WO2015092929A1 - 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板 - Google Patents

熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板 Download PDF

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林　宏太郎
敏伸 西畑
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-pressed steel sheet member used for machine structural parts and the like, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel sheet.
  • Patent Documents 1 to 4 describe a method called hot pressing for the purpose of obtaining high formability in a high-strength steel sheet. According to hot pressing, a high-strength hot-pressed steel plate member can be obtained by forming a high-strength steel plate with high accuracy.
  • Patent Documents 5 to 7 describe hot-pressed steel sheet members for the purpose of improving ductility, but it is difficult to achieve both strength and ductility with these conventional hot-pressed steel sheet members.
  • Patent Document 8 also describes a hot-pressed steel sheet member for the purpose of improving ductility.
  • the manufacture of the hot-pressed steel sheet member requires complicated control, and there are other problems such as a decrease in productivity and an increase in manufacturing cost.
  • An object of the present invention is to provide a hot-pressed steel sheet member capable of obtaining excellent strength and ductility without complicated control, a manufacturing method thereof, and a hot-press steel sheet.
  • the present inventor has a chemical composition containing a predetermined amount of C and Mn and a relatively large amount of Ti, and having a predetermined steel structure.
  • the steel structure includes a multiphase structure containing ferrite and martensite without performing complicated control as described in Patent Document 8. It was found that a hot-pressed steel sheet member was obtained.
  • the inventor of the present application has also found that the hot-pressed steel sheet member has a high tensile strength of 980 MPa or more and also has excellent ductility. And this inventor came up with the aspect of the invention shown below.
  • the chemical composition is mass%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 0.15%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-pressed steel sheet member according to (1) containing one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • the chemical composition is mass%, Nb: 0.003% to 0.20%, V: 0.003% to 0.20%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 0.15%, Cu: 0.005% to 1.0%, and Ni: 0.005% to 1.0%
  • the hot-press steel plate according to (6) which contains one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01%
  • Drawing 1 is a figure showing the metallographic photograph of the hot press steel plate member concerning an embodiment.
  • Embodiments of the present invention relate to a hot-pressed steel sheet member having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • % which is a unit of content of each element contained in a steel plate member or a hot-press steel plate, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • the chemical composition of the steel plate member according to the present embodiment and the hot-press steel plate used for the production thereof is mass%, C: 0.10% to 0.24%, Si: 0.001% to 2.0%. , Mn: 1.2% to 2.3%, sol. Al: 0.001% to 1.0%, Ti: 0.060% to 0.20%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Nb: 0% to 0.20%, V: 0% to 0.20%, Cr: 0% to 1.0%, Mo: 0% to 0.15%, Cu: 0% to 1.0%, Ni: 0% to 1.0%, Ca: 0% to 0.01%, Mg: 0% to 0.01%, REM: 0% to 0.01%, Zr: 0% to 0.01%, B: 0% to 0.005%, Bi: 0% to 0.01%, balance: Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C (C: 0.10% to 0.24%) C is a very important element that enhances the hardenability of the steel sheet for hot pressing and mainly determines the strength of the steel sheet member. If the C content of the steel sheet member is less than 0.10%, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content is 0.10% or more. When the C content of the steel sheet for hot pressing exceeds 0.24%, the steel structure of the steel sheet member becomes a martensite single phase, and the ductility deterioration is remarkable. Therefore, the C content is 0.24% or less. From the viewpoint of weldability, the C content of the steel sheet member is preferably 0.21% or less, more preferably 0.18% or less.
  • Si is an element effective in improving the strength and ductility of the steel plate member. If the Si content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Si content is 0.001% or more. When the Si content exceeds 2.0%, the effects of the above action are saturated and disadvantageous economically, and the plating wettability is significantly reduced, resulting in frequent non-plating. Therefore, the Si content is 2.0% or less. From the viewpoint of further improving ductility, the Si content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of improving weldability, the Si content is preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably 0.6% or less. If this temperature is relatively low, effects such as shortening of the heating time, improvement of productivity, reduction of manufacturing costs, and suppression of damage to the heating furnace can be obtained.
  • Mn is an element that is extremely effective in improving the hardenability of the steel sheet for hot pressing and ensuring the strength of the steel sheet member. If the Mn content is less than 1.2%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the Mn content is 1.2% or more. When the Mn content exceeds 2.3%, the steel structure of the steel sheet member becomes a martensite single phase, and the deterioration of ductility is remarkable. Therefore, the Mn content is 2.3% or less. From the viewpoint of setting the temperature for obtaining an austenite single phase during hot pressing to a relatively low temperature (for example, 860 ° C. or less), the Mn content is preferably 1.4% or more. The Mn content is preferably 2.2% or less, more preferably 2.1% or less, from the viewpoint of obtaining a good bendability by suppressing the steel structure of the steel plate member from becoming a remarkable band. .
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make the steel material sound. Al also has the effect
  • Ti 0.060% to 0.20%
  • Ti is an element that promotes ferrite transformation during hot pressing.
  • the ductility of the steel sheet member is remarkably improved by promoting the ferrite transformation.
  • Ti precipitates finely as carbide, nitride, or carbonitride, and refines the steel structure of the steel plate member.
  • the Ti content is 0.060% or more. From the viewpoint of further improving ductility, the Ti content is preferably 0.075% or more.
  • the Ti content exceeds 0.20%, coarse carbonitrides are formed during casting and hot rolling to obtain a steel sheet for hot pressing, and the deterioration of toughness becomes remarkable. Therefore, the Ti content is 0.20% or less. From the viewpoint of securing excellent toughness, the Ti content is preferably 0.18% or less, more preferably 0.15% or less.
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.05%, the weldability is remarkably reduced. Therefore, the P content is 0.05% or less. In order to ensure better weldability, the P content is preferably 0.018% or less. On the other hand, P has the effect
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the S content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less. In order to ensure better weldability, the N content is preferably 0.006% or less.
  • Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, Zr, B, and Bi are not essential elements, and are appropriately contained in steel plate members and hot-press steel plates up to a predetermined amount. It is also an optional element.
  • Nb, V, Cr, Mo, Cu, and Ni are all elements that are effective in enhancing the hardenability of the steel sheet for hot pressing and ensuring stable strength of the steel sheet member. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • Nb and V if either content exceeds 0.20%, not only hot rolling and cold rolling for obtaining a hot-pressed steel sheet become difficult, but also the The steel structure becomes a martensite single phase, and the ductility deterioration is remarkable.
  • the Nb content and the V content are both 0.20% or less.
  • the Cr content is 1.0% or less.
  • the content of Mo is more than 0.15%, the steel structure of the steel sheet member becomes a martensite single phase, and ductility deterioration is remarkable. Therefore, the Mo content is 0.15% or less.
  • the Cu content and the Ni content are both 1.0% or less.
  • the Nb content and the V content are preferably 0.003% or more, and the Cr content, the Mo content, the Cu content, and the Ni content are , Both are preferably 0.005% or more. That is, “Nb: 0.003% to 0.20%”, “V: 0.003% to 0.20%”, “Cr: 0.005% to 1.0%”, “Mo: 0.005” % To 0.15% ”,“ Cu: 0.005% to 1.0% ”, and“ Ni: 0.005% to 1.0% ”are preferably satisfied.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to the control of inclusions, in particular, to fine dispersion of inclusions, and to increase toughness. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain. However, if the content of any of them is more than 0.01%, the deterioration of the surface properties may become obvious. Therefore, the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all 0.01% or less.
  • the Ca content, the Mg content, the REM content, and the Zr content are all preferably 0.0003% or more. That is, “Ca: 0.0003% to 0.01%”, “Mg: 0.0003% to 0.01%”, “REM: 0.0003% to 0.01%”, and “Zr: 0.0. Preferably, at least one of “0003% to 0.01%” is satisfied.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • B is an element having an effect of increasing the toughness of the steel sheet. Therefore, B may be contained. However, if the B content is more than 0.005%, the steel structure of the steel sheet member becomes a martensite single phase, and the ductility is significantly deteriorated. Moreover, hot workability may deteriorate and the hot rolling for obtaining the steel plate for hot press may become difficult. Therefore, the B content is 0.005% or less. In order to improve toughness, the B content is preferably 0.0003% or more. That is, the B content is preferably 0.0003% to 0.005%.
  • Bi 0% to 0.01%
  • Bi is an element that has the effect of making the steel structure uniform and increasing ductility. Therefore, Bi may be contained. However, if the Bi content is more than 0.01%, the hot workability is deteriorated, and hot rolling for obtaining a hot-press steel sheet becomes difficult. Therefore, the Bi content is 0.01% or less. In order to improve ductility, the Bi content is preferably 0.0003% or more. That is, the Bi content is preferably 0.0003% to 0.01%.
  • This steel plate member has a steel structure in which area% is ferrite: 10% to 70%, martensite: 30% to 90%, and the total area ratio of ferrite and martensite: 90% to 100%. Moreover, 90% or more of all Ti in steel has precipitated.
  • the numerical value regarding steel structure is the average value of the whole thickness direction of a steel plate member, for example, the depth from the surface of a steel plate member is 1/4 (thus, this point is hereafter). It can be represented by a numerical value related to the steel structure at “1/4 depth position”.
  • the thickness of the steel plate member is 2.0 mm, it can be represented by a numerical value at a point where the depth from the surface is 0.50 mm. This is because the steel structure at the 1/4 depth position shows an average steel structure in the thickness direction of the steel plate member.
  • the ferrite precipitated in a network shape contributes to improving the ductility of the steel sheet member. If the area ratio of the ferrite is less than 10%, the ferrite hardly forms a network, and sufficient ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is 10% or more. When the area ratio of ferrite exceeds 70%, the area ratio of martensite is inevitably less than 30%, and it is difficult to secure a tensile strength of 980 MPa or more for the steel sheet member. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 70% or less.
  • Martensite is important for increasing the strength of steel sheet members.
  • the area ratio of martensite is less than 30%, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more for the steel plate member. Therefore, the area ratio of martensite is 30% or more.
  • the area ratio of martensite exceeds 90%, the area ratio of ferrite is inevitably less than 10%, and sufficient ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of martensite is 90% or less.
  • the steel structure of the hot-pressed steel sheet member according to this embodiment is preferably composed of ferrite and martensite, that is, the total area ratio of ferrite and martensite is preferably 100%.
  • the phase or structure other than ferrite and martensite may include one or more selected from the group consisting of bainite, retained austenite, cementite, and pearlite.
  • the area ratio of the phase or structure other than ferrite and martensite is 10% or less. That is, the total area ratio of ferrite and martensite is 90% or more.
  • Ti precipitates contribute to securing a stable tensile strength of the steel sheet member.
  • the steel plate member contains 0.060% to 0.20% Ti, and when the proportion of Ti precipitated is less than 90%, the above-described effect can be obtained. Have difficulty. Therefore, in the steel plate member, the ratio of the precipitated Ti among all Ti in the steel is 90% or more.
  • Ti precipitates are contained in the steel plate member as carbides, nitrides, or carbonitrides, for example.
  • the amount of Ti deposited in the steel plate member can be specified by inductively coupled plasma (ICP) analysis of the residue obtained by electrolytic extraction of the steel plate member.
  • ICP inductively coupled plasma
  • Such a steel plate member can be manufactured by processing a predetermined hot-press steel plate under predetermined conditions.
  • the steel sheet for hot pressing used for manufacturing the steel sheet member according to the present embodiment will be described.
  • 70% or more of all Ti in the steel is precipitated.
  • the steel structure of the steel sheet for hot pressing is not particularly limited. This is because, as will be described later, the hot-press steel sheet is heated to a temperature of Ac 3 or higher during hot pressing.
  • the manufacturing method of the steel plate member which concerns on this embodiment ie, the method of processing the steel plate for hot presses.
  • the hot pressing steel plate is heated in a temperature range of Ac 3 points to Ac 3 points + 100 ° C. for 1 to 10 minutes, and after this heating, hot pressing is performed.
  • the first cooling is performed in a temperature range of 600 ° C. to 750 ° C.
  • the second cooling is performed in a temperature range of 150 ° C. to 600 ° C.
  • the average cooling rate is 3 ° C./second to 200 ° C./second
  • ferrite starts to precipitate in the temperature range of 600 ° C. to 750 ° C.
  • the average cooling rate is 10 ° C./second to 500 ° C./second.
  • Heating temperature of steel sheet for hot pressing Ac 3 points to Ac 3 points + 100 ° C temperature range
  • Heating of the steel sheet used for hot pressing is performed in a temperature range of Ac 3 points or more and Ac 3 points + 100 ° C. or less.
  • Ac 3 point is the temperature (unit: ° C.) at which the austenite single phase is defined by the following empirical formula (i).
  • the heating temperature is Ac 3 points or more.
  • the heating temperature is higher than Ac 3 point + 100 ° C., the stability of the austenite grain boundary is excessively increased, and the ferrite transformation is hardly promoted.
  • the steel structure of the steel plate member becomes a martensite single phase, and the ductility is significantly deteriorated.
  • the Ti content is less than 0.08%, Ti precipitates are easily dissolved. Therefore, the heating temperature is set to Ac 3 points + 100 ° C. or less.
  • the heating temperature is preferably 860 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing damage to the heating furnace and improving productivity.
  • an austenite single phase can be obtained at a temperature of 860 ° C. or lower.
  • Heating time for hot press steel sheet 1 to 10 minutes
  • the heating time is 1 minute or longer. If the heating time exceeds 10 minutes, ferrite transformation is less likely to occur during subsequent cooling, and the steel structure of the steel sheet member becomes a martensite single phase, and ductility deterioration may become prominent. In addition, the decrease in productivity becomes significant. Accordingly, the heating time is 10 minutes or less.
  • the heating time is the time from the time when the temperature of the steel sheet reaches Ac 3 point to the end of heating.
  • the end of heating 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.
  • Average heating rate in the heating up Ac 3 point or more Ac 3 point + 100 ° C. below the temperature range is preferably set to 0.2 ° C. / sec or higher 100 ° C. / sec or less. By setting the average heating rate to 0.2 ° C./second or more, higher productivity can be secured.
  • the heating temperature can be easily controlled in the case of heating using a normal furnace. However, in the case of performing high-frequency heating or current heating, since the heating temperature can be easily controlled even if the average heating rate exceeds 100 ° C./second, the average heating rate may exceed 100 ° C./second. .
  • the temperature at which ferrite starts to precipitate can be controlled by adjusting the average cooling rate in hot pressing.
  • the ferrite precipitation start temperature can be controlled by adjusting the average cooling rate in hot pressing.
  • the ferrite precipitation start temperature is in the range of 600 ° C. to 750 ° C.
  • the average cooling rate in the first cooling is less than 3 ° C./second, the ferrite transformation proceeds excessively, and the steel plate member
  • the area ratio of martensite in is difficult to be 30% or more, and a tensile strength of 980 MPa or more may not be obtained.
  • the average cooling rate in the first cooling is set to 3 ° C./second or more. This average cooling rate is preferably 6 ° C./second or more. Even when the ferrite precipitation start temperature is in the range of 600 ° C. to 750 ° C., if the average cooling rate in the first cooling exceeds 200 ° C./second, the area ratio of ferrite in the steel sheet member is 10% or more. It is difficult to obtain good ductility. Therefore, the average cooling rate in the first cooling is set to 200 ° C./second or less. This average cooling rate is preferably 60 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 600 ° C. to 750 ° C. is 3 If it is °C / second or more and 200 °C / second or less, ferrite begins to precipitate in the temperature range of 600 °C or more and 750 °C or less.
  • Average cooling rate in the second cooling 10 ° C./second to 500 ° C./second
  • the average cooling rate in this temperature range is less than 10 ° C./second, a bainite transformation which is a diffusion type transformation is likely to occur, and it is difficult to make the martensite area ratio in the steel plate member 30% or more, and a tensile strength of 980 MPa or more. It is difficult to ensure strength. Therefore, the average cooling rate in the second cooling is 10 ° C./second or more.
  • This average cooling rate is preferably 15 ° C./second or more from the viewpoint of ensuring a high area ratio of martensite more reliably.
  • the average cooling rate in this temperature range is 500 ° C./second or less. From the viewpoint of realizing more stable cooling, this average cooling rate is preferably 200 ° C./second or less.
  • the second cooling after the temperature reaches 600 ° C., heat generated by the phase transformation tends to become very large. For this reason, when cooling in a temperature range of less than 600 ° C. is performed by the same method as cooling in a temperature range of 600 ° C. or higher, a sufficient average cooling rate may not be ensured. Therefore, it is preferable to perform the second cooling from 600 ° C. to 150 ° C. more strongly than the first cooling to 600 ° C. For example, it is preferable to employ the following method.
  • the cooling in the hot press is performed by previously setting a steel mold used for forming a heated steel sheet to room temperature or a temperature of about several tens of degrees Celsius, and the steel sheet comes into contact with the mold. . Therefore, the average cooling rate can be controlled by, for example, a change in heat capacity accompanying a change in the dimensions of the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by changing the material of the mold to a different metal (such as Cu).
  • the average cooling rate can also be controlled by using a water-cooled mold and changing the amount of cooling water flowing through the mold.
  • the average cooling rate can also be controlled by forming a plurality of grooves in the mold in advance and passing water through the grooves during hot pressing.
  • the average cooling rate can also be controlled by raising the hot press machine in the middle of hot pressing and flowing water during that time.
  • the average cooling rate can also be controlled by adjusting the mold clearance and changing the contact area of the mold with the steel plate.
  • Examples of the method for increasing the cooling rate in the temperature range of 600 ° C. or lower include the following three types.
  • B) Use a water-cooled mold and increase the amount of flowing water in the mold immediately after reaching 600 ° C.
  • the cooling rate may be increased by increasing the amount of water according to the temperature.
  • the form of molding in the hot press in this embodiment is not particularly limited.
  • Examples of the form of molding include bending, drawing, overhang molding, hole expansion molding, and flange molding. What is necessary is just to select the form of shaping
  • molding suitably with the kind of target steel plate member.
  • Representative examples of the steel plate member include a door guard bar and a bumper reinforcement which are reinforcing parts for automobiles.
  • hot forming is not limited to hot pressing as long as the steel sheet can be cooled simultaneously with or immediately after forming. For example, roll forming may be performed as hot forming.
  • a steel sheet member according to the present embodiment is manufactured by applying such a series of treatments to the above-described predetermined hot-press steel sheet, that is, a hot-press steel sheet in which the contents of C, Mn, and Ti are appropriate. be able to. That is, a hot-pressed steel sheet member having a desired steel structure, a tensile strength of 980 MPa, and excellent strength and ductility can be obtained without performing complicated control.
  • the ductility can be evaluated by the total elongation (EL) of the tensile test, and in this embodiment, the total elongation of the tensile test is preferably 10% or more. The total elongation is more preferably 14% or more.
  • ⁇ Shot blasting may be performed after hot pressing and cooling.
  • the scale can be removed by shot blasting. Shot blasting also has the effect of introducing compressive stress into the surface of the steel sheet member, so that delayed fracture is suppressed and fatigue strength is improved.
  • the hot pressing steel sheet is heated to a temperature range of Ac 3 points or higher and Ac 3 points + 100 ° C. or lower to cause austenite transformation and then forming. Therefore, the mechanical properties of the steel sheet for hot pressing at room temperature before heating are not important. For this reason, a hot-rolled steel plate, a cold-rolled steel plate, a plated steel plate, etc. can be used as a hot-press steel plate, for example.
  • the cold-rolled steel sheet include a full hard material and an annealed material.
  • the plated steel sheet include an aluminum-based plated steel sheet and a zinc-based plated steel sheet. These production methods are not particularly limited.
  • the steel plate member according to the present embodiment can also be manufactured through hot pressing with pre-forming.
  • the hot-press steel sheet is pre-formed by pressing with a mold having a predetermined shape, put into the same mold, and pressing pressure is applied.
  • a hot-pressed steel sheet member may be manufactured by rapid cooling.
  • the type of steel sheet for hot pressing and its steel structure are not limited, but it is preferable to use a steel sheet that is as soft and ductile as possible in order to facilitate preforming.
  • the tensile strength is preferably 700 MPa or less.
  • the coiling temperature after hot rolling in the hot-rolled steel plate is preferably 450 ° C.
  • annealing temperature shall be Ac 1 point temperature or more and 900 degrees C or less.
  • the average cooling rate to room temperature after annealing is below an upper critical cooling rate.
  • test materials having a thickness of 1.2 mm shown in Table 2 were prepared using 23 types of steel materials having chemical compositions shown in Table 1. The balance of each steel material is Fe and impurities.
  • a steel piece having a thickness of 1.2 mm, a width of 100 mm, and a length of 200 mm was cut out from each specimen, and heat treatment (heating and cooling) under the conditions shown in Table 2 was performed. Went.
  • a thermocouple was attached to the steel piece, and the average cooling rate in the first cooling and the average cooling rate in the second cooling were measured.
  • the ferrite precipitation start temperature was calculated
  • a tensile test and observation of the steel structure were performed for each of the steel pieces.
  • tensile strength (TS) and total elongation (EL) were measured.
  • JIS No. 5 tensile test specimens collected from each steel piece were used.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of martensite were obtained. These area ratios are average values of values calculated by performing an image analysis of an electron microscope observation image of a cross section orthogonal to the rolling direction and a cross section orthogonal to the sheet width direction (direction orthogonal to the rolling direction). .
  • test material No. 1, no. 4, no. 6, no. 8, no. 11, no. 15, no. 16, no. 18, no. 20, no. 22, no. 24, no. 26, no. 27, and no. 29 is an example of the present invention and showed excellent tensile strength and ductility.
  • Specimen No. In No. 7 since the chemical composition of the steel material was outside the range of the present invention, sufficient ductility was not obtained.
  • the manufacturing conditions were outside the scope of the present invention, and the steel structure after heat treatment was also outside the scope of the present invention, so that sufficient ductility was not obtained.
  • Specimen No. 25 the chemical composition of the steel was outside the scope of the present invention, and the steel structure after the heat treatment was also outside the scope of the present invention, so that sufficient tensile strength could not be obtained.
  • the present invention can be used, for example, in the manufacturing industry and the use industry of automobile body structural parts and the like in which excellent tensile strength and ductility are regarded as important.
  • the present invention can also be used in other industries such as manufacturing and using industries of machine structural parts.

Abstract

　熱間プレス鋼板部材は所定の化学組成を有し、更に、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有する。鋼中の全Ｔｉのうちの９０％以上が析出しており、熱間プレス鋼板部材の引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板
　本発明は、機械構造部品等に使用される熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板に関する。
　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、鋼材の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、一般的に、強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状の部品を製造することが困難になる。例えば、延性の低下に伴って加工度が高い部位が破断したり、スプリングバックが大きくなって寸法精度が劣化したりする。したがって、高強度鋼板、特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板をプレス成形することによって部品を製造することは困難である。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しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　高強度鋼板において高い成形性を得ることを目的とした熱間プレスとよばれる方法が特許文献１～４に記載されている。熱間プレスによれば、高強度鋼板を高い精度で成形し、高強度の熱間プレス鋼板部材を得ることができる。
　その一方で、熱間プレス鋼板部材には、延性の向上も求められてきている。しかし、特許文献１～４に記載された方法で得られる鋼板の鋼組織は実質的にマルテンサイト単相であり、延性を向上させることは困難である。
　また、特許文献５～７に延性の向上を目的とした熱間プレス鋼板部材が記載されているが、これら従来の熱間プレス鋼板部材によっても強度及び延性の両立は困難である。
　特許文献８にも延性の向上を目的とした熱間プレス鋼板部材が記載されている。しかしながら、この熱間プレス鋼板部材の製造には煩雑な制御が必要とされ、生産性の低下及び製造コストの上昇という別の問題が存在する。
英国特許公報１４９０５３５号 特開平１０－９６０３１号公報 特開２００９－１９７２５３号公報 特開２００９－３５７９３号公報 特開２０１０－６５２９２号公報 特開２０１０－６５２９３号公報 特表２０１０－５２１５８４号公報 特開２０１０－１３１６７２号公報
　本発明は、煩雑な制御を行わずとも優れた強度及び延性を得ることができる熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板を提供することを目的とする。
　本願発明者は、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、所定量のＣ及びＭｎを含み、更にＴｉを比較的多めに含む化学組成を有し、所定の鋼組織を備えた熱間プレス用鋼板を、適切な条件下の熱間プレス等で処理することにより、特許文献８に記載されたような煩雑な制御を行わずとも、鋼組織がフェライト及びマルテンサイトを含む複相組織の熱間プレス鋼板部材が得られることを見出した。本願発明者は、更に、この熱間プレス鋼板部材が、９８０ＭＰａ以上という高い引張強度を有し、優れた延性をも有することも見出した。そして、本願発明者は、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．１０％～０．２４％、
　Ｓｉ：０．００１％～２．０％、
　Ｍｎ：１．２％～２．３％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～０．１５％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．００５％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％、
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
　鋼中の全Ｔｉのうちの９０％以上が析出し、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
　（２）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～０．１５％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（３）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱間プレス鋼板部材。
　（４）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００５％を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（５）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の熱間プレス鋼板部材。
　（６）
　質量％で、
　Ｃ　：０．１０％～０．２４％、
　Ｓｉ：０．００１％～２．０％、
　Ｍｎ：１．２％～２．３％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ｎｂ：０％～０．２０％、
　Ｖ　：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｍｏ：０％～０．１５％、
　Ｃｕ：０％～１．０％、
　Ｎｉ：０％～１．０％、
　Ｃａ：０％～０．０１％、
　Ｍｇ：０％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
　Ｚｒ：０％～０．０１％、
　Ｂ　：０％～０．００５％、
　Ｂｉ：０％～０．０１％、
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　鋼中の全Ｔｉのうちの７０％以上が析出していることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
　（７）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～０．１５％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（８）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）又は（７）に記載の熱間プレス用鋼板。
　（９）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００５％を含有することを特徴とする（６）～（８）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１０）
　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする（６）～（９）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
　（１１）
　（６）～（１０）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３点～Ａｃ３点＋１００℃の温度域に１分間～１０分間加熱する工程と、
　前記加熱の後に、熱間プレスを行う工程と、
　を有し、
　前記熱間プレスを行う工程は、
　６００℃～７５０℃の温度域で第１の冷却を行う工程と、
　１５０℃～６００℃の温度域で第２の冷却を行う工程と、
　を有し、
　前記第１の冷却では、平均冷却速度を３℃／秒～２００℃／秒として６００℃～７５０℃の温度域でフェライトを析出し始めさせ、
　前記第２の冷却では、平均冷却速度を１０℃／秒～５００℃／秒とすることを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
　本発明によれば、煩雑な制御を行わずとも、高い引張強度を得ながら優れた延性を得ることができる。
図１は、実施形態に係る熱間プレス鋼板部材の金属組織写真を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材に関する。
　先ず、本発明の実施形態に係る熱間プレス鋼板部材（以下、「鋼板部材」ということがある）及びその製造に用いる熱間プレス用鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板部材又は熱間プレス用鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　本実施形態に係る鋼板部材及びその製造に用いられる熱間プレス用鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％～０．２４％、Ｓｉ：０．００１％～２．０％、Ｍｎ：１．２％～２．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～０．１５％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．００５％、Ｂｉ：０％～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．１０％～０．２４％）
　Ｃは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ鋼板部材の強度を主に決定する非常に重要な元素である。鋼板部材のＣ含有量が０．１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。熱間プレス用鋼板のＣ含有量が０．２４％超では、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。従って、Ｃ含有量は０．２４％以下とする。溶接性の観点から、鋼板部材のＣ含有量は好ましくは０．２１％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
　（Ｓｉ：０．００１％～２．０％）
　Ｓｉは、鋼板部材の強度及び延性の向上に効果のある元素である。Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。Ｓｉ含有量が２．０％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。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。延性の更なる向上の観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０５％以上である。溶接性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．２％以上である。熱間プレス時にオーステナイト単相とするための温度を比較的低温とする観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．６％以下である。この温度が比較的低温であれば、加熱時間の短縮、生産性の向上、製造コストの低減、及び加熱炉の損傷の抑制等の効果が得られる。
　（Ｍｎ：１．２％～２．３％）
　Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性の向上及び鋼板部材の強度の確保に非常に効果のある元素である。Ｍｎ含有量が１．２％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。Ｍｎ含有量が２．３％超では、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。従って、Ｍｎ含有量は２．３％以下とする。熱間プレス時にオーステナイト単相とするための温度を比較的低温（例えば８６０℃以下）とする観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは１．４％以上である。鋼板部材の鋼組織が顕著なバンド状になることを抑制して良好な曲げ性を得る観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．００１％～１．０％）
　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。Ａｌは、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用も有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を得ることが困難である。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。上記作用をより確実に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０１５％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％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、表面性状の劣化が著しくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。より良好な表面性状を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％）
　Ｔｉは、熱間プレス時のフェライト変態を促進する元素である。フェライト変態の促進により鋼板部材の延性が著しく向上する。また、Ｔｉは炭化物、窒化物、又は炭窒化物として微細に析出し、鋼板部材の鋼組織を微細化する。Ｔｉ含有量が０．０６０％未満では、フェライト変態が十分に促進されず、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相になりやすく、十分な延性が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．０６０％以上とする。延性の更なる向上の観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０７５％以上である。Ｔｉ含有量が０．２０％超では、熱間プレス用鋼板を得るための鋳造時及び熱間圧延時に粗大な炭窒化物が形成されてしまい、靭性の劣化が顕著となる。従って、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。優れた靱性の確保の観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０５％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｐ含有量は好ましくは０．０１８％以下である。その一方で、Ｐは、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。この作用を得るために、０．００３％以上のＰが含有されていてもよい。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。より良好な溶接性を確保するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂ、及びＢｉは、必須元素ではなく、鋼板部材及び熱間プレス用鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｎｂ：０％～０．２０％、Ｖ：０％～０．２０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～０．１５％、Ｃｕ：０％～１．０％、Ｎｉ：０％～１．０％）
　Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｉは、いずれも熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、鋼板部材の強度の安定した確保に効果のある元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、Ｎｂ及びＶについては、いずれかの含有量が０．２０％超であると、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になるだけでなく、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。従って、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも０．２０％以下とする。Ｃｒについては、その含有量が１．０％超であると、安定した強度の確保が困難になる。従って、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏについては、その含有量が０．１５％超であると、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。従って、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とする。Ｃｕ及びＮｉについては、いずれかの含有量が１．０％であると、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、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも１．０％以下とする。鋼板部材の強度の安定した確保のために、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．００３％以上であり、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．００５％以上である。つまり、「Ｎｂ：０．００３％～０．２０％」、「Ｖ：０．００３％～０．２０％」、「Ｃｒ：０．００５％～１．０％」、「Ｍｏ：０．００５％～０．１５％」、「Ｃｕ：０．００５％～１．０％」、及び「Ｎｉ：０．００５％～１．０％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％、Ｚｒ：０％～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及びＺｒは、いずれも介在物の制御、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。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、いずれかの含有量が０．０１％超であると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも０．０１％以下とする。靭性の向上のために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＺｒ含有量は、いずれも好ましくは０．０００３％以上である。つまり、「Ｃａ：０．０００３％～０．０１％」、「Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％」、「ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％」、及び「Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂ：０％～０．００５％）
　Ｂは、鋼板の靭性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂが含有されていてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００５％超であると、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。また、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になることがある。従って、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。靭性の向上のために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂ含有量は０．０００３％～０．００５％であることが好ましい。
　（Ｂｉ：０％～０．０１％）
　Ｂｉは、鋼組織を均一にし、延性を高める作用を有する元素である。従って、Ｂｉが含有されていてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１％超であると、熱間加工性が劣化して、熱間プレス用鋼板を得るための熱間圧延が困難になる。従って、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。延性の向上のために、Ｂｉ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。つまり、Ｂｉ含有量は０．０００３％～０．０１％であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の鋼組織及びこの鋼板部材中の析出物について説明する。この鋼板部材は、面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有している。また、鋼中の全Ｔｉのうちの９０％以上が析出している。なお、鋼組織に関する数値は、例えば鋼板部材の厚さ方向全体の平均値であるが、鋼板部材の表面からの深さが鋼板部材の厚さの１／４である地点（以下、この地点を「１／４深さ位置」ということがある）での鋼組織に関する数値で代表することができる。例えば、鋼板部材の厚さが２．０ｍｍであれば、表面からの深さが０．５０ｍｍの地点での数値で代表することができる。これは、１／４深さ位置での鋼組織が、鋼板部材の厚さ方向における平均的な鋼組織を示すからである。
　（フェライトの面積率：１０％～７０％）
　ネットワーク状に析出したフェライトが鋼板部材の延性を向上に寄与する。フェライトの面積率が１０％未満では、フェライトがネットワークを構成しにくく、十分な延性を得ることができない。従って、フェライトの面積率は１０％以上とする。フェライトの面積率が７０％超では、必然的にマルテンサイトの面積率が３０％未満となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を鋼板部材に確保することが困難である。従って、フェライトの面積率は７０％以下とする。
　（マルテンサイトの面積率：３０％～９０％）
　マルテンサイトは鋼板部材の高強度化に重要である。マルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を鋼板部材に確保することが困難である。従って、マルテンサイトの面積率は３０％以上とする。マルテンサイトの面積率が９０％超では、必然的にフェライトの面積率が１０％未満となり、十分な延性を得ることができない。従って、マルテンサイトの面積率は９０％以下とする。
　（フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％）
　本実施形態に係る熱間プレス鋼板部材の鋼組織は、フェライト及びマルテンサイトからなること、つまり、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率が１００％であることが好ましい。しかし、製造条件によっては、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイト、及びパーライトからなる群から選択された１種又は２種以上が含まれることもある。この場合、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率が１０％超であると、これらの相又は組織の影響により、目的とする特性が得られないことがある。従って、フェライト及びマルテンサイト以外の相又は組織の面積率は１０％以下とする。すなわち、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率は９０％以上とする。
　以上の鋼組織における各相の面積率の測定方法としては、当業者に周知の方法を採用することができる。これらの面積率は、例えば、圧延方向に直交する断面において測定された値及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面において測定された値の平均値として求められる。つまり、例えば、２断面において測定された面積率の平均値として求められる。
　（析出しているＴｉの割合：９０％以上）
　Ｔｉの析出物は鋼板部材の安定した引張強度の確保に寄与する。上記のように、鋼板部材には０．０６０％～０．２０％のＴｉが含有されているが、そのうちで析出しているＴｉの割合が９０％未満であると、上記作用を得ることが困難である。従って、鋼板部材では、鋼中の全Ｔｉのうちで析出しているものの割合は９０％以上とする。Ｔｉの析出物は、例えば炭化物、窒化物又は炭窒化物として鋼板部材に含まれている。鋼板部材の電解抽出により得られた残渣の誘導結合プラズマ（ＩＣＰ：inductively coupled plasma）分析により、当該鋼板部材中に析出していたＴｉの量を特定することができる。
　このような鋼板部材は、所定の熱間プレス用鋼板を所定の条件下で処理することにより製造することができる。
　ここで、本実施形態に係る鋼板部材の製造に用いる熱間プレス用鋼板について説明する。この熱間プレス用鋼板では、鋼中の全Ｔｉのうちの７０％以上が析出している。
　熱間プレス用鋼板の鋼組織は特に限定されない。これは、後述のように、熱間プレスの際に熱間プレス用鋼板をＡｃ３点以上の温度まで加熱するからである。
　（析出しているＴｉの割合：７０％以上）
　熱間プレス用鋼板に含まれている全Ｔｉのうちで析出しているものの割合が７０％未満であると、熱間プレス時にフェライト変態が生じにくく、所望の鋼組織を備えた鋼板部材を得ることが困難である。従って、熱間プレス用鋼板では、鋼中の全Ｔｉのうちで析出しているものの割合は７０％以上とする。
　次に、本実施形態に係る鋼板部材の製造方法、つまり、熱間プレス用鋼板を処理する方法について説明する。この熱間プレス用鋼板の処理では、この熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３点～Ａｃ３点＋１００℃の温度域に１分間～１０分間加熱し、この加熱の後に、熱間プレスを行う。この熱間プレスでは、６００℃～７５０℃の温度域で第１の冷却を行い、１５０℃～６００℃の温度域で第２の冷却を行う。第１の冷却では、平均冷却速度を３℃／秒～２００℃／秒として６００℃～７５０℃の温度域でフェライトを析出し始めさせる。第２の冷却では、平均冷却速度を１０℃／秒～５００℃／秒とする。
　（熱間プレス用鋼板の加熱温度：Ａｃ３点～Ａｃ３点＋１００℃の温度域）
　熱間プレスに供する鋼板、つまり熱間プレス用鋼板の加熱は、Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋１００℃以下の温度域において行う。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温度（単位：℃）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×Al+50×Ti　　・・・　　（ｉ）
　ここで、上記式中における元素記号は、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。
　加熱温度がＡｃ３点未満では、鋼板部材の鋼組織が不均一になりやすく、鋼板部材の引張強度が安定せず、延性が劣化する場合がある。従って、加熱温度はＡｃ３点以上とする。加熱温度がＡｃ３点＋１００℃超であると、オーステナイト粒界の安定性が過剰に高まり、フェライト変態が促進されにくくなる。この結果、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となり、延性の劣化が顕著である。さらに、Ｔｉ含有量が０．０８％未満では、Ｔｉの析出物が溶解しやすくなる。従って、加熱温度はＡｃ３点＋１００℃以下とする。なお、加熱炉の損傷の抑制及び生産性の向上の観点から、加熱温度は好ましくは８６０℃以下である。熱間プレス用鋼板の組成を適切に調整することにより、８６０℃以下の温度でオーステナイト単相とすることができる。
　（熱間プレス用鋼板の加熱時間：１分間～１０分間）
　加熱時間が１分間未満では、オーステナイトの単相組織が不均一になりやすく、安定した強度の確保が困難である。従って、加熱時間は１分間以上とする。加熱時間が１０分間超では、その後の冷却の際にフェライト変態が生じにくくなり、鋼板部材の鋼組織がマルテンサイト単相となって延性の劣化が顕著となることがある。また、生産性の低下が顕著となる。従って、加熱時間は１０分間以下とする。
　ここで、加熱時間とは、鋼板の温度がＡｃ３点に到達した時から加熱終了時までの時間である。加熱終了時とは、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、通電加熱又は誘導加熱の場合には通電等を終了した時である。
　Ａｃ３点以上Ａｃ３点＋１００℃以下の温度域までの加熱における平均加熱速度は、０．２℃／秒以上１００℃／秒以下とすることが好ましい。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。もっとも、高周波加熱又は通電加熱を行う場合には、平均加熱速度が１００℃／秒超であっても加熱温度の制御は容易であるため、平均加熱速度が１００℃／秒超であってもよい。７００℃以上Ａｃ３点以下の温度域における平均加熱速度は１℃／秒以上１０℃／秒以下であることが好ましい。この温度域における平均加熱速度がこの範囲内にある場合、鋼板部材の鋼組織を更に均一なものとして延性を一層向上することができる。
　（フェライト析出開始温度：６００℃～７５０℃）
　熱間プレスにおけるフェライトの析出開始温度は、フェライトの性質に影響を及ぼす。フェライトが７５０℃超で析出し始めると、フェライトが粗大化し、靭性が劣化する。フェライトが６００℃未満で析出し始めると、フェライト中の転位密度が高くなり、延性が劣化する。従って、第１の冷却では、６００℃～７５０℃の温度域でフェライトを析出し始めさせる。
　（第１の冷却での平均冷却速度：３℃／秒～２００℃／秒）
　フェライトを析出し始めさせる温度、すなわちフェライトの析出開始温度は、熱間プレスにおける平均冷却速度の調整により制御することができる。例えば、熱膨張曲線の解析により求めた条件下で第１の冷却を行うことが好ましい。しかし、フェライトの析出開始温度が６００℃～７５０℃の範囲内にあっても、第１の冷却での平均冷却速度が３℃／秒未満であると、フェライト変態が過度に進行し、鋼板部材におけるマルテンサイトの面積率を３０％以上としにくく、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られないことがある。また、空冷又は強制空冷のみによって平均冷却速度を３℃／秒未満に制御しにくい。従って、第１の冷却での平均冷却速度は３℃／秒以上とする。この平均冷却速度は、好ましくは６℃／秒以上である。また、フェライトの析出開始温度が６００℃～７５０℃の範囲内にあっても、第１の冷却での平均冷却速度が２００℃／秒超では、鋼板部材におけるフェライトの面積率を１０％以上としにくく、良好な延性が得られないことがある。従って、第１の冷却での平均冷却速度は２００℃／秒以下とする。この平均冷却速度は、好ましくは６０℃／秒以下である。
　上記の化学組成を備え、析出しているＴｉの割合が鋼中の全Ｔｉの７０％以上である熱間プレス用鋼板を用いる場合、６００℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度が３℃／秒以上２００℃／秒以下であれば、６００℃以上７５０℃以下の温度域でフェライトが析出し始める。
　（第２の冷却での平均冷却速度：１０℃／秒～５００℃／秒）
　１５０℃以上６００℃以下の温度域における冷却では拡散型変態を生じにくくすることが重要である。この温度域における平均冷却速度が１０℃／秒未満では、拡散型変態であるベイナイト変態が生じやすく、鋼板部材におけるマルテンサイトの面積率を３０％以上とすることが困難であり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。従って、第２の冷却での平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。より確実にマルテンサイトの面積率を高く確保する観点から、この平均冷却速度は好ましくは１５℃／秒以上である。第２の冷却での平均冷却速度を５００℃／秒超とすることは通常の設備においては困難である。従って、この温度域における平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。より安定した冷却を実現する観点から、この平均冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下である。
　このような第１の冷却及び第２の冷却の間に、図１に示すような微細なフェライトがネットワーク状に分布した鋼組織が得られる。このような鋼組織は延性の向上に効果的である。
　なお、第２の冷却では、温度が６００℃に到達した以降に、相変態による発熱が非常に大きくなりやすい。このため、６００℃未満の温度域での冷却を、６００℃以上の温度域における冷却と同じ方法で行った場合には、十分な平均冷却速度を確保できないことがある。そこで、６００℃までの第１の冷却よりも６００℃から１５０℃までの第２の冷却を、より強力に行うことが好ましい。例えば、以下の方法を採用することが好ましい。
　一般的に、熱間プレスにおける冷却は、加熱された鋼板の成形に用いる鋼製の金型を予め常温又は数１０℃程度の温度にしておき、鋼板がこの金型に接触することにより行われる。従って、平均冷却速度は、例えば金型の寸法の変更に伴う熱容量の変化により制御することができる。金型の材料を異種金属（例えばＣｕ等）に変更することによっても平均冷却速度を制御することができる。水冷型の金型を用い、この金型に流す冷却水の量を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。予め金型に複数の溝を形成しておき、熱間プレス中に溝に水を通すことによっても平均冷却速度を制御することができる。熱間プレスの途中で熱間プレス機を上げ、その間に水を流すことによっても平均冷却速度を制御することができる。金型クリアランスを調整し、金型の鋼板との接触面積を変化させることによっても平均冷却速度を制御することができる。
　６００℃以下の温度域における冷却速度を高める方法として、例えば、以下の３種類が挙げられる。
　（ａ）６００℃到達直後に、熱容量の異なる金型又は室温状態の金型に鋼板を移動させる。
　（ｂ）水冷金型を用い、６００℃到達直後に金型中の流水量を増加させる。
　（ｃ）６００℃到達直後に、金型と鋼板との間に水を流す。この方法では、温度に応じて水量を増加させることでより冷却速度を高めてもよい。
　本実施形態における熱間プレスにおける成形の形態は特に制限されない。成形の形態としては、例えば、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、及びフランジ成形が挙げられる。成形の形態は、目的とする鋼板部材の種類によって適宜選べばよい。鋼板部材の代表例として、自動車用補強部品であるドアガードバー及びバンパーレインフォースメント等が挙げられる。また、成形と同時又は直後に鋼板を冷却することができるのであれば、熱間成形は熱間プレスに限定されない。例えば、熱間成形としてロール成形を行ってもよい。
　このような一連の処理を上記の所定の熱間プレス用鋼板、すなわちＣ、Ｍｎ及びＴｉの含有量等が適切な熱間プレス用鋼板に施すことにより、本実施形態に係る鋼板部材を製造することができる。つまり、所望の鋼組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａであり、優れた強度及び延性を備えた熱間プレス鋼板部材を、煩雑な制御を行わずとも得ることができる。
　例えば、延性は引張試験の全伸び（ＥＬ）によって評価することができ、本実施形態では、引張試験の全伸びが１０％以上あることが好ましい。全伸びはより好ましくは１４％以上である。
　熱間プレス及び冷却後にショットブラスト処理を行ってもよい。ショットブラスト処理により、スケールを除去することができる。ショットブラスト処理は、鋼板部材の表面に圧縮応力を導入するという効果も有しているため、遅れ破壊が抑制され、疲労強度が向上するという効果も得られる。
　なお、上述の鋼板部材の製造方法では、熱間プレス用鋼板をＡｃ３点以上Ａｃ３点＋１００℃以下の温度域に加熱してオーステナイト変態を生じさせた後に成形が行われる。従って、加熱前の室温における熱間プレス用鋼板の機械的性質は重要ではない。このため、熱間プレス用鋼板として、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板等を用いることができる。冷延鋼板として、例えば、フルハード材及び焼鈍材が挙げられる。めっき鋼板として、例えば、アルミニウム系めっき鋼板及び亜鉛系めっき鋼板が挙げられる。これらの製造方法は特に限定されない。
　本実施形態に係る鋼板部材は、予成形を伴う熱間プレスを経て製造することもできる。例えば、上述の加熱、冷却の各条件が満たされる範囲で、熱間プレス用鋼板を所定の形状の金型でプレス加工して予成形し、同型の金型に投入し、押さえ圧を加え、急冷することにより、熱間プレス鋼板部材を製造してもよい。この場合も、熱間プレス用鋼板の種類及びその鋼組織は限定されないが、予成形を容易にするために、できるだけ軟質で延性のある鋼板を用いることが好ましい。例えば、引張強度は７００ＭＰａ以下であることが好ましい。熱延鋼板における熱延後の巻取温度は、軟質鋼板を得るために４５０℃以上とすることが好ましく、スケールロスを減らすために７００℃以下とすることが好ましい。冷延鋼板においては、軟質鋼板を得るために焼鈍を施すことが好ましく、焼鈍温度は、Ａｃ１点温度以上９００℃以下とすることが好ましい。また、焼鈍後の室温までの平均冷却速度は、上部臨界冷却速度以下であることが好ましい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本願発明者が行った実験について説明する。この実験では、先ず、表１に示す化学組成を有する２３種類の鋼材を用いて、表２に示す３０種類の厚さが１．２ｍｍの供試材を作製した。なお、各鋼材の残部はＦｅ及び不純物である。
　各供試材の作製では、実験室にて溶製したスラブの熱間圧延及び冷間圧延を行った。供試材Ｎｏ．１の作製では、冷間圧延により得られた冷延鋼板に、片面あたりのめっき付着量が１２０ｇ／ｍ２のＡｌめっきを行った。供試材Ｎｏ．２の作製では、冷間圧延により得られた冷延鋼板に、片面あたりのめっき付着量が６０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを行い、その後に合金化処理を行った。合金化処理では、溶融亜鉛めっき膜中のＦｅ含有量を１５質量％とした。Ａｌめっき及び溶融亜鉛めっきは、めっきシミュレータを用いて行い、めっきシミュレータにおける焼鈍温度は８２０℃であり、８２０℃から５００℃までの平均冷却速度は５℃／秒あった。
　各供試材を作製した後には、各供試材から、厚さが１．２ｍｍ、幅が１００ｍｍ、長さが２００ｍｍの鋼片を切り出し、表２に示す条件での熱処理（加熱及び冷却）を行った。この熱処理では、鋼片に熱電対を貼付しておき、第１の冷却での平均冷却速度及び第２の冷却での平均冷却速度を測定した。また、冷却中の膨張率の変化の解析結果からフェライトの析出開始温度を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱処理後には、これら鋼片の各々について、引張試験及び鋼組織の観察を行った。引張試験では、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）の測定を行った。引張強度及び全伸びの測定では、各鋼片から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いた。鋼組織の観察では、フェライトの面積率及びマルテンサイトの面積率を求めた。これらの面積率は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。電子顕微鏡観察の視野の面積は８ｍｍ２とした。これらの結果を表３に示す。なお、引張試験及び鋼組織の観察の対象の鋼片には熱間プレスを行っていないが、この鋼片の機械的性質は、本実験の熱処理と同様の熱履歴を成形時に受けて作製された熱間プレス鋼板部材の機械的性質を反映する。つまり、成形を伴う熱間プレスの有無に拘わらず、熱履歴が実質的に同一であれば、その後の機械的性質も実質的に同一になる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、供試材Ｎｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７、及びＮｏ．２９は本発明例であり、優れた引張強度及び延性を示した。
　一方、供試材Ｎｏ．２、Ｎｏ．３、及びＮｏ．３０は、製造条件が本発明範囲外であり、熱処理後の鋼組織も本発明範囲外であったため、十分な引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．５、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３、及びＮｏ．２８は、鋼材の化学組成が本発明範囲外であり、熱処理後の鋼組織も本発明範囲外であったため、十分な延性が得られなかった。供試材Ｎｏ．７は、鋼材の化学組成が本発明範囲外であったため、十分な延性が得られなかった。供試材Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０、及びＮｏ．１２は、製造条件が本発明範囲外であり、熱処理後の鋼組織も本発明範囲外であったため、十分な延性が得られなかった。供試材Ｎｏ．２５は、鋼材の化学組成が本発明範囲外であり、熱処理後の鋼組織も本発明範囲外であったため、十分な引張強度が得られなかった。
　本発明は、例えば、優れた引張強度及び延性が重要視される自動車のボディー構造部品等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０％～０．２４％、
    　Ｓｉ：０．００１％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．２％～２．３％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～０．１５％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．００５％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　面積％で、フェライト：１０％～７０％、マルテンサイト：３０％～９０％、フェライト及びマルテンサイトの合計面積率：９０％～１００％である鋼組織を有し、
    　鋼中の全Ｔｉのうちの９０％以上が析出し、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間プレス鋼板部材。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～０．１５％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間プレス鋼板部材。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間プレス鋼板部材。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱間プレス鋼板部材。
  6. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０％～０．２４％、
    　Ｓｉ：０．００１％～２．０％、
    　Ｍｎ：１．２％～２．３％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｔｉ：０．０６０％～０．２０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ｎｂ：０％～０．２０％、
    　Ｖ　：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～０．１５％、
    　Ｃｕ：０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０％～１．０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１％、
    　Ｂ　：０％～０．００５％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　鋼中の全Ｔｉのうちの７０％以上が析出していることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
  7. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２０％、
    　Ｖ　：０．００３％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～０．１５％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、及び
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の熱間プレス用鋼板。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の熱間プレス用鋼板。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００５％を含有することを特徴とする請求項６乃至８のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
  11. 　請求項６乃至１０のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板を、Ａｃ３点～Ａｃ３点＋１００℃の温度域に１分間～１０分間加熱する工程と、
    　前記加熱の後に、熱間プレスを行う工程と、
    　を有し、
    　前記熱間プレスを行う工程は、
    　６００℃～７５０℃の温度域で第１の冷却を行う工程と、
    　１５０℃～６００℃の温度域で第２の冷却を行う工程と、
    　を有し、
    　前記第１の冷却では、平均冷却速度を３℃／秒～２００℃／秒として６００℃～７５０℃の温度域でフェライトを析出し始めさせ、
    　前記第２の冷却では、平均冷却速度を１０℃／秒～５００℃／秒とすることを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
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