WO2015037059A1 - プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 - Google Patents

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

  • the present invention relates to a press-formed product used when manufacturing a structural part of an automobile, and a method for manufacturing such a press-formed product.
  • a press-formed product used when manufacturing a structural part of an automobile
  • a method for manufacturing such a press-formed product In particular, when a preheated steel plate (blank) is formed into a predetermined shape, a press-molded product manufactured by applying a heat treatment to obtain a predetermined strength by applying heat treatment simultaneously with the shape formation, and such
  • the present invention relates to a useful method for producing a pressed product.
  • the steel sheet is heated to a predetermined temperature (for example, the temperature at which it becomes an austenite phase) to lower the strength, and then formed with a mold having a temperature lower than that of the steel sheet (for example, room temperature).
  • a hot press molding method is employed in the production of parts that performs quenching heat treatment (quenching) using the temperature difference between the two to ensure the strength after molding.
  • a hot press forming method is called by various names such as a hot forming method, a hot stamping method, a hot stamp method, and a die quench method in addition to the hot press method.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory diagram showing a mold configuration for carrying out hot press molding as described above.
  • 1 is a punch
  • 2 is a die
  • 3 is a blank holder
  • 4 is a steel plate (blank)
  • BHF is a crease pressing force
  • rp is a punch shoulder radius
  • rd is a die shoulder radius
  • CL is a punch / die clearance.
  • the punch 1 and the die 2 have passages 1a and 2a through which a cooling medium (for example, water) can pass, and the cooling medium is allowed to pass through the passages.
  • a cooling medium for example, water
  • the steel plate (blank) 4 is subjected to the two-phase region temperature (Ac 1 transformation point to Ac 3 transformation point) or Ac 3 transformation. Molding is started in a state of being softened by heating to a single-phase temperature above the point. That is, in a state where the steel plate 4 in a high temperature state is sandwiched between the die 2 and the blank holder 3, the steel plate 4 is pushed into the hole of the die 2 (between 2 and 2 in FIG. 1) by the punch 1, and the outer diameter of the steel plate 4 is reduced. A shape corresponding to the outer shape of the punch 1 is formed while shrinking.
  • a steel sheet for hot pressing that is widely used at present, a steel sheet made of 22MnB5 steel is known.
  • This steel sheet has a tensile strength of 1500 MPa and an elongation of about 6 to 8%, and is applied to an impact resistant member (a member that is not deformed as much as possible and does not break).
  • an impact resistant member a member that is not deformed as much as possible and does not break.
  • Patent Documents 1 to 4 As hot-press steel sheets exhibiting good elongation, techniques such as Patent Documents 1 to 4 have been proposed. In these technologies, the basic strength class of each steel sheet is adjusted by setting the carbon content in the steel sheet to various ranges, and ferrite with high deformability is introduced, and the average of ferrite and martensite Elongation is improved by reducing the particle size. These techniques are effective for improving the elongation, but are still insufficient from the viewpoint of improving the elongation according to the strength of the steel sheet. For example, the tensile strength TS is 1270 MPa or more and the elongation EL is about 12.7% at the maximum, and further improvement is required.
  • Non-Patent Document 1 Non-Patent Document 1
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to obtain a press-molded product that can achieve a high balance between high strength and elongation, and has good softening prevention characteristics in HAZ. It is an object of the present invention to provide a method useful for obtaining a press-molded product and a press-molded product that exhibits the above characteristics.
  • the method for producing a press-formed product of the present invention that has achieved the above-mentioned object is as follows: C: 0.15 to 0.5% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition) Si: 0.2-3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.05% or less (excluding 0%), Al: 0.01 to 1%, B: 0.0002 to 0.01%, Ti: 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less (where [N] indicates the content (% by mass) of N), and N: 0.001 ⁇ 0.01%, Each of which contains iron and inevitable impurities, Among the Ti-containing precipitates contained in the steel sheet, the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 6 nm or less, and the relationship between the precipitated Ti amount in the steel and the total Ti amount in the following formula (1)
  • the steel sheet for hot pressing that satisfies the above conditions is heated to
  • the “equivalent circle diameter” means the diameter when converted to a circle of the same area when focusing on the size (area) of the Ti-containing precipitate (eg, TiC) (the “average equivalent circle diameter” is its average Value).
  • the steel sheet for hot pressing used in the production method of the present invention contains at least one of the following (a) to (c) as other elements as required. Depending on the type of element contained as required, the properties of the press-formed product are further improved.
  • C 0.01% or less (excluding 0%) of at least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM
  • the metal structure is bainitic ferrite: 60 to 97 area%, martensite: 37 area% or less, retained austenite: 3 to 20 area%, and remaining structure: 5 area%.
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 10 nm or less, and satisfies the relationship of the formula (1), The balance between high strength and elongation can be achieved as a uniform characteristic at a high level in a press-formed product.
  • the chemical component composition is strictly defined, the size of Ti-containing precipitates is controlled, and for Ti that does not form TiN, a steel plate with a controlled precipitation rate is used.
  • a steel plate with a controlled precipitation rate is used.
  • the inventors of the present invention when heating a steel plate to a predetermined temperature and then producing a press-formed product by hot press forming, show good ductility (elongation) while ensuring high strength after press forming. In order to realize a simple press-formed product, we examined it from various angles.
  • C is important in reducing the bainite transformation start temperature Bs to make the bainitic ferrite produced in the cooling process finer and increasing the dislocation density in the bainitic ferrite to improve the strength. It is an element. Also, by increasing the amount of fine retained austenite formed between the laths of bainitic ferrite, a high level of balance between strength and elongation can be secured. If the C content is less than 0.15%, the bainite transformation start temperature Bs increases, the bainitic ferrite becomes coarse and low dislocation density, and the strength of the hot press-formed product cannot be ensured. On the other hand, if the C content is excessive and exceeds 0.5%, the strength becomes too high and good ductility cannot be obtained.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.18% or more (more preferably 0.20% or more), and the preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • Si exhibits the effect of forming retained austenite by suppressing the decomposition of residual austenite formed between the laths of bainitic ferrite during the quenching of mold quenching and the formation of cementite.
  • the Si content needs to be 0.2% or more. Further, if the Si content is excessive and exceeds 3%, ferrite tends to be formed, and it becomes difficult to make austenite single phase during heating, and the structure fraction other than bainitic ferrite and residual austenite in the steel sheet for hot pressing. Exceeds 5 area%.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.5% or more (more preferably 1.0% or more), and the preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • Mn is an element effective in enhancing hardenability and suppressing the formation of soft structures such as ferrite and pearlite during cooling of mold hardening. Further, by reducing the bainite transformation start temperature Bs, the bainitic ferrite generated in the cooling process is made finer, and the dislocation density in the bainitic ferrite is increased, which is important in improving the strength. It is an element. Furthermore, it is an element that stabilizes austenite and contributes to an increase in the amount of retained austenite. In order to exert these effects, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.5% or more. Considering only the characteristics, it is preferable that the Mn content is large, but the alloy addition cost increases, so the content was made 3% or less. The minimum with preferable Mn content is 0.7% or more (more preferably 1.0% or more), and a preferable upper limit is 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained in the steel, but it deteriorates ductility, so it is preferable to reduce P as much as possible.
  • extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to produce 0%, so 0.05% or less (excluding 0%) was set.
  • the upper limit with preferable P content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element inevitably contained in steel, and deteriorates ductility. Therefore, S is preferably reduced as much as possible.
  • extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to produce 0%, so 0.05% or less (excluding 0%) was set.
  • the upper limit with preferable S content is 0.045% or less (more preferably 0.040% or less).
  • Al 0.01-1%)
  • Al is useful as a deoxidizing element, and also fixes solid solution N present in steel as AlN, which is useful for improving ductility.
  • the Al content needs to be 0.01% or more.
  • the minimum with preferable Al content is 0.02% or more (more preferably 0.03% or more), and a preferable upper limit is 0.8% or less (more preferably 0.6% or less).
  • B has the effect of suppressing ferrite transformation and pearlite transformation, and therefore prevents the formation of ferrite and pearlite during cooling after heating to the two-phase region temperature of (Ac 1 transformation point to Ac 3 transformation point) It is an element that contributes to securing austenite. In order to exert such an effect, B needs to be contained in an amount of 0.0002% or more, but the effect is saturated even if it is contained in excess of 0.01%.
  • a preferable lower limit of the B content is 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more), and a preferable upper limit is 0.008% or less (more preferably 0.005% or less).
  • Ti 3.4 [N] + 0.01% or more, 3.4 [N] + 0.1% or less: [N] is N content (mass%)
  • Ti fixes N and allows B to be maintained in a solid solution state, thereby exhibiting an effect of improving hardenability. In order to exert such an effect, it is important to contain 0.01% or more than the stoichiometric ratio of Ti and N (3.4 times the N content). Further, Ti added excessively to N is present in a solid solution state in the hot stamping molded product, and the precipitated compound is dispersed finely, so that the solid solution is dissolved when the hot stamping molded product is welded.
  • Strength reduction in HAZ can be suppressed by effects such as precipitation strengthening due to the formation of Ti as TiC and an increase delay of dislocation density due to the effect of preventing dislocation movement due to TiC.
  • the Ti content becomes excessive and exceeds 3.4 [N] + 0.1%, the Ti-containing precipitates formed (for example, TiN) are coarsened and the ductility of the steel sheet is lowered.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 3.4 [N] + 0.02% or more (more preferably 3.4 [N] + 0.05% or more), and the preferable upper limit is 3.4 [N] + 0.09%. Or less (more preferably 3.4 [N] + 0.08% or less).
  • N (N: 0.001 to 0.01%) N is preferably reduced as much as possible in order to reduce the hardenability improvement effect by fixing B as BN.
  • 0.001% is set as the lower limit.
  • the N content is excessive, the Ti-containing precipitates formed (for example, TiN) are coarsened, and the precipitates act as a starting point for fracture and reduce the ductility of the steel sheet. It was.
  • the upper limit with preferable N content is 0.008% or less (more preferably 0.006% or less).
  • the basic chemical components in the steel sheet for hot pressing used in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities other than P, S, N (for example, O, H, etc.).
  • the steel sheet for hot pressing used in the present invention contains at least one of the following (a) to (c) as other elements as required.
  • the properties of the press-formed product are further improved.
  • the preferable range when these elements are contained and the reason for limiting the range are as follows.
  • A 0.1% or less in total of one or more selected from the group consisting of V, Nb and Zr (excluding 0%)
  • B 1% or less in total of at least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr and Mo (not including 0%)
  • C 0.01% or less (excluding 0%) of at least one selected from the group consisting of Mg, Ca and REM
  • V, Nb, and Zr have the effect of forming fine carbides and making the structure fine by the pinning effect. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.001% or more in total. However, when the content of these elements is excessive, coarse carbides are formed, and the ductility is deteriorated by becoming the starting point of fracture. For these reasons, the total content of these elements is preferably 0.1% or less. The more preferable lower limit of the content of these elements is 0.005% or more (more preferably 0.008% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06%) in total. The following).
  • the more preferable lower limit of the content of these elements is 0.05% or more (more preferably 0.06% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.5% or less (more preferably 0.3% or less) in total. ).
  • One or more selected from the group consisting of Mg, Ca, and REM is 0.01% or less in total (not including 0%)
  • these elements refine the inclusions, they effectively work to improve ductility.
  • the content is large, but since the effect is saturated, the total content is preferably 0.01% or less.
  • the more preferable lower limit of the content of these elements is 0.0002% or more (more preferably 0.0005% or more) in total, and the more preferable upper limit is 0.005% or less (more preferably 0.003% or less) in total. ).
  • the Ti-containing precipitates and the control of the formula (1) are for preventing the softening of the HAZ, and are essentially necessary control in the molded product, but the change of these values before and after hot press molding is small. Therefore, it is necessary to already control at the stage before forming (steel plate for hot pressing).
  • a Ti-containing precipitate can be maintained in a solid solution state or a fine state during heating by hot pressing. It becomes like this.
  • the amount of precipitated Ti in the press-formed product can be controlled to a predetermined amount or less, and joint characteristics can be improved by preventing softening in the HAZ.
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 6 nm or less.
  • the size (average equivalent circle diameter) of the Ti-containing precipitate is preferably 5 nm or less, and more preferably 3 nm or less.
  • the Ti-containing precipitates targeted in the present invention include TiC and TiN, as well as precipitates containing Ti such as TiVC, TiNbC, TiVCN, and TiNbCN.
  • the average equivalent circle diameter of Ti-containing precipitates in a press-formed product is specified to be 10 nm or less, whereas it is specified to be 6 nm or less before forming (hot-press steel plate). .
  • the reason is that Ti is present in a fine precipitate or a solid solution state in the steel plate, but when heating for about 15 minutes or more near 800 ° C., the Ti-containing precipitate is slightly coarsened. Rather than the molded product, the size of the precipitate is defined larger.
  • the average equivalent circle diameter of the Ti-containing precipitate is required to be 10 nm or less, and in order to realize the precipitation state with a hot stamped product, It is necessary that the average equivalent circle diameter of fine precipitates of 30 nm or less at the stage is 6 nm or less, and most of Ti is present in a solid solution state.
  • the amount of Ti present as precipitates other than TiN is less than the remaining 0.5 times of the total Ti minus Ti forming TiN. (That is, less than 0.5 ⁇ [total Ti amount (%) ⁇ 3.4 [N]]) (requirement (B) above).
  • the amount of precipitated Ti-3.4 [N] is preferably 0.4 ⁇ [total Ti amount (%)-3.4 [N]] or less, more preferably 0.3 ⁇ [total Ti amount (% ) -3.4 [N]] or less.
  • a slab obtained by melting a steel material having the chemical composition as described above is heated at a temperature of 1100 ° C. or higher (preferably 1150 ° C. or higher).
  • Hot rolling is performed at 1300 ° C. or lower (preferably 1250 ° C. or lower), the finish rolling temperature is 850 ° C. or higher (preferably 900 ° C. or higher), and 1000 ° C. or lower (preferably 950 ° C. or lower).
  • 450 ° C or lower is cooled (rapidly cooled) at an average cooling rate of 20 ° C / second or higher (preferably 30 ° C / second or higher), 200 ° C or higher (preferably 250 ° C or higher), 500 ° C or lower (preferably It may be wound at 450 ° C. or lower).
  • the steel sheet for hot pressing having the above chemical composition and Ti precipitation state may be used for the production of hot pressing as it is, and the reduction ratio after pickling: 10 to 80% (preferably 20 to 70%) ) May be used for manufacturing a hot press after cold rolling. Further, after heating the steel sheet for hot pressing or the cold rolled material thereof to 830 ° C. or higher (preferably 850 ° C. or higher, 900 ° C. or lower), the temperature reaches 500 ° C. or lower (preferably 450 ° C. or lower) at 20 ° C./second or higher ( After quenching at a cooling rate of preferably 30 ° C./second or higher), a heat treatment may be performed such that holding at 500 ° C.
  • the steel plate for hot pressing according to the present invention may be plated on the surface (base steel plate surface) containing one or more of Al, Zn, Mg, and Si.
  • the steel sheet for hot pressing as described above, after heating to a temperature of 900 ° C. or more and 1100 ° C. or less, press molding is started, and during molding and after the molding, an average of 20 ° C./second or more in the mold After cooling to a temperature 100 ° C. lower than the bainite transformation start temperature Bs (Bs ⁇ 100 ° C.) or lower and a martensite transformation start temperature Ms or higher while ensuring a cooling rate, the average cooling rate of less than 20 ° C./second is 200 ° C.
  • a press-formed product having a single characteristic can be formed into an optimum structure (structure mainly composed of bainitic ferrite) having a predetermined strength and high ductility.
  • the reasons for defining the requirements in this molding method are as follows.
  • the heating temperature of the steel sheet is lower than 900 ° C., sufficient austenite cannot be obtained during heating, and the martensite fraction becomes excessive in the final structure (structure of the molded product). Further, when the heating temperature of the steel sheet exceeds 1100 ° C., the grain size of austenite increases during heating, the martensite transformation start temperature Ms and the martensite end temperature Mf increase, and residual austenite cannot be secured during quenching, which is good. Formability is not achieved.
  • the heating temperature is preferably 950 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower.
  • the heating time at this time is too long, the Ti-containing precipitates in the steel sheet are difficult to be refined, and even if the amount is small, the Ti-containing precipitates are formed and coarsened during the heating, thereby improving the weldability. Since it becomes small, the one where a heating time is short is preferable.
  • the preferable range of the heating time is 3600 seconds or less, more preferably 20 seconds or less.
  • the average during and after forming It is necessary to appropriately control the cooling rate and the cooling end temperature. From this point of view, the average cooling rate during molding needs to be 20 ° C./second or more, and the cooling end temperature needs to be 100 ° C. lower than the bainite transformation start temperature Bs or less than the martensite transformation start temperature Ms.
  • the average cooling rate during molding is preferably 30 ° C./second or more (more preferably 40 ° C./second or more). By setting the cooling end temperature to 100 ° C.
  • the austenite existing during heating is transformed into bainite while preventing the formation of a structure such as ferrite or pearlite, and the amount of bainitic ferrite.
  • a predetermined amount of retained austenite is secured by leaving fine austenite between the laths of bainitic ferrite.
  • Rapid cooling is stopped when the temperature is below 100 ° C. below the bainite transformation start temperature Bs and above the martensite transformation start temperature Ms, and then cooled to 200 ° C. or less at an average cooling rate of less than 20 ° C./second. Do. By adding such a cooling step, the bainitic ferrite transformation is promoted. If the average cooling rate at this time is 20 ° C./second or more, martensite is formed and the strength is increased, but good elongation cannot be obtained. The average cooling rate at this time is preferably 15 ° C./second or less, more preferably 10 ° C./second or less. The reason for cooling to 200 ° C. or less by this cooling is that carbon is distributed from bainitic ferrite to untransformed austenite to increase the amount of residual austenite remaining at room temperature.
  • the control of the average cooling rate during the press molding and after the molding is finished is (a) controlling the temperature of the molding die (cooling medium shown in FIG. 1), and (b) controlling the thermal conductivity of the die. This can be achieved by means such as
  • the metal structure is bainitic ferrite: 60 to 97 area%, martensite: 37 area% or less, retained austenite: 3 to 20 area%, and remaining structure: 5 area%.
  • the amount of carbon in the retained austenite becomes 0.50% or more, and the balance between high strength and elongation can be achieved as a high level and uniform characteristic in the molded product.
  • the reasons for setting the ranges of the requirements (basic structure and carbon content in retained austenite) in such a hot press-formed product are as follows.
  • the area fraction of bainitic ferrite needs to be 60 area% or more. However, when this fraction exceeds 97 area%, the fraction of retained austenite becomes insufficient and ductility (residual ductility) decreases.
  • the preferable lower limit of the bainitic ferrite fraction is 65 area% or more (more preferably 70 area% or more), and the preferable upper limit is 95 area% or less (more preferably 90 area% or less).
  • the area fraction of martensite needs to be 37 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 30 area% or less (more preferably 25 area% or less).
  • Residual austenite has the effect of increasing the work hardening rate (transformation-induced plasticity) and improving the ductility of the molded product by transforming into martensite during plastic deformation.
  • the retained austenite fraction needs to be 3 area% or more.
  • the higher the retained austenite fraction the better.
  • the retained austenite that can be secured is limited, and the upper limit is about 20 area%.
  • the preferable lower limit of retained austenite is 5 area% or more (more preferably 7 area% or more).
  • ferrite, pearlite, and the like may be included as the remaining structure.
  • these structures have a lower contribution to strength and ductility than other structures, and it is preferable that they do not basically contain (0 area). % Is acceptable). However, up to 5 area% is acceptable.
  • the remaining structure is more preferably 4 area% or less, and still more preferably 3 area% or less.
  • the average equivalent circle diameter of the equivalent circle diameter of 30 nm or less is 10 nm or less.
  • the average equivalent circle diameter of the Ti-containing precipitate is preferably 8 nm or less, and more preferably 6 nm or less.
  • the amount of Ti present as precipitates other than TiN is 0.5 times the remaining Ti after subtracting Ti forming TiN out of all Ti. (That is, less than 0.5 ⁇ [total Ti amount (%) ⁇ 3.4 [N]]).
  • Ti that is solid-dissolved during welding is finely precipitated in HAZ, or the existing fine Ti-containing precipitates suppress the recovery of dislocation, etc., thereby preventing softening in HAZ, Good weldability.
  • the amount of precipitated Ti-3.4 [N] is preferably 0.4 ⁇ [total Ti amount (%)-3.4 [N]] or less, more preferably 0.3 ⁇ [total Ti amount (% ) -3.4 [N]] or less.
  • the press molding conditions heatating temperature and cooling rate
  • properties such as strength and elongation of the molded product
  • high ductility residual ductility
  • a press-molded product can be obtained, it can be applied to parts that have been difficult to apply with conventional hot-pressed products (for example, energy absorbing members), which is extremely useful in expanding the range of application of hot-pressed products. It is.
  • Steel materials (steel Nos. 1-31) having the chemical composition shown in Table 1 below are vacuum-melted to make slabs for experiment, then hot rolled into steel plates, and then cooled and wound up Simulated treatment was performed (plate thickness: 3.0 mm).
  • the winding simulation processing method after cooling to the winding temperature, the sample was placed in a furnace heated to the winding temperature, held for 30 minutes, and then cooled in the furnace.
  • the steel plate manufacturing conditions at this time are shown in Table 2 below.
  • the Ac 3 transformation point, Ms point, and Bs point in Table 1 were obtained using the following formulas (2) to (4) (for example, “Leslie Steel Material Science” Maruzen, (1985 )reference). Further, the treatments (1) and (2) shown in the remarks column of Table 2 are obtained by performing the following treatments (rolling, cooling, and alloying).
  • Treatment (1) After cold-rolling a hot-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm), simulating continuous annealing with a heat treatment simulator, heating to 800 ° C., holding for 90 seconds, and average cooling at 20 ° C./second Cooled to 500 ° C. at a rate and held for 300 seconds.
  • the obtained steel sheet (press forming steel sheet) was analyzed for Ti precipitation (precipitation Ti amount-3.4 [N], average circle equivalent diameter of Ti-containing precipitates) in the following manner.
  • the results are shown in Table 3 below together with a calculated value of 0.5 ⁇ [total Ti amount-3.4 [N]].
  • Precipitation Ti amount-3.4 [N] (Ti amount present as precipitates) was subjected to extraction residue analysis using a mesh with a mesh diameter of 0.1 ⁇ m (the precipitates aggregated during the extraction process). Thus, fine precipitates can be measured), and the precipitated Ti amount-3.4 [N] was determined. When the Ti-containing precipitate partially contains V or Nb, the content of these precipitates was also measured.
  • the precipitation state of Ti was measured by the method described above.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • TS ⁇ EL strength-elongation balance
  • Table 5 The observation results of the metal structure (fraction of each structure, Ti precipitation state, amount of precipitated Ti-3.4 [N]) are shown in Table 5 below.
  • Table 6 shows the mechanical properties (tensile strength TS, elongation ELTS ⁇ EL, and hardness reduction amount ⁇ Hv) of the press-formed product.
  • the value of the precipitated Ti amount-3.4 [N] in the press-formed product is slightly different from the value of the precipitated Ti amount-3.4 [N] in the press-formed steel sheet, but this is a measurement error.
  • Steel No. Samples 3, 7, 11-14, 17, and 21 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, Steel No. No. 3 uses a steel sheet with a low Si content, the retained austenite fraction in the press-formed product is not secured, only low elongation EL is obtained, and the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is also obtained. It has deteriorated. Steel No. No. 7 has a low finish rolling temperature during the production of the steel sheet and does not satisfy the relationship of the formula (1), and the Ti-containing precipitate is coarsened and the strength-elongation balance (TS ⁇ EL) is lowered. At the same time, the softening prevention characteristics are deteriorated.
  • Steel No. No. 17 uses a steel sheet with an excessive C content, and the strength of the molded product is increased and only a low elongation EL is obtained.
  • Steel No. No. 21 uses a steel plate with an excessive Ti content, and the press-formed product does not satisfy the relationship of the formula (1), and the Ti-containing precipitate in the molded product becomes coarse. The softening prevention property is deteriorated.
  • the average equivalent circle diameter of those having an equivalent circle diameter of 30 nm or less is 6 nm or less, and the amount of precipitated Ti in the steel
  • the steel sheet for hot pressing that satisfies the predetermined relationship between the total Ti content and the total Ti amount is heated to a temperature of 900 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower, and then press forming is started. After cooling to a temperature not higher than 100 ° C.

Abstract

　所定の化学成分組成を有し、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが所定の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度まで冷却した後、２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することによって、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品を得る上で有用な方法を提供する。

Description

プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
　本発明は、自動車の構造部品を製造する際に用いられるプレス成形品、およびこのようなプレス成形品の製造方法に関する。特に予め加熱された鋼板（ブランク）を所定の形状に成形加工する際に、形状付与と同時に熱処理を施して所定の強度を得るプレス成形法に適用して製造されるプレス成形品、およびそのようなプレス成形品を製造するための有用な方法に関する。
　地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして、車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。その一方で、鋼板を高強度化すると、プレス成形時の形状精度が低下することになる。
　こうしたことから、鋼板を所定の温度（例えば、オーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた後、鋼板に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、形状の付与と同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の強度を確保する熱間プレス成形法が部品製造に採用されている。尚、このような熱間プレス成形法は、ホットプレス法の他、ホットフォーミング法、ホットスタンピング法、ホットスタンプ法、ダイクエンチ法等、様々な名称で呼ばれている。
　図１は、上記のような熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。図１中、１はパンチ、２はダイ、３はブランクホルダー、４は鋼板（ブランク）、ＢＨＦはしわ押え力、ｒｐはパンチ肩半径、ｒｄはダイ肩半径、ＣＬはパンチ／ダイ間クリアランスを夫々示している。また、これらの部品のうち、パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路１ａ，２ａが夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。
　こうした金型を用いて熱間プレス成形（例えば、熱間深絞り加工）するに際しては、鋼板（ブランク）４を、（Ａｃ1変態点～Ａｃ3変態点）の二相域温度またはＡｃ3変態点以上の単相域温度に加熱して軟化させた状態で成形を開始する。即ち、高温状態にある鋼板４をダイ２とブランクホルダー３間に挟んだ状態で、パンチ１によってダイ２の穴内（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およびダイを冷却することによって、鋼板４から金型（パンチおよびダイ）への抜熱を行なうと共に、成形下死点（パンチ先端が最深部に位置した時点：図１に示した状態）で更に保持冷却することによって素材の焼入れを実施する。こうした成形法を実施することによって、寸法精度の良い１５００ＭＰａ級の成形品を得ることができ、しかも冷間で同じ強度クラスの部品を成形する場合に比較して、成形荷重が低減できることからプレス機の容量が小さくて済むことになる。
　現在広く使用されている熱間プレス用鋼板としては、２２ＭｎＢ５鋼を素材とするものが知られている。この鋼板は、引張強度が１５００ＭＰａで伸びが６～８％程度であり、耐衝撃部材（衝突時に極力変形させず、破断しない部材）に適用されている。しかしながら、エネルギー吸収部材のように変形を要する部品には、伸び（延性）が低いために適用が困難である。
　良好な伸びを発揮する熱間プレス用鋼板として、例えば特許文献１～４のような技術も提案されている。これらの技術では、鋼板中の炭素含有量を様々な範囲に設定することによって、夫々の鋼板の基本的な強度クラスを調整すると共に、変形能の高いフェライトを導入し、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径を小さくすることによって、伸びの向上を図っている。これらの技術は、伸びの向上には有効であるものの、鋼板の強度に応じた伸び向上の観点からすれば、依然として不十分である。例えば、引張強さＴＳが１２７０ＭＰａ以上のもので伸びＥＬが最大で１２．７％程度であり、更なる改善が求められている。
　一方、自動車部品は、スポット溶接によって接合する必要があるが、組織がマルテンサイトを主体とするホットスタンプ成形品では、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での強度低下が顕著であり、溶接継ぎ手の強度が低下（軟化）することが知られている（例えば、非特許文献１）。
特開２０１０－６５２９２号公報 特開２０１０－６５２９３号公報 特開２０１０－６５２９４号公報 特開２０１０－６５２９５号公報
広末ら「新日鉄技報」第３７８号　第１５～２０頁（２００３）
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品を得る上で有用な方法、および上記特性を発揮するようなプレス成形品を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明のプレス成形品の製造方法とは、
　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
　Ｓｉ：０．２～３％、
　Ｍｎ：０．５～３％、
　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
　Ａｌ：０．０１～１％、
　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下（但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す）、および
　Ｎ：０．００１～０．０１％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度まで冷却した後、２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする。尚、「円相当直径」とは、Ｔｉ含有析出物（例えばＴｉＣ）の大きさ（面積）に着目したときに、同一面積の円に換算したときの直径（「平均円相当直径」はその平均値）である。
　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］＜０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］　…（１）
　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
　本発明の製造方法で用いる熱間プレス用鋼板は、必要に応じて、更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有させることも有用である。必要によって含有される元素の種類に応じて、プレス成形品の特性が更に改善される。
（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
　この製造方法によって得られたプレス成形品では、金属組織が、ベイニティックフェライト：６０～９７面積％、マルテンサイト：３７面積％以下、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下であり、プレス成形品中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、前記（１）式の関係を満足するものとなり、プレス成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。
　本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさを制御し、またＴｉＮを形成しないＴｉについてはその析出率を制御した鋼板を用いているため、これを所定の条件で熱間プレスすることで、成形品の強度－伸びバランスを高レベルにでき、しかもＨＡＺでの軟化防止特性を良好にできる。
熱間プレス成形を実施するための金型構成を示す概略説明図である。
　本発明者らは、鋼板を所定の温度に加熱した後、熱間プレス成形してプレス成形品を製造するに際して、プレス成形後において高強度を確保しつつ良好な延性（伸び）をも示すようなプレス成形品を実現すべく、様々な角度から検討した。
　その結果、熱間プレス用鋼板の化学成分組成を厳密に規定すると共に、Ｔｉ含有析出物の大きさおよび析出Ｔｉ量の制御を図ったものとすると、該鋼板を所定条件で熱間プレス成形することで、成形後に所定量の残留オーステナイトを確保して、内在する延性（残存延性）を高くし、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品が得られることを見出し、本発明を完成した。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板では、化学成分組成を厳密に規定する必要があるが、各化学成分の範囲限定理由は下記の通りである。
　（Ｃ：０．１５～０．５％）
　Ｃは、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させることによって、冷却過程で生成されるベイニティックフェライトを微細にし、且つベイニティックフェライト中の転位密度を上昇させることによって強度を向上させる上で重要な元素である。また、ベイニティックフェライトのラス間に形成される微細な残留オーステナイト量を増加させることで、高強度と伸びのバランスを高レベルで確保できる。Ｃ含有量が０．１５％未満では、ベイナイト変態開始温度Ｂｓが上昇し、ベイニティックフェライトが粗大・低転位密度となり、熱間プレス成形品の強度が確保できない。またＣ含有量が過剰になって０．５％を超えると、強度が高くなり過ぎ、良好な延性が得られない。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．４５％以下（より好ましくは０．４０％以下）である。
　（Ｓｉ：０．２～３％）
　Ｓｉは、金型焼入れの冷却中にベイニティックフェライトのラス間に形成された残留オーステナイトが分解してセメンタイトが形成されるのを抑制することで、残留オーステナイトを形成させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする必要がある。またＳｉ含有量が過剰になって３％を超えると、フェライトが形成されやすくなり、加熱時にオーステナイト単相化が難しくなり、熱間プレス用鋼板においてベイニティックフェライトおよび残留オーステナイト以外の組織分率が５面積％を超えることになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。
　（Ｍｎ：０．５～３％）
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、金型焼入れの冷却中にフェライトやパーライト等の軟質な組織の形成を抑制するのに有効な元素である。また、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させることによって、冷却過程で生成されるベイニティックフェライトを微細にし、且つベイニティックフェライト中の転位密度を上昇させることで、強度を向上させる上で重要な元素である。更に、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイト量の増加に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。特性だけを考慮した場合は、Ｍｎ含有量は多い方が好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、３％以下とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７％以上（より好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）である。
　（Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない））
　Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが延性を劣化させるので、Ｐは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
　（Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない））
　ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、延性を劣化させるので、Ｓは極力低減することが好ましい。しかしながら、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０５％以下（０％を含まない）とした。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％以下（より好ましくは０．０４０％以下）である。
　（Ａｌ：０．０１～１％）
　Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、延性の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、延性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上（より好ましくは０．０３％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。
　（Ｂ：０．０００２～０．０１％）
　Ｂは、フェライト変態やパーライト変態を抑制する作用を有するため、（Ａｃ1変態点～Ａｃ3変態点）の二相域温度に加熱後の冷却中に、フェライト、パーライトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要があるが、０．０１％を超えて過剰に含有させても効果が飽和する。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）であり、好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。
　（Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下：［Ｎ］はＮの含有量（質量％））
　Ｔｉは、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持させることで焼入れ性の改善効果を発現させる。こうした効果を発揮させるためには、ＴｉとＮの化学量論比（Ｎの含有量の３．４倍）よりも０．０１％以上多く含有させることが重要である。またＮに対して過剰に添加されたＴｉをホットスタンプ成形品内に固溶状態で存在させ、且つ析出した化合物を微細に分散させておくことによって、ホットスタンプ成形品を溶接した際に固溶したＴｉがＴｉＣとして形成されることによる析出強化や、ＴｉＣによる転位の移動防止効果による転位密度の増加遅延等の効果により、ＨＡＺにおける強度低下が抑制できる。但し、Ｔｉ含有量が過剰になって３．４［Ｎ］＋０．１％よりも多くなると、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）が粗大化され、鋼板の延性が低下する。Ｔｉ含有量の好ましい下限は３．４［Ｎ］＋０．０２％以上（より好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０５％以上）であり、好ましい上限は３．４［Ｎ］＋０．０９％以下（より好ましくは３．４［Ｎ］＋０．０８％以下）である。
　（Ｎ：０．００１～０．０１％）
　Ｎは、ＢをＢＮとして固定することで、焼入れ性改善効果を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、実プロセスの中で低減するには限界があるため、０．００１％を下限とした。また、Ｎ含有量が過剰になると、形成されるＴｉ含有析出物（例えばＴｉＮ）が粗大化され、この析出物が破壊の起点として働き、鋼板の延性を低下させるため、上限を０．０１％とした。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％以下（より好ましくは０．００６％以下）である。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板における基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は鉄、およびＰ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）である。また本発明で用いる熱間プレス用鋼板には、必要に応じて更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有含有させることも有用である。必要によって含有される元素の種類に応じて、プレス成形品の特性が更に改善される。こ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。
（ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
（ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
　（Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない））
　Ｖ，ＮｂおよびＺｒは、微細な炭化物を形成し、ピン止め効果により組織を微細にする効果がある。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物が形成され、破壊の起点になることで逆に延性を劣化させる。こうしたことから、これらの元素は合計で０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素の含有量のより好ましい下限は合計で０．００５％以上（更に好ましくは０．００８％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．０８％以下（更に好ましくは０．０６％以下）である。
　（Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上：合計で１％以下（０％を含まない））
　Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、フェライト変態およびパーライト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライトの形成を防止し、残留オーステナイトの確保に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、合計で１％以下とすることが好ましい。また、オーステナイトの強度を大幅に高める作用を有するため、熱間圧延の負荷が大きくなり、鋼板の製造が困難になるため、製造性の観点からも１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０５％以上（更に好ましくは０．０６％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．５％以下（更に好ましくは０．３％以下）である。
　（Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない））
　これらの元素は、介在物を微細化するため、延性向上に有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、合計で０．０００１％以上含有させることが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、効果が飽和することから、合計で０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は合計で０．０００２％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は合計で０．００５％以下（更に好ましくは０．００３％以下）である。
　本発明で用いる熱間プレス用鋼板では、（Ａ）鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であること、（Ｂ）析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］＜０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］の関係（前記（１）式の関係）を満足することも重要な要件である。
　Ｔｉ含有析出物や（１）式の制御は、ＨＡＺの軟化を防止するためのものであって、本来、成形品において必要な制御であるが、熱間プレス成形前後でこれらの値の変化は小さい。よって成形前（熱間プレス用鋼板）の段階で既に制御しておく必要がある。成形前の鋼板中でＮに対して過剰なＴｉを、固溶状態若しくは微細状態で存在させておくことにより、熱間プレスの加熱時においてＴｉ含有析出物を固溶状態若しくは微細状態で維持できるようになる。これによって、プレス成形品中の析出Ｔｉ量を所定量以下に制御することができ、ＨＡＺにおける軟化を防止することで継ぎ手特性を改善できる。
　こうした観点から、Ｔｉ含有析出物を微細に分散させておく必要があり、そのためには鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下とする必要がある（上記（Ａ）の要件）。Ｔｉ含有析出物の大きさ（平均円相当直径）は、好ましくは５ｎｍ以下であり、より好ましくは３ｎｍ以下である。尚、本発明で対象とするＴｉ含有析出物とは、ＴｉＣおよびＴｉＮの他、ＴｉＶＣ、ＴｉＮｂＣ、ＴｉＶＣＮ、ＴｉＮｂＣＮ等のＴｉを含有する析出物をも含む趣旨である。
　尚、後述するように、プレス成形品でのＴｉ含有析出物の平均円相当直径を１０ｎｍ以下に規定しているのに対し、成形前（熱間プレス用鋼板）では６ｎｍ以下に規定している。その理由は、鋼板中に微細な析出物若しくは固溶状態でＴｉが存在しているが、８００℃付近に１５分以上の加熱を加えると、Ｔｉ含有析出物が若干粗大化するために、鋼板よりも成形品の方が析出物サイズを大きく規定している。成形品としての特性を確保するには、Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径が１０ｎｍ以下であることが必要であり、その析出状態をホットスタンプ成形品で実現するには、ホットスタンプ用鋼板の段階で３０ｎｍ以下の微細な析出物の平均円相当直径を６ｎｍ以下とし、またＴｉの多くを固溶状態で存在させる必要がある。
　また、熱間プレス用鋼板においては、ＴｉのうちＮを析出固定するのに使用される以外のＴｉの大半を固溶状態若しくは微細状態で存在させる必要がある。そのためには、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（即ち析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）は、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りの０．５倍よりも少なく（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］よりも少なく）する必要がある（上記（Ｂ）の要件）。析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］は、好ましくは０．４×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］以下である。
　上記のような鋼板（熱間プレス用鋼板）を製造するには、上記のような化学成分組成を有する鋼材を溶製した鋳片を、加熱温度：１１００℃以上（好ましくは１１５０℃以上）、１３００℃以下（好ましくは１２５０℃以下）とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上（好ましくは９００℃以上）、１０００℃以下（好ましくは９５０℃以下）として熱間圧延を行い、その後直ちに、５００℃以下（好ましくは４５０℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の平均冷却速度で冷却（急冷）し、２００℃以上（好ましくは２５０℃以上）、５００℃以下（好ましくは４５０℃以下）で巻取るようにすれば良い。
　上記方法は、（１）熱間圧延によってオーステナイト中に導入された転位が残存する温度域にて圧延を終了し、（２）その直後に急冷することで転位上にＴｉＣ等のＴｉ含有析出物を微細に形成させ、（３）更に急冷した後巻取ることによって、ベイナイト変態若しくはマルテンサイト変態するように制御するものである。
　上記のような化学成分組成およびＴｉ析出状態を有する熱間プレス用鋼板を、そのまま熱間プレスの製造に供しても良いし、酸洗後に圧下率：１０～８０％（好ましくは２０～７０％）で冷間圧延を施してから熱間プレスの製造に供してもよい。また、熱間プレス用鋼板またはその冷間圧延材を、８３０℃以上（好ましくは８５０℃以上、９００℃以下）に加熱後、５００℃以下（好ましくは４５０℃以下）まで２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上）の冷却速度で急冷した後、５００℃以下で１０秒以上、１０００秒以下の保持、または５００℃以下の温度で焼戻しを施すような熱処理を施しても良い。また、本発明の熱間プレス用鋼板には、その表面（素地鋼板表面）に、Ａｌ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｓｉのうちの１種以上を含むメッキを施しても良い。
　上記のような熱間プレス用鋼板を用い、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度（Ｂｓ－１００℃）以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度まで冷却した後、２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することによって、単一特性を有するプレス成形品で、所定の強度且つ高延性のものとして最適な組織（ベイニティックフェライトを主体とする組織）に作り込むことができる。この成形法における各要件を規定した理由は、下記の通りである。
　鋼板の加熱温度が９００℃よりも低いと、加熱時に十分なオーステナイトが得られず、最終組織（成形品の組織）でマルテンサイト分率が過剰になる。また、鋼板の加熱温度が１１００℃を超えると、加熱時にオーステナイトの粒径が大きくなり、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓおよびマルテンサイト終了温度Ｍｆが上昇し、焼入れ時に残留オーステナイトが確保できず、良好な成形性が達成されない。加熱温度は好ましくは、９５０℃以上、１０５０℃以下である。尚、このときの加熱時間が長すぎると鋼板中のＴｉ含有析出物が微細化されにくく、且つ少量であったとしても加熱中にＴｉ含有析出物が形成、粗大化して溶接性の改善効果が小さくなるため、加熱時間は短い方が好ましい。加熱時間の好ましい範囲は３６００秒以下、より好ましくは２０秒以下である。
　上記加熱工程で形成されたオーステナイトを、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、所望の組織（ベイニティックフェライトを主体とする組織）とするためには、成形中および成形後の平均冷却速度および冷却終了温度を適切に制御する必要がある。こうした観点から、成形中の平均冷却速度は２０℃／秒以上とし、冷却終了温度はベイナイト変態開始温度Ｂｓよりも１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上とする必要がある。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。冷却終了温度をベイナイト変態開始温度Ｂｓよりも１００℃低い温度以下とすることによって、フェライト若しくはパーライト等の組織の生成を阻止しつつ、加熱時に存在したオーステナイトをベイナイトに変態させ、ベイニティックフェライト量を確保しつつ、ベイニティックフェライトのラスの間に微細なオーステナイトを残留させて所定量の残留オーステナイトを確保する。
　上記冷却終了温度が、ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度よりも高くなったり、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライトやパーライト等の組織が形成されて、所定量の残留オーステナイトが確保できず、成形品における伸び（延性）が劣化する。また、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却すると、マルテンサイトの生成量が増加し、成形品における伸び（延性）が劣化する。
　ベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度になった段階で急速冷却を停止し、その後２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下までの冷却を行なう。こうした冷却工程を付加することによって、ベイニティックフェライト変態が促進されることになる。このときの平均冷却速度が２０℃／秒以上となると、マルテンサイトが形成され、強度は高くなるが良好な伸びが得られなくなる。このときの平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以下であり、より好ましくは１０℃／秒以下である。また、この冷却で２００℃以下まで冷却するのはベイニティックフェライトから未変態オーステナイトに炭素を分配させて室温で残存する残留オーステナイトの量を増加させるという理由からである。
　上記のような２段階の冷却を行なった後は、平均冷却速度の制御は基本的に不要になるが、例えば１℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却してもよい。尚、プレス成形中および成形終了後の平均冷却速度の制御は、（ａ）成形金型の温度を制御する（前記図１に示した冷却媒体）、（ｂ）金型の熱伝導率を制御する等の手段によって達成できる。
　この製造方法によって得られたプレス成形品では、金属組織が、ベイニティックフェライト：６０～９７面積％、マルテンサイト：３７面積％以下、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下で、残留オーステナイト中の炭素量が０．５０％以上のものとなり、成形品内で高強度と伸びのバランスを高レベルで均一な特性として達成できるものとなる。こうした熱間プレス成形品における各要件（基本組織および残留オーステナイト中の炭素量）の範囲設定理由は次の通りである。
　プレス成形品の主要組織を、高強度且つ延性に富むベイニティックフェライトにすることで、プレス成形品の高強度と高延性を両立させることができる。こうした観点から、ベイニティックフェライトの面積分率は、６０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。ベイニティックフェライト分率の好ましい下限は６５面積％以上（より好ましくは７０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９０面積％以下）である。
　高強度のマルテンサイトを一部含ませることによって、熱間プレス成形品の高強度化が図れるが、その量が多くなると延性（残存延性）が低下する。こうした観点から、マルテンサイトの面積分率は、３７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３０面積％以下（より好ましくは２５面積％以下）である。
　残留オーステナイトは、塑性変形中にマルテンサイトに変態することで、加工硬化率を上昇させ（変態誘起塑性）、成形品の延性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、残留オーステナイト分率を３面積％以上とする必要がある。延性に対しては、残留オーステナイト分率が多ければ多いほど良好になる。自動車用鋼板に用いられる組成では、確保できる残留オーステナイトは限られており、２０面積％程度が上限となる。残留オーステナイトの好ましい下限は５面積％以上（より好ましくは７面積％以上）である。
　上記組織の他は、フェライト、パーライト等を残部組織として含み得るが、これらの組織は強度に対する寄与や、延性に対する寄与が他の組織に比べて低く、基本的に含有しないことが好ましい（０面積％でも良い）。但し、５面積％までなら許容できる。残部組織は、より好ましくは４面積％以下であり、更に好ましくは３面積％以下である。
　上記プレス成形品では、プレス成形品中（即ち、プレス成形品を構成する鋼板中）に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下である。こうした要件を満足させることによって、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができる。Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径は、好ましくは８ｎｍ以下であり、より好ましくは６ｎｍ以下である。
　またプレス成形品では、ＴｉＮ以外の析出物として存在するＴｉ量（析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）が、全ＴｉのうちＴｉＮを形成するＴｉを差し引いた残りのＴｉの０．５倍よりも少なく（即ち、０．５×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］よりも少なく）なっている。こうした要件を満足させることによって、溶接時に固溶しているＴｉがＨＡＺに微細析出したり、既存の微細Ｔｉ含有析出物が転位の回復等を抑制することで、ＨＡＺでの軟化を防止し、溶接性が良好となる。析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］は、好ましくは０．４×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］以下であり、より好ましくは０．３×［全Ｔｉ量（％）－３．４［Ｎ］］以下である。
　本発明の方法によれば、プレス成形条件（加熱温度や冷却速度）を適切に調整することによって、成形品の強度や伸び等の特性を制御することができ、しかも高延性（残存延性）のプレス成形品が得られるので、これまでの熱間プレス成形品では適用しにくかった部位（例えば、エネルギー吸収部材）にも適用が可能となり、熱間プレス成形品の適用範囲を拡げる上で極めて有用である。
　以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　下記表１に示した化学成分組成を有する鋼材（鋼Ｎｏ．１～３１）を真空溶製し、実験用スラブとした後、熱間圧延を行って鋼板とし、その後に冷却して巻取りを模擬した処理を施した（板厚：３．０ｍｍ）。巻取り模擬処理方法は、巻取り温度まで冷却後、巻取り温度に加熱した炉に試料を入れ、３０分保持した後炉冷した。このときの鋼板製造条件を下記表２に示す。尚、表１中のＡｃ3変態点、Ｍｓ点およびＢｓ点は、下記の（２）式～（４）式を用いて求めたものである（例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善，（１９８５）参照）。また、表２の備考欄に示した処理（１）、（２）は、下記に示す各処理（圧延、冷却、合金化）を行ったものである。
　Ａｃ3変態点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］　　　…（２）
　Ｍｓ点（℃）＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－１０×［Ｃｕ］－１７×［Ｎｉ］－２０×［Ｃｒ］－５×［Ｍｏ］＋３０×［Ａｌ］　　　　　　　…（３）
　Ｂｓ点（℃）＝８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（４）
　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～（４）式の各項に示された元素が含まれない場合は、その項がないものとして計算する。
　処理（１）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続焼鈍を模擬し、８００℃に加熱した後９０秒保持し、２０℃／秒の平均冷却速度で５００℃まで冷却し、３００秒保持した。
　処理（２）：熱間圧延鋼板を冷間圧延後（板厚：１．６ｍｍ）、熱処理シミュレータで連続溶融亜鉛めっきラインを模擬するため８６０℃に加熱した後、３０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却し、保持後、めっき浴への浸漬－合金化処理を模擬するために更に５００℃×１０秒保持後、２０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板（プレス成形用鋼板）につき、Ｔｉの析出状態の分析（析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］、Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径）を下記要領で行った。その結果を、０．５×［全Ｔｉ量－３．４［Ｎ］］の計算値と共に下記表３に示す。
　（鋼板のＴｉの析出状態の分析）
　抽出レプリカサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＴｉ含有析出物の透過型電子顕微鏡像（倍率：１０万倍）を撮影した。このとき、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）により析出物の組成分析をすることによって、Ｔｉ含有析出物（円相当直径で３０ｎｍ以下のもの）を特定した。少なくとも１００個以上のＴｉ含有析出物の面積を画像解析により測定し、そこから円相当直径を求め、その平均値を析出物サイズ（Ｔｉ含有析出物の平均円相当直径）とした。また、析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］（析出物として存在するＴｉ量）は、メッシュ径：０．１μｍのメッシュを用いて抽出残渣分析を行い（抽出処理の際に、析出物が凝集して微細な析出物も測定できる）、析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］を求めた。尚、Ｔｉ含有析出物がＶやＮｂを一部含有している場合は、これら析出物の含有量についても測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記各鋼板（１．６ｍｍｔ×１５０ｍｍ×２００ｍｍ）について（上記処理（１）、（２）以外のものについては熱間圧延によって厚さｔを１．６ｍｍに調整）、加熱炉で所定の温度に加熱した後、ハット形状の金型（前記図１）でプレス成形および冷却処理を実施し、成形品とした。プレス成形条件（プレス成形時の加熱温度、加熱時間、平均冷却速度、急速冷却終了温度）を下記表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られたプレス成形品につき、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びＥＬ）、金属組織の観察（各組織の分率）、および熱処理後の硬さ低下量を下記の方法で測定すると共に、Ｔｉの析出状態を上記した方法で測定した。
　（引張強度（ＴＳ）、および伸び（全伸びＥＬ）の測定）
　ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。このとき、引張試験の歪速度：１０ｍｍ／秒とした。本発明では、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で伸び（ＥＬ）が１２．０％以上を満足し、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１６０００（ＭＰａ・％）以上のときに合格と評価した。
　（金属組織の観察（各組織の分率））
　（１）成形品中の、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、フェライトの組織については、鋼板をナイタールで腐食し、ＳＥＭ（倍率：１０００倍または２０００倍）観察により、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、フェライトを区別し、夫々の分率（面積率）を求めた。
　（２）成形品中の残留オーステナイト分率は、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）。
　（熱処理後の硬さ低下量）
　スポット溶接に準ずる熱履歴として、熱処理シミュレータで平均加熱速度５０℃／秒で７００℃に加熱後、平均冷却速度５０℃／秒で冷却し、元の硬さ（ビッカース硬さ）に対する硬さ低下量（ΔＨｖ）を測定した。硬さ低下量（ΔＨｖ）が５０Ｈｖ以下のときに、ＨＡＺでの軟化防止特性が良好であると判断した。
　金属組織の観察結果（各組織の分率、Ｔｉの析出状態、析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］）を、下記表５に示す。また、プレス成形品の機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬＴＳ×ＥＬ、および硬さ低下量ΔＨｖ）を下記表６に示す。尚、プレス成形品における析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］の値は、プレス成形用鋼板における析出Ｔｉ量－３．４［Ｎ］の値と若干異なるが、これは測定誤差である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる。鋼Ｎｏ．１、２、４～６、８～１０、１５、１６、１８～２０、２２～３１のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、強度－延性バランスが良好で、軟化防止特性が良好な成形品が得られていることが分かる。
　これに対し、鋼Ｎｏ．３、７、１１～１４、１７、２１のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、鋼Ｎｏ．３のものは、Ｓｉ含有量が少ない鋼板を用いたものであり、プレス成形品中の残留オーステナイト分率が確保されず、低い伸びＥＬしか得られず、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化している。鋼Ｎｏ．７のものは、鋼板製造時の仕上げ圧延温度が低く、（１）式の関係を満足しないものとなっており、Ｔｉ含有析出物が粗大化して強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が低下すると共に、軟化防止特性が劣化している。
　鋼Ｎｏ．１１のものは、プレス成形時の急速冷却後の冷却速度が速くなっており、マルテンサイトの生成が過剰になり、強度が高くなり過ぎて低い伸びＥＬしか得られず、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化している。鋼Ｎｏ．１２のものは、プレス成形時の急速冷却終了温度が低くなっており、マルテンサイトの生成が過剰になり、強度が高くなり過ぎて低い伸びＥＬしか得られず、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化している。
　鋼Ｎｏ．１３のものは、プレス成形時の平均冷却速度が遅くなっており、ベイニティックフェライトの面積率が確保できず、強度が低くなり過ぎて、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化している。鋼Ｎｏ．１４のものは、プレス成形時の急速冷却終了温度が高くなっており、フェライトが生成してベイニティックフェライトの面積率が確保できず、強度が低くなり過ぎて、強度－伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）も劣化している。
　鋼Ｎｏ．１７のものは、Ｃ含有量が過剰な鋼板を用いたものであり、成形品の強度が高くなって低い伸びＥＬしか得られていない。鋼Ｎｏ．２１のものは、Ｔｉ含有量が過剰の鋼板を用いたものであり、プレス成形品が（１）式の関係を満足しないものとなっており、成形品におけるＴｉ含有析出物が粗大化すると共に、軟化防止特性が劣化している。
　本発明では、所定の化学成分組成を有し、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが所定の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度まで冷却した後、２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、高強度と伸びのバランスを高レベルで達成できるプレス成形品を得ることができ、しかもＨＡＺでの軟化防止特性が良好なプレス成形品を実現できる。
１　パンチ
２　ダイ
３　ブランクホルダー
４　鋼板（ブランク）

Claims (3)

  1. 　Ｃ　：０．１５～０．５％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    　Ｓｉ：０．２～３％、
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　Ｐ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１～１％、
    　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
    　Ｔｉ：３．４［Ｎ］＋０．０１％以上、３．４［Ｎ］＋０．１％以下［但し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す］、および
    　Ｎ：０．００１～０．０１％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、成形中および成形終了後は金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつベイナイト変態開始温度Ｂｓより１００℃低い温度以下、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上の温度まで冷却した後、２０℃／秒未満の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法。
    　析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］＜０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］］　…（１）
    　（（１）式中、［Ｎ］は鋼中のＮの含有量（質量％）を示す）
  2. 　前記熱間プレス用鋼板は、更に他の元素として、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも１つを含有するものである請求項１に記載のプレス成形品の製造方法。
    （ａ）Ｖ，ＮｂおよびＺｒよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）
    （ｂ）Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上を合計で１％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｍｇ，ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１％以下（０％を含まない）
  3. 　請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼板のプレス成形品であって、前記プレス成形品の金属組織が、ベイニティックフェライト：６０～９７面積％、マルテンサイト：３７面積％以下、残留オーステナイト：３～２０面積％、残部組織：５面積％以下であり、プレス成形品中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が１０ｎｍ以下であると共に、前記（１）式の関係を満足することを特徴とするプレス成形品。
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