(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ホットプレス部材であって、
該ホットプレス部材は、
質量％で、
Ｃ：0.18〜0.40％、
Si：0.01〜2.0％、
Mn：0.5〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％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と、
上記ホットプレス部材の厚さ方向に表層部が軟質層、内部が硬質層、該軟質層と該硬質層との間が遷移層である鋼組織と、
を有し、
上記軟質層は、上記軟質層全体に対する体積率で90％以上のフェライトを有し、該フェライトの平均結晶粒径は2μm以上50μm以下であり、上記軟質層の合計厚さは上記ホットプレス部材厚さの5％以上10.2％以下であり、
上記遷移層は、その合計厚さが上記ホットプレス部材厚さの5％以上10.9％以下であり、
上記硬質層は、上記硬質層全体に対する体積率で90％以上のマルテンサイトを有する、ホットプレス部材。
【請求項２】
前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１に記載のホットプレス部材。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％およびＷ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【請求項３】
表面にめっき層を有する、請求項１または２に記載のホットプレス部材。
【請求項４】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である、請求項３に記載のホットプレス部材。
【請求項５】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む、請求項４に記載のホットプレス部材。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.18〜0.40％、
Si：0.01〜2.0％、
Mn：0.5〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％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するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板を、露点：50℃以上、90℃以下の雰囲気中で、Ac1-50℃以上Ac3点未満の温度域に加熱した後、該雰囲気中かつ該温度域で5分以上90分以下保持し、その後冷却することにより、ホットプレス用鋼板を得る焼鈍工程と、
上記ホットプレス用鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、該温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、成形用金型を用いて成形開始温度：Ac3点-50℃以下600℃以上として、プレス成形と同時に焼入れを施すことにより、請求項１に記載の鋼組織を有するホットプレス部材を得る工程と、
をそなえる、ホットプレス部材の製造方法。
【請求項７】
前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項６に記載のホットプレス部材の製造方法。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％およびＷ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
【請求項８】
前記焼鈍工程後に、上記ホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する、請求項６または７に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項９】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である、請求項８に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項１０】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む、請求項９に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項１１】
前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2である請求項８〜１０のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板をホットプレスしてなる部材、すなわちホットプレス部材に関する。また、本発明は、特に、厚さ方向に組織が変化する傾斜組織を有する、高強度と高曲げ性とを兼ね備えたホットプレス部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が要望されており、そのために、自動車車体の軽量化が要求されている。このような要求に応えるには、自動車用部材を薄くしても安全性が損なわれないよう、部材の素材となる鋼板を高強度化する必要がある。【０００３】
また、自動車の衝突時のエネルギーを吸収する能力（衝撃エネルギー吸収能）を高める観点では、自動車用部材の曲げ性を高くすることが効果的である。そのため、高強度でありながら、曲げ性にも優れる自動車用部材が強く要望されている。【０００４】
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、
「ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）および（２）で規定する式を満たす鋼板表層軟質部を有し、
Ｈｖ（Ｓ）／Ｈｖ（Ｃ）  ≦  ０．８  ・・・・・（１）
Ｈｖ（Ｓ）：鋼板表層軟質部の硬度、Ｈｖ（Ｃ）：鋼板中心部の硬度
０．１０  ≦  ｔ（Ｓ）／ｔ  ≦  ０．３０  ・・・・・（２）
ｔ（Ｓ）：鋼板表層軟質部の厚さ、ｔ：板厚
かつ前記鋼板表層軟質部は焼戻しマルテンサイトが体積率９０％以上であり、前記鋼板中心部の組織は焼戻しマルテンサイトであり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上であることを特徴とする曲げ性に優れる超高強度冷延鋼板。」
が開示されている。【０００５】
しかし、一般的に、強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、特許文献１のような鋼板を素材として冷間成形により自動車用部材を製造する場合、成形が困難になったり、形状凍結性が悪化する、特には、成形後にスプリングバックが生じるため、所望の部品形状精度が得られないという問題があった。【０００６】
そこで、上記の問題に対して、鋼板にホットプレス工法を適用して、高強度の自動車用部材を製造する技術が提案されている。
ホットプレス工法では、鋼板はオーステナイト域に加熱された後、プレス機まで搬送され、プレス機内で、金型で所望形状の部材に成形されると同時に急冷される。この金型内での冷却過程（急冷）において、部材の組織はオーステナイト相からマルテンサイト相へと相変態し、これにより、所望形状の高強度部材が得られる。【０００７】
このようなホットプレス工法により得られた自動車部材として、例えば、特許文献２には、
「表層の厚さが１ｎｍ〜３００μｍで、該表層の転位密度が内層鋼の転位密度の１／１００以下であり、内層鋼の化学成分が質量％でＣ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜３％を含有し、引張強さが980N/mm2以上であることを特徴とする高強度自動車部材。」
が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開2011-179030号公報
【特許文献２】特開2006-104546号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、特許文献２の自動車用部材は、十分な曲げ性が得られないという問題があった。【００１０】
本発明は、上記の問題を解決するために開発されたものであって、引張強さ（TS）：1100MPa以上の高強度と、曲げ角度：70度以上の高曲げ性とを兼ね備えたホットプレス部材を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
なお、曲げ角度とは、ドイツ自動車工業会（VDA）規格：VDA238-100に準拠した曲げ試験で測定される曲げ角度αである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
さて、発明者らは、ホットプレス部材において、高強度でありながら、高曲げ性を実現すべく、種々検討を重ね、以下の知見を得た。
（Ａ）相反する特性である高強度と高曲げ性とを同時に実現するには、ホットプレス部材の鋼組織を、厚さ方向に組織が変化する傾斜組織とする、具体的には、厚さ方向に、強度に寄与する硬質層と、曲げ性に寄与する軟質層と、硬質層と軟質層の間の遷移層とから構成される傾斜組織とし、各層の組織と厚さを適正に制御することが重要である。
（Ｂ）また、上記の傾斜組織を得るためには、ホットプレス部材の素材鋼板（以下、ホットプレス用鋼板ともいう）の製造条件、特に、冷間圧延後の焼鈍において露点と焼鈍温度、焼鈍時間を適切に調整し、かつプレス成形時の成形開始温度を適切に調整することが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．ホットプレス部材であって、
該ホットプレス部材は、
質量％で、
Ｃ：0.18〜0.40％、
Si：0.01〜2.0％、
Mn：0.5〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％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と、
上記ホットプレス部材の厚さ方向に表層部が軟質層、内部が硬質層、該軟質層と該硬質層との間が遷移層である鋼組織と、
を有し、
上記軟質層は、上記軟質層全体に対する体積率で90％以上のフェライトを有し、該フェライトの平均結晶粒径は2μm以上50μm以下であり、上記軟質層の合計厚さは上記ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下であり、
上記遷移層は、その合計厚さが上記ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下であり、
上記硬質層は、上記硬質層全体に対する体積率で90％以上のマルテンサイトを有する、ホットプレス部材。【００１３】
２．前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、前記１に記載のホットプレス部材。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％およびＷ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％【００１４】
３．表面にめっき層を有する、前記１または２に記載のホットプレス部材。【００１５】
４．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である、前記３に記載のホットプレス部材。【００１６】
５．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む、前記４に記載のホットプレス部材。【００１７】
６．質量％で、
Ｃ：0.18〜0.40％、
Si：0.01〜2.0％、
Mn：0.5〜2.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％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するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板を、露点：50℃以上、90℃以下の雰囲気中で、Ac1-50℃以上Ac3点未満の温度域に加熱した後、該雰囲気中かつ該温度域で5分以上90分以下保持し、その後冷却することにより、ホットプレス用鋼板を得る工程と、
上記ホットプレス用鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、該温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、成形用金型を用いて成形開始温度：Ac3点-50℃以下600℃以上として、プレス成形と同時に焼入れを施すことにより、前記１に記載の鋼組織を有するホットプレス部材を得る工程と、
をそなえる、ホットプレス部材の製造方法。【００１８】
７．前記成分組成がさらに、質量％で、下記Ａ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、前記６に記載のホットプレス部材の製造方法。
記
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％およびＷ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％【００１９】
８．前記焼鈍工程後に、上記ホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有する、前記６または７に記載のホットプレス部材の製造方法。【００２０】
９．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層である、前記８に記載のホットプレス部材の製造方法。【００２１】
１０．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含む、前記９に記載のホットプレス部材の製造方法。【００２２】
１１．前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2である前記８〜１０のいずれか一項に記載のホットプレス部材の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、引張強さ（TS）：1100MPa以上の高強度と、曲げ角度：70度以上の高曲げ性とを兼ね備えたホットプレス部材が得られる。そして、このホットプレス部材を自動車用部材に適用することにより、高い安全性の下、自動車車体の軽量化を図ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明の一実施形態のホットプレス部材が有する鋼組織の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
１．ホットプレス部材
＜成分組成＞
まず、本発明の一実施形態のホットプレス部材の成分組成について説明する。以下、特に断わらないかぎり、「質量％」は単に「％」と記す。
【００２６】
Ｃ：0.18〜0.40％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得て、引張強さTS：1100MPa以上を確保するため、Ｃ含有量は0.18％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.40％超える場合、Ｃによる固溶強化量が大きくなり過ぎるため、ホットプレス部材が過度に高強度化されてしまうおそれがある。よって、Ｃ含有量は0.18％以上0.40％以下とする。
【００２７】
Si：0.01〜2.0％
Siは、固溶強化により、鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得るため、Si含有量は0.01％以上とする。一方、Si含有量が2.0％を超える場合、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が増大するとともに、圧延荷重の増大や熱延鋼板の延性の低下を招く。よって、Si含有量は0.01％以上2.0％以下とする。なお、好ましくは0.02％以上である。また、好ましくは1.2％以下である。
【００２８】
Mn：0.5〜2.5％
Mnは、焼き入れ性を向上させるのに効果的な元素である。このような効果を発現させるため、Mn含有量は0.5％以上とする。一方、Mn含有量が2.5％を超えると、Mnが偏析して、素材となるホットプレス用鋼板、ひいてはホットプレス部材の特性にバラツキが生じやすくなる。よって、Mn含有量は0.5％以上2.5％以下とする。なお、好ましくは0.8％以上である。また、好ましくは2.2％以下である。
【００２９】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼中では不可避的不純物として存在し、結晶粒界等に偏析して、部材の靭性を低下させるなどの悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｐは、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。よって、Ｐ含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.02％以下である。
ただし、過度の脱Ｐ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は0.0005％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、不可避的に含有され、鋼中では硫化物系介在物として存在し、ホットプレス部材の延性、靭性等を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。よって、Ｓ含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.005％以下である。
ただし、過度の脱Ｓ処理は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は0.0005％以上とすることが好ましい。
【００３１】
Al：0.005〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を発現させるため、Al含有量は0.005％以上とする。一方、Al含有量が0.1％を超える場合、Alが窒素と結合して多量の窒化物を生成し、これにより、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。よって、Al含有量は0.005％以上0.1％以下とする。なお、好ましくは0.02％以上である。また、好ましくは0.05％以下である。
【００３２】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、通常、鋼中に不可避的に含有される元素である。しかし、Ｎ含有量が0.01％を超える場合、熱間圧延やホットプレスの加熱時にAlN等の窒化物が生成し、素材とする鋼板のブランキング加工性や焼入れ性が低下する。よって、Ｎ含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.0050％以下である。
また、Ｎが不可避的に含有される場合、Ｎ含有量は0.0025％未満程度である。また、精錬コストが増加するため、Ｎ含有量は0.0025％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0030％以上である。
【００３３】
以上、基本成分について説明したが、上記した基本成分に加えて、さらに以下のＡ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有させてもよい。
Ａ群：Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Cu、CrおよびMoはいずれも、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るため、各元素の含有量は0.01％以上とすることが好適である。一方、材料コストの増加を避ける観点から、Ni、CuおよびCr含有量は5.0％以下、Mo含有量は3.0％以下とすることが好適である。
よって、Ni、Cu、CrおよびMoを含有する場合、これらの含有量はそれぞれ、Ni：0.01〜5.0％、Cu：0.01〜5.0％、Cr：0.01〜5.0％およびMo：0.01〜3.0％とする。なお、各元素のより好適な含有量はいずれも0.01％以上である。また、各元素のより好適な含有量はいずれも1.0％以下である。
【００３４】
Ｂ群：Ti：0.005〜3.0％、Nb：0.005〜3.0％、Ｖ：0.005〜3.0％およびＷ：0.005〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、ＶおよびＷはいずれも、析出強化によって鋼の強度増加に寄与するとともに、結晶粒の微細化によって靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有させることができる。
ここに、Tiは、強度増加および靭性向上の効果に加え、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入れ性を向上させる効果を有する。このような効果を得る観点から、Ti含有量は0.005％以上とすることが好適である。一方、Ti含有量が3.0％を超える場合、熱間圧延時に圧延荷重が極端に増大するとともに、ホットプレス部材の靭性が低下し易くなる。よって、Tiを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。なお、より好ましくは0.01％以上である。また、より好ましくは1.0％以下である。
また、上記した強度増加および靭性向上の効果を得る観点から、Nb含有量は0.005％以上とすることが好適である。一方、Nb含有量が3.0％を超える場合、Nb炭窒化物の量が増大し、延性や耐遅れ破壊特性が低下し易くなる。よって、Nbを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。なお、より好ましくは0.01％以上である。また、より好ましくは0.05％以下である。
Ｖは、強度増加および靭性向上の効果に加え、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとして耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得る観点から、Ｖ含有量は0.005％以上とすることが好適である。一方、Ｖ含有量が3.0％を超える場合、Ｖ炭窒化物の量が増大し、延性が低下し易くなる。よって、Ｖを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。なお、より好ましくは0.01％以上である。また、より好ましくは2.0％以下である。
Ｗは、強度増加および靭性向上の効果に加え、耐水素脆性を向上させる効果を有する。このような効果を得る観点から、Ｗ含有量は0.005％以上とすることが好適である。一方、Ｗ含有量が3.0％を超える場合、延性が低下し易くなる。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は0.005％以上3.0％以下とする。なお、より好ましくは0.01％以上である。また、より好ましくは2.0％以下である。
【００３５】
Ｃ群：REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
REM、CaおよびMgは、いずれも介在物の形態制御によって、延性や耐水素脆性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有させることができる。このような効果を得る観点から、各元素の含有量は0.0005％以上とすることが好適である。一方、熱間加工性を低下させない観点から、REM含有量およびCa含有量は0.01％以下とすることが好適である。また、粗大な酸化物や硫化物の生成により延性を低下させない観点から、Mg含有量は0.01％以下とすることが好適である。
よって、REM、CaおよびMgを含有する場合、これらの含有量はそれぞれ、REM：0.0005〜0.01％、Ca：0.0005〜0.01％およびMg：0.0005〜0.01％とする。各元素のより好適な含有量はいずれも0.0006％以上0.01％以下である。
【００３６】
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Sbは、鋼板の表面に濃化して耐摩耗性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Sb含有量は0.002％以上とすることが好適である。一方、Sb含有量が0.03％を超える場合、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。よって、Sbを含有する場合、その含有量は0.002％以上0.03％以下とする。より好ましくは0.002％以上0.02％以下である。
【００３７】
Ｅ群：Ｂ：0.0005〜0.05％
Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性向上やホットプレス後の靭性向上に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は0.0005％以上とすることが好適である。一方、Ｂ含有量が0.05％を超える場合、熱間圧延時の圧延荷重の増加や、熱間圧延後にマルテンサイトやベイナイトが生じることによって、鋼板に割れが生じる場合がある。よって、Ｂを含有する場合、その含有量は0.0005％以上0.05％以下とする。好ましくは0.0005％以上0.01％以下である。
【００３８】
上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。
すなわち、本発明のホットプレス部材は、Ｃ：0.18〜0.40％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.005〜0.1％およびＮ：0.01％以下と、任意に上記したＡ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上とを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物になる成分組成を有する。
なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられ、Ｏは0.0100％以下であれば許容できる。
【００３９】
＜鋼組織＞
次に、本発明の一実施形態のホットプレス部材の鋼組織について、説明する。
本発明の一実施形態のホットプレス部材は、厚さ方向に表層部が軟質層、内部が硬質層、該軟質層と該硬質層との間が遷移層である鋼組織（以下、単に傾斜組織ともいう）を有する。
ここで、この傾斜組織は、ホットプレス部材の厚さ方向に組織が変化する組織であり、具体的には、図１に示すような、ホットプレス部材の厚さ方向に、一方の表面（以下、単に表面ともいう）から他方の表面（以下、単に裏面ともいう）に向かって、軟質層（表面側）／遷移層（表面側）／硬質層／遷移層（裏面側）／軟質層（裏面側）の順となる鋼組織である。
以下、軟質層、遷移層および硬質層について説明する。
【００４０】
・軟質層
軟質層におけるフェライトの体積率：90％以上
軟質層は、フェライトを主体とする組織であり、ホットプレス部材の曲げ性の向上に寄与する。すなわち、鋼板の表層部に形成されるフェライトを主体とする軟質層は、曲げ時に変形し易く、曲げ性の向上に寄与する。ここで、軟質層におけるフェライトの体積率が90％未満になると、軟質層が硬化し、所望の曲げ角度を得ることができない。
従って、軟質層におけるフェライトの体積率は90％以上とする。また、軟質層におけるフェライトの体積率は100％であってもよい。
なお、軟質層におけるフェライト以外の残部組織としては、マルテンサイトやセメンタイト、パーライト、ベイナイトなどが挙げられるが、かような残部組織の体積率としては10％までは許容できる。
【００４１】
軟質層におけるフェライトの平均結晶粒径：2μm以上50μm以下
軟質層のフェライトは、ホットプレス部材の曲げ性の向上に寄与する。しかし、軟質層のフェライトの平均結晶粒径が2μm未満になると、結晶粒の過度の微細化により軟質層が硬化して、所望の曲げ性を得られない。一方、軟質層のフェライトの平均結晶粒径が50μmを超えると、軟質層が過度に軟化して所望の強度を得られない。
従って、軟質層のフェライトの平均結晶粒径は、2μm以上50μm以下とする。好ましくは4μm以上である。また、好ましくは40μm以下である。
【００４２】
軟質層の合計厚さ：ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下
軟質層は、上述したように、ホットプレス部材の曲げ性の向上に寄与し、そのためには、ある程度の厚さが必要となる。ここで、軟質層の合計厚さが、ホットプレス部材厚さの5％未満では、ホットプレス部材の曲げ性が十分には得られない。一方、軟質層の合計厚さが、ホットプレス部材厚さの25％を超えると、所望の強度を得られない。
従って、軟質層の合計厚さは、ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下とする。好ましくは8％以上である。また、好ましくは20％以下である。
なお、軟質層の厚さとは、ホットプレス部材の厚さ方向における軟質層の厚さである。また、軟質層の合計厚さとは、ホットプレス部材の表面側に形成された軟質層の厚さと、裏面側に形成された軟質層の厚さを足し合わせたものである。後述する遷移層の厚さ、および、遷移層の合計厚さについても同様である。
【００４３】
・遷移層
遷移層の合計厚さ：ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下
遷移層は、軟質層と硬質層の中間層であり、曲げ変形に対する応力勾配を除変させるために不可欠となる層である。ここで、遷移層の合計厚さがホットプレス部材厚さの5％未満では、曲げ変形によってホットプレス部材に割れが発生するため、所望の曲げ性を得られない。一方、遷移層の合計厚さがホットプレス部材厚さの25％を超えると、所望の強度を得られない。
従って、軟質層の合計厚さは、ホットプレス部材厚さの5％以上25％以下とする。好ましくは8％以上である。また、好ましくは20％以下である。
【００４４】
なお、遷移層は、ホットプレス部材の厚さ方向に、フェライトの面積率が10％超90％未満の範囲で変化する層である。
よって、厚さ方向における遷移層と硬質層との境界および遷移層と軟質層との境界はそれぞれ、フェライトの面積率が10％以下から10％超となる厚さ位置、および、フェライトの面積率が90％以上から90％未満になる厚さ位置として画定される。
また、遷移層の組織は、基本的にフェライトおよびマルテンサイトにより構成されるが、フェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織として、セメンタイトやパーライト、ベイナイトなどが20％程度含まれていてもよい。
【００４５】
・硬質層
硬質層におけるマルテンサイトの体積率：90％以上
硬質層はマルテンサイトを主体とする組織であり、第２の領域において所望とする引張強さTS：1100MPa以上を確保するためには、硬質層におけるマルテンサイトの体積率を90％以上とする必要がある。好ましくは95％以上である。
なお、硬質層におけるマルテンサイト以外の残部組織としては、フェライトやセメンタイト、パーライト、ベイナイトなどが挙げられるが、かような残部組織の体積率としては10％までは許容できる。
【００４６】
ここで、上記した軟質層、遷移層および硬質層の画定、各層の厚さの測定、ならびに、各層における金属組織の体積率の測定は、以下のようにして行う。
すなわち、ホットプレス部材のハット天板部から、圧延方向に平行で、かつハット天板面に垂直な面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取する。ついで、観察面を研磨し、3vol.％ナイタール液で腐食して組織を現出し、種々の厚さ位置における組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた種々の厚さ位置における組織写真から、画像解析により、各厚さ位置における組織を同定する。ここで、比較的平滑な面で黒く観察される相はフェライトとし、結晶粒界にフィルム状または塊状に白く観察される相はセメンタイトとし、フェライトとセメンタイトが層状に形成した相をパーライトとし、ラス間に炭化物が生成した相および粒内に炭化物を有しないベイニティックフェライトで構成される相をベイナイトと同定する。また、上記以外の領域を、マルテンサイトとする。
そして、各組織写真中の各相の占有面積率を導出してフェライトの面積率が10％以下から10％超となる厚さ位置、および、フェライトの面積率が90％以上から90％超未満になる厚さ位置を求め、これらの厚さ位置から、軟質層、遷移層および硬質層を画定して、各層の厚さを求める。
なお、ホットプレス部材のハット天板部から、圧延方向に平行で、かつハット天板面に垂直な面を予めマクロ観察し、厚さ方向における組織の変化を確認しておくことで、効率的に、フェライトの面積率が10％以下から10％超となる厚さ位置、および、フェライトの面積率が90％以上から90％超未満になる厚さ位置を求めることが可能となる。
また、フェライトの面積率が10％以下から10％超となる厚さ位置、および、フェライトの面積率が90％以上から90％超未満になる厚さ位置を求めるに当たっての厚さ方向における観察間隔は1μmとする。
【００４７】
さらに、軟質層における各相の体積率は、軟質層ごとに、厚さ方向に100μmピッチ（各層界面の近傍は50μmピッチ）で観察し、これらの組織写真から、上記のようにして各相の同定および占有面積率の導出を行い、これらを平均することによって求めたものである。なお、遷移層や硬質層における各相の体積率についても、軟質層と同様にして求めたものである。
【００４８】
また、軟質層におけるフェライトの平均結晶粒径は、軟質層ごとの厚さ１／４位置、厚さ１／２位置、および、厚さ３／４位置における組織写真から、画像解析により各フェライト粒の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均することで求めたものである。なお、フェライトの平均結晶粒径を求める際には、粒径が0.01μm以上の結晶粒を測定することとする。
【００４９】
＜めっき層＞
また、本発明の一実施形態によるホットプレス部材では、その表面にめっき層を有していてもよい。
ここで、ホットプレス用鋼板がめっき鋼板である場合には、得られたホットプレス部材の表面にめっき層が残存する。この場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制される。そのため、表面のスケール剥離を行うことなくホットプレス部材を使用に供することができ、生産性が向上する。
ここで、めっき層は、Zn系めっき層またはAl系めっき層とすることが好ましい。耐食性が必要とされる場合は、Al系めっき層よりもZn系めっき層が優れている。これは、亜鉛の犠牲防食作用により、地鉄の腐食速度を低下することができるためである。また、めっき鋼板をホットプレスする場合、ホットプレス工程における加熱初期に酸化亜鉛膜が形成され、その後のホットプレス部材の処理においてZnの蒸発を防止できる。
【００５０】
なお、Zn系めっきとしては、一般的な溶融亜鉛めっき（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）、Zn−Ni系めっきなどが例示できるが、なかでも、Zn−Ni系めっきが好ましい。Zn−Ni系めっき層は、ホットプレス加熱時のスケール生成を顕著に抑制することに加えて、液体金属脆化割れをも防ぐことができる。この効果を得る観点から、Zn−Ni系めっき層は10〜25質量％のNiを含むことが好ましい。なお、Ni含有量が25質量％を超えると、この効果は飽和する。
また、Al系めっき層としては、Al−10質量％Siめっきが例示できる。
【００５１】
＜その他＞
ホットプレス部材厚さは、0.5〜2.5mm程度である。なお、ホットプレス部材厚さには、めっき層の厚さは含まない。
【００５２】
２．ホットプレス部材の製造方法
次に、本発明の一実施形態に係るホットプレス部材の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に係るホットプレス部材の製造方法は、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板を、露点：50℃以上、90℃以下の雰囲気中で、Ac1-50℃以上Ac3点未満の温度域に加熱した後、該雰囲気中かつ該温度域で5分以上90分以下保持し、その後冷却することにより、ホットプレス用鋼板を得る工程と、
上記ホットプレス用鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、該温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、成形用金型を用いて成形開始温度：Ac3点-50℃以下600℃以上として、プレス成形と同時に焼入れを施すことにより、前述した鋼組織を有するホットプレス部材を製造するものである。
以下、各工程について説明する。
【００５３】
＜熱延鋼板を得る工程＞
熱延鋼板を得る工程は特に限定されず、定法に従えばよい。
例えば、上記の成分組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、マクロ偏析を防止するために連続鋳造法でスラブとする。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、あるいは薄スラブ連鋳法を用いてもよい。
ついで、得られたスラブを、一旦、室温まで冷却したのち、再加熱のため加熱炉に装入する。なお、スラブを室温まで冷却することなく、温片のまま加熱炉に装入するプロセスや、スラブを短時間保熱した後、ただちに熱間圧延するプロセスなどの省エネルギープロセスも適用できる。
【００５４】
その後、スラブを所定の加熱温度に加熱したのち、熱間圧延して、熱延鋼板とする。この際の加熱温度としては、例えば、1000〜1300℃である。また、通常、熱間圧延における仕上げ圧延入側温度は1100℃以下、仕上げ圧延出側温度は800〜950℃である。
熱間圧延後、熱延鋼板は、通常、平均冷却速度：5℃/秒以上で冷却され、300〜750℃の巻取り温度でコイル状に巻き取られる。
【００５５】
＜冷延鋼板を得る工程＞
その後、熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板とする。冷間圧延時の総圧下率は、その後の焼鈍やホットプレス直前の加熱を行う際の異常粒成長を防止するために、30％以上とすることが好ましく、より好ましくは50％以上とする。また、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、総圧下率は85％以下にすることが好ましい。
なお、冷間圧延を行う前の熱延鋼板に対して、酸洗などによるスケール剥離を行っても良い。また、冷間圧延での圧延負荷が高くなる場合は、熱延鋼板に対して、軟化焼鈍を施しても良い。
【００５６】
＜焼鈍工程＞
ついで、冷延鋼板を、露点：50℃以上90℃以下の雰囲気中にて、Ac1-50℃以上Ac3点未満の温度域に加熱した後、該雰囲気中かつ該温度域で5分以上90分以下保持し、その後冷却する、焼鈍を冷延鋼板に施すことにより、ホットプレス用鋼板を得る。
以下、この焼鈍工程における各条件について説明する。
【００５７】
露点：50℃以上90℃以下
焼鈍雰囲気の露点は50℃以上90℃以下として、焼鈍時に生成する酸化スケールの発生を抑制する必要がある。すなわち、鋼板表面に酸化スケールが多量に発生すると、製品板厚が減少するため、ホットプレス時の金型との隙間が生じて焼き入れ不良の原因となる場合がある。また、ホットプレス後の製品板厚を損ねる場合がある。ここで、露点が50℃未満の場合、Fe0が生成して酸化スケールの成長が助長される。一方、酸化スケールの発生を抑制する効果は、露点がある程度まで高くなると飽和する。このため、焼鈍雰囲気の露点の上限は、生産管理上の点から、90℃とする。なお、好ましくは60℃以上である。また、好ましくは80℃以下である。
【００５８】
加熱温度（焼鈍温度）：Ac1点-50℃以上Ac3点未満
加熱温度はAc1点-50℃以上Ac3点未満とする必要がある。すなわち、加熱温度がAc1点-50℃未満では、炭素の拡散速度が遅く、脱炭を十分に進行させることができない。このため、このようにして得られたホットプレス用鋼板に、ホットプレスを施してホットプレス部材を製造する場合、ホットプレスの際の急冷において、表層近傍でもマルテンサイトが生成し、所望の軟質層を有する傾斜組織が得られない。一方、加熱温度がAc3点以上では、ホットプレス用鋼板にマンガンバンドが生成し、ホットプレス部材の曲げ性を劣化させる。好ましくはAc1-25℃以上である。また、好ましくはAc3-25℃以下である。
【００５９】
なお、Ac1点(℃)およびAc3点(℃)はそれぞれ、次式を使用して算出したものである。
Ac1点(℃)＝751−16C＋11Si−28Mn−5.5Cu−16Ni＋13Cr＋3.4Mo
Ac3点(℃)＝910−203C1/2＋44.7Si−4Mn＋11Cr
ここで、式中のC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは、ホットプレス用鋼板における各元素の含有量（質量％）である。なお、式中の元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量を零としてAc1点およびAc3点を算出する。
【００６０】
保持時間：5分以上90分以下
上記加熱温度域での保持時間（焼鈍時間）は、5分以上90分以下とする必要がある。すなわち、保持時間が5分未満の場合、表層近傍での脱炭の進行が不十分となる。このため、このようにして得られたホットプレス用鋼板に、ホットプレスを施してホットプレス部材を製造する場合、ホットプレスの際の急冷において、表層近傍でもマルテンサイトが生成し、所望の軟質層を有する傾斜組織が得られない。一方、保持時間が90分を超えると、脱炭が過度に進行して軟質層の厚さの増加を招き、所望とするホットプレス部材の強度を得ることができなくなる。
従って、保持時間は、5分以上90分以下とする。好ましくは10分以上である。また、好ましくは60分以下である。
【００６１】
加熱保持後の冷却は、特に限定されず、使用する加熱炉等に応じて適宜、放冷（徐冷）、あるいは制御冷却とすることが好ましい。
また、この焼鈍は、バッチ焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉での処理条件は、上記した条件以外は特に限定されないが、例えば、加熱速度は150℃/hr以下とし、加熱保持後の冷却は、40℃/hr以上とすることが、コイル内の温度均一化の観点から好ましい。また、雰囲気は、非酸化性雰囲気（アルゴン、水素、水素−窒素混合）で行うと、酸化スケールの発生が抑制されるため好ましい。
【００６２】
＜めっき工程＞
上記焼鈍工程後に、ホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成する工程をさらに有していてもよい。この場合、めっき鋼板をホットプレス用鋼板として使用して、表面にめっき層を有するホットプレス部材を製造することが可能となるので、生産性の面で非常に有利となる。
また、ホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成しない場合、後述するホットプレス工程後に、ホットプレス部材にショットブラストなどの酸化スケールの剥離処理を行う必要がある。しかし、ホットプレス用鋼板の表面にめっき層がある場合には、ホットプレスの加熱時に酸化スケールの生成が抑制されるため、ホットプレス工程後の酸化スケールの剥離処理が不要となって、この点でも生産性が向上する。
【００６３】
ここで、めっき層の付着量は、片面あたりで10〜90g/m2とすることが好ましい。めっき層の付着量が10g/m2以上であれば、加熱時の酸化スケールの生成を抑制する効果が十分に得られる。より好ましくは30g/m2以上である。一方、めっき層の付着量が90g/m2以下であれば、生産性が阻害されない。より好ましくは70g/m2以下である。また、めっき層の成分については上述したとおりである。
なお、上記した各工程間に、酸洗をする工程や、調質圧延をする工程を適宜はさんでもよいことは勿論である。
【００６４】
＜ホットプレス工程＞
上記のようにして得たホットプレス用鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、該温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、成形用金型を用いて成形開始温度：Ac3点-50℃以下600℃以上として、プレス成形と同時に焼入れを施すことにより、上記した鋼組織を有するホットプレス部材を得る。
以下、このホットプレス工程における各条件について説明する。
【００６５】
加熱温度：Ac3点以上1000℃以下
加熱温度がオーステナイト単相域であるAc3点よりも低いと、オーステナイト化が不十分となり、ホットプレス部材に所望のマルテンサイト量を確保できず、ひいては所望の引張強さが得られない。
一方、加熱温度が1000℃を超えると、Ｃが鋼板の板厚方向に均質化し、軟質層および遷移層の厚さが低下して、所望の曲げ角度を得ることができなくなる。
従って、加熱温度はAc3点以上1000℃以下とする。好ましくは（Ac3点＋30）℃以上である。また、好ましくは950℃以下である。
【００６６】
なお、加熱温度への昇温速度は、特に限定されないが、1〜400℃/秒とすることが好ましく、10〜150℃/秒とすることがより好ましい。昇温速度が1℃/秒以上であれば、生産性を損なわず、400℃/秒以下であれば、温度制御が不安定となることがない。
【００６７】
保持時間：10秒以上900秒以下
加熱温度域での保持時間の経過に伴い、Ｃが鋼板の板厚方向に均質化し、特に保持時間が900秒を超えると、ホットプレス部材において軟質層および遷移層の厚さが低下し、所望の曲げ角度を得ることができなくなる。一方、保持時間が10秒未満の場合、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、所望の強度を得ることができなくなる。
従って、保持時間は10秒以上900秒以下とする。好ましくは、30秒以上である。また、好ましくは600秒以下である。
【００６８】
成形開始温度：Ac3点-50℃以下600℃以上
ついで、上記のようにして加熱保持したホットプレス用鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形と同時に焼入れを行うホットプレス成形を施して、所定形状のホットプレス部材を得る。なお、「ホットプレス成形」は、加熱された薄鋼板を金型でプレス成形すると同時に急冷する工法であり、「熱間成形」、「ホットスタンプ」、「ダイクエンチ」などとも称される。
ここで、上記のような加熱保持を経たホットプレス用鋼板では、Ｃ濃度が低い領域からフェライト変態が開始され、軟質層が形成される。しかし、成形開始温度がAc3点-50℃を超える場合は、軟質層の形成が不十分で、所望とする曲げ性が得られない。一方、成形開始温度が600℃未満の場合、硬質層の形成が不十分となって、所望とする強度が得られない。
従って、成形開始温度は、Ac3点-50℃以下600℃以上とする必要がある。好ましくはAc3点-60℃以下である。また、好ましくは625℃以上である。
【００６９】
なお、成形用金型内での冷却速度は特に限定されないが、生産性の観点から、200℃までの平均冷却速度を20℃/秒以上とすることが好ましい。より好ましくは40℃/秒以上である。なお、一般的な金型冷却を行えば、200℃までの平均冷却速度は20℃/秒以上となる。
また、金型からの取出し時間と、取出し後の冷却速度については、特に限定されない。例えば、ダイ金型とパンチ金型からなる成形用金型を用いて、パンチ金型を下死点にて1〜60秒間保持し、ダイ金型とパンチ金型によりホットプレス部材を冷却する。その後、成形用金型からホットプレス部材を取り出し、冷却する。成形用金型内、および、成形用金型から取り出した後の冷却は、ガスや液体などの冷媒による冷却方法を組み合わせることができ、それによって生産性を向上させることもできる。
【実施例】
【００７０】
表１および表４に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有する溶鋼を小型真空溶解炉で溶製し、スラブとした。得られたスラブを1250℃に加熱し、さらに粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延をして、熱延鋼板を得た。仕上げ圧延入側温度は1100℃で、仕上げ圧延出側温度が850℃の条件とした。また、熱間圧延終了後の冷却速度は、800〜600℃の平均で15℃/秒とし、巻取り温度は650℃とした。
ついで、得られた熱延鋼板を酸洗し、総圧下率：54％で冷間圧延して、冷延鋼板（板厚：1.6mm）を得た。さらに、得られた冷延鋼板に表２および表５に示す条件でそれぞれ焼鈍を施し、ホットプレス用鋼板を得た。なお、焼鈍保持後の冷却速度はいずれも40℃/hrとした。
また、表２および表５に示すように、一部のホットプレス用鋼板では、焼鈍後、めっき処理を施した。なお、表２および表５中、「Zn-Niめっき」はZn−12mass％Niめっき処理（めっき層）であり、めっき層の付着量はいずれも片面あたりで60g/m2とした。【００７１】
かくして得られたホットプレス用鋼板を、表３および表６に示す条件で加熱、保持したのち、プレス機に搬送し、表３および表６に示す成形開始温度でホットプレスを施して、ハット断面形状のホットプレス部材を得た。ホットプレスは、幅：70mm、肩半径R：6mmのパンチ金型と肩半径R：6mmのダイ金型とを成形用金型として使用し、成形深さ：30mmで行った。【００７２】
なお、上記の加熱を、電気加熱炉により大気中で行った場合、室温から750℃までの平均加熱速度を7.5℃/秒、750℃から加熱温度までの平均加熱速度を2.0℃/秒とした。また、上記の加熱を、直接通電加熱装置により大気中で行った場合、室温から加熱温度までの平均加熱速度を100℃/秒とした。そして、加熱温度に到達後、当該加熱温度で保持した。
また、成形用金型内での冷却は、次のようにして行った。すなわち、パンチ金型を下死点にて15秒間保持し、ダイ金型とパンチ金型による挟み込みと、挟み込みから開放したダイ金型上での空冷との組合せにより、150℃以下まで冷却した。なお、成形開始温度から200℃までの平均冷却速度は100℃/秒であった。【００７３】
かくして得られたホットプレス部材のハット天板部の位置からJIS 5号引張試験片（平行部：25mm幅、平行部長さ：60mm、GL=50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験
を実施し、引張強さTSおよび全伸びを求めた。
また、ホットプレス部材のハット天板部の位置から曲げ試験片（幅60mm、長さ60mm）を採取し、ドイツ自動車工業会（VDA）規格：VDA238-100に準拠した曲げ試験を実施し、曲げ角度を測定した。なお、曲げ荷重が落ち始めた時点を曲げ限界として、その時点のポンチストロークから曲げ角度を算出した。
結果を表３および表６に示す。【００７４】
また、得られたホットプレス部材について、上述した方法により、軟質層、遷移層および硬質層の画定、各層の厚さの導出、ならびに、各層における金属組織の体積率および軟質層におけるフェライトの平均結晶粒径の測定を行った。
結果を表３および表６に併記する。なお、これらのホットプレス部材では、軟質層が形成されなかったプレス部材Ｎｏ．２、ならびに、遷移層が形成されなかったプレス部材Ｎｏ．８および１０を除き、図１に示すような、厚さ方向に、表面から裏面に向かって、軟質層／遷移層／硬質層／遷移層／軟質層の順となる鋼組織が得られていた。また、硬質層の厚さは、ホットプレス部材厚さ（1.6mm）から、軟質層および遷移層の合計厚さを減じることによって算出することができる。【００７５】
【表１】
0006428970.tif 000002
【００７６】
【表２】
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【００７７】
【表３】
0006428970.tif 000004
【００７８】
【表４】
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【００７９】
【表５】
0006428970.tif 000006
【００８０】
【表６】
0006428970.tif 000007
【００８１】
表３および表６に示すように、発明例ではいずれも、引張強さTS：1100MPa以上の高強度と、曲げ角度：70度以上の優れた曲げ性が得られた。これに対し、比較例では、強度および曲げ性の少なくともいずれかの特性を満足しなかった。
【要約】
所定の成分組成にするとともに、鋼組織を、厚さ方向に表層部が軟質層、内部が硬質層、該軟質層と該硬質層との間が遷移層となる傾斜組織とする。【図１】
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