WO2015080242A1 - 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 - Google Patents

熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a hot-formed steel plate member, a manufacturing method thereof, and a hot-formed steel plate used for machine structure parts such as body structure parts of automobiles, for example.
  • the present invention relates to a hot-formed steel sheet member having excellent ductility and bendability while having high tensile strength, a manufacturing method thereof, and a hot-forming steel sheet for obtaining the same.
  • Patent Document 1 in a method called hot press for press-forming a heated steel plate, the steel plate is soft and highly ductile at a high temperature. It is possible to mold well. Further, by heating the steel plate in the austenite single phase region and quenching (quenching) in the mold, it is possible to simultaneously achieve high strength of the member by martensitic transformation. Therefore, such a hot pressing method is an excellent forming method that can simultaneously ensure the strength of the member and the formability of the steel sheet.
  • Patent Document 2 discloses a pre-press quench method that achieves high strength of a member by forming it in a predetermined shape at room temperature, heating it to an austenite region, and quenching in a mold. .
  • the pre-press quench method which is one aspect of such a hot press, can restrain the deformation due to thermal strain by restraining the member with a mold, so that the strength of the member and high dimensional accuracy can be secured at the same time. It is an excellent molding method that can be performed.
  • Patent Document 3 discloses that a steel sheet is heated in a two-phase temperature range of ferrite and austenite, further pressed while maintaining a two-phase structure, and rapidly cooled in a mold. And a hot-pressed steel sheet member that is said to be excellent in high strength and ductility due to the two-phase structure of martensite.
  • the steel structure tends to be non-uniform, so that the bendability and toughness of the hot-pressed steel sheet member are deteriorated, and the shock absorption characteristics may be remarkably lowered.
  • Patent Document 4 discloses a structure obtained by heating a steel sheet having a steel structure with martensite or bainite of 80% by volume or more at an Ac 1 transformation point or higher and quenching in a mold.
  • a hot-pressed steel sheet member having a high strength and excellent ductility is disclosed, including volume% retained austenite, 30 to 97 volume% tempered martensite or tempered bainite, and 0 to 67 volume% martensite.
  • Patent Document 5 the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure is 10% or more and 85% or less, 25% or more of martensite is tempered martensite, and the amount of retained austenite is 5% or more and 40% or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite in bainite to the entire steel sheet structure is 5% or more, and the total area ratio of martensite, area ratio of retained austenite, and area ratio of bainitic ferrite in bainite is 65
  • Patent Document 6 discloses a steel sheet for hot pressing in which the total fraction of bainite and martensite is 80 area% or more.
  • Patent Document 7 discloses a steel sheet for hot pressing in which the ferrite fraction is 30 area% or more.
  • Patent Document 1 British Patent No. 1490535 Specification
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-96031
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-65292
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-237066
  • Patent Document 5 International Publication WO 2011-111333
  • Patent Document 6 Japan JP 2013-185243
  • JP Patent Document 7 Japan JP 2013-185248 A
  • the tensile strength is high (for example, the tensile strength is 980 MPa or more), and excellent bendability in addition to ductility.
  • hot-formed steel sheet members not only the establishment of manufacturing technology but also such a product itself has not been proposed yet.
  • the specific problem of the present invention is to provide a hot-pressed steel sheet member having high tensile strength, excellent in ductility and bendability after hot pressing, which is not in the prior art, and a method for producing the same, and to obtain the same. It is providing the steel plate for hot press. And, if generalized, the present invention can also be applied to hot forming provided with means for cooling the steel sheet at the same time as forming or immediately after forming, similar to hot pressing. Therefore, a specific problem of the present invention is to provide a hot-formed steel sheet member having high ductility and bendability after hot forming, and a method for producing the same, and hot for obtaining the same. It is also providing a forming steel sheet.
  • the present inventors have intensively studied to improve the ductility and bendability of a hot-formed steel sheet member having high tensile strength.
  • a hot forming steel sheet having a chemical composition in which Si is positively contained with respect to a specific amount of C and Mn and having a steel structure containing at least one of ferrite, martensite, and bainite is used.
  • the optimum hot forming heat treatment conditions for the hot forming steel sheet are applied.
  • the steel structure does not contain residual austenite or contains 5% or less in area ratio, and at least one of ferrite, tempered martensite and tempered bainite and martensite.
  • the novel knowledge that the hot-formed steel plate member which was excellent also in ductility and bendability was obtained, having high tensile strength by having the said chemical composition and the said steel structure.
  • the present invention based on the above findings is as follows. (1) By mass%, C: 0.100% to 0.340%, Si: 0.50% to 2.00%, Mn: 1.00% to 3.00%, P: 0.050% or less , S: 0.0100% or less, sol.
  • Al 0.001% to 1.000% and N: 0.0100% or less, having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
  • the chemical composition is mass% in place of part of Fe, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, and Zr: 0.0100%
  • the hot-formed steel sheet member according to any one of items (1) to (3), which contains one or more selected from the group consisting of:
  • C 0.100% to 0.340%
  • Si 0.50% to 2.00%
  • Mn 1.00% to 3.00%
  • P 0.050% or less
  • S 0.0100% or less
  • Al 0.001% to 1.000%
  • N 0.0100% or less
  • Ferrite, martensite and bainite a steel sheet for hot forming having a steel structure of 90% or more in total.
  • the chemical composition is mass% instead of part of Fe, Ti: 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Cr: 1.000%
  • the heat according to (6) which contains one or more selected from the group consisting of Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, and Ni: 1.000% or less. Steel sheet for inter-forming.
  • the chemical composition is mass% in place of part of Fe, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, and Zr: 0.0100%
  • the hot forming steel sheet according to any one of items (6) to (10) is heated to a temperature range of 720 ° C. or more and less than Ac 3 points, and hot forming is performed from the end of the heating.
  • the steel sheet is subjected to hot forming for 3 to 20 seconds until the start of the step, and cooled to a temperature range below the MS point at an average cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second.
  • a method for producing a hot-formed steel sheet member is produced.
  • the hot-formed steel sheet member according to the present invention exhibits extremely excellent collision characteristics such that even a collision that causes extreme plastic deformation can absorb an impact by bending deformation. For this reason, the hot-formed steel sheet member according to the present invention is particularly suitable for manufacturing body structural parts of automobiles, but can of course be applied to other uses such as machine structural parts.
  • FIG. 1 is a photograph showing an example of the steel structure of the present invention.
  • the numerical value range indicated by “ ⁇ ” indicates a range in which the numerical values described before and after the numerical value are the minimum value and the maximum value, respectively.
  • C 0.100% to 0.340%) C is a very important element that enhances the hardenability of steel and mainly determines the strength after hot pressing (after quenching). If the C content is less than 0.100%, it becomes difficult to ensure the tensile strength after hot pressing (after quenching) (for example, the tensile strength of 980 MPa or more). Therefore, the C content is 0.100% or more, preferably 0.120% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.340%, the martensite after hot pressing (after quenching) becomes hard and not only deterioration in bendability becomes significant, but also ductility may decrease. Therefore, the C content is 0.340% or less. From the viewpoint of weldability, the C content is preferably 0.300% or less, and more preferably 0.280% or less.
  • Si 0.50% to 2.00%
  • Si is an extremely effective element for improving the ductility of steel heated to a two-phase temperature range of ferrite and austenite and for ensuring stable strength after hot pressing (after quenching). . If the Si content is less than 0.50%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Si content is 0.50% or more. From the viewpoint of improving weldability, the Si content is preferably 0.70% or more, and more preferably 1.10% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.00%, the effect of the above action is saturated and disadvantageous economically, and the plating wettability is significantly reduced, resulting in frequent non-plating. Therefore, the Si content is 2.00% or less. Further, from the viewpoint of suppressing surface defects of the hot-formed steel sheet member, the Si content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • Mn 1.00% to 3.00%
  • Mn is an extremely effective element for enhancing the hardenability of the steel and ensuring the strength after hot pressing (after quenching).
  • the Mn content is less than 1.00%, not only is it very difficult to ensure the tensile strength after hot pressing (after quenching) (for example, the tensile strength of 980 MPa or more), but the bendability is also low. May decrease. Therefore, the Mn content is 1.00% or more. In order to obtain the above action more reliably, the Mn content is preferably 1.10% or more, more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.50% or less, and more preferably 2.40% or less.
  • the steel structure of the hot-forming steel sheet can be a multiphase steel structure containing ferrite and at least one of martensite and bainite.
  • the steel structure of the hot-formed steel sheet member becomes a desired double-phase steel structure.
  • P 0.050% or less
  • P is generally an impurity contained in steel, but may be positively incorporated because it has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. However, if the P content exceeds 0.050%, the weldability deteriorates remarkably. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.018% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the P content is preferably set to 0.003% or more.
  • S is an impurity contained in steel, and is preferably as small as possible from the viewpoint of weldability.
  • the S content is 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0015% or less. From the viewpoint of desulfurization cost, the S content is preferably 0.0006% or more.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make the steel material sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 1.000%, the weldability is significantly lowered, and the oxide inclusions are increased, so that the surface properties are remarkably deteriorated. Therefore, sol. The Al content is 1.000% or less, preferably 0.080% or less. Note that sol. Al means acid-soluble Al that is not an oxide such as Al 2 O 3 and is soluble in acid.
  • N is an impurity contained in the steel and is preferably as small as possible from the viewpoint of weldability. If the N content exceeds 0.0100%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0060% or less. In addition, from the viewpoint of denitrification cost, the N content is preferably 0.0020% or more.
  • An impurity refers to a component contained in a raw material or a component mixed in the course of manufacture and not intentionally included in a steel plate member or a hot-formed steel plate.
  • the chemical composition of the steel plate member and the hot forming steel plate according to the present invention may further contain at least one element as described below.
  • Ti 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.200% or less, Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, and Ni 1 type or 2 types selected from the group consisting of 1.000% or less
  • All of these elements are effective for ensuring the strength after hot pressing (after quenching) stably. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements.
  • Ti, Nb and V are contained in amounts exceeding 0.200%, not only hot rolling and cold rolling may be difficult, but also it is difficult to ensure stable strength. There is a case. Therefore, the Ti content, the Nb content, and the V content are each preferably 0.200% or less.
  • the Cr content is preferably 1.000% or less.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less.
  • the Cu content and the Ni content are each preferably 1.000% or less.
  • Ti 0.003% or more, Nb: 0.003% or more, V: 0.003% or more, Cr: 0.005% or more, Mo: 0.00. It is preferable to satisfy at least one of 005% or more, Cu: 0.005% or more, and Ni: 0.005% or more. That is, the lower limit value of the Ti content is preferably 0.003%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.003%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.003%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.005%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.005%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.005%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.005%.
  • B is an element having an effect of increasing the toughness of steel. Therefore, B may be contained. However, when B is contained in an amount exceeding 0.0025%, the steel structure in the hot-formed steel sheet may become difficult to contain ferrite, and the ductility and bendability of the hot-formed steel sheet member may deteriorate. is there. Therefore, the B content is preferably 0.0025% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make B content 0.0003% or more.
  • any of these elements contributes to inclusion control, in particular, fine dispersion of inclusions, and has an effect of increasing toughness. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, if any element is contained in an amount exceeding 0.0100%, the deterioration of the surface properties may become obvious. Therefore, the content of each element is preferably 0.0100% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action
  • the lower limit values of the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are each preferably 0.0003%.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and is at least one of them.
  • the content of REM means the total content of at least one of these elements.
  • a lanthanoid it is industrially added in the form of misch metal.
  • Bi (Bi: 0.0100% or less) Bi is an element having an effect of making the structure uniform and enhancing the bendability. Therefore, Bi may be included. However, when Bi is contained exceeding 0.0100%, hot workability may deteriorate and hot rolling may become difficult. Therefore, the Bi content is preferably 0.0100% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable that Bi content shall be 0.0003% or more.
  • the hot-formed steel sheet member according to the present invention has a steel structure including ferrite, at least one of tempered martensite and tempered bainite, and martensite at the following predetermined area ratio. That is, this steel structure may contain only one of tempered martensite and tempered bainite, or may contain both. And even if this steel structure does not contain a retained austenite or contains, it is contained with an area ratio of 5% or less.
  • FIG. 1 shows an example of the steel structure of the present invention.
  • the steel structure of FIG. 1 shows a steel structure that contains ferrite, tempered martensite, and martensite and does not contain residual austenite.
  • the area ratio of ferrite is 5% or more, preferably 15% or more.
  • the area ratio of ferrite is 50% or less, preferably 40% or less.
  • the aspect ratio of ferrite is preferably set to 2.0 or less from the viewpoint of suppressing a decrease in bendability.
  • the ferrite aspect ratio exceeds 2.0, the anisotropy of the ferrite (ferrite crystal grains) increases, which may be a starting point of stress concentration and may reduce the bendability.
  • the aspect ratio of ferrite is preferably 2.0 or less, more preferably 1.8 or less.
  • the lower limit value of the aspect ratio of ferrite is preferably 1.0.
  • the lower limit of the ferrite aspect ratio is preferably set to 1.2.
  • the aspect ratio of ferrite is a value measured by the method described in detail in the examples described later.
  • Total area ratio of tempered martensite and tempered bainite 20% to 70% If the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is less than 20%, the bendability decreases. Therefore, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 20% or more, preferably 30% or more. On the other hand, if the total area ratio of tempered martensite and tempered martensite exceeds 70%, the ductility decreases. Therefore, the total area ratio of tempered martensite and tempered martensite is 70% or less, preferably 50% or less.
  • the strength after hot pressing (after quenching) can be increased.
  • the area ratio of martensite is less than 25%, it becomes difficult to ensure tensile strength after hot pressing (after quenching) (for example, tensile strength of 980 MPa or more). Therefore, the area ratio of martensite is 25% or more.
  • the area ratio of martensite exceeds 75%, the ductility decreases. Therefore, the area ratio of martensite is 75% or less, preferably 50% or less.
  • martensite means both as-quenched martensite and martensite after age hardening in which age-hardened martensite is age-hardened. That is, the “martensite area ratio” means the total area ratio of martensite as it is quenched and age-hardened martensite after age hardening of the as-quenched martensite.
  • the hot-formed steel sheet member according to the present invention basically has a structure composed of ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite. However, depending on production conditions, one or more of bainite, retained austenite, cementite, and pearlite may be mixed as a phase or structure other than these. In this case, if the phase or structure other than ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite exceeds 10%, the intended characteristics may not be obtained due to the influence of these phases or structures.
  • the content of phases or structures other than ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite is 10% or less, preferably 5% or less. That is, the total area ratio of ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite is 90% or more, preferably 95% or more. The upper limit of the total area ratio of ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite is 100%.
  • Area ratio of retained austenite 0% to 5%
  • the area ratio of residual austenite is 5% or less, preferably 3% or less.
  • the area ratio of retained austenite is most preferably 0%.
  • the area ratio of each phase and structure in the steel structure of the above hot-formed steel sheet member is a value measured by the method described in detail in the examples described later.
  • the steel plate member according to the present invention means a member hot-formed from a steel plate, and includes, for example, a hot-pressed steel plate member.
  • a typical example is a door guard bar used for automobile body structural parts.
  • bumper reinforcements for automobiles there are also hot-formed steel pipes for building structures manufactured from steel plates.
  • the hot-formed steel sheet member according to the present invention preferably has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more as a sufficient strength that contributes to weight reduction of an automobile.
  • TS tensile strength
  • the steel structure is not a martensite single phase, the area ratio of ferrite is 5% to 50%, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 20% to 70%, and the area ratio of martensite is 25%.
  • the steel sheet (hot-formed steel sheet) as the material for hot forming has the above chemical composition and an aspect ratio of 2.0.
  • a steel structure containing the following ferrite and at least one of martensite and bainite, the area ratio of ferrite being 5% to 50%, the total area ratio of martensite and bainite being 45% to 90%, ferrite, martens It is preferable to use a steel sheet having a steel structure (double phase structure) in which the total area ratio of sites and bainite is 90% or more. Then, this steel sheet (hot forming steel sheet) is heated to a temperature range of 720 ° C.
  • the time during which the steel sheet is exposed to air cooling from the end of heating to the start of hot pressing is set. It is preferable to perform hot pressing for 3 to 20 seconds, and to cool to a temperature range below the MS point at an average cooling rate of 10 ° C./second to 500 ° C./second.
  • a steel sheet for hot forming having the above chemical composition and the above steel structure under the above conditions, it has a desired steel structure and high tensile strength after hot pressing (for example, tensile strength is high). 980 MPa or more), a hot-formed steel plate member excellent in ductility and bendability is obtained.
  • Step structure of hot forming steel sheet -Ferrite aspect ratio: 2.0 or less-
  • the ferrite aspect ratio exceeds 2.0 not only the ferrite aspect ratio in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing may exceed 2.0, but the ferrite excessively austenes during heating. In some cases, the ferrite area ratio of the steel sheet member after hot pressing becomes less than 5%.
  • the ferrite aspect ratio of the steel sheet member exceeds 2.0 the anisotropy of ferrite (ferrite crystal grains) increases, which may be a starting point of stress concentration, and the bendability may be reduced. Therefore, the aspect ratio of ferrite is 2.0 or less, preferably 1.8 or less.
  • the lower limit value of the aspect ratio of ferrite is preferably 1.0.
  • the lower limit of the ferrite aspect ratio is preferably set to 1.2.
  • the aspect ratio of ferrite is a value measured by the method described in detail in the examples described later.
  • the area ratio of ferrite is less than 5%, the area ratio of ferrite in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing may also be less than 5%. Therefore, the area ratio of ferrite is 5% or more, preferably 15% or more. Similarly, if the area ratio of ferrite exceeds 50%, the area ratio of ferrite in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing may also exceed 50%. Therefore, the area ratio of ferrite is 50% or less, preferably 45% or less.
  • the total area ratio of martensite and bainite 45%-90%-
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing may be less than 20%.
  • the area ratio of the martensite in the steel structure of the steel plate member after hot pressing may be less than 25%. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 45% or more, preferably 50% or more.
  • the total area ratio of martensite and bainite exceeds 90%
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing may exceed 70%.
  • the area ratio of the martensite in the steel structure of the steel plate member after hot pressing may exceed 75%. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 90% or less, preferably 80% or less.
  • -Total area ratio of ferrite, martensite and bainite 90% or more-
  • the total area ratio of ferrite, martensite and bainite is less than 90%, the mixture of the phases or structures other than ferrite, tempered martensite, tempered bainite and martensite in the steel structure of the steel sheet member after hot pressing is 10%. May exceed.
  • the area ratio of retained austenite may exceed 5%. Therefore, the total area ratio of ferrite, martensite and bainite is 90% or more, preferably 93% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of ferrite, martensite and bainite is 100%.
  • the area ratio of each phase and structure in the steel structure of the steel sheet for hot forming described above is a value measured by the method described in detail in Examples described later.
  • the hot forming steel sheet may be a hot rolled steel sheet, a cold rolled steel sheet, or a plated steel sheet.
  • examples of the plated steel sheet include an aluminum-based plated steel sheet and a zinc-based plated steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet having the above steel structure defines C, Si, and Mn within the above range with respect to the chemical composition.
  • finish rolling is completed at 850 ° C. to 930 ° C., and 3 to 740 ° C. to 660 ° C.
  • It can be manufactured by a hot rolling process that holds for at least 2 seconds and winds in a temperature range of 450 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet having the above steel structure can be manufactured by an annealing process in which after cold rolling, heating is performed at 780 ° C. to 900 ° C., and cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more.
  • the plated steel sheet having the steel structure can be manufactured by producing a well-known plating treatment on the surface of the hot rolled steel sheet or the cold rolled steel sheet after the hot rolled steel sheet or the cold rolled steel sheet is manufactured.
  • Heating of steel sheet for hot forming Heating to a temperature range of 720 ° C or more and less than Ac 3 points
  • the hot forming steel sheet is heated by setting the temperature to 720 ° C. or more and less than Ac 3 points.
  • Ac 3 point (° C.) is a temperature lower than Ac 3 point (° C.) at which the austenite single phase is defined by the following empirical formula (i).
  • Ac 3 910-203 ⁇ (C 0.5 ) ⁇ 15.2 ⁇ Ni + 44.7 ⁇ Si + 104 ⁇ V + 31.5 ⁇ Mo-30 ⁇ Mn-11 ⁇ Cr-20 ⁇ Cu + 700 ⁇ P + 400 ⁇ sol.
  • the heating temperature is 720 ° C. or higher, preferably 750 ° C. or higher.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or less, preferably Ac 3 points to ⁇ 30 ° C. or less.
  • the heating rate up to 720 ° C. and the heating time maintained in the above temperature range do not need to be particularly limited, but are preferably in the following ranges, respectively.
  • the average heating rate during heating up to 720 ° C. is preferably 0.2 ° C./second to 100 ° C./second. By setting the average heating rate to 0.2 ° C./second or more, higher productivity can be secured. In addition, when the average heating rate is 100 ° C./second or less, the heating temperature can be easily controlled in the case of heating using a normal furnace.
  • the heating time in the temperature range of 720 ° C. or more and less than Ac 3 points is preferably 2 minutes to 10 minutes.
  • the heating time is the time from when the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. until the end of heating.
  • the heating end time is when the steel plate is taken out of the heating furnace in the case of furnace heating, and when the energization or the like is ended in the case of energization heating or induction heating.
  • a hot forming steel sheet is heated in a heating furnace or the like and then conveyed to a hot press apparatus.
  • the steel sheet may be partially exposed to air cooling during extraction from a heating furnace, conveyance to a hot press apparatus, or charging.
  • the time of such air cooling since ferrite is newly generated or grows, the time of exposure to air cooling affects the tensile strength. Therefore, in order to stably secure the strength after hot pressing (after quenching), it is preferable that such air cooling is performed for a short time.
  • the time during which the steel sheet is exposed to air cooling from the end of heating to the start of hot pressing exceeds 20 seconds, the tensile strength of the steel sheet member after hot pressing (after quenching) decreases, or high tensile strength. Even when (for example, a tensile strength of 980 MPa or more) is ensured, the carbon concentration of austenite becomes remarkable, the martensitic transformation part is easily cracked, and the bendability is lowered. Therefore, the time during which the steel sheet is exposed to air cooling from the end of heating to the start of hot pressing is within 20 seconds, preferably within 16 seconds. On the other hand, austenite generated during heating is deposited in a needle shape.
  • the time during which the steel sheet is exposed to air cooling from the end of heating to the start of hot pressing is 3
  • the acicular martensite transformation part becomes the starting point of stress concentration, not only the bendability is lowered, but also retained austenite is easily generated. Therefore, the time during which the steel sheet is exposed to air cooling from the end of heating to the start of hot pressing is 3 seconds or longer, preferably 7 seconds or longer, more preferably 10 seconds or longer.
  • adjustment of the time exposed to air cooling can be performed by adjusting the conveyance time to the press die normally exposed to air cooling after taking out from the heating furnace.
  • the average cooling rate in the above temperature range is 10 ° C./second or more, preferably 30 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is 500 ° C./second or less, preferably 200 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is obtained by dividing the difference between the temperature at which hot pressing is performed (° C.) and the Ms point (° C.) by the time from the temperature at which hot pressing is performed (° C.) to the Ms point (° C.). Value.
  • cooling is usually achieved by a steel mold at room temperature or about several tens of degrees Celsius. Therefore, in order to change the cooling rate, the heat capacity may be changed by changing the die size.
  • the cooling rate can also be changed by changing the mold material to a different metal (for example, copper).
  • the cooling rate can also be changed by changing the amount of cooling water using a water-cooled mold. Also, using a mold with several grooves cut in advance, changing the cooling speed by passing water through the groove during pressing, changing the cooling speed by raising the press machine during the press and flowing water in the meantime Can do. Further, the cooling rate can be changed by changing the mold clearance and changing the contact area with the steel plate. For example, as the means for changing the cooling rate around 400 ° C., the following means can be considered.
  • the mold is moved to a mold having a different heat capacity or a mold at room temperature to change the cooling rate; (2) In the case of a water-cooled mold, the cooling rate is changed by changing the amount of flowing water in the mold immediately after reaching 400 ° C .; (3) Immediately after reaching 400 ° C., the cooling rate is changed by flowing water between the mold and the member and changing the amount of water.
  • the form of molding in the hot press method is not particularly limited. Examples include bending, drawing, stretch forming, hole expansion molding, and flange molding. What is necessary is just to select suitably by the kind of target hot-formed steel plate member.
  • Representative examples of hot-formed steel sheet members include door guard bars and bumper reinforcements, which are automotive reinforcing parts as described above.
  • the hot-formed steel sheet member according to the present invention is characterized by excellent ductility and bendability.
  • the total elongation of the tensile test is preferably 12% or more. More preferably, the total elongation is 14% or more.
  • the bendability it is preferable that the limit bending radius of the V-bending test with a tip angle of 90 ° is 5 t or less.
  • the hot-formed steel sheet member after hot pressing may be subjected to shot blasting for the purpose of scale removal.
  • shot blasting has the effect of introducing a compressive stress on the surface, so that delayed fracture is suppressed and the fatigue strength is improved.
  • hot forming which is a specific embodiment of hot pressing, has been described as an example, but the present invention includes a means for cooling a steel sheet at the same time as or immediately after forming, similar to hot pressing. It is also applicable to hot forming, for example roll forming.
  • a steel plate having the chemical composition shown in Table 1 was used as a test material. These steel plates were prepared by heating a slab melted in the laboratory at 1250 ° C. for 30 minutes, 6 and no. Finishing rolling was completed in the range of 880 ° C. to 910 ° C. except for No. 22, and hot rolling was performed so as to hold the temperature in the range of 720 ° C. to 680 ° C. for 5 seconds to obtain a hot rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm. Is. After the hot rolling, after water spray cooling to 420 ° C. or lower, it is gradually cooled to room temperature at 20 ° C./hour, thereby simulating a hot rolling winding process of winding in a temperature range of 420 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was mainly a composite structure of ferrite and martensite or ferrite and bainite.
  • the hot rolling conditions of 22 are different from the conditions described above.
  • Specimen No. 6 simulated the hot rolling-up process which winds at room temperature by hold
  • Specimen No. No. 22 was subjected to water spray cooling to 670 ° C. and then slowly cooled to room temperature at 20 ° C./hour to simulate a hot rolling winding process of winding at 670 ° C.
  • a part of the hot-rolled steel sheet thus obtained was removed at a scale by pickling, and then cold-rolled to a thickness of 1.6 mm, and then heated at 780 ° C. or more and 900 ° C. or less, Annealing was performed under the condition of cooling at an average cooling rate of 30 ° C./second.
  • the test material No. 27 was annealed under the conditions of heating at 920 ° C. and cooling at an average cooling rate of 30 ° C./sec.
  • the area ratios of ferrite, martensite, and bainite of the steel sheets subjected to these hot presses were measured using an EBSP (Electron Back Scatter Pattern: electron beam backscattering pattern) method. Specifically, a cross section in both the direction perpendicular to the rolling direction and the rolling direction is cut out from the steel sheet subjected to hot pressing. Polishing and nital etching were performed on each cut section. Next, using a scanning electron microscope (SEM) “trade name Quanta200 (manufacturer FEI)” equipped with an EBSP detector, an EBSP IQ image (image quality image: magnification 2000 times) of each section cut out by EBSP analysis. Acquired.
  • SEM scanning electron microscope
  • each area ratio of a ferrite, a martensite, and a bainite measured each area ratio based on IQ image of each EBSP of the cross section in both directions of a rolling direction and a direction perpendicular
  • the ferrite aspect ratio of the steel sheet to be subjected to hot pressing was measured as follows. Specifically, a cross section in both the direction perpendicular to the rolling direction and the rolling direction is cut out from the steel sheet subjected to hot pressing. Polishing and nital etching were performed on each cut section. Next, using a scanning electron microscope (SEM) “trade name Quanta200 (manufacturer FEI)” equipped with an EBSP detector, an EBSP IQ image (image quality image: magnification 2000 times) of each section cut out by EBSP analysis. Acquired.
  • SEM scanning electron microscope
  • the aspect ratio of ferrite measured the aspect ratio of 50 ferrite crystal grains, respectively, based on the IQ image of each EBSP of the cross section in both the direction perpendicular to the rolling direction and the rolling direction, and the average value thereof Asked.
  • Table 2 shows the steel structure of the steel sheet used for hot pressing.
  • the obtained steel sheet was heated in a gas furnace under the air-fuel ratio of 0.85 and the conditions shown in Table 3. Next, the heated steel sheet is taken out from the heating furnace, and the air cooling time until hot pressing (the time from taking out from the furnace and putting it in the mold, that is, from the end of heating to the start of hot forming, the steel sheet is air cooled. The exposure time was changed to the time shown in Table 3, and hot pressing was performed using a flat steel mold. Next, after hot pressing, the steel sheet is cooled to 150 ° C., which is equal to or lower than the MS point, at the average cooling rate shown in Table 3 while being in contact with the mold. A test steel plate was prepared (hereinafter, this test steel plate is described as “hot-pressed steel plate”).
  • Cooling is performed by 1) cooling the mold periphery with cooling water, 2) cooling with a mold at room temperature, or 3) cooling with a heated mold, and then surrounding the mold with cooling water. This was done by cooling.
  • the average cooling rate up to 150 ° C. was determined by attaching a thermocouple to the end of the steel plate subjected to hot pressing and measuring the temperature. Note that the heating time is the time from when the temperature reaches 720 ° C. after charging into the furnace until it is removed from the furnace.
  • various types of gas cooling are performed by gas cooling at a predetermined cooling rate after a predetermined air cooling time.
  • a test steel plate was prepared.
  • the area ratio of ferrite, tempered martensite, tempered bainite, and martensite in the hot-pressed steel sheet is EBSP (Electron Back Scatter Pattern: Electron beam backscattering pattern) method was used for measurement. Table 4 shows the results.
  • the ferrite aspect ratio of the hot-pressed steel sheet was measured in the same manner as the ferrite aspect ratio of the steel sheet subjected to hot pressing.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken from each steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed, and TS (tensile strength) and El (total elongation) were measured.
  • a rectangular sample is taken from each steel plate so that the bending ridge line is perpendicular to the rolling direction, and one side of the sample is mechanically ground to produce a bending test piece having a thickness of 1 mm, a width of 30 mm, and a length of 60 mm.
  • the bendability was evaluated by subjecting the test piece to a V bending test with a tip angle of 90 ° and a tip radius of 5 mm, 4 mm, and 3 mm. In the test, the ground surface was set to be inside the bend. The surface of the bent part after the test was visually observed and evaluated according to the following evaluation criteria.
  • the steel plate produced in this example is not hot pressed by a mold, but has received the same thermal history as a hot pressed steel plate member, so the mechanical properties of the steel plate are hot having the same thermal history. It is substantially the same as a pressed steel plate member.
  • Specimen No. which is an example of the invention in Table 4 1, 3, 5, 6, 9, 10, 11, 13, 15, 17, 19, 21, 22, 24, 27, 28, 29, 31 and 33 are examples of the present invention that satisfy all the conditions of the present invention.
  • Steel plate member that is, a hot-pressed steel plate member. All of these hot-pressed steel sheet members according to the present invention remain hot-formed and have a high tensile strength of 980 MPa or more, excellent ductility, and excellent bendability.
  • specimen No. In No. 2 since the heating temperature of the steel sheet exceeded the upper limit of the range specified in the present invention, a desired structure was not obtained, and ductility and bendability were poor.
  • Specimen No. No. 4 had poor ductility because the Si content was below the lower limit of the range defined in the present invention.
  • Specimen No. No. 7 had poor ductility and bendability because the steel plate and hot pressed steel plate member subjected to hot pressing did not have the structure defined in the present invention.
  • Specimen No. Nos. 16, 20 and 25 are outside the ranges defined by the present invention in terms of air cooling time, heating temperature, and average cooling rate, so that a desired structure cannot be obtained for a hot pressed steel sheet member, and a target tensile strength can be obtained. I could't.
  • the Mn content is below the lower limit of the range defined in the present invention, and the steel sheet and hot pressed steel sheet member to be subjected to hot pressing do not have the structure defined in the present invention, so that the target tensile strength is obtained. The bendability was poor.
  • Specimen No. No. 26 had poor bendability because the steel plate and hot pressed steel plate member subjected to hot pressing did not have the structure defined in the present invention.
  • the air cooling time was out of the range defined in the present invention, so that a desired structure was not obtained for the hot-pressed steel sheet member, and the bendability was poor.
  • specimen No. No. 34 had a low tensile strength and poor ductility because the steel plate and hot pressed steel plate member subjected to hot pressing did not have the structure defined in the present invention.

Abstract

本発明は、質量％で、Ｃ：０．１００％～０．３４０％、Ｓｉ：０．５０％～２．００％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０００％およびＮ：０．０１００％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：５％～５０％、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト：合計２０％～７０％、マルテンサイト：２５％～７５％であって、これらの合計が９０％以上、さらに残留オーステナイト：０％～５％を含む鋼組織を有する熱間成形鋼板部材を製造し、高強度と優れた延性及び曲げ性とを得るものである。

Description

熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
　本発明は、例えば、自動車のボディー構造部品を始めとする機械構造部品等に使用される、熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板に関する。具体的には、本発明は、高い引張強度を有しながら、優れた延性と曲げ性を有する熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびにそれを得るための熱間成形用鋼板に関する。
　近年、自動車の軽量化のため、車体に使用する鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される薄鋼板においては、鋼板強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状の部材を製造することが困難になる。具体的には、延性が低下し、加工度が高い部位で破断が生じる、あるいは、スプリングバックや壁反りが大きくなり、寸法精度が劣化する、といった問題が発生する。したがって、高強度、特に９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有する鋼板を用いて、プレス成形によりそのような部材を製造することは容易ではない。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工できるが、長手方向に一様な断面を有する部材にしか適用できない。
　一方、特許文献１に開示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法では、鋼板が高温で軟質、高延性になっているため、複雑な形状の部材を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト単相域に加熱しておき、金型内で急冷（焼入れ）することによって、マルテンサイト変態による部材の高強度化を同時に達成できる。したがって、このような熱間プレス法は、部材の高強度化と鋼板の成形性とを同時に確保できる優れた成形方法である。
　また、特許文献２には、室温で予め所定の形状に成形後、オーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することによって、部材の高強度化を達成する予プレスクエンチ法が開示されている。このような熱間プレスの一態様である予プレスクエンチ法は、金型により部材を拘束して熱歪による変形を抑制することができるので、部材の高強度化と高い寸法精度とを同時に確保することができる優れた成形方法である。
　しかし、近年に至っては、熱間プレス鋼板部材には延性も求められるようになってきており、鋼組織が実質的にマルテンサイト単相である、特許文献１や特許文献２に代表される従来技術では、斯かる要求に応えることができないという問題が生じている。
　このような背景から、特許文献３には、鋼板をフェライトとオーステナイトの二相温度域に加熱しておき、さらに、二相組織を保ったままプレスし、金型内で急冷することによって、フェライトとマルテンサイトの二相組織による高強度かつ延性に優れるとされる熱間プレス鋼板部材が開示されている。しかし、このような二相加熱条件においては、鋼組織が不均一になり易いので、熱間プレス鋼板部材の曲げ性と靭性が劣化し、その衝撃吸収特性が著しく低下する場合がある。
　一方、特許文献４には、マルテンサイトまたはベイナイトが８０体積％以上の鋼組織を有する鋼板をＡｃ１変態点以上で加熱し、金型内で急冷することによって得られた、組織が３～２０体積％の残留オーステナイト、３０～９７体積％の焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト、０～６７体積％のマルテンサイトを含む高強度かつ延性に優れるとされる熱間プレス鋼板部材が開示されている。
　その他、特許文献５には、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上８５％以下、マルテンサイトのうち２５％以上が焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイト量が５％以上４０％以下、ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上、鋼板組織全体に対する、マルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの面積率およびベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率の合計が６５％以上を満足する高強度プレス部材が開示されている。
　また、特許文献６には、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計分率が８０面積％以上である熱間プレス用鋼板が開示されている。
　また、特許文献７には、フェライトの分率が３０面積％以上である熱間プレス用鋼板が開示されている。
特許文献１：英国特許第１４９０５３５号明細書
特許文献２：日本国特開平１０－９６０３１号公報
特許文献３：日本国特開２０１０－６５２９２号公報
特許文献４：日本国特開２０１２－２３７０６６号公報
特許文献５：国際公開ＷＯ２０１１／１１１３３３号公報
特許文献６：日本国特開２０１３－１８５２４３号公報
特許文献７：日本国特開２０１３－１８５２４８号公報
　例えば、特許文献４に記載されているように、熱間プレス用鋼板の鋼組織をベイナイトまたはマルテンサイト主体にすることによって、熱間プレス鋼板部材の延性だけでなく、本発明者らの検討によれば、靭性も向上することが明らかになった。しかし、そのような部材の組織制御によっても、曲げ性の劣化は解決されず、衝撃変形時の座屈部に生じる部材の曲げ割れを防止することができない。この問題は、鋼材の引張強度が高くなると（例えば９８０ＭＰａ以上になると）顕在化する。このように、引張強度が高く（例えば、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり）、延性に加えて曲げ性にも優れた熱間プレス鋼板部材については、製造技術の確立はもちろんのこと、そのような製品自体が未だ提案されていないのが現状である。
　同様に、熱間プレス鋼板部材以外にも、ロール成形部材等の熱間成形鋼板部材全般でも、引張強度が高く（例えば、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり）、延性に加えて曲げ性にも優れた熱間成形鋼板部材について、製造技術の確立はもちろんのこと、そのような製品自体が未だ提案されていないのが現状である。
　本発明の具体的課題は、上述したように従来の技術にはない、熱間プレス後、延性および曲げ性に優れた、引張強度が高い熱間プレス鋼板部材およびその製造方法ならびにそれを得るための熱間プレス用鋼板を提供することである。そして、一般化すれば、本発明は、熱間プレスと同様に成形と同時または直後に鋼板を冷却する手段を備えている熱間成形への適用も可能である。このため、本発明の具体的課題は、熱間成形後、高い引張強度を有しながらも、延性と曲げ性とに優れた熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびにそれを得るための熱間成形用鋼板を提供することでもある。
　本発明者らは、高い引張強度を有する熱間成形鋼板部材の延性と曲げ性を改善するために鋭意検討を行った。その結果、次の新規な知見を得た。即ち、特定量のＣおよびＭｎに対してＳｉを積極的に含有させた化学組成を有するとともに、フェライトとマルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方とを含む鋼組織を有する熱間成形用鋼板を用いる。さらに、その熱間成形用鋼板に対する最適な熱間成形の熱処理条件を適用する。これによって、従来の熱間成形鋼板部材とは異なり、鋼組織を、残留オーステナイトを含まない又は含んでも面積率で５％以下とし、かつフェライトと焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの少なくとも一方とマルテンサイトとを所定の面積率で含む複相にする。そして、上記化学組成および上記鋼組織を有することにより、高い引張強度を有しながら、延性と曲げ性にも優れた熱間成形鋼板部材を製造できるという新規な知見を得た。
　上記知見に基づく本発明は次のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１００％～０．３４０％、Ｓｉ：０．５０％～２．００％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０００％およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
　フェライトと、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのすくなくとも一方と、マルテンサイトとを含む鋼組織であって、面積％で、フェライト：５％～５０％、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト：合計で２０％～７０％、マルテンサイト：２５％～７５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト：合計で９０％以上、残留オーステナイト：０％～５％である鋼組織を有する、熱間成形鋼板部材。
　（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下およびＮｉ：１．０００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する（１）項に記載の熱間成形鋼板部材。
　（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２５％以下を含有する（１）項または（２）項に記載の熱間成形鋼板部材。
　（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下およびＺｒ：０．０１００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
　（５）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１００％以下を含有する（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
　（６）質量％で、Ｃ：０．１００％～０．３４０％、Ｓｉ：０．５０％～２．００％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０００％およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
　アスペクト比が２．０以下のフェライトと、マルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方とを含む鋼組織であって、面積％で、フェライト：５％～５０％、マルテンサイトおよびベイナイト：合計で４５％～９０％、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイト：合計で９０％以上である鋼組織を有する熱間成形用鋼板。
　（７）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下およびＮｉ：１．０００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、（６）項に記載の熱間成形用鋼板。
　（８）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２５％以下を含有する、（６）項または（７）項に記載の熱間成形用鋼板。
　（９）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下およびＺｒ：０．０１００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、（６）項から（８）項までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板。
　（１０）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１００％以下を含有する、（６）項から（９）項までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板。
　（１１）（６）項から（１０）項までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱し、前記加熱の終了から熱間成形の開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間を３秒間～２０秒間として熱間成形を施し、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭＳ点以下の温度域まで冷却する、熱間成形鋼板部材の製造方法。
　本発明により、熱間成形のままで、引張強度が高く、延性に優れ、かつ曲げ性にも優れた熱間成形鋼板部材の実用化が初めて可能になるという、技術的に価値ある効果が達成される。本発明に係る熱間成形鋼板部材は、極度の塑性変形が生じる衝突でも、曲げ変形することで衝撃を吸収することができるという極めて優れた衝突特性を示す。このため、本発明に係る熱間成形鋼板部材は、特に自動車のボディー構造部品の製造に適しているが、機械構造部品など他の用途にも無論適用され得る。
図１は、本発明の鋼組織の一例を示す写真である。
　次に、本発明において、各範囲に限定した理由を説明する。なお、以下の説明においては、熱間成形について具体的態様である熱間プレスを例にとって説明する。また、「～」で示された数値範囲は、その前後に記載される数値を各々最小値及び最大値とした範囲を示す。
　１．化学組成
　はじめに、本発明に係る熱間成形鋼板部材（以下、単に「鋼板部材」ともいう。）および熱間成形用鋼板（以下、単に「鋼板」ともいう。）の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各合金元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１００％～０．３４０％）
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス後（焼入れ後）の強度を主に決定する、非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満では熱間プレス後（焼入れ後）の引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以上とし、好ましくは０．１２０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３４０％超では、熱間プレス後（焼入れ後）のマルテンサイトが硬質となり、曲げ性の劣化が顕著となるだけでなく、延性も低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．３４０％以下とする。なお、溶接性の観点からはＣ含有量を０．３００％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．２８０％以下である。
　（Ｓｉ：０．５０％～２．００％）
　Ｓｉは、フェライトとオーステナイトの二相温度域に加熱した鋼の延性を向上させて、かつ熱間プレス後（焼入れ後）の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｓｉ含有量が０．５０％未満では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。なお、溶接性を向上させる観点からはＳｉ含有量を０．７０％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは１．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。また、熱間成形鋼板部材の表面欠陥を抑える観点からはＳｉ含有量を１．８０％以下にすることが好ましく、さらに好ましくは１．５０％以下である。
　（Ｍｎ：１．００％～３．００％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス後（焼入れ後）の強度を確保するために、非常に効果のある元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％未満では、熱間プレス後（焼入れ後）の引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）を確保することが非常に困難となるだけでなく、曲げ性も低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。上記作用をより確実に得るには、Ｍｎ含有量を１．１０％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、熱間プレス後（焼入れ後）の鋼組織がＭｎ偏析による顕著なバンド状になり、靭性が低下し、衝突特性の劣化が顕著になる。したがって、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。なお、熱間圧延および冷間圧延時における生産性の観点からはＭｎ含有量を２．５０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは２．４０％以下である。
　Ｃ、ＳｉおよびＭｎを上記範囲内に規定することで、熱間成形用鋼板の鋼組織を、フェライトとマルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方とを含む複相の鋼組織とすることが可能となり、さらに、熱間プレスに際しての加熱条件を本発明にしたがって規定することで、熱間成形鋼板部材の鋼組織が所望の複相の鋼組織になる。
　（Ｐ：０．０５０％以下）
　Ｐは、一般には鋼に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０５０％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０１８％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１００％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は、０．０００６％以上とすることが好ましい。
　（ｓｏｌ．Ａｌ（ｓｏｌｕｂｌｅ　Ａｌ）：０．００１％～１．０００％）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０００％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１００％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下とする。なお、脱窒コストの観点から、Ｎ含有量は、０．００２０％以上とすることが好ましい。
〔不純物〕
　不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板部材又は熱間成形用鋼板に含有させたものではない成分を指す。
　本発明に係る鋼板部材および熱間成形用鋼板の化学組成は、以下に説明するような元素をさらに少なくとも１種含有してもよい。
　（Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下およびＮｉ：１．０００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
　これらの元素は、いずれも熱間プレス後（焼入れ後）の強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０．２００％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる場合があるだけでなく、逆に安定した強度確保が困難になる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量およびＶ含有量は、それぞれ０．２００％以下とすることが好ましい。また、Ｃｒについては、１．０００％を超えると、安定した強度確保が困難になる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は、１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏについては、１．０００％を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０００％以下とすることが好ましい。そして、ＣｕとＮｉはそれぞれ１．０００％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合があるうえに、熱間圧延や冷間圧延が困難となる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ１．０００％以下とすることが好ましい。
　なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００３％以上、Ｎｂ：０．００３％以上、Ｖ：０．００３％以上、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上およびＮｉ：０．００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
　つまり、Ｔｉ含有量の下限値は０．００３％が好ましい。Ｎｂ含有量の下限値は０．００３％が好ましい。Ｖ含有量の下限値は０．００３％が好ましい。Ｃｒ含有量の下限値は０．００５％が好ましい。Ｍｏ含有量の下限値は０．００５％が好ましい。Ｃｕ含有量の下限値は０．００５％が好ましい。Ｎｉ含有量の下限値は０．００５％が好ましい。
　（Ｂ：０．００２５％以下）
　Ｂは、鋼の靭性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、０．００２５％を超える量でＢを含有させると、熱間成形用鋼板において、鋼組織がフェライトを含み難くなる場合があり、熱間成形鋼板部材の延性と曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
　（Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下およびＺｒ：０．０１００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
　これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．０１００％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。つまり、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量およびＺｒ含有量の下限値は、それぞれ０．０００３％とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂｉ：０．０１００％以下）
　Ｂｉは、組織を均一にし、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０．０１００％を超えてＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
　２．熱間成形鋼板部材の鋼組織
　次に、本発明に係る熱間成形鋼板部材の鋼組織について説明する。
　本発明に係る熱間成形鋼板部材は、フェライトと、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのすくなくとも一方と、マルテンサイトとを下記所定の面積率で含む鋼組織を有する。つまり、この鋼組織は、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの一方のみを含有していてもよいし、双方を含有していてもよい。そして、この鋼組織は、残留オーステナイトを含まない又は含んでも面積率５％以下で含む。
　ここで、図１に、本発明の鋼組織の一例を示す。図１の鋼組織では、フェライトと、焼戻しマルテンサイトと、マルテンサイトとを含み、残留オーステナイトを含まない鋼組織を示している。
（フェライトの面積率：５％～５０％）
　フェライトの面積率が５％未満では、延性と曲げ性が低下する。したがって、フェライトの面積率は５％以上とし、好ましくは１５％以上とする。一方、フェライトの面積率が５０％超では、曲げ性が低下する。したがって、フェライトの面積率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。
　なお、フェライトのアスペクト比は、曲げ性の低下を抑制する点から、２．０以下とすることが好ましい。フェライトのアスペクト比が２．０超えると、フェライト（フェライトの結晶粒）の異方性が高まり、応力集中の起点となり、曲げ性が低下する場合がある。したがって、フェライトのアスペクト比は２．０以下とすることが好ましく、より好ましくは１．８以下とする。一方、フェライトのアスペクト比が１．０に近い程、フェライト（フェライトの結晶粒）の異方性が低減するため、フェライトのアスペクト比の下限値は、１．０であることがよい。但し、熱間プレス後の鋼板部材の降伏強度を高める観点から、フェライトのアスペクト比の下限値は、１．２とすることが好ましい。
　フェライトのアスペクト比は、後述する実施例において詳述する方法により測定される値である。
　（焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率：２０％～７０％）
　焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が２０％未満では、曲げ性が低下する。したがって、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率は２０％以上とし、好ましくは３０％以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率が７０％超では、延性が低下する。したがって、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率は７０％以下とし、好ましくは５０％以下とする。
　（マルテンサイトの面積率：２５％～７５％）
　マルテンサイトを鋼中に形成させることにより、熱間プレス後（焼入れ後）の強度を高めることができる。マルテンサイトの面積率が２５％未満では、熱間プレス後（焼入れ後）の引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトの面積率は２５％以上とする。一方、マルテンサイトの面積率が７５％超では、延性が低下する。したがって、マルテンサイトの面積率は７５％以下とし、好ましくは５０％以下とする。
　ここで、「マルテンサイト」とは、焼き入れままのマルテンサイト、および、焼き入れままのマルテンサイトが時効硬化した時効硬化後のマルテンサイトの双方を意味する。つまり、「マルテンサイトの面積率」とは、焼き入れままのマルテンサイト、および焼き入れままのマルテンサイトが時効硬化した時効硬化後のマルテンサイトの合計面積率を意味する。
　（フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率：９０％以上）
　本発明に係る熱間成形鋼板部材は、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイトからなる組織を有することを基本とする。しかし、製造条件によっては、これら以外の相または組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイトおよびパーライトの１種または２種以上が混入する場合がある。この場合、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト以外の相または組織が１０％を超えると、これらの相または組織の影響により、目的とする特性が得られない場合がある。したがって、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト以外の相または組織の混入は１０％以下とし、好ましくは５％以下とする。すなわち、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は９０％以上とし、好ましくは９５％以上とする。なお、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率の上限値は１００％である。
　（残留オーステナイトの面積率：０％～５％）
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト以外の相または組織のうち、特に、残留オーステナイトが面積率５％超えで混入（残留）すると、曲げ性が低下する。したがって、残留オーステナイトは含まない、又は含んでも、残留オーステナイトの面積率を５％以下とし、好ましくは３％以下とする。なお、残留オーステナイトの面積率は０％が最も好ましい。
　以上の熱間成形鋼板部材の鋼組織における各相および組織の面積率は、後述する実施例において詳述する方法により測定される値である。
　本発明に係る鋼板部材は、鋼板から熱間成形された部材を意味し、例えば、熱間プレス成形された鋼板部材を包含する。代表的には、自動車ボディー構造部品に用いられるドアガードバーなどがある。その他、自動車用としては、バンパーレインフォースメントなどもある。機械構造部品用としては、鋼板を素材として製造された建築構造用熱間成形鋼管などもある。
　３．機械特性
　本発明に係る熱間成形鋼板部材は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有することが好ましい。
　４．製造方法
　次に、上記の特徴を有する本発明に係る熱間成形鋼板部材の好ましい製造方法について説明する。
　本発明に係る熱間成形鋼板部材において、高い引張強度（例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度）を有しつつ、延性と曲げ性を得るには、上述のように、熱間プレス後（焼入れ後）の鋼組織を、マルテンサイト単相とするのではなく、フェライトの面積率が５％～５０％、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が２０％～７０％、マルテンサイトの面積率が２５％～７５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が９０％以上、並びに、残留オーステナイトの面積率が０％～５％である複相組織とする。
　本発明に係る熱間成形鋼板部材の鋼組織を得るには、熱間成形用の素材としての鋼板（熱間成形用鋼板）として、上記化学組成を有し、かつ、アスペクト比が２．０以下のフェライトと、マルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方とを含む鋼組織であって、フェライトの面積率が５％～５０％、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が４５％～９０％、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上である鋼組織（複相組織）を有する鋼板を用いることがよい。そして、この鋼板（熱間形成用鋼板）を、７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱して、次いで、加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間を３秒間～２０秒間として熱間プレスを施し、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭＳ点以下の温度域まで冷却することがよい。
　上記化学組成および上記鋼組織を有する熱間成形用鋼板を上記条件で熱間プレスを施すことによって、熱間プレス後において、所望の鋼組織を有し、引張強度が高く（例えば、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり）、延性と曲げ性に優れた熱間成形鋼板部材が得られる。
（熱間成形用鋼板の鋼組織）
－フェライトのアスペクト比：２．０以下－
　フェライトのアスペクト比が２．０超えでは、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織におけるフェライトのアスペクト比も２．０超えとなる場合があるだけでなく、フェライトが加熱中に過剰にオーステナイへと変態するようになり、熱間プレス後の鋼板部材のフェライト面積率が５％未満になる場合がある。この鋼板部材のフェライトのアスペクト比が２．０超えると、フェライト（フェライトの結晶粒）の異方性が高まり、応力集中の起点となり、曲げ性が低下する場合がある。したがって、フェライトのアスペクト比は、２．０以下とし、好ましくは１．８以下とする。一方、フェライトのアスペクト比が１．０に近い程、フェライト（フェライトの結晶粒）の異方性が低減するため、フェライトのアスペクト比の下限値は、１．０であることがよい。但し、熱間プレス後の鋼板部材の降伏強度を高める観点から、フェライトのアスペクト比の下限値は、１．２とすることが好ましい。
　フェライトのアスペクト比は、後述する実施例において詳述する方法により測定される値である。
－フェライトの面積率：５％～５０％－
　フェライトの面積率が５％未満では、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織におけるフェライトの面積率も５％未満となる場合がある。したがって、フェライトの面積率は、５％以上とし、好ましくは１５％以上とする。同様に、フェライトの面積率が５０％超えでは、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織におけるフェライトの面積率も５０％超えとなる場合がある。したがって、フェライトの面積率は、５０％以下とし、好ましくは４５％以下とする。
－マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：４５％～９０％－
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が４５％未満では、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織における焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が２０％未満となる場合がある。また、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が２５％未満となる場合がある。したがって、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、４５％以上とし、好ましく５０％以上とする。同様に、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９０％超えでは、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織における焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が７０％超えとなる場合がある。また、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が７５％超えとなる場合がある。したがって、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、９０％以下とし、好ましく８０％以下とする。
－フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：９０％以上－
　フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９０％未満では、熱間プレス後の鋼板部材の鋼組織における、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト以外の相または組織の混入が１０％を超える場合がある。特に、残留オーステナイトの面積率が５％を超える場合がある。したがって、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、９０％以上とし、好ましくは９３％以上とする。なお、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率の上限値は１００％である。
　以上の熱間成形用鋼板の鋼組織における各相および組織の面積率は、後述する実施例において詳述する方法により測定される値である。
（熱間成形用鋼板の製造）
　熱間成形用鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板のいずれでもよい。例えば、めっき鋼板には、アルミニウム系めっき鋼板、亜鉛系めっき鋼板等が挙げられる。
　上記鋼組織を有する熱延鋼板は、その化学組成について、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを上記範囲内に規定するので、８５０℃～９３０℃で仕上げ圧延を完了し、７４０℃～６６０℃の範囲に３秒間以上保持し、４５０℃以下の温度域で巻き取る熱延工程により製造することができる。また、上記鋼組織を有する冷延鋼板は、冷間圧延後に、７８０℃～９００℃で加熱し、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する焼鈍工程により製造することができる。また、上記鋼組織を有するめっき鋼板は、上記熱延鋼板または上記冷延鋼板を製造後、熱延鋼板または冷延鋼板の表面に周知のめっき処理を施すことで製造することができる。
　（熱間成形用鋼板の加熱：７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱）
　熱間成形用鋼板の加熱は、７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度とすることにより行う。ここで、Ａｃ３点（℃）は、下記実験式（ｉ）により規定されるオーステナイト単相になるＡｃ３点（℃）未満の温度である。
　Ａｃ３＝９１０－２０３×（Ｃ０．５）－１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ－３０×Ｍｎ－１１×Ｃｒ－２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×ｓｏｌ．Ａｌ＋５０×Ｔｉ・・・・・（ｉ）
　ここで、上記式（ｉ）中における元素記号は、前記鋼板の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。なお、式（ｉ）は、鋼板に含まれない元素を０（０質量％）として算出する。
　加熱温度が７２０℃未満では、オーステナイト化が不十分となり、熱間プレスした鋼板にマルテンサイトが含まれず、熱間プレス後（焼入れ後）に高い引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）を確保することが困難となる。したがって、加熱温度は、７２０℃以上とし、好ましくは７５０℃以上とする。一方、加熱温度がＡｃ３点以上になると、その後に空冷に曝されたとしても、熱間プレス後（焼入れ後）の鋼組織で、マルテンサイトの面積率が７５％超となり、延性の劣化が顕著となる。したがって、加熱温度はＡｃ３点以下とし、好ましくはＡｃ３点－３０℃以下とする。
　このとき、７２０℃までの加熱速度と上記温度域に保持する加熱時間は特に限定する必要はないが、それぞれ以下の範囲にすることが好ましい。
　７２０℃までの加熱に際しての平均加熱速度は、０．２℃／秒～１００℃／秒とすることが好ましい。上記平均加熱速度を０．２℃／秒以上とすることにより、より高い生産性を確保することが可能となる。また、上記平均加熱速度を１００℃／秒以下とすることにより、通常の炉を用いて加熱する場合において、加熱温度の制御が容易となる。
　７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度域における加熱時間は、２分間～１０分間とすることが好ましい。ここで、加熱時間は、鋼板の温度が７２０℃に到達した時から加熱終了時までの時間である。加熱終了時間は、具体的には、炉加熱の場合には鋼板が加熱炉から取り出された時であり、通電加熱や誘導加熱の場合には通電等を終了した時である。上記加熱時間を２分間以上とすることにより、熱間プレス後（焼入れ後）の強度がより安定するようになる。また、上記保持時間を１０分間以下とすることにより、鋼板部材の組織をより微細にすることができるので、鋼板部材の靭性が一層向上する。
　（加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間：３秒間～２０秒間）
　一般に、熱間成形用鋼板は、加熱炉等で加熱された後、熱間プレス装置まで搬送される。この際に、例えば、加熱炉からの抽出時、または、熱間プレス装置への搬送時若しくは投入時などに、その鋼板は一部において空冷に曝されることがある。このような空冷時には、フェライトが新たに生成、または、成長するので、空冷に曝される時間は引張強度に影響を及ぼす。したがって、熱間プレス後（焼入れ後）の強度を安定して確保するためには、そのような空冷は短時間とすることが好ましい。特に、加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間が２０秒間超では、熱間プレス後（焼入れ後）の鋼板部材の引張強度が低下する、または、高い引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）が確保された場合でも、オーステナイトの炭素濃化が顕著となり、マルテンサイト変態部が割れやすくなって、曲げ性が低下する。したがって、加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間は２０秒間以内とし、好ましくは１６秒間以内とする。一方で、加熱時で生じたオーステナイトは針状に析出している。析出したオーステナイト一部は冷却中にフェライト変態し、オーステナイトの形態は針状から球状へと徐々に変化するので、加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間が３秒間未満で、熱間プレス（焼き入れ）し、マルテンサイト変態させると、針状のマルテンサイト変態部は応力集中の起点となり、曲げ性が低下するだけでなく、残留オーステナイトが生成しやすくなる。したがって、加熱の終了から熱間プレスの開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間は３秒間以上とし、好ましくは７秒間以上とし、より好ましくは１０秒間以上とする。
　ここで、空冷に曝される時間の調整は、加熱炉からの取り出し後、通常は空冷に曝されるプレス金型までの搬送時間を調整することで行うことができる。
（ＭＳ点以下の温度域までの平均冷却速度：１０℃／秒～５００℃／秒）
　熱間成形用鋼板に熱間プレスを施し、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭＳ点（ＭＳ点＝マルテンサイト変態が始まる温度）以下の温度域まで冷却すると、拡散型変態が起き難くなる。平均冷却速度が１０℃／秒未満では、ベイナイト変態が過度に進行する。または、パーライト変態が生じ、強化相であるマルテンサイトの面積率を確保できなくなり、熱間プレス後（焼入れ後）に高い引張強度（例えば、９８０ＭＰａ以上の引張強度）を確保することが困難となる。あるいは、オーステナイトが安定化し、曲げ性が低下する。したがって、上記温度域における平均冷却速度は１０℃／秒以上とし、好ましくは３０℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が５００℃／秒超では、鋼板部材の均熱を保つことが極めて困難となり、強度が安定しなくなる。したがって、上記平均冷却速度は５００℃／秒以下とし、好ましくは２００℃／秒以下とする。
　ここで、平均冷却速度とは、熱間プレスを施す温度（℃）とＭｓ点（℃）との差を、熱間プレスを施す温度（℃）からＭｓ点（℃）に至る時間で割った値である。
　なお、冷却する際、４００℃到達以降は相変態による発熱が非常に大きくなるため、４００℃以上の温度域における冷却方法と同じ冷却方法では十分な冷却速度が確保できない場合がある。このため、４００℃までの冷却よりも４００℃からＭＳ点までの冷却を強く行う必要があり、具体的には以下に述べるようにすることが好ましい。熱間プレス法では、通常、常温または数１０℃程度の鋼製金型により冷却が達成される。したがって、冷却速度を変化させるためには、金型寸法を変え熱容量を変化させればよい。また金型材質を異種金属（例えば銅など）に変えることでも冷却速度を変化させることができる。金型寸法を変えられない場合、水冷型の金型を用いて冷却水量を変えることによっても、冷却速度を変えることができる。また、予め溝を数カ所切った金型を用い、プレス中にその溝に水を通すことによって冷却速度を変える、プレス途中でプレス機を上げ、その間に水を流すことでも、冷却速度を変えることができる。さらには、金型クリアランスを変え、鋼板との接触面積を変化させることでも冷却速度を変えることができる。例えば４００℃前後で冷却速度を変える手段には、次のような手段が考えられる。
　（１）４００℃到達直後に、熱容量の異なる金型または室温状態の金型に移動させて、冷却速度を変える；
　（２）水冷金型の場合、４００℃到達直後に金型中の流水量を変化させて、冷却速度を変える；
　（３）４００℃到達直後に、金型と部材の間に水を流し、その水量を変化させることで、冷却速度を変える。
　本発明においては、熱間プレス法における成形の形態は特に制限されない。例示すれば、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、フランジ成形が挙げられる。目的とする熱間成形鋼板部材の種類によって適宜選べばよい。熱間成形鋼板部材の代表例として、前述のような自動車用補強部品であるドアガードバーやバンパーレインフォースメントなどを挙げることができる。
　本発明に係る熱間成形鋼板部材は、延性と曲げ性に優れることが特徴である。そのときの実用に耐え得る延性としては、引張試験の全伸びが１２％以上あることが好ましい。さらに好ましくは、全伸びが１４％以上である。曲げ性としては、先端角度が９０°のＶ曲げ試験の限界曲げ半径が５ｔ以下であることが好ましい。
　熱間プレス後の熱間成形鋼板部材は、スケール除去目的でショットブラスト処理を施してもよい。このショットブラスト処理には、表面に圧縮応力を導入する効果があるため、遅れ破壊が抑制され、また疲労強度が向上するという利点がある。
　上記説明においては、熱間成形について、具体的態様である熱間プレスを例にとって説明してきたが、本発明は熱間プレスと同様に成形と同時または直後に鋼板を冷却する手段を備えている熱間成形、例えばロール成形にも適用可能である。
　本発明の実施例について説明する。但し、本発明は、実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼板を供試材とした。これらの鋼板は、実験室にて溶製したスラブを１２５０℃にて３０分間加熱した後、供試材Ｎｏ．６とＮｏ．２２を除いて、８８０℃から９１０℃の範囲で仕上げ圧延を完了し、７２０℃から６８０℃の範囲に５秒間保持するように熱間圧延を行い、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板としたものである。熱間圧延後は、４２０℃以下まで水スプレー冷却した後、２０℃／時で室温まで徐冷することにより、４２０℃以下の温度域で巻き取る熱延巻取り工程を模擬したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　このようにして得られた熱延鋼板は、主に、フェライトとマルテンサイト、またはフェライトとベイナイトの複合組織であった。
　一方、供試材Ｎｏ．６とＮｏ．２２の熱延条件は、上述した条件と異なる。供試材Ｎｏ．６は、７４０℃から６６０℃の範囲に２秒間保持し、室温まで水スプレー冷却することにより、室温で巻き取る熱延巻取り工程を模擬した。供試材Ｎｏ．２２は、６７０℃まで水スプレー冷却した後、２０℃／時で室温まで徐冷することにより、６７０℃で巻き取る熱延巻取り工程を模擬した。
　このようにして得られた熱延鋼板の一部は、酸洗によりスケールを除去した後、板厚を１．６ｍｍにするように冷間圧延した後、７８０℃以上９００℃以下で加熱し、平均冷却速度３０℃／秒で冷却する条件で焼鈍した。ただし、供試材Ｎｏ．２７は、９２０℃で加熱し、平均冷却速度３０℃／秒で冷却する条件で焼鈍した。
　これらの熱間プレスに供する鋼板のフェライトとマルテンサイトとベイナイトの各面積率は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子線後方散乱パターン）法を利用して測定した。具体的には、熱間プレスに供する鋼板から、圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面を切り出す。この切り出した各断面に対して、研磨およびナイタールエッチングを行った。次に、ＥＢＳＰ検出器を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）「商品名Ｑｕａｎｔａ２００（製造元ＦＥＩ）」を用いて、ＥＢＳＰ解析により、切り出した各断面のＥＢＳＰのＩＱ像（イメージクオリティー像：倍率２０００倍）を取得した。そして、フェライトとマルテンサイトとベイナイトの各面積率は、圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面の各ＥＢＳＰのＩＱ像に基づいて、各々、面積率を測定し、その平均値として求めた。なお、ＥＢＳＰ解析の条件は、加速電圧＝２５ｋＶ、ワークディスタンス＝１５ｍｍ、測定ステップ＝０．２μｍとした。
　また、これらの熱間プレスに供する鋼板のフェライトのアスペクト比は、次のように測定した。具体的には、熱間プレスに供する鋼板から、圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面を切り出す。この切り出した各断面に対して、研磨およびナイタールエッチングを行った。次に、ＥＢＳＰ検出器を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）「商品名Ｑｕａｎｔａ２００（製造元ＦＥＩ）」を用いて、ＥＢＳＰ解析により、切り出した各断面のＥＢＳＰのＩＱ像（イメージクオリティー像：倍率２０００倍）を取得した。そして、そして、フェライトのアスペクト比は、圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面の各ＥＢＳＰのＩＱ像に基づいて、各々、フェライト結晶粒５０個のアスペクト比を測定し、その平均値として求めた。なお、ＥＢＳＰ解析の条件は、加速電圧＝２５ｋＶ、ワークディスタンス＝１５ｍｍ、測定ステップ＝０．２μｍとした。
　表２に熱間プレスに供する鋼板の鋼組織を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板を、ガス炉内で、空燃比０．８５かつ表３に示す条件にて加熱した。次に、加熱した鋼板を、加熱炉より取り出し、熱間プレスまでの空冷時間（炉から取り出した後、金型に入れるまでの時間、つまり加熱の終了から熱間成形の開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間）を表３に示す時間に変化させて、平板の鋼製金型を用いて、熱間プレスを施した。次に、熱間プレス後、鋼板を金型と接触させたまま表３に示す平均冷却速度でＭＳ点以下である１５０℃まで冷却し、金型から取り出して放冷することにより、各種供試用鋼板を準備した（以下、この供試用鋼板を「熱間プレスした鋼板」と記載する）。
　冷却は、１）金型の周囲を冷却水で冷却した後、２）常温であった金型で冷却する後、または３）加熱した金型で冷却した後、金型の周囲を冷却水で冷却することにより実施した。１５０℃までの平均冷却速度は熱間プレスに供する鋼板の端部に熱電対を付け、その温度を測定することにより求めた。なお、加熱時間とは、炉に装入後の７２０℃に達した時から、炉から取り出すまでの時間である。ここで、実施例６、１８と２５は溝をつけた金型で冷却速度を変える熱間プレス条件を模擬するために、所定の空冷時間後に、所定の冷却速度でガス冷却することにより、各種供試用鋼板を準備した。
　熱間プレスした鋼板のフェライトと焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとマルテンサイトの面積率は、熱間プレスに供する鋼板のフェライトとマルテンサイトとベイナイトの各面積率と同様に、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子線後方散乱パターン）法を利用して測定した。これらの結果を表４示す。
　熱間プレスした鋼板のフェライトのアスペクト比は、熱間プレスに供する鋼板のフェライトのアスペクト比と同様に測定した。
　熱間プレスした鋼板の機械的性質を次のようにして調査した。これらの測定結果も表４に併せて示す。
　まず、各鋼板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して、引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）およびＥｌ（全伸び）を測定した。
　また、各鋼板から曲げ稜線が圧延方向に直角方向となるように矩形の試料を採取して、その片面を機械研削し、厚１ｍｍ，幅３０ｍｍ，長さ６０ｍｍの曲げ試験片を作製し、その試験片に先端角度が９０°、先端半径が５ｍｍ、４ｍｍ、３ｍｍのＶ曲げ試験を施すことにより、曲げ性を評価した。なお、試験に際して、研削した面は曲げ内側となるようにした。試験後の曲げ部の表面を目視で観察し、次の評価基準で評価した。
－曲げ性の評価基準－
Ａ：先端半径が４ｍｍのＶ曲げ試験後、割れが認められない
Ｂ：先端半径が４ｍｍのＶ曲げ試験後、微割れやネッキングが認められる
Ｃ：先端半径が４ｍｍのＶ曲げ試験後、割れが認められる
Ｄ：先端半径が５ｍｍのＶ曲げ試験後、割れが認められる
　本例において作製した鋼板は、金型による熱間プレスが施されていないが、熱間プレス鋼板部材と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質は、同じ熱履歴を有する熱間プレス鋼板部材と実質的に同一である。
　なお、表１～表４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４における本発明例である供試材Ｎｏ．１、３、５、６、９、１０、１１、１３、１５、１７、１９、２１、２２、２４、２７、２８、２９、３１および３３は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板部材、すなわち、熱間プレス鋼板部材である。これらの本発明例の熱間プレス鋼板部材は、いずれも、熱間成形のままで、引張強度が９８０ＭＰａ以上と高く、延性に優れ、かつ曲げ性にも優れている。
　一方、供試材Ｎｏ．２は、鋼板の加熱温度が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、所望の組織が得られず、延性と曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．４は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、延性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．７は、熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材が本発明で規定する組織を有さないため、延性と曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．８は、熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材について所望の組織が得られず、延性と曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るとともに熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材が本発明で規定する組織を有さないため、延性と曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．１４は、熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材について所望の組織が得られず、延性と曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．１６、２０および２５は、それぞれ、空冷時間、加熱温度、平均冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるため、熱間プレス鋼板部材について所望の組織が得られず、目標とする引張強度が得られなかった。
　供試材Ｎｏ．１８は、平均冷却速度が本発明で規定する範囲を外れるため、熱間プレス鋼板部材について所望の組織が得られず、曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るとともに熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材が本発明で規定する組織を有さないため、目標とする引張強度が得られず、曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．２６は、熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材が本発明で規定する組織を有さないため、曲げ性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．３０は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、目標とする引張強度が得られなかった。
　供試材Ｎｏ．３２は、空冷時間が本発明で規定する範囲を外れるため、熱間プレス鋼板部材について所望の組織が得られず、曲げ性が悪かった。
　さらに、供試材Ｎｏ．３４は、熱間プレスに供する鋼板および熱間プレス鋼板部材が本発明で規定する組織を有さないため、引張強度が低く、延性も悪かった。
　なお、日本国特許出願第２０１３－２４７８１４号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１００％～０．３４０％、Ｓｉ：０．５０％～２．００％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０００％およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　フェライトと、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのすくなくとも一方と、マルテンサイトとを含む鋼組織であって、面積％で、フェライト：５％～５０％、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト：合計で２０％～７０％、マルテンサイト：２５％～７５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよびマルテンサイト：合計で９０％以上、残留オーステナイト：０％～５％である鋼組織を有する、熱間成形鋼板部材。
  2. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下およびＮｉ：１．０００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の熱間成形鋼板部材。
  3. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２５％以下を含有する、請求項１または請求項２に記載の熱間成形鋼板部材。
  4. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下およびＺｒ：０．０１００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
  5. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１００％以下を含有する、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の熱間成形鋼板部材。
  6. 　質量％で、Ｃ：０．１００％～０．３４０％、Ｓｉ：０．５０％～２．００％、Ｍｎ：１．００％～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０００％およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　アスペクト比が２．０以下のフェライトと、マルテンサイトおよびベイナイトの少なくとも一方とを含む鋼組織であって、面積％で、フェライト：５％～５０％、マルテンサイトおよびベイナイト：合計で４５％～９０％、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイト：合計で９０％以上である鋼組織を有する、熱間成形用鋼板。
  7. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下およびＮｉ：１．０００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項６に記載の熱間成形用鋼板。
  8. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２５％以下を含有する、請求項６または請求項７に記載の熱間成形用鋼板。
  9. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下およびＺｒ：０．０１００％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項６から請求項８までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板。
  10. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０１００％以下を含有する、請求項６から請求項９までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板。
  11. 　請求項６から請求項１０までのいずれか１項に記載の熱間成形用鋼板を、７２０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱し、前記加熱の終了から熱間成形の開始までにおいて鋼板が空冷に曝される時間を３秒間～２０秒間として熱間成形を施し、１０℃／秒～５００℃／秒の平均冷却速度でＭＳ点以下の温度域まで冷却する、熱間成形鋼板部材の製造方法。
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