(57)【要約】【課題】  熱間プレスにおいても，冷間プレス同様に２回以上の連続プレスを可能とし，生産性，成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】  質量％で，Ｃ：０．０５〜０．３５％，Ｓｉ：０．００５〜１．０％，Ｍｎ：０〜４.０％，Ｃｒ：０〜３．０％，Ｃｕ：０〜４．０％，Ｎｉ：０〜３．０％，Ｂ：０．０００２〜０．１％，Ｔｉ：０．００１〜３．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｎ：０．０１％以下，を含有し，かつ，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４≧２．５％を満たし，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を，７５０〜１３００℃に昇温させて，１０〜６０００秒間維持した後，３００℃にて２回以上のプレス成形を行い，面積率で６０％以上のマルテンサイト組織を有する部材を得る。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，
Ｃ：０．０５〜０．３５％，
Ｓｉ：０．００５〜１．０％，
Ｍｎ：０〜４.０％，
Ｃｒ：０〜３．０％，
Ｃｕ：０〜４．０％，
Ｎｉ：０〜３．０％，
Ｂ：０．０００２〜０．１％，
Ｔｉ：０．００１〜３．０％，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０５％以下，
Ａｌ：０．００５〜０．１％，
Ｎ：０．０１％以下，
を含有し，かつ，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４≧２．５％を満たし，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を，７５０〜１３００℃に昇温させて，１０〜６０００秒間維持した後，３００℃以上の温度にて２回以上のプレス成形を行い，面積率で６０％以上のマルテンサイト組織を有する部材を得ることを特徴とする，成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項２】
前記鋼板は，さらに質量％で，Ｍｏ：０．０１〜３．０％を含有することを特徴とする，請求項１に記載の成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼板は，さらに質量％で，
Ｎｂ：０．０１〜３．０％，
Ｖ：０．００１〜３．０％，
Ｗ：０．００５〜３．０％，
の１種または２種以上を含有することを特徴とする，請求項１又は２記載の成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼板は，さらに質量％で，
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％，
Ｙ：０．０００５〜０．０１％，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％，
の１種または２種以上を含有することを特徴とする，請求項１〜３の何れかに記載の成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項５】
前記鋼板を，１〜１００℃/秒の昇温速度で７５０〜１３００℃に昇温させることを特徴とする，請求項１〜４の何れかに記載の生産性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項６】
最終のプレス成形後，金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し，１０〜５００℃/秒の冷却速度で５〜４０℃まで鋼板を冷却することを特徴とする，請求項１〜５の何れかに記載の成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【請求項７】
最終のプレス成形後，金型パンチを下死点にて保持することなく，上死点まで移動させ，成形品を金型より取り出し，１０〜５００℃／秒の冷却速度で５〜４０℃まで冷却することを特徴とする，請求項１〜５の何れかに記載の成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，例えば自動車の足回り，シャーシ，メンバー，衝突安全用補強部材等に用いられる高強度鋼製部材を得るための製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年，地球環境保全に向けた自動車軽量化ニーズ，衝突安全性の向上ニーズ等に伴い，プレス成形によって製造される鋼製部材にも引張強度で９８０MPa以上の高強度化が強く望まれている。しかし，素材としての鋼板の高強度化はプレス成形性の低下を招き，複雑な形状の製作が困難となる。具体的には，延性低下による破断，スプリングバックによる寸法精度の劣化という問題等である。このため，高強度鋼板を用いてのプレス加工による複雑な形状の製作は容易ではない。
【０００３】
そこで，最近注目されつつある技術としてホットプレス（熱間プレス）がある。本技術は，例えば特許文献１に開示されているように，鋼板を加熱してプレス加工する方法であり，鋼板が高温ゆえに，軟質，高延性となり，複雑な形状も寸法精度良く成形可能である。加えて，加熱時にオーステナイトが生成する温度域まで昇温しておけば，プレス加工後の冷却，あるいは，プレス加工時の金型内で冷却することにより，所望の材質を得ることが可能である。すなわち，冷却速度を高めることにより，硬化相であるマルテンサイトを生成し，高強度部材を得ることが可能である。特許文献１では，金属材を８５０℃以上に加熱し，８５０℃以上の高温状態で，所望形状を付与すべく相対的に低温のプレス型を用いてプレス加工を施して製造する，車両用衝突補強材の製造方法が開示されている。
【０００４】
しかし，効率を上げて生産性を高めたり，成形性を上げて複雑形状部材を製造可能とするためには，１回のプレスではなく，冷間プレス同様，トランスファープレスのような２回以上のプレス加工を連続で行なうことが求められるが，特許文献１では，２回以上のプレス加工をすることは想定されていない。特許文献１に開示されている技術では，焼入れの際のオーステナイトからのマルテンサイト変態を利用した高強度化を行っているため，加熱炉より取り出した鋼板を８５０℃以上の高温で加工することが必須となる。仮に，特許文献１に開示された技術により２回以上のプレス加工をすると仮定しても，加熱炉より取り出された鋼板は，すぐさま温度低下が引き起こされるか，あるいは，成形前に鋼板の一部が金型と接触することで冷却されてしまうため，よほどの高速搬送機や高速プレス機を使用しない限り，８５０℃以上でプレス加工を２回以上実施することは困難である。たとえ，２回以上の加工を実施したとしても，金型との接触により鋼板の一部が８５０℃未満となり，同一部材内においても材質がばらついたり，形状がくずれたりという問題を有する。また，成形性を確保するために，再度加熱し，２度目のプレスを行なう方法もあるが，生産性は大きく低下してしまう。
【０００５】
また，特許文献２では，温間プレス成形において，２度以上プレス成形する技術が開示されているが，特許文献２には，成分及び組織に関する記載は何もなく，マルテンサイト組織を生成し高強度部材を得るための製造方法について言及されていない。
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−１０２９８０号公報
【特許文献２】特開２００１−３１４９２３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上述の課題を解決し，熱間プレスにおいても，冷間プレス同様に２回以上の連続プレスを可能とし，生産性，成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は，鋼板成分と熱間プレス成形方法の関係について種々の検討を行った結果，鋼板中に含まれるＭｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ量がＭｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４≧２．５％を満たした鋼板を，３００℃以上の温度域にて成形したとしても，必要な焼きが入り，かつ，均一な強度を有する部材が成形可能なこと，また，成形時の形状凍結性も部材として十分良好であることを見出した。本発明は，上記知見に基づいて完成されたもので，その要旨とするところは以下の通りである。
【０００９】
即ち本発明によれば，質量％で，Ｃ：０．０５〜０．３５％，Ｓｉ：０．００５〜１．０％，Ｍｎ：０〜４.０％，Ｃｒ：０〜３．０％，Ｃｕ：０〜４．０％，Ｎｉ：０〜３．０％，Ｂ：０．０００２〜０．１％，Ｔｉ：０．００１〜３．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｎ：０．０１％以下，を含有し，かつ，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４≧２．５％を満たし，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を，７５０〜１３００℃に昇温させて，１０〜６０００秒間維持した後，３００℃にて２回以上のプレス成形を行い，面積率で６０％以上のマルテンサイト組織を有する部材を得ることを特徴とする，成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法が提供される。
【００１０】
前記鋼板は，さらに質量％で，Ｍｏ：０．０１〜３．０％を含有しても良い。また前記鋼板は，さらに質量％で，Ｎｂ：０．０１〜３．０％，Ｖ：０．００１〜３．０％，Ｗ：０．００５〜３．０％，の１種または２種以上を含有しても良い。また前記鋼板は，さらに質量％で，ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％，Ｙ：０．０００５〜０．０１％，Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％の１種または２種以上を含有しても良い。
【００１１】
また前記鋼板を，１〜１００℃/秒の昇温速度で７５０〜１３００℃に昇温させても良い。また，最終のプレス成形後，金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し，１０〜５００℃/秒の冷却速度で５〜４０℃まで鋼板を冷却しても良い。また，最終のプレス成形後，金型パンチを下死点にて保持することなく，上死点まで移動させ，成形品を金型より取り出し，１０〜５００℃／秒の冷却速度で５〜４０℃まで冷却しても良い。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば，熱間プレスにおいても再加熱を必要とせずに，冷間プレスと同じようにトランスファープレスを用いた２回以上のプレス成形が可能となり，大幅な生産性の向上および成形性の向上をはかることができる。得られる部材は，内部での材質変動が少なく，部材形状も良好で均一性に優れた高強度鋼製部材となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず，本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃ：Ｃは，鋼板の強度を上昇させるための必須元素であり，また，Ａｒ３点を下げ，成形可能温度を下げることから，その下限を０．０５質量％とした。一方で，Ｃが０．３５質量％を超えると溶接が困難となることから，その上限を０．３５質量％とした。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉは，強化元素であり，鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら質量％で１％超えると表面スケールの問題が生じるため，１％を上限とする。一方，極低化は製造コストの高騰を招くことから，質量％で０．００５％以上の添加とすることが望ましい。
【００１６】
Ｍｎ：Ｍｎは，フェライト変態を抑制することから，焼入れ性確保に非常に重要な元素である。加えて，Ａｒ３点の低下を引き起こすことから，成形可能温度の低下を可能とする。しかし，過剰の添加はＰ，Ｓとの共偏析を助長するだけでなく，製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため質量％で４％を上限とする。好ましくは３．５%以下が望ましい。本発明において，０％も含むものとする。
【００１７】
Ｃｒ：Ｃｒは，強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて，Ａｒ３点の低下を引き起こすことから，成形可能温度の低下も可能となる。しかし，３％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため，上限値を質量％で３％とした。本発明において，０％も含むものとする。
【００１８】
Ｃｕ：Ｃｕは，強化に有効である上，焼入れ性の向上に重要である。加えて，Ａｒ３点の低下を引き起こすことから，成形可能温度の低下も可能となる。しかし，過剰添加は製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため，上限を質量％で４．０％とした。本発明において，０％も含むものとする。
【００１９】
Ｎｉ：Ｎｉは，強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。加えて，Ａｒ３点の低下を引き起こすことから，成形可能温度の低下も可能となる。しかし，質量％で３％超では製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため，上限値を３％とした。また，Ｎｉ硫化物が水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果もあることから鋼板への添加は有効である。本発明において，０％も含むものとする。
【００２０】
上記Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉの４元素は，いずれもＡｒ３点を低下させることが可能であり，成形可能温度の低下を可能とするので有効である。これら全ての元素を含有する必要はないが，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４が２．５％未満となると，Ａｒ３点の低下効果を十分得ることができないため，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４の下限を２．５％とした。また，Ｃｕヘゲ防止の観点から，ＮｉはＣｕ／２％以上の添加が好ましい。
【００２１】
Ｂ：Ｂは，鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし，質量％で０．０００２％未満ではこの効果が得られないため，下限値を０．０００２％とした。逆に，質量％で０．１％超含有すると熱間加工性が劣化するため，上限値を０．１％とした。
【００２２】
Ｔｉ：Ｔｉは，ＴｉはＮと化合物を作り，鋼板中の固溶Ｎ量を低減するため，Ｂを用いて鋼板の焼入れ性を向上させる場合には，添加することが望ましい。そこで下限値を質量％で０．００１％とした。逆に，質量％で３％超含有すると，炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため，上限値を３％とした。また，Ｔｉは，鋼板を再加熱する際，結晶粒の粒成長を抑制し，粒径を小さくする効果も有することから，靭性向上の観点からもその添加は望ましい。また，Ｔｉを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため，耐水素脆化の観点からも重要である。
【００２３】
Ｐ：Ｐは不純物であり，０．１質量％を超えると，溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから上限値を，０．１質量％とした。Ｐの下限値は特に定めないが，０．０００１質量％未満とすることは，経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：Ｓは不純物であり，溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから，その上限値を０．０５質量％以下とした。
【００２５】
Ａｌ：Ａｌは，脱酸材として用いられるために質量％で０．００５％以上を添加するが，質量％で０．１％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなるため上限を０．１％とする。
【００２６】
Ｎ：Ｎは不純物であり，加工性劣化や溶接時のブローホール発生にも寄与するため少ない方が良い。質量％で０．０１%を越えると加工性が劣化してくるので，０．０１%を上限とする。
【００２７】
Ｍｏ：Ｍｏは，本発明において任意の含有元素である。Ｍｏは，鋼板の強度上昇，粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効である。これらの効果は，添加量が質量％で０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため，下限値を０．０１％とした。逆に，質量％で３％超含有すると，製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため，上限値を３％とした。また，Ｍｏは，加熱炉を用いて鋼板を再加熱する際，結晶粒の粒成長を抑制し，粒径を小さくする効果も有することから，靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００２８】
Ｎｂ：Ｎｂは，本発明において任意の含有元素である。Ｎｂは，鋼板の強度上昇，粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効である。これらの効果は，添加量が質量％で０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため，下限値を０．０１％とした。逆に，質量％で３％超含有すると，炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため，上限値を３％とした。また，Ｎｂは，鋼板を再加熱する際，結晶粒の粒成長を抑制し，粒径を小さくする効果も有することから，靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００２９】
Ｖ：Ｖは，本発明において任意の含有元素である。Ｖは，鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効である上，Ｖを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし，質量％で０．００１％未満ではこの効果が得られないために，下限値を０．００１％とした。逆に質量％で３％超含有すると炭窒化物の析出が顕著になり，延性低下が著しくなる。このため上限値を３％とした。
【００３０】
Ｗ：Ｗは，本発明において任意の含有元素である。Ｗは，鋼板の強度上昇に有効である上，Ｗを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし，質量％で０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため，下限値を０．００５％とした。逆に，質量％で３％超含有すると加工性低下が生じるため，上限値を３％とした。また，Ｗは，鋼板を再加熱する際，結晶粒の粒成長を抑制し，粒径を小さくする効果も有することから，靭性向上の観点からもその添加は望ましい。
【００３１】
ＲＥＭ，Ｃａ，Ｙは，本発明において任意の含有元素である。ＲＥＭ，Ｃａ，Ｙは，介在物の形態制御に有効で，耐遅れ破壊性に寄与することから，それぞれ質量％で０．０００５％以上の添加とした。一方，過剰添加は熱間加工性を劣化させるため，それぞれ質量％で０．０１％以下の添加とした。ここでREMはRare  Earth  Metalの略でLaから始まるランタノイド系元素の総称である。
【００３２】
Ｍｇ：Ｍｇは，本発明において任意の含有元素である。Ｍｇは，自身の化合物が耐遅れ破壊向上に効果的なだけでなく，他元素との複合析出物または複合昇出物を生成させ，かつそれらの形態を耐遅れ破壊性向上に寄与するよう制御するために有効な元素であることから，質量％で０．０００５％以上とした。しかし，質量％で０．０１％超では粗大酸化物および硫化物を生成して，形態制御に効果的でなくなる上，薄鋼板の基本的要求特性である加工性を低下させるため，上限を０．０１％とした。
【００３３】
次に，熱間プレス後の部材の組織限定理由について述べる。面積率で６０％以上をマルテンサイトとする理由は，９８０MPa以上，好ましくは１１８０ＭＰａ，更には１４８０ＭＰａ以上の高い引張強度を得るためであり，そのためには，硬質相であるマルテンサイトを面積率で６０％以上，好ましくは８０％以上，更に好ましくは９５％以上１００％以下の量を素地とすることが好ましい。ただし，ここで言う面積率１００％とは，当然鋼材中には不可避的不純物，炭化物及び介在物が存在し，厳密には１００％とはならないが，光学顕微鏡での観察ではこれらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさで存在することから，１００％であるとした。その他の残部の組織として，フェライト，パーライト，ベイナイト，残留オーステナイトの１種又は２種以上を面積率の合計で４０％以下含有しても良い。
【００３４】
次に熱間プレス成形方法について述べる。
熱間プレス成形は，質量％で，Ｃ：０．０５〜０．３５％，Ｓｉ：０．００５〜１．０％，Ｍｎ：０〜４.０％，Ｃｒ：０〜３．０％，Ｃｕ：０〜４．０％，Ｎｉ：０〜３．０％，Ｂ：０．０００２〜０．１％，Ｔｉ：０．００１〜３．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｎ：０．０１％以下，を含有し，かつ，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４≧２．５％を満たし，さらに任意で，質量％でＭｏ：０．０１〜３．０％，または，質量％で，Ｎｂ：０．０１〜３．０％，Ｖ：０．００１〜３．０％，Ｗ：０．００５〜３．０％，の１種または２種以上，または，質量％で，ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％，Ｙ：０．０００５〜０．０１％，Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％，の１種または２種以上を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を，７５０〜１３００℃に昇温させて，１０〜６０００秒間維持した後，３００℃以上の温度にて２回以上のプレス成形を行う。
【００３５】
鋼板の昇温速度は，１〜１００℃／秒の範囲とすることが好ましい。昇温速度が１℃／秒より遅いと生産性が低下することから好ましくない。一方，昇温速度を１００℃／秒より速くすることは，通常の炉の昇温では困難である。しかしながら，高周波加熱等によって，１００℃／秒を上回る昇温速度で加熱したとしても，本発明の効果を得ることができる。
【００３６】
加熱温度については６００℃程度でもプレス成形性は向上するが，９８０MPa以上の高強度を得るためには，加熱時にオーステナイト組織とし，冷却時にマルテンサイト組織を得る必要があるため下限を７５０℃とした。一方，過度の加熱は，鋼板組織の粗粒化，スケールの増加，加熱コストの上昇を招くため，上限は１３００℃とした。なお，加熱方法には特段の限定はないが，均一に速く効率良く加熱可能な装置を使用することが好ましい。また，目的とする部材強度によっては，加熱時にフェライト相が残存していても問題ない。
【００３７】
また，加熱時間を１０〜６０００秒としたのは，加熱時間が１０秒未満であると鋼板内部では所定の温度となっておらず，鋼板内部では十分な量のオーステナイトが得られておらず，焼き入れ後に所定の強度が得られないため１０秒以上とした。また６０００秒より長時間加熱するとオーステナイト粒が粗大化し，焼きいれ後に所定の強度が得られないため，また，加熱コストの上昇を招くため６０００秒以下とした。
【００３８】
プレス時の加工温度は３００℃以上の温度範囲とする。下限値を３００℃としたのは，３００℃以下になるとマルテンサイトが生成し始め，鋼板の強度が上昇し，成形性，特に形状凍結性が低下するからである。ただし，鋼板温度が３００℃未満にて加工されたとしても，部材自体については，同様の機械特性は発揮される。
【００３９】
なお，１３００℃に加熱された鋼板を炉から取り出し，すぐさま成形を行ったとしても，鋼板の一部が金型と接触することにより，加工温度は１１００℃以下となり，実質的には１１００℃超での成形は困難である。したがって，成形温度は，実質的には，３００〜１１００℃の範囲となる。但し，１１００℃超の温度域で成形したとしても，材質の均一な部材の成形は可能である。
【００４０】
トランスファープレス，すなわち２回以上のプレスのうち，最終プレスを除いたプレス成形時での冷却速度については，特に限定しないが，最終プレス以前のプレスを３００℃以上の温度域で実施するためには，なるべく低い冷却速度とすることが好ましい。
【００４１】
また，最終のプレス成形後，パンチを下死点にて１〜６０秒保持を行うことも有効である。下死点における保持時間が１秒以上であれば焼きが入るが，過度の保持時間の増大は，生産性の低下をもたらし経済的に好ましくないため６０秒を上限とした。しかしながら，６０秒を超える保持を行ったとしても，材質変動のない部材の生産は可能である。
【００４２】
また，最終のプレス成形後の冷却速度は１０〜５００℃／秒とすることが好ましい。最終のプレス成形後の冷却速度を１０℃／秒未満とすると，冷却に過度の時間を要するため生産性が低下し，経済的に好ましくないためである。一方，５００℃／秒より早くする事は製造上困難であるためである。十分な焼入れ性の確保のため，また，プレス成形後のハンドリングの安全性を考慮すると，冷却速度は高い方が好ましい。この際の冷却方法は，上記の金型の下死点による保持を基本とするが，成形後，金型内で水をはじめとする液体やガスを用いた冷却を行ったとしても何ら問題は生じない。
【００４３】
また，最終のプレス成形後，直ちに成形品を金型より取り出し，空冷，窒素ガス等の気体，水や有機溶媒等の液体を用いた冷却を行うことも有効である。冷却停止温度を５〜４０℃としたのは，成形部材を５℃未満あるいは４０℃超で保持するには，別途，冷却装置や保温装置を必要とし，生産性や経済性が低下するからである。また，本発明において，Ａｌめっき鋼板またはＺｎめっき鋼板を使用することは，スケール生成抑制として有効であるが，その場合は，それぞれのめっき合金相の沸点以下での加熱温度とする必要がある。
【実施例】
【００４４】
次に，実施例で本発明をより詳細に説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し，常法に従い連続鋳造でスラブ鋼片とした。符号（鋼Ｎｏ．）Ａ〜Ｉが本発明に従った成分の鋼で，符号（鋼Ｎｏ．）Ｊ〜Ｐは成分が本発明から逸脱するものである。これらの鋼片を加熱炉中で１１２０℃〜１２８０℃に加熱し，熱間圧延を仕上げ温度８５０〜９５０℃で実施，その後６２０℃まで空冷し巻き取った。この熱延板を圧下率５０％で冷延し，それぞれ冷延鋼板とし，熱間プレス用素材とした。
【００４５】
【表１】
2006212663.tif 000002
【００４６】
こうして製造した鋼板を１〜１００℃／秒の昇温速度で昇温して，それぞれ，表２に示す温度で３００秒間加熱した後，常温の金型で２回または３回のプレス成形を行なった。一部について，最終プレス後，それぞれ表２に示す条件で下死点保持を行った。また，残りの部材に関しては，下死点での保持を行わずに直ちに取り出した。
【００４７】
その後，成形した部材に関してその組織観察および特性調査を行った。材質調査はプレス成形された部位より，ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号試験片を加工し，同２２４１記載の試験方法に従って行った。
【００４８】
このようにして得られた部材の組織観察結果，引張強度（ＴＳ）を表２に示す。Ｎｏ．１〜９は，本発明例であり，熱間プレス後の高強度が確保されており，かつ，成形温度に材質が依存せず，機械特性の変動の少ない鋼板が得られた。また，スプリングバック等の形状不良もなかった。
【００４９】
【表２】
2006212663.tif 000003
【００５０】
一方，Ｎｏ．１０〜１８は以下の理由で本発明の範囲外である。すなわち，Ｎｏ．１０〜１４は，Ｍｎ＋Ｃｒ／３．１＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１．４が本発明の２．５％以上を満たしていない鋼であるＪ〜Ｎを使用したため，プレス成形後の組織中のマルテンサイト面積率が低下し，所望の高強度が得られなかった。Ｎｏ．１５はＴｉ，Ｂが本発明の成分範囲より低かったため，十分焼きが入らず，所望の高強度が得られなかった。Ｎｏ．１６はＣが本発明の成分範囲より低かったため，十分な量のマルテンサイト組織は得られたものの，所望の高強度が得られなかった。Ｎｏ．１７は，最終のプレス温度が本発明の成分範囲より低かったため，マルテンサイトの生成後，すなわち，高強度でのプレスとなったため，大きなスプリングバックが生じ，所望する形状が得られなかった。Ｎｏ．１８は，加熱温度が本発明の成分範囲より低かったため，加熱時にオーステナイト組織にならず，ゆえにプレス成形後にマルテンサイト組織が得られず，所望の高強度が得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明は，例えば自動車の足回り，シャーシ，メンバー，衝突安全用補強部材等に用いられる高強度鋼製部材の製造などに利用される。