(57)【要約】  本発明に係る熱間成形部材は、所定の化学組成を有し、１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａである。
2015102051.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５％〜３．０％、
Ｍｎ：１．２％〜８．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ｃｒ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｎｉ：０％〜１．０％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．０１％、
Ｚｒ：０％〜０．０１％、
Ｂ：０％〜０．０１％、
Ｂｉ：０％〜０．０１％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、
引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａであることを特徴とする熱間成形部材。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、
Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、
Ｖ：０．００３％〜１．０％、
Ｃｒ：０．００３％〜１．０％、
Ｍｏ：０．００３％〜１．０％、
Ｃｕ：０．００３％〜１．０％、および
Ｎｉ：０．００３％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間成形部材。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、および
Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱間成形部材。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００３％〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の熱間成形部材。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱間成形部材。
【請求項６】
請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、
前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
を含むことを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
【請求項７】
請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、
前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒〜２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
を含むことを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車のボディー構造部品および足回り部品等の、機械構造部品等に使用される熱間成形部材、およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａの引張強度を有しながら、引張試験での全伸びが１５％以上となる優れた延性と、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる優れた衝撃特性とを有する熱間成形部材、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の軽量化のために、車体に使用する鋼材を高強度化して、鋼材の使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に関する技術分野にて広く使用される薄鋼板においては、鋼板強度の増加に伴い、プレス成形性が低下し、複雑な形状を有する部材を製造することが困難になる。具体的には、鋼板強度の増加によって鋼板の延性が低下し、これにより、部材中の加工度が高い部位で破断が生じ、および／または、部材のスプリングバックおよび壁反りが大きくなり部材の寸法精度が劣化する、といった問題が発生する。したがって、高強度、特に９００ＭＰａ級以上の引張強度を有する鋼板にプレス成形を適用することにより複雑な形状を有する部材を製造することは、容易ではない。プレス成形ではなく、ロール成形によれば、高強度の鋼板を加工できるが、ロール成形は、長手方向に一様な断面を有する部材の製造方法にしか適用できない。【０００３】
一方、特許文献１に示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法では、高強度鋼板から複雑な形状の部材を寸法精度よく成形することが可能である。なぜなら、熱間プレス工程では、高温に加熱された状態で鋼板が加工されるので、加工時の鋼板は軟質であり、かつ高延性を有しているからである。さらに、熱間プレスでは、鋼板をプレス加工前にオーステナイト単相域に加熱しておき、プレス加工後に鋼板を金型内で急冷（焼入れ）することによって、マルテンサイト変態による部材の高強度化をも達成できる。したがって、熱間プレス法は、部材の高強度化と鋼板の成形性とを同時に確保できる優れた成形方法である。【０００４】
また、特許文献２には、室温にて鋼板を予め所定の形状に成形し、これにより得られた部材をオーステナイト域に加熱し、さらに金型内で急冷することによって、部材の高強度化を達成する予プレスクエンチ法が開示されている。熱間プレスの一態様である予プレスクエンチ法は、金型により部材を拘束して、熱歪による部材の変形を抑制することができる。予プレスクエンチ法は、部材を高強度化し、且つ高い寸法精度を得ることができる優れた成形方法である。【０００５】
しかし、近年は、熱間成形部材には優れた衝撃吸収特性も要求されている。すなわち、熱間成形部材には、優れた延性と優れた衝撃特性との両方が求められるようになってきている。特許文献１及び特許文献２に代表される従来技術は、斯かる要求に応えることが難しい。何故なら、これら従来技術によって得られる部材の金属組織は実質的にマルテンサイト単相であるからである。【０００６】
そこで、特許文献３には、鋼板をフェライトとオーステナイトとの二相温度域に加熱して鋼板の金属組織をフェライト−オーステナイト二相組織にした状態で鋼板をプレス加工し、次いで鋼板を金型内で急冷し、鋼板の金属組織をフェライト−マルテンサイト二相組織に変化させることによって、高強度かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。しかし、上記技術によって得られた部材の伸びは約１０％以下であるので、延性に関して、特許文献３に開示された部材は十分優れているわけではない。自動車に関する技術分野にて求められる部材のような、優れた衝撃吸収特性を必要とする部材は、上記部材よりさらに優れた延性を有すること、具体的には、１５％以上の伸びを有することが必要であり、好ましくは、１８％以上の伸び、さらに好ましくは２１％以上の伸びが求められる。【０００７】
ところで、ＴＲＩＰ鋼（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  ｓｔｅｅｌ）およびＱ＆Ｐ鋼（Ｑｕｅｎｃｈ  ＆  Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ  Ｓｔｅｅｌ）のための組織制御法を熱間プレス法に適用することによって、熱間プレス法にて得られる部材の延性を著しく高めることが可能になる。これは、後述するような特別な熱処理によって、残留オーステナイトが部材の金属組織に生じるためである。【０００８】
特許文献４には、ＳｉとＭｎとを積極的に添加した鋼板をフェライト−オーステナイト二相温度域に予め加熱しておき、次いで深絞り装置にて鋼板に成形と急冷とを同時に実施して、得られる部材の金属組織をフェライトとマルテンサイトとオーステナイトとを含有する複相組織に変化させることによって、高強度を有し、かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。オーステナイトを部材の金属組織中に含有させるためには、３００℃〜４００℃での等温保持処理、すなわち、オーステンパー処理を鋼板に行うことが必要である。したがって、特許文献４の深絞り装置の金型は３００℃〜４００℃に加熱制御されなければならない。さらに、特許文献４の実施例に記載されているように、部材に６０秒間程度の金型内保持を行うことが必要になる。しかし、オーステンパー処理を行う場合、保持温度および保持時間に応じて、鋼板の引張強度だけでなく、鋼板の伸びも著しく変動する。従って、オーステンパー処理を行う場合、安定した機械特性を確保することができない。さらに、本発明が対象とする鋼種のような、Ｓｉを多く含有する鋼をオーステンパー処理する場合、非常に硬質なマルテンサイトが金属組織中に生成しやすくなり、このマルテンサイトによって部材の衝撃特性が著しく劣化するという問題が発生する。【０００９】
特許文献５には、ＳｉとＭｎとを積極的に添加した鋼板を二相温度域、または、オーステナイト単相域に予め加熱しておき、次いで鋼板に成形と所定の温度に至るまでの急冷とを同時に行い、さらに得られた部材を再加熱し、これにより部材の金属組織をマルテンサイトおよびオーステナイトを含有する複相組織にすることによって、高強度を有し、かつ延性に優れる部材を得る技術が開示されている。しかし、上述の技術による製造方法では、急冷条件、具体的には、冷却を停止する温度に応じて、部材の引張強度が著しく変動するという問題がある。さらに、冷却停止温度の制御が極めて難しい、といった工程上の問題も、上述の製造方法では不可避である。また、従来の熱間成形部材の製造方法とは異なり、特許文献５に係る製造方法では再加熱というさらなる熱処理工程が必要になる。したがって、特許文献５に係る製造方法は、従来の熱間成形部材の製造方法に対して著しく生産性が低い。加えて、特許文献５の実施例に記載されているように、特許文献５の製造方法では鋼板を高温に加熱する必要があるので、部材の金属組織中にマルテンサイトなどの第二相が疎に分布しやすくなる。このことは、部材の衝撃特性が著しく劣化するという問題を発生させる。【００１０】
したがって、ＴＲＩＰ鋼及びＱ＆Ｐ鋼のための組織制御法を用いることなく残留オーステナイトを含有する鋼板部材が得られる熱間成形法を、新たに検討しなければならない。【００１１】
一方、Ｍｎを積極的に添加した低炭素鋼をＡ１点近傍で熱処理することによって、優れた強度と優れた延性とを両立させた鋼材が得られる。例えば、非特許文献１には、０．１％Ｃ−５％Ｍｎ合金を熱間圧延し、さらに再加熱することによって得られる、数十％の残留オーステナイトを含有し、高強度を有し、かつ延性に極めて優れる鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】英国特許公報１４９０５３５号
【特許文献２】日本国特開平１０−９６０３１号公報
【特許文献３】日本国特開２０１０−６５２９２号公報
【特許文献４】日本国特表２００９−５０８６９２号公報
【特許文献５】日本国特開２０１１−１８４７５８号公報
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】熱処理，３７巻４号（１９９７），Ｐ．２０４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上記非特許文献１に開示された方法のように、熱間成形部材の化学組成を適正化し、さらに、熱間成形工程における熱処理温度をＡ１点近傍に厳格に制御することによって、残留オーステナイトを含有する熱間成形部材を製造することは可能である。しかし、非特許文献１に開示された方法では、引張強度および伸びに及ぼす加熱時間の影響が極めて大きい。得られる引張強度および伸びの変化を抑制するためには、３０分間以上の加熱が必要とされる。このような長時間の加熱による組織制御は、生産性と、部材の表面品質とを考慮すると、熱間成形部材の生産技術に適用できない。さらに、上記非特許文献１に開示された方法では、セメンタイトの溶解が不十分になりやすいので、この技術で得られる熱間成形部材の衝撃特性が十分ではないことが容易に予想される。【００１５】
このように、熱間成形によって製造され、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ延性および衝撃特性に優れる部材を提供する量産技術は未だ確立されていない。【００１６】
本発明の課題は、上述したように従来は量産することが不可能であった、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および衝撃特性に優れる熱間成形部材、およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形部材の延性と衝撃特性とを改善するために鋭意検討を行った結果、（１）熱間成形部材中のＳｉ含有量を、通常の熱間成形用鋼板と比較して増大させ、（２）熱間成形部材の金属組織を、所定量のオーステナイトを含有し、且つ微細なオーステナイトおよびマルテンサイトが全体的に存在する金属組織とすることにより、熱間成形部材の延性および衝撃特性が著しく改善されるという新知見を得た。そして、斯かる金属組織を得るためには、上述した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、ベイナイトおよび前記マルテンサイトから選ばれた１種または２種を含有し、セメンタイトの結晶粒が所定の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を熱間成形部材の原材料として用い、さらに、熱間成形の際の熱処理条件を適正化することによって、達成されるという新知見を得た。【００１８】
本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱間成形部材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．４０％、Ｓｉ：０．５％〜３．０％、Ｍｎ：１．２％〜８．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、ＲＥＭ：０％〜０．０１％、Ｚｒ：０％〜０．０１％、Ｂ：０％〜０．０１％、Ｂｉ：０％〜０．０１％、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａである。【００１９】
（２）上記（１）に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、Ｖ：０．００３％〜１．０％、Ｃｒ：０．００３％〜１．０％、Ｍｏ：０．００３％〜１．０％、Ｃｕ：０．００３％〜１．０％、およびＮｉ：０．００３％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。【００２０】
（３）上記（１）または（２）に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、およびＺｒ：０．０００３％〜０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。【００２１】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％〜０．０１％を含有してもよい。【００２２】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の熱間成形部材は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％以下を含有してもよい。【００２３】
（６）本発明の別の態様に係る熱間成形部材の製造方法は、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含む。【００２４】
（７）本発明の別の態様に係る熱間成形部材の製造方法は、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の熱間成形部材の前記化学組成と同一の化学組成を有し、さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒〜２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含む。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、延性に極めて優れ、さらに、衝撃特性にも優れた、引張強度が９００ＭＰａ以上の熱間成形部材の実用化が初めて可能になるという、技術的に価値ある効果が達成される。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】本発明に係る製造方法を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
次に、上述の知見に基づき達成された、本発明の一実施形態に係る熱間成形部材とその製造方法とについて説明する。なお、以下の説明においては、熱間成形について、具体的態様である熱間プレスを例にとって説明する。しかしながら、以下の説明において開示される製造条件と実質的に同一の製造条件が達成されるのであれば、熱間プレス以外の成形方法、例えばロール成形等を熱間成形方法として採用してもよい。
【００２８】
１．化学組成
はじめに、本発明の一実施形態に係る熱間成形部材の化学組成について説明する。以下の説明において、各合金元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。なお、鋼の化学組成は熱間成形が行われても変化しないので、熱間成形を受ける前の素地鋼板中の各元素の含有量と、熱間成形後の熱間成形部材中の各元素の含有量とはそれぞれ等しい。
【００２９】
（Ｃ：０．０５％〜０．４０％）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の熱間成形部材の強度に最も強く影響する、非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、焼入れ後に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、熱間成形部材の衝撃特性が顕著に劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。熱間成形部材の溶接性を向上させるためには、Ｃ含有量を０．２５％以下とすることが好ましい。熱間成形部材の強度を安定して確保するためには、Ｃ含有量を０．０８％以上とすることが好ましい。
【００３０】
（Ｓｉ：０．５％〜３．０％）
Ｓｉは、焼入れ後の鋼の強度を安定して確保するために、非常に効果的な元素である。さらに、Ｓｉを添加することによって金属組織中のオーステナイトが増加し、熱間成形部材の延性が向上する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、上記作用を得ることが困難である。特に、本実施形態においてオーステナイトが不足した場合、必要な延性が得られないので、産業利用上極めて不利となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。なお、Ｓｉ含有量を１．０％以上にすると、延性がさらに向上するようになる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超では、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となるうえに、熱間成形部材の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。熱間成形部材の表面性状の劣化をさらに確実に防止するためには、Ｓｉ含有量を２．５％以下とすることが好ましい。
【００３１】
（Ｍｎ：１．２％以上８．０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果的な元素である。さらに、Ｍｎは、焼き入れ後の熱間成形部材の延性を高める効果をも有する。しかし、Ｍｎ含有量が１．２％未満では、それらの効果が十分に得られず、焼入れ後に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが非常に困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。なお、Ｍｎ含有量を２．４％以上にすると、熱間成形部材の延性がさらに高まり、後述する熱間成形後の緩冷却が製造工程において不要になり、生産性が著しく向上する。このため、Ｍｎ含有量は２．４％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が８．０％超では、オーステナイトが熱間成形部材中に過剰に生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。したがって、Ｍｎ含有量は８．０％以下とする。なお、熱間成形を適用する前の素地鋼板の引張強度を低くすると、後の熱間成形工程における生産性が向上する。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を６．０％以下とすることが好ましい。
【００３２】
（Ｐ：０．０５％以下）
Ｐは、一般的には鋼に不可避的に含有される不純物である。しかし本実施形態において、Ｐは固溶強化により鋼の強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０５％超では、熱間成形部材の溶接性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。熱間成形部材の溶接性の劣化をさらに確実に防止するためには、Ｐ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。上記の強度向上作用をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０％であったとしても、課題を解決するために必要な特性を得ることができるので、Ｐ含有量の下限値を制限する必要はない。即ち、Ｐ含有量の下限値は０％である。
【００３３】
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性を向上させるためには、Ｓ含有量が低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では、溶接性の低下が、許容できない程度に著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。溶接性の低下をさらに確実に防ぐためには、Ｓ含有量は、０．００３％以下にすることが好ましく、０．００１５％以下にすることがさらに好ましい。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限値を規定する必要はない。即ち、Ｓ含有量の下限値は０％である。
【００３４】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％）
ｓｏｌ．Ａｌとは、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。Ａｌは、鋼を脱酸して作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素が酸化することを防ぎ、炭窒化物の形成を促進する作用を有する元素でもある。これら作用によって、表面疵が鋼材に発生することを抑制し、鋼材の製造歩留まりを向上させることができる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。上記作用をさらに確実に得るためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％以上であることが好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、熱間成形部材の溶接性が著しく低下するとともに、酸化物系介在物が熱間成形部材中に増加し、熱間成形部材の表面性状が著しく劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。上記の現象をさらに確実に回避するためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．５％以下であることが好ましい。
【００３５】
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性を向上させるためには、Ｎ含有量が低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では、熱間成形部材の溶接性の低下が、許容できない程度に著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。溶接性の低下をさらに確実に回避するために、Ｎ含有量は好ましくは０．００６％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限値を規定する必要はない。即ち、Ｎ含有量の下限値は０％である。
【００３６】
本実施形態にかかる熱間成形部材の化学組成は、残部がＦｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る熱間成形部材の特性に悪影響を与えない範囲で含有が許容されるものを意味する。しかしながら、実施形態に係る熱間成形部材は、任意成分として、以下に説明するような元素をさらに含有してもよい。なお、以下に説明する任意元素を熱間成形部材に含有させなくても、課題を解決するために必要な特性を得ることができるので、任意元素含有量の下限値を制限する必要はない。即ち、任意元素含有量の下限値は０％である。
【００３７】
（Ｔｉ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、およびＮｉ：０％〜１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも熱間成形部材の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の熱間成形部材の強度を安定して確保するために効果的な元素である。したがって、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶについては、それぞれ１．０％を超えて含有させると、製造工程において熱間圧延および冷間圧延の実施が困難になる。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、１．０％を超えて含有させると、上記作用による効果が飽和して、経済的に不利となる。したがって、各元素を含有させる場合、各元素の含有量は、それぞれ上記の通りとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００３％以上、Ｎｂ：０．００３％以上、Ｖ：０．００３％以上、Ｃｒ：０．００３％以上、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上の少なくとも１種を満足させることが好ましい。
【００３８】
（Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、ＲＥＭ：０％〜０．０１％およびＺｒ：０％〜０．０１％からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、熱間成形部材の低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．０１％を超えて含有させると、熱間成形部材の表面性状を劣化させる場合がある。したがって、各元素を含有させる場合、各元素の含有量は、それぞれ上記の通りとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、添加する上記各元素の含有量をそれぞれ０．０００３％以上とすることが好ましい。
ここで、「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、これら１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。
【００３９】
（Ｂ：０％〜０．０１％）
Ｂは、熱間成形部材の低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、熱間成形部材にＢを含有させてもよい。しかし、０．０１％を超えてＢを含有させると、素地鋼板の熱間加工性が劣化して、熱間圧延の実施が困難になる。したがって、Ｂを熱間成形部材中に含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００４０】
（Ｂｉ：０％〜０．０１％）
Ｂｉは、熱間成形部材の変形時における割れを抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを熱間成形部材に含有させてもよい。しかし、０．０１％を超える量のＢｉを含有させると、素地鋼板の熱間加工性が劣化して、熱間圧延の実施が困難になる。したがって、Ｂｉを熱間成形部材中に含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００４１】
２．熱間成形部材の金属組織
次に、本実施形態に係る熱間成形部材の金属組織について説明する。以下の説明において、各金属組織の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。
以下で説明する金属組織の構成は、板厚の略１／２ｔの位置〜略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置における構成である。中心偏析部は、鋼材の代表的な金属組織とは異なる金属組織を有する場合がある。しかしながら、中心偏析部は、板厚全体に対して微小な領域であり、鋼材の特性にほとんど影響を及ぼさない。すなわち、中心偏析部の金属組織は、鋼材の金属組織を代表していると言えない。従って、本実施形態に係る熱間成形部材の金属組織の規定は、板厚の略１／２ｔの位置〜略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置におけるものとする。なお、「１／２ｔの位置」とは、熱間成形部材の表面から部材厚さｔの１／２の深さである位置を示し、「１／４ｔの位置」とは、熱間成形部材の表面から部材厚さｔの１／４の深さである位置を示す。
【００４２】
（オーステナイトの面積率：１０％〜４０％）
鋼中に適量のオーステナイトを含有させることにより、熱間成形部材の延性が著しく向上する。オーステナイトの面積率が１０％未満では、優れた延性を確保することが困難である。したがって、オーステナイトの面積率は１０％以上とする。なお、オーステナイトの面積率を１８％以上にすることは、熱間成形部材の伸びを２１％以上とし、極めて優れた延性を熱間成形部材に発現させることに寄与する。したがって、オーステナイトの面積率は１８％以上とすることが好ましい。一方、オーステナイトの面積率が４０％超では、遅れ破壊が熱間成形部材に発生し易くなる。したがって、オーステナイトの面積率は４０％以下とする。遅れ破壊の発生を確実に防ぐためには、オーステナイトの面積率を３２％以下とすることが好ましい。
【００４３】
オーステナイトの面積率の測定法は当業者には周知であり、本実施形態においても常法により測定することができる。後で示される実施例では、オーステナイトの面積率はＸ線回折で求められた。
【００４４】
（オーステナイトおよびマルテンサイトの分布：オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度：１．０個／μｍ２以上）
微細な硬質組織を金属組織中に多く存在させること、すなわち、金属組織中のオーステナイトおよびマルテンサイトの個数密度を高めることにより、熱間成形時の熱間成形部材の塑性変形が微視的に局在化することを防ぐことができる。これにより、変形時に生じるオーステナイトおよびマルテンサイトの割れが抑制され、熱間成形部材の衝撃特性を向上させることができる。引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ優れた衝撃特性を有する熱間成形部材を達成するためには、熱間成形部材の金属組織を、オーステナイトおよびマルテンサイトが合計で１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織とする。なお、上述の衝撃特性向上効果をさらに確実に得るために、オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度の下限値を１．３個／μｍ２とすることがさらに好ましい。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度は、大きいほど好ましい。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度が大きいほど、変形の局在化が抑制され、衝撃特性がさらに向上するからである。従って、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度の上限値を規定する必要はない。しかしながら、製造設備の能力を考慮すると、３．０個／μｍ２程度が、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度の実質的な上限値となる。
オーステナイト粒子の個数とマルテンサイト粒子の個数との比を規定する必要はない。もし、金属組織中にマルテンサイト粒子が含まれなくても、上述の割れ抑制効果を得ることができる。
オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度は、以下のような方法によって求めることができる。まず、熱間成形部材の原料である素地鋼板の圧延方向と圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱間成形部材から試験片を採取する。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影する。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡写真を画像解析することによって、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度を算出する。オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子を周囲の組織から区別することは、電子顕微鏡を用いれば、容易に行える。
なお、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の平均結晶粒径を規定する必要はない。一般的に、平均結晶粒径が大きい場合、鋼の強度に悪影響を及ぼす場合がある。しかし、上述した個数密度が達成されていれば、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の粒径が粗大化することはない。
【００４５】
（その他の組織）
前述したオーステナイトおよびマルテンサイト以外の金属組織として、フェライト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を熱間成形部材に含有させてもよい。オーステナイト及びマルテンサイトの含有量が上述の規定範囲内であれば、フェライト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライトの含有量は特に規定されない。
【００４６】
（引張強度：９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａ）
本実施形態に係る熱間成形部材の引張強度は９００ＭＰａ以上である。このような引張強度を有することにより、本実施形態に係る鋼板を用いる各種部材の軽量化を達成することができる。しかし、引張強度が１３００ＭＰａを上回ると、鋼板に脆性破壊が生じやすくなる。従って、鋼板の引張強度の上限値を１３００ＭＰａとする。このような引張強度は、上述の化学成分、および後述する製造方法によって達成される。
【００４７】
３．製造方法
次に、上記の特徴を有する本実施形態に係る熱間成形部材の好ましい製造方法について説明する。
【００４８】
引張強度９００ＭＰａ以上の強度と、優れた延性および衝撃特性との両方を確保するためには、焼入れ後の組織を、上述の通り１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、オーステナイトおよびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織とすることが必要である。
【００４９】
このような金属組織を得るには、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を、加熱工程にて、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱し、次いで保持工程にて、素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持し、次いで熱間成形工程にて、素地鋼板を熱間プレスする。「６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域」とは、Ａｃ３点が７８０℃以上であれば「６７０℃以上７８０℃未満の温度域」を示し、Ａｃ３点が７８０℃未満であれば「６７０℃以上Ａｃ３点未満の温度域」を示す。
そして、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％である場合、熱間成形工程に次いで、冷却工程にて、素地鋼板を６００℃〜１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒である条件で冷却する。素地鋼板のＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満である場合、熱間成形工程に次いで、冷却工程にて、６００℃〜５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜２０℃／秒である条件で冷却する。
【００５０】
熱間プレスに供する素地鋼板には、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有し、かつ、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を用いる。この素地鋼板とは、例えば、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、または、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。前記の金属組織を有する素地鋼板を、後述するような熱処理条件で熱間プレスすることにより、上述した金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ延性と衝撃特性とに優れた熱間成形部材が得られる。
上述した素地鋼板の金属組織の規定は、板厚の略１／２ｔの位置〜略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置において行われるものとする。素地鋼板の金属組織の構成をこの位置にて規定する理由は、熱間成形部材の金属組織の構成を板厚の略１／２ｔの位置〜略１／４ｔの位置であって、且つ中心偏析部ではない位置にて規定する理由と同じである。
【００５１】
（ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種：合計で７０面積％以上）
素地鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が７０％以上であれば、後述する熱間プレスの加熱工程において、上述した熱間成形部材の金属組織が形成され、焼入れ後の強度を安定して確保しやすくなる。したがって、素地鋼板におけるベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は７０％以上であることが好ましい。ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率の上限を規定する必要はないが、セメンタイトの結晶粒を１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在させるためには、実質的な合計面積率の上限は９９．５面積％程度となる。
ベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率の測定法は当業者には周知であり、本実施形態においても常法により測定することができる。後述する実施例では、ベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率は、金属組織の電子顕微鏡像を画像解析することによって求められた。
【００５２】
（セメンタイトの結晶粒の個数密度：１．０個／μｍ２以上）
素地鋼板中のセメンタイトの結晶粒は、熱間プレスの際の加熱および冷却の際に、オーステナイトおよびマルテンサイトの析出核となる。熱間成形部品の金属組織では、オーステナイトおよびマルテンサイトの合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である必要があるが、このような金属組織を得るためには、素地鋼板の金属組織中には、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在することが必要である。素地鋼板中のセメンタイトの個数密度が１．０個／μｍ２未満である場合、熱間成形部材中のオーステナイトおよびマルテンサイトの合計個数密度が１．０個／μｍ２を下回るおそれがある。素地鋼板中のセメンタイトの結晶粒の個数密度が大きいほど、得られる熱間成形部材中のオーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の合計個数密度が大きくなるので好ましい。しかし、設備能力の上限を考慮すると、セメンタイトの結晶粒の個数密度の実質的な上限は３．０個／μｍ２程度となる。
セメンタイトの個数密度は、以下のような方法によって求めることができる。まず、素地鋼板の圧延方向と圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、素地鋼板から試験片を採取する。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面と圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影する。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡写真を画像解析することによって、セメンタイトの個数密度を算出する。セメンタイト粒子を周囲の組織から区別することは、電子顕微鏡を用いれば、容易に行える。
なお、セメンタイト粒子の平均結晶粒径を規定する必要はない。上述した個数密度が達成されていれば、鋼材に悪影響を及ぼす程度に粗大なセメンタイトが析出することはない。
【００５３】
本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす熱延鋼板は、例えば、上記した熱間成形部材の化学組成と同一の化学組成を有する鋳片に、９００℃以下の温度域で仕上圧延を施して、次いで仕上圧延後の鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで、製造できる。本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす冷延鋼板は、例えば、上記熱延鋼板をＡｃ３点以上で焼鈍し、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域に急冷することで製造できる。上述の条件下で急冷を行うことによって、セメンタイトの析出核が素地鋼板内に多く発生し、その結果、１．０個／μｍ２以上の個数密度のセメンタイトを含む素地鋼板を得ることができる。本実施形態における素地鋼板に求められる条件を満たす溶融亜鉛めっき冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、例えば、上記冷延鋼板に溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきをそれぞれ施すことにより製造できる。
【００５４】
（素地鋼板の加熱温度：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域）
（素地鋼板の保持温度および保持時間：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域にて２分間〜２０分間保持）
熱間プレスに供する素地鋼板の加熱工程では、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点（℃）未満の温度域まで素地鋼板を加熱する。素地鋼板の保持工程では、素地鋼板の温度を上記温度域、即ち６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点（℃）未満の温度域に２分間〜２０分間保持する。Ａｃ３点は、実験により求められた下記式（ｉ）により規定される温度であり、Ａｃ３点以上の温度域に鋼を加熱した場合、鋼の金属組織はオーステナイト単相になる。
【００５５】
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×ｓｏｌ．Ａｌ＋５０×Ｔｉ・・・・（ｉ）
ここで、上記式中における元素記号は、前記鋼板の化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。「ｓｏｌ．Ａｌ」は、固溶Ａｌの濃度（単位：質量％）を示す。
【００５６】
保持工程における保持温度が６７０℃未満では、素地鋼板がＳｉを多く含有する場合、熱間プレス前の素地鋼板中のオーステナイトの面積率が過少となり、熱間プレス後の熱間成形部材の寸法精度が著しく悪化する。したがって、保持工程における保持温度は６７０℃以上とする。一方、保持温度が７８０℃以上、または、Ａｃ３点以上になると、焼入れ後の熱間成形部材の金属組織中に十分な量のオーステナイトが含有されず、熱間成形部材の延性が顕著に劣化する。さらに、保持温度が７８０℃以上またはＡｃ３点以上である場合、微細な硬質組織が熱間成形部材の金属組織中に存在しなくなるので、熱間成形部材の衝撃特性の劣化をも招く。したがって、保持温度は７８０℃未満かつＡｃ３点未満とする。上述した好ましくない現象をさらに確実に回避するためには、保持温度を６８０℃〜７６０℃とすることが好ましい。
保持工程における保持時間が２分間未満では、焼入れ後の熱間成形部材の強度を安定して確保することが困難となる。したがって、保持時間は２分間以上とする。一方、保持時間が２０分間超では、生産性が低下するばかりか、スケールや亜鉛系酸化物の生成により、熱間成形部材の表面性状が劣化する。したがって、保持時間は２０分間以下とする。上述した好ましくない現象をさらに確実に回避するためには、保持時間を３分間〜１５分間とすることが好ましい。
【００５７】
加熱工程における、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域までの加熱速度は特に限定する必要はない。しかしながら、０．２℃／秒〜１００℃／秒の平均加熱速度で鋼板を加熱することが好ましい。上記平均加熱速度を０．２℃／秒以上とすることにより、より高い生産性を確保することが可能となる。また、上記平均加熱速度を１００℃／秒以下とすることにより、通常の炉を用いて加熱する場合において、加熱温度の制御が容易となる。しかし、高周波加熱等を用いれば、１００℃／秒を上回る加熱速度で加熱したとしても、加熱温度の制御を精度よく行うことが可能となる。
【００５８】
（素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％である場合の、冷却工程における平均冷却速度：６００℃〜１５０℃の温度域にて５℃／秒〜５００℃／秒）
（素地鋼板のＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満である場合の、冷却工程における平均冷却速度：６００℃〜５００℃の温度域にて５℃／秒〜５００℃／秒、かつ５００℃未満１５０℃以上の温度域にて５℃／秒〜２０℃／秒）
冷却工程では、１５０℃〜６００℃の温度域において、拡散型変態が熱間成形部材にて起きないように冷却する。１５０℃〜６００℃の温度域における平均冷却速度が５℃／秒未満では、軟質なフェライトおよびパーライトが熱間成形部材中に過度に生成し、焼入れ後に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は５℃／秒以上とする。
冷却工程における平均冷却速度の上限値は、素地鋼板のＭｎ含有量に応じて異なる。素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％である場合、平均冷却速度の上限値を特に制限する必要はない。しかし、１５０℃〜６００℃の温度域における平均冷却速度を５００℃／秒超とすることは、通常の設備においては困難である。したがって、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％である場合の、１５０℃〜６００℃の温度域における平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。平均冷却速度が過度に大きい場合、冷却に係るエネルギーによって生産コストが増大するので、素地鋼板のＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％である場合の、１５０℃〜６００℃の温度域における平均冷却速度は好ましくは２００℃／秒以下である。
【００５９】
素地鋼板のＭｎ含有量が１．２％以上２．４％未満である場合には、熱間成形部材の延性を高めるために、５００℃未満１５０℃以上の温度域において緩冷却を行う必要がある。素地鋼板のＭｎ含有量が１．２％以上２．４％未満である場合、具体的には、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて５℃／秒〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する必要があり、さらに具体的には、以下に述べるように冷却速度を制御することが好ましい。
【００６０】
熱間プレス法では、通常、熱間プレス直前に常温または数十℃程度の温度を有する金型が、熱間成形部材から熱を奪うことにより、熱間成形部材の冷却が達成される。したがって、冷却速度を変化させるためには、金型の寸法を変えて、鋼製金型の熱容量を変化させればよい。金型寸法を変えられない場合、流体冷却方式の金型を用い、且つ冷却媒体の流量を変えることによっても、冷却速度を変えることができる。また、予め溝を数カ所切った金型を用い、プレス中にその溝に冷却媒体（水、または、ガス）を流すことによっても、冷却速度を変えることができる。加えて、プレス途中でプレス機を操作して、金型と熱間成形部材とを離間させ、両者の間にガスを流すことによっても、冷却速度を変えることができる。さらには、金型クリアランスを変え、金型と鋼板（熱間成形部材）との接触面積を変化させることによっても、冷却速度を変えることができる。以上の事項に鑑みて、５００℃前後で冷却速度を変える手段としては、次のような手段が考えられる。
【００６１】
（１）５００℃到達直後に、熱間成形部材を、熱容量の異なる金型または１００℃超に加熱された状態の金型に移動させて、冷却速度を変える；
（２）流体冷却方式の金型の場合、５００℃到達直後に金型中の冷却媒体の流量を変化させて、冷却速度を変える；
（３）５００℃到達直後に、プレス機を操作して金型と熱間成形部材とを離間させ、両者の間にガスを流し、このガスの流量を変化させることで、冷却速度を変える。
【００６２】
本実施形態における熱間プレス法における成形の形態は特に制限されない。例示される成形の形態は、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、フランジ成形である。目的とする熱間成形部材の種類や形状に応じて、上述の成形の形態のうち好ましいものを適宜選べばよい。熱間成形部材の代表例として、自動車用補強部品であるドアガードバーおよびバンパーレインフォースメントなどを挙げることができる。例えば、熱間成形部材が、バンパーレインフォースメントである場合、所定長さの合金化溶融亜鉛めっき鋼板である上述の熱間成形部材を用意し、金型内で、上述の条件で、これに曲げ成形などの加工を順次行えばよい。
【００６３】
なお、上記説明においては、熱間成形について、具体的態様である熱間プレスを例示して説明してきたが、本実施形態に係る製造方法は熱間プレス成形に限定されない。本実施形態に係る製造方法は、熱間プレスと同様に、成形と同時または成形の直後に鋼板を冷却する手段を備えているあらゆる熱間成形に適用可能である。このような熱間成形として、例えばロール成形が例示される。
【００６４】
本実施形態にかかる熱間成形部材は、延性と衝撃特性とに優れることが特徴である。本実施形態に係る熱間成形部材は、引張試験での全伸びが１５％以上となる延性を有することが好ましい。なお、さらに好ましくは、本実施形態に係る熱間成形部材の、引張試験での全伸びは１８％以上である。最も好ましくは、本実施形態に係る熱間成形部材の、引張試験の全伸びは２１％以上である。一方、本実施形態に係る熱間成形部材は、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる衝撃特性を有することが好ましい。このような特性を有する熱間成形部材は、化学組成および金属組織に関する上述の規定を満たすことにより実現される。
【００６５】
熱間プレス等の熱間成形後には、通常、スケール除去目的でショットブラスト処理が熱間成形部材に施される。このショットブラスト処理は、被処理材の表面に圧縮応力を導入する効果を有する。従って、ショットブラスト処理を熱間成形部材に施すことは、熱間成形部材における遅れ破壊を抑制し、また熱間成形部材の疲労強度を向上させるという利点を有する。
【実施例】
【００６６】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学組成、および表２に示す板厚および金属組織を有する鋼板を素地鋼板とした。【００６７】
【表１】
2015102051.tif 000003
【００６８】
【表２】
2015102051.tif 000004
【００６９】
これらの素地鋼板は、実験室にて溶製したスラブを、熱間圧延により製造した鋼板（表２において熱延鋼板と表記する）、または、熱延鋼板を冷間圧延および再結晶焼鈍することにより製造した鋼板（表２において冷延鋼板と表記する）である。なお、めっきシミュレーターを用いて、一部の鋼板には、溶融亜鉛めっき処理（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ２）、または合金化溶融亜鉛めっき処理（片面あたりのめっき付着量は６０ｇ／ｍ２、めっき皮膜中のＦｅ含有量は１５質量％）を行った。表２において、それぞれを溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と表記する。また、冷間圧延まま（表２において「フルハード」と表記する）の鋼板も使用した。【００７０】
これらの鋼板を、幅１００ｍｍおよび長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３に示す条件にて加熱および冷却した。また、鋼板に熱電対を貼付し、冷却速度の測定も行った。表３の「平均加熱速度」は、室温から６７０℃までの温度域における平均加熱速度を示す。表３の「保持時間」は、６７０℃以上の温度域に鋼板を保持した時間を示す。表３の「冷却速度※１」は、６００℃から１５０℃までの温度域における平均冷却速度を示し、「冷却速度※２」は、５００℃から１５０℃までの温度域における平均冷却速度を示す。各種製造条件によって得られた鋼板に対して、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー試験を実施した。【００７１】
【表３】
2015102051.tif 000005
【００７２】
本実施例および比較例において作製した供試材は、金型による熱間プレスが施されていないが、熱間成形部材と同じ熱履歴を受けている。従って、供試材の機械的性質は、同じ熱履歴を有する熱間成形部材と実質的に同一である。【００７３】
（素地鋼板の組織）
素地鋼板の圧延方向と、素地鋼板の圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱処理した供試材から試験片を採取した。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影した。これにより得られた、合計０．０１ｍｍ２の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、金属組織を同定し、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を測定した。また、上述の試料を電子顕微鏡で撮影することにより得られた８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、セメンタイト粒子の個数密度を算出した。【００７４】
（熱処理した供試材のオーステナイトおよびマルテンサイトの分布状況）
素地鋼板の圧延方向と、素地鋼板の圧延方向に対して垂直な方向とに沿って、熱処理した供試材から試験片を採取した。次いで、試験片の、圧延方向に沿った断面および圧延方向に対して垂直な断面の金属組織を電子顕微鏡で撮影した。これにより得られた、８００μｍ四方の領域の電子顕微鏡像を画像解析することによって、オーステナイト粒子およびマルテンサイト粒子の個数密度を算出した。【００７５】
（熱処理した供試材のオーステナイトの面積率）
熱処理した各供試材から幅２５ｍｍ、および長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片の表面に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚した。化学研磨後の試験片表面に対してＸ線回折を実施し、これにより得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を得た。このＸ線回折を計三回繰り返し、得られた面積率を平均した値を「オーステナイトの面積率」として表に記載した。【００７６】
（引張試験）
熱処理した各供試材から、荷重軸が圧延方向に対して垂直となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。引張強度が９００ＭＰａ未満である供試材、および全伸びが１５％未満である供試材は「不良」と判定した。【００７７】
（衝撃特性）
熱処理した供試材を機械加工して、厚さが１．２ｍｍであるＶノッチ試験片を作製した。そのＶノッチ試験片を４枚積層してねじ止めした後、シャルピー衝撃試験に供した。Ｖノッチの方向は、圧延方向に平行とした。０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合、衝撃特性が「良好」であると判定した。【００７８】
（その他の特性）
熱処理した供試材をデスケーリングし、その後、供試材表面におけるスケール残りの有無を確認した。スケール残りが生じたものは、表面性状が不良である比較例であると判断した。また、熱処理した供試材を０．１Ｎ規定の塩酸に浸漬して、遅れ破壊が生じるか否かを確認した。遅れ破壊が生じたものは、耐遅れ破壊特性が不良である比較例であると判断した。【００７９】
（試験結果の説明）
これらの熱間プレスを模擬した試験の結果を表４に示す。【００８０】
なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。【００８１】
【表４】
2015102051.tif 000006
【００８２】
表４における本発明例である供試材Ｎｏ．１〜３、８、９、１１、１３、１５、１８、２０、２１、２５、２６、３０および３２は、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有するとともに優れた延性と衝撃特性とを有した。さらに、これら本発明例である供試材は、デスケーリングした後にスケール残りが生じず、すなわち表面性状に優れ、且つ切断端面が塩酸浸漬中に割れず、すなわち耐遅れ破壊特性に優れた。【００８３】
一方、供試材Ｎｏ．４は、冷却速度が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．５および６は、素地鋼板の金属組織が本発明で規定される範囲を外れたので、衝撃特性が悪かった。
供試材Ｎｏ．７および２４は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.１０は、素地鋼板の金属組織が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.１２は、冷却速度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。供試材Ｎｏ.１４および１６は、加熱温度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性と衝撃特性が悪かった。
供試材Ｎｏ.１７は、加熱温度が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。
試材Ｎｏ．１９は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、衝撃特性が悪かった。
供試材Ｎｏ.２２は、保持時間が本発明で規定される範囲を外れたので、目標とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.２７は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、延性が悪かった。
供試材Ｎｏ．２３は、保持時間が本発明で規定される範囲を外れた例であり、供試材Ｎｏ．２８、および３１は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れた例である。これら供試材は、引張強度、全伸び、および衝撃特性は良好であったが、デスケーリングした後にスケール残りが生じ、表面性状が不良であった。供試材Ｎｏ．２９は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、０．１Ｎ規定の塩酸に浸漬すると遅れ破壊が生じ、耐遅れ破壊特性が不良であると判断された。【００８４】
また、本発明例の鋼板のうち、供試材Ｎｏ．１〜３、７〜９、１１、１３、１５、１７、１９および２１は、Ｓｉ含有量が好ましい範囲にあり、延性がさらに良好である。そのうち、供試材Ｎｏ．２、８、１１、１７、１９、および２１は、オーステナイトの面積率が好ましい範囲にあり、延性が極めて良好である。
【図１】
2015102051.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成28年12月2日(2016.12.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５％〜３．０％、
Ｍｎ：１．２％〜８．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ｃｒ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｎｉ：０％〜１．０％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．０１％、
Ｚｒ：０％〜０．０１％、
Ｂ：０％〜０．０１％、
Ｂｉ：０％〜０．０１％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
さらにＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、
前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
を含み、
１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａの熱間成形部材を得ることを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
【請求項２】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５％〜３．０％、
Ｍｎ：１．２％〜８．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ｃｒ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｎｉ：０％〜１．０％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．０１％、
Ｚｒ：０％〜０．０１％、
Ｂ：０％〜０．０１％、
Ｂｉ：０％〜０．０１％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、
前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、
前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒〜２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、
を含み、
１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａの熱間成形部材を得ることを特徴とする熱間成形部材の製造方法。
【請求項３】
前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、
Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、
Ｖ：０．００３％〜１．０％、
Ｃｒ：０．００３％〜１．０％、
Ｍｏ：０．００３％〜１．０％、
Ｃｕ：０．００３％〜１．０％、および
Ｎｉ：０．００３％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱間成形部材の製造方法。
【請求項４】
前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、および
Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の熱間成形部材の製造方法。
【請求項５】
前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００３％〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の熱間成形部材の製造方法。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の熱間成形部材の製造方法。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１６】
本発明の課題は、上述したように従来は量産することが不可能であった、９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および衝撃特性に優れる熱間成形部材の製造方法を提供することである。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１８】
本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱間成形部材の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．４０％、Ｓｉ：０．５％〜３．０％、Ｍｎ：１．２％〜８．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、ＲＥＭ：０％〜０．０１％、Ｚｒ：０％〜０．０１％、Ｂ：０％〜０．０１％、Ｂｉ：０％〜０．０１％、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、さらにＭｎ含有量が２．４質量％〜８．０質量％であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜１５０℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含み、１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａである熱間成形部材を得ることを特徴とする。
（２）本発明の別の態様に係る熱間成形部材の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．４０％、Ｓｉ：０．５％〜３．０％、Ｍｎ：１．２％〜８．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、ＲＥＭ：０％〜０．０１％、Ｚｒ：０％〜０．０１％、Ｂ：０％〜０．０１％、Ｂｉ：０％〜０．０１％、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、さらにＭｎ含有量が１．２質量％以上２．４質量％未満であり、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれた１種または２種を合計で７０面積％以上含有し、セメンタイトの結晶粒が１．０個／μｍ２以上の個数密度で存在する金属組織を有する素地鋼板を６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程に次いで、前記素地鋼板の温度を前記６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に２分間〜２０分間保持する保持工程と、前記保持工程に次いで、前記素地鋼板に熱間成形を行う熱間成形工程と、前記熱間成形工程に次いで、前記素地鋼板を、６００℃〜５００℃の温度域にて平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒であり、かつ、５００℃未満１５０℃以上の温度域にて前記平均冷却速度が５℃／秒〜２０℃／秒である条件で冷却する冷却工程と、を含み、１０面積％〜４０面積％のオーステナイトを含有するとともに、前記オーステナイトの結晶粒およびマルテンサイトの結晶粒の合計個数密度が１．０個／μｍ２以上である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ〜１３００ＭＰａの熱間成形部材を得ることを特徴とする。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
（３）上記（１）または（２）に記載の熱間成形部材の製造方法は、前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、Ｖ：０．００３％〜１．０％、Ｃｒ：０．００３％〜１．０％、Ｍｏ：０．００３％〜１．０％、Ｃｕ：０．００３％〜１．０％、およびＮｉ：０．００３％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２０】
（４）上記（１）〜（３）に記載の熱間成形部材の製造方法は、前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、およびＺｒ：０．０００３％〜０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２１】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の熱間成形部材の製造方法は、前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３％〜０．０１％を含有してもよい。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２２】
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の熱間成形部材の製造方法は、前記素地鋼板の化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％以下を含有してもよい。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７０】
これらの鋼板を、幅１００ｍｍおよび長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３に示す条件にて加熱および冷却した。また、鋼板に熱電対を貼付し、冷却速度の測定も行った。表３の「平均加熱速度」は、室温から６７０℃までの温度域における平均加熱速度を示す。表３の「保持時間」は、６７０℃以上の温度域に鋼板を保持した時間を示す。表３の「冷却速度※１」は、６００℃から５００℃までの温度域における平均冷却速度を示し、「冷却速度※２」は、５００℃から１５０℃までの温度域における平均冷却速度を示す。各種製造条件によって得られた鋼板に対して、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー試験を実施した。
【国際調査報告】
2015102051.tif 000008
2015102051.tif 000009
2015102051.tif 000010