(57)【要約】【課題】１１８０ＭＰａ以上の引張強度を付与された熱間プレス部品においても、従来技術では得ることができなかった、優れた耐遅れ破壊性を有する熱間プレス部品を提供する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．３〜３．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、ミクロ組織が、マルテンサイト＋残留オーステナイトを面積率で８０％以上含み、残部がフェライトからなり、合金炭窒化物：０．０５質量％以上、母相と整合性を有する前記合金炭窒化物：５．０×１０１０個／ｍ２以上、セメンタイト：２質量％以下をそれぞれ含む熱間プレス部品。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３〜３．５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、  ミクロ組織が、
マルテンサイト＋残留オーステナイトを面積率で８０％以上含み、残部がフェライトからなり、
合金炭窒化物：０．０５質量％以上、
母相と整合性を有する前記合金炭窒化物：５．０×１０１０個／ｍ２以上、
セメンタイト：２質量％以下
をそれぞれ含む
ことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた熱間プレス部品。
【請求項２】
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．００５〜５％、
Ｎｉ：０．００５〜５％
Ｃｒ：０．００１〜３％、
Ｍｏ：０．００１〜３％、
Ｂ：０．０００２〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１に記載の熱間プレス部品。
【請求項３】
成分組成が、さらに、
Ｖ：０．００１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２項に記載の熱間プレス部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品の構造部材に使用されるような、高強度が必要とされる熱間プレス部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上および衝突安全性の向上を両立させるため、自動車用鋼板をできるだけ高強度化することが要請されている。しかしながら、鋼板を高強度化していくと、伸びやｒ値が低下し、プレス成形性や形状凍結性が劣化することとなる。
【０００３】
このような課題を解決するために、鋼板を例えば、オーステナイト相となる温度に加熱して強度を低下させて、成形を容易にした状態で、鋼板に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、鋼板に形状を付与すると同時に、両者の温度差を利用した焼入れを行って、成形後の強度を確保する熱間プレス成形法が部品製造に採用されている。
【０００４】
しかしながら、熱間プレス成形法で製造した部品は、高強度を得るために、高温から成形と同時に焼き入れを行うため、マルテンサイト主体の組織となる。このため、特に引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度部品では水素脆化起因による遅れ破壊が懸念される。
【０００５】
ここで、従来、プレス成形法にて製造された部品の耐水素脆性を改善するため、以下のような提案がなされている。
【０００６】
例えば、特許文献１には、合金炭窒化物形成元素を所定量添加し、熱間プレス処理でマルテンサイト６０％以上のミクロ組織にした後に、１５０〜７００℃の温度範囲で１〜１０００分熱処理する、耐水素脆性に優れた自動車用部材の製造方法が提案されている。この方法により、熱間プレス後の部材中に合金炭窒化物を水素トラップサイトとして均等かつ微細に分散させることで、耐水素脆性が改善するとしている。
【０００７】
しかしながら、単に部材中に合金炭窒化物を分散させ、加熱プレス後に熱処理しただけでは、部材の強度低下が不可避で、かつ、セメンタイトが粗大化し、耐水素脆性を低下させる要因となるため、さらなる改善が求められる。
【０００８】
また、特許文献２には、熱間プレス後に下死点近傍でせん断加工を施すことで、残留応力を低下させて耐水素脆性を改善する方法、特許文献３には、熱間プレス後にシャー角を有するパンチまたはダイス工具を用いてせん断加工を行うことで、残留応力を低下させて耐水素脆性を改善する方法、特許文献４には、熱間プレス後に部品の一部を溶融して切断する加工を施すことで、残留応力を低下させて耐水素脆性を改善する方法が、それぞれ提案されている。
【０００９】
このように、切断部の遅れ破壊を防止する技術については散見されるが、母材に関する耐遅れ破壊特性の改善に関する技術についてはほとんど存在しないのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特許４２８８２０１号公報
【特許文献２】特開２００６−１０４５２６号公報
【特許文献３】特開２００８−２６６７２１号公報
【特許文献４】特開２００６−１１０７１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を付与された熱間プレス部品においても、従来技術では得ることができなかった、優れた耐遅れ破壊性を有する熱間プレス部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
請求項１に記載の発明は、
成分組成が、質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３〜３．５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、  ミクロ組織が、
マルテンサイト＋残留オーステナイトを面積率で８０％以上含み、残部がフェライトからなり、
合金炭窒化物：０．０５質量％以上、
母相と整合性を有する前記合金炭窒化物：５．０×１０１０個／ｍ２以上、
セメンタイト：２質量％以下
をそれぞれ含む
ことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた熱間プレス部品である。
【００１３】
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．００５〜５％、
Ｎｉ：０．００５〜５％
Ｃｒ：０．００１〜３％、
Ｍｏ：０．００１〜３％、
Ｂ：０．０００２〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１に記載の熱間プレス部品である。
【００１４】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｖ：０．００１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２に記載の熱間プレス部品である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、母材と整合性を有する合金炭窒化物を所定量確保することで、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を付与された熱間プレス部品においても、従来技術では得ることができなかった、優れた耐遅れ破壊性を有する熱間プレス部品を提供できるようになった。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明をさらに詳細に説明する。
【００１７】
まず、本発明に係る熱間プレス部品（以下、「本発明部品」ともいう。）を特徴づけるミクロ組織について説明する。
【００１８】
〔本発明部品のミクロ組織〕
上述したとおり、本発明部品は、そのミクロ組織が、マルテンサイト＋残留オーステナイト（以下、「残留γ」とも表記する。）を面積率で８０％以上含み、残部がフェライトからなり、合金炭窒化物：０．０５質量％以上、母相と整合性を有する前記合金炭窒化物：５．０×１０１０個／ｍ２以上、セメンタイト：２質量％以下をそれぞれ含むことを特徴とするものである。
以下、このような数値限定を要件とする理由を説明する。
【００１９】
＜マルテンサイト＋残留オーステナイト：面積率で８０％以上、残部：フェライト＞
フェライトが多く存在しすぎると部品の強度が確保できなくなるため、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計量を面積率で８０％以上とする。また、フェライトが中途半端に存在すると、亀裂の発生サイトやその伝播経路となるため、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計量は、９０％以上とするのが好ましく、特に１００％とするのがさらに好ましい。
【００２０】
＜合金炭窒化物：０．０５質量％以上、母相と整合性を有する前記合金炭窒化物：５．０×１０１０個／ｍ２以上＞
合金炭窒化物の析出量を確保することに加え、そのうちの一部もしくは全量を母相と整合性良く析出させることで、水素のトラップ能力を高め、耐遅れ破壊性を向上させる。このような作用を有効に発揮させるためには、合金炭窒化物の析出量は、０．０５質量％以上を必要とし、好ましくは０．０８質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％であり、母相と整合性を有する前記合金炭窒化物（以下、「整合析出物」ともいう。）の析出量は、５．０×１０１０個／ｍ２以上を必要とし、好ましくは１．０×１０１1個／ｍ２以上、さらに好ましくは２．０×１０１1個／ｍ２以上である。
【００２１】
＜セメンタイト：２質量％以下＞
焼入時の冷却過程における自己焼戻し、および／または、焼入れ後に熱処理を施すことで、セメンタイトが形成される。セメンタイトは旧γ粒界にそって形成されやすく、旧γ粒界の強度を低下させるため、遅れ破壊が発生しやすくなる。また、加熱時に未固溶のセメンタイトが残存していた場合、セメンタイトが粗大化して応力集中源となり、特に旧γ粒界の近傍に残存していた場合は亀裂の発生サイトとして働くようになるため、耐遅れ破壊性を劣化させる。そのため、セメンタイトの析出量を全体的に低減させることで、マルテンサイトの旧γ粒界に形成されるセメンタイト量を低減でき、旧γ粒界の強度低下を防止し、耐遅れ破壊性を向上できる。このような作用を有効に発揮させるため、セメンタイトの析出量は２質量％以下とする必要があり、好ましくは、１．８質量％以下、さらに好ましくは１．５質量％以下である。
【００２２】
〔各相の面積率の測定方法〕
熱間プレス部品サンプルを鏡面研磨した後、ナイタール腐食をして光学顕微鏡で観察し、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトを同定し、各相の面積率を算出する。このとき、マルテンサイトについては、マルテンサイト内に残留オーステナイトが含有されるため、マルテンサイト＋残留オーステナイトの合計量で面積率を算出する。
【００２３】
〔析出物の含有量の測定方法〕
熱間プレス部品サンプルを所定量電解して析出物をはじめとする粒子を電解液中に分散させ、この電解液を０．１μｍ径の孔を有するメッシュで濾過して粒子を抽出し、これをＸ線回折装置にかけてＸ線の回折ピークプロファイルを採取した。その後、ピークフィッティング法により、抽出した粒子の種類を同定した。なお、本発明部品サンプルではセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、合金炭窒化物（（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ））、マンガン硫化物（ＭｎＳ）が存在することが確認できている。これらの粒子のピークのうち、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）については、（００２）面および（２００）面、マンガン硫化物（ＭｎＳ）については（２００）面、合金炭窒化物（（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ））については（１１１）面のピーク強度（Ｙｎ，ここでｎ＝Ｆｅ３Ｃ，ＭｎＳ，（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ））を用いて、下記式（１）で抽出粒子中の相対濃度（Ｃｎ；質量％）を算出した。
【００２４】
Ｃｎ＝Ｙｎ×Ａｎ／Σ（Ｙｉ×Ａｉ）  …式（１）
ここで、Ａｎ：相対感度係数、Ｆｅ３Ｃ：１．０００，ＭｎＳ：０．１１８，（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）：０．７００とした。
【００２５】
そして、下記式（２）により、熱間プレス部品サンプル中の絶対析出量（＝含有量；質量％）を求めた。
【００２６】
［絶対析出量］＝［抽出粒子中の相対濃度］×［抽出粒子の総質量］／［電解により溶解した総質量］  …式（２）
【００２７】
〔母相と整合性を有する合金炭窒化物の個数密度の測定方法〕
熱間プレス部品サンプルの薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡で観察する。観察する際に電子線の入射方向を母相（マルテンサイト）の＜００１＞方向と平行になるように調整すると、図１に示す３種類の回折パターン（diffraction pattern）のうちの１つが得られる（H.J.Kestenbach et al:Acta Microscopica,vol.7(1998),p22参照）。図１中の白丸が析出物からの回折パターン（diffraction pattern）である。白丸で印した回折パターン（diffraction pattern）のうち、任意のものを用いた暗視野像を撮影する。このとき、撮影された暗視野像に白い粒状の粒子が観察されたら、それが母相と整合性を有する合金炭窒化物（以下、「整合析出物」ともいう。）である。そこで、母相に対して＜００１＞方向から入射した視野を１０万倍以上で５視野以上観察し、そのときに上記手段で特定された粒子の個数密度を算出し、それを母相と整合性を有する合金炭窒化物の個数密度とした。
【００２８】
次に、本発明部品を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００２９】
〔本発明部品の成分組成〕
Ｃ ：０．１〜０．４％
Ｃは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素である。特にマルテンサイトやオーステナイトなどの硬質相を生成し高強度化には必須の元素であり、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１５％以上が必要である。一方、多く含有させすぎると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、水素脆性を生じやすくなるので、０．４％以下、好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
【００３０】
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、焼入れ性を向上し、鋼板の強度を上昇させるとともに、セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元素であるが、含有量が多すぎると熱間圧延でのスケール除去にコストがかかり経済的に不利なため、２．０％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．５％以下とする。下限は特に定めないが、含有量を０％に近づけることは製造コストの高騰を招くことから、０．０１％以上とするのが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：０．３〜３．５％
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに、焼入れ性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、０．３％以上、好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは０．８％以上とする。一方、含有量が多すぎると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Ｍｎ系の介在物量が増加し、冷間加工性、耐疲労特性を劣化させるため、３．５％以下、好ましくは３．０％以下、さらに好ましくは２．５％以下とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０１〜０．２％
Ｔｉは、鋼中に微細な炭窒化物として存在することで水素トラップサイトとして働き、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する重要な元素である。特に、母相であるマルテンサイトと整合するように析出させておくと、水素トラップ能力が高まり、耐遅れ破壊特性を一層改善する効果が得られる。このような作用を有効に発揮させるため、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。一方、含有量が多すぎると粗大な析出物が多量に生成し、加工性および耐遅れ破壊性が低下するため、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
【００３３】
本発明部品は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏが挙げられるが、これらの元素はできるだけ含まないようにするのが好ましく、Ｐは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下、Ｎは０．００８％以下、Ｏは０．００２％以下に制限するのが望ましい。
【００３４】
本発明部品は、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
【００３５】
Ｃｕ：０．００５〜５％、
Ｎｉ：０．００５〜５％
Ｃｒ：０．００１〜３％、
Ｍｏ：０．００１〜３％、
Ｂ：０．０００２〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
これらの元素は、フェライト変態、パーライト変態およびベイナイト変態を抑制するため、加熱後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイトの形成を防止し、マルテンサイト＋残留オーステナイトの確保に有効に作用する。こうした作用を有効に発揮させるためには、各下限値以上含有させるのが好ましい。特性だけを考慮すると含有量は多いほうが好ましいが、合金添加のコストが上昇することから、各上限値以下とするのが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は、Ｃｕは０．０２％、Ｎｉは０．０２％、Ｃｒは０．０２％、Ｍｏは０．０２％、Ｂは０．０００３％であり、より好ましい上限は、Ｃｕは１％、Ｎｉは１％、Ｃｒは１％、Ｍｏは１％、Ｂは０．０１％である。
【００３６】
Ｖ：０．００１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様に、鋼中に微細な炭窒化物として存在することで水素トラップサイトとして働き、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、破壊の起点になることで却って延性を劣化させるので、それぞれ０．１％以下とするのが好ましい。これらの元素含有量のより好ましい下限は、それぞれ０．０１％であり、より好ましい上限はそれぞれ０．０５％である。
【００３７】
次に、上記本発明部品を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００３８】
〔本発明部品の好ましい製造方法〕
鋼の溶製、鋼片の鋳造、および、鋼片を熱延ラインの加熱炉（熱延加熱炉）に装入するまでの工程については、特に限定するものではなく、例えば、（１）鋳造後の鋼片を冷却せずに熱延加熱炉に装入してもよいし、（２）鋳造後の鋼片を一旦冷却した後、熱延加熱炉に装入してもよいし、（３）鋳造後の鋼塊を分塊圧延した後に鋼片を熱延加熱炉に装入してもよい。
【００３９】
そして、熱間圧延後、５００〜７５０℃で巻取りを行い、冷間圧延を施さない、または、施しても冷延率４５％以下の小圧下とする。ここで、熱間プレス前に、鋼板に溶融めっきを施す場合は、焼鈍温度を６５０℃以下とするとよい。次いで、圧延まま鋼板、または、溶融めっき鋼板を熱間プレス工程に供するが、それらの鋼板の加熱速度を２０℃／ｓ以上、加熱温度を９００〜１２００℃、加熱時間を１〜６００ｓとし、プレス終了時点から４００℃までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上、４００℃から２００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とするのが推奨される。
なお、熱間プレス後の部品にさらに熱処理を施す場合は、１００〜２５０℃×１〜６０ｍｉｎの条件で行うことが推奨される。
以下、このような条件を推奨する理由を説明する。
【００４０】
＜巻取り温度：５００〜７５０℃＞
５００℃以上の高温で巻き取ることにより、フェライト・パーライト変態をさせると同時に、組織の内部に析出物（合金炭窒化物）を母相に整合するように分散させることができる。ただし、巻取り温度が高すぎると、上記母相との整合性が失われてしまうので、７５０℃以下とするのが好ましい。
【００４１】
＜冷間圧延なし、または、冷延率：４５％以下＞
鋼板を冷間で強圧下すると、せっかく母相と整合するように分散した析出物（合金炭窒化物）の整合性が失われてしまうため、熱延まま、または、冷間圧延する場合でも冷延率を４５％以下とするのが好ましい。
【００４２】
＜溶融めっき鋼板の場合、焼鈍温度：６５０℃以下＞
連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を６５０℃以下の低温に限定することで、母相を再結晶させずにめっきを付与することができるため、鋼板内に母相と整合する析出物（合金炭窒化物）を多く残存させることが可能となる。一方、焼鈍温度が６５０℃を超えて高くなると、母相の再結晶化が起こり、析出物（合金炭窒化物）との整合性が失われてしまい、熱間プレス後の部品中に、母相と整合性を有する析出物（合金炭窒化物）を確保することが難しくなる。なお、焼鈍時間は、特に限定されないが、３０〜６００ｓとするのが好ましい。
【００４３】
＜熱間プレスに供する鋼板の加熱速度：２０℃／ｓ以上、加熱温度：９００〜１１００℃、加熱時間：１〜６００ｓ＞
母相と整合性を有する析出物（合金炭窒化物）を含有する鋼板を急速に加熱することで、母相をできるだけ再結晶させないままで逆変態させることで、一部の析出物は母相との整合性を失うものの、残りの析出物は母相との整合性を有したままで逆変態させることが可能となる。その結果、その後の熱間プレス、焼入れの工程で、母相がマルテンサイトに変態した場合にも、母相との整合性を維持したまま存在する析出物を多く残存させることができる。
このような作用を有効に発揮させるため、熱間プレスに供する鋼板の加熱速度は２０℃／ｓ以上、さらには５０℃／ｓ以上、特に１００℃／ｓ以上とするのが好ましい。
熱間プレスに供する鋼板の加熱温度および加熱時間は、鋼板のミクロ組織をオーステナイト化する（その後の焼入れにより部品のミクロ組織をマルテンサイト化するため）とともに、加熱時にセメンタイトが未固溶状態で残存することを防止するために、高温で所定時間加熱する必要がある。ただし、高温で長時間加熱しすぎると、母相と整合性を有して分散させていた析出物が溶解してしまい、熱間プレス後の部品中に整合析出物を確保できなくなる。
このため、熱間プレスに供する鋼板の加熱温度は９００〜１１００℃、さらには９５０〜１０７０℃、特に１０００〜１０５０℃とし、加熱時間は１〜６００ｓ、さらには１〜３００ｓ、特に１〜１５０ｓとするのが好ましい。
【００４４】
＜プレス終了時点から４００℃までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上、４００℃から２００℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上＞
焼入れ中にフェライト、パーライト、ベイナイトなどの形成を防止するために、プレス終了時点から４００℃までの平均冷却速度は３０℃／ｓ以上、さらには４０℃／ｓ以上とするのが好ましい。
また、４００℃から２００℃までの冷却速度を高く維持することで、セメンタイトの析出を防止することにより、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。このような作用を有効に発揮させるためには、４００℃から２００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上、さらには１５℃／ｓ以上とするのが好ましい。
【００４５】
＜熱間プレス後の熱処理条件：１００〜２５０℃×１〜６０ｍｉｎ＞
また、熱間プレス後にセメンタイトの形成が顕著に起こらない範囲での再加熱あるいは焼戻し処理は低炭素鋼の靱性改善などに有効である。一般的には１００〜２５０℃×１〜６０ｍｉｎの熱処理が行われる。
【実施例】
【００４６】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４７】
真空誘導炉（ＶＩＦ）を用い、表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。得られたインゴットを１２００℃に加熱した後、いったん板厚２５ｍｍに熱間圧延し、これを供試材とした。この供試材を、再度１２００℃に加熱した後、仕上げ圧延温度９００℃で各板厚に熱間圧延し、その後、巻取りを模擬するため、２０℃／ｓの冷却速度で急冷して、各巻取り温度で急冷を停止し、巻取り温度に加熱した大気炉に投入して３０分間保持した後、炉冷して熱延板とした。そして、この熱延板に冷間圧延を施し、板厚１．４ｍｍの冷延板とした。この冷延板をそのまま熱間プレスに供するものと、表面にめっきを施した後に熱間プレスに供するものとに分け、後者については、めっきシミュレータを用いて、各焼鈍加熱温度に加熱した後、めっき浴に浸漬し、めっきを付与し、溶融めっき板とした。
【００４８】
このようにして作製した冷延板と溶融めっき板とを、通電加熱装置にて各加熱速度で所定の加熱温度まで加熱した後、その温度で各所定時間保持した。その後直ちにプレスを施し、金型焼入れを行った。そして、４００℃に到達後、金型で冷却を継続するか、大気中に取り出して空冷するか、金型ごとガラスウールで覆って冷却するか、のいずれか手段により、４００℃から２００℃までの冷却速度を変化させて熱間プレス部品サンプルを作製した。また、一部の溶融めっき板については、冷却後、さらに所定温度で所定時間の熱処理を施して熱間プレス部品サンプルを作製した。各製造条件を表２に示す。
【００４９】
このようにして得られた各熱間プレス部品サンプル（以下、単に「部品サンプル」ともいう。）について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した各測定方法により、部品サンプル中の各相の面積率、析出物の含有量、母相と整合性を有する合金炭窒化物の個数密度などを調査した。なお、母相と整合性を有する合金炭窒化物の個数密度については、熱間プレス処理前の冷延板に対しても測定を行った。
【００５０】
さらに、上記各部品サンプルについて、機械的特性を評価するため、以下に説明する方法により、引張強度および耐遅れ破壊性をそれぞれ測定した。
【００５１】
＜引張強度＞
ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って引張試験を行い、引張強度を測定した。
【００５２】
＜耐遅れ破壊性＞
１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊状試験片を作製し、これに曲げ半径１０ｍｍのＵ曲げ加工を施した後、それぞれ８００ＭＰａと１０００ＭＰａの応力を付与した状態で、濃度３質量％塩酸に浸漬して最大９６時間保持し、割れの発生の有無を調査した。９６時間保持しても割れが発生しなかったものは「＞９６ｈ」とし、途中で割れが発生した場合はその割れ発生までの保持時間を記録した。そして、耐遅れ破壊性は、１０００ＭＰａの応力を付与した場合における割れ発生までの保持時間で判定し、４８時間以上のものを合格とし、４８時間に満たないものを不合格とした。
【００５３】
これらの測定結果を下記表３に示す。
【００５４】
【表１】
2015113500.tif 000002
【００５５】
【表２】
2015113500.tif 000003
【００５６】
【表３】
2015113500.tif 000004
【００５７】
上記表３に示すように、試験Ｎｏ．１４〜１６、１８〜２０、２２〜２５、２７、２９は本発明で規定する成分組成およびミクロ組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較部品であり、引張強度および耐遅れ破壊性のいずれかが合格基準を満たしていない。
【００５８】
これに対し、試験Ｎｏ．１〜１３、１７、２１、２６、２８はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明のミクロ組織規定の要件を全て充足する発明部品であり、引張強度および耐遅れ破壊性はともに合格基準を満たしており、１１８０ＭＰａ以上の超高強度において、従来技術で得られる熱間プレス部品よりも、耐遅れ破壊性に優れた熱間プレス部品が得られることが確認できた。
【００５９】
なお、同表に示すように、いずれの試験においても、整合析出物（母相と整合性を有する炭窒化物）の個数密度は、熱間プレス処理により、すなわち冷延板から熱間プレス部品に加工された際に、大幅に減少しているが、それでも、発明部品では、規定量以上の個数密度が確保されていることがわかる。