WO2015102051A1 - 熱間成形部材およびその製造方法 - Google Patents

熱間成形部材およびその製造方法 Download PDF

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PCT/JP2014/050027
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林　宏太郎
関　彰
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-formed member used for machine structural parts such as body structural parts and underbody parts of automobiles, and a manufacturing method thereof.
  • the present invention has an excellent ductility in which the total elongation in the tensile test is 15% or more and an impact value in the Charpy test at 0 ° C. of 20 J / cm while having a tensile strength of 900 MPa to 1300 MPa.
  • the present invention relates to a hot-formed member having excellent impact characteristics of 2 or more, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 in a method called hot press in which a heated steel plate is press-formed, a member having a complicated shape can be formed from a high-strength steel plate with high dimensional accuracy.
  • the hot pressing process the steel sheet is processed in a state of being heated to a high temperature, so that the steel sheet at the time of processing is soft and has high ductility.
  • the steel sheet is heated to an austenite single-phase region before pressing, and the steel sheet is rapidly cooled (quenched) in the mold after pressing to increase the strength of the member by martensitic transformation. Can also be achieved. Therefore, the 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 a steel plate is formed into a predetermined shape in advance at room temperature, the member obtained thereby is heated to an austenite region, and further quenched in a mold to increase the strength of the member.
  • a pre-press quench method to achieve is disclosed.
  • the pre-press quench method which is an aspect of hot pressing, can restrain a member from being deformed due to thermal strain by restraining the member with a mold.
  • the pre-press quench method is an excellent molding method capable of increasing the strength of a member and obtaining high dimensional accuracy.
  • Patent Document 3 the steel sheet is heated in a two-phase temperature range of ferrite and austenite to press the steel sheet in a state in which the metal structure of the steel sheet has a ferrite-austenite two-phase structure.
  • a member having high strength and excellent ductility is obtained by rapidly cooling the steel sheet to change the metal structure of the steel sheet to a ferrite-martensite two-phase structure.
  • the elongation of the member obtained by the above technique is about 10% or less, the member disclosed in Patent Document 3 is not sufficiently excellent with respect to ductility.
  • a member that requires excellent shock absorption characteristics such as a member required in the technical field related to automobiles, has a ductility superior to that of the above member, specifically, an elongation of 15% or more. Necessary, preferably 18% or more, more preferably 21% or more is required.
  • Patent Document 4 a steel plate in which Si and Mn are positively added is preheated to a ferrite-austenite two-phase temperature range, and then forming and quenching are simultaneously performed on the steel plate using a deep drawing device, A technique for obtaining a member having high strength and excellent ductility by changing the metal structure of the obtained member to a multiphase structure containing ferrite, martensite, and austenite is disclosed.
  • isothermal holding treatment at 300 ° C. to 400 ° C., that is, austempering treatment on the steel sheet. Therefore, the die of the deep drawing apparatus of Patent Document 4 must be controlled to be heated to 300 ° C. to 400 ° C.
  • Patent Document 5 a steel plate to which Si and Mn are positively added is preheated to a two-phase temperature region or an austenite single-phase region, and then formed into a steel plate and rapidly cooled to reach a predetermined temperature.
  • a technique for obtaining a member having high strength and excellent ductility by simultaneously reheating the obtained member and thereby making the metal structure of the member into a multiphase structure containing martensite and austenite. Is disclosed.
  • the manufacturing method according to the above-described technique has a problem that the tensile strength of the member varies significantly depending on the rapid cooling conditions, specifically, the temperature at which cooling is stopped. Furthermore, the process problem that the control of the cooling stop temperature is extremely difficult is unavoidable in the above manufacturing method.
  • the manufacturing method according to Patent Document 5 requires a further heat treatment step of reheating. Therefore, the manufacturing method according to Patent Document 5 is significantly less productive than the conventional method for manufacturing a hot-formed member.
  • the second phase such as martensite is sparse in the metal structure of the member. It becomes easy to be distributed. This causes a problem that the impact characteristics of the member are significantly deteriorated.
  • Non-Patent Document 1 contains tens of% retained austenite obtained by hot rolling a 0.1% C-5% Mn alloy and further reheating, has high strength, A steel material that is extremely excellent in ductility is disclosed.
  • the chemical composition of the hot-formed member is optimized, and further, the heat treatment temperature in the hot-forming step is strictly controlled near the A 1 point, thereby reducing the retained austenite. It is possible to produce hot-formed members containing.
  • the influence of heating time on tensile strength and elongation is extremely large. In order to suppress changes in the tensile strength and elongation obtained, heating for 30 minutes or more is required. Such structure control by heating for a long time cannot be applied to the production technology of a hot-formed member in consideration of productivity and the surface quality of the member.
  • the method disclosed in Non-Patent Document 1 tends to cause insufficient cementite dissolution, it is easily expected that the impact characteristics of the hot-formed member obtained by this technique are not sufficient.
  • An object of the present invention is to provide a hot-formed member having a tensile strength of 900 MPa or more, excellent in ductility and impact properties, and a method for producing the same, which have been impossible to mass-produce as described above. It is.
  • the metal structure of the hot-formed member is a metal structure containing a predetermined amount of austenite and containing fine austenite and martensite as a whole.
  • new findings have been obtained that the ductility and impact properties of hot-formed members are significantly improved.
  • it has the same chemical composition as the chemical composition of the hot-formed member described above, contains one or two selected from bainite and the martensite, and is made of cementite. New knowledge that this can be achieved by using a base steel sheet with a metal structure with crystal grains at a predetermined number density as a raw material for hot forming members and by optimizing the heat treatment conditions during hot forming. Obtained.
  • the hot-formed member according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.05% to 0.40%, Si: 0.5% to 3.0%, Mn: 1.2% to 8.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, sol.
  • Al 0.001% to 2.0%, N: 0.01% or less, Ti: 0% to 1.0%, Nb: 0% to 1.0%, V: 0% to 1.0%, Cr: 0% to 1.0%, Mo: 0% to 1.0%, 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 0.01%, Bi: 0% to 0.01%, And the balance: Fe and impurities, containing 10 area% to 40 area% austenite, and having a total number density of the austenite crystal grains and martensite crystal grains of 1.0 / ⁇ m 2 or more It has a structure and a tensile strength of 900 MPa to 1300 MPa.
  • the hot-formed member according to the above (1) has the chemical composition of mass%, Ti: 0.003% to 1.0%, Nb: 0.003% to 1.0%, V : 0.003% to 1.0%, Cr: 0.003% to 1.0%, Mo: 0.003% to 1.0%, Cu: 0.003% to 1.0%, and Ni: One or more selected from the group consisting of 0.003% to 1.0% may be contained.
  • the chemical composition is, by mass%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.00.
  • One or more selected from the group consisting of 01%, REM: 0.0003% to 0.01%, and Zr: 0.0003% to 0.01% or less may be contained.
  • a method for producing a hot-formed member according to another aspect of the present invention has the same chemical composition as the chemical composition of the hot-formed member according to any one of (1) to (5). And a Mn content of 2.4% by mass to 8.0% by mass, containing one or two types selected from bainite and martensite in a total of 70% by area or more, and the cementite crystal grains are
  • the earth steel including the step of cooling under the condition average cooling rate is 5 ° C. / sec ⁇ 500 ° C. / sec at a temperature range of 600 °C ⁇ 150 °C.
  • a method for producing a hot-formed member according to another aspect of the present invention has the same chemical composition as the chemical composition of the hot-formed member according to any one of (1) to (5) above. Further, the Mn content is 1.2% by mass or more and less than 2.4% by mass, and one or two kinds selected from bainite and martensite are contained in total of 70% by area or more, and cementite crystal grains there a heating step of heating to 1.0 pieces / [mu] m temperature range of less than 3 points 670 ° C. or higher 780 ° C. below and Ac the basis steel sheet having existing metal structure by two or more number density, next to the heating step, the A holding step of holding the temperature of the base steel plate in the temperature range of 670 ° C.
  • the average cooling rate of the base steel sheet in the temperature range of 600 ° C. to 500 ° C. is 5 ° C./second to 500 ° C./second and in the temperature range of less than 500 ° C. and 150 ° C. or more. Cooling step of cooling under the condition of 5 ° C./second to 20 ° C./second.
  • a technically valuable effect is achieved, that is, for the first time, a hot-formed member having a tensile strength of 900 MPa or more that is extremely excellent in ductility and excellent in impact characteristics can be put into practical use.
  • hot forming will be described by taking a hot press as a specific embodiment as an example. However, if substantially the same manufacturing conditions as the manufacturing conditions disclosed in the following description are achieved, a molding method other than hot pressing, such as roll molding, may be adopted as the hot molding method. .
  • C (C: 0.05% to 0.40%) C is a very important element that enhances the hardenability of steel and has the strongest influence on the strength of the hot-formed member after quenching. If the C content is less than 0.05%, it becomes difficult to ensure a tensile strength of 900 MPa or more after quenching. Therefore, the C content is 0.05% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.40%, the impact characteristics of the hot-formed member are significantly deteriorated. Therefore, the C content is set to 0.40% or less. In order to improve the weldability of the hot-formed member, the C content is preferably 0.25% or less. In order to stably secure the strength of the hot-formed member, the C content is preferably set to 0.08% or more.
  • Si 0.5% to 3.0%
  • Si is a very effective element in order to stably secure the strength of the steel after quenching. Furthermore, by adding Si, austenite in the metal structure is increased, and the ductility of the hot-formed member is improved. If the Si content is less than 0.5%, it is difficult to obtain the above effect. In particular, when austenite is insufficient in this embodiment, the required ductility cannot be obtained, which is extremely disadvantageous for industrial use. Therefore, the Si content is 0.5% or more. Note that when the Si content is 1.0% or more, the ductility is further improved. Therefore, the Si content is preferably 1.0% or more.
  • the Si content is 3.0% or less.
  • the Si content is preferably 2.5% or less.
  • Mn is a very effective element in order to improve the hardenability of steel and to secure the strength after quenching stably. Furthermore, Mn also has the effect of increasing the ductility of the hot formed member after quenching. However, if the Mn content is less than 1.2%, these effects cannot be obtained sufficiently, and it becomes very difficult to ensure a tensile strength of 900 MPa or more after quenching. Therefore, the Mn content is 1.2% or more. When the Mn content is 2.4% or more, the ductility of the hot-formed member is further increased, and slow cooling after hot forming described later is not necessary in the manufacturing process, and the productivity is remarkably improved.
  • Mn content shall be 2.4% or more.
  • austenite is excessively generated in the hot-formed member, and delayed fracture tends to occur. Therefore, the Mn content is 8.0% or less.
  • the Mn content is preferably 6.0% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity inevitably contained in steel.
  • P has an effect of increasing the strength of the steel by solid solution strengthening, and therefore P may be positively included.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably set to 0.02% or less.
  • the P content is preferably set to 0.003% or more.
  • the P content is preferably set to 0.003% or more.
  • S is an impurity contained in steel, and in order to improve weldability, the lower the S content, the better. If the S content is more than 0.01%, the weldability deteriorates to an unacceptable extent. Therefore, the S content is 0.01% or less. In order to further prevent deterioration of weldability, the S content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.0015% or less. The smaller the S content, the better. Therefore, it is not necessary to define the lower limit of the S content. That is, the lower limit of the S content is 0%.
  • sol.Al 0.001% to 2.0% sol.
  • Al refers to solid solution Al present in steel in a solid solution state.
  • Al is an element having a function of deoxidizing steel, and is also an element having a function of preventing carbonitride forming elements such as Ti from being oxidized and promoting the formation of carbonitride. By these actions, generation of surface flaws in the steel material can be suppressed and the production yield of the steel material can be improved.
  • 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. In order to obtain the above action more reliably, sol.
  • the Al content is preferably 0.01% or more. On the other hand, sol.
  • the Al content is 2.0% or less. In order to more reliably avoid the above phenomenon, sol.
  • the Al content is preferably 1.5% or less.
  • N is an impurity inevitably contained in steel, and in order to improve weldability, it is preferable that the N content is low.
  • the N content exceeds 0.01%, the decrease in weldability of the hot-formed member becomes significant to an unacceptable level. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less. The smaller the N content, the better. Therefore, it is not necessary to define the lower limit of the N content. That is, the lower limit of the N content is 0%.
  • the balance is Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed due to various factors in the manufacturing process, such as ore or scrap, when industrially manufacturing steel materials, and are characteristic of the hot-formed member according to the present embodiment. It means that the content is allowed within a range that does not adversely affect.
  • the hot forming member according to the embodiment may further contain an element as described below as an optional component.
  • limit the lower limit of arbitrary element content is 0%.
  • any of these elements is an effective element for enhancing the hardenability of the hot-formed member and stably securing the strength of the hot-formed member after quenching. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types among these elements. However, if Ti, Nb, and V are contained in amounts exceeding 1.0%, it is difficult to perform hot rolling and cold rolling in the manufacturing process.
  • any of these elements contributes to inclusion control, in particular, fine dispersion of inclusions, and has an effect of increasing the low temperature toughness of the hot formed member. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types among these elements. However, if any element is contained in excess of 0.01%, the surface properties of the hot-formed member may be deteriorated. Therefore, when each element is contained, the content of each element is as described above.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y, and a lanthanoid
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • B is an element having an effect of increasing the low temperature toughness of the hot formed member. Therefore, B may be contained in the hot-formed member. However, if B is contained in excess of 0.01%, the hot workability of the base steel sheet is deteriorated, making it difficult to perform hot rolling. Therefore, when B is contained in the hot-formed member, the B content is 0.01% 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.
  • Bi 0% to 0.01%
  • Bi is an element having an action of suppressing cracking during deformation of the hot-formed member. Therefore, Bi may be included in the hot-formed member. However, if Bi is included in an amount exceeding 0.01%, the hot workability of the base steel sheet is deteriorated, making it difficult to perform hot rolling. Therefore, when Bi is contained in the hot-formed member, the Bi content is 0.01% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action
  • the structure of the metal structure described below is a structure at a position from about 1/2 t to about 1/4 t of the plate thickness and not the center segregation portion.
  • the center segregation part may have a metal structure different from a typical metal structure of a steel material.
  • the center segregation portion is a minute region with respect to the entire plate thickness, and hardly affects the characteristics of the steel material. That is, it cannot be said that the metal structure of the central segregation part represents the metal structure of the steel material.
  • the definition of the metal structure of the hot-formed member according to the present embodiment is assumed to be at a position from about 1/2 t to about 1/4 t of the plate thickness and not at the center segregation portion.
  • “1 / 2t position” indicates a position that is 1/2 the thickness of the member thickness t from the surface of the hot-formed member
  • “1 ⁇ 4t position” indicates the hot-formed member. The position which is 1/4 of the member thickness t from the surface of is shown.
  • the ductility of the hot-formed member is significantly improved. If the area ratio of austenite is less than 10%, it is difficult to ensure excellent ductility. Therefore, the area ratio of austenite is 10% or more. In addition, making the area ratio of austenite 18% or more contributes to making the elongation of the hot-formed member 21% or more and exhibiting excellent ductility in the hot-formed member. Therefore, the area ratio of austenite is preferably 18% or more. On the other hand, if the area ratio of austenite exceeds 40%, delayed fracture tends to occur in the hot-formed member. Therefore, the area ratio of austenite is 40% or less. In order to reliably prevent the occurrence of delayed fracture, the austenite area ratio is preferably set to 32% or less.
  • the method for measuring the area ratio of austenite is well known to those skilled in the art, and can also be measured by a conventional method in this embodiment. In examples shown later, the area ratio of austenite was determined by X-ray diffraction.
  • the metal structure of the hot-formed member is a total of 1.0 / ⁇ m 2 for austenite and martensite.
  • Metal structure present at a number density of In order to obtain the above-mentioned impact property improvement effect more reliably, the lower limit of the total number density of austenite and martensite crystal grains is more preferably 1.3 / ⁇ m 2 .
  • the total number density of austenite particles and martensite particles is preferably as large as possible. This is because as the total number density of the austenite particles and martensite particles is larger, the localization of deformation is suppressed and the impact characteristics are further improved.
  • the number density of austenite particles and martensite particles can be determined by the following method. First, a test piece is sampled from the hot-formed member along the rolling direction of the base steel sheet that is the raw material of the hot-formed member and the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the number density of austenite particles and martensite particles is calculated by image analysis of the electron micrograph of the 800 ⁇ m square region obtained in this way.
  • the austenite particles and martensite particles can be easily distinguished from surrounding structures by using an electron microscope. It is not necessary to define the average crystal grain size of austenite particles and martensite particles. Generally, when the average crystal grain size is large, the strength of steel may be adversely affected. However, if the number density described above is achieved, the particle sizes of the austenite particles and martensite particles will not be coarsened.
  • one or more of ferrite, bainite, cementite and pearlite may be contained in the hot-formed member. If the contents of austenite and martensite are within the above specified range, the contents of ferrite, bainite, cementite and pearlite are not particularly specified.
  • the tensile strength of the hot-formed member according to this embodiment is 900 MPa or more. By having such tensile strength, it is possible to achieve weight reduction of various members using the steel plate according to the present embodiment. However, if the tensile strength exceeds 1300 MPa, brittle fracture tends to occur in the steel sheet. Therefore, the upper limit of the tensile strength of the steel sheet is 1300 MPa. Such tensile strength is achieved by the above-described chemical components and the production method described later.
  • the quenched structure contains 10 to 40 area% austenite as described above, and includes austenite and martensite. It is necessary to have a metal structure in which the total number density of site crystal grains is 1.0 / ⁇ m 2 or more.
  • such a metal structure has the same chemical composition as the above-mentioned hot-formed member, and contains one or two selected from bainite and martensite in a total of 70 area% or more, Heating the base steel sheet having a metal structure having a number density of cementite crystal grains of 1.0 pieces / ⁇ m 2 or more to a temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C. and less than Ac 3 points in the heating step; Next, in the holding step, the temperature of the base steel plate is held in a temperature range of 670 ° C. or higher and lower than 780 ° C. and less than Ac 3 points for 2 to 20 minutes, and then in the hot forming step, the base steel plate is hot pressed.
  • a temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C. and less than Ac 3 points means “a temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C.” if Ac 3 points is 780 ° C. or more, and Ac 3 points is less than 780 ° C. In this case, “a temperature range of 670 ° C. or more and less than Ac 3 points” is indicated.
  • the base steel sheet is averaged in the temperature range of 600 ° C. to 150 ° C. in the cooling step after the hot forming step. Cooling is performed at a cooling rate of 5 ° C./second to 500 ° C./second.
  • the average cooling rate is 5 in the temperature range of 600 ° C. to 500 ° C. in the cooling step after the hot forming step.
  • the cooling is performed under the condition that the average cooling rate is 5 ° C./second to 20 ° C./second in a temperature range of from 500 ° C./second to 500 ° C./second and less than 500 ° C. and 150 ° C.
  • the base steel sheet to be subjected to hot pressing has the same chemical composition as that of the hot-formed member described above, and a total of one or two selected from bainite and martensite is 70 area% or more.
  • a base steel plate having a metal structure containing cementite crystal grains with a number density of 1.0 / ⁇ m 2 or more is used.
  • This base steel plate is, for example, a hot-rolled steel plate, a cold-rolled steel plate, a hot-dip galvanized cold-rolled steel plate, or an alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel plate.
  • the base steel sheet having the metal structure is hot-pressed under the heat treatment conditions described later, thereby having the above-described metal structure, a tensile strength of 900 MPa or more, and excellent ductility and impact characteristics.
  • An intermediate formed member is obtained.
  • the above-described definition of the metal structure of the base steel sheet is performed at a position from about 1/2 t to about 1/4 t of the plate thickness and not the center segregation portion.
  • the reason why the metal structure of the base steel sheet is defined at this position is that the metal structure of the hot-formed member is located at a position of about 1/2 t to about 1/4 t of the plate thickness and is center segregated. This is the same reason as that specified at a position that is not a part.
  • the total area ratio of bainite and martensite in the base steel sheet is 70% or more, in the heating process of the hot press described later, the metal structure of the hot-formed member described above is formed, and the strength after quenching is stabilized. It becomes easy to secure. Therefore, the total area ratio of bainite and martensite in the base steel plate is preferably 70% or more. Although it is not necessary to specify the upper limit of the total area ratio of bainite and martensite, in order to make the cementite crystal grains present at a number density of 1.0 particles / ⁇ m 2 or more, the upper limit of the substantial total area ratio is It becomes about 99.5 area%.
  • a method for measuring the area ratio of each of bainite and martensite is well known to those skilled in the art, and can be measured by a conventional method also in this embodiment.
  • the area ratios of bainite and martensite were determined by image analysis of an electron microscope image of the metal structure.
  • the cementite crystal grains in the base steel sheet become precipitation nuclei for austenite and martensite during heating and cooling during hot pressing.
  • the total number density of austenite and martensite needs to be 1.0 piece / ⁇ m 2 or more.
  • the cementite crystal grains be present at a number density of 1.0 / ⁇ m 2 or more.
  • the total number density of austenite and martensite in the hot-formed member may be less than 1.0 / ⁇ m 2 .
  • the number density of cementite can be determined by the following method. First, a test piece is sampled from the base steel plate along the rolling direction of the base steel plate and the direction perpendicular to the rolling direction. Next, the cross section along the rolling direction of the test piece and the metal structure of the cross section perpendicular to the rolling direction are photographed with an electron microscope.
  • the number density of cementite is calculated by image analysis of the electron micrograph of the 800 ⁇ m square region obtained in this way. Distinguishing the cementite particles from the surrounding tissue can be easily performed using an electron microscope. It is not necessary to define the average crystal grain size of cementite particles. If the above-described number density is achieved, coarse cementite will not precipitate to such an extent that it adversely affects the steel material.
  • the hot-rolled steel sheet that satisfies the conditions required for the base steel sheet in the present embodiment is, for example, subjected to finish rolling in a temperature range of 900 ° C. or less on a slab having the same chemical composition as the chemical composition of the hot-formed member described above. Then, the steel sheet after finish rolling can be manufactured by rapidly cooling to a temperature range of 600 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./second or higher.
  • the cold-rolled steel sheet satisfying the requirements for the base steel sheet in the present embodiment is, for example, annealing the hot-rolled steel sheet at Ac 3 points or higher and rapidly cooling to a temperature range of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 5 ° C./second or higher. Can be manufactured.
  • the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet and alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet satisfying the requirements for the base steel sheet in the present embodiment are obtained, for example, by subjecting the cold-rolled steel sheet to hot-dip galvanization and alloyed hot-dip galvanization, respectively. Can be manufactured.
  • Heating temperature of the base steel sheet temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C. and less than Ac 3 points
  • Heating temperature and holding time of the base steel plate 670 ° C. or higher and lower than 780 ° C. and less than 3 points of Ac for 2 minutes to 20 minutes
  • the base steel sheet is heated to a temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C. and less than Ac 3 points (° C.).
  • the temperature of the base steel plate is held in the above temperature range, that is, a temperature range of 670 ° C. or more and less than 780 ° C.
  • Ac 3 point is a temperature defined by the following formula (i) obtained by experiment, and when the steel is heated to a temperature range of Ac 3 point or higher, the metal structure of the steel becomes an austenite single phase.
  • the holding temperature in the holding step is set to 670 ° C. or higher.
  • the holding temperature is 780 ° C. or higher or Ac 3 points or higher, a sufficient amount of austenite is not contained in the metal structure of the hot-formed member after quenching, and the ductility of the hot-formed member is significantly deteriorated. To do. Further, when the holding temperature is 780 ° C.
  • the holding temperature is less than 780 ° C. and less than Ac 3 points.
  • the holding temperature is preferably set to 680 ° C. to 760 ° C. If the holding time in the holding step is less than 2 minutes, it is difficult to stably ensure the strength of the hot-formed member after quenching. Accordingly, the holding time is 2 minutes or more.
  • the holding time is 20 minutes or less.
  • the holding time is preferably set to 3 minutes to 15 minutes.
  • the heating rate up to a temperature range of 670 ° C. or higher and lower than 780 ° C. and lower than Ac 3 point need not be particularly limited. However, it is preferable to heat the steel sheet at an average heating rate of 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. However, if high-frequency heating or the like is used, the heating temperature can be accurately controlled even if heating is performed at a heating rate exceeding 100 ° C./second.
  • the average cooling rate in the temperature range of 150 ° C. to 600 ° C. is less than 5 ° C./second, soft ferrite and pearlite are excessively generated in the hot-formed member, and it is difficult to secure a tensile strength of 900 MPa or more after quenching. It becomes. Therefore, the average cooling rate in the temperature range is set to 5 ° C./second or more.
  • the upper limit value of the average cooling rate in the cooling step varies depending on the Mn content of the base steel sheet. When the Mn content of the base steel sheet is 2.4% by mass to 8.0% by mass, there is no need to particularly limit the upper limit value of the average cooling rate.
  • the average cooling rate in the temperature range of 150 ° C. to 600 ° C. is 500 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range is preferably 200 ° C./second or less.
  • the Mn content of the base steel sheet is 1.2% or more and less than 2.4%, it is necessary to perform slow cooling in a temperature range of less than 500 ° C and 150 ° C or more in order to increase the ductility of the hot-formed member. is there.
  • the Mn content of the base steel sheet is 1.2% or more and less than 2.4%, specifically, an average cooling rate of 5 ° C./second to 20 ° C./second in a temperature range of less than 500 ° C. and 150 ° C. or more. More specifically, it is preferable to control the cooling rate as described below.
  • the heat capacity of the steel mold may be changed by changing the dimensions of the mold. If the mold dimensions cannot be changed, the cooling rate can also be changed by using a fluid cooling mold and changing the flow rate of the cooling medium.
  • the cooling rate can also be changed by using a mold having grooves cut in advance and flowing a cooling medium (water or gas) through the grooves during pressing.
  • the cooling rate can also be changed by operating the press machine during pressing to separate the mold and the hot forming member and flowing gas between them.
  • the cooling rate can also be changed by changing the mold clearance and changing the contact area between the mold and the steel plate (hot forming member).
  • the following means can be considered as means for changing the cooling rate around 500 ° C.
  • the hot forming member is moved to a mold having a different heat capacity or a mold heated to over 100 ° C. to change the cooling rate;
  • the cooling rate is changed by changing the flow rate of the cooling medium in the mold immediately after reaching 500 ° C .;
  • the pressing machine is operated to separate the mold and the hot forming member, and a gas is flowed between them, and the flow rate of this gas is changed to change the cooling rate.
  • the form of molding in the hot press method in this embodiment is not particularly limited.
  • Exemplified molding forms are bending, drawing, stretch molding, hole expansion molding, and flange molding. What is necessary is just to select a preferable thing from the above-mentioned shaping
  • molding forms suitably according to the kind and shape of the target hot forming member.
  • Representative examples of hot forming members include door guard bars and bumper reinforcement, which are reinforcing parts for automobiles.
  • the hot-formed member is a bumper reinforcement
  • the above-mentioned hot-formed member that is an alloyed hot-dip galvanized steel sheet of a predetermined length is prepared, and the above-mentioned conditions are set in the mold. Processing such as bending may be performed sequentially.
  • hot forming has been described by exemplifying hot pressing which is a specific aspect, but the manufacturing method according to the present embodiment is not limited to hot pressing.
  • the manufacturing method according to the present embodiment can be applied to any hot forming including a means for cooling a steel sheet at the same time as forming or immediately after forming, similarly to hot pressing.
  • An example of such hot forming is roll forming.
  • the hot-formed member according to this embodiment is characterized by excellent ductility and impact characteristics.
  • the hot-formed member according to the present embodiment preferably has ductility such that the total elongation in the tensile test is 15% or more. More preferably, the total elongation in the tensile test of the hot-formed member according to this embodiment is 18% or more. Most preferably, the total elongation in the tensile test of the hot-formed member according to this embodiment is 21% or more.
  • the hot-formed member according to the present embodiment has an impact characteristic that an impact value of a Charpy test at 0 ° C. is 20 J / cm 2 or more. A hot-formed member having such characteristics is realized by satisfying the above-mentioned regulations concerning chemical composition and metal structure.
  • shot blasting is usually applied to the hot formed member for scale removal.
  • This shot blasting treatment has the effect of introducing compressive stress into the surface of the material to be treated. Therefore, subjecting the hot-formed member to the shot blasting treatment has the advantages of suppressing delayed fracture in the hot-formed member and improving the fatigue strength of the hot-formed member.
  • a steel plate having the chemical composition shown in Table 1 and the thickness and metal structure shown in Table 2 was used as the base steel plate.
  • These base steel sheets are obtained by hot rolling a slab melted in a laboratory (referred to as a hot rolled steel sheet in Table 2), or cold rolling and recrystallization annealing of a hot rolled steel sheet. It is a steel plate manufactured by (denoted as a cold-rolled steel plate in Table 2). In addition, by using a plating simulator, some steel plates were subjected to hot dip galvanizing treatment (plating adhesion amount per side was 60 g / m 2 ) or alloyed hot dip galvanizing treatment (plating adhesion amount per side was 60 g / m 2 ). m 2 , Fe content in the plating film was 15% by mass). In Table 2, each is described as a hot dip galvanized steel sheet and an alloyed hot dip galvanized steel sheet. Further, a steel sheet that was cold-rolled (denoted as “full hard” in Table 2) was also used.
  • Specimens produced in the examples and comparative examples are not subjected to hot pressing with a mold, but receive the same thermal history as that of hot-formed members. Accordingly, the mechanical properties of the test material are substantially the same as those of a hot-formed member having the same thermal history.
  • the heat-treated specimen was machined to produce a V-notch test piece having a thickness of 1.2 mm.
  • V-notch test pieces were stacked and screwed, and then subjected to a Charpy impact test.
  • the direction of the V notch was parallel to the rolling direction.
  • the impact value at 0 ° C. was 20 J / cm 2 or more, it was determined that the impact characteristics were “good”.
  • the heat-treated specimen was descaled, and then the presence or absence of scale residue on the specimen surface was confirmed. Those in which scale residue occurred were judged to be comparative examples having poor surface properties. Also, the heat-treated specimen was immersed in 0.1N normal hydrochloric acid to confirm whether or not delayed fracture occurred. Those in which delayed fracture occurred were judged to be comparative examples having poor delayed fracture resistance.
  • Table 4 shows the results of tests simulating these hot presses.
  • Specimen No. which is an example of the present invention in Table 4. 1 to 3, 8, 9, 11, 13, 15, 18, 20, 21, 25, 26, 30 and 32 had high tensile strength of 900 MPa or more and excellent ductility and impact characteristics. Furthermore, these sample materials of the present invention had no scale residue after descaling, that is, excellent surface properties, and the cut end surfaces did not crack during hydrochloric acid immersion, that is, excellent delayed fracture resistance.
  • the test material No. No. 4 because the cooling rate was out of the range defined in the present invention, the target tensile strength could not be obtained.
  • the test material No. 10 the metal structure of the base steel plate deviated from the range specified in the present invention, and thus the target tensile strength could not be obtained.
  • Specimen No. 12 had a poor ductility because the cooling rate was out of the range defined in the present invention. Since the test materials No.
  • Specimen No. 14 and 16 were out of the range specified in the present invention, the ductility and impact characteristics were poor.
  • Specimen No. 17 had a poor ductility because the heating temperature was outside the range defined in the present invention.
  • Sample No. No. 19 had a bad impact property because the chemical composition was outside the range defined in the present invention. Since test material No. 22 was outside the range defined in the present invention, the target tensile strength could not be obtained.
  • Specimen No. 27 was poor in ductility because the chemical composition was outside the range defined in the present invention.
  • Specimen No. No. 23 is an example in which the holding time is out of the range defined in the present invention. 28 and 31 are examples in which the chemical composition is outside the range defined in the present invention.
  • the test material No. In 1-3, 7-9, 11, 13, 15, 17, 19 and 21 the Si content is in a preferable range, and the ductility is further improved.
  • the test material No. 2, 8, 11, 17, 19, and 21 are in a preferable range of the area ratio of austenite, and the ductility is very good.

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Abstract

　本発明に係る熱間成形部材は、所定の化学組成を有し、１０面積％～４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ～１３００ＭＰａである。

Description

熱間成形部材およびその製造方法
　本発明は、例えば自動車のボディー構造部品および足回り部品等の、機械構造部品等に使用される熱間成形部材、およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、９００ＭＰａ～１３００ＭＰａの引張強度を有しながら、引張試験での全伸びが１５％以上となる優れた延性と、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる優れた衝撃特性とを有する熱間成形部材、およびその製造方法に関する。
　近年、自動車の軽量化のために、車体に使用する鋼材を高強度化して、鋼材の使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に関する技術分野にて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、複雑な形状を有する部材を製造することが困難になる。具体的には、鋼板強度の増加によって鋼板の延性が低下し、これにより、部材中の加工度が高い部位で破断が生じ、および／または、部材のスプリングバックおよび壁反りが大きくなり部材の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９００ＭＰａ級以上の引張強度を有する鋼板にプレス成形を適用することにより複雑な形状を有する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、ロール成形は、長手方向に一様な断面を有する部材の製造方法にしか適用できない。
　一方、特許文献１に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、高強度鋼板から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。なぜなら、熱間プレス工程では、高温に加熱された状態で鋼板が加工されるので、加工時の鋼板は軟質であり、かつ高延性を有しているからである。さらに、熱間プレスでは、鋼板をプレス加工前にオーステナイト単相域に加熱しておき、プレス加工後に鋼板を金型内で急冷（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も達成できる。したがって、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、室温にて鋼板を予め所定の形状に成形し、これにより得られた部材をオーステナイト域に加熱し、さらに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。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、熱歪による部材の変形を抑制することができる。予プレスクエンチ法は、部材を高強度化し、且つ高い寸法精度を得ることができる優れた成形方法である。
　しかし、近年は、熱間成形部材には優れた衝撃吸収特性も要求されている。すなわち、熱間成形部材には、優れた延性と優れた衝撃特性との両方が求められるようになってきている。特許文献１及び特許文献２に代表される従来技術は、斯かる要求に応えることが難しい。何故なら、これら従来技術によって得られる部材の金属組織は実質的にマルテンサイト単相であるからである。
　そこで、特許文献３には、鋼板をフェライトとオーステナイトとの二相温度域に加熱して鋼板の金属組織をフェライト－オーステナイト二相組織にした状態で鋼板をプレス加工し、次いで鋼板を金型内で急冷し、鋼板の金属組織をフェライト－マルテンサイト二相組織に変化させることによって、高強度かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。しかし、上記技術によって得られた部材の伸びは約１０％以下であるので、延性に関して、特許文献３に開示された部材は十分優れているわけではない。自動車に関する技術分野にて求められる部材のような、優れた衝撃吸収特性を必要とする部材は、上記部材よりさらに優れた延性を有すること、具体的には、１５％以上の伸びを有することが必要であり、好ましくは、１８％以上の伸び、さらに好ましくは２１％以上の伸びが求められる。
　ところで、ＴＲＩＰ鋼（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ　ｓｔｅｅｌ）およびＱ＆Ｐ鋼（Ｑｕｅｎｃｈ　＆　Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ　Ｓｔｅｅｌ）のための組織制御法を熱間プレス法に適用することによって、熱間プレス法にて得られる部材の延性を著しく高めることが可能になる。これは、後述するような特別な熱処理によって、残留オーステナイトが部材の金属組織に生じるためである。
　特許文献４には、ＳｉとＭｎとを積極的に添加した鋼板をフェライト－オーステナイト二相温度域に予め加熱しておき、次いで深絞り装置にて鋼板に成形と急冷とを同時に実施して、得られる部材の金属組織をフェライトとマルテンサイトとオーステナイトとを含有する複相組織に変化させることによって、高強度を有し、かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。オーステナイトを部材の金属組織中に含有させるためには、３００℃～４００℃での等温保持処理、すなわち、オーステンパー処理を鋼板に行うことが必要である。したがって、特許文献４の深絞り装置の金型は３００℃～４００℃に加熱制御されなければならない。さらに、特許文献４の実施例に記載されているように、部材に６０秒間程度の金型内保持を行うことが必要になる。しかし、オーステンパー処理を行う場合、保持温度および保持時間に応じて、鋼板の引張強度だけでなく、鋼板の伸びも著しく変動する。従って、オーステンパー処理を行う場合、安定した機械特性を確保することができない。さらに、本発明が対象とする鋼種のような、Ｓｉを多く含有する鋼をオーステンパー処理する場合、非常に硬質なマルテンサイトが金属組織中に生成しやすくなり、このマルテンサイトによって部材の衝撃特性が著しく劣化するという問題が発生する。
　特許文献５には、ＳｉとＭｎとを積極的に添加した鋼板を二相温度域、または、オーステナイト単相域に予め加熱しておき、次いで鋼板に成形と所定の温度に至るまでの急冷とを同時に行い、さらに得られた部材を再加熱し、これにより部材の金属組織をマルテンサイトおよびオーステナイトを含有する複相組織にすることによって、高強度を有し、かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。しかし、上述の技術による製造方法では、急冷条件、具体的には、冷却を停止する温度に応じて、部材の引張強度が著しく変動するという問題がある。さらに、冷却停止温度の制御が極めて難しい、といった工程上の問題も、上述の製造方法では不可避である。また、従来の熱間成形部材の製造方法とは異なり、特許文献５に係る製造方法では再加熱というさらなる熱処理工程が必要になる。したがって、特許文献５に係る製造方法は、従来の熱間成形部材の製造方法に対して著しく生産性が低い。加えて、特許文献５の実施例に記載されているように、特許文献５の製造方法では鋼板を高温に加熱する必要があるので、部材の金属組織中にマルテンサイトなどの第二相が疎に分布しやすくなる。このことは、部材の衝撃特性が著しく劣化するという問題を発生させる。
　したがって、ＴＲＩＰ鋼及びＱ＆Ｐ鋼のための組織制御法を用いることなく残留オーステナイトを含有する鋼板部材が得られる熱間成形法を、新たに検討しなければならない。
　一方、Ｍｎを積極的に添加した低炭素鋼をＡ１点近傍で熱処理することによって、優れた強度と優れた延性とを両立させた鋼材が得られる。例えば、非特許文献１には、０．１％Ｃ－５％Ｍｎ合金を熱間圧延し、さらに再加熱することによって得られる、数十％の残留オーステナイトを含有し、高強度を有し、かつ延性に極めて優れる鋼材が開示されている。
英国特許公報１４９０５３５号 日本国特開平１０－９６０３１号公報 日本国特開２０１０－６５２９２号公報 日本国特表２００９－５０８６９２号公報 日本国特開２０１１－１８４７５８号公報
熱処理，３７巻４号（１９９７），Ｐ．２０４
　上記非特許文献１に開示された方法のように、熱間成形部材の化学組成を適正化し、さらに、熱間成形工程における熱処理温度をＡ１点近傍に厳格に制御することによって、残留オーステナイトを含有する熱間成形部材を製造することは可能である。しかし、非特許文献１に開示された方法では、引張強度および伸びに及ぼす加熱時間の影響が極めて大きい。得られる引張強度および伸びの変化を抑制するためには、３０分間以上の加熱が必要とされる。このような長時間の加熱による組織制御は、生産性と、部材の表面品質とを考慮すると、熱間成形部材の生産技術に適用できない。さらに、上記非特許文献１に開示された方法では、セメンタイトの溶解が不十分になりやすいので、この技術で得られる熱間成形部材の衝撃特性が十分ではないことが容易に予想される。
　このように、熱間成形によって製造され、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ延性および衝撃特性に優れる部材を提供する量産技術は未だ確立されていない。
　本発明の課題は、上述したように従来は量産することが不可能であった、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および衝撃特性に優れる熱間成形部材、およびその製造方法を提供することである。
　本発明者らは、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形部材の延性と衝撃特性とを改善するために鋭意検討を行った結果、（１）熱間成形部材中のＳｉ含有量を、通常の熱間成形用鋼板と比較して増大させ、（２）熱間成形部材の金属組織を、所定量のオーステナイトを含有し、且つ微細なオーステナイトおよびマルテンサイトが全体的に存在する金属組織とすることにより、熱間成形部材の延性および衝撃特性が著しく改善されるという新知見を得た。そして、斯かる金属組織を得るためには、上述した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、ベイナイトおよび前記マルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、セメンタイトの結晶粒が所定の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を熱間成形部材の原材料として用い、さらに、熱間成形の際の熱処理条件を適正化することによって、達成されるという新知見を得た。
　本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係る熱間成形部材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．４０％、Ｓｉ：０．５％～３．０％、Ｍｎ：１．２％～８．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％～１．０％、Ｎｂ：０％～１．０％、Ｖ：０％～１．０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、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％～０．０１％、Ｂｉ：０％～０．０１％、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、１０面積％～４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ～１３００ＭＰａである。
　（２）上記（１）に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３％～１．０％、Ｎｂ：０．００３％～１．０％、Ｖ：０．００３％～１．０％、Ｃｒ：０．００３％～１．０％、Ｍｏ：０．００３％～１．０％、Ｃｕ：０．００３％～１．０％、およびＮｉ：０．００３％～１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の熱間成形部材は、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％、およびＺｒ：０．０００３％～０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％以下を含有してもよい。
　（６）本発明の別の態様に係る熱間成形部材の製造方法は、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間～２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃～１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含む。
　（７）本発明の別の態様に係る熱間成形部材の製造方法は、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間～２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃～５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒～２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含む。
　本発明により、延性に極めて優れ、さらに、衝撃特性にも優れた、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形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。
本発明に係る製造方法を示すフローチャートである。
　次に、上述の知見に基づき達成された、本発明の一実施形態に係る熱間成形部材とその製造方法とについて説明する。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。しかしながら、以下の説明において開示される製造条件と実質的に同一の製造条件が達成されるのであれば、熱間プレス以外の成形方法、例えばロール成形等を熱間成形方法として採用してもよい。
　１．化学組成
　はじめに、本発明の一実施形態に係る熱間成形部材の化学組成について説明する。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。なお、鋼の化学組成は熱間成形が行われても変化しないので、熱間成形を受ける前の素地鋼板中の各元素の含有量と、熱間成形後の熱間成形部材中の各元素の含有量とはそれぞれ等しい。
　（Ｃ：０．０５％～０．４０％）
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の熱間成形部材の強度に最も強く影響する、非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、焼入れ後に９００ＭＰａ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０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、熱間成形部材の衝撃特性が顕著に劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。熱間成形部材の溶接性を向上させるためには、Ｃ含有量を０．２５％以下とすることが好ましい。熱間成形部材の強度を安定して確保するためには、Ｃ含有量を０．０８％以上とすることが好ましい。
　（Ｓｉ：０．５％～３．０％）
　Ｓｉは、焼入れ後の鋼の強度を安定して確保するために、非常に効果的な元素である。さらに、Ｓｉを添加することによって金属組織中のオーステナイトが増加し、熱間成形部材の延性が向上する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、上記作用を得ることが困難である。特に、本実施形態においてオーステナイトが不足した場合、必要な延性が得られないので、産業利用上極めて不利となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。なお、Ｓｉ含有量を１．０％以上にすると、延性がさらに向上するようになる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％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、熱間成形部材の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。熱間成形部材の表面性状の劣化をさらに確実に防止するためには、Ｓｉ含有量を２．５％以下とすることが好ましい。
　（Ｍｎ：１．２％以上８．０％以下）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果的な元素である。さらに、Ｍｎは、焼き入れ後の熱間成形部材の延性を高める効果をも有する。しかし、Ｍｎ含有量が１．２％未満では、それらの効果が十分に得られず、焼入れ後に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。なお、Ｍｎ含有量を２．４％以上にすると、熱間成形部材の延性がさらに高まり、後述する熱間成形後の緩冷却が製造工程において不要になり、生産性が著しく向上する。このため、Ｍｎ含有量は２．４％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が８．０％超では、オーステナイトが熱間成形部材中に過剰に生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。したがって、Ｍｎ含有量は８．０％以下とする。なお、熱間成形を適用する前の素地鋼板の引張強度を低くすると、後の熱間成形工程における生産性が向上する。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を６．０％以下とすることが好ましい。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、一般的には鋼に不可避的に含有される不純物である。しかし本実施形態において、Ｐは固溶強化により鋼の強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０５％超では、熱間成形部材の溶接性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。熱間成形部材の溶接性の劣化をさらに確実に防止するためには、Ｐ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。上記の強度向上作用をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０％であったとしても、課題を解決するために必要な特性を得ることができるので、Ｐ含有量の下限値を制限する必要はない。即ち、Ｐ含有量の下限値は０％である。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性を向上させるためには、Ｓ含有量が低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では、溶接性の低下が、許容できない程度に著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。溶接性の低下をさらに確実に防ぐためには、Ｓ含有量は、０．００３％以下にすることが好ましく、０．００１５％以下にすることがさらに好ましい。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限値を規定する必要はない。即ち、Ｓ含有量の下限値は０％である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．０％）
　ｓｏｌ．Ａｌとは、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。Ａｌは、鋼を脱酸して作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素が酸化することを防ぎ、炭窒化物の形成を促進する作用を有する元素でもある。これら作用によって、表面疵が鋼材に発生することを抑制し、鋼材の製造歩留まりを向上させることができる。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％以上とする。上記作用をさらに確実に得るためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％以上であることが好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、熱間成形部材の溶接性が著しく低下するとともに、酸化物系介在物が熱間成形部材中に増加し、熱間成形部材の表面性状が著しく劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。上記の現象をさらに確実に回避するためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．５％以下であることが好ましい。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性を向上させるためには、Ｎ含有量が低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では、熱間成形部材の溶接性の低下が、許容できない程度に著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。溶接性の低下をさらに確実に回避するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限値を規定する必要はない。即ち、Ｎ含有量の下限値は０％である。
　本実施形態にかかる熱間成形部材の化学組成は、残部がＦｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る熱間成形部材の特性に悪影響を与えない範囲で含有が許容されるものを意味する。しかしながら、実施形態に係る熱間成形部材は、任意成分として、以下に説明するような元素をさらに含有してもよい。なお、以下に説明する任意元素を熱間成形部材に含有させなくても、課題を解決するために必要な特性を得ることができるので、任意元素含有量の下限値を制限する必要はない。即ち、任意元素含有量の下限値は０％である。
　（Ｔｉ：０％～１．０％、Ｎｂ：０％～１．０％、Ｖ：０％～１．０％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｃｕ：０％～１．０％、およびＮｉ：０％～１．０％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、いずれも熱間成形部材の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の熱間成形部材の強度を安定して確保するために効果的な元素である。したがって、これらの元素のうち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１．０％を超えて含有させると、製造工程において熱間圧延および冷間圧延の実施が困難になる。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、１．０％を超えて含有させると、上記作用による効果が飽和して、経済的に不利となる。したがって、各元素を含有させる場合、各元素の含有量は、それぞれ上記の通りとする。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：０．００３％以上、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上の少なくとも１種を満足させることが好ましい。
　（Ｃａ：０％～０．０１％、Ｍｇ：０％～０．０１％、ＲＥＭ：０％～０．０１％およびＺｒ：０％～０．０１％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、熱間成形部材の低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素のうち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０．０１％を超えて含有させると、熱間成形部材の表面性状を劣化させる場合がある。したがって、各元素を含有させる場合、各元素の含有量は、それぞれ上記の通りとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、添加する上記各元素の含有量をそれぞれ０．０００３％以上とすることが好ましい。
　ここで、「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、これら１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂ：０％～０．０１％）
　Ｂは、熱間成形部材の低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、熱間成形部材にＢを含有させてもよい。しかし、０．０１％を超えてＢを含有させると、素地鋼板の熱間加工性が劣化して、熱間圧延の実施が困難になる。したがって、Ｂを熱間成形部材中に含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
　（Ｂｉ：０％～０．０１％）
　Ｂｉは、熱間成形部材の変形時における割れを抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを熱間成形部材に含有させてもよい。しかし、０．０１％を超える量のＢｉを含有させると、素地鋼板の熱間加工性が劣化して、熱間圧延の実施が困難になる。したがって、Ｂｉを熱間成形部材中に含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
　２．熱間成形部材の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱間成形部材の金属組織について説明する。以下の説明において、各金属組織の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。
　以下で説明する金属組織の構成は、板厚の略１／２ｔの位置～略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置における構成である。中心偏析部は、鋼材の代表的な金属組織とは異なる金属組織を有する場合がある。しかしながら、中心偏析部は、板厚全体に対して微小な領域であり、鋼材の特性にほとんど影響を及ぼさない。すなわち、中心偏析部の金属組織は、鋼材の金属組織を代表していると言えない。従って、本実施形態に係る熱間成形部材の金属組織の規定は、板厚の略１／２ｔの位置～略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置におけるものとする。なお、「１／２ｔの位置」とは、熱間成形部材の表面から部材厚さｔの１／２の深さである位置を示し、「１／４ｔの位置」とは、熱間成形部材の表面から部材厚さｔの１／４の深さである位置を示す。
　（オーステナイトの面積率：１０％～４０％）
　鋼中に適量のオーステナイトを含有させることにより、熱間成形部材の延性が著しく向上する。オーステナイトの面積率が１０％未満では、優れた延性を確保することが困難である。したがって、オーステナイトの面積率は１０％以上とする。なお、オーステナイトの面積率を１８％以上にすることは、熱間成形部材の伸びを２１％以上とし、極めて優れた延性を熱間成形部材に発現させることに寄与する。したがって、オーステナイトの面積率は１８％以上とすることが好ましい。一方、オーステナイトの面積率が４０％超では、遅れ破壊が熱間成形部材に発生し易くなる。したがって、オーステナイトの面積率は４０％以下とする。遅れ破壊の発生を確実に防ぐためには、オーステナイトの面積率を３２％以下とすることが好ましい。
　オーステナイトの面積率の測定法は当業者には周知であり、本実施形態においても常法により測定することができる。後で示される実施例では、オーステナイトの面積率はＸ線回折で求められた。
　（オーステナイトおよびマルテンサイトの分布：オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度：１．０個／μｍ２以上）
　微細な硬質組織を金属組織中に多く存在させること、すなわち、金属組織中のオーステナイトおよびマルテンサイトの個数密度を高めることにより、熱間成形時の熱間成形部材の塑性変形が微視的に局在化することを防ぐことができる。これにより、変形時に生じるオーステナイトおよびマルテンサイトの割れが抑制され、熱間成形部材の衝撃特性を向上させることができる。引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ優れた衝撃特性を有する熱間成形部材を達成するためには、熱間成形部材の金属組織を、オーステナイトおよびマルテンサイトが合計で１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織とする。なお、上述の衝撃特性向上効果をさらに確実に得るために、オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度の下限値を１．３個／μｍ２とすることがさらに好ましい。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度は、大きいほど好ましい。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度が大きいほど、変形の局在化が抑制され、衝撃特性がさらに向上するからである。従って、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度の上限値を規定する必要はない。しかしながら、製造設備の能力を考慮すると、３．０個／μｍ２程度が、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度の実質的な上限値となる。
　オーステナイト粒子の個数とマルテンサイト粒子の個数との比を規定する必要はない。もし、金属組織中にマルテンサイト粒子が含まれなくても、上述の割れ抑制効果を得ることができる。
　オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度は、以下のような方法によって求めることができる。まず、熱間成形部材の原料である素地鋼板の圧延方向と圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱間成形部材から試験片を採取する。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影する。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡写真を画像解析することによって、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度を算出する。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子を周囲の組織から区別することは、電子顕微鏡を用いれば、容易に行える。
　なお、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の平均結晶粒径を規定する必要はない。一般的に、平均結晶粒径が大きい場合、鋼の強度に悪影響を及ぼす場合がある。しかし、上述した個数密度が達成されていれば、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の粒径が粗大化することはない。
　（その他の組織）
　前述したオーステナイトおよびマルテンサイト以外の金属組織として、フェライト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を熱間成形部材に含有させてもよい。オーステナイト及びマルテンサイトの含有量が上述の規定範囲内であれば、フェライト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライトの含有量は特に規定されない。
　（引張強度：９００ＭＰａ～１３００ＭＰａ）
　本実施形態に係る熱間成形部材の引張強度は９００ＭＰａ以上である。このような引張強度を有することにより、本実施形態に係る鋼板を用いる各種部材の軽量化を達成することができる。しかし、引張強度が１３００ＭＰａを上回ると、鋼板に脆性破壊が生じやすくなる。従って、鋼板の引張強度の上限値を１３００ＭＰａとする。このような引張強度は、上述の化学成分、および後述する製造方法によって達成される。
　３．製造方法
　次に、上記の特徴を有する本実施形態に係る熱間成形部材の好ましい製造方法について説明する。
　引張強度９００ＭＰａ以上の強度と、優れた延性および衝撃特性との両方を確保するためには、焼入れ後の組織を、上述の通り１０面積％～４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織とすることが必要である。
　このような金属組織を得るには、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を、加熱工程にて、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱し、次いで保持工程にて、素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間～２０分間保持し、次いで熱間成形工程にて、素地鋼板を熱間プレスする。「６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域」とは、Ａｃ３点が７８０℃以上であれば「６７０℃以上７８０℃未満の温度域」を示し、Ａｃ３点が７８０℃未満であれば「６７０℃以上Ａｃ３点未満の温度域」を示す。
　そして、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％である場合、熱間成形工程に次いで、冷却工程にて、素地鋼板を６００℃～１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒である条件で冷却する。素地鋼板のＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満である場合、熱間成形工程に次いで、冷却工程にて、６００℃～５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～２０℃／秒である条件で冷却する。
　熱間プレスに供する素地鋼板には、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を用いる。この素地鋼板とは、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、または、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。前記の金属組織を有する素地鋼板を、後述するような熱処理条件で熱間プレスすることにより、上述した金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ延性と衝撃特性とに優れた熱間成形部材が得られる。
　上述した素地鋼板の金属組織の規定は、板厚の略１／２ｔの位置～略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置において行われるものとする。素地鋼板の金属組織の構成をこの位置にて規定する理由は、熱間成形部材の金属組織の構成を板厚の略１／２ｔの位置～略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置にて規定する理由と同じである。
　（ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種：合計で７０面積％以上）
　素地鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が７０％以上であれば、後述する熱間プレスの加熱工程において、上述した熱間成形部材の金属組織が形成され、焼入れ後の強度を安定して確保しやすくなる。したがって、素地鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は７０％以上であることが好ましい。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率の上限を規定する必要はないが、セメンタイトの結晶粒を１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在させるためには、実質的な合計面積率の上限は９９．５面積％程度となる。
　ベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率の測定法は当業者には周知であり、本実施形態においても常法により測定することができる。後述する実施例では、ベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率は、金属組織の電子顕微鏡像を画像解析することによって求められた。
　（セメンタイトの結晶粒の個数密度：１．０個／μｍ２以上）
　素地鋼板中のセメンタイトの結晶粒は、熱間プレスの際の加熱および冷却の際に、オーステナイトおよびマルテンサイトの析出核となる。熱間成形部品の金属組織では、オーステナイトおよびマルテンサイトの合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である必要があるが、このような金属組織を得るためには、素地鋼板の金属組織中には、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在することが必要である。素地鋼板中のセメンタイトの個数密度が１．０個／μｍ２未満である場合、熱間成形部材中のオーステナイトおよびマルテンサイトの合計個数密度が１．０個／μｍ２を下回るおそれがある。素地鋼板中のセメンタイトの結晶粒の個数密度が大きいほど、得られる熱間成形部材中のオーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度が大きくなるので好ましい。しかし、設備能力の上限を考慮すると、セメンタイトの結晶粒の個数密度の実質的な上限は３．０個／μｍ２程度となる。
　セメンタイトの個数密度は、以下のような方法によって求めることができる。まず、素地鋼板の圧延方向と圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、素地鋼板から試験片を採取する。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面と圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影する。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡写真を画像解析することによって、セメンタイトの個数密度を算出する。セメンタイト粒子を周囲の組織から区別することは、電子顕微鏡を用いれば、容易に行える。
　なお、セメンタイト粒子の平均結晶粒径を規定する必要はない。上述した個数密度が達成されていれば、鋼材に悪影響を及ぼす程度に粗大なセメンタイトが析出することはない。
　本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす熱延鋼板は、例えば、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有する鋳片に、９００℃以下の温度域で仕上圧延を施して、次いで仕上圧延後の鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで、製造できる。本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす冷延鋼板は、例えば、上記熱延鋼板をＡｃ３点以上で焼鈍し、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで製造できる。上述の条件下で急冷を行うことによって、セメンタイトの析出核が素地鋼板内に多く発生し、その結果、１．０個／μｍ２以上の個数密度のセメンタイトを含む素地鋼板を得ることができる。本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす溶融亜鉛めっき冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、例えば、上記冷延鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきをそれぞれ施すことにより製造できる。
　（素地鋼板の加熱温度：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域）
　（素地鋼板の保持温度および保持時間：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域にて２分間～２０分間保持）
　熱間プレスに供する素地鋼板の加熱工程では、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点（℃）未満の温度域まで素地鋼板を加熱する。素地鋼板の保持工程では、素地鋼板の温度を上記温度域、即ち６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点（℃）未満の温度域に２分間～２０分間保持する。Ａｃ３点は、実験により求められた下記式（ｉ）により規定される温度であり、Ａｃ３点以上の温度域に鋼を加熱した場合、鋼の金属組織はオーステナイト単相になる。
　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。「ｓｏｌ．Ａｌ」は、固溶Ａｌの濃度（単位：質量％）を示す。
　保持工程における保持温度が６７０℃未満では、素地鋼板がＳｉを多く含有する場合、熱間プレス前の素地鋼板中のオーステナイトの面積率が過少となり、熱間プレス後の熱間成形部材の寸法精度が著しく悪化する。したがって、保持工程における保持温度は６７０℃以上とする。一方、保持温度が７８０℃以上、または、Ａｃ３点以上になると、焼入れ後の熱間成形部材の金属組織中に十分な量のオーステナイトが含有されず、熱間成形部材の延性が顕著に劣化する。さらに、保持温度が７８０℃以上またはＡｃ３点以上である場合、微細な硬質組織が熱間成形部材の金属組織中に存在しなくなるので、熱間成形部材の衝撃特性の劣化をも招く。したがって、保持温度は７８０℃未満かつＡｃ３点未満とする。上述した好ましくない現象をさらに確実に回避するためには、保持温度を６８０℃～７６０℃とすることが好ましい。
　保持工程における保持時間が２分間未満では、焼入れ後の熱間成形部材の強度を安定して確保することが困難となる。したがって、保持時間は２分間以上とする。一方、保持時間が２０分間超では、生産性が低下するばかりか、スケールや亜鉛系酸化物の生成により、熱間成形部材の表面性状が劣化する。したがって、保持時間は２０分間以下とする。上述した好ましくない現象をさらに確実に回避するためには、保持時間を３分間～１５分間とすることが好ましい。
　加熱工程における、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域までの加熱速度は特に限定する必要はない。しかしながら、０．２℃／秒～１００℃／秒の平均加熱速度で鋼板を加熱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。しかし、高周波加熱等を用いれば、１００℃／秒を上回る加熱速度で加熱したとしても、加熱温度の制御を精度よく行うことが可能となる。
　（素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％である場合の、冷却工程における平均冷却速度：６００℃～１５０℃の温度域にて５℃／秒～５００℃／秒）
　（素地鋼板のＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満である場合の、冷却工程における平均冷却速度：６００℃～５００℃の温度域にて５℃／秒～５００℃／秒、かつ５００℃未満１５０℃以上の温度域にて５℃／秒～２０℃／秒）
　冷却工程では、１５０℃～６００℃の温度域において、拡散型変態が熱間成形部材にて起きないように冷却する。１５０℃～６００℃の温度域における平均冷却速度が５℃／秒未満では、軟質なフェライトおよびパーライトが熱間成形部材中に過度に生成し、焼入れ後に９００ＭＰａ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、上記温度域における平均冷却速度は５℃／秒以上とする。
　冷却工程における平均冷却速度の上限値は、素地鋼板のＭｎ含有量に応じて異なる。素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％である場合、平均冷却速度の上限値を特に制限する必要はない。しかし、１５０℃～６００℃の温度域における平均冷却速度を５００℃／秒超とすることは、通常の設備においては困難である。したがって、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％である場合の、１５０℃～６００℃の温度域における平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。平均冷却速度が過度に大きい場合、冷却に係るエネルギーによって生産コストが増大するので、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％である場合の、１５０℃～６００℃の温度域における平均冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下である。
　素地鋼板のＭｎ含有量が１．２％以上２．４％未満である場合には、熱間成形部材の延性を高めるために、５００℃未満１５０℃以上の温度域において緩冷却を行う必要がある。素地鋼板のＭｎ含有量が１．２％以上２．４％未満である場合、具体的には、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて５℃／秒～２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する必要があり、さらに具体的には、以下に述べるように冷却速度を制御することが好ましい。
　熱間プレス法では、通常、熱間プレス直前に常温または数十℃程度の温度を有する金型が、熱間成形部材から熱を奪うことにより、熱間成形部材の冷却が達成される。したがって、冷却速度を変化させるためには、金型の寸法を変えて、鋼製金型の熱容量を変化させればよい。金型寸法を変えられない場合、流体冷却方式の金型を用い、且つ冷却媒体の流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冷却媒体（水、または、ガス）を流すことによっても、冷却速度を変えることができる。加えて、プレス途中でプレス機を操作して、金型と熱間成形部材とを離間させ、両者の間にガスを流すことによっても、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、金型と鋼板（熱間成形部材）との接触面積を変化させることによっても、冷却速度を変えることができる。以上の事項に鑑みて、５００℃前後で冷却速度を変える手段としては、次のような手段が考えられる。
　（１）５００℃到達直後に、熱間成形部材を、熱容量の異なる金型または１００℃超に加熱された状態の金型に移動させて、冷却速度を変える；
　（２）流体冷却方式の金型の場合、５００℃到達直後に金型中の冷却媒体の流量を変化させて、冷却速度を変える；
　（３）５００℃到達直後に、プレス機を操作して金型と熱間成形部材とを離間させ、両者の間にガスを流し、このガスの流量を変化させることで、冷却速度を変える。
　本実施形態における熱間プレス法における成形の形態は特に制限されない。例示される成形の形態は、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、フランジ成形である。目的とする熱間成形部材の種類や形状に応じて、上述の成形の形態のうち好ましいものを適宜選べばよい。熱間成形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および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。例えば、熱間成形部材が、バンパーレインフォースメントである場合、所定長さの合金化溶融亜鉛めっき鋼板である上述の熱間成形部材を用意し、金型内で、上述の条件で、これに曲げ成形などの加工を順次行えばよい。
　なお、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示して説明してきたが、本実施形態に係る製造方法は熱間プレス成形に限定されない。本実施形態に係る製造方法は、熱間プレスと同様に、成形と同時または成形の直後に鋼板を冷却する手段を備えているあらゆる熱間成形に適用可能である。このような熱間成形として、例えばロール成形が例示される。
　本実施形態にかかる熱間成形部材は、延性と衝撃特性とに優れることが特徴である。本実施形態に係る熱間成形部材は、引張試験での全伸びが１５％以上となる延性を有することが好ましい。なお、さらに好ましくは、本実施形態に係る熱間成形部材の、引張試験での全伸びは１８％以上である。最も好ましくは、本実施形態に係る熱間成形部材の、引張試験の全伸びは２１％以上である。一方、本実施形態に係る熱間成形部材は、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる衝撃特性を有することが好ましい。このような特性を有する熱間成形部材は、化学組成および金属組織に関する上述の規定を満たすことにより実現される。
　熱間プレス等の熱間成形後には、通常、スケール除去目的でショットブラスト処理が熱間成形部材に施される。このショットブラスト処理は、被処理材の表面に圧縮応力を導入する効果を有する。従って、ショットブラスト処理を熱間成形部材に施すことは、熱間成形部材における遅れ破壊を抑制し、また熱間成形部材の疲労強度を向上させるという利点を有する。
　以下に本発明の実施例について説明する。
　表１に示す化学組成、および表２に示す板厚および金属組織を有する鋼板を素地鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの素地鋼板は、実験室にて溶製したスラブを、熱間圧延により製造した鋼板（表２において熱延鋼板と表記する）、または、熱延鋼板を冷間圧延および再結晶焼鈍することにより製造した鋼板（表２において冷延鋼板と表記する）である。なお、めっきシミュレーターを用いて、一部の鋼板には、溶融亜鉛めっき処理（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ２）、または合金化溶融亜鉛めっき処理（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ２、めっき皮膜中のＦｅ含有量は１５質量％）を行った。表２において、それぞれを溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と表記する。また、冷間圧延まま（表２において「フルハード」と表記する）の鋼板も使用した。
　これらの鋼板を、幅１００ｍｍおよび長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３に示す条件にて加熱および冷却した。また、鋼板に熱電対を貼付し、冷却速度の測定も行った。表３の「平均加熱速度」は、室温から６７０℃までの温度域における平均加熱速度を示す。表３の「保持時間」は、６７０℃以上の温度域に鋼板を保持した時間を示す。表３の「冷却速度※１」は、６００℃から１５０℃までの温度域における平均冷却速度を示し、「冷却速度※２」は、５００℃から１５０℃までの温度域における平均冷却速度を示す。各種製造条件によって得られた鋼板に対して、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー試験を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本実施例および比較例において作製した供試材は、金型による熱間プレスが施されていないが、熱間成形部材と同じ熱履歴を受けている。従って、供試材の機械的性質は、同じ熱履歴を有する熱間成形部材と実質的に同一である。
　（素地鋼板の組織）
　素地鋼板の圧延方向と、素地鋼板の圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱処理した供試材から試験片を採取した。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影した。これにより得られた、合計０．０１ｍｍ２の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、金属組織を同定し、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を測定した。また、上述の試料を電子顕微鏡で撮影することにより得られた８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、セメンタイト粒子の個数密度を算出した。
　（熱処理した供試材のオーステナイトおよびマルテンサイトの分布状況）
　素地鋼板の圧延方向と、素地鋼板の圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱処理した供試材から試験片を採取した。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影した。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度を算出した。
　（熱処理した供試材のオーステナイトの面積率）
　熱処理した各供試材から幅２５ｍｍ、および長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片の表面に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚した。化学研磨後の試験片表面に対してＸ線回折を実施し、これにより得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を得た。このＸ線回折を計三回繰り返し、得られた面積率を平均した値を「オーステナイトの面積率」として表に記載した。
　（引張試験）
　熱処理した各供試材から、荷重軸が圧延方向に対して垂直となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。引張強度が９００ＭＰａ未満である供試材、および全伸びが１５％未満である供試材は「不良」と判定した。
　（衝撃特性）
　熱処理した供試材を機械加工して、厚さが１．２ｍｍであるＶノッチ試験片を作製した。そのＶノッチ試験片を４枚積層してねじ止めした後、シャルピー衝撃試験に供した。Ｖノッチの方向は、圧延方向に平行とした。０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合、衝撃特性が「良好」であると判定した。
　（その他の特性）
　熱処理した供試材をデスケーリングし、その後、供試材表面におけるスケール残りの有無を確認した。スケール残りが生じたものは、表面性状が不良である比較例であると判断した。また、熱処理した供試材を０．１Ｎ規定の塩酸に浸漬して、遅れ破壊が生じるか否かを確認した。遅れ破壊が生じたものは、耐遅れ破壊特性が不良である比較例であると判断した。
　（試験結果の説明）
　これらの熱間プレスを模擬した試験の結果を表４に示す。
　なお、表１～４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-T000004
　表４における本発明例である供試材Ｎｏ．１～３、８、９、１１、１３、１５、１８、２０、２１、２５、２６、３０および３２は、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに優れた延性と衝撃特性とを有した。さらに、これら本発明例である供試材は、デスケーリングした後にスケール残りが生じず、すなわち表面性状に優れ、且つ切断端面が塩酸浸漬中に割れず、すなわち耐遅れ破壊特性に優れた。
　一方、供試材Ｎｏ．４は、冷却速度が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．５および６は、素地鋼板の金属組織が本発明で規定される範囲を外れたので、衝撃特性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．７および２４は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
　供試材Ｎｏ.１０は、素地鋼板の金属組織が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
　供試材Ｎｏ.１２は、冷却速度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。供試材Ｎｏ.１４および１６は、加熱温度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性と衝撃特性が悪かった。
　供試材Ｎｏ.１７は、加熱温度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。
　試材Ｎｏ．１９は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、衝撃特性が悪かった。
　供試材Ｎｏ.２２は、保持時間が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
　供試材Ｎｏ.２７は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。
　供試材Ｎｏ．２３は、保持時間が本発明で規定される範囲を外れた例であり、供試材Ｎｏ．２８、および３１は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れた例である。これら供試材は、引張強度、全伸び、および衝撃特性は良好であったが、デスケーリングした後にスケール残りが生じ、表面性状が不良であった。供試材Ｎｏ．２９は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、０．１Ｎ規定の塩酸に浸漬すると遅れ破壊が生じ、耐遅れ破壊特性が不良であると判断された。
　また、本発明例の鋼板のうち、供試材Ｎｏ．１～３、７～９、１１、１３、１５、１７、１９および２１は、Ｓｉ含有量が好ましい範囲にあり、延性がさらに良好である。そのうち、供試材Ｎｏ．２、８、１１、１７、１９、および２１は、オーステナイトの面積率が好ましい範囲にあり、延性が極めて良好である。

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５％～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．５％～３．０％、
    　Ｍｎ：１．２％～８．０％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～２．０％、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０％～１．０％、
    　Ｎｂ：０％～１．０％、
    　Ｖ：０％～１．０％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０％～１．０％、
    　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％～０．０１％、
    　Ｂｉ：０％～０．０１％、および
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　１０面積％～４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、
    　引張強度が９００ＭＰａ～１３００ＭＰａであることを特徴とする熱間成形部材。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～１．０％、
    　Ｎｂ：０．００３％～１．０％、
    　Ｖ：０．００３％～１．０％、
    　Ｃｒ：０．００３％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００３％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００３％～１．０％、および
    　Ｎｉ：０．００３％～１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間成形部材。
  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％、および
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱間成形部材。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００３％～０．０１％を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の熱間成形部材。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂｉ：０．０００３％～０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱間成形部材。
  6. 　請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が２．４質量％～８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間～２０分間保持する保持工程と、
    　前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
    　前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃～１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
    を含むことを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
  7. 　請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間～２０分間保持する保持工程と、
    　前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
    　前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃～５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒～５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒～２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
    を含むことを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
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