(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間プレス鋼板部材であって、
質量％で、
Ｃ  ：０．３０％以上０．５０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０１８％以下、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、および
Ｎ  ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎｂ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比Ｃ／Ｎｂが２２〜１００である成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、かつ、固溶Ｃ量が全Ｃ量の２５％以下であるミクロ組織を有し、
引張強さが１７８０ＭＰａ以上である、熱間プレス鋼板部材。
【請求項２】
前記成分組成が、質量％で、さらに
Ｍｏ：０．３５％以下、
Ｃｒ：０．３５％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｂ  ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｖ  ：０．０５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｎ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、および
Ｗ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載の熱間プレス鋼板部材。
【請求項３】
表面に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層をさらに有する、請求項１または２に記載の熱間プレス鋼板部材。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の加熱温度に加熱し、
前記加熱された冷延鋼板を熱間プレスして熱間プレス鋼板とし、
前記熱間プレス鋼板をＭｆ点以下まで冷却し、
前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度：５０〜３００℃、保持時間：５〜３６００秒の条件で熱処理する、
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、かつ、固溶Ｃ量が全Ｃ量の２５％以下であるミクロ組織を有し、引張強さが１７８０ＭＰａ以上である熱間プレス鋼板部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間プレス鋼板部材（hot-pressed steel sheet member）に関し、特に、１７８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備える熱間プレス鋼板部材に関する。また、本発明は、前記熱間プレス鋼板部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そこで、高強度鋼板を用いることによる自動車部品の薄肉化が進められており、具体的には、引張強さ（ＴＳ）が１７８０ＭＰａ以上である鋼板の適用が検討されている。【０００３】
しかし、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、成形性に優れ、成形後の寸法精度が高いことも求められる。引張強さが１７８０ＭＰａ以上である鋼板は延性が低いため、冷間プレス成形時に割れが発生しやすいという問題がある。また、引張強さが１７８０ＭＰａ以上である鋼板は降伏強度が高いため、冷間プレス成形後のスプリング・バックが大きい。したがって、引張強さが１７８０ＭＰａ以上である鋼板を冷間プレスする方法では、成形後に高い寸法精度が得られない。【０００４】
そこで、近年、高い強度と高い寸法精度を同時に達成するための手法として、熱間プレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される）でのプレス成形が着目されている。熱間プレスとは、鋼板をオーステナイト単相の温度域まで加熱した後に、高温のままで成形し、同時に金型との接触により急冷（焼入れ）する成型方法である。加熱されて軟質化した状態で成型が行われ、次いで、焼入れによって高強度化されるため、熱間プレスによれば、高い強度と高い寸法精度を兼ね備えた部材を得ることができる。このような特徴から、熱間プレスは、自動車用部材のように強度と精度が供給される部材の製造に利用されている。【０００５】
例えば、特許文献１では、自動車用部材として使用される熱間プレス部材の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された方法では、熱間プレス後に焼入れ処理と熱処理を行うことにより、熱間プレス部材の靭性を向上させている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１３−０４０３９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、自動車用部材、特に骨格用部材においては、強度に優れることに加えて曲げ圧潰性に優れることが求められる。ここで、曲げ圧潰性とは、部材に対して曲げ変形を加えた際に割れを生じること無く塑性変形して潰れる特性をいう。自動車の衝突安全性を確保するためには、自動車用部材が曲げ圧潰性に優れることが求められる。【０００８】
しかし、上述したように熱間プレス時の急冷によってプレス後の部材の引張強さを１７８０ＭＰａ以上とした場合、焼入れままのマルテンサイトが要因となり、曲げ変形が加えられた際  に塑性変形せずに割れが発生しやすいという問題があることが分かった。【０００９】
また、特許文献１に記載されている方法によれば、熱処理を行うことによって靭性に一定の向上が見られる。しかし、特許文献１に記載されている熱間プレス部材においても、プレス後の部材の引張強さを１７８０ＭＰａ以上とした場合には、十分な曲げ圧潰性が得られないことが分かった。【００１０】
自動車用骨格部品に求められる軽量化と衝突安全性確保のためには、熱間プレス後の部材が１７８０ＭＰａ以上という高い引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備えていることが必要である。しかし、ＴＳ：１７８０ＭＰａ以上の熱間プレス鋼板部材の曲げ圧潰性を改善することは困難であり、これらの特性を兼備する熱間プレス鋼板部材を得る方法は開発されていないのが実状である。【００１１】
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、１７８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備える熱間プレス鋼板部材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】
【００１２】
本発明者等は、上記課題を解決するために検討を行った結果、以下の知見を得た。【００１３】
（１）熱間プレス部材の曲げ圧潰性を向上させるためには、熱間プレス部材の固溶Ｃ量を制御することが重要である。１７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するため鋼板の成分を調整した場合、焼入れままマルテンサイトにおける固溶Ｃ量が多くなる。そのため、部材の硬度は高くなるが、脆くなる。そこで、固溶Ｃを、熱処理を行うことによって析出させることで、硬度をある程度確保しつつ、曲げ圧潰性を向上させることができる。固溶Ｃ量の調整は、熱間プレスにより鋼板組織をマルテンサイトとした後に、所定の条件で熱処理することにより行うことができる。【００１４】
（２）熱間プレス部材の曲げ圧潰性を向上させるためには、上記固溶Ｃ量の制御に加え、さらに所定の量のＳｂを添加することが重要である。熱間プレスのための加熱は、一般的に大気炉などを用いて、酸素が存在する雰囲気中で行われる。そのため、鋼板表層が脱炭され、硬度のばらつきが生じる。そこで、Ｓｂの添加により脱炭を防止することで、鋼板の板面における硬度分布を均一化し、その結果、熱間プレス鋼板部材の曲げ圧潰性を向上させることができる。【００１５】
本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨構成は次のとおりである。【００１６】
１．熱間プレス鋼板部材であって、
質量％で、
Ｃ  ：０．３０％以上０．５０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、および
Ｎ  ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、かつ、固溶Ｃ量が全Ｃ量の２５％以下であるミクロ組織を有し、
引張強さが１７８０ＭＰａ以上である、熱間プレス鋼板部材。【００１７】
２．前記成分組成が、質量％で、さらにＮｂ：０．００１％以上０．１０％以下を含有し、かつ、Ｎｂ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比Ｃ／Ｎｂが２２〜１００である、上記１に記載の熱間プレス鋼板部材。【００１８】
３．前記成分組成が、質量％で、さらに
Ｍｏ：０．３５％以下、
Ｃｒ：０．３５％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｂ  ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｖ  ：０．０５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｎ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、および
Ｗ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１または２に記載の熱間プレス鋼板部材。【００１９】
４．表面に、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層をさらに有する、上記１〜３のいずれか一項に記載の熱間プレス鋼板部材。【００２０】
５．上記１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の加熱温度に加熱し、
前記加熱された冷延鋼板を熱間プレスして熱間プレス鋼板とし、
前記熱間プレス鋼板をＭｆ点以下まで冷却し、
前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度：５０〜３００℃、保持時間：５〜３６００秒の条件で熱処理する、
熱間プレス鋼板部材の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、１７８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備える熱間プレス鋼板部材を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明を実施する方法を具体的に説明する。
【００２３】
［成分組成］
本発明の熱間プレス鋼板部材は、その鋼板部分が上記成分組成を有する。以下、その限定理由を説明する。なお、以下の説明において、成分組成に関する「％」は、「質量％」を意味する。
【００２４】
Ｃ：０．３０％以上０．５０％未満
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．３０％未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分となり、所期の引張強さが得られない。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５０％以上であると、冷却後の熱処理で固溶Ｃ量を十分低下させることが困難となり、耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．５０％未満、好ましくは０．４５％未満、より好ましくは０．４０％未満とする。
【００２５】
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化する作用を有し、高強度化に有効な元素である。しかし、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性を低下させるため、Ｓｉ含有量は２．０％以下、好ましくは１．３％以下とする。一方、極低Ｓｉ化はコスト増加を招くため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下
Ｍｎは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。前記効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．５％以上、好ましくは１．０％以上とする。一方、３．５％を超えるＭｎを含有する場合、Ｍｎバンドが過剰に生成するため、熱処理によって固溶Ｃ量を十分低下させることができず、その結果、曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下、好ましくは２．５％以下とする。
【００２７】
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下
Ｓｂは、加熱、熱間プレス、および冷却からなる一連の処理において、鋼板表層部に脱炭層が生じることを抑制する効果を有する。そのため、Ｓｂの添加により板面の硬度分布が均一となり、その結果、曲げ圧潰性が向上する。前記効果を得るために、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超えると、粒界にＳｂが偏析し、曲げ圧潰時に粒界から割れが生じるため、曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｓｂ含有量は０．０２０％以下とする。
【００２８】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する元素である。しかし、過剰に添加された場合、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、極低Ｐ化は製鋼コストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００２９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ含有量が高すぎると、ＭｎＳなどの硫化物系介在物が多く生成し、前記介在物が起点となって割れが発生するため曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、極低Ｓ化は製鋼コストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素である。その効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると効果が飽和するため、Ａｌ含有量は１．００％以下、好ましくは０．５０％以下とする。
【００３１】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ圧潰性を低下させる。Ｎ含有量が０．０１％超であると、曲げ圧潰性への影響が顕著となることから、Ｎ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
【００３２】
本発明の一実施形態における鋼板は、上記各成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
【００３３】
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、さらに以下の量でＮｂを含有することができる。
【００３４】
Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。また、Ｎｂは熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。したがって、Ｎｂを添加することにより、曲げ圧潰性をさらに向上させることができる。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上とする。一方、多量にＮｂを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招く。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。
【００３５】
Ｃ／Ｎｂ：２２〜１００
Ｎｂを添加する場合は、鋼板におけるＮｂ含有量（質量％）に対するＣ含有量（質量％）の比Ｃ／Ｎｂを２２〜１００とすることが好ましい。Ｃ／Ｎｂが１００を超えると、Ｎｂ系炭化物の生成量が減少し、固溶Ｃ量は増加する。Ｎｂ系炭化物はピン止め効果によりオーステナイト粒の成長を抑制する効果を有しているため、Ｎｂ系炭化物の減少は熱間プレス後の結晶粒の粗大化を招き、その結果、曲げ圧潰性が低下する場合がある。また、固溶Ｃ量が増加すると、靭性が低下する結果、やはり曲げ圧潰性が低下する場合がある。そのため、Ｃ／Ｎｂを１００以下とすることが好ましく、８０以下とすることがより好ましく、７０以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｃ／Ｎｂが２２未満では、亀裂発生の起点となるＮｂ系炭化物が多量に生成するため、曲げ圧潰性が低下する場合がある。また、Ｃは鋼の強度を高める作用を有する元素であるが、Ｃ／Ｎｂが２２未満では、Ｎｂ系炭化物の生成によって消費されるＣの割合が増加し、その結果、引張強度が低下する場合がある。そのため、Ｃ／Ｎｂは２２以上とすることが好ましく、２５以上とすることがより好ましく、３０以上とすることがさらに好ましい。このようにＮｂ含有量に対するＣ含有量の比Ｃ／Ｎｂを制御することにより、強度と曲げ圧潰性とをより高い水準で両立させることができる。
【００３６】
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、さらに以下の元素の１または２以上を任意に含有することができる。
【００３７】
Ｍｏ：０．３５％以下
Ｍｏは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。しかし、過剰にＭｏを添加しても効果は飽和し、かえってコスト増を招く。また、過剰のＭｏ添加は化成処理性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．３５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。
【００３８】
Ｃｒ：０．３５％以下
Ｃｒも、Ｍｏと同様に焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。しかし、過剰にＣｒを添加しても効果は飽和し、かえってコスト増を招く。また、Ｃｒは表面酸化物を形成し、めっき性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．３５％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。
【００３９】
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。また、Ｔｉは熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することにより、曲げ圧潰性の向上に寄与する元素である。しかし、多量にＴｉを添加すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４０】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼入れ性を高める効果を有する元素であり、熱間プレス後の冷却におけるマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する。また、Ｂが粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、曲げ圧潰性の向上に有効である。しかし、Ｂを過剰に添加すると、Ｃと粗大な析出物を生成し、曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００３５％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大なＭｎＳの生成を抑制する作用を有する元素であり、曲げ圧潰性を向上させる。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａの添加効果を高めるという観点からは、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。しかし、過度の添加は曲げ圧潰性を劣化させるため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。また、Ｃｕは耐食性を向上させることにより、耐遅れ破壊特性の向上にも寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、かえってＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕと同時に添加することでＣｕ起因の表面欠陥を抑制する効果を有している。したがって、Ｎｉの添加は、Ｃｕ添加時に特に有効である。しかし、多量のＮｉを添加すると、曲げ圧潰性が低下して引張せん断応力が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００４５】
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎも、Ｃｕと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のＳｎを添加すると曲げ圧潰性が低下する。そのため、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００４６】
Ｚｎ：０．１０％以下
Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。しかし、多量のＺｎ添加は、曲げ圧潰性を低下させるため、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｚｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｚｎ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４７】
Ｃｏ：０．１０％以下
Ｃｏも、ＣｕやＮｉと同様、水素過電圧を向上させて耐食性を向上させる効果を有する元素であり、したがってＣｏ添加により耐遅れ破壊特性を改善できる。しかし、多量のＣｏ添加は曲げ圧潰性を低下させるため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｃｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４８】
Ｚｒ：０．１０％以下
Ｚｒも、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のＺｒ添加は曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４９】
Ｔａ：０．１０％以下
Ｔａは、Ｔｉと同様に、炭化物や窒化物を生成して高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｔａを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。そのため、Ｔａを添加する場合、Ｔａ添加量は０．１０％以下とする。一方、Ｔａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔａの添加効果を高めるという観点からは、Ｔａ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００５０】
Ｗ：０．１０％以下
Ｗも、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。しかし、多量のＷ添加は、曲げ圧潰性を低下させる。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗの添加効果を高めるという観点からは、Ｗ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００５１】
また、本発明の他の実施形態における熱間プレス鋼板部材は、
Ｃ  ：０．３０％以上０．５０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎ  ：０．０１％以下、
任意に、Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、ならびに、
任意に、
Ｍｏ：０．３５％以下、
Ｃｒ：０．３５％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｂ  ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｖ  ：０．０５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｎ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、および
Ｗ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上、を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。  
【００５２】
［ミクロ組織］
さらに、本発明の熱間プレス鋼板部材は、その鋼板部分が、以下の条件を満たすミクロ組織を有することが重要である。
【００５３】
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径：８μｍ以下
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８μｍを超えると、曲げ圧潰時の靭性が低下するため、曲げ圧潰性が低下する。そのため、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を８μｍ以下、好ましくは７μｍ以下とする。一方、下限についてはとくに限定されないが、２μｍ以上とすることが好ましく、３μｍ以上とすることがより好ましく、５μｍ以上とすることがさらに好ましい。
【００５４】
マルテンサイトの体積率：９０％以上
マルテンサイトの体積率が９０％未満では、１７８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。そのため、マルテンサイトの体積率を９０％以上、好ましくは９５％以上とする。一方、マルテンサイトの体積率の上限はとくに限定されず、１００％であってよい。なお、マルテンサイト以外の組織についてはとくに限定されず、任意の組織を含むことができる。例えば、マルテンサイト以外の残部が、フェライト、ベイナイト、パーライトからなる群より選択される１または２以上であってもよい。
【００５５】
固溶Ｃ量：全Ｃ量の２５％以下
固溶Ｃ量が全Ｃ量の２５％を超えると、曲げ圧潰時の靭性が低下する。そのため、固溶Ｃ量は全Ｃ量の２５％以下、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下とする。一方、固溶Ｃ量の下限については特に限定されないが、全Ｃ量の５％以上とすることが好ましく、６％以上とすることが好ましい。
【００５６】
［引張強さ］
ＴＳ：１７８０ＭＰａ以上
本発明の熱間プレス鋼板部材は、１７８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する。ＴＳは、１８００ＭＰａ以上とすることが好ましく、１８５０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、１９００ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。一方、ＴＳの上限は特に限定されないが、通常は、２５００ＭＰａ以下であってよく、２４５０ＭＰａ以下であってもよい。
【００５７】
［降伏比］
熱間プレス鋼板部材の降伏比（ＹＲ）が高いと、該熱間プレス鋼板部材を自動車用部材として使用した場合に、衝突安全性能をさらに向上させることができる。そのため、降伏比は６５％以上とすることが好ましく、７０％以上とすることがより好ましい。なお、ここで降伏比（ＹＲ）とは、引張強さＴＳに対する降伏強さＹＳの比として定義される値であり、具体的には、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００（％）として算出することができる。
【００５８】
［めっき層］
本発明の熱間プレス鋼板部材は、めっき層を有さないものであってもよい。その場合、熱間プレス鋼板部材は、上述した成分組成、ミクロ組織、および引張強さを有する鋼材からなる。しかし、熱間プレスの際の酸化防止や、熱間プレス鋼板部材の耐食性向上のために、熱間プレス鋼板部材は、さらにその鋼板の表面にめっき層を有していることが好ましい。熱間プレス鋼板部材が表面にめっき層を有する場合、めっき層を除いた鋼板部分（母材鋼板）が、上述した成分組成およびミクロ組織を有する。
【００５９】
前記めっき層としては、Ａｌ系めっき層またはＺｎ系めっき層が好適である。これらのめっき層を鋼板の表面に付与することにより、熱間プレスによる鋼板表面の酸化を防止し、さらに、熱間プレス鋼板部材の耐食性を向上させることができる。
【００６０】
ここでＺｎ系めっき層とは、Ｚｎを５０質量％以上含有するめっき層を指すものとする。前記Ｚｎ系めっき層としては、Ｚｎめっき層およびＺｎ系合金めっき層のいずれも用いることができる。前記Ｚｎ系合金めっき層としては、例えば、主成分であるＺｎに加え、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、およびＳｒからなる群より選択される１または２以上を含有する合金からなるめっき層を用いることができる。好適に用いることができるＺｎ系めっき層の一例としては、Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層が挙げられる。
【００６１】
また、ここで、Ａｌ系めっき層とは、Ａｌを５０質量％以上含有するめっき層を指すものとする。前記Ａｌ系めっき層としては、Ａｌめっき層およびＡｌ系合金めっき層のいずれも用いることができる。前記Ａｌ系合金めっき層としては、例えば、主成分であるＡｌに加え、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、およびＳｒからなる群より選択される１または２以上を含有する合金からなるめっき層を用いることができる。好適に用いることができるＡｌ系めっき層の一例としては、Ａｌ−Ｓｉめっき層が挙げられる。
【００６２】
前記めっき層の形成方法は特に限定されず、任意の方法で形成することができる。例えば、溶融めっき法で形成されるめっき層である溶融めっき層、電気めっき法で形成されるめっき層である電気めっき層、蒸着めっき法で形成されるめっき層である蒸着めっき層等が、いずれも適用可能である。また、前記めっき層は、めっき工程後に合金化処理を施して形成されるめっき層である合金化めっき層であってもよい。
【００６３】
好適に用いることができる前記Ａｌ系めっき層の例としては、溶融めっき法により形成された溶融Ａｌ−Ｓｉめっき層が挙げられる。また、好適に用いることができる前記Ｚｎ系めっき層の例としては、溶融めっき法により形成された溶融Ｚｎめっき層、溶融Ｚｎめっき層を合金化した合金化溶融Ｚｎめっき層、電気めっき法により形成された電気Ｚｎめっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層などが挙げられる。特に、熱間プレス部材の耐食性のさらなる向上と、熱間プレス成形時の溶融Ｚｎに起因する液体金属脆性割れ防止の観点からは、前記Ｚｎ系めっき層としてＺｎ−Ｎｉ合金めっき層を用いることが好ましい。
【００６４】
なお、めっき層が付与された鋼板に熱間プレスを施すと、めっき層に含まれる元素の一部または全部が下地鋼板中に拡散して、固溶相や金属間化合物を生成する場合がある。また、同様に、下地鋼板成分であるＦｅがめっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する場合がある。さらに、めっき層の表面に、酸化物皮膜が形成される場合がある。
【００６５】
一例を挙げると、Ａｌ−Ｓｉめっき層を加熱すると、めっき層は、Ｓｉを含有するＦｅ−Ａｌ金属間化合物を主体とするめっき層へと変化する。また、溶融Ｚｎめっき層、合金化溶融Ｚｎめっき層、電気Ｚｎめっき層等を加熱すると、ＦｅにＺｎが固溶したＦｅＺｎ固溶相、ＺｎＦｅ金属間化合物、表層のＺｎＯ層等が形成される。さらに、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層を加熱した場合には、Ｆｅにめっき層成分が固溶したＮｉを含有する固溶層、ＺｎＮｉを主体とする金属間化合物、表層のＺｎＯ層等が形成される。
【００６６】
なお、本発明においては、上述のとおり、Ａｌ系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるＡｌを含有するめっき層をＡｌ系めっき層と呼び、Ｚｎ系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるＺｎを含有するめっき層をＺｎ系めっき層と呼ぶこととする。
【００６７】
前記めっき層の付着量は特に限定されず、任意の量とすることができる。しかし、片面当たりの付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があるため、片面当たりの付着量を５ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。一方、片面当たりの付着量が１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合があるため、片面当たりの付着量を１５０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
【００６８】
［製造方法］
次に、本発明の熱間プレス鋼板部材の製造方法について説明する。本発明の熱間プレス鋼板部材の製造方法は特に限定されないが、一実施形態においては、下記（１）〜（４）の工程により製造することができる。以下、各工程について説明する。
（１）冷延鋼板の加熱
（２）熱間プレス
（３）冷却（焼入れ）
（４）熱処理
【００６９】
［冷延鋼板］
素材となる冷延鋼板としては、上述した成分組成を有するものを用いる。すなわち、最終的に得られる熱間プレス鋼板部材の鋼板部分の成分組成は、基本的に、素材として使用した冷延鋼板の成分組成と同一となる。
【００７０】
前記冷延鋼板の製造方法は特に限定されず、常法に従って製造することができる。例えば、前記成分組成を有する鋼素材（鋼スラブ）を熱間圧延し、次いで、冷間圧延することによって製造することができる。また、冷延鋼板に対してさらに調質圧延を実施しても良い。調質圧延を行う場合、好適な伸び率は０．０５〜２．０％である。
【００７１】
例えば、前記成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、仕上げ圧延終了温度が８６０〜９５０℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とする。次いで、前記熱延鋼板を、６５０℃以下の巻取温度で巻取る。その際、熱間圧延終了後は、前記巻取り温度まで、冷却速度：５℃／ｓ以上で冷却する。その後、巻き取った熱延鋼板を巻き戻して酸洗し、さらに冷間圧延する。冷間圧延終了後、２℃／ｓ以上の平均昇温速度で６５０〜９５０℃の温度域まで加熱し、該温度域で５秒以上均熱する熱処理を施す。次いで、平均冷却速度を２℃／ｓ以上で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する冷却を施して冷延鋼板とする。
【００７２】
なお、前記製造条件は一例であって、これに限定されるものではない。これは、本発明の製造方法においては、熱間プレス前の加熱と熱間プレス後の冷却によって鋼板のミクロ組織を制御できるためである。
【００７３】
［めっき処理］
上記冷延鋼板は、そのまま（めっき処理を施さずに）次の加熱処理に供することもできるが、加熱に先立って任意にめっき処理を施すこともできる。めっき処理を行う方法は、特に限定されるものではなく、溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等、任意の方法を用いることができる。また、めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
【００７４】
［加熱］
次に、上記冷延鋼板を、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下の加熱温度に加熱する。前記加熱温度がＡｃ３点未満であると、加熱された鋼板におけるオーステナイト分率が低下するため、熱間プレス後にマルテンサイトの体積率が９０％未満となり、所期の引張強度を確保することができない。また、前記加熱温度が１０００℃より高いと、結晶粒径が過度に粗大となるため、曲げ圧潰性が低下する。なお、ここで前記Ａｃ３変態点は、下記（１）式によって求めることができる。
Ａｃ３変態点（℃）＝８８１−２０６Ｃ＋５３Ｓｉ−１５Ｍｎ−２０Ｎｉ−１Ｃｒ−２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ…（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。含有されていない元素の含有量は０として計算する。
【００７５】
前記加熱は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができるが、一般的には、加熱炉を用いて加熱すればよい。前記加熱炉としては、例えば、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉などを使用することができる。
【００７６】
前記加熱温度まで加熱した後、すぐに熱間プレスを行うこともできるが、前記加熱温度に０〜６００秒間保持することが好ましい。保持時間が６００秒を超えると結晶粒径が過度に粗大となるため、曲げ圧潰性が低下する。そのため、保持を行う場合、保持時間を６００秒以下とする。
【００７７】
［熱間プレス］
次に、加熱された前記冷延鋼板をプレス機に搬送して、熱間プレスを施す。熱間プレスの方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。プレス時の温度は特に限定されないが、５５０〜８００℃の範囲で熱間プレスを行うことが好ましい。
【００７８】
［冷却］
熱間プレスされた鋼板を、Ｍｆ点以下まで冷却する。上述した加熱によってＡｃ３変態点以上に加熱された鋼板を、この冷却によってＭｆ点以下まで冷却することにより、オーステナイトの体積率を９０％以上とすることができる。なお、マルテンサイト変態が終了する温度であるＭｆ点は、連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）に基づいて求めることができる。
【００７９】
前記冷却を行う方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。通常は、一般的な熱間プレスで行われているように、金型との接触により冷却を行えばよい。なお、前記冷却は、熱間プレスと同時に開始することができる。
【００８０】
前記冷却の速度は特に限定されないが、組織制御の観点からは、冷却開始から１５０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。例えば、金型との接触により、平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で１５０℃以下の温度まで冷却し、１５０℃以下まで冷却された後は金型を解放する。その後は、任意に室温まで放冷することもできる。
【００８１】
［熱処理］
次に、前記冷却された熱間プレス鋼板を、加熱温度：５０〜３００℃、保持時間：５〜３６００秒の条件で熱処理する。前記熱処理により、鋼板の固溶Ｃ量を全Ｃ量の２５％以下とすることができる。加熱温度が５０℃未満であると、固溶Ｃ量が多くなり、曲げ圧潰性が低下する。一方、加熱温度が３００℃を超えると、析出炭化物が粗大化して引張強さが低下する。また、保持時間が５秒未満では固溶Ｃ量が多くなり、曲げ圧潰性が低下する。一方、保持時間が３６００秒を超えると析出炭化物が粗大化して引張強さが低下する。
【実施例】
【００８２】
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は、以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００８３】
まず、熱間プレス鋼板部材を製造するための素材として用いる冷延鋼板を以下の手順で製造した。【００８４】
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳造して鋼スラブを製造した。前記鋼スラブに対して、熱間圧延加熱温度：１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）：９００℃の条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板を、６００℃の巻取り温度で巻取った。【００８５】
得られた熱延鋼板を巻き戻して酸洗した後、冷間圧延を施し、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）もしくは連続溶融めっきライン（ＣＧＬ）において、焼鈍処理を施し、最終的な素材としての冷延鋼板（ＣＲ）もしくは溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。【００８６】
なお一部の鋼板については、溶融亜鉛めっき処理を施した後、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。また、他の一部の鋼板は、溶融アルミめっき処理を施して溶融アルミめっき鋼板（ＧＡＳ）とした。また、他の一部の鋼板は、ＣＡＬにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン（ＥＧＬ）においてめっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）または電気亜鉛ニッケルメッキ鋼板（ＥＺＮ）とした。【００８７】
次に、得られた冷延鋼板を、表２に示す加熱温度まで加熱し、前記加熱温度に６０秒間保持した。前記加熱は、赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉を使用し、大気中で行った。加熱時の昇温速度は、５℃／ｓとした。【００８８】
次に、加熱された鋼板をプレス機に搬送し、熱間プレスを行ってハット形の熱間プレス鋼板部材を作製した。熱間プレス時の鋼板温度は７００℃とした。熱間プレスに使用した金型は、パンチ幅：１２０ｍｍ、パンチ肩Ｒ：６ｍｍ、ダイ肩Ｒ：６ｍｍで、成形深さは４０ｍｍとした。【００８９】
冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みによる接触冷却と、挟み込みから開放した後のダイ上での空冷とを組み合わせて行った。プレス開始温度から１５０℃までの平均冷却速度は、１００℃／ｓとした。前記平均冷却速度は、パンチを下死点にて保持する時間を１〜６０秒の範囲で変えることにより調整した。【００９０】
室温まで空冷した後、表２に示した加熱温度および保持時間で、熱処理を施した。具体的には、大気炉中で、前記加熱温度まで加熱し、前記保持時間保持した後、空冷した。【００９１】
次に得られた熱間プレス鋼板部材のそれぞれについて、鋼板部分のミクロ組織、硬度分布、引張特性、および曲げ圧潰性を、以下の方法で評価した。【００９２】
（ミクロ組織）
・マルテンサイトの体積率
熱間プレス鋼板部材の鋼板部分におけるマルテンサイトの体積率を、以下の方法で評価した。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３  ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、マルテンサイトの面積率を測定し、その面積率を体積率とした。【００９３】
・旧オーステナイト粒の平均結晶粒径
上記マルテンサイトの体積率の測定におけるＳＥＭ観察で得た組織写真を画像解析することにより、旧オーステナイト（旧γ）粒の平均結晶粒径を求めた。具体的には、前記組織写真中の旧オーステナイト結晶粒を識別して円相当直径を算出し、その平均値を旧オーステナイト粒の平均結晶粒径とした。前記画像解析には、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いた。【００９４】
・固溶Ｃ量
固溶Ｃ量は、鋼中の全Ｃ量（Ｃtotal）から、炭化物として析出しているＣ量（Ｃｐ）を引くことによって求めた。【００９５】
・Ｃtotal
鋼中の全Ｃ量（Ｃtotal）としては、表１に示した鋼板のＣ含有量（質量％）を用いた。【００９６】
・Ｃｐ
前記炭化物としては、まずセメンタイト（Ｍ３Ｃ）が挙げられる。また、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶが含まれている場合には、それらの炭化物（ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣ）が析出する。したがって、炭化物として析出しているＣ量（Ｃｐ）は、セメンタイトとして析出しているＣ量（Ｃｐ１）と、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣとして析出しているＣ量（Ｃｐ２）の和として求めることができる。【００９７】
・Ｃｐ１
セメンタイトとして析出しているＣ量は、ＴＥＭ−ＥＤＸ（透過型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法）による分析と、電解抽出により得られた抽出残渣のＩＣＰ発光分析とを併用して求めた。まず、得られた熱間プレス鋼板部材のそれぞれから測定用ＴＥＭ観察用試料を作成し、ＥＤＸ分析を用いてセメンタイトを構成する金属元素の濃度を測定した。ここで、セメンタイトを構成する金属元素は、Ｆｅ、Ｃｒ、およびＭｎである。前記濃度は、１０カ所の測定の平均値とした。得られた濃度から、Ｆｅ、Ｍｎ、およびＣｒの原子比、ＦＦｅ、ＦＣｒ、およびＦＭｎを求めた。ここで、ＦＦｅ＋ＦＣｒ＋ＦＭｎ＝１である。【００９８】
次に、電解抽出法により、熱間プレス鋼板部材のそれぞれから抽出残渣を得た。電解液としては、１０％アセチルアセトン系電解液を用いた。得られた抽出残渣をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光分析法によって分析し、セメンタイトとして鋼中に析出しているＦｅ量：ＣＦｅ（質量％）を求めた。【００９９】
以上の測定で得られた値を用いて、下記の式により、セメンタイトとして析出しているＣ量（Ｃｐ１）を算出した。
Ｃｐ１（質量％）＝１２／（Ｍ×３）×ＣＦｅ×１／（ＦＦｅ）
ここで、Ｍ＝（５６×ＦＦｅ＋５２×ＦＣｒ＋５４×ＦＭｎ）【０１００】
・Ｃｐ２
ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣとして析出しているＣ量（Ｃｐ２）は、以下の方法で求めた。まず、電解抽出法により、熱間プレス鋼板部材のそれぞれから抽出残渣を得た。電解液としては、１０％アセチルアセトン系電解液を用いた。得られた抽出残渣をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光分析法によって分析し、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶ量を測定した。測定されたＮｂ、Ｔｉ、およびＶ量は、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣとして析出している各金属元素の量である。そこで、前記測定値から、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣとして析出しているＣ量（Ｃｐ２）を算出した。【０１０１】
以上のようにして得たＣｐ１およびＣｐ２から、下記の式により固溶Ｃ量を算出した。
［固溶Ｃ量（質量％）］＝Ｃtotal−（Ｃｐ１＋Ｃｐ２）【０１０２】
（硬度分布）
硬度のばらつきの指標として、ビッカース硬さの標準偏差（σＨｖ）を求めた。具体的には、熱間プレス後の鋼板表面におけるビッカース硬さを、圧延方向およびその直角方向に５００μｍ毎に、各１０回、計１００点で測定し、測定値の標準偏差を求めた。ビッカース硬さの測定条件の試験力は３０００ｇ、保持時間は３０秒とした。【０１０３】
（引張特性）
得られた熱間プレス鋼板部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ  ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏強さ（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。【０１０４】
（曲げ圧潰性）
得られる熱間プレス鋼板部材に対して、３点曲げ変形を実施し、ストロークと荷重を測定した。前記３点曲げ変形においては、スパン２８０ｍｍ、パンチ１００Ｒの金型を用い、試験速度は０．１ｍ／ｓとした。曲げ圧潰性の評価は、最大荷重を超えても割れることなく下死点まで到達した場合◎、割れは生じたが、最大荷重を超えた試料は〇、割れが生じて、最大荷重を超えずに途中で破断した場合×とした。【０１０５】
測定した鋼板組織、引張特性、曲げ圧潰性を表３に示す。この結果から分かるように、本発明の条件を満たす熱間プレス鋼板部材は、１７８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備えていた。【０１０６】
【表１】
0006573050.tif 000002
【０１０７】
【表２】
0006573050.tif 000003
【０１０８】
【表３】
0006573050.tif 000004
【要約】
１７８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた曲げ圧潰性とを兼ね備える熱間プレス鋼板部材を提供する。
熱間プレス鋼板部材であって、質量％で、Ｃ：０．３０％以上０．５０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、かつ、固溶Ｃ量が全Ｃ量の２５％以下であるミクロ組織を有し、引張強さが１７８０ＭＰａ以上である、熱間プレス鋼板部材。