WO2018033960A1 - 熱間プレス成形部材 - Google Patents

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睦海 榊原
杉浦　夏子
邦夫 林
薫 川▲崎▼
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a hot press-formed member.
  • Automotive parts such as door guards, front side members, cross members, and side members are required to be lighter in order to improve fuel efficiency.
  • As a means for reducing the weight it is conceivable to reduce the thickness of the material.
  • the automobile member is also required to have high strength. Accordingly, the steel sheet that is the material of the member has been further increased in strength so that the collision safety and the like are sufficiently ensured even if the thickness is reduced.
  • attempts have been made to improve the tensile product, the Rankford value, and the limit bending, which are products of ductility and tensile strength.
  • the automotive parts exemplified above are often manufactured by hot pressing.
  • the hot pressing technique is a technique in which a steel sheet is heated to a high temperature in the austenite region and then press-formed, and the forming load is extremely small as compared with normal pressing performed at room temperature. Furthermore, in the hot press technology, a quenching process is performed in the mold at the same time as the press forming, so that high strength can be imparted to the steel sheet. Therefore, the hot press technique is attracting attention as a technique that can achieve both shape freezing property and ensuring strength (see, for example, Patent Document 1).
  • hot pressed member a member obtained by processing a steel plate by hot pressing technology
  • a member obtained by processing a steel plate by hot pressing technology has excellent strength, but may not have sufficient ductility.
  • extreme plastic deformation occurs in the automobile member, and the surface layer portion of the hot press-formed member may be severely subjected to bending deformation.
  • the ductility of the hot press-formed member is insufficient, the hot press-formed member may be cracked by this severe bending deformation. In other words, a normal hot press-formed member may not exhibit excellent collision characteristics.
  • TRIP Transformed Induced Plasticity steel having excellent ductility by utilizing the martensitic transformation of retained austenite is also known (see Patent Documents 2 and 3).
  • TRIP steel can contain retained austenite that is stable even at room temperature in its structure by performing bainite transformation in heat treatment.
  • the bainite transformation is delayed, so that it takes a long time to generate retained austenite. In this case, productivity is significantly impaired.
  • the holding time at the time of bainite generation is insufficient, unstable untransformed austenite becomes hard martensite at room temperature, so that the ductility and bendability of the member are lowered, and sufficient impact characteristics are obtained. There is a risk of not being able to.
  • TRIP steel has been used as a steel sheet for cold forming by taking advantage of its excellent ductility.
  • the remaining ductility of the member after forming affects the collision characteristics of the member. Residual ductility is reduced at sites that have undergone strong processing during cold forming, and cracks may occur during collision. Therefore, in recent years, even in the hot press forming method, a method of ensuring ductility of a member by including residual austenite in a steel sheet has been proposed (for example, see Patent Documents 4 to 6).
  • Patent Document 4 discloses a technique in which a member is made to contain residual austenite by setting the average cooling rate from (Ms point ⁇ 150) ° C. to 40 ° C. of the steel in the hot press forming method to 5 ° C./second or less. It is disclosed. However, it has been found that it is difficult to ensure the amount of retained austenite that can greatly improve the ductility only by controlling the cooling rate.
  • Patent Document 5 discloses a technique in which, in a hot press forming method, steel is cooled to a temperature range not higher than (bainite transformation start temperature Bs-100 ° C.) and not lower than the Ms point, and then stayed at this temperature for not less than 10 seconds.
  • the bainite transformation rate is slow, and the residual austenite is likely to become hard martensite after cooling.
  • hard martensite is generated, the hardness difference between the structures becomes large, and there is a possibility that excellent bendability cannot be exhibited.
  • Patent Document 6 in a hot press forming method, steel is maintained at a temperature of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, and then cooled to a first temperature range of 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower to partially transform martensite. After that, a technique for obtaining stable retained austenite by reheating to a second temperature range of 350 ° C. or more and 490 ° C. or less and performing bainite transformation is disclosed. However, even in this technique, there is a possibility that excellent bendability cannot be exhibited. This is because there is no provision regarding the texture of the steel sheet before hot pressing.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-18531 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1-2230715 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2-217425 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-174004
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-14842 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-184758
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength hot press-formed member having excellent ductility and bendability.
  • the present invention has a tensile product of 26000 (MPa ⁇ %) or more, a Rankford value in the rolling direction, and a direction perpendicular to the rolling direction (hereinafter simply referred to as “the perpendicular direction of rolling”).
  • the purpose is to provide.
  • the Rankford value may be simply referred to as “r value”.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the hot press-molded member according to one aspect of the present invention is C: 0.100 to 0.600%, Si: 1.00 to 3.00%, Mn: 1.00 to 5.00%, P: 0.040% or less, S: 0.0500% or less, Al: 0.001 to 2.000%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Mo: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 2.00% Nb: 0 to 0.300%, Ti: 0 to 0.300% V: 0 to 0.300%, B: 0 to 0.1000%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, and REM: 0 to 0.0100%,
  • the balance consists of iron and impurities, and the microstructure at the thickness of 1/4 part is unit volume%, tempered martensite: 20-90%, bainnai : 5 to 75%, and retained austenite: 5 to 25%, and ferrite is limited
  • the hot press-molded member described in (1) is unit mass%, Mo: 0.01 to 1.00%, Cr: 0.05 to 2.00%, Ni: 0.05 to One or more selected from the group consisting of 2.00% and Cu: 0.05-2.00% may be contained.
  • the hot press-molded member described in (1) or (2) is unit mass%, Nb: 0.005 to 0.300%, Ti: 0.005 to 0.300%, and V : One or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.300% may be contained.
  • the hot press-molded member according to any one of (1) to (3) may contain B: 0.0001 to 0.1000% in unit mass%.
  • the hot press-molded member according to any one of (1) to (4) is unit mass%, Ca: 0.0005 to 0.0100%, Mg: 0.0005 to 0.00.
  • One or more selected from the group consisting of 0100% and REM: 0.0005 to 0.0100% may be contained.
  • the steel structure when adjusting the steel composition and the structure, the steel structure is made a composite structure, and the ratio of each structure constituting the composite structure is improved. Is going. Furthermore, in the high-strength hot press-formed member according to the above aspect of the present invention, the pole density of steel is also preferably controlled. Thereby, according to the high-strength hot press-formed member according to the aspect of the present invention, not only excellent strength is obtained by martensite in the composite structure, but also excellent ductility by austenite and excellent bending by bainite. It can also be secured together.
  • the r value in the rolling direction and the r value in the rolling perpendicular direction are both 0.80 or less, and the limit bending in the rolling direction and the rolling perpendicular Any limit bending in the direction can be made 2.0 or less.
  • the “member thickness 1 ⁇ 4 part” means a surface having a depth of about 1/8 and a surface having a depth of about 3/8 from the rolling surface of the member. Means the area between.
  • the rolling surface of a member is a rolling surface of a base plate for hot pressing (a cold rolled steel plate or an annealed steel plate) that is a material of the member.
  • “Square thickness of the base plate for hot pressing” is about 3 / 8th of a depth of about 1/8 of the thickness of the base plate for hot pressing from the rolling surface of the base plate for hot pressing. It means the area between the planes with a depth of / 8.
  • the thickness of the member which concerns on this embodiment is not uniform, and plate
  • the plate thickness 1/4 part of the processed region of the member is a region corresponding to the plate thickness 1/4 portion of the base plate for hot press before receiving the processing, and can be specified based on the cross-sectional shape. is there.
  • the present inventors have made a steel structure of a predetermined component, tempered martensite, and retained austenite. And a composite structure including bainite, and further, it was found that it is important to appropriately set the ratio of each of these structures. More specifically, in the hot press forming, the present inventors have formed a martensite in the composite structure by forming a steel sheet having a predetermined component at a high temperature and performing a process of reheating and holding after temporary cooling. In addition to providing excellent strength depending on the site, excellent ductility due to austenite and excellent bendability due to bainite are also ensured.
  • the Rankford value (r value) in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction are ensured. It was found that the r-values of both were 0.80 or less, and the limit bending in the rolling direction and the limit bending in the direction perpendicular to the rolling could both be 2.0 or less.
  • the Rankford value (r value) is defined by JISZ2254, and the true strain ⁇ b in the width direction and the true strain ⁇ a in the thickness direction generated by applying a uniaxial tensile stress to the plate-like tensile test piece.
  • the ratio ⁇ b / ⁇ a is an r value obtained by applying a uniaxial tensile stress in a direction parallel to the rolling direction, and the r value in the direction perpendicular to the rolling is a uniaxial tensile stress in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • Carbon (C: 0.100 to 0.600%) is an essential element for increasing the strength of the member and securing a retained austenite of a predetermined amount or more. If the C content is less than 0.100%, it becomes difficult to ensure the tensile strength and ductility of the member. On the other hand, if the C content exceeds 0.600%, it is difficult to ensure spot weldability of the member, and the ductility of the member may be lowered. For the above reasons, the C content is set to 0.100 to 0.600%. In addition, the lower limit of the C content is preferably 0.150%, 0.180%, or 0.200%. The upper limit of the C content is preferably 0.500%, 0.480%, or 0.450%.
  • Silicon (Si) is a strengthening element and is effective in increasing the strength of the member. Moreover, Si suppresses the precipitation and coarsening of cementite in martensite, thereby contributing to increasing the strength of the member and improving bendability. Furthermore, Si is an element that increases the C concentration in austenite and contributes to securing retained austenite of a predetermined amount or more, and consequently contributes to suppression of cementite precipitation during reheating and holding after the member is temporarily cooled. is there.
  • the Si content is less than 1.00%, the above-described effects (higher steel strength, suppression of cementite precipitation, etc.) cannot be sufficiently obtained.
  • the Si content exceeds 3.00%, the workability of the member decreases. For these reasons, the Si content is 1.00 to 3.00%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 1.10%, 1.20%, or 1.30%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 2.50%, 2.40%, or 2.30%.
  • Manganese (Mn) is a strengthening element and is effective in increasing the strength of the member.
  • Mn content is less than 1.00%, ferrite, pearlite, and cementite are generated when the member is cooled, and it is difficult to increase the strength of the member.
  • Mn content exceeds 5.00%, co-segregation of Mn, P, and S is likely to occur, and the workability of the member is significantly reduced.
  • the Mn content is 1.00 to 5.00%.
  • the lower limit value of the Mn content is preferably 1.80%, 2.00%, or 2.20%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 4.50%, 4.00%, or 3.50%.
  • Phosphorus (P) is the central part of the steel sheet constituting the member (region between the rolling surface and the surface having a depth of about 3/8 and the surface having a depth of about 5/8). It is an element that tends to segregate, and embrittles the weld formed when the members are welded. When the P content exceeds 0.040%, embrittlement of the welded portion becomes significant, so the P content is set to 0.040% or less. In addition, the preferable upper limit of P content is 0.010%, 0.009%, or 0.008%. Moreover, since it is not necessary to specifically define the lower limit value of the P content, the lower limit value of the P content may be set to 0%. However, since it is economically disadvantageous to make the P content less than 0.0001%, the lower limit value of the P content may be 0.0001%.
  • S Sulfur
  • S is an element that adversely affects the weldability of the member and the manufacturability at the time of casting and hot rolling of the steel plate constituting the member.
  • S is an element that forms coarse MnS and inhibits the bendability and hole expansibility of the member. If the S content exceeds 0.0500%, the above-described adverse effects and inhibition become remarkable, so the S content is set to 0.0500% or less.
  • the preferable upper limit of S content is 0.0100%, 0.0080%, or 0.0050%.
  • the lower limit of the S content may be set to 0%. However, since it is economically disadvantageous to make the S content less than 0.0001%, the lower limit value of the S content may be 0.0001%.
  • Aluminum (Al) is an element effective for suppressing precipitation and coarsening of cementite, like Si.
  • Al is an element that can also be used as a deoxidizer.
  • the Al content is set to 0.001 to 2.000%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.010%, 0.020%, or 0.030%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 1.500%, 1.200%, 1.000%, 0.250%, or 0.050%.
  • N Nitrogen
  • N is an element that forms coarse nitrides and lowers the bendability and hole expansibility of the member. Further, N is an element that causes blowholes during member welding. If the N content exceeds 0.0100%, not only the bendability and hole expansibility of the member are significantly lowered, but a large number of blow holes are generated during welding of the member. 0100% or less.
  • the preferable upper limit of N content is 0.0070%, 0.0050%, or 0.0030%.
  • the lower limit value of the N content does not need to be set in particular, and may be 0%. However, if the N content is less than 0.0005%, the manufacturing cost is significantly increased, so the lower limit value of the N content may be 0.0005%.
  • Oxygen (O) is an element that forms an oxide and reduces the elongation at break, bendability, hole expansibility, and the like of the member. In particular, if oxide is present as an inclusion on the punched end face or cut surface of the member, the oxide forms notched scratches, coarse dimples, etc., and stress concentration occurs during hole expansion or strong processing. Cracks are generated and the hole expansibility and / or bendability is greatly reduced.
  • the O content exceeds 0.0100%, the elongation at break, bendability, hole expansibility, and the like are significantly reduced, so the O content is set to 0.0100% or less.
  • the preferable upper limit of O content is 0.0050%, 0.0040%, or 0.0030%.
  • the lower limit value of the O content does not need to be set in particular, and may be 0%. However, if the O content is less than 0.0001%, an excessive cost increase is caused and this is not economically preferable. Therefore, the lower limit value of the O content may be 0.0001%.
  • the high-strength hot press-formed member according to this embodiment has Mo: 0.01 to 1.00%, Cr: 0.05 to 2.00%, Ni: 0.05 to 2
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Cr 0.05 to 2.00%
  • Ni 0.05 to 2
  • these elements are not essential components. Even when these elements are not contained, the member according to the present embodiment can solve the problem, so the lower limit of the content of these elements is 0%.
  • Molybdenum (Mo) is a strengthening element and is an element that contributes to improving the hardenability of the steel sheet constituting the member. In order to acquire this effect, it is good also considering the lower limit of Mo content as 0.01%. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.00%, the manufacturability at the time of manufacturing and hot rolling of the steel sheet may be hindered. For the above reasons, the Mo content is preferably 0.01% or more and 1.00% or less. In addition, the more preferable lower limit of the Mo content is 0.05%, 0.10%, or 0.15%. A more preferable upper limit of the Mo content is 0.60%, 0.50%, or 0.40%.
  • Chromium (Cr: 0 to 2.00%) is a strengthening element and is an element that contributes to improving the hardenability of the steel sheet constituting the member.
  • the lower limit value of the Cr content may be 0.05%.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more and 2.00% or less.
  • the more preferable lower limit of Cr content is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • a more preferable upper limit of the Cr content is 1.80%, 1.60%, or 1.40%.
  • Nickel (Ni: 0-2.00%) is a strengthening element and is an element that contributes to improving the hardenability of the steel sheet constituting the member.
  • Ni is an element that contributes to improving the wettability of the steel sheet and promoting the alloying reaction.
  • the lower limit of the Ni content may be 0.05%.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more and 2.00% or less.
  • a more preferable lower limit of the Ni content is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • a more preferable upper limit of the Ni content is 1.80%, 1.60%, or 1.40%.
  • Copper (Cu: 0 to 2.00%) is a strengthening element and is an element that contributes to improving the hardenability of the steel sheet constituting the member.
  • Cu is an element that contributes to improving the wettability of the steel sheet and promoting the alloying reaction.
  • the lower limit value of the Cu content may be 0.05%.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more and 2.00%.
  • the more preferable lower limit of Cu content is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • a more preferable upper limit value of the Cu content is 1.80%, 1.60%, or 1.40%.
  • the high-strength hot press-molded member according to this embodiment includes Nb: 0.005 to 0.300%, Ti: 0.005 to 0.300%, and V: 0.005 to 0 in addition to the above components. It may contain at least one of 300%. However, these elements are not essential components. Even when these elements are not contained, the member according to the present embodiment can solve the problem, so the lower limit of the content of these elements is 0%.
  • Niobium (Nb) is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the member by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the lower limit value of the Nb content may be 0.005%.
  • the Nb content exceeds 0.300%, carbonitrides may precipitate excessively and the formability of the member may be reduced.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more and 0.300% or less.
  • the more preferable lower limit of Nb content is 0.008%, 0.010%, or 0.012%.
  • a more preferable upper limit of the Nb content is 0.100%, 0.080%, or 0.060%.
  • Titanium (Ti: 0 to 0.300%) is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the member by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the lower limit value of the Ti content may be 0.005%.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more and 0.300% or less.
  • the more preferable lower limit of Ti content is 0.010%, 0.015%, or 0.020%.
  • a more preferable upper limit of the Ti content is 0.200%, 0.150%, or 0.100%.
  • V Vanadium
  • V is a strengthening element, and is an element that contributes to increasing the strength of the member by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the lower limit value of the V content may be 0.005%.
  • the V content is preferably 0.005% or more and 0.300% or less.
  • the more preferable lower limit of V content is 0.010%, 0.015%, or 0.020%.
  • a more preferable upper limit value of the V content is 0.200%, 0.150%, or 0.100%.
  • the high-strength hot press-formed member according to this embodiment may contain B: 0.0001 to 0.1000% in addition to the above components.
  • B is not an essential component. Even when B is not contained, the member according to this embodiment can solve the problem, so the lower limit of the B content is 0%.
  • B Boron (B: 0 to 0.1000%) Boron (B) is an effective element for improving the strength of grain boundaries and increasing the strength of steel.
  • the lower limit value of the B content may be 0.0001%.
  • the B content is preferably 0.0001% or more and 0.1000% or less.
  • a more preferable lower limit of the B content is 0.0003%, 0.0005%, or 0.0007%.
  • a more preferable upper limit of the B content is 0.0100%, 0.0080%, or 0.0060%.
  • the high-strength hot press-molded member according to this embodiment includes, in addition to the above components, Ca: 0.0005 to 0.0100%, Mg: 0.0005 to 0.0100%, and REM: 0.0005. It may contain at least one of ⁇ 0.0100%.
  • these elements are not essential components. Even when these elements are not contained, the member according to the present embodiment can solve the problem, so the lower limit of the content of these elements is 0%.
  • the member may contain one or more selected from the group consisting of 0.0005% or more of Ca, 0.0005% or more of Mg, and 0.0005% or more of REM.
  • the contents of Ca, Mg, and REM are each preferably 0.0005% or more and 0.0100% or less.
  • the more preferable lower limit of each of the Ca content, the Mg content, and the REM content is 0.0010%, 0.0020%, or 0.0030%.
  • the more preferable upper limit of each of the Ca content, the Mg content, and the REM content is 0.0090%, 0.0080%, or 0.0070%.
  • the total content of Ca, Mg, and REM is 0.0010% or more and 0.0250% or less. Preferably there is.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y, and a lanthanoid
  • the “content of REM” means the total content of these 17 elements.
  • REM can be added in the form of misch metal (an alloy containing a plurality of rare earth elements). Misch metal may contain lanthanoid series elements in addition to La and Ce.
  • Misch metal may contain lanthanoid series elements in addition to La and Ce.
  • the high-strength hot press-formed member according to the present embodiment may contain a lanthanoid series element other than La and Ce as impurities.
  • the high-strength hot press-molded member according to this embodiment can contain La and Ce as long as various properties (particularly ductility and bendability) of the member are not impaired.
  • the balance of the chemical components of the member according to the present embodiment includes iron and impurities.
  • An impurity is a component contained in the raw material of a member or a component mixed in the process of manufacturing a member and does not affect various characteristics of the member. Specifically, P, S, O, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, H, and the like are listed as impurities. Of these, P, S and O need to be controlled as described above. Further, according to a normal manufacturing method, Sb, Sn, W, Co, and As are 0.1% or less, Pb and Bi are 0.010% or less, and H is 0.0005% or less as impurities. Although it can mix in steel materials, if it is in this range, it is not necessary to control the content of these elements.
  • Si, Al, Cr, Mo, V, and Ca which are components of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present embodiment, may be mixed as impurities unintentionally. However, these components do not adversely affect the various characteristics of the high-strength hot press-formed member according to this embodiment as long as they are within the above-described range.
  • N may generally be treated as an impurity in the steel sheet, but in the member according to the present embodiment, it is preferable to control it within the above-mentioned range.
  • the unit “%” of the ratio of each tissue means “volume fraction (volume%)”.
  • the microstructure of the member according to the present embodiment is defined at 1 ⁇ 4 part of the member. This is because the 1 ⁇ 4 portion located between the rolling surface and the center surface has a typical structure of the member. In the present specification, unless otherwise specified, the description relating to the microstructure relates to the microstructure in 1 ⁇ 4 part. Moreover, although the member which concerns on this embodiment has the location which has received processing, and the location which has not received, both microstructures are substantially the same.
  • Tempered martensite is a structure that reinforces steel and is included in order to ensure the strength of the member according to the present embodiment.
  • the volume fraction of tempered martensite is less than 20%, the strength of the member is insufficient.
  • the volume fraction of tempered martensite exceeds 90%, bainite and austenite necessary for ensuring ductility and bendability of the member are insufficient.
  • the volume fraction of tempered martensite is 20% or more and 90% or less.
  • the preferable lower limit of the volume fraction of tempered martensite is 25%, 30%, or 35%.
  • a preferable upper limit of the volume fraction of tempered martensite is 85%, 80%, or 75%.
  • Bainite is an important structure for improving the bendability of a member.
  • the member has a structure composed of hard martensite and retained austenite having excellent ductility, stress concentration on the martensite occurs during deformation of the member due to a difference in hardness between martensite and retained austenite. Due to this stress concentration, voids are formed at the interface between martensite and retained austenite, and as a result, the bendability of the member may be reduced.
  • the member has a structure containing bainite in addition to martensite and retained austenite, the bainite reduces the interstitial hardness difference, thereby reducing the stress concentration on the martensite and bending the member. Will improve.
  • the volume fraction of bainite is less than 5%, the stress concentration on martensite is not sufficiently relaxed, and excellent bendability cannot be ensured.
  • the volume fraction of bainite exceeds 75%, martensite and retained austenite necessary for ensuring the strength and ductility of the member are insufficient.
  • the volume fraction of bainite is 5% or more and 75% or less.
  • the preferable lower limit of the volume fraction of bainite is 10%, 15%, or 20%.
  • a preferable upper limit of the volume fraction of bainite is 70%, 65%, or 60%.
  • Residual austenite is an important structure for securing the ductility of the member. Residual austenite is transformed into martensite during press forming of the steel sheet, thereby bringing excellent work hardening and high uniform elongation to the steel sheet. If the volume fraction of retained austenite is less than 5%, uniform elongation cannot be obtained sufficiently, and it is difficult to ensure excellent moldability. On the other hand, when the volume fraction of retained austenite exceeds 25%, martensite and bainite necessary for securing the strength and hole expandability of the steel sheet are insufficient. For the above reasons, the volume fraction of retained austenite is 5% or more and 25% or less. In addition, the preferable lower limit of the volume fraction of retained austenite is 7%, 10%, or 12%. A preferred upper limit for the volume fraction of retained austenite is 22%, 20%, or 18%.
  • ferrite Since ferrite is a soft structure, its volume fraction is preferably as small as possible. Therefore, the lower limit of the volume fraction of ferrite is 0%. When the volume fraction of ferrite exceeds 10%, it becomes difficult to ensure the strength of the steel sheet. Therefore, the volume fraction of ferrite is limited to 10% or less. In addition, the preferable upper limit of the volume fraction of ferrite is 8%, 5%, or 3%.
  • tempered martensite, bainite, retained austenite, and ferrite identification, confirmation of location, and measurement of volume fraction are performed with Nital reagent and repellent liquid, as well as picric acid, ethanol, sodium thiosulfate, and citric acid.
  • the cross-section is observed with a scanning electron microscope and a transmission electron microscope, and the martensite containing a carbide containing a large amount of Fe inside the carbide (Fe-based carbide) is regarded as tempered martensite.
  • the martensite containing no carbide was regarded as normal martensite (fresh martensite) that was not tempered.
  • As carbides containing a large amount of Fe there are carbides with various crystal structures, but any martensite containing Fe-based carbides with any crystal structure falls under the tempered martensite in this embodiment.
  • the tempered martensite in the present embodiment includes a mixture of a plurality of types of Fe-based carbides due to heat treatment conditions.
  • EBSD Electron Back-Scatter Diffractor attached to a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope) was used. It is also possible to analyze the crystal orientation by the orientation analysis method (FE-SEM-EBSD method), or to measure the hardness of a minute region such as micro Vickers hardness measurement.
  • the surface at a depth position of about 1/4 of the plate thickness parallel to the rolling surface of the member (from the rolling surface of the member to the member) X-ray analysis may be performed using a surface having a depth of about 1/4 of the thickness as an observation surface.
  • the area fraction of the retained austenite thus obtained is defined as the volume fraction of retained austenite.
  • volume fraction (%) of bainite, tempered martensite, and ferrite in the metal structure first, a cross section (observation surface) parallel to the rolling direction of the steel sheet and perpendicular to the rolling surface is polished. Etching with a nital solution. Next, an area fraction of each tissue is measured by observing a 1 ⁇ 4 part thickness of the etched cross section with FE-SEM. Since the area fraction obtained in this case is substantially equal to the volume fraction, this area fraction is regarded as the volume fraction.
  • tempered martensite is a collection of lath-like (plate-like plates having a specific preferred growth direction) crystal grains, and contains the above-described iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside the crystal grains. It can be recognized as a structure belonging to a plurality of iron-based carbide groups extending in a plurality of variants (that is, different directions).
  • Bainite is an aggregate of lath-like crystal grains, and does not contain iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the crystal grains, or contains iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the crystal grains.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Ferrite is a massive crystal grain, and can be recognized as a structure containing no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more inside the crystal grain.
  • tempered martensite and bainite can be easily distinguished by observing the iron-based carbide inside the lath-like crystal grains using FE-SEM and examining the elongation direction.
  • the pole density of the member which concerns on this embodiment is prescribed
  • the description relating to the pole density relates to the pole density at 1 ⁇ 4 part.
  • the member which concerns on this embodiment has the location which has received the process, and the location which has not received, the pole density in both is substantially the same.
  • the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the 1 ⁇ 4 part thickness of the hot-pressed member is less than 3.0, the r value in the rolling direction and the r value in the direction perpendicular to the rolling are both 0. Since it cannot be made 80 or less, bendability deteriorates. Therefore, the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the 1/4 thickness portion is set to 3.0 or more.
  • the lower limit value of the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the 1 ⁇ 4 part thickness is preferably 4.0 or 5.0.
  • the upper limit value of the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the 1/4 thickness portion is not particularly specified.
  • the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at a thickness of 1/4 part exceeds 15.0, the workability of the member may deteriorate, so the ⁇ 211 at the thickness of 1/4 part.
  • the pole density in the ⁇ 011> orientation may be 15.0 or less, or 12.0 or less.
  • Extreme density is the ratio of the degree of integration of a test piece in a specific direction to a standard sample that does not have integration in a specific direction.
  • the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the 1 ⁇ 4 part thickness of the member according to this embodiment is measured by an EBSD (Electron Back Scattering Diffraction Pattern) method.
  • Measurement of pole density using EBSD is performed as follows. A cross section parallel to the rolling direction of the member and perpendicular to the rolling surface is taken as an observation surface. EBSD analysis at a measurement interval of 1 ⁇ m for a rectangular region of 1000 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the normal direction of the rolling surface centering on a line having a depth of 1 ⁇ 4 of the thickness t from the surface of the member on the observation surface To obtain crystal orientation information of this rectangular region. The EBSD analysis is performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (for example, TSL HIKARI detector). To implement.
  • a thermal field emission scanning electron microscope for example, JSMOL JSM-7001F
  • an EBSD detector for example, TSL HIKARI detector
  • the crystal orientation perpendicular to the rolling surface is indicated by (hkl) or ⁇ hkl ⁇
  • the crystal orientation parallel to the rolling direction is indicated by [uvw] or ⁇ uvw>.
  • ⁇ Hkl ⁇ and ⁇ uvw> are generic names of equivalent planes and orientations, and (hkl) and [uvw] indicate individual crystal planes.
  • the crystal structure of the member of this embodiment is mainly a body-centered cubic structure (bcc structure). Therefore, for example, (111), ( ⁇ 111), (1-11), (11-1), ( ⁇ 1-11), ( ⁇ 11-1), (1-1-1), ( ⁇ 1 -1-1) is substantially equivalent and indistinguishable. In the present embodiment, these orientations are collectively displayed as ⁇ 111 ⁇ .
  • ODF is also used to display the crystal orientation of a crystal structure with low symmetry.
  • ⁇ 1 0 to 360 °
  • ⁇ 0 to 180 °
  • ⁇ 2 0 to 360 °
  • the individual crystal orientations are indicated by (hkl) [uvw].
  • the crystal structure of the hot-rolled steel sheet of this embodiment is a body-centered cubic structure with high symmetry. Therefore, ⁇ and ⁇ 2 can be displayed at 0 to 90 °.
  • ⁇ 1 changes depending on whether or not symmetry due to deformation is taken into account when performing calculations.
  • (hkl) [uvw] and ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> are synonymous.
  • the tensile product of the member is set to 26000 (MPa ⁇ %) or more, and excellent ductility and thus excellent resistance to resistance.
  • a member having fatigue and durability can be realized.
  • the r value in the rolling direction of the member and the r value in the rolling perpendicular direction of the member are both 0.80 or less, and the limit bending in the rolling direction of the member and the limit bending in the rolling perpendicular direction of the member are performed. As for all, it is 2.0 or less, and the member which has the outstanding bendability is realizable.
  • both the r value in the rolling direction and the r value in the direction perpendicular to the rolling direction are 0.80 or less. Can exhibit excellent bendability.
  • the manufacturing method of this high-strength hot press-formed member includes a heating step in which a hot pressing base plate that is a cold-rolled steel plate or an annealed steel plate made of the above-described chemical components is heated to a maximum heating temperature of Ac 3 or more.
  • the hot press forming / cooling process in which the hot press forming is performed on the base plate for hot pressing, and at the same time, is cooled down to a temperature range of (Ms point -250 ° C) to the Ms point, is an essential process.
  • a hot pressing base plate that is a cold-rolled steel plate or an annealed steel plate made of the above-described chemical components is heated to a maximum heating temperature of Ac 3 or more.
  • the hot press forming / cooling process in which the hot press forming is performed on the base plate for hot pressing, and at the same time, is cooled down to a temperature range of (Ms point -250 ° C) to the Ms point, is an essential process.
  • the manufacturing method of the high-strength hot press-formed member of this embodiment re-heats the member to a temperature range of 300 to 500 ° C. after the hot press forming / cooling step, separately from these steps, Next, after the member is held in the reheating temperature range for 10 to 1000 seconds, a reheating step is optionally performed in which the member is cooled to room temperature.
  • a reheating step is optionally performed in which the member is cooled to room temperature.
  • each step will be described.
  • the preparatory process of the base plate for hot press performed before the said heating process is also mentioned collectively.
  • heating rate and cooling rate mean dT / dt (instantaneous velocity at time t) obtained by differentiating the temperature T with respect to time t.
  • the description that “the heating rate in the temperature range from A ° C. to B ° C. is set to X to Y ° C./second” means that the dT / dt is always X ⁇ It means within the range of Y ° C./second.
  • This step is a preparatory step for obtaining a hot-press base plate (cold-rolled steel plate or annealed steel plate) for use in the heating step described later.
  • a hot-press base plate cold-rolled steel plate or annealed steel plate
  • Each manufacturing process prior to casting is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed following the smelting by a blast furnace, an electric furnace or the like.
  • the cast slab may be cooled to a low temperature once and then heated again and then hot rolled, or may be continuously hot rolled (ie, without cooling and reheating). In hot rolling, it is important that the total rolling reduction in the temperature region at 920 ° C. or lower is 25% or more. The reason is as follows. (1) Rolling in a temperature region exceeding 920 ° C.
  • the total rolling reduction in the temperature region at 920 ° C. or lower is 25% or more.
  • the total rolling reduction in the temperature region at 920 ° C. or lower is preferably 30% or more, and more preferably 40% or more.
  • the upper limit of the total rolling reduction in the temperature region at 920 ° C. or lower is desirably 80%. This is because the reduction of more than 80% causes an increase in the load on the rolling roll and affects the durability of the rolling mill.
  • a scrap can also be used as a raw material of the base plate for hot presses.
  • a cooling pattern for controlling the structure can be adopted so as to exhibit each effect (excellent ductility and bendability) of the member according to the present embodiment.
  • the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • the winding temperature is more preferably 600 ° C. or lower. This is because a bainite transformation is likely to occur in a temperature range of 600 ° C. or lower.
  • the lower limit value of the winding temperature is not particularly limited, and each effect (excellent ductility and bendability) of the member according to the present embodiment is exhibited.
  • room temperature is a substantial lower limit of the coiling temperature.
  • the coiling temperature is less than 350 ° C., the ratio of hard martensite is increased in the hot-rolled sheet structure, and cold rolling becomes difficult. Therefore, the coiling temperature is preferably 350 ° C. or higher.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a total rolling reduction of 50 to 90% to obtain a base plate for hot pressing.
  • the thickness 1/4 of the base plate for hot pressing The pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the part needs to be 3.0 or more.
  • the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the thickness 1/4 of the base plate for hot pressing is preferably 4.0 or more, and more preferably 5.0 or more.
  • the pole density in the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation at the thickness 1/4 part of the base plate for hot pressing is less than 3.0. It is difficult to control the texture as described above, and it is difficult to secure the target r value.
  • the total rolling reduction of cold rolling exceeds 90%, the driving force for recrystallization becomes too high, and ferrite is recrystallized during the heating process of the hot press described later.
  • the hot pressing base plate is heated to a temperature of Ac 3 point or higher, but unrecrystallized ferrite remains on the hot pressing base plate until Ac 3 point is reached. It is necessary to be.
  • the total rolling reduction of cold-rolled hot-rolled steel sheets pickled is 50% or more and 90% or less.
  • the suitable range of the total rolling reduction of cold rolling is 60% or more and 80% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited.
  • the heat treatment is not particularly limited, and may be performed by a method of passing a continuous annealing line or by batch annealing. During the heat treatment, it is necessary to set the heating rate to 10 ° C./second or more in a temperature range of 500 ° C. or more and Ac 1 point or less. When the heating rate is less than 10 ° C./second, the texture of the finally obtained molded body is not preferably controlled. However, when the total of the Ti content and Nb content of the steel sheet is 0.005% by mass or more, the heating rate in the temperature range of 500 ° C. or more and Ac 1 point or less should always be 3 ° C./second or more.
  • the annealing temperature is preferably Ac 1 point or more and Ac 3 point or less. This is because ferrite recrystallization proceeds when the annealing temperature is less than Ac 1 point. On the other hand, if the annealing temperature exceeds the Ac 3 point, the steel sheet has an austenite single phase structure and it is difficult to leave unrecrystallized ferrite. In any case, it is difficult to leave unrecrystallized ferrite on the hot pressing base plate until the hot pressing base plate reaches Ac 3 point in the heating process of the hot press.
  • annealing time in this temperature range is not particularly limited. However, if the annealing time exceeds 600 seconds, the cost is increased, which is not economically preferable.
  • annealing time is the length of the period when steel plate temperature is kept isothermally at the highest attained temperature (annealing temperature). During this period, the steel sheet may be kept isothermal or may be cooled immediately after reaching the maximum heating temperature.
  • the cooling start temperature is 700 ° C. or higher
  • the cooling end temperature is 400 ° C. or lower
  • the cooling rate in the temperature range of 700 ° C. to 400 ° C. is 10 ° C./second or higher.
  • the cooling rate in the temperature range of 700 ° C. to 400 ° C. is less than 10 ° C./second, recrystallization of ferrite proceeds. In this case, it becomes difficult to leave unrecrystallized ferrite on the hot pressing base plate until the hot pressing base plate reaches Ac 3 point in the heating process of the hot press.
  • This step is a step of heating the hot pressing base plate, which is a cold-rolled steel plate or an annealed steel plate obtained through the above preparation step, to Ac 3 points or more.
  • the maximum heating temperature of the base plate for hot pressing is Ac 3 points or more.
  • Ac 3 is defined as the lower limit of the maximum heating temperature.
  • excessively high temperature heating not only is economically undesirable because it leads to an increase in cost, but also induces troubles such as reducing the life of the press die, so the maximum heating temperature is Ac 3 points + 50 ° C. The following is preferable.
  • the heating rate in the temperature range from 500 ° C. to Ac 1 point is preferably 10 ° C./second or more.
  • the heating rate can be 3 ° C./second or more.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. ⁇ Ac 1 point is lower than 10 ° C. / sec, it occurs recrystallization ferrite in the middle heating, difficult to leave the non-recrystallized ferrite to reach the Ac 3 point It is.
  • by heating at a heating rate of 10 ° C./second or more coarsening of austenite grains can be suppressed, and toughness and delayed fracture resistance of a high-strength hot press-formed member can be improved.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. to Ac 1 point is increased, unrecrystallized ferrite remains until Ac 3 point is reached, thereby improving the productivity of high-strength hot press-formed members.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. to Ac 1 point exceeds 300 ° C./second, these effects become saturated and no other special effects occur.
  • the upper limit of a heating rate shall be 300 degrees C / sec.
  • the holding time at the maximum heating temperature is not particularly limited, but the holding time is preferably 20 seconds or longer in order to dissolve the carbide. On the other hand, in order to leave a preferable texture to obtain the target r value, it is preferable to set the holding time to less than 100 seconds.
  • the hot press base plate that has undergone the above heating step is hot pressed using a hot press forming means (for example, a mold), and at the same time provided in the hot press forming means.
  • a hot press forming means for example, a mold
  • a cooling means for example, a refrigerant flowing through a pipe line in the mold
  • the temperature is cooled to a temperature range between (Ms point ⁇ 250 ° C.) and Ms point. Any known method can be used for hot press forming.
  • martensite is generated by cooling the member to a temperature range of (Ms point ⁇ 250 ° C.) to Ms point and below at a cooling rate of 0.5 to 200 ° C./second.
  • the cooling stop temperature is less than (Ms point ⁇ 250 ° C.)
  • martensite is excessively generated, and the ductility and bendability cannot be sufficiently ensured in the high-strength hot press-formed member.
  • the cooling stop temperature is set to (Ms point ⁇ 250 ° C.) or more and Ms point or less.
  • the temperature decrease rate of the member becomes 0.5 ° C./second or more, and the above-described cooling stop is not achieved.
  • the cooling stop temperature is set to (Ms point ⁇ 220 ° C.) or more and (Ms point ⁇ 50 ° C.) or less because the above-described effects are achieved at a high level.
  • the cooling rate from the maximum heating temperature to the cooling stop temperature is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 200 ° C./second.
  • austenite is transformed into a pearlite structure in the cooling process, or a large amount of ferrite is generated, so that martensite and bainite sufficient to ensure strength are obtained. It is difficult to ensure the volume ratio.
  • the upper limit is preferably 200 ° C./second.
  • the member that has undergone the above hot press forming / cooling process is reheated to a temperature range of 300 to 500 ° C., and then the member is held in the reheating temperature range for 10 to 1000 seconds, and then the member is reheated This is a step of cooling from the temperature range to room temperature.
  • the reheating can be performed using electric heating or induction heating.
  • the reheating step is an optional step, and holding in the reheating step includes not only isothermal holding but also slow cooling and heating in the above temperature range. Therefore, the holding time in the reheating process means the length of the period during which the member is in the reheating temperature range.
  • the reheating temperature (holding temperature) is less than 300 ° C., it takes a long time for the bainite transformation, so that excellent productivity cannot be realized. On the other hand, when the reheating temperature (holding temperature) exceeds 500 ° C., the bainite transformation hardly occurs. For this reason, the reheating temperature is set to 300 ° C. to 500 ° C. In addition, the suitable range of reheating temperature is 350 degreeC or more and 450 degrees C or less.
  • holding time if the holding time is less than 10 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and bainite sufficient for securing bendability and residual austenite sufficient for securing ductility cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 1000 seconds, the retained austenite is decomposed, and the retained austenite effective for securing ductility cannot be obtained, and the productivity is lowered. For this reason, holding time shall be 10 seconds or more and 1000 seconds or less. Note that a preferable range of the holding time is 100 seconds or more and 900 seconds or less.
  • the cooling mode after holding is not particularly limited, and may be cooled to room temperature while being held in the mold. Since this step is an optional step, when this step is not adopted, the member is taken out from the press die after the hot press forming step and placed in a furnace heated to 300 to 500 ° C. You may charge. In addition, as long as these thermal histories are satisfied, the steel sheet may be heat-treated in any equipment.
  • the above-described method for producing a high-strength hot press-formed member of the present embodiment is based on the steps of refining, steel making, casting, hot rolling, and cold rolling in ordinary iron making. If the conditions of each step are satisfied, the effect of the high-strength hot press-formed member according to this embodiment can be obtained even if the design is changed as appropriate.
  • the slabs A to R and a to d having the chemical composition shown in Table 1 are manufactured under the conditions shown in Tables 2-1 to 3-3.
  • the steel plate A1 to d1 was manufactured by sequentially performing a process simulating the intermediate press forming process, the cooling process, and the reheating process, and then the steel sheet was cooled to room temperature.
  • the steel plates A1 to d1 obtained in each test example are not hot-pressed with a mold. However, the mechanical properties of the obtained steel sheet are substantially the same as the unprocessed part of a hot press-formed member having the same thermal history. Therefore, by evaluating the obtained steel plates A1 to d1, the effect of the hot press-formed member of the present invention can be confirmed.
  • the steel types A to R in Table 1 are the steel types of the components specified in the present invention
  • the steel types a to d are steel types whose content of at least one of C, Si and Mn is outside the scope of the present invention. is there.
  • alphabets included in the test symbols described in Table 2-1 etc. correspond to the steel types listed in Table 1.
  • a letter is appended to the alphabet.
  • the chemical components of test symbols D1 to D18 in Table 2-1 are those of steel type D in Table 1.
  • the numerical value with an underline is a numerical value outside the specified range of the present invention.
  • Retention time at 300 to 500 ° C.” of D7, D13, H6, K12, L6, L12, and L13 is the reheating temperature described as “Retention temperature at 300 to 500 ° C. (° C.)”.
  • the “holding time at 300 to 500 ° C.” is the time during which the steel sheet temperature was in the range of 300 to 500 ° C.
  • Ac 3 point and Ms point of each test example are values obtained by measuring in advance in a laboratory a hot-press base plate that has been hot-rolled and cold-rolled. Then, thus obtained Ac using the three-point and Ms point, setting the annealing temperature and the cooling temperature.
  • Tensile strength TS (MPa) and elongation at break El (%) were measured by a tensile test.
  • the tensile test piece was a JIS No. 5 test piece taken from a 1.2 mm thick plate in the direction perpendicular to the rolling direction. A sample having a tensile strength of 1200 MPa or more was judged as a sample having a good tensile strength.
  • the r value in the rolling direction and the r value in the vertical direction of rolling, and the limit bending (R / t) in the rolling direction and the limit bending (R / t) in the vertical direction of rolling were measured by a bending test. Specific means were as follows.
  • the r value was obtained by taking a test piece in accordance with JISZ2201 and conducting a test in accordance with the provisions of JISZ2254.
  • the r value in the rolling direction was measured with a test piece having the rolling direction as the longitudinal direction
  • the r value in the rolling perpendicular direction was measured with a test piece having the rolling perpendicular direction as the longitudinal direction.
  • the limit bending R / t was obtained by conducting a test based on the V block method specified in JISZ2248 on the No. 1 test piece specified in JISZ2204.
  • the critical bending in the rolling direction is measured by a test piece taken so that the bending ridge line is in the rolling direction
  • the critical bending in the perpendicular direction of rolling is measured by a test piece taken so that the bending ridge line is in the perpendicular direction of rolling. It was done.
  • Table 4-1 to Table 5-3 show the results of organization identification and performance.
  • the underlined numerical values are values outside the scope of the present invention.
  • tM (%) is the volume fraction of tempered martensite in the microstructure
  • B (%) is the volume fraction of bainite in the microstructure
  • ⁇ R (%) is Volume fraction of retained austenite in the microstructure
  • F (%) is the volume fraction of ferrite in the microstructure
  • TS (MPa) is the tensile strength
  • El (%) is the elongation at break
  • TS x El is the tensile strength
  • the tensile strength is 1200 MPa or more and the tensile product is 26000. (MPa ⁇ %) or more, the r value in the rolling direction and the r value in the rolling perpendicular direction are both 0.80 or less, and both the limit bending in the rolling direction and the limit bending in the rolling perpendicular direction are both 2. It turns out that it is below 0.0. Therefore, it can be said that all the inventive examples are excellent in high strength, ductility and bendability.
  • the present invention high ductility and bendability are exhibited at a high level for a high-strength hot press-formed member. Accordingly, the present invention is particularly useful in the field of structural members for automobiles.

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Abstract

本発明の一態様に係る熱間プレス成形部材は、所定の化学成分を有し、板厚１／４部におけるミクロ組織が、単位体積％で、焼戻しマルテンサイト：２０～９０％、ベイナイト：５～７５％、及び残留オーステナイト：５～２５％を含み、且つフェライトが１０％以下に制限され、板厚１／４部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０以上である。

Description

熱間プレス成形部材
　本発明は、熱間プレス成形部材に関する。
　ドアガード、フロントサイドメンバ、クロスメンバ及びサイドメンバ等の自動車用部材は、燃費向上のために、軽量化が求められている。軽量化を行うための手段として、材料の薄肉化が考えられる。しかし、上記自動車用部材には、高強度であることも要求される。従って、薄肉化しても衝突安全性等が十分に確保されるように、当該部材の材料となる鋼板については、さらなる高強度化が進められている。具体的には、延性と引張強さとの積である抗張積、ランクフォード値、及び限界曲げを向上させることが試みられている。
　上に例示された自動車用部材は、熱間プレスによって製造されることが多い。熱間プレス技術は、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形する技術であって、室温で行う通常のプレス加工に比べて成形荷重が極めて小さい。さらに、熱間プレス技術では、プレス成形と同時に金型内で焼入れ処理が行われるので、鋼板に高強度を付与することができる。従って、熱間プレス技術は、形状凍結性と強度確保とを両立することのできる技術として注目されている（例えば、特許文献１参照）。
　しかしながら、鋼板を熱間プレス技術により加工した部材（以下、単に「熱間プレス成形部材」と称する場合がある）は、優れた強度を有するものの、延性が十分に得られない場合がある。自動車の衝突時には、自動車用部材に極度の塑性変形が生じることによって、熱間プレス成形部材の表層部が曲げ変形を激しく受けることがある。熱間プレス成形部材の延性が不足している場合、この激しい曲げ変形によって熱間プレス成形部材に割れが生じるおそれがある。つまり、通常の熱間プレス成形部材は、優れた衝突特性を発揮できないおそれがある。
　一方、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用することにより優れた延性を有するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｉｔｉｃｉｔｙ）鋼も知られている（特許文献２、３参照）。
　一般に、ＴＲＩＰ鋼は、熱処理においてベイナイト変態させることにより、その組織中に室温でも安定な残留オーステナイトを含ませることができる。但し、高強度化を促進すると、ベイナイト変態が遅延するので、残留オーステナイトの生成には長時間を要する。この場合、生産性が著しく損なわれる。また、ベイナイト生成時の保持時間が不十分な場合には、不安定な未変態オーステナイトが室温で硬質なマルテンサイトとなるので、部材の延性及び曲げ性が低下し、ひいては十分な衝突特性が得られないおそれがある。
　ベイナイト変態を促進する技術として、鋼をオーステナイト単相域で焼鈍し、次いでＭｓ点とＭｆ点との間の温度に冷却し、さらに、３５０℃以上４００℃以下に再加熱、保持する技術が知られている（例えば、非特許文献１参照）。この技術によれば、より短時間で安定な残留オーステナイトを得ることが可能である。
　従来、ＴＲＩＰ鋼は、その優れた延性を活かして、冷間成形用鋼板とされてきた。但し、冷間成形によって部材を製造した場合、成形後の部材の残留延性が、部材の衝突特性に影響を及ぼす。冷間成形時に強加工を受けた部位では残留延性が小さくなってしまい、衝突時に割れが発生するおそれがある。そこで、近年では、熱間プレス成形法においても、鋼板に残留オーステナイトを含ませることで、部材の延性を確保する方法が提案されている（例えば、特許文献４から６参照）。
　特許文献４には、熱間プレス成形法において、鋼の（Ｍｓ点－１５０）℃から４０℃までの平均冷却速度を５℃／秒以下とすることで、部材に残留オーステナイトを含有させる技術が開示されている。但し、冷却速度の制御だけでは、延性を大きく改善することができる残留オーステナイト量を確保することが困難であることが判明している。
　特許文献５には、熱間プレス成形法において、鋼を（ベイナイト変態開始温度Ｂｓ－１００℃）以下Ｍｓ点以上の温度範囲まで冷却した後に、この温度で１０ｓ以上滞在させる技術が開示されている。但し、この技術では、ベイナイト変態速度が遅く、冷却後に残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトとなる可能性が高い。硬質なマルテンサイトが生成すると、組織間の硬度差が大きくなり、優れた曲げ性を発揮できないおそれがある。
　特許文献６には、熱間プレス成形法において、鋼を７５０℃以上１０００℃以下の温度に保持した後、５０℃以上３５０℃以下の第１温度域まで冷却して、一部マルテンサイト変態させた後、３５０℃以上４９０℃以下の第２温度域に再加熱してベイナイト変態させることで、安定な残留オーステナイトを得る技術が開示されている。しかしながら、この技術においても、優れた曲げ性を発揮できないおそれがある。熱間プレス前の鋼板の集合組織に関し、何ら規定されていないからである。
日本国特開２００２－１８５３１号公報 日本国特開平１－２３０７１５号公報 日本国特開平２－２１７４２５号公報 日本国特開２０１３－１７４００４号公報 日本国特開２０１３－１４８４２号公報 日本国特開２０１１－１８４７５８号公報
Ｈ．Ｋａｗａｔａ，Ｋ．Ｈａｙａｓｈｉ，Ｎ．Ｓｕｇｉｕｒａ，Ｎ．Ｙｏｓｈｉｎａｇａ　ａｎｄ　Ｍ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　Ｆｏｒｕｍ，６３８－６４２（２０１０），ｐ３３０７
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、延性及び曲げ性に優れた高強度熱間プレス成形部材を提供することを目的とする。具体的には、本発明は、抗張積が２６０００（ＭＰａ・％）以上であるとともに、圧延方向のランクフォード値、及び圧延方向に対して垂直な方向（以下、単に「圧延直角方向」と称する場合がある）のランクフォード値がいずれも０．８０以下であり、かつ、圧延方向の限界曲げ及び圧延直角方向の限界曲げがいずれも２．０以下である高強度熱間プレス成形部材を提供することを目的とする。以下、ランクフォード値を単に「ｒ値」と称する場合がある。
　本発明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プレス成形部材は、単位質量％で、Ｃ：０．１００～０．６００％、Ｓｉ：１．００～３．００％、Ｍｎ：１．００～５．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％Ｎｂ：０～０．３００％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｂ：０～０．１０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、及びＲＥＭ：０～０．０１００％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、板厚１／４部におけるミクロ組織が、単位体積％で、焼戻しマルテンサイト：２０～９０％、ベイナイト：５～７５％、及び残留オーステナイト：５～２５％を含み、且つフェライトが１０％以下に制限され、前記板厚１／４部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０以上である。
（２）上記（１）に記載の熱間プレス成形部材は、単位質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０５～２．００％、及びＣｕ：０．０５～２．００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の熱間プレス成形部材は、単位質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、及びＶ：０．００５～０．３００％からなる群から選択される１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プレス成形部材は、単位質量％で、Ｂ：０．０００１～０．１０００％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プレス成形部材は、単位質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　本発明の上記態様に係る高強度熱間プレス成形部材では、鋼の成分と組織とを調整するにあたり、特に鋼の組織を複合組織とし、かつ、複合組織を構成する各組織の割合について改良を行っている。さらに、本発明の上記態様に係る高強度熱間プレス成形部材では、鋼の極密度についても好ましく制御されている。これにより、本発明の上記態様に係る高強度熱間プレス成形部材によれば、上記複合組織中のマルテンサイトによって優れた強度が得られるだけでなく、オーステナイトによる優れた延性とベイナイトによる優れた曲げ性とについても、併せて確保することができる。その結果、本発明の上記態様に係る高強度熱間プレス成形部材では、圧延方向のｒ値及び圧延直角方向のｒ値をいずれも０．８０以下とし、かつ、圧延方向の限界曲げ及び圧延直角方向の限界曲げをいずれも２．０以下とすることができる。
ＯＤＦ（φ２＝４５°断面）上の主な結晶方位の位置を示す図である。
　以下、本発明に係る高強度熱間プレス成形部材の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本発明を限定するものではない。また、当該実施形態の構成要素には、当業者が置換可能かつ容易なもの、或いは実質的に同一のものが含まれる。さらに、下記の実施の形態に含まれる各種形態は、当業者が自明の範囲内で任意に組み合わせることができる。
　本実施形態に係る部材において、「部材の板厚１／４部」とは、部材の圧延面から部材の板厚の約１／８の深さの面と約３／８の深さの面との間の領域を意味する。部材の圧延面とは、部材の材料である熱間プレス用素板（冷延鋼板または焼鈍鋼板）の圧延面である。「熱間プレス用素板の板厚１／４部」とは、熱間プレス用素板の圧延面から熱間プレス用素板の板厚の約１／８の深さの面と約３／８の深さの面との間の領域を意味する。なお、本実施形態に係る部材の厚さは一様ではなく、加工を受けた領域では板厚が増減している。部材の、加工を受けた領域の板厚１／４部は、加工を受ける前の熱間プレス用素板の板厚１／４部に対応する領域であり、断面形状に基づいて特定可能である。
　本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、熱間プレス成形部材の延性及び曲げ性を改善するには、所定成分の鋼の組織を、焼戻しマルテンサイトと、残留オーステナイトと、ベイナイトとを含む複合組織とし、さらに、これら各組織の割合を適宜設定することが重要である、との知見を得た。より具体的には、本発明者らは、熱間プレス成形において、所定成分の鋼板を高温にて成形し、一時冷却後に再加熱して保持するプロセスを経ることで、上記複合組織中のマルテンサイトによって優れた強度が得られるだけでなく、オーステナイトによる優れた延性とベイナイトによる優れた曲げ性とについても、併せて確保され、その結果、圧延方向のランクフォード値（ｒ値）及び圧延直角方向のｒ値をいずれも０．８０以下とし、かつ、圧延方向の限界曲げ及び圧延直角方向の限界曲げをいずれも２．０以下とすることができる、との知見を得た。
　ランクフォード値（ｒ値）とは、ＪＩＳＺ２２５４に規定された、板状引張試験片に単軸引張応力を加えることによって生じた、試験片の幅方向真ひずみεｂと厚さ方向真ひずみεａとの比εｂ／εａである。圧延方向のｒ値とは、圧延方向に平行な方向に単軸引張応力を加えることにより求められるｒ値であり、圧延直角方向のｒ値とは、圧延方向に垂直な方向に単軸引張応力を加えることにより求められるｒ値である。
　＜高強度熱間プレス成形部材＞
　以下、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の実施形態を詳細に説明する。
［成分］
　まず、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材（以下、部材と称する場合がある）の、成分の限定理由について説明する。なお、本明細書において、化学成分の単位「％」は「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１００～０．６００％）
　炭素（Ｃ）は、部材の強度を上昇させ、かつ、所定量以上の残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満であると、部材の引張強さ及び延性を確保することが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．６００％を超えると、部材のスポット溶接性の確保が困難となり、さらに部材の延性が低下するおそれもある。以上の理由により、Ｃ含有量は０．１００～０．６００％とする。なお、Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．１５０％、０．１８０％、または０．２００％である。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．５００％、０．４８０％、または０．４５０％である。
　（Ｓｉ：１．００～３．００％）
　珪素（Ｓｉ）は、強化元素であり、部材の強度を上昇させることに有効である。また、Ｓｉはマルテンサイト中におけるセメンタイトの析出及び粗大化を抑制し、これにより部材の高強度化及び曲げ性の向上に寄与する。さらに、Ｓｉは、オーステナイト中のＣ濃度を高めて、所定量以上の残留オーステナイトの確保に寄与し、ひいては、部材を一時冷却した後の再加熱保持時のセメンタイトの析出の抑制に寄与する元素である。
　Ｓｉ含有量が１．００％未満では、上述の効果（鋼の高強度化及びセメンタイト析出の抑制等）が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、部材の加工性が低下する。以上の理由により、Ｓｉ含有量は１．００～３．００％とする。なお、Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは１．１０％、１．２０％、または１．３０％である。Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは２．５０％、２．４０％、または２．３０％である。
　（Ｍｎ：１．００～５．００％）
　マンガン（Ｍｎ）は、強化元素であり、部材の強度を上昇させることに有効である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、部材の冷却時に、フェライト、パーライト及びセメンタイトが生成してしまい、部材の強度を高めることが困難となる。一方、Ｍｎ含有量が５．００％を超えると、ＭｎとＰ及びＳとの共偏析が生じやすくなり、部材の加工性が著しく低下する。以上の理由により、Ｍｎ含有量は１．００～５．００％とする。なお、Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは１．８０％、２．００％、または２．２０％である。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは４．５０％、４．００％、または３．５０％である。
　（Ｐ：０．０４０％以下）
　りん（Ｐ）は、部材を構成する鋼板の板厚中央部（圧延面から部材の板厚の約３／８の深さの面と約５／８の深さの面との間の領域）に偏析する傾向があり、部材を溶接する際に形成される溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えると溶接部の脆化が顕著になるので、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。なお、Ｐ含有量の好ましい上限値は、０．０１０％、０．００９％、または０．００８％である。また、Ｐ含有量の下限値を特に定める必要は無いので、Ｐ含有量の下限値を０％としてもよい。しかし、Ｐ含有量を０．０００１％未満とすることは経済的に不利であるので、Ｐ含有量の下限値は０．０００１％としてもよい。
　（Ｓ：０．０５００％以下）
　硫黄（Ｓ）は、部材の溶接性と、部材を構成する鋼板の鋳造時及び熱延時の製造性とに悪影響を及ぼす元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、部材の曲げ性及び穴拡げ性等を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．０５００％を超えると、上記の悪影響及び阻害が顕著になるので、Ｓ含有量は０．０５００％以下とする。なお、Ｓ含有量の好ましい上限値は、０．０１００％、０．００８０％、または０．００５０％である。また、Ｓの下限値を特に定める必要は無いので、Ｓ含有量の下限値を０％としてもよい。しかし、Ｓ含有量を０．０００１％未満とすることは経済的に不利であるので、Ｓ含有量の下限値は、０．０００１％としてもよい。
　（Ａｌ：０．００１～２．０００％）
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出及び粗大化等の抑制に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても活用可能な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上述の効果が発現しない。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増大して、鋼板の曲げ性劣化の原因、及び鋼板の表面に傷が発生する原因となる。以上の理由により、Ａｌ含有量は０．００１～２．０００％とする。なお、Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは、０．０１０％、０．０２０％、または０．０３０％である。Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは１．５００％、１．２００％、１．０００％、０．２５０％、又は０．０５０％である。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　窒素（Ｎ）は、粗大な窒化物を形成し、部材の曲げ性及び穴拡げ性を低下させる元素である。さらにＮは、部材溶接時のブローホール発生の原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、部材の曲げ性及び穴拡げ性の低下が顕著となるだけでなく、部材の溶接時に多数のブローホールが発生するので、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎ含有量の好ましい上限値は０．００７０％、０．００５０％、または０．００３０％である。また、Ｎ含有量の下限値は、特に定める必要が無いので、０％としてもよい。しかし、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、Ｎ含有量の下限値を０．０００５％としてもよい。
　（Ｏ：０．０１００％以下）
　酸素（Ｏ）は、酸化物を形成し、部材の破断伸び、曲げ性、及び穴拡げ性等を低下させる元素である。特に、酸化物が部材の打抜き端面又は切断面に介在物として存在すると、酸化物が切欠き状の傷及び粗大なディンプル等を形成して、穴拡げ時及び強加工時等に応力集中を招いて亀裂を発生させ、穴拡げ性及び／又は曲げ性を大幅に低下させる。
　Ｏ含有量が０．０１００％を超えると、破断伸び、曲げ性及穴拡げ性等の低下が顕著となるので、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｏ含有量の好ましい上限値は０．００５０％、０．００４０％、または０．００３０％である。また、Ｏ含有量の下限値は特に定める必要は無いので、０％としてもよい。しかし、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き、経済的に好ましくないので、Ｏ含有量の下限値を０．０００１％としてもよい。
　また、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、上記成分に加え、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０５～２．００％、及びＣｕ：０．０５～２．００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。ただし、これら元素は必須成分ではない。これら元素が含有されない場合でも本実施形態に係る部材は課題を解決することができるので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
　（Ｍｏ：０～１．００％）
　モリブデン（Ｍｏ）は、強化元素であり、部材を構成する鋼板の焼入れ性向上に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｍｏ含有量の下限値を０．０１％としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、鋼板の製造時及び熱延時の製造性が阻害される場合がある。以上の理由により、Ｍｏ含有量は０．０１％以上１．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量のさらに好ましい下限値は０．０５％、０．１０％、または０．１５％である。Ｍｏ含有量のさらに好ましい上限値は０．６０％、０．５０％、または０．４０％である。
　（Ｃｒ：０～２．００％）
　クロム（Ｃｒ）は、強化元素であり、部材を構成する鋼板の焼入れ性向上に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量の下限値を０．０５％としてもよい。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、鋼板の製造時及び熱延時の製造性が阻害される場合がある。以上の理由により、Ｃｒ含有量は０．０５％以上２．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量のさらに好ましい下限値は０．１０％、０．１５％、または０．２０％である。Ｃｒ含有量のさらに好ましい上限値は１．８０％、１．６０％、または１．４０％である。
　（Ｎｉ：０～２．００％）
　ニッケル（Ｎｉ）は、強化元素であり、部材を構成する鋼板の焼入れ性向上に寄与する元素である。また、Ｎｉは、鋼板の濡れ性の向上及び合金化反応の促進に寄与する元素である。これら効果を得るために、Ｎｉ含有量の下限値を０．０５％としてもよい。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の製造時及び熱延時の製造性が阻害される場合がある。以上の理由により、Ｎｉ含有量は０．０５％以上２．００％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限値は０．１０％、０．１５％、または０．２０％である。Ｎｉ含有量のさらに好ましい上限値は１．８０％、１．６０％、または１．４０％である。
　（Ｃｕ：０～２．００％）
　銅（Ｃｕ）は、強化元素であり、部材を構成する鋼板の焼入れ性向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、鋼板の濡れ性の向上及び合金化反応の促進に寄与する元素である。これら効果を得るために、Ｃｕ含有量の下限値を０．０５％としてもよい。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、鋼板の製造時及び熱延時の製造性が阻害される場合がある。以上の理由により、Ｃｕ含有量は０．０５％以上２．００％とすることが好ましい。なお、Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限値は、０．１０％、０．１５％、または０．２０％である。Ｃｕ含有量のさらに好ましい上限値は１．８０％、１．６０％、または１．４０％である。
　さらに、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、上記成分に加え、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％及びＶ：０．００５～０．３００％の少なくとも１種を含有してもよい。ただし、これら元素は必須成分ではない。これら元素が含有されない場合でも本実施形態に係る部材は課題を解決することができるので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
　（Ｎｂ：０～０．３００％）
　ニオブ（Ｎｂ）は、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化により、部材の強度上昇に寄与する元素である。これら効果を得るために、Ｎｂ含有量の下限値を０．００５％としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して部材の成形性が低下する場合がある。以上の理由により、Ｎｂの含有量は０．００５％以上０．３００％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限値は、０．００８％、０．０１０％、または０．０１２％である。Ｎｂ含有量のさらに好ましい上限値は０．１００％、０．０８０％、または０．０６０％である。
　（Ｔｉ：０～０．３００％）
　チタン（Ｔｉ）は、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化により、部材の強度上昇に寄与する元素である。これら効果を得るために、Ｔｉ含有量の下限値を０．００５％としてもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して部材の成形性を低下させる場合がある。以上の理由により、Ｔｉ含有量は０．００５％以上０．３００％以下とすることが好ましい。なお、Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限値は、０．０１０％、０．０１５％、または０．０２０％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい上限値は０．２００％、０．１５０％、または０．１００％である。
　（Ｖ：０～０．３００％）
　バナジウム（Ｖ）は、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化により、部材の強度上昇に寄与する元素である。これら効果を得るために、Ｖ含有量の下限値を０．００５％としてもよい。一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して部材の成形性を低下させる場合がある。以上の理由により、Ｖ含有量は０．００５％以上０．３００％以下とすることが好ましい。なお、Ｖ含有量のさらに好ましい下限値は０．０１０％、０．０１５％、または０．０２０％である。Ｖ含有量のさらに好ましい上限値は０．２００％、０．１５０％、または０．１００％である。
　さらにまた、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、上記成分に加え、Ｂ：０．０００１～０．１０００％を含有してもよい。ただし、Ｂは必須成分ではない。Ｂが含有されない場合でも本実施形態に係る部材は課題を解決することができるので、Ｂ含有量の下限値は０％である。
　（Ｂ：０～０．１０００％）
　ホウ素（Ｂ）は、粒界の強度の改善及び鋼の高強度化等に有効な元素である。これら効果を得るために、Ｂ含有量の下限値を０．０００１％としてもよい。一方、Ｂ含有量が０．１０００％を超えると、上述の効果が飽和するばかりでなく、鋼板の熱延時の製造性が阻害される場合がある。以上の理由により、Ｂ含有量は０．０００１％以上０．１０００％以下とすることが好ましい。なお、Ｂ含有量のさらに好ましい下限値は０．０００３％、０．０００５％、または０．０００７％である。Ｂ含有量のさらに好ましい上限値は０．０１００％、０．００８０％、または０．００６０％である。
　加えて、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、上記成分に加え、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％の少なくとも１種を含有してもよい。ただし、これら元素は必須成分ではない。これら元素が含有されない場合でも本実施形態に係る部材は課題を解決することができるので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
　（Ｃａ：０～０．０１００％）
　（Ｍｇ：０～０．０１００％）
　（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
　Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、鋼板の脱酸に有効な元素である。この効果を得るために、０．０００５％以上のＣａ、０．０００５％以上のＭｇ、及び０．０００５％以上のＲＥＭからなる群から選択される一種以上が部材に含有されても良い。一方、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭそれぞれの含有量が０．０１００％を超えると、部材の加工性が阻害される。以上の理由により、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量は、それぞれ、０．０００５％以上０．０１００％以下であることが好ましい。なお、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、及びＲＥＭ含有量それぞれのさらに好ましい下限値は、０．００１０％、０．００２０％、または０．００３０％である。Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、及びＲＥＭ含有量それぞれのさらに好ましい上限値は、０．００９０％、０．００８０％、または０．００７０％である。また、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭからなる群から選択される２種類以上が部材に含有される場合には、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの合計含有量が０．００１０％以上０．０２５０％以下であることが好ましい。
　なお、「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、上記「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、ミッシュメタル（複数の希土類元素が含まれた合金）の形態で添加することができる。ミッシュメタルは、ＬａやＣｅの他、ランタノイド系列の元素を含有する場合がある。本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、不純物として、Ｌａ及びＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含有してもよい。また、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材は、当該部材の各種特性（特に、延性及び曲げ性）を阻害しない範囲で、ＬａやＣｅを含有することができる。
　（残部：鉄及び不純物）
　本実施形態に係る部材の化学成分の残部は、鉄及び不純物を含む。不純物とは、部材の原材料に含まれる成分、或いは部材の製造の過程で混入される成分であって、部材の諸特性に影響を及ぼさない成分をいう。具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＨ等が不純物として挙げられる。これらのうち、Ｐ、Ｓ及びＯは、上述のとおり制御する必要がある。また、通常の製造方法によれば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｐｂ及びＢｉは０．０１０％以下、Ｈは０．０００５％以下の範囲内で不純物として鋼材に混入し得るが、この範囲内であれば、特にこれら元素の含有量を制御する必要はない。
　また、本実施形態の高強度冷延鋼板の成分である、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａも、意図せず不純物として混入することがあり得る。しかしながら、これら成分は、上述した範囲内であれば、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の諸特性に悪影響を与えるものではない。さらに、Ｎは、一般に、鋼板において不純物として扱われることがあるが、本実施形態形態に係る部材では、上述の範囲に制御することが好ましい。
　［ミクロ組織］
　次に、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の、ミクロ組織の限定理由について説明する。なお、本明細書において、各組織の割合の単位「％」は「体積分率（体積％）」を意味する。また、本実施形態に係る部材のミクロ組織は、部材の１／４部において規定される。圧延面と中心面との間に位置する１／４部は、部材の典型的な構成を有するからである。本明細書において、特に断りが無い限り、ミクロ組織に関する記載は１／４部におけるミクロ組織に関する。また、本実施形態に係る部材は、加工を受けている箇所と受けていない箇所とを有するが、両者のミクロ組織は略同一である。
　（焼戻しマルテンサイト：２０～９０％）
　焼戻しマルテンサイトは、鋼を強化する組織であって、本実施形態に係る部材の強度を確保するために含ませる組織である。焼戻しマルテンサイトの体積分率が２０％未満では、部材の強度が不足する。一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が９０％を超えると、部材の延性及び曲げ性の確保のために必要なベイナイト及びオーステナイトが不足する。以上の理由により、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、２０％以上９０％以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの体積分率の好ましい下限値は２５％、３０％、または３５％である。焼戻しマルテンサイトの体積分率の好ましい上限値は８５％、８０％、または７５％である。
　（ベイナイト：５～７５％）
　ベイナイトは、部材の曲げ性を向上させるために重要な組織である。通常、部材が硬質なマルテンサイトと延性に優れる残留オーステナイトとからなる組織を有する場合、マルテンサイトと残留オーステナイトとの硬度差に起因して、部材の変形時にマルテンサイトへの応力集中が生ずる。この応力集中により、マルテンサイトと残留オーステナイトとの界面にボイドが形成され、その結果、部材の曲げ性が低下するおそれがある。しかしながら、部材がマルテンサイト及び残留オーステナイトに加えてベイナイトを含む組織を有する場合には、ベイナイトが組織間硬度差を小さくし、これにより、マルテンサイトへの応力集中が緩和されて、部材の曲げ性が向上する。
　ベイナイトの体積分率が５％未満では、マルテンサイトへの応力集中が十分に緩和されず、優れた曲げ性の確保が実現できない。一方、ベイナイトの体積分率が７５％を超えると、部材の強度及び延性の確保に必要なマルテンサイト及び残留オーステナイトが不足する。以上の理由により、ベイナイトの体積分率は、５％以上７５％以下とする。なお、ベイナイトの体積分率の好ましい下限値は１０％、１５％、または２０％である。ベイナイトの体積分率の好ましい上限値は７０％、６５％、または６０％である。
　（残留オーステナイト：５～２５％）
　残留オーステナイトは、部材の延性を確保するために重要な組織である。残留オーステナイトは、鋼板のプレス成形時にマルテンサイトへと変態することで、優れた加工硬化及び高い均一伸びを鋼板にもたらす。残留オーステナイトの体積分率が５％未満では均一伸びが十分に得られず、優れた成形性の確保が難しい。一方、残留オーステナイトの体積分率が２５％を超えると、鋼板の強度及び穴拡げ性の確保に必要なマルテンサイトとベイナイトとが不足する。以上の理由により、残留オーステナイトの体積分率は、５％以上２５％以下とする。なお、残留オーステナイトの体積分率の好ましい下限値は７％、１０％、または１２％である。残留オーステナイトの体積分率の好ましい上限値は２２％、２０％、または１８％である。
　（フェライト：０～１０％）
　フェライトは、軟質な組織であるため、その体積分率はできる限り少ないことが好ましい。従って、フェライトの体積分率の下限値は０％である。フェライトの体積分率が１０％を超えると、鋼板の強度を確保することが困難となる。従って、フェライトの体積分率は１０％以下に制限される。なお、フェライトの体積分率の好ましい上限値は８％、５％、または３％である。
　なお、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、及びフェライトについての、同定、存在位置の確認、及び体積分率の測定は、ナイタール試薬及びレペラ液、並びに、ピクリン酸、エタノール、チオ硫酸ナトリウム、クエン酸、及び硝酸の混合溶液からなるエッチング液（前処理液）、及び硝酸とエタノールとの混合溶液からなるエッチング液（後処理液）を用いて、鋼板の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面又は鋼板の圧延方向及び圧延面に垂直な断面を腐食し、腐食後の断面を１０００倍の光学顕微鏡及び１０００～１０００００倍の走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡を用いて観察することで行うことができる。
　焼戻しマルテンサイトの同定については、走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡により断面の観察を行い、炭化物の内部にＦｅを多く含有する炭化物（Ｆｅ系炭化物）を含むマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトとみなし、当該炭化物を含まないマルテンサイトを焼戻されていない通常のマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）とみなした。Ｆｅを多く含有する炭化物としては、様々な結晶構造の炭化物があるが、どのような結晶構造のＦｅ系炭化物を含むマルテンサイトであっても、本実施形態における焼戻しマルテンサイトに該当するものとする。また、本実施形態における焼戻しマルテンサイトには、熱処理条件に起因して、複数種のＦｅ系炭化物が混在するものも含まれる。
　また、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、及びフェライトの同定については、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に付属のＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎを用いた結晶方位解析法（ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法）による結晶方位の解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定によっても可能である。
　例えば、金属組織中の残留オーステナイトの体積分率（％）の確認に際しては、部材の圧延面に平行である、板厚の約１／４の深さ位置の面（部材の圧延面から部材の厚さの約１／４の深さの面）を観察面としてＸ線解析を行ってもよい。これにより得られる残留オーステナイトの面積分率を、残留オーステナイトの体積分率とする。
　これに対し、金属組織中のベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及びフェライトの体積分率（％）の確認に際しては、まず鋼板の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面（観察面）を、研磨し、ナイタール液でエッチングする。次いで、エッチングされた断面における板厚１／４部を、ＦＥ－ＳＥＭで観察することにより、各組織の面積分率を測定する。この場合に得られる面積分率は、体積分率と実質的に等しい値となるので、この面積分率を体積分率とみなす。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形の観察面における各組織を、次のように区別、認識することができる。即ち、焼戻しマルテンサイトは、ラス状（特定の優先成長方向を有する板状）の結晶粒の集合であって、結晶粒の内部に上述された長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、当該炭化物が複数のバリアント（即ち、異なる方向）に伸長した複数の鉄系炭化物群に属する組織と認識できる。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、結晶粒の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、或いは、結晶粒の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含むが、その炭化物が単一のバリアント（同一方向）に伸張した鉄系炭化物群に属する組織と認識できる。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味する。フェライトは、塊状の結晶粒であって、結晶粒の内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まない組織と認識できる。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭを用いてラス状結晶粒の内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを容易に区別することができる。
［板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度］
　次に、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の、極密度の限定理由について説明する。なお本実施形態に係る部材の極密度は、部材の典型的な構成を有する、部材の１／４部において規定される。本明細書において、特に断りが無い限り、極密度に関する記載は１／４部における極密度に関する。また、本実施形態に係る部材は、加工を受けている箇所と受けていない箇所とを有するが、両者における極密度は略同一である。
　熱間プレス部材の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０未満である場合、圧延方向のｒ値、及び圧延直角方向のｒ値をいずれも０．８０以下にすることができないので、曲げ性が劣化する。したがって、板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度は３．０以上とする。板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度の下限値は、好ましくは４．０、または５．０である。板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度の上限値は特に規定されない。しかし、板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が１５．０を超える場合、部材の加工性が低下する場合があるので、板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を１５．０以下、または１２．０以下にしてもよい。
　極密度とは、特定の方位への集積を持たない標準試料に対する、試験片の特定方位への集積度の比である。本実施形態に係る部材の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度は、ＥＢＳＤ（電子後方散乱パターン：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　ｐａｔｔｅｒｎ）法で測定される。
　ＥＢＳＤを用いた極密度の測定は以下のとおり行う。部材の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面を観察面とする。観察面における、部材の表面から板厚ｔの１／４深さの線を中心とする、圧延方向に１０００μｍかつ圧延面法線方向に１００μｍの矩形領域に対して、１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析を実施して、この矩形領域の結晶方位情報を取得する。ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えばＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）とから構成された装置を用いて、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。この矩形領域の結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析ソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ」（登録商標）を用いて、この矩形領域のＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を算出する。これにより、各結晶方位の極密度ができるので、部材の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を求めることができる。
　図１は、ＯＤＦ（φ２＝４５°断面）上の主な結晶方位の位置を示す図である。通常、圧延面に垂直な結晶方位を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝との表記で表示し、圧延方向に平行な結晶方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞との表記で表示する。｛ｈｋｌ｝及び＜ｕｖｗ＞は、等価な面及び方位の総称であり、（ｈｋｌ）及び［ｕｖｗ］は個々の結晶面を示す。
　本実施形態の部材の結晶構造は、主に体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。そのため、たとえば、（１１１）、（－１１１）、（１－１１）、（１１－１）、（－１－１１）、（－１１－１）、（１－１－１）、（－１－１－１）は実質的に等価であり、区別がつかない。本実施形態では、これらの方位を総称して｛１１１｝と表示する。
　なお、ＯＤＦは、対称性が低い結晶構造の結晶方位の表示にも用いられる。一般に、φ１＝０～３６０°、Φ＝０～１８０°、φ２＝０～３６０°で表示され、個々の結晶方位が（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示される。しかしながら、本実施形態の熱延鋼板の結晶構造は、対称性の高い体心立方構造である。したがって、Φとφ２とは０～９０°で表示できる。
　φ１は、計算を行う際、変形による対称性を考慮するか否かで変化する。本実施形態においては、対称性（ｏｒｔｈｏｔｒｏｐｉｃ）を考慮した計算を実施し、φ１＝０～９０°で表示する。すなわち、本実施形態による部材の極密度の測定では、φ１＝０～３６０°での同一方位の平均値を、０～９０°のＯＤＦ上に表示する方式を選択する。この場合、（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは同義である。したがって、図１に示す、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１２）［１－１０］方位（φ１＝０°、Φ＝３５°）の極密度は、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度と同義である。
　以上に示すように、高強度熱間プレス成形部材の成分、組織、および極密度を調整することにより、部材の抗張積を２６０００（ＭＰａ・％）以上として、優れた延性、ひいては優れた耐疲労性及び耐久性を有する部材を実現することができる。また、上記調整により、部材の圧延方向のｒ値及び部材の圧延直角方向のｒ値をいずれも０．８０以下とし、かつ、部材の圧延方向の限界曲げ及び部材の圧延直角方向の限界曲げをいずれも２．０以下として、優れた曲げ性を有する部材を実現することができる。
　なお、衝撃を受けた時には、ｒ値が低いほど板厚方向の変形が促進され、曲げ割れを防ぐことができる。一般に、曲げの稜線方向に垂直な方向のｒ値が０．８０以下である場合には、上記曲げ割れの防止効果が高いレベルで発揮される。本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材では、圧延方向のｒ値及び圧延直角方向のｒ値の双方が０．８０以下であるので、衝突時に部材が大きな曲げ変形を受けても、部材は優れた曲げ性を発揮することができる。
　＜高強度熱間プレス成形部材の製造方法＞
　次に、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の製造方法を詳細に説明する。この高強度熱間プレス成形部材の製造方法は、上述した化学成分からなる冷延鋼板又は焼鈍鋼板である熱間プレス用素板を、最高加熱温度がＡｃ３点以上に加熱する、加熱工程と、熱間プレス用素板に熱間プレス成形を行うと同時に、（Ｍｓ点－２５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度範囲まで冷却する、熱間プレス成形・冷却工程と、を必須の工程として順次行う。また、本実施形態の高強度熱間プレス成形部材の製造方法は、これらの工程とは別に、上記熱間プレス成形・冷却工程の後、３００～５００℃の温度域に部材を再加熱し、次いで再加熱温度域に部材を１０～１０００秒保持した後、部材を室温まで冷却する、再加熱工程を任意選択的に行う。以下、各工程について説明する。なお、以下では、上記加熱工程前に行われる、熱間プレス用素板の準備工程についても併せて言及する。
　本実施形態に係る部材の製造方法の説明において「加熱速度」及び「冷却速度」とは、温度Ｔを時間ｔで微分して得られるｄＴ／ｄｔ（時刻ｔにおける瞬間速度）を意味する。例えば、「Ａ℃からＢ℃までの温度範囲での加熱速度をＸ～Ｙ℃／秒にする」という記載は、温度ＴがＡ℃からＢ℃まで変化する間のｄＴ／ｄｔが常にＸ～Ｙ℃／秒の範囲内であることを意味する。
　（熱間プレス用素板の準備工程）
　本工程は、後述する加熱工程に供する熱間プレス用素板（冷延鋼板又は焼鈍鋼板）を得る、準備工程である。鋳造に先行する各製造処理は、特に限定するものではない。即ち、高炉、電炉等による溶製に引き続いて、各種の二次製錬を行ってもよい。鋳造したスラブは、一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、連続的に（即ち、冷却及び再加熱を行わずに）熱延してもよい。熱間圧延では、９２０℃以下での温度領域での総圧下率を２５％以上とすることが重要である。その理由は、以下の通りである。
（１）９２０℃超の温度領域における圧延は、圧延時または次の圧延までの空想時間中に再結晶が進行するので、ひずみを鋼に蓄積させ難く、その結果、集合組織の形成に十分に寄与しない可能性がある。
（２）９２０℃以下の温度領域における総圧下率が２５％未満である場合、圧延による結晶回転効果が十分に得られないので、集合組織が十分に形成されない可能性が高い。
　これら理由により、９２０℃以下での温度領域における総圧下率を２５％以上とすることが重要である。９２０℃以下での温度領域における総圧下率は、好ましくは３０％以上、さらに望ましくは４０％以上である。一方、９２０℃以下での温度領域における総圧下率の上限は、８０％とすることが望ましい。８０％超の圧下を施す事は、圧延ロールへの荷重の増大を招き、圧延機の耐久性に影響するからである。なお、熱間プレス用素板の原料として、スクラップを使用することもできる。
　また、熱間圧延後の冷却条件として、本実施形態に係る部材の各効果（優れた延性及び曲げ性）を奏するように、組織制御を行うための冷却パターンを採用することができる。
　巻取温度は、６５０℃以下とすることが好ましい。６５０℃を超える温度で熱延鋼板を巻き取ると、熱延鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に大きくなるので、酸洗性が劣る。なお、巻取温度は、６００℃以下とすることがさらに好ましい。６００℃以下の温度域では、ベイナイト変態が生じ易いからである。熱延板組織を主にベイナイトとすることで、続く冷間圧延時の集合組織形成が十分に行われ、ひいては目的のｒ値を得易くなる。
　巻取温度の下限値についても特に限定することなく本実施形態に係る部材の各効果（優れた延性及び曲げ性）が発揮される。しかし、室温以下の温度で熱延鋼板を巻き取ることは技術的に難しいので、室温が巻取温度の実質的な下限値となる。但し、巻取温度が３５０℃未満では、熱延板組織において、硬質なマルテンサイトの割合が大きくなり、冷延が難しくなるため、巻取温度は３５０℃以上とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を施す。酸洗回数は特に規定されない。
　酸洗した熱延鋼板を、総圧下率５０～９０％で冷間圧延し、熱間プレス用素板とする。本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の圧延方向のｒ値及び圧延直角方向のｒ値をいずれも０．８０以下とするためには、熱間プレス用素板の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０以上である必要がある。熱間プレス用素板の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度は、望ましくは４．０以上、さらに望ましくは５．０以上である。冷間圧延の総圧下率が５０％未満である場合、熱間プレス用素板の板厚１／４部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０未満となるので、部材の集合組織を上述の如く制御することができなくなり、目的のｒ値を確保することが困難である。
　一方、冷間圧延の総圧下率が９０％を超えると、再結晶の駆動力が高くなり過ぎて、後述する熱間プレスの加熱工程の際にフェライトが再結晶してしまう。後述する熱間プレスの加熱工程では、熱間プレス用素板がＡｃ３点以上の温度まで加熱されるが、Ａｃ３点に到達するまで熱間プレス用素板に未再結晶フェライトが残存していることが必要である。冷間圧延の総圧下率が９０％を超える場合、この条件が達成されなくなる。また、上記総圧下率が９０％を超えると、冷延荷重が大きくなり過ぎて冷延が困難となる。なお、冷間圧延の総圧下率ｒは、冷間圧延の終了後の板厚ｈ１（ｍｍ）と、冷間圧延の開始前の板厚ｈ２（ｍｍ）とを以下の式１に代入することにより求められる。
　ｒ＝（ｈ２－ｈ１）／ｈ２……（式１）
　以上の理由により、酸洗した熱延鋼板の冷間圧延の総圧下率は５０％以上９０％以下とする。なお、冷間圧延の総圧下率の好適範囲は６０％以上８０％以下である。また、圧延パスの回数、及び各パスの圧下率については特に限定するものではない。
　また、上記の冷間圧延によって得られる冷延鋼板に熱処理（焼鈍）を施して焼鈍鋼板としたものを、熱間プレス用素板としてもよい。熱処理は特に限定されず、連続焼鈍ラインを通板させる方法によって行われても、バッチ焼鈍で行われてもよい。熱処理の際、５００℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲において加熱速度を１０℃／秒以上にする必要がある。加熱速度が１０℃／秒未満である場合、最終的に得られる成形体の集合組織が好ましく制御されなくなる。但し、鋼板のＴｉ含有量及びＮｂ含有量の合計が０．００５質量％以上の場合は、５００℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲での加熱速度が常に３℃／秒以上であればよい。
　焼鈍温度はＡｃ１点以上Ａｃ３点以下とすることが好ましい。焼鈍温度がＡｃ１点未満であると、フェライトの再結晶が進行してしまうからである。一方、焼鈍温度がＡｃ３点を超えると、鋼板がオーステナイト単相組織となり、未再結晶フェライトを残存させることが難しい。いずれの場合においても、熱間プレスの加熱工程で、熱間プレス用素板がＡｃ３点に到達するまで熱間プレス用素板に未再結晶フェライトを残存させることが困難になる。
　この温度域（Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下）での焼鈍時間は特に限定しないが、焼鈍時間が６００秒を超えると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。なお、焼鈍時間とは、鋼板温度が最高到達温度（焼鈍温度）で等温保持される期間の長さである。この期間において、鋼板は等温保持されてもよいし、又は最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却されてもよい。
　焼鈍後の冷却では、冷却開始温度を７００℃以上とし、冷却終了温度を４００℃以下とし、７００℃～４００℃の温度範囲における冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。７００℃～４００℃の温度範囲における冷却速度が１０℃／秒未満であると、フェライトの再結晶が進行してしまう。この場合、熱間プレスの加熱工程で、熱間プレス用素板がＡｃ３点に到達するまで熱間プレス用素板に未再結晶フェライトを残存させることが困難になる。
　（加熱工程）
　本工程は、上記準備工程を経て得られた冷延鋼板又は焼鈍鋼板である熱間プレス用素板を、Ａｃ３点以上に加熱する工程である。熱間プレス用素板の最高加熱温度は、Ａｃ３点以上とする。最高加熱温度がＡｃ３点未満であると、高強度熱間プレス成形部材に多量のフェライトが生成するので、高強度熱間プレス成形部材の強度を確保することが難い。このことから、Ａｃ３点を最高加熱温度の下限とする。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、プレス金型の寿命を低下させる等のトラブルを誘発することから、最高加熱温度はＡｃ３点＋５０℃以下とすることが好ましい。
　最高加熱温度までの加熱において、５００℃～Ａｃ１点の温度域での加熱速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。但し、熱間プレス素板のＴｉ含有量及びＮｂ含有量の合計値が０．００５質量％以上の場合は、加熱速度を３℃／秒以上とすることができる。５００℃～Ａｃ１点の温度域での加熱速度が１０℃／秒未満であると、加熱途中でフェライトの再結晶が起こり、Ａｃ３点に到達するまで未再結晶フェライトを残存させることが困難である。また、加熱速度１０℃／秒以上で加熱することで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、高強度熱間プレス成形部材の靭性及び耐遅れ破壊特性を改善することができる。
　このように、５００℃～Ａｃ１点の温度域での加熱速度を増大させると、Ａｃ３点に到達するまで未再結晶フェライトを残存させ、ひいては高強度熱間プレス成形部材の生産性を向上させることができるが、５００℃～Ａｃ１点の温度域での加熱速度が３００℃／秒を超えると、これらの効果が飽和状態となり、他に特段の効果も生じない。このため、加熱速度の上限は３００℃／秒とすることが好ましい。
　なお、最高加熱温度での保持時間は特に限定しないが、炭化物を溶解させるために、保持時間は２０秒以上とすることが好ましい。一方、目的のｒ値を得るために好ましい集合組織を残存させるためには、保持時間を１００秒未満にすることが好ましい。
　（熱間プレス工程）
　熱間プレス工程では、上記加熱工程を経た熱間プレス用素板に、熱間プレス成形手段（例えば金型）を用いて熱間プレス成形を行うと同時に、熱間プレス成形手段に設けられた冷却手段（例えば金型内の管路を流れる冷媒）等を用いて、（Ｍｓ点－２５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度範囲まで冷却する。熱間プレス成形については、公知のいかなる方法を用いることもできる。
　熱間プレス工程では、部材を（Ｍｓ点－２５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度範囲まで、冷却速度０．５～２００℃／秒で冷却することで、マルテンサイトを生成させる。冷却停止温度が（Ｍｓ点－２５０℃）未満ではマルテンサイトが過度に生成されて、高強度熱間プレス成形部材において延性及び曲げ性の確保が十分に達成されない。これに対し、冷却停止温度がＭｓ点より高いと、マルテンサイトが十分に生成せず、高強度熱間プレス成形部材において強度の確保が十分に達成されない。このため、冷却停止温度は（Ｍｓ点－２５０℃）以上Ｍｓ点以下とする。雰囲気温度が低い場合は、冷却手段の動作を停止させても部材の温度低下速度が０．５℃／秒以上となり、上述された冷却停止が達成されない。この場合、加熱手段を適宜用いることにより、部材の温度低下速度を０．５℃／秒未満に抑制して、上述の冷却停止を達成する必要がある。また、冷却停止温度を（Ｍｓ点－２２０℃）以上（Ｍｓ点－５０℃）以下とした場合には、上記効果がそれぞれ高いレベルで奏されるため、好ましい。
　最高加熱温度から冷却停止温度までの冷却速度は、特に限定しないが、０．５～２００℃／秒とすることが好ましい。上記冷却速度が０．５℃／秒未満であると、冷却過程においてオーステナイトがパーライト組織へと変態し、或いは、多量のフェライトが生成されるため、強度を確保するのに十分なマルテンサイト及びベイナイトの体積率を確保することが困難となる。
　一方、冷却速度を増大しても、高強度熱間プレス成形部材の材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を増大することは、製造コスト高を招くこととなるので、上記冷却速度の上限は２００℃／秒とすることが好ましい。
　（再加熱工程）
　再加熱工程は、上記熱間プレス成形・冷却工程を経た部材を、３００～５００℃の温度域に再加熱し、次いで部材を再加熱温度域に１０～１０００秒保持した後、部材を再加熱温度域から室温まで冷却する工程である。当該再加熱は、通電加熱や誘導加熱を用いて行うことができる。再加熱工程は、任意選択的な工程であり、再加熱工程における保持とは、等温保持のみならず、上記温度域での徐冷や加熱も含む。従って、再加熱工程における保持時間とは、部材が再加熱温度域内にある期間の長さを意味する。
　再加熱温度（保持温度）が３００℃未満では、ベイナイト変態に長時間を要するので、優れた生産性を実現することができない。一方、再加熱温度（保持温度）が５００℃を超えると、ベイナイト変態が起こりにくい。このため、再加熱温度は、３００℃～５００℃とする。なお、再加熱温度の好適範囲は、３５０℃以上４５０℃以下である。
　また、保持時間が１０秒未満であると、ベイナイト変態の進行が十分でなく、曲げ性の確保に十分なベイナイト、及び延性の確保に十分な残留オーステナイトが得られない。一方、保持時間が１０００秒を超えると、残留オーステナイトの分解が起こり、延性確保に有効な残留オーステナイトが得られず、生産性が低下する。このため、保持時間は、１０秒以上１０００秒以下とする。なお、保持時間の好適範囲は、１００秒以上９００秒以下である。
　さらに、保持後の冷却態様については、特に限定されることはなく、金型内で保持したまま室温まで冷却すればよい。なお、本工程は任意選択的な工程であるため、本工程を採用しない場合には、上記熱間プレス成形工程終了後、プレス金型から部材を取り出し、３００～５００℃に加熱された炉に装入してもよい。なお、これらの熱履歴を満足していれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。
　以上に示す、本実施形態の高強度熱間プレス成形部材の製造方法は、通常の製鉄における、精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延の各工程を経ることを原則とするが、上述した各工程の条件を満足すれば、適宜設計変更しても、本実施形態に係る高強度熱間プレス成形部材の効果を得ることができる。
　以下、本発明の効果を発明例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の発明例で用いた条件に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成の鋳片Ａ～Ｒおよびａ～ｄに、表２－１～３－３に示す諸条件で、本発明の熱間プレス用素板の製造工程、加熱工程、及び熱間プレス成形工程、冷却工程、および再加熱工程を模擬した工程を順次行って鋼板Ａ１～ｄ１を製造し、その後、鋼板を室温まで冷却した。各試験例で得られた鋼板Ａ１～ｄ１には、金型による熱間プレスは施されていない。しかしながら、得られた鋼板の機械的性質は、同じ熱履歴を有する熱間プレス成形部材の未加工部と実質的に同一である。従って、得られた鋼板Ａ１～ｄ１を評価することにより、本発明である熱間プレス成形部材の効果を確認することができる。
　ここで、表１における鋼種Ａ～Ｒは、本発明で規定する成分の鋼種であり、鋼種ａ～ｄは、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの少なくともいずれかの含有量が本発明の範囲外の鋼種である。また、表２－１等に記載の試験記号に含まれるアルファベットは、表１に記載の鋼種に対応する。各試験例を区別するために、アルファベットに添え数字を付している。例えば、表２－１中の、試験記号Ｄ１～Ｄ１８の化学成分は表１の鋼種Ｄの化学成分である。さらに、表１、及び表２－１～３－３において、下線を付した数値は、本発明の規定範囲外の数値である。なお、Ｄ７、Ｄ１３、Ｈ６、Ｋ１２、Ｌ６、Ｌ１２、Ｌ１３の「３００～５００℃での保持時間」は、「３００～５００℃での保持温度（℃）」のとして記載されている再加熱温度における等温保持時間であり、それ以外の実施例の「３００～５００℃での保持時間」は、鋼板温度が３００～５００℃の範囲内にあった時間である。
　また、各試験例のＡｃ３点及びＭｓ点は、熱延・冷延を行った熱間プレス用素板を、予め実験室で測定して得られた値である。そして、このように得られたＡｃ３点及びＭｓ点を用いて、焼鈍温度及び冷却温度を設定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　次いで、各鋼板Ａ１～ｄ１のミクロ組織の同定および集合組織の分析を上述の方法により行った。次いで、各鋼板Ａ１～ｄ１の機械的性質を以下の方法により調査した。
　引張強さＴＳ（ＭＰａ）及び破断伸びＥｌ（％）は、引張試験によって測定された。引張試験片は、１．２ｍｍ厚の板から圧延直角方向採取されたＪＩＳ５号試験片とした。引張強さが１２００ＭＰａ以上である試料は、引張強さが良好な試料と判断した。
　圧延方向のｒ値及び圧延垂直方向のｒ値、並びに、圧延方向の限界曲げ（Ｒ／ｔ）及び圧延垂直方向の限界曲げ（Ｒ／ｔ）は、曲げ試験によって測定された。具体的な手段は以下の通りとした。
　ｒ値は、ＪＩＳＺ２２０１に準拠した試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２５４の規定に準拠した試験により求められた。圧延方向のｒ値は、圧延方向を長手方向とした試験片によって測定され、圧延直角方向のｒ値は、圧延直角方向を長手方向とした試験片によって測定された。
　限界曲げＲ／ｔは、ＪＩＳＺ２２０４に規定されている１号試験片をに、ＪＩＳＺ２２４８に規定されているＶブロック法に準拠した試験を行うことにより求めた。圧延方向の限界曲げは、曲げ稜線が圧延方向となるように採取された試験片によって測定され、圧延直角方向の限界曲げは、曲げ稜線が圧延直角方向となるように採取された試験片によって測定された。なお、試験では、曲率半径Ｒが異なる複数の押金具を用いて曲げを繰り返し、曲げ試験後に曲げ部の割れを光学顕微鏡又はＳＥＭで判定して、割れが発生しない限界曲げＲ／ｔ（Ｒ：試験片の曲げ半径（即ち押金具の曲率半径）、ｔ：試験片の板厚）を算出して評価した。
　組織の同定等及び各性能についての結果を表４－１～表５－３に示す。なお、表４－１～表４－３における下線を付した数値は、本発明の範囲外の数値である。また、表４－１～表５－３中、ｔＭ（％）はミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの体積分率、Ｂ（％）はミクロ組織中のベイナイトの体積分率、γＲ（％）はミクロ組織中の残留オーステナイトの体積分率、Ｆ（％）はミクロ組織中のフェライトの体積分率、ＴＳ（ＭＰａ）は引張強さ、Ｅｌ（％）は破断伸び、そしてＴＳ×Ｅｌは抗張積をそれぞれ意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表５－１～表５－３に示すように、特に鋼の組成、組織、および集合組織について改良を行っている各発明例については、引張強さが１２００ＭＰａ以上であり、抗張積が２６０００（ＭＰａ・％）以上であるとともに、圧延方向のｒ値及び圧延直角方向のｒ値がいずれも０．８０以下であり、かつ、圧延方向の限界曲げ及び圧延直角方向の限界曲げがいずれも２．０以下であることが判る。従って、各発明例は、いずれも、高強度且つ延性及び曲げ性に優れているといえる。
　これに対し、表５－１～表５－３に示すように、鋼の組成、組織、及び集合組織について、本発明の範囲の改良を行っていない各従来例については、抗張積、圧延方向のｒ値及び圧延直角方向のｒ値、圧延方向の限界曲げ及び圧延直角方向の限界曲げ、の少なくともいずれかが好適な範囲となっていないことが判る。
　本発明によれば、高強度熱間プレス成形部材について、延性及び曲げ性がいずれも高いレベルで発揮される。従って、本発明は、特に、自動車用の構造用部材の分野において有用である。

Claims (5)

  1. 　単位質量％で、
    　Ｃ：０．１００～０．６００％、
    　Ｓｉ：１．００～３．００％、
    　Ｍｎ：１．００～５．００％、
    　Ｐ：０．０４０％以下、
    　Ｓ：０．０５００％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｂ：０～０．１０００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、及び
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％
    を含有し、
    　残部が鉄及び不純物からなり、
    　板厚１／４部におけるミクロ組織が、単位体積％で、焼戻しマルテンサイト：２０～９０％、ベイナイト：５～７５％、及び残留オーステナイト：５～２５％を含み、且つフェライトが１０％以下に制限され、
    　前記板厚１／４部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が３．０以上である
    ことを特徴とする熱間プレス成形部材。
  2. 　単位質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    　Ｎｉ：０．０５～２．００％、及び
    　Ｃｕ：０．０５～２．００％
    からなる群から選択される１種以上を含有する
    ことを特徴する請求項１に記載の熱間プレス成形部材。
  3. 　単位質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５～０．３００％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．３００％、及び
    　Ｖ：０．００５～０．３００％
    からなる群から選択される１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成形部材。
  4. 　単位質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．１０００％
    を含有する
    ことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の熱間プレス成形部材。
  5. 　単位質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％
    からなる群から選択される１種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の熱間プレス成形部材。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019208556A1 (ja) * 2018-04-23 2019-10-31 日本製鉄株式会社 鋼部材およびその製造方法
WO2020080554A1 (ja) * 2018-10-19 2020-04-23 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2021131876A1 (ja) * 2019-12-23 2021-07-01 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
JPWO2021141103A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
WO2021141097A1 (ja) 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2021141100A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2022059321A1 (ja) * 2020-09-17 2022-03-24
RU2791207C1 (ru) * 2019-05-28 2023-03-06 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд Сталь, стальной стержень и способ его производства

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018220412A1 (fr) 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
KR101999028B1 (ko) * 2017-12-26 2019-09-27 주식회사 포스코 연성이 우수한 열간 프레스 성형 부재, 열간 프레스 성형 부재용 강판 및 이들의 제조방법
US20230107809A1 (en) * 2020-02-20 2023-04-06 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
EP4151757A4 (en) * 2020-05-13 2023-10-04 Nippon Steel Corporation HOT STAMPED MOLDED BODY
SE545210C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007046146A (ja) * 2004-11-15 2007-02-22 Nippon Steel Corp 高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法
JP2011214081A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2011214072A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2011214070A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2012133540A1 (ja) * 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2012233229A (ja) * 2011-04-28 2012-11-29 Nippon Steel Corp 圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板及びその製造方法
WO2013125399A1 (ja) * 2012-02-22 2013-08-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2014037595A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱延鋼板の製造方法
JP2015151600A (ja) * 2014-02-18 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP2016008310A (ja) * 2014-06-23 2016-01-18 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2016028172A (ja) * 2014-07-11 2016-02-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01230715A (ja) 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0733551B2 (ja) 1989-02-18 1995-04-12 新日本製鐵株式会社 優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法
JP3882474B2 (ja) 2000-07-06 2007-02-14 住友金属工業株式会社 金属板の熱間プレス成形方法
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100960167B1 (ko) 2004-07-27 2010-05-26 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고영율 강판, 이를 이용한 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 및 고영율 강관 및 이들의 제조 방법
WO2009107282A1 (ja) 2008-02-26 2009-09-03 新日本製鐵株式会社 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品
WO2010119911A1 (ja) 2009-04-14 2010-10-21 新日本製鐵株式会社 被削性に優れた低比重鍛造用鋼
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
TR201803006T4 (tr) 2011-04-28 2018-03-21 Kobe Steel Ltd Sıcak presle kalıplanan madde, bunun üretim yöntemi.
EP2719786B1 (en) 2011-06-10 2016-09-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Process for producing a hot press-formed product.
JP5708320B2 (ja) * 2011-07-06 2015-04-30 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
EP2735620B1 (en) 2011-07-21 2016-05-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method for producing hot-pressed steel member
MX2014003714A (es) 2011-09-30 2014-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, de alta resistencia, y lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, aleada, de alta resistencia, que tiene excelente formabilidad y pequeña anisotropia del material, con resistencia a la traccion maxima de 980 mpa o mas metodo de fabricacion de las mismas.
ES2666968T3 (es) 2012-01-13 2018-05-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Artículo moldeado por estampado en caliente y método para producir un artículo moldeado por estampado en caliente
RU2587106C2 (ru) 2012-03-07 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для горячей штамповки, способ его производства и горячештампованный стальной материал
ES2644357T3 (es) 2012-09-26 2017-11-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero de fase dual y procedimiento para la producción de la misma
MX2016006777A (es) 2013-11-29 2016-09-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Componente de lamina de acero formada en caliente y metodo para producir el mismo asi como la lamina de acero para formacion en caliente.
KR101568549B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
EP3088547A4 (en) 2013-12-27 2017-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, production method for same, and hot-press steel sheet
WO2016001704A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
WO2016063467A1 (ja) 2014-10-24 2016-04-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ホットプレス部材およびその製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007046146A (ja) * 2004-11-15 2007-02-22 Nippon Steel Corp 高ヤング率鋼板、それを用いた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高ヤング率鋼管、高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼管、及び高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼管、並びにそれらの製造方法
JP2011214081A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2011214072A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2011214070A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2012133540A1 (ja) * 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2012233229A (ja) * 2011-04-28 2012-11-29 Nippon Steel Corp 圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板及びその製造方法
WO2013125399A1 (ja) * 2012-02-22 2013-08-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2014037595A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱延鋼板の製造方法
JP2015151600A (ja) * 2014-02-18 2015-08-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP2016008310A (ja) * 2014-06-23 2016-01-18 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP2016028172A (ja) * 2014-07-11 2016-02-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112004955B (zh) * 2018-04-23 2022-03-04 日本制铁株式会社 钢构件及其制造方法
JP6638870B1 (ja) * 2018-04-23 2020-01-29 日本製鉄株式会社 鋼部材およびその製造方法
CN112004955A (zh) * 2018-04-23 2020-11-27 日本制铁株式会社 钢构件及其制造方法
WO2019208556A1 (ja) * 2018-04-23 2019-10-31 日本製鉄株式会社 鋼部材およびその製造方法
WO2020080554A1 (ja) * 2018-10-19 2020-04-23 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
JPWO2020080554A1 (ja) * 2018-10-19 2021-02-15 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
US11970758B2 (en) 2018-10-19 2024-04-30 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
RU2791207C1 (ru) * 2019-05-28 2023-03-06 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд Сталь, стальной стержень и способ его производства
WO2021131876A1 (ja) * 2019-12-23 2021-07-01 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN114829652B (zh) * 2020-01-09 2023-04-28 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829651B (zh) * 2020-01-09 2023-05-12 日本制铁株式会社 热压成形体
JPWO2021141097A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2021141100A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2021141103A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JP7319569B2 (ja) 2020-01-09 2023-08-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
KR20220091571A (ko) 2020-01-09 2022-06-30 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
KR20220091572A (ko) 2020-01-09 2022-06-30 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
KR20220092945A (ko) 2020-01-09 2022-07-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
CN114829652A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829651A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
WO2021141103A1 (ja) 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2021141097A1 (ja) 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
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