead center, and cooled at a cooling rate of 30 ° C./s or more, and the hardness of the molded product. It is shown that HV is 400 or more.
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and the purpose of the present invention is to provide high strength and excellent strength-ductility balance in hot press molding technology, and good deformation characteristics during impact crushing (collision).
  • the object is to establish a technique for manufacturing a steel member exhibiting a crushing property) at a low cost and with a high degree of freedom in forming shape.
  • “high strength” means a yield strength of 800 MPa or more (preferably 850 MPa or more, more preferably 900 MPa or more), and a tensile strength of 980 MPa or more (preferably, as determined in Examples below). 1270 MPa or more, more preferably 1470 MPa or more).
  • “excellent in strength-ductility balance” means that TS ⁇ EL required in the examples described later is 13550 MPa ⁇ % or more (preferably 13600 MPa ⁇ % or more, more preferably 13700 MPa ⁇ % or more. More preferably, it is 13800 MPa ⁇ % or more, and particularly preferably 14000 MPa ⁇ % or more.
  • the method for producing a hot press-formed steel member of the present invention that has solved the above problems is as follows.
  • Ingredient composition is% by mass (hereinafter the same for chemical ingredients) C: 0.15% or more and 0.4% or less, Si: more than 1.0% and 1.65% or less, Al: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 1% to 3.5%, Ti: 0.10% or less (not including 0%), and B: 0.005% or less (not including 0%)
  • a steel member is manufactured by heating a steel plate with the balance being iron and inevitable impurities, and hot pressing one or more times, The heating temperature (heating temperature) is set to the Ac 3 transformation point or higher, the hot press molding starting temperature is set to the heating temperature or lower and the Ms point or higher, and cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. is further performed.
  • the tempering parameter ( ⁇ ) represented by the following formula (1) is characterized in that it satisfies 7100 or more and 8030 or less.
  • t n is the nth time (second) when the total cooling time from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. is equally divided into 5000
  • T n is the temperature at the time of t n (° C.).
  • t 0 0 second
  • T 0 Ms point ⁇ 150 ° C. 10 ⁇ ⁇ means 10 to the ⁇ power.
  • the cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. can be performed at an average cooling rate of 5 ° C./s to 20 ° C./s.
  • the end temperature of the final hot press forming of the hot press forming is preferably set to the Ms point or lower.
  • the average temperature increase rate from 100 ° C. to the heating temperature is 5 ° C./s (seconds) or more.
  • tempering may be performed at 100 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • the steel sheet used in the method for producing the hot press-formed steel member is further, (A) Cr is 5% or less (excluding 0%), (B) one or more elements selected from the group consisting of Ni and Cu, in total, 0.5% or less (excluding 0%); (C) Mo is 1% or less (excluding 0%), (D) Nb is 0.1% or less (excluding 0%) May be included.
  • the present invention includes a hot press-formed steel member obtained by the above manufacturing method.
  • the present invention also includes steel parts for automobiles obtained by processing the hot press-formed steel member.
  • the steel member obtained by hot press forming has high strength and excellent strength-ductility balance, and exhibits good deformation characteristics (collision collapse characteristics) at the time of collision collapse. It is suitable for.
  • it does not require long-term holding at the bottom dead center, so steel members can be manufactured efficiently, and hot press molding can be performed multiple times, so that it can be molded. High degree of freedom.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram of hot press molding in an example, where (a) shows before molding, (b) shows the middle of molding, and (c) shows bottom dead center of molding.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory diagram of a multistage forming process.
  • FIG. 3 is an explanatory view showing an example of a multistage forming process.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of a steel member having a reinforcing component.
  • FIG. 5 is a schematic explanatory view showing an example of stretch forming in a multistage forming process.
  • FIG. 6 is a schematic explanatory view showing an example of flange forming in the multistage forming step.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram of hot press molding in an example, where (a) shows before molding, (b) shows the middle of molding, and (c) shows bottom dead center of molding.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory diagram of a multistage forming process.
  • FIG. 3 is an explan
  • FIG. 7 is a schematic explanatory view showing an example of piercing and (outer) trim processing in a multi-stage forming process.
  • FIG. 8 is an explanatory diagram for deriving the formula (1) defined in the present invention.
  • FIG. 9 is a process diagram of hot press forming in the embodiment.
  • FIG. 10 is a schematic perspective view showing the shape of the steel member obtained in the example.
  • FIG. 11 is a schematic perspective view illustrating the embedded position of the thermocouple for measuring the temperature of the steel plate in the example.
  • FIG. 12 is a schematic perspective view showing a sampling position of a tensile test specimen from a steel member in the example.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to obtain a steel member having the above characteristics.
  • using a steel plate of a predetermined component composition heating the steel plate and producing a steel member by hot pressing one or more times, particularly, (I) the heating temperature is not less than the Ac 3 transformation point; and (Ii) the hot press molding start temperature is not higher than the heating temperature and not lower than the Ms point; and (Iii) Cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. is performed so that a tempering parameter ( ⁇ ) represented by the following formula (1) satisfies 7100 or more and 8030 or less; As a result, the present invention was completed.
  • the heating temperature is preferably (Ac 3 points + 10 ° C.) or higher. If the heating temperature is too high, the microstructure constituting the steel member becomes coarse, which may cause a decrease in the strength-ductility balance. Therefore, the upper limit of the heating temperature is preferably about (Ac 3 points + 180 ° C.), more preferably about (Ac 3 points + 150 ° C.).
  • the heating and holding time at the above heating temperature is preferably 15 minutes or less, more preferably 5 minutes or less, from the viewpoint of suppressing austenite grain growth. If it is in the said heating temperature range, it is not necessary to hold
  • the atmosphere during the heating may be an oxidizing atmosphere, a reducing atmosphere, or a non-oxidizing atmosphere.
  • Specific examples include an air atmosphere, a combustion gas atmosphere, and a nitrogen gas atmosphere.
  • the average temperature increase rate from 100 ° C. to the heating temperature is 5 ° C./s (second) or more.
  • the average temperature rising rate is more preferably 50 ° C./s or more, and still more preferably 100 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly limited from the viewpoint of further improving the strength-ductility balance, but is approximately 500 ° C./s in consideration of the size of the heating equipment and the size of the parts to be manufactured. .
  • Start temperature of hot press molding below heating temperature and above Ms point
  • the start temperature of the hot press molding is preferably (Ms point + 30 ° C.) or higher, more preferably (Ms point + 50 ° C.) or higher.
  • the “start” of the hot press molding refers to the timing at which a part of the blank first contacts the mold in the first molding
  • the “end” of the hot press molding refers to the final The timing when all parts of the molded product are separated from the mold during molding.
  • the start temperature of hot press molding that is, the temperature of the blank at the timing when a part of the blank first contacts the mold in the first molding
  • the end temperature of hot press molding that is, The temperature of the blank (steel member) at the timing when all parts of the molded product (steel member) are separated from the mold in the final molding is not particularly limited.
  • the preferable end temperature of hot press molding will be described in detail below.
  • the Ac 3 point and Ms point can be calculated from the following formulas (a) and (b) described in “Leslie Steel Material Chemistry” (Maruzen Co., Ltd., issued May 31, 1985, page 273).
  • [] indicates the content (% by mass) of each element, and the content of elements not included in the steel sheet may be calculated as 0% by mass.
  • the hot press molding may be performed a plurality of times in addition to the case of only one time. By performing the process a plurality of times, a member having a complicated shape can be formed, and the dimensional accuracy can be improved.
  • the mechanism that can improve the dimensional accuracy is as follows.
  • the time of contact with the mold differs depending on each part in the blank, and thus a temperature difference (unevenness) may occur in the molded product.
  • a temperature difference unevenness
  • the portion A of the blank in FIG. 1 has a long temperature contact amount (amount of heat removed from the die) because the contact time with the die is long. Since the contact time with the mold is short, the temperature drop is small. Due to the difference in the amount of temperature drop in the molded product, a difference in thermal shrinkage occurs in the molded product, and thermal deformation (plastic deformation) occurs, and the dimensional accuracy of the molded product deteriorates.
  • the hot press forming is multistage in this way, there is an advantage that a correction process by shape constraint can be added, and the dimensional accuracy which is a problem in the multistage hot press can be improved.
  • Degradation of dimensional accuracy which is a problem in the hot forming process by multistage forming with emphasis on productivity, is to release the final hot press (including one time) at Ms point or less as described below. (I.e., the final hot press forming end temperature is set to the Ms point or lower).
  • the effect is further stabilized if the state of contact with the mold (mold constraint) can be continued up to (Ms point-150 ° C.).
  • this is effective because deterioration in dimensional accuracy during multi-stage molding is large.
  • molding is performed with a plurality of molds having different shapes, that is, different shapes at each number of times (processes).
  • die is mentioned.
  • the complex-shaped part can be formed by a multistage forming process (a plurality of processes) as shown in FIG. That is, first, in the first step, after forming (drawing, bending) into a rough shape as shown in FIG. 2A, additional processing is performed in the final shape as shown by the solid line in FIG. It can be formed by performing process distribution such as redrawing and re-striking.
  • a part (A) having a reinforcing part (C) (for example, a center pillar, a locker, etc.) is employed.
  • a reinforcing part (C) for example, a center pillar, a locker, etc.
  • the cross-sectional shape is unlikely to collapse and the impact collapse characteristics can be improved.
  • the component (A) can be formed into a complicated shape as described above, the impact crushing characteristics of the component (A) itself can be improved, and as a result, the reinforcing component (C) can be omitted or thinned. It is possible to reduce the weight and cost.
  • stretch forming may be performed in the second and subsequent steps of the multistage forming step.
  • an overhanging shape is added, and the steel member can be enhanced in function (improvement of rigidity, improvement of impact crush characteristics, etc.).
  • flange forming flange up, flange down, stretch flange, burring, shrink flange, etc.
  • this molding it is possible to further enhance the functionality of the steel member (improvement of rigidity, improvement of impact collapse characteristics, etc.).
  • the multi-stage molding it is possible to perform punching and the like in a state where the material in the second and subsequent steps is soft at a relatively high temperature.
  • piercing (punching) and outer periphery trimming (shearing) can be performed in the second and subsequent steps.
  • the piercing processing and trim processing that have been performed by laser processing or the like as a separate process can be press-molded, thereby reducing the cost.
  • FIG. 7 (d) it is possible to perform outer periphery trimming or piercing (punching) before hot forming.
  • End temperature of hot press forming (final release temperature)
  • the end temperature of the hot press molding (the end temperature of the final hot press molding. When the hot press molding is performed only once, it simply refers to the “end temperature of hot press molding”) regardless of the Ms. It may be greater than or equal to the point, or less than or equal to the Ms point.
  • the final hot press forming end temperature is Ms point or lower (in this case, the end temperature is preferably (Ms point ⁇ 150 ° C.) or higher).
  • Hot press molding in the case of one time (single stage molding) (I-1) Hot press molding start temperature: heating temperature or less Ms point or more, and hot press molding end temperature: Ms point or more ( I-2) Hot press molding start temperature: Heating temperature or lower Ms point or higher and Hot press molding end temperature: Ms point or lower (II) Hot press molding: Multiple times (multistage molding) (II- 1) Initial hot press molding start temperature: not less than heating temperature Ms point or higher and final hot press molding end temperature: Ms point or higher (II-2) First hot press molding start temperature: heating temperature Below the Ms point and the final hot press forming end temperature: below the Ms point
  • reheating and heat insulation processes may be added between presses, but all hot pressing starts without reheating or heat insulation from the viewpoint of productivity, equipment cost, and energy cost. It is preferable to hot press so that the temperature is equal to or higher than the Ms point.
  • the cooling rate from the above heating temperature to (Ms point-150 ° C.) is not particularly limited.
  • cooling from the above heating temperature to (Ms point ⁇ 150 ° C.) at an average cooling rate of 2 ° C./s or more (more preferably 5 ° C./s or more) can be mentioned.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, and is approximately 500 ° C./s or less, and further 200 ° C./s or less in consideration of actual operation.
  • the average cooling rate can be 2 ° C./s or more and 10 ° C./s or less.
  • the cooling rate is, for example, the time from taking out from the heating furnace and starting pressing (the cooling rate during conveyance, etc.) -Contact time with the press die during hot press forming (contact time per time x number of times) ⁇
  • cooling conditions between forming cooling, forced air cooling, etc.
  • Cooling conditions after press forming after mold release
  • it is necessary to increase the cooling rate at (Ms point ⁇ 150 ° C.) or more it is effective to increase the contact time with the press die.
  • These cooling conditions can be estimated in advance by simulation or the like.
  • t n is the nth time (second) when the total cooling time from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. is equally divided into 5000
  • T n is the temperature at the time of t n (° C.).
  • t 0 0 second
  • T 0 Ms point ⁇ 150 ° C. 10 ⁇ ⁇ means 10 to the ⁇ power. same as below.
  • the tempering parameter ( ⁇ ) represented by the above formula (1) (hereinafter sometimes simply referred to as “parameter ⁇ ”) from 7100 to 8030 is satisfied from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. Adjust to cool.
  • the base equation for deriving the above equation (1) is expressed by the following equation (3).
  • the following equation (3) is a commonly used tempering parameter ( ⁇ g ) described in, for example, “Steel Materials” (edited by the Japan Institute of Metals).
  • This equation (3) is an equation that can predict the hardness when the martensitic steel is held isothermally at a certain temperature: T [K] and a certain time: t [hr].
  • T [K] a certain temperature
  • t [hr] a certain time
  • equation (3) is premised on keeping isothermal.
  • a refrigerant such as a mold, air, or water
  • a continuous cooling curve as shown in FIG. Therefore, the formula (3) based on the assumption of isothermal holding cannot be adopted as it is.
  • the cooling curve is divided into minute intervals at equal intervals, and approximated to be a set of minute time isothermal holding heat treatments.
  • each isothermal holding at each minute time ( ⁇ t) and each temperature (T1, T2, T3) is represented by a certain reference temperature (T b ) as shown in FIG. 8B. It converts into each time (t1 ', t2', t3 '). Then, the converted times are summed and applied to the base equation as a form of isothermal holding in which the total converted time (t1 ′ + t2 ′ + t3 ′) is held at the reference temperature (T b ).
  • the cooling curve is approximated as three isothermal holdings (the ⁇ t time from t0 to t1 is isothermal holding at T1 (K), and the ⁇ t time from t1 to t2 is T2 (K). Isothermal holding, ⁇ t time from t2 to t3 is isothermal holding at T3 (K)), and as shown schematically in FIG.
  • each isothermal holding is at what time ( Tb ) (K) t1 ', t2', t3 'if you kept isothermally at a temperature higher than converted or corresponding to a heat treatment (reference temperature (T b)), the longer, and kept isothermally at a temperature lower than the reference temperature T b If you do, it will be converted to a shorter time).
  • t n ′ T b ⁇ ⁇ log ( ⁇ t n ′) + C ⁇ (8)
  • t n ′ is a value represented by the following formula (9).
  • the unit of measurement temperature is “° C.” and the unit of measurement time is “second (sec)”, whereas the unit system of the formula (9) derived from the above base formula has a temperature of absolute temperature (K ), The time is composed of “hour (hr)”. Therefore, the unit system of the above formula (9) is converted into Celsius temperature (° C.) and second (s, sec), respectively.
  • the reference temperature Tb is an arbitrary value, but in the present invention, the reference temperature Tb is set to 20 ° C.
  • the constant C is 20 which is generally used for steel materials.
  • T b 20 ° C.
  • n 1 to 5000.
  • the tempering parameter ( ⁇ g ) of the base formula represented by the above formula (3) is not affected by the component variation.
  • Si is an element having an effect of increasing the temper softening resistance, and the tempering parameter apparently decreases as the content increases. That is, Si is an element that affects the tempering parameters.
  • the tempering parameters used in the present invention have a calculation starting point (T 0 ) determined by the steel component (Ms point ⁇ 150 ° C.), and correspond to the fluctuation of the component within a specified range. However, since there is no Si term in the formula for calculating the Ms point, it is necessary to add this Si term.
  • the tempering parameter apparently decreases as the Si content increases. Therefore, a negative term considering the Si amount is added to the above equation (11) to obtain the following equation (1).
  • the following coefficient (430) concerning the amount of Si is a value obtained from the experimental results obtained so far.
  • the parameter ⁇ indicated by the formula obtained as described above is 7100 or more.
  • the parameter ⁇ is preferably 7300 or more, more preferably 7500 or more.
  • the cooling to (Ms point ⁇ 150 ° C.) or lower and 80 ° C. is performed so that the parameter ⁇ is 8030 or lower.
  • the parameter ⁇ is preferably 7900 or less, more preferably 7800 or less.
  • the cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. may be performed so as to satisfy the parameter ⁇ , and any method can be adopted regardless of the specific cooling process. it can.
  • the cooling method include cooling methods such as forced air cooling and natural air cooling.
  • the cooling rate may be changed depending on the temperature range as long as the parameter ( ⁇ ) satisfies the above range.
  • a step of holding isothermally during cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. for example, holding in a holding furnace and then cooling by the cooling method
  • a step of reheating may be included.
  • cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. may be performed at an average cooling rate of 5 ° C./s (seconds) to 20 ° C./s.
  • the average cooling rate exceeds 20 ° C./s, as described above, the holding time in the mold becomes long, so the productivity is low, which is the same as the conventional method.
  • the average cooling rate is more preferably 15 ° C./s or less.
  • the average cooling rate is preferably 5 ° C./s or more. More preferably, it is 10 ° C./s or more.
  • the cooling rate from 80 ° C. to room temperature is not particularly limited. For example, it can be allowed to cool.
  • tempering After the hot press molding, tempering may be performed at 100 ° C. or higher and lower than 600 ° C. In a blank component system (which is also a component system of a steel member to be described later), strength adjustment can be performed without reducing the strength-ductility balance (TS ⁇ EL balance) even if the tempering is performed.
  • the tempering temperature is preferably set to 100 ° C. or higher. More preferably, it is 200 degreeC or more.
  • the tempering temperature is 600 ° C. or higher, high yield stress (YS) cannot be obtained. Therefore, when tempering is performed, the tempering temperature is preferably less than 600 ° C. More preferably, it is 300 degrees C or less.
  • the tempering time (holding time at the tempering temperature) may be 60 minutes or less from the viewpoint of cost reduction.
  • the C content needs to be 0.15% or more.
  • the upper limit of the C content is 0.4% or less.
  • it is 0.30% or less, More preferably, it is 0.26% or less.
  • Si more than 1.0% and 1.65% or less
  • Si is an element necessary for increasing the temper softening resistance and securing high strength (ensuring excellent strength-ductility balance). Si also has an effect of improving the ductility of the welded portion after welding the member. Furthermore, it is an element effective for ensuring excellent delayed fracture resistance. In order to fully exhibit these effects, it is necessary to make Si amount over 1.0%. Preferably it is 1.1% or more, More preferably, it is 1.2% or more. On the other hand, when the amount of Si becomes excessive, the occurrence of grain boundary oxidation becomes remarkable in the hot rolling process, and the pickling speed in the subsequent pickling process is greatly reduced, so that the productivity is deteriorated. Therefore, the Si content is 1.65% or less. Preferably it is 1.45% or less, More preferably, it is 1.35% or less.
  • Al 0.5% or less (excluding 0%)
  • Al is an element used for deoxidation, and the amount of Al is preferably 0.01% or more.
  • the Al content is 0.5% or less.
  • it is 0.20% or less, More preferably, it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.050% or less.
  • Mn is an element necessary for improving the hardenability of the steel sheet and obtaining a high-strength member.
  • the amount of Mn is set to 1% or more. Preferably it is 1.5% or more, More preferably, it is 1.8% or more, More preferably, it is 2.0% or more. However, even if the amount of Mn exceeds 3.5%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, in the present invention, the amount of Mn is 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less.
  • Ti 0.10% or less (excluding 0%)
  • Ti is an element effective for securing hardenability by fixing N as TiN and allowing B to exist in a solid solution state.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more. More preferably, it is 0.020% or more.
  • the Ti amount is 0.10% or less. Preferably it is 0.06% or less, More preferably, it is 0.04% or less.
  • B is an element necessary for improving the hardenability of the steel material and achieving high strength even by slow cooling. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0015% or more, More preferably, it is 0.0020% or more. On the other hand, when B is excessively contained, BN is excessively generated and toughness is deteriorated. Therefore, the amount of B is suppressed to 0.005% or less. Preferably it is 0.0040% or less, More preferably, it is 0.0035% or less.
  • the components of the steel material (blank, steel member) according to the present invention are as described above, and the balance is made of iron and inevitable impurities (for example, P, S, N, O, As, Sb, Sn, etc.). .
  • P and S in inevitable impurities are preferably reduced to P: 0.02% or less and S: 0.02% or less, respectively, from the viewpoint of securing weldability and the like.
  • the N amount is if the N amount is excessive, the toughness after hot forming is deteriorated or the weldability is deteriorated. Therefore, the N amount is preferably suppressed to 0.01% or less.
  • O causes surface flaws, it is preferable to keep it at 0.001% or less.
  • Cr 5% or less (excluding 0%)
  • Cr is an element effective for improving the hardenability of the steel sheet. It is also an element effective for ensuring excellent oxidation resistance (scale is less likely to occur during heating before pressing).
  • the upper limit is preferably 5%. More preferably, it is 3.5% or less, More preferably, it is 2.5% or less.
  • Ni and Cu are effective elements for improving hardenability. It is also an element useful for improving delayed fracture resistance and oxidation resistance of molded products. In order to exert such effects, it is preferable to contain 0.01% or more in total. More preferably, it is 0.1% or more in total. However, when these contents are excessive, it causes generation of surface flaws during the production of the steel sheet. As a result, the pickling property is lowered, and the productivity is deteriorated. Therefore, it is preferable that these elements be 0.5% or less in total. More preferably, it is 0.3% or less in total.
  • Mo 1% or less (excluding 0%)
  • Mo is an effective element for improving the hardenability of the steel sheet, and by containing this element, reduction in hardness variation in the molded product can be expected.
  • the upper limit is preferably set to 1%. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • Nb 0.1% or less (excluding 0%)
  • Nb is an element that has an effect of refining the structure and contributes to improvement of toughness. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • the method for producing a blank satisfying the above component composition is not particularly limited, and by ordinary methods, casting, heating, hot rolling, cold rolling after pickling, and annealing as necessary. Just do it.
  • the obtained hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet are further plated (such as zinc-containing plating), and further are alloyed hot-dip galvanized steel sheets. Etc. can be used.
  • the hot press-formed steel member obtained by the method of the present invention has the same chemical composition as the blank (steel plate) used.
  • the structure of the steel member is not particularly defined. For example, those having a single martensite phase and those containing martensite as a parent phase and containing 2% by volume or more (preferably 3% by volume or more, more preferably 5% by volume or more) of retained austenite (residual ⁇ ) with respect to the entire structure. Can be mentioned. As described above, those containing 2% by volume or more of residual ⁇ are excellent in tensile elongation, impact crush characteristics, and delayed fracture resistance.
  • the balance other than the residual ⁇ is substantially a low-temperature transformation phase (martensite, tempered martensite, bainite, bainitic ferrite, etc.). “Substantially” means that the structure formed inevitably in the manufacturing process may include, for example, a transformation structure formed at or above the Ms point such as ferrite.
  • automotive steel parts can be obtained by performing trimming, drilling, or the like on the obtained steel member.
  • Steel members can be used as steel parts for automobiles as they are or after being subjected to the above processing.
  • Examples of the automotive steel parts include impact bars, bumpers, reinforcements, center pillars, and the like.
  • Example 1 The procedure shown in FIG. 9 is performed using a steel plate (blank, size is thickness 1.4 mm, width 190.5 mm, length 400 mm) having the chemical composition shown in Table 1 (the balance being iron and inevitable impurities). As described above, hot press molding (hereinafter sometimes referred to as “press molding” or “press”) was performed. Table 1 also shows the Ac 3 point and Ms point calculated using the above formula. In the calculation formula of the Ac 3 point and the Ms point, elements not included were calculated as zero.
  • Example 1 all examples were performed under the following conditions. That is, the blank is heated at 900 ° C. (heating temperature) for 6 minutes, and the hot press forming start temperature is 800 to 700 ° C. In the step of raising the steel sheet to the heating temperature, the heating temperature is increased from 100 ° C. The average rate of temperature rise up to 10 ° C./s, and the average cooling rate from the heating temperature to (Ms point ⁇ 150 ° C.) was 10-30 ° C./s.
  • the hat channel steel shown in FIG. 10 is formed by press forming [bending (form) forming using a preceding pad] using a press machine (400 ton mechanical press). A member was obtained. A spring having a plate force of about 1 ton was used as a pressure source for the preceding pad.
  • FIG. 1 shows a forming process.
  • 1 is a punch
  • 2 is a die
  • 3 is a leading pad
  • 4 is a steel plate (blank)
  • 5 is a pin (floating pin with a built-in spring).
  • the pin 5 having a spring built therein is used as the die (die 2 or preceding pad).
  • the blank 4 placed in 3) and taken out from the heating furnace is once set on the pin 5.
  • FIG. 1 (b) shows the middle of molding, and is in the middle of lowering the punch 1.
  • FIG. 1C shows a state where the punch 1 is lowered to the bottom dead center (lower limit position).
  • the in-mold holding time (mold contact time, bottom dead center holding time) is shown in Experiment No. 2 in Table 2 and Table 3. For 1 to 7 and 10 to 51, the time was about 0.8 to 7 seconds as shown in FIG. Among these, the experiment No. In-mold holding times of 3, 4 and 19 were about 7 seconds.
  • the cooling to room temperature after the hot press forming was performed as shown in FIG. Specifically, in Experiment No. 2 in Table 2 and Table 3. 1, 2, 11-14, 17, 18 and 20-51 were subjected to forced air cooling after press molding. Nos. 10, 15 and 16 were subjected to natural air cooling after press molding. In Table 2, the experiment No. Nos. 5 to 7 were subjected to natural air cooling after being held in a holding furnace for 6 minutes after press molding. Experiment No. 2 in Table 2 3, 4, and 19 were naturally air-cooled after press molding. Experiment No. 2 in Table 2 8 and 9 were also naturally air-cooled after press molding.
  • the temperature history of the steel sheet at the time of manufacturing the steel member was measured by embedding a thermocouple in the center part of the top plate and the center part of the vertical wall when the steel member was used, as shown in FIG. The temperatures measured at the two locations were almost the same.
  • the cooling time from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. was read, and the average cooling rate and tempering parameter ( ⁇ ) shown in Table 2 and Table 3 were calculated.
  • the final mold release temperatures shown in Tables 2 and 3 were determined from the indicated temperature of the thermocouple and the mold position at that time. In this embodiment, this final mold release temperature is the final hot press forming end temperature.
  • Tables 1 to 3 show the following.
  • Experiment No. Nos. 10 to 40, 43 to 46, and 49 to 51 use steel plates having the specified component composition in the present invention, and the steel members were manufactured by the specified method. Therefore, the steel members having high strength and excellent strength-ductility balance were produced. I was able to get good productivity.
  • Experiment No. Nos. 10 to 14 are examples in which the same blank was used and cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. was performed by changing the parameter ⁇ , and in all cases, a high strength-ductility balance was obtained.
  • Experiment No. 15 to 18 are examples in which the same blank was used, and the number of presses and the final mold release temperature were changed, but when these results were compared, it was increased by performing multi-stage molding and lowering the final mold release temperature. It can be seen that productivity and higher strength-ductility balance can be realized.
  • Example 2 In Example 2, the influence of the average heating rate from 100 ° C. to the heating temperature in the step of heating the steel sheet to the heating temperature on the characteristics was examined.
  • Example 2 a material obtained by subjecting a small flat plate (1.4 mmt ⁇ 180 mmW ⁇ 50 mmL) to heat treatment with an electric heating device was evaluated.
  • the average rate of temperature increase from 100 ° C. to the heating temperature was as shown in Table 4 below.
  • the power supply is stopped, and after cooling to 800 ° C., the average cooling rate from the heating temperature (900 ° C.) to (Ms point ⁇ 150 ° C.) is about 10 ° C./s.
  • cooling from (Ms point ⁇ 150 ° C.) to 80 ° C. was carried out so that the value of the tempering parameter ( ⁇ ) shown in Table 4 was obtained, to obtain a heat treated material.
  • the conditions other than the above are the conditions of Experiment No. Same as 15.
  • Table 4 shows the following.
  • TS ⁇ EL is increased by increasing the average rate of temperature rise from 100 ° C. to the heating temperature.
  • the average temperature rising rate is more preferably 50 ° C./s or more.
  • Example 3 In Example 3, the influence of the tempering temperature on the mechanical properties when tempering a steel member obtained by hot press forming was examined.
  • the steel members obtained by hot press forming were further tempered, except that the test No. 2 in Table 2 in Example 1 was performed.
  • a steel member was obtained in the same manner as in No. 16 (final release temperature 380 ° C.).
  • the temperature was raised to the tempering temperature shown in Table 5 at an average rate of temperature increase of 40 ° C./s, and then cooled with water without being held at the tempering temperature.
  • Table 5 shows the following. Experiment No. 58 and Experiment No. Comparison with 59 to 62 shows that even when tempering is performed, the strength can be adjusted without reducing the TS ⁇ EL balance. Experiment No. From the result of 63, it can be seen that in order to obtain a desired yield strength (800 MPa or more), the upper limit of the tempering temperature when tempering is preferably set to less than 600 ° C.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

　高強度かつ強度－延性バランスに優れ、衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を示す鋼部材の製造方法であって、効率よくかつ成形形状の自由度の高い製造方法を提供する。該製造方法は、規定の成分組成の鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形する事により鋼部材を製造する方法であって、前記加熱温度をＡｃ3変態点以上とし、かつ前記熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、規定の式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）が７１００以上８０３０以下を満たすように行うところに特徴を有する。

Description

熱間プレス成形鋼部材の製造方法
　本発明は、熱間プレス成形鋼部材の製造方法に関する。特には、高強度かつ強度－延性バランスに優れた熱間プレス成形鋼部材の製造方法に関する。
　自動車用鋼部品では、衝突安全性と軽量化の両立を達成するために、部品素材の高強度化が進められている。一方、上記部品を製造するにあたっては、用いる鋼板に高い加工性が求められる。しかしながら、高強度化された鋼板、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板に対し、冷間加工（例えば冷間プレス成形）を施す場合、プレス成形荷重が増大したり、寸法精度が著しく劣化するなどの問題がある。
　上記問題を解決する方法として、素材である鋼板を加熱した状態でプレス成形し、成形と高強度化を同時に実現させる熱間プレス成形（ホットプレス、ホットスタンプともいう）技術がある。この方法では、高温状態（例えばオーステナイト単相域）にある鋼板を、金型（パンチやダイ）により成形すると共に、（成形）下死点で保持冷却することによって、鋼板から前記金型への抜熱急冷を行い、素材の焼き入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度が良く、かつ高強度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と比較して、成形荷重を低減できる。
　しかし上記方法では、金型での抜熱のために十数秒の下死点保持が必要であり、この間は次の部品を成形することが出来ないため、１鋼部材の製造でプレス機を占有する時間が長くなり、生産性が悪いという問題がある。
　また、熱間プレス成形は、３０℃／ｓ（秒）以上の冷速で冷やす必要があるため、成形時間が搬送を含め十数秒と短く、プレス成形は実質１回限りであり、かつ１回の加工で成形可能な形状には限界がある。よって、複雑形状の部品を製造できないといった問題がある。更に、加工後に得られる鋼部材は高強度であり延性が低いため、衝突時の高い衝撃吸収が期待できず、得られる鋼部材の適用可能な用途が限られる、といった問題もある。
　そこで、熱間プレス成形技術において、生産性を高めたり、成形自由度を高めること等が検討されている。
　例えば特許文献１には、下死点保持を短縮し、高温で離型して次の工程へ送ることによって、生産性を改善できた旨示されている。しかし該技術では、成形後に急冷（実施例では１５０℃／ｓ）工程が必要であり、型内保持は短縮されているものの、特殊な設備設計が必要となり、汎用性が低いと思われる。また、特許文献１で規定の製法は、成形時間が従来と同様に十数秒しかないため、多工程プレスは難しく、複雑な形状に加工することは出来ない。
　特許文献２には、プレス成形中に金型から冷却水を噴射し、下死点での保持時間を短縮することで高強度化と生産性を両立する熱間プレス方法が開示されている。しかし金型から冷却水を噴射させるには複雑な製造設備が必要となり、汎用的ではない。
　また特許文献３～５でもホットプレスの成形法が提案されている。特許文献３では、得られる部品の高強度化、軽量化を目的に、１０００℃以下に加熱した鋼板を６００℃以上の温度域で、一段当たりのプレス加工に要する時間を３秒以内、かつ次の加工までの時間を４秒以内として、２段以上５段以下の多段プレス加工をし、その後、１０℃／秒以上の冷速で冷却することが示されている。また特許文献４には、鋼板をＡC3点から融点までの温度範囲に加熱した後、この鋼板を、金型に設けられたパンチで部分的に支持し、前記金型を用いて、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト変態のいずれもが生じる温度より高い温度で前記鋼板の成形を開始し、この成形後に急冷することが示されている。また特許文献５には、プレス成形するに際し、プレス金型が下死点到達後５秒以内に成形品をプレス金型から取り出して冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、成形品の硬さＨＶを４００以上とすることが示されている。
　しかし、優れた強度－延性バランスを確保するには、成分組成を調整する等、更なる改善が必要であると思われる。
特開２０１１－２１８４３６号公報 特開２００２－２８２９５１号公報 特開２００５－１５２９６９号公報 特開２００９－８２９９２号公報 特開２００５－２８８５２８号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、熱間プレス成形技術において、高強度かつ強度－延性バランスに優れて良好な衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を示す鋼部材を、低コストで効率よくかつ成形形状の自由度も高い方法で製造する技術を確立することにある。
　本発明の鋼部材において「高強度」とは、後記の実施例で求められる、降伏強度が８００ＭＰａ以上（好ましくは８５０ＭＰａ以上、より好ましくは９００ＭＰａ以上）であり、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上（好ましくは１２７０ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａ以上）であることをいう。また、本発明の鋼部材において「強度－延性バランスに優れた」とは、後記の実施例で求められるＴＳ×ＥＬが１３５５０ＭＰａ・％以上（好ましくは１３６００ＭＰａ・％以上、より好ましくは１３７００ＭＰａ・％以上、更に好ましくは１３８００ＭＰａ・％以上、特に好ましくは１４０００ＭＰａ・％以上）であることをいう。
　上記課題を解決し得た本発明の熱間プレス成形鋼部材の製造方法は、
成分組成が、質量％で（以下、化学成分について同じ）、
Ｃ：０．１５％以上０．４％以下、
Ｓｉ：１．０％超１．６５％以下、
Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１％以上３．５％以下、
Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、および
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物である鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、
　前記加熱の温度（加熱温度）をＡｃ3変態点以上とし、かつ
　前記熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に
　（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、下記式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）が７１００以上８０３０以下を満たすように行う点に特徴を有する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 ［式（１）において、λは焼戻しパラメーター、［Ｓｉ］は鋼中Ｓｉ量（質量％）を示し、ｔｎ’は下記式（２）で表される値である。］
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 ［式（２）において、ｔｎは（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの総冷却時間を５０００等分したときのｎ番目の時間（秒）、Ｔｎは前記ｔｎのときの温度（℃）を示す。ｔ0＝０秒、Ｔ０＝Ｍｓ点－１５０℃である。また１０＾{　}は１０の｛　｝乗を意味する。］
　前記（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却は、平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で行うことができる。
　前記熱間プレス成形の、最終の熱間プレス成形の終了温度は、Ｍｓ点以下とすることが好ましい。
　前記鋼板を前記加熱温度まで昇温させる工程では、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ（秒）以上とすることが好ましい。
　前記熱間プレス成形後に、１００℃以上６００℃未満で焼戻しを行ってもよい。
　前記熱間プレス成形鋼部材の製造方法に用いる前記鋼板は、更に、
（ａ）Ｃｒを５％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される１種以上の元素を、合計で０．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｍｏを１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｎｂを０．１％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。
　本発明には、前記製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材も含まれる。また本発明には、前記熱間プレス成形鋼部材に、加工を施して得られる自動車用鋼部品も含まれる。
　本発明によれば、熱間プレス成形により得られる鋼部材は、高強度かつ強度－延性バランスに優れて良好な衝突圧壊時の変形特性（衝突圧壊特性）を示すため、自動車用高強度鋼部品に好適である。また従来のホットスタンプと異なり、下死点での長時間の保持が不要であるため、効率よく鋼部材を製造でき、更に、熱間プレス成形を複数回行うことができるため、成形可能な形状自由度が高い。
図１は、実施例における熱間プレス成形の説明図であり、（ａ）は成形前、（ｂ）は成形途中、（ｃ）は成形下死点を示している。 図２は、多段成形工程の概略説明図である。 図３は、多段成形工程例を示す説明図である。 図４は、補強部品を有する鋼部材の断面図である。 図５は、多段成形工程における張出し成形の一例を示す概略説明図である。 図６は、多段成形工程におけるフランジ成形の一例を示す概略説明図である。 図７は、多段成形工程におけるピアス加工や（外周）トリム加工の一例を示す概略説明図である。 図８は、本発明で規定の式（１）導出の説明図である。 図９は、実施例における熱間プレス成形の工程図である。 図１０は、実施例で得られた鋼部材の形状を示した概略斜視図である。 図１１は、実施例で鋼板の温度を測定するための、熱電対の埋め込み位置を説明した概略斜視図である。 図１２は、実施例における鋼部材からの引張試験用試験片の採取位置を示した概略斜視図である。
　本発明者らは、上記特性を有する鋼部材を得るために鋭意研究を重ねた。その結果、所定の成分組成の鋼板を用い、該鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、特に、
（i）前記加熱温度をＡｃ3変態点以上とし；かつ、
（ii）前記熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし；かつ、
（iii）（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、後述する式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）が７１００以上８０３０以下を満たすように行う；
ようにすればよいことを見出し、本発明を完成した。
　以下、本発明で上記（i）～（iii）を含む製造条件を規定した理由について詳述する。
　〔製造条件〕
　［（i）Ａｃ３変態点以上の温度（加熱温度）で加熱］
　Ａｃ３変態点（オーステナイト変態点、以下「Ａｃ３点」ということがある）以上の温度で加熱することによって、鋼部材の組織をマルテンサイト単一化し、所定の強度を達成することができる。加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、フェライト等が残存するため、熱間成形する過程でこれを核としてフェライトが容易に成長する。その結果、加熱後の冷却速度を制御したとしても、高強度を確保することが非常に困難になると思われる。
　上記加熱温度は、好ましくは（Ａｃ３点＋１０℃）以上である。尚、この加熱温度が高すぎると、鋼部材を構成するミクロ組織が粗大となり、強度－延性バランスの低下の原因となるおそれがある。よって上記加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ３点＋１８０℃）、より好ましくは（Ａｃ３点＋１５０℃）程度である。
　上記加熱温度での加熱保持時間は、オーステナイトの粒成長を抑制する等の観点から、１５分以下とすることが好ましく、より好ましくは５分以下である。上記加熱温度範囲内であれば、保持しなくてもよい（加熱保持時間がゼロでもよい）。
　上記加熱時の雰囲気は、酸化性雰囲気、還元性雰囲気、あるいは非酸化性雰囲気でもよい。具体的には、例えば、大気雰囲気や、燃焼ガス雰囲気、窒素ガス雰囲気などが挙げられる。
　前記鋼板を上記加熱温度まで昇温させる工程において、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度は５℃／ｓ（秒）以上とすることが好ましい。この昇温速度を速めることによって組織（旧γ粒径）が微細化し、強度－延性バランスをより向上させることができる。前記平均昇温速度は、より好ましくは５０℃／ｓ以上、更に好ましくは１００℃／ｓ以上である。尚、前記平均昇温速度の上限は、強度－延性バランスをより向上させる観点からは特に限定されないが、加熱設備の規模等や製造する部品のサイズ等を考慮すると、おおよそ５００℃／ｓとなる。
　［（ii）熱間プレス成形の開始温度：前記加熱温度以下Ｍｓ点以上］
　熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とすることによって、加工を容易に行うことができ、かつプレス荷重を十分に低減させることができる。熱間プレス成形の開始温度がＭｓ点を下回ると、高強度のマルテンサイト鋼に対して加工を施すことになる。その結果、プレス荷重（通常、ホットスタンプ用のプレス機はあまり強力ではない）オーバーや、大きい残留応力による遅れ破壊リスクの上昇などの問題が生じる。よって、熱間プレス成形の開始温度はＭｓ点以上とする。該熱間プレス成形の開始温度は、好ましくは（Ｍｓ点＋３０℃）以上、より好ましくは（Ｍｓ点＋５０℃）以上である。
　尚、本発明において、前記熱間プレス成形の「開始」とは、最初の成形においてブランクの一部が初めて金型に接触したタイミングをいい、熱間プレス成形の「終了」とは、最終の成形において成形品の全部位が金型から離れたタイミングをいう。
　本発明では、熱間プレス成形の開始温度（即ち、最初の成形においてブランクの一部が初めて金型に接触したタイミングでのブランクの温度）は規定するが、熱間プレス成形の終了温度（即ち、最終の成形において成形品（鋼部材）の全部位が金型から離れたタイミングでのブランク（鋼部材）の温度）については特に問わない。熱間プレス成形の好ましい終了温度については、下記に詳述する。
　上記Ａｃ3点とＭｓ点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている下記式（ａ）、式（ｂ）から算出できる。式中［　］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×（［Ｃ］0.5）－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋３１．５×［Ｍｏ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］　・・・（ａ）
Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］　・・・（ｂ）
　［熱間プレスの回数・多段成形について］
　熱間プレス成形は、１回のみの場合の他、複数回行ってもよい。複数回行うことによって、複雑形状の部材を成形することができる他、寸法精度を改善することができる。寸法精度を改善できるメカニズムは次の通りである。
　プレス成形過程では、ブランク内の各部位によって金型と接触する時間が異なるため、成形品内で温度差（ムラ）が生じる場合がある。例えば、図１のような曲げ成形の場合、図１におけるブランクのＡ部は金型との接触時間が長いため温度低下量（金型への抜熱量）が大きく、図１におけるブランクのＢ部は、金型との接触時間が短いため温度低下量が小さい。この成形品内の温度低下量の差により成形品内で熱収縮量に差が生じ、熱変形（塑性変形）が発生し、成形品の寸法精度が悪化する。
　しかし多段成形を行う、即ち、Ｍｓ点以上で複数回のプレス加工を行うと、前工程で寸法精度の劣化が生じた場合であっても、引き続き行う成形が、依然として高温での成形であるため、寸法精度の劣化を容易に矯正することができる。更に、成形を重ねることによって、部位による温度ムラも解消されるため、温度ムラによる寸法精度の劣化も収束しやすくなる。
　更に、この様に熱間プレス成形を多段とすれば、形状拘束による矯正工程を追加でき、多段熱間プレスでの課題である寸法精度を改善できるメリットがある。生産性を重視した多段成形による熱間成形工程で問題となる寸法精度の劣化は、最終の熱間プレス（１回の場合も含む）を、下記にも記載する通り、Ｍｓ点以下で離型する（即ち、最終の熱間プレス成形の終了温度をＭｓ点以下とする）ことにより飛躍的に改善される。さらにその効果は、（Ｍｓ点－１５０℃）まで金型と接触した状態（型拘束）を継続できればなお安定する。特に、板厚が例えば１．４ｍｍ以下と薄いブランクを用いて得られる部材の場合、多段成形時の寸法精度の劣化が大きいことから、これが有効である。
　熱間プレス成形を複数回行う場合の成形方法として、同じ金型で複数回成形する場合の他、形状の異なる複数の金型で成形する、即ち、夫々の回数目（工程）で異なる形状の金型を用いて成形する場合が挙げられる。
　多段成形化により、最終的に必要な加工量に対して１工程あたりの加工量が小さくなり、より複雑な部材形状の成形が可能となる。
　例えばリアサイド・メンバーのように、
・３次元的に湾曲している；
・長手方向で断面形状（幅，高さ）が異なる；といった部品は、１工程のみで最終形状に成形するのは一般的に困難である。しかし、図２の様な多段成形工程（複数工程）で上記複雑形状の部品を成形することができる。即ち、まず１工程目で、図２（ａ）の通り大まかな形状に成形（絞り、曲げ）を行った後、２工程目で、図２（ｂ）の実線の通り最終形状に追加加工（再絞り，リストライク等）する等の工程配分を行うことによって成形することができる。
　更に、多段成形工程における１工程目と２工程目の加工形状を、適正に設計する（余肉形状の適正設置、加工順番の適正化等を行う）ことによって、図３の(ａ)や(ｂ)に示す通り、大幅な複雑形状化が可能になる。このような複雑形状化ができれば、部品の高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）や薄肉化を実現できる。
　また、実際の自動車の車体構造では、図４（断面図）に示す様に、部品（Ａ）の内部に補強部品（Ｃ）を有するもの（例えば、センターピラー、ロッカー等）が採用される場合が多い。この様な形状であれば、部品（Ａ）に衝撃を受けた場合に、断面形状が崩れ難く、衝突圧壊特性を高めることができる。しかし、上記のとおり部品（Ａ）の複雑形状化が可能になれば、部品（Ａ）自体の衝突圧壊特性を高めることができ、その結果、上記補強部品（Ｃ）を省略または薄肉化することができ、軽量化やコストダウンを図ることができる。
　上記多段成形の例として、以下に説明する通り、２工程目以降で張出し成形を行ったり、フランジ成形を行うことが挙げられる。例えば図５に示すように、多段成形工程の２工程目以降で、張出し成形を行うことが挙げられる。この成形を行うことにより、張出し形状が追加されて鋼部材の高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）を図ることができる。また、例えば図６（ａ）や（ｂ）に示す通り、多段成形工程の２工程目以降で、フランジ成形（フランジアップ，フランジダウン，伸びフランジ，バーリング，縮みフランジ等）を行うことが挙げられる。この成形を行うことによっても、鋼部材の更なる高機能化（剛性向上や衝突圧壊特性の向上等）を図ることができる。
　更に、上記多段成形の例として、２工程目以降の材料が比較的高温で軟質な状態において、打ち抜き穴加工等を行うことも可能となる。例えば図７（ａ）～（ｃ）に示す通り、２工程目以降で、ピアス加工（打ち抜き穴加工）、外周トリム加工（せん断加工）を行うことが挙げられる。これにより、従来の下死点保持成形（１工程のみ）の場合には、別工程としてレーザー加工等により行っていたピアス加工やトリム加工をプレス成形化できるため、コストダウンが可能になる。また図７（ｄ）の通り、成形前に熱間にて外周トリム加工や、ピアス加工（打ち抜き穴加工）を行うことも可能である。
　[熱間プレス成形の終了温度（最終離型温度）について]
　熱間プレス成形の終了温度（最終の熱間プレス成形の終了温度。熱間プレス成形が１回のみの場合は、単に「熱間プレス成形の終了温度」をいう）は、特に問わず、Ｍｓ点以上であってもよいし、Ｍｓ点以下であってもよい。
　寸法精度を高める観点からは、最終の熱間プレス成形の終了温度をＭｓ点以下とすることが好ましい（この場合、該終了温度は（Ｍｓ点－１５０℃）以上であることが好ましい）。熱間プレス成形（熱間プレス成形を複数回行う多段成形の場合は、最終の熱間プレス成形）を、Ｍｓ点以下の温度域（マルテンサイト変態が生じるタイミング）で終了することにより、単段成形の場合も多段成形の場合も、寸法精度が飛躍的に改善される。
　[熱間プレス成形実施形態別の開始温度と終了温度について]
　熱間プレス成形の実施形態として、下記形態が挙げられる。
　（Ｉ）熱間プレス成形：１回（単段成形）の場合
（Ｉ－１）熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以上
（Ｉ－２）熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ
熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以下
　（ＩＩ）熱間プレス成形：複数回（多段成形）の場合
（ＩＩ－１）初回の熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ最終の熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以上
（ＩＩ－２）初回の熱間プレス成形の開始温度：加熱温度以下Ｍｓ点以上、かつ最終の熱間プレス成形の終了温度：Ｍｓ点以下
　熱間プレス成形を複数回行う場合、プレス間に再加熱や保温の工程を加えてもよいが、生産性や設備コスト、エネルギーコストの観点から、再加熱や保温なしにすべての熱間プレス開始温度をＭｓ点以上になるよう熱間プレスすることが好ましい。
　尚、上記加熱温度から（Ｍｓ点－１５０℃）までの冷却速度については特に問わない。例えば、上記加熱温度から（Ｍｓ点－１５０℃）までを、平均冷却速度２℃／ｓ以上（より好ましくは５℃／ｓ以上）で冷却することなどが挙げられる。この程度の冷却速度であれば、フェライトやベイナイト等をほとんど生成させずに、下記のＭｓ点以下でマルテンサイトを形成させることができ、高強度部材を容易に得ることができる。上記冷却速度の上限は、特に限定されず、実操業を考慮すると、おおよそ５００℃／ｓ以下、更には２００℃／ｓ以下となる。例えば、前記平均冷却速度を２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下とすることができる。
　上記冷却速度は、例えば
・加熱炉から取り出して、プレス開始するまでの時間（搬送等における冷却時の速度）
・熱間プレス成形時の、プレス金型との接触時間（１回当りの接触時間×回数）
・複数回のプレス成形を行う場合には、成形と成形の間の冷却条件（放冷、強制空冷等）
・プレス成形終了後（離型後）の冷却条件（放冷、強制空冷等）
を組み合わせて制御することが可能である。特に（Ｍｓ点－１５０℃）以上での冷却速度を速める必要がある場合は、プレス金型との接触時間を長くすることが有効である。これら冷却条件はシュミレーション等で予め見積もることができる。
　［（iii）（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却：下記式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）が７１００以上８０３０以下を満たすように行う］
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 ［式（１）において、λは焼戻しパラメーター、［Ｓｉ］は鋼中Ｓｉ量（質量％）を示し、ｔｎ’は下記式（２）で表される値である。以下同じ。］
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 ［式（２）において、ｔｎは（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの総冷却時間を５０００等分したときのｎ番目の時間（秒）、Ｔｎは前記ｔｎのときの温度（℃）を示す。ｔ0＝０秒、Ｔ0＝Ｍｓ点－１５０℃である。また１０＾{　}は１０の｛　｝乗を意味する。以下同じ。］
　本発明では、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までを、上記式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）（以下、単に「パラメーターλ」ということがある）が７１００以上８０３０以下を満たすように調整して冷却する。
　まず、パラメーターλの導出について説明する。
　上記式（１）導出のためのベース式は下記式（３）で示される。下記式（３）は、例えば「鉄鋼材料」（日本金属学会編）に記載の一般的に使用されている焼戻しパラメーター（λg）の式である。この式（３）は、マルテンサイト鋼をある温度：Ｔ[Ｋ]、ある時間：ｔ [ｈｒ]で等温保持した場合の硬度を予想することができる式である。この式（３）において、λgが同じであれば、任意の温度、任意の時間の熱処理で同じ硬度が得られる（鉄鋼材料の場合、下記定数Ｃとして２０が用いられる）。
　　λｇ＝Ｔ×（logｔ＋Ｃ）　　…（３）
　上記の通り、式（３）は等温保持することを前提としている。これに対し、ホットスタンプ後の部品の冷却は、通常、冷媒（金型や空気、水など）で強制冷却されるため、図８（ａ）に示されるような連続冷却のカーブをとる。よって、等温保持を前提とした前記式（３）をそのまま採用することはできない。
　そこで、上記式（３）を、ホットスタンプ後の部品の連続冷却過程に適用できるように、下記の通り改良した。
　改良の考え方は次の通りである。まず図８（ａ）に示す通り、冷却カーブを、等間隔の微小時間に区切り、微小時間の等温保持熱処理の集合であると近似する。そして図８（ａ）に例示する通り、各微小時間（Δt）・各温度（Ｔ１，Ｔ２，Ｔ３）での各等温保持を、図８（ｂ）に示す通り、ある基準温度（Ｔｂ）での各時間（ｔ１’、ｔ２’、ｔ３’）に換算する。そして換算した時間を総和し、基準温度（Ｔｂ）で総和換算時間（ｔ１’＋ｔ２’＋ｔ３’）保持する等温保持の形としてベース式に当てはめる。
　次に具体的に、改良式の具体的な導出方法について、前記図８を例に説明する。
　図８（ａ）に例示する通り、冷却曲線を３つの等温保持として近似し（ｔ０からｔ１までのΔｔ時間はＴ１（Ｋ）で等温保持、ｔ１からｔ２までのΔｔ時間はＴ２（Ｋ）で等温保持、ｔ２からｔ３までのΔｔ時間はＴ３（Ｋ）で等温保持）、図８（ｂ）に模式的に示す通り、各等温保持が、基準温度（Ｔｂ）（Ｋ）で何時間（ｔ１’、ｔ２’、ｔ３’）の熱処理に相当するかを換算する（基準温度（Ｔｂ）よりも高温で等温保持した場合は、より長時間に、基準温度Ｔｂよりも低温で等温保持した場合は、より短時間に換算される）。
　例えばｔ０からｔ１までのΔｔ時間をＴ１（Ｋ）で等温保持した場合、基準温度Ｔｂ（Ｋ）で何時間（ｔ１’）保持することに相当するかは、次の式（４）～（６）によって導出される。
　　Ｔ１×（ｌｏｇΔｔ＋Ｃ）＝Ｔｂ×（ｌｏｇｔ１’＋Ｃ）　　…（４）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　同様にして、ｔ２’やｔ３’も求め、この換算したそれぞれの時間（ｔ１’、ｔ２’、ｔ３’）の総和を、上記式（３）に代入すると、下記式（７）の通りとなる。
　　λ＝Ｔｂ×{log(ｔ１'＋ｔ２'＋ｔ３')＋Ｃ}　　・・・（７）
　上記式（７）および上記式（６）を一般化すると、下記式（８）および下記式（９）の通りとなる。
　　λ＝Ｔｂ×｛log(Σｔｎ’)＋Ｃ｝　　・・・（８）
但し、上記式（８）において、ｔｎ’は下記式（９）で表される値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　ところで、測定温度の単位は「℃」、測定時間の単位は「秒（sec）」であるのに対し、上記ベース式から導出された式（９）の単位系は、温度が絶対温度（Ｋ）、時間が「時間（ｈｒ）」で構成されている。よって上記式（９）の単位系を、それぞれ摂氏温度（℃）、秒（ｓ，sec）に変換する。また、基準温度Ｔｂは任意の値であるが、本発明では、基準温度Ｔｂを２０℃とした。また定数Ｃは、鉄鋼材料で一般的に用いられている２０を使用した。前記式（９）において、上記単位系の変換およびＴｂ＝２０℃、定数Ｃ＝２０を代入した式を下記式（１０）に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　更に前記式（８）において、正確に近似できるよう冷却工程全体を５０００分割して計算した。よってｎは１から５０００となる。また本発明では、（Ｍｓ点－１５０℃）を起点とする。よってｔ0＝０（秒）、Ｔ0＝Ｍｓ点－１５０℃であり、Δtはｔｎ－ｔｎ－１である。これらの条件を前記式（８）および前記式（１０）に挿入すると、下記式（１１）および下記式（２）が得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
但し、式（１１）において、ｔｎ’は下記式（２）の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
　次に、上記式（１１）をＳｉ添加による焼戻し軟化抵抗を考慮した式に改良する。上記式（３）で示されるベース式の焼戻しパラメーター（λg）は成分変動の影響を受けない。一方、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高める効果のある元素であり、含有量が多くなるほど、焼戻しパラメーターが見掛け上小さくなる。即ち、Ｓｉは焼戻しパラメーターに影響を及ぼす元素である。本発明で使用する焼戻しパラメーターは、鋼の成分で決まる（Ｍｓ点－１５０℃）を計算の起点（Ｔ０）としており、規定範囲内での成分の変動に対応している。しかし、Ｍｓ点の計算式にはＳｉの項がないため、このＳｉの項を追加する必要がある。上述の通り、Ｓｉ含有量が多くなるほど焼戻しパラメーターは見掛け上小さくなることから、Ｓｉ量を考慮したマイナスの項を上記式（１１）に加え、下記式（１）とした。Ｓｉ量にかかる下記係数（４３０）は、これまでに得られた実験結果から求めた値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
但し、式（１）において、ｔｎ’は下記式（２）の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
　尚、微小時間の焼戻しパラメーターを一つ一つ求め、総和することも考えられる。しかし、上記式（３）のベース式で表されるλgは、単一の熱処理工程でのパラメーターを求めることを前提にしている。よって、複数の工程で得られたパラメーターの値を総和すると、異常な値（非常に大きな値）が算出され、実操業と合致しなくなる。
　本発明では上記の様にして得られた式で示されるパラメーターλが７１００以上となるように冷却を行う。λ＝７１００は、（Ｍｓ点－１５０℃）以下８０℃までの冷却速度でほぼ２０℃／ｓ（型内保持時間１０秒）に相当する。λが７１００を下回る冷却では、金型での保持時間が長くなるため生産性が低く、従来法と変わらない。前記パラメーターλは、好ましくは７３００以上、より好ましくは７５００以上である。一方、前記パラメーターλが８０３０を超えると、所望の強度－延性バランスが得られない。よって（Ｍｓ点－１５０℃）以下８０℃までの冷却は、前記パラメーターλが８０３０以下となるように冷却する。前記パラメーターλは、好ましくは７９００以下、より好ましくは７８００以下である。
　本発明では、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却は、前記パラメーターλを満たすように冷却すればよく、具体的な冷却工程については特に問わず、任意の方法を採用することができる。冷却方法として、強制風冷や自然空冷等の冷却方法が挙げられる。また冷却工程として、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までを同一冷却速度で冷却する場合の他、前記パラメーター（λ）が上記範囲を満たす限り、温度域により冷却速度を変えてもよい。また前記パラメーター（λ）が上記範囲を満たす限り、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却途中に、等温保持する工程（例えば保持炉で保持した後に前記冷却方法で冷却する工程）や再加熱する工程が含まれていてもよい。
　前記パラメーターλを満たす冷却方法の一例として、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までを、平均冷却速度５℃／ｓ（秒）以上２０℃／ｓ以下で冷却してもよい。
　前記平均冷却速度が２０℃／ｓを上回ると、上述した通り、金型での保持時間が長くなるため生産性が低く、従来法と変わらない。前記平均冷却速度は、より好ましくは１５℃／ｓ以下である。一方、前記平均冷却速度が遅すぎると、所望の強度－延性バランスが得られない。よって前記平均冷却速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは１０℃／ｓ以上である。
　前記８０℃から室温までの冷却速度は特に問わない。例えば放冷とすることができる。
　[熱間プレス成形後の焼戻し]
　前記熱間プレス成形後に、１００℃以上６００℃未満で焼戻しを行ってもよい。後述するブランクの成分系（得られる鋼部材の成分系でもある）では、前記焼戻しを行っても、強度－延性バランス（ＴＳ×ＥＬバランス）を低下させることなく強度調整を行うことができる。十分な焼戻し効果を得るには、焼戻温度を１００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは２００℃以上である。一方、焼戻温度が６００℃以上であると、高い降伏応力（ＹＳ）が得られないため、焼戻しを行う場合、焼戻温度は６００℃未満とすることが好ましい。より好ましくは３００℃以下である。尚、焼戻時間（焼戻温度での保持時間）はコストを抑える観点から６０分以下とすればよい。
　〔熱間プレス成形に用いるブランク（鋼板）〕
　次に、熱間プレス成形に用いるブランク（鋼板）について説明する。まず、上記製法に用いるブランクの化学成分組成は、以下の通りである。
　（ブランクの化学成分組成）
　［Ｃ：０．１５％以上０．４％以下］
　鋼部材の引張強度：９８０ＭＰａ以上を達成させるには、Ｃ量を０．１５％以上とする必要がある。好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、得られる部材の溶接性を考慮すると、Ｃ量の上限は０．４％以下である。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２６％以下である。
　［Ｓｉ：１．０％超１．６５％以下］
　Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高め、高強度を確保する（優れた強度－延性バランスを確保する）のに必要な元素である。またＳｉは、部材に溶接を施した後の溶接部の延性向上効果もある。更には優れた耐遅れ破壊性を確保するのにも有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、Ｓｉ量を１．０％超とする必要がある。好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱延工程で粒界酸化発生が顕著になり、その後の酸洗工程での酸洗速度が大幅に低下するため、生産性が悪化する。よってＳｉ量は１．６５％以下とする。好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．３５％以下である。
　［Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ａｌは脱酸のために用いる元素であり、Ａｌ量は好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ量が増加すると、Ａｃ3点上昇効果が大きくなり、その結果、熱間プレス時の加熱温度を高くする必要があり、生産効率が悪くなる。よってＡｌ量は０．５％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５０％以下である。
　［Ｍｎ：１％以上３．５％以下］
　Ｍｎは鋼板の焼入れ性を向上させ、高強度の部材を得るために必要な元素である。この観点からＭｎ量は１％以上とする。好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．８％以上、更に好ましくは２．０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が３．５％を超えてもその効果が飽和してコスト上昇の要因となる。よって本発明では、Ｍｎ量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下である。
　［Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定し、Ｂを固溶状態で存在させて焼入れ性を確保するのに有効な元素である。この観点から、Ｔｉ量は０．０１５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、原板（ブランク）強度が必要以上に高まり、切断・打ち抜き工具寿命の低下（結果としてコストアップ）を招く。よってＴｉ量は、０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
　Ｂは、鋼材の焼入れ性を向上させ、徐冷でも高強度を達成するために必要な元素である。この効果を発揮させるには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、ＢＮが過剰に生成して靭性の劣化を招く。よって、Ｂ量は０．００５％以下に抑える。好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
　本発明にかかる鋼材（ブランク、鋼部材）の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｓｎ等）からなるものである。不可避的不純物中のＰやＳは、溶接性等確保の観点から、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に夫々低減することが好ましい。また、Ｎ量が過剰になると、熱間成形後の靭性を劣化させたり、溶接性等の劣化を招くため、Ｎ量は０．０１％以下に抑えることが好ましい。更にＯは、表面疵の原因となるため、０．００１％以下に抑えるのがよい。
　また、本発明の効果を阻害しない範囲で、更にその他の元素として、下記元素を含有させることができる。
　［Ｃｒ：５％以下（０％を含まない）］
　Ｃｒは、鋼板の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。また優れた耐酸化性（プレス前の加熱時にスケールが発生しにくくなる）の確保にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、その効果が飽和してコスト上昇の要因となるため上限は５％とすることが好ましい。より好ましくは３．５％以下、更に好ましくは２．５％以下である。
　［ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｎｉ、Ｃｕは、焼入れ性向上に有効な元素である。また成形品の耐遅れ破壊性や耐酸化性の向上に有用な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは合計で０．１％以上である。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となる。その結果、酸洗性の低下が生じ、生産性の悪化を招く。よって、これらの元素は合計で０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは合計で０．３％以下である。 
　［Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）］
　Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、この元素を含有させることによって成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和してコスト上昇の要因となるため上限は１％とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
　［Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）］
　Ｎｂは、組織を微細化する効果を有しており、靭性の向上に寄与する元素である。よってＮｂを含有させる場合、Ｎｂ量は、０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると、原板（ブランク）強度が高くなり、ブランキング工程（熱間プレス成形前にブランクを所定の形状に切断等する工程）での工具寿命が短くなり、コスト上昇の要因となる。よってＮｂ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　（ブランクの製法）
　上記成分組成を満たすブランクを製造する方法は、特に限定されるものではなく、通常の方法によって、鋳造、加熱、熱間圧延、更には酸洗後に冷間圧延し、必要に応じて焼鈍を行えば良い。また、得られた熱延鋼板や冷延鋼板に、更に、めっき（亜鉛含有めっき等）を施しためっき鋼板（亜鉛めっき鋼板等）や、更に、これを合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板等を用いることができる。
　〔熱間プレス成形鋼部材〕
　本発明の方法で得られる熱間プレス成形鋼部材は、用いたブランク（鋼板）と同じ化学成分組成を有する。上記鋼部材の組織は特に規定されない。例えばマルテンサイト単相のものや、マルテンサイトを母相とし残留オーステナイト（残留γ）を全組織に対して２体積％以上（好ましくは３体積％以上、より好ましくは５体積％以上）含むものが挙げられる。上記の通り残留γを２体積％以上含むものは、引張伸び延性や衝突圧壊特性、耐遅れ破壊性に優れている。
　鋼部材の鋼組織において、上記残留γ以外の残部は、実質的に低温変態相（マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライト等）である。「実質的に」とは、製造工程で不可避的に形成される組織として、例えば、フェライト等のＭｓ点以上で生成する変態組織が含まれうる意味である。
　得られた鋼部材に対して、トリミングや、穴あけ等の切削を行って、例えば自動車用鋼部品を得ることができる。
　鋼部材は、そのままの状態または上記加工等を施して自動車用鋼部品として用いることができる。該自動車用鋼部品として、例えば、インパクトバー、バンパー、レインフォース、センターピラー等が挙げられる。
　本願は、２０１３年１月１８日に出願された日本国特許出願第２０１３－００７８０８号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年１月１８日に出願された日本国特許出願第２０１３－００７８０８号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　［実施例１］
　表１に示す化学成分組成（残部は鉄および不可避的不純物）の鋼板（ブランク，サイズは板厚１．４ｍｍ、幅１９０．５ｍｍ、長さ４００ｍｍ）を用い、プレス加工として、図９に示す手順の通り、熱間プレス成形（以下、「プレス成形」または「プレス」ということがある）を行った。前記表１には、前述の計算式を用いて算出したＡｃ3点およびＭｓ点も併せて示す。尚、前記Ａｃ3点およびＭｓ点の算出式において、含まれない元素についてはゼロとして算出した。
　実施例１ではいずれの例も次の条件で実施した。即ち、ブランクの加熱は９００℃（加熱温度）で６分間、熱間プレス成形の開始温度は８００～７００℃の間、前記鋼板を前記加熱温度まで昇温させる工程において、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度は約１０℃／ｓ、前記加熱温度から（Ｍｓ点－１５０℃）までの平均冷却速度は、１０～３０℃／ｓとした。
　熱間プレス成形は、前記図１に示す通り、プレス機（４００トンメカニカルプレス）を用いて、プレス成形［先行パッド使用の曲げ（フォーム）成形］を行い、図１０に示すハットチャンネル形状の鋼部材を得た。尚、先行パッドの圧力源には、約１トンの板力を有するバネを使用した。
　図１は、成形工程を示しており、図１中、１はパンチ、２はダイ、３は先行パッド、４は鋼板（ブランク）、５はピン（バネ内蔵フロートピン）を夫々示している。
　図１（ａ）に示す通り、プレス開始までは、ブランク４と金型（ダイ２や先行パッド３）との接触を極力避けるため、バネを内蔵したピン５を金型（ダイ２や先行パッド３）に配置し、加熱炉から取り出したブランク４を一旦、ピン５上にセットする。
　図１（ｂ）は成形途中を示したものであり、パンチ１を降ろす途中である。そして図１（ｃ）は、パンチ１が下死点（下限位置）まで降りた状態を示したものである。
　尚、後述する表２の実験Ｎｏ．１６は、プレス回数を３回とし、実験Ｎｏ．１７および１８は、プレス回数を４回とした。
　型内保持時間（金型接触時間、下死点保持時間）は、表２および表３の実験Ｎｏ．１～７および１０～５１では、前記図９に示す通り約０．８～７秒とした。このうち、表２の実験Ｎｏ．３、４および１９の型内保持時間は約７秒とした。
　前記熱間プレス成形後の室温までの冷却は、前記図９に示す通り行った。具体的には、表２および表３の実験Ｎｏ．１、２、１１～１４、１７、１８および２０～５１は、プレス成形後に強制風冷を行い、表２の実験Ｎｏ．１０、１５および１６は、プレス成形後に自然空冷を行った。また表２の実験Ｎｏ．５～７は、プレス成形後に保持炉で６分間保持した後に自然空冷を行った。表２の実験Ｎｏ．３、４および１９は、プレス成形後に自然空冷とした。表２の実験Ｎｏ．８および９も、プレス成形後は自然空冷とした。
　上記鋼部材製造時の鋼板の温度履歴は、図１１に示す通り、鋼部材とした場合の天板の中央部および縦壁の中央部に熱電対を埋め込んで測定した。尚、上記２箇所で測定した温度はほぼ同じであった。
　上記測定した温度履歴より、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却時間を読み取って、表２および表３に示す平均冷却速度や焼戻しパラメーター（λ）を算出した。具体的に焼戻しパラメーターは、ｔ0＝０（秒）、Ｔ0＝Ｍｓ－１５０℃を起点とし、上記測定した（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却履歴、およびＳｉ量を設定して計算した。また、表２および表３に示す最終離型温度は、熱電対の指示温度とその時の金型位置から判断した。本実施例では、この最終離型温度が、最終の熱間プレス成形の終了温度である。
　上記の様にして得られた鋼部材（成形部材）を用い、下記の通り、引張試験および生産性の評価を行った。尚、得られた鋼部材は、いずれも組織がマルテンサイト単一組織であった。
　［引張試験］
　図１２に示す通り、成形部品（鋼部材）の一部から引張試験用試験片として、ＪＩＳ５号形状の試験片を切り出した。そして、島津製作所製ＡＧ－ＩＳ　２５０ｋＮ　オートグラフ引張試験機を用い、歪み速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定の方法で、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。そしてＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ・％）を求めた。
　［生産性の評価］
　生産性は、熱間プレス成形工程において、律速工程である型内保持時間の長さで評価した。前記型内保持時間が、１０秒以上の場合を従来技術と同様であり生産性が悪い（×）と評価し、１０秒未満の場合を生産性が良い（○）と評価した。
　これらの結果を表２および表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　表１～３から次のことがわかる。
　実験Ｎｏ．１～４は、Ｓｉ量が不足しているため、優れた強度－延性バランスを確保できなかった。実験Ｎｏ．２および３より、Ｓｉ量が不足している場合、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの平均冷却速度を変化させても十分高い強度－延性バランスは得られないことがわかる。また実験Ｎｏ．４では、パラメーターλが規定範囲を超えているため、強度－延性バランスが著しく悪いものとなった。
　実験Ｎｏ．５～７は、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却が、パラメーターλの規定範囲を超えるように行ったため、強度－延性バランスが悪くなった。
　実験Ｎｏ．８および９は、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却が、パラメーターλの規定範囲を下回るように行ったため、鋼部材の生産性が悪かった。
　実験Ｎｏ．４１、４２、４７および４８は、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却が、パラメーターλの規定範囲を超えるように行ったため、強度－延性バランスが悪くなった。
　これに対し、実験Ｎｏ．１０～４０、４３～４６、および４９～５１は、本発明で規定の成分組成の鋼板を用い、規定の方法で鋼部材を製造したので、高強度かつ強度－延性バランスに優れた鋼部材を、生産性良く得ることができた。
　このうち実験Ｎｏ．１０～１４は、同一ブランクを用い、（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、パラメーターλを変えて行った例であるが、いずれも高い強度－延性バランスが得られた。
　実験Ｎｏ．１５～１８は、同一ブランクを用い、プレス回数と最終離型温度を変化させた例であるが、これらの結果を対比すると、多段成形を行い、かつ最終離型温度を低くすることによって、高い生産性とより高い強度－延性バランスを実現できることがわかる。
　［実施例２］
　実施例２では、鋼板を前記加熱温度まで昇温させる工程での１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度が、特性に及ぼす影響について調べた。
　この実施例２では、小型（１．４ｍｍｔ×１８０ｍｍＷ×５０ｍｍＬ）の平板に対し、通電加熱装置で熱処理を施した材料を評価した。
　前記表１のブランク記号Ａの鋼板を用い、鋼板を加熱温度：９００℃まで昇温させる工程において、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度を下記表４に示す通りとした。そして、加熱温度：９００℃に到達した時点で通電を止め、８００℃まで放冷した後、加熱温度（９００℃）から（Ｍｓ点－１５０℃）までの平均冷却速度が約１０℃／ｓとなるよう冷却し、かつ（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を表４に示す焼戻しパラメーター（λ）の値となるよう実施して熱処理材を得た。尚、上記以外の条件は、表２の実験Ｎｏ．１５と同じとした。
　そして、得られた熱処理材よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬおよびＴＳ×ＥＬを求めた。これらの結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　表４より次のことがわかる。前記鋼板を前記加熱温度まで昇温させる工程において、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度を高めることによって、ＴＳ×ＥＬが高くなっていることがわかる。特にＴＳ×ＥＬで１４０００ＭＰａ・％以上のより高いＴＳ×ＥＬバランスを達成するには、前記平均昇温速度を５０℃／ｓ以上とするのがより好ましいことがわかる。
　［実施例３］
　実施例３では、熱間プレス成形して得られた鋼部材に対し、焼戻しを行う場合の、焼戻温度が機械的特性に及ぼす影響について調べた。
　下記に示す通り、熱間プレス成形して得られた鋼部材に対し、更に焼戻しを行ったことを除き、実施例１における表２の実験Ｎｏ．１６（最終離型温度３８０℃）と同様にして鋼部材を得た。前記焼戻しでは、熱間プレス成形後、表５に示す焼戻温度まで平均昇温速度４０℃／ｓで昇温させた後、前記焼戻温度で保持せずに水冷した。
　そして実施例１と同様にして引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬおよびＴＳ×ＥＬを求めた。これらの結果を表５に示す。尚、いずれも、熱間プレス成形工程における型内保持時間は１０秒未満であり、生産性は○であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　表５より次のことがわかる。実験Ｎｏ．５８と実験Ｎｏ．５９～６２とを対比すると、焼戻しを行った場合であっても、ＴＳ×ＥＬバランスを低下させずに、強度調整を行えることがわかる。実験Ｎｏ．６３の結果から、所望の降伏強度（８００ＭＰａ以上）を得るには、焼戻しを行う場合の焼戻温度の上限を６００℃未満とするのがよいことがわかる。
　１　パンチ
　２　ダイ
　３　先行パッド
　４　鋼板（ブランク）
　５　ピン

Claims (8)

  1. 　成分組成が、
    質量％で（以下、化学成分について同じ）、
    Ｃ：０．１５％以上０．４％以下、
    Ｓｉ：１．０％超１．６５％以下、
    Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｍｎ：１％以上３．５％以下、
    Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、および
    Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
    を含み、残部が鉄および不可避的不純物である鋼板を加熱し、１回以上熱間プレス成形することにより鋼部材を製造する方法であって、
    　前記加熱の温度（加熱温度）をＡｃ3変態点以上とし、かつ
    　前記熱間プレス成形の開始温度を前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とし、更に
    　（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、下記式（１）で示される焼戻しパラメーター（λ）が７１００以上８０３０以下を満たすように行うことを特徴とする熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     ［式（１）において、λは焼戻しパラメーター、［Ｓｉ］は鋼中Ｓｉ量（質量％）を示し、ｔｎ’は下記式（２）で表される値である。］
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     ［式（２）において、ｔｎは（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの総冷却時間を５０００等分したときのｎ番目の時間（秒）、Ｔｎは前記ｔｎのときの温度（℃）を示す。ｔ0＝０秒、Ｔ0＝Ｍｓ点－１５０℃である。また１０＾{　}は１０の｛　｝乗を意味する。］
  2. 　前記（Ｍｓ点－１５０℃）から８０℃までの冷却を、平均冷却速度５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で行う請求項１に記載の製造方法。
  3. 　前記熱間プレス成形の、最終の熱間プレス成形の終了温度を、Ｍｓ点以下とする請求項１に記載の製造方法。
  4. 　前記鋼板を前記加熱温度まで昇温させる工程において、１００℃から前記加熱温度までの平均昇温速度を５℃／ｓ以上とする請求項１に記載の製造方法。
  5. 　前記熱間プレス成形後に、１００℃以上６００℃未満で焼戻しを行う請求項１に記載の製造方法。
  6. 　前記鋼板の成分組成が、更に、下記（ａ）～（ｄ）の少なくともいずれかに属する１種以上の元素を含む請求項１に記載の製造方法。
    （ａ）Ｃｒを５％以下（０％を含まない）
    （ｂ）ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される一種以上の元素を、合計で０．５％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｍｏを１％以下（０％を含まない）
    （ｄ）Ｎｂを０．１％以下（０％を含まない）
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材。
  8. 　請求項７に記載の熱間プレス成形鋼部材に、加工を施して得られる自動車用鋼部品。
PCT/JP2014/050833 2013-01-18 2014-01-17 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 WO2014112594A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020157019318A KR101640358B1 (ko) 2013-01-18 2014-01-17 열간 프레스 성형강 부재의 제조 방법
ES14740951.0T ES2683149T3 (es) 2013-01-18 2014-01-17 Método de fabricación para un miembro de acero conformado por prensado en caliente
CN201480005070.4A CN104936716B (zh) 2013-01-18 2014-01-17 热压成形钢构件的制造方法
EP14740951.0A EP2946848B1 (en) 2013-01-18 2014-01-17 Manufacturing method for hot press formed steel member
US14/655,565 US9359663B2 (en) 2013-01-18 2014-01-17 Manufacturing method for hot press formed steel member
MX2015009250A MX368319B (es) 2013-01-18 2014-01-17 Método de fabricación y método para miembro conformado por prensado en caliente.
BR112015016863-9A BR112015016863B1 (pt) 2013-01-18 2014-01-17 Método de fabricação de elemento de aço formado em prensa a quente e método de fabricação de uma peça automotiva de aço

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-007808 2013-01-18
JP2013007808 2013-01-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014112594A1 true WO2014112594A1 (ja) 2014-07-24

Family

ID=51209683

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/050833 WO2014112594A1 (ja) 2013-01-18 2014-01-17 熱間プレス成形鋼部材の製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9359663B2 (ja)
EP (1) EP2946848B1 (ja)
JP (1) JP5595609B2 (ja)
KR (1) KR101640358B1 (ja)
CN (1) CN104936716B (ja)
BR (1) BR112015016863B1 (ja)
ES (1) ES2683149T3 (ja)
MX (1) MX368319B (ja)
WO (1) WO2014112594A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110144439A (zh) * 2014-11-18 2019-08-20 安赛乐米塔尔公司 用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品
WO2019212045A1 (ja) * 2018-05-01 2019-11-07 日本製鉄株式会社 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102012024302A1 (de) * 2012-12-12 2014-06-12 Kiekert Aktiengesellschaft Kraftfahrzeugtürschloss
JP2015157972A (ja) * 2014-02-21 2015-09-03 日新製鋼株式会社 通電加熱成形用鋼板
DE102014104398B4 (de) * 2014-03-28 2016-06-16 Benteler Automobiltechnik Gmbh Erwärmungsvorrichtung zum konduktiven Erwärmen einer Blechplatine
CN108025344B (zh) * 2015-09-18 2020-08-25 日本制铁株式会社 板状成型品及其制造方法
EP3408419A1 (de) 2016-01-25 2018-12-05 Schwartz GmbH Verfahren und vorrichtung zur wärmebehandlung eines metallischen bauteils
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10288159B2 (en) 2016-05-13 2019-05-14 GM Global Technology Operations LLC Integrated clutch systems for torque converters of vehicle powertrains
KR101819345B1 (ko) * 2016-07-07 2018-01-17 주식회사 포스코 균열전파 저항성 및 연성이 우수한 열간성형 부재 및 이의 제조방법
US11623261B2 (en) * 2016-07-13 2023-04-11 Nippon Steel Corporation Hot-stamping formed article, vehicle member, and manufacturing method of hot-stamping formed article
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
WO2018099819A1 (en) * 2016-11-29 2018-06-07 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for manufacturing a hot-formed article, and obtained article
KR101917472B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 항복비가 낮고 균일연신율이 우수한 템퍼드 마르텐사이트 강 및 그 제조방법
US11505846B2 (en) 2017-01-17 2022-11-22 Nippon Steel Corporation Hot stamped part and manufacturing method thereof
US10260121B2 (en) 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
CA3053396C (en) * 2017-03-01 2022-08-09 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with extremely high strength
WO2018160700A1 (en) * 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Hot-rolled steel with very high strength and method for production
US11141769B2 (en) 2017-06-16 2021-10-12 Ford Global Technologies, Llc Method and apparatus for forming varied strength zones of a vehicle component
US10633037B2 (en) 2017-06-16 2020-04-28 Ford Global Technologies, Llc Vehicle underbody assembly with thermally treated rear rail
US10399519B2 (en) 2017-06-16 2019-09-03 Ford Global Technologies, Llc Vehicle bumper beam with varied strength zones
US10556624B2 (en) 2017-06-16 2020-02-11 Ford Global Technologies, Llc Vehicle underbody component protection assembly
US11014137B2 (en) 2017-10-26 2021-05-25 Ford Motor Company Warm die trimming in hot forming applications
KR102394629B1 (ko) 2017-12-07 2022-05-06 현대자동차주식회사 핫스탬핑 강판의 접합방법
WO2019188622A1 (ja) * 2018-03-27 2019-10-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用鋼板
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
WO2019222950A1 (en) 2018-05-24 2019-11-28 GM Global Technology Operations LLC A method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
WO2019241902A1 (en) 2018-06-19 2019-12-26 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
MX2020013493A (es) * 2018-07-04 2022-05-04 Nippon Steel Corp Metodo de fabricacion de articulo formado por prensado en caliente, articulo formado por prensado, matriz y conjunto de matriz.
WO2020009170A1 (ja) * 2018-07-04 2020-01-09 日本製鉄株式会社 熱間プレス成形品の製造方法、プレス成形品、ダイ金型、及び金型セット
CN111197145B (zh) 2018-11-16 2021-12-28 通用汽车环球科技运作有限责任公司 钢合金工件和用于制造压制硬化钢合金部件的方法
CN111332367B (zh) * 2018-12-18 2023-02-03 通用汽车环球科技运作有限责任公司 加压硬化焊接钢合金部件
US11530469B2 (en) * 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
CN113025877A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢
CN113025876A (zh) 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢组件
CN115279927A (zh) * 2020-03-11 2022-11-01 株式会社神户制钢所 具有局部软化部分的钢零件的制造方法
KR20230042747A (ko) * 2020-09-03 2023-03-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 프레스 성형품의 제조 방법 및 프레스 성형 장치
WO2023079344A1 (en) * 2021-11-05 2023-05-11 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having excellent processability before hot forming, steel sheet, process to manufacture a hot stamped part and hot stamped part

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002282951A (ja) 2001-03-22 2002-10-02 Toyota Motor Corp 金属板材の熱間プレス成形方法及び熱間プレス成形装置
US20040047757A1 (en) * 2002-05-10 2004-03-11 Komatsu Ltd. High-hardness, high-toughness steels and crawler components, earth wear resistant components, fastening bolts, high-toughness gears, high-toughness, high contact pressure resistance gears, and wear resistant steel plates using the same
JP2005152969A (ja) 2003-11-27 2005-06-16 Nippon Steel Corp ホットプレスの成形法
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
JP2007270293A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼
JP2009082992A (ja) 2009-01-30 2009-04-23 Nippon Steel Corp 熱間成形方法
JP2010126770A (ja) * 2008-11-28 2010-06-10 Jfe Steel Corp 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011218436A (ja) 2010-04-14 2011-11-04 Honda Motor Co Ltd 熱間プレス成形方法
JP2012237040A (ja) * 2011-05-12 2012-12-06 Jfe Bars & Shapes Corp 車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法
JP2013007808A (ja) 2011-06-23 2013-01-10 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 光集積回路

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3758549B2 (ja) 2001-10-23 2006-03-22 住友金属工業株式会社 熱間プレス加工方法
JP2005177805A (ja) 2003-12-19 2005-07-07 Nippon Steel Corp ホットプレス成形方法
US8828154B2 (en) * 2005-03-31 2014-09-09 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet
CN101289700A (zh) * 2008-06-17 2008-10-22 钢铁研究总院 高强度马氏体基体热、温冲压零件制备方法
JP5637342B2 (ja) * 2008-09-18 2014-12-10 国立大学法人 岡山大学 ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
CN101805821B (zh) * 2010-04-17 2012-03-21 上海交通大学 钢材冲压成形一体化处理方法
EP2719787B1 (en) * 2011-06-10 2016-04-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding
KR101682868B1 (ko) 2011-07-21 2016-12-05 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스 성형 강 부재의 제조 방법

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002282951A (ja) 2001-03-22 2002-10-02 Toyota Motor Corp 金属板材の熱間プレス成形方法及び熱間プレス成形装置
US20040047757A1 (en) * 2002-05-10 2004-03-11 Komatsu Ltd. High-hardness, high-toughness steels and crawler components, earth wear resistant components, fastening bolts, high-toughness gears, high-toughness, high contact pressure resistance gears, and wear resistant steel plates using the same
JP2005152969A (ja) 2003-11-27 2005-06-16 Nippon Steel Corp ホットプレスの成形法
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
JP2007270293A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼
JP2010126770A (ja) * 2008-11-28 2010-06-10 Jfe Steel Corp 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009082992A (ja) 2009-01-30 2009-04-23 Nippon Steel Corp 熱間成形方法
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011218436A (ja) 2010-04-14 2011-11-04 Honda Motor Co Ltd 熱間プレス成形方法
JP2012237040A (ja) * 2011-05-12 2012-12-06 Jfe Bars & Shapes Corp 車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法
JP2013007808A (ja) 2011-06-23 2013-01-10 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 光集積回路

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110144439A (zh) * 2014-11-18 2019-08-20 安赛乐米塔尔公司 用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品
CN110218845A (zh) * 2014-11-18 2019-09-10 安赛乐米塔尔公司 用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品
CN110144439B (zh) * 2014-11-18 2021-11-12 安赛乐米塔尔公司 用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品
CN110218845B (zh) * 2014-11-18 2021-12-17 安赛乐米塔尔公司 用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品
WO2019212045A1 (ja) * 2018-05-01 2019-11-07 日本製鉄株式会社 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
JP6631765B1 (ja) * 2018-05-01 2020-01-15 日本製鉄株式会社 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
CN112041475A (zh) * 2018-05-01 2020-12-04 日本制铁株式会社 镀锌钢板及其制造方法
CN112041475B (zh) * 2018-05-01 2021-09-17 日本制铁株式会社 镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR112015016863A2 (pt) 2017-07-11
JP5595609B2 (ja) 2014-09-24
EP2946848A1 (en) 2015-11-25
EP2946848A4 (en) 2016-08-31
BR112015016863B1 (pt) 2020-09-01
US20150354035A1 (en) 2015-12-10
ES2683149T3 (es) 2018-09-25
JP2014156653A (ja) 2014-08-28
EP2946848B1 (en) 2018-07-25
CN104936716B (zh) 2016-09-07
BR112015016863A8 (pt) 2019-10-29
MX368319B (es) 2019-09-27
MX2015009250A (es) 2015-10-08
CN104936716A (zh) 2015-09-23
US9359663B2 (en) 2016-06-07
KR101640358B1 (ko) 2016-07-15
KR20150095921A (ko) 2015-08-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5595609B2 (ja) 高強度かつ強度−延性バランスに優れた熱間プレス成形鋼部材の製造方法
JP5174269B1 (ja) 熱間プレス成形鋼部材の製造方法
US9850554B2 (en) Hot-press formed product and method for manufacturing same
US9611518B2 (en) Hot-press formed product and method for manufacturing same
JP4630188B2 (ja) スポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板並びに熱間成形品
EP2824195B1 (en) Method for manufacturing press-formed product, and press-formed product
CN102822375B (zh) 超高强度冷轧钢板及其制造方法
US20110132502A1 (en) Method for Producing a Formed Steel Part Having a Predominantly Ferritic-Bainitic Structure
US20150013856A1 (en) Method for manufacturing press-formed product and press-formed product
KR101494113B1 (ko) 프레스 성형품 및 그 제조 방법
WO2004106573A1 (ja) 熱間成形法と熱間成形部材
US20110182765A1 (en) Use of a steel alloy
JP2011179028A (ja) 成形品の製造方法
EP3045550A1 (en) Method for manufacturing press-molded article, and press-molded article
US8778101B2 (en) Method of production of steel sheet pressed parts with locally modified properties
JP6003837B2 (ja) 高強度プレス部品の製造方法
JP2016141816A (ja) 鋼板ブランクならびにレーザ切断加工用鋼板およびレーザ切断加工用鋼板の製造方法
CN106929760A (zh) 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
JP7464495B2 (ja) 局所的に軟化された部分を有する鋼部品の製造方法
CN115279927A (zh) 具有局部软化部分的钢零件的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14740951

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014740951

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14655565

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157019318

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2015/009250

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112015016863

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112015016863

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20150714