(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織を有する、
ことを特徴とするホットプレス用鋼板。
【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群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットプレス用鋼板。
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ことを特徴とする請求項１または２に記載のホットプレス用鋼板。
【請求項４】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする請求項３に記載のホットプレス用鋼板。
【請求項５】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする請求項４に記載のホットプレス用鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％および
Ｎ：0.01％以下を含み、
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とし、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、上記冷延鋼板をAc1-150℃以上Ac1点未満の温度域に加熱したのち、該温度域で１時間以上保持し、ついで冷却する焼鈍を施すことにより、
フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織を得ることを特徴とするホットプレス用鋼板の製造方法。
【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群以上を含有することを特徴とする請求項６に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
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】
前記焼鈍後に、前記ホットプレス鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする請求項６または７に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする請求項８に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする請求項９に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2であることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか一項に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【請求項１２】
質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
体積率で70.0％以上のマルテンサイトと、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイトとを有し、かつ円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2以上で存在する組織を有する、
ことを特徴とするホットプレス部材。
【請求項１３】
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群以上を含有することを特徴とする請求項１２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１４】
表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１２または１３に記載のホットプレス部材。
【請求項１５】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする請求項１４に記載のホットプレス部材。
【請求項１６】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする請求項１５に記載のホットプレス部材。
【請求項１７】
質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織を有する鋼板を素材とし、
上記鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、この温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、上記鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形と焼入れとを同時に施すことにより、
体積率で70.0％以上のマルテンサイトと、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイトとを有し、かつ円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2以上で存在する組織を有するホットプレス部材を得ることを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
【請求項１８】
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群以上を含有することを特徴とする請求項１７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１９】
前記鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１７または１８に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項２０】
前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする請求項１９に記載のホットプレス部材の製造方法。
【請求項２１】
前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする請求項２０に記載のホットプレス用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、ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材に関するものである。なお、ホットプレス部材とは、鋼板をホットプレスにより成形してなるプレス部材である。
【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強く要望されている。そのため、自動車車体の軽量化が要求されている。そこで、自動車用部材を薄くしても安全性が損なわれないよう、自動車用部材の素材となる鋼板の高強度化が求められている。
しかし、一般的に、鋼板の強度が高くなるにつれて成形性が低下するため、高強度鋼板を素材とした自動車用部材の製造においては、成形が困難になったり、形状凍結性が悪化するなどの問題が生じていた。
【０００３】
このような問題に対し、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。ここで、ホットプレス工法とは、鋼板をオーステナイト域に加熱した後、プレス機に搬送し、プレス機内、すなわち金型で所望形状の部材に成形すると同時に急冷する技術である。そして、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からマルテンサイトへと相変態し、これによって、高強度の所望形状部材が得られる。なお、「ホットプレス工法（成形）」は、「熱間成形」や「ホットスタンプ」、「ダイクエンチ」などとも称される。
【０００４】
また、最近では、乗員の安全性を確保するという観点から、自動車用部材の耐衝撃特性の向上も要望されている。この要望に応えるには、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）を高める必要があり、この観点からは、衝突時に自動車用部材が割れて衝撃エネルギー吸収能が低下しないように、自動車用部材の均一伸び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、均一伸びに優れるホットプレス部材の開発が強く要望されている。
【０００５】
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、熱間プレス成形法によって薄鋼板をプレス成形した熱間プレス成形品であって、質量％で、C：0.15〜0.35％、Si：0.5〜3％、Mn：0.5〜2％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％、Cr：0.01〜1％、B：0.0002〜0.01％、Ti：（Nの含有量）×4〜0.1％、N：0.001〜0.01％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、マルテンサイト：80〜97％、残留オーステナイト：3〜20％、残部組織：5％以下からなる組織と、を有する、熱間プレス成形品が開示されている。この技術によれば、成形条件を適切に制御することにより、熱間プレス部品の組織を、適正量の残留オーステナイトを残存させた金属組織とすることでき、これによって、成形品に内在する延性をより高くした熱間プレス部品が得られる、と記載されている。
【０００６】
また、特許文献２には、質量％で、C：0.20〜0.40％、Si：0.05〜3.0％、Mn：1.0〜4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005〜0.1％、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組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が5〜55％で、マルテンサイト相の面積率が45〜95％であり、かつフェライト相とマルテンサイト相の平均粒径が7μm以下であるミクロ組織と、を有する、延性に優れたホットプレス部材が開示されている。この技術によれば、引張強さTS：1470〜1750MPaの高強度と、全伸びEl：8％以上の高延性を有するホットプレス部材が得られると記載されている。
【０００７】
さらに、部材強度の上昇に伴い、水素に起因する破壊、すなわち水素脆化が懸念されるようになり、耐遅れ破壊特性の向上も要求されている。
このような要求に対して、例えば、特許文献３には、質量％で、S：0.001〜0.005％、REM：0.005〜0.03％、およびO：0.003〜0.007％を含むホットスタンプ用鋼板において、S、O(酸素)、およびREMの2種以上を含む直径0.1μm以下の球状介在物が分散していることを特徴とするホットスタンプ用鋼板が開示されている。
【０００８】
また、特許文献４には、質量％で、C:0.1〜0.5％、Si：0.05〜2％、Mn：0.1〜3％、Al：0.003〜2％を含有し、P：0.05％以下、S：0.03％以下、N：0.01％以下に制限し、かつ、Si+Al≧1.0％とするとともに、化学成分に依存する焼入れ性の指標を適正に調整したホットプレス用の鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開2013-79441号公報
【特許文献２】特開2010-65293号公報
【特許文献３】特開2012-237048号公報
【特許文献４】特開2012-41613号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、特許文献１および２に記載された技術では、Ｃによるマルテンサイトの強化によりホットプレス部材における高強度化を図っているため、これを利用して引張強さをさらに高めようとすると、衝撃エネルギー吸収能の向上という観点から必要とされる均一伸びが得られない場合があった。また、これらの技術では、耐遅れ破壊特性については考慮が払われていなかった。
さらに、特許文献３に記載された技術でも、衝撃エネルギー吸収能の向上という観点から必要とされる均一伸びが必ずしも十分に得られないという問題があった。
加えて、特許文献４に記載された技術では、ホットプレス部材における引張強さを1800MPa超に高めようとすると、十分に残留オーステナイトを生成させることができず、結果として、所望の耐遅れ破壊特性、さらには所望の均一伸びが得られなくなるという問題があった。
【００１１】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、ホットプレスにより得られるホットプレス部材において、引張強さTS：1800MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性、さらには優れた耐遅れ破壊特性とを同時に得ることが可能となる、ホットプレス用鋼板を、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。
また、本発明は、引張強さTS：1800MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性とを兼備し、さらには耐遅れ破壊特性にも優れるホットプレス部材をおよびその製造方法提供することを目的とする。
なお、ここでいう「優れた耐遅れ破壊特性」とは、後述する耐遅れ破壊特性の評価（４点曲げ試験法）において、試験液に100時間（好適には200時間）浸漬した後でも割れが生じていないことを意味する。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
さて、発明者らは、引張強さTS：1800MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性とを兼備し、さらには耐遅れ破壊特性にも優れるホットプレス部材を得るべく、特に均一伸びuElと耐遅れ破壊特性に影響する各種要因について検討したところ、以下の知見を得た。
【００１３】
（Ａ）引張強さTS：1800MPa以上としつつ、均一伸びuElを6.0％以上とするためには、適正量の残留オーステナイトを有する組織とすることが必要である。また、Ｃ：0.300質量％未満で、残留オーステナイトを適正量有する組織とするためには、Mnを3.50質量％以上含有させる必要がある。なお、Mnは強度増加にも寄与し、Ｃ：0.300質量％未満としても、所望の強度が確保できる。
（Ｂ）残留オーステナイトは水素の吸蔵サイトとしての役割を果たし、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。このため、耐遅れ破壊特性を向上させるには、ホットプレスにより得られるホットプレス部材において、適切なサイズの残留オーステナイトを分散させた組織を得ることが重要である。
（Ｃ）また、ホットプレス部材において、適切なサイズの残留オーステナイトを分散させた組織を得るには、素材とするホットプレス用鋼板のMn量を高めるとともに、ホットプレス用鋼板の製造過程において、冷間圧延後、Ac1-150℃以上Ac1点未満の温度域に加熱し、該温度域で所定時間保持する熱処理を行って、セメンタイトにMnを濃化させることが重要である。
そして、かようなMnを濃化させたセメンタイトが、残留オーステナイトの生成サイトの役割を果たし、結果的に、かようなホットプレス用鋼板から得られるホットプレス部材において、適切なサイズの残留オーステナイトを分散させた組織を得ることが可能となる。
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。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織を有する、
ことを特徴とするホットプレス用鋼板。
【００１５】
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群以上を含有することを特徴とする前記１に記載のホットプレス用鋼板。
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％
【００１６】
３．表面にめっき層を有することを特徴とする前記１または２に記載のホットプレス用鋼板。
【００１７】
４．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする前記３に記載のホットプレス用鋼板。
【００１８】
５．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする前記４に記載のホットプレス用鋼板。
【００１９】
６．質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.05％以下、
Al：0.005〜0.1％および
Ｎ：0.01％以下を含み、
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とし、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、上記冷延鋼板をAc1-150℃以上Ac1点未満の温度域に加熱したのち、該温度域で１時間以上保持し、ついで冷却する焼鈍を施すことを特徴とするホットプレス用鋼板の製造方法。
【００２０】
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群以上を含有することを特徴とする前記６に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
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％
【００２１】
８．前記焼鈍後に、前記ホットプレス鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする前記６または７に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【００２２】
９．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする前記８に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【００２３】
１０．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする前記９に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【００２４】
１１．前記めっき層の付着量が、片面あたりで10〜90g/m2であることを特徴とする前記８〜１０のいずれか一項に記載のホットプレス用鋼板の製造方法。
【００２５】
１２．質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
体積率で70.0％以上のマルテンサイトと、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイトとを有し、かつ円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2以上で存在する組織を有する、
ことを特徴とするホットプレス部材。
【００２６】
１３．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群以上を含有することを特徴とする前記１２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％
【００２７】
１４．表面にめっき層を有することを特徴とする前記１２または１３に記載のホットプレス部材。
【００２８】
１５．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする前記１４に記載のホットプレス部材。
【００２９】
１６．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする前記１５に記載のホットプレス部材。
【００３０】
１７．質量％で、
Ｃ：0.180％以上0.300％未満、
Mn：3.50％以上11.0％未満、
Si：0.01〜1.5％、
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とともに、
フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織を有する鋼板を素材とし、
上記鋼板を、Ac3点以上1000℃以下の温度域に加熱し、この温度域で10秒以上900秒以下保持し、ついで、上記保持後の鋼板に、成形用金型を用いてプレス成形と焼入れとを同時に施すことにより、
体積率で70.0％以上のマルテンサイトと、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイトとを有し、かつ円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2以上で存在する組織を有するホットプレス部材を得ることを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
【００３１】
１８．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群以上を含有することを特徴とする前記１７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％
【００３２】
１９．前記鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする前記１７または１８に記載のホットプレス部材の製造方法。
【００３３】
２０．前記めっき層が、Zn系めっき層またはAl系めっき層であることを特徴とする前記１９に記載のホットプレス部材の製造方法。
【００３４】
２１．前記Zn系めっき層が、Ni：10〜25質量％を含むことを特徴とする前記２０に記載のホットプレス用ホットプレス部材の製造方法。
【発明の効果】
【００３５】
本発明のホットプレス鋼板を素材として用いることにより、引張強さTS：1800MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性とを兼備し、さらには耐遅れ破壊特性にも優れるホットプレス部材を製造することが可能となる。
そして、かようなホットプレス部材を自動車用部材に適用することによって、衝突時に衝突エネルギーを吸収する車体構造設計を行いながら、車体軽量化による燃費改善を図ることが可能となるので、産業上格段の効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】耐遅れ破壊特性の評価で使用する試験ジグの概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の一実施形態のホットプレス用鋼板における成分組成の限定理由を以下に示す。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：0.180％以上0.300％未満
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：1800MPa以上を確保する観点から、Ｃ含有量は0.180％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.300％以上の場合、Ｃによる固溶強化量が過大となり、ホットプレス部材の均一伸びuElを6.0％以上とすること、さらには引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。よって、Ｃ含有量は0.180％以上0.300％未満とする。好ましくは0.200％以上0.285％以下である。
【００３８】
Mn：3.50％以上11.0％未満
Mnは、鋼の強度を増加させるとともに、ホットプレス部材において、残留オーステナイトの安定性を向上させる重要な元素である。このような効果を得て、ホットプレス部材の引張強さTS：1800MPa以上と、均一伸びuEl：6.0％以上とを同時に確保するためには、Mn含有量を3.50％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が11.0％以上の場合、Mnによる固溶強化量が過大となり、ホットプレス部材の均一伸びuElを6.0％以上に調整すること、さらには引張強さTSを2300MPa未満に調整することが困難となる。よって、Mn含有量は3.50％以上11.0％未満とする。好ましくは4.00％以上10.0％以下、より好ましくは4.50％以上8.00％以下、さらに好ましくは5.00％以上7.00％以下である。
【００３９】
Si：0.01％以上1.5％以下
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1.5％を超える場合、ホットプレス用鋼板製造時の焼鈍工程における、セメンタイトの析出が抑制される。このため、かようなホットプレス用鋼板を素材としたホットプレス部材では、適切なサイズの残留オーステナイトを分散させた組織とすることが難しく、所望の耐遅れ破壊特性が得られない。よって、Si含有量は0.01％以上1.5％以下とする。好ましくは0.02％以上1.2％以下である。
【００４０】
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、ホットプレス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。
【００４１】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に含有され、硫化物系介在物として存在してホットプレス部材の延性や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。
【００４２】
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、窒素と結合して多量の窒化物が生成し、素材となるホットプレス用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。好ましくは0.02％以上0.05％以下である。
【００４３】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、通常、鋼中に不可避的に含有されるが、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、素材となるホットプレス用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0.0030％以上0.0050％以下である。なお、とくに調整せずに、Ｎが不可避的に含有される場合には、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。
【００４４】
また、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。一方、過度の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。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。各元素の好ましい含有量はいずれも、0.01％以上1.0％以下である。
【００４５】
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。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する。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。好ましくは0.01％以上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。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する。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。好ましくは0.01％以上0.05％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。一方、Ｖ含有量が3.0％を超える場合、Ｖ炭窒化物の量が顕著に増大し、延性が低下する。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。好ましくは0.01％以上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。一方、Ｗ含有量が3.0％を超える場合、延性が低下する。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。好ましくは0.01％以上2.0％以下である。
【００４６】
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。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。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。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。各元素のより好ましい含有量はいずれも、0.0006％以上0.01％以下である。
【００４７】
Ｄ群：Sb：0.002〜0.03％
Sbは、鋼板の加熱および冷却に際し、鋼板表層における脱炭層の形成を抑制するため、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、Sb含有量は0.002％以上とする。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。好ましくは0.002％以上0.02％以下である。
【００４８】
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。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。
【００４９】
なお、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。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。
【００５０】
次に、本発明のホットプレス用鋼板の組織について、説明する。
本発明のホットプレス用鋼板の組織は、フェライトとセメンタイトとを有し、該フェライトと該セメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4以上である組織とする。
ここで、フェライトは体積率で92.0％以上99.0％以下とすることが好適である。というのは、フェライトの体積率が92.0％未満では引張強さが590MPaを上回って成形性の低下を招く一方、99.0％超えでは、引張強さが340MPaを下回ってプレス成形品の強度が低下するからである。より好ましくは95.0％以上、99.0％以下である。さらに好ましくは96.0％以上、98.4％以下である。
また、セメンタイトは、体積率で1.0％以上5.0％以下とすることが好適である。というのは、セメンタイトの体積率が1.0％未満では伸びが45％を上回ってプレス応力の加わる部位の板厚が極端に薄くなり、プレス成形後の板厚のバラツキが増加する一方、5.0％超えでは伸びが25％を下回って成形性の低下を招くからである。より好ましくは1.6％以上4.4％以下である。
【００５１】
なお、本発明のホットプレス用鋼板の組織は、基本的に上記したフェライトおよびセメンタイトにより構成されるが、フェライトおよびセメンタイト以外の残部組織としてベイナイトやパーライトが微量であれば含まれていてもよく、これらの残部組織の合計の体積率が5.0％以下であれば許容できる。
【００５２】
また、ホットプレス用鋼板の組織の同定および体積率の測定は以下のようにして行う。
すなわち、ホットプレス用鋼板から、圧延方向に平行で、かつ圧延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。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、板厚1/4となる位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真から、画像解析により、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をフェライトと、フィルム状または塊状に白く観察される相をセメンタイトと、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、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して同定する。そして、組織写真において各相が占有する面積率を求め、これらの相が三次元的に均質であるとみなして、これら各相の占有面積率を体積率とする。
なお、「残部組織の体積率」は、100％から上記した「フェライトの体積率」および「セメンタイトの体積率」を減じることにより、求める。
【００５３】
フェライトのMn濃度に対するセメンタイトのMn濃度の比Mnθ/Mnα：1.4以上
ホットプレス用鋼板の組織に含まれるセメンタイトは、ホットプレス部材における残留オーステナイトの生成サイトとして働く。そして、ホットプレス部材において、所定量の残留オーステナイトを確保するとともに、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを分散させた組織とするには、母相であるフェライトに対するセメンタイトへのMnの濃化度合いを高めることが重要である。ここで、フェライトとセメンタイトのMn濃度をそれぞれMnα、Mnθとしたとき、Mnθ/Mnαが1.4未満の場合、セメンタイトへのMnの濃化が低いため、ホットプレス部材において、所望の残留オーステナイトの体積率が得られないか、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織とすることができなくなる。
よって、Mnθ/Mnαは、1.4以上とする。好ましくは1.5以上、より好ましくは1.8以上である。なお、Mnθ/Mnαの上限は、特に制限されないが、実質的に10.0程度である。
【００５４】
なお、フェライトのMn濃度に対するセメンタイトのMn濃度の比Mnθ/Mnαは、以下のようにして求める。
すなわち、ホットプレス用鋼板から、圧延方向に平行で、かつ圧延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。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、板厚1/4となる位置の組織をEPMA（Electron Probe Micro Analyzer；電子プローブマイクロアナライザ）で観察し、フェライトおよびセメンタイトのそれぞれ30粒子についてMnの定量分析を行う。Mnの定量分析結果から、フェライトおよびセメンタイトの各結晶粒のMn濃度をそれぞれ平均し、その平均値をMnαおよびMnθとした。そして、MnθをMnαで除した値をMnθ/Mnαとした。
【００５５】
次に、本発明のホットプレス用鋼板の製造方法について説明する。
本発明のホットプレス用鋼板の製造方法は、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、上記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る工程と、上記冷延鋼板をAc1-150℃以上Ac1点未満の温度域に加熱したのち、該温度域で１時間以上保持し、ついで冷却する焼鈍工程と、を有するものである。
【００５６】
＜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ことが好ましい。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。
なお、スラブは、一旦、室温まで冷却されたのち、再加熱のため加熱炉に装入される。ただし、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。
【００５７】
このようにして得られた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。加熱温度としては1000〜1300℃が好ましい。加熱したスラブは、通常、仕上げ圧延入側温度が1100℃以下で、仕上げ圧延出側温度が800〜950℃の条件で熱間圧延され、平均冷却速度：5℃/秒以上の条件で冷却され、300〜750℃の巻取り温度でコイル状に巻き取られ、熱延鋼板とされる。
また、仕上げ圧延について、上記した以外の条件は特に限定されるものではないが、950℃以上の温度域での累積圧下率を40％以上とすることが好ましい。950℃以上の温度域での累積圧下率が高くなると、オーステナイトの再結晶が進行して結晶粒が微細化する。オーステナイトの微細化は、最終的に得られるホットプレス部材の旧オーステナイト粒径を小さくして、耐遅れ破壊特性を向上させる。より好ましくは60％以上である。
【００５８】
＜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。冷間圧延時の圧下率は、その後の焼鈍工程やホットプレス直前の加熱工程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、圧下率は85％以下にすることが好ましい。
なお、冷間圧延を行う前に、熱延鋼板に対して酸洗などによるスケール剥離工程を施しても良い。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、軟化焼鈍工程を施しても良い。
【００５９】
＜焼鈍工程＞
かくして得られた冷延鋼板を、Ac1-150℃以上Ac1点未満の温度域に加熱したのち、該温度域で１時間以上保持し、ついで冷却する。以下、焼鈍工程における焼鈍温度などの限定理由について説明する。
【００６０】
加熱温度：Ac1-150℃以上Ac1点未満
上述したように、本焼鈍工程では、セメンタイトにMnを濃化させることが重要である。ここで、加熱温度Ac1-150℃未満では、Mnの拡散速度が不十分となって、セメンタイトへの十分なMn濃化が起こらず、ひいては、ホットプレス部材において、所望の残留オーステナイトの体積率が得られないか、および／または、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織を得ることができなくなる。一方、Ac1点以上では、フェライト−オーステナイトの２相域となるため、セメンタイトにMnを十分に濃化させることができず、やはりホットプレス部材において、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織を得ることができなくなる。
よって、加熱温度は、Ac1-150℃以上Ac1点未満とする。好ましくはAc1-130℃以上Ac1-10℃以下である。
【００６１】
保持時間：１時間以上
また、保持時間が１時間未満の場合、セメンタイトへのMnの濃化が不十分となり、所定のMnθ/Mnαが得られない。さらに、ホットプレス部材における残留オーステナイトの生成サイトとなるセメンタイトのサイズが小さくなるため、ホットプレス部材において、所望の残留オーステナイトの体積率が減少するとともに、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織を得ることができなくなり、結果として、所望とする耐遅れ破壊特性と均一伸びが得られなくなる。
よって、保持時間（焼鈍時間）は、１時間以上とする。なお、上限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から、48時間以下とすることが好ましい。より好ましくは1.5時間以上24時間以下である。
【００６２】
なお、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）、または制御冷却とすればよい。
【００６３】
また、この焼鈍工程は、バッチ焼鈍炉で行うことが好ましい。バッチ焼鈍炉で焼鈍を行う場合、上記した条件以外は特に限定されないが、例えば、平均加熱速度は10℃/時間以上150℃/時間以下とし、保持後の平均冷却速度は、10℃/時間以上150℃/時間以下とすることが、セメンタイトへのMnの濃化の観点からは好ましい。より好ましくは加熱速度：20℃/時間以上100℃/時間以下、冷却速度：20℃/時間以上100℃/時間以下である。
【００６４】
さらに、上述したAc1点(℃)および後述するAc3点(℃)は、以下の式を使用して算出する。
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、Cu、Ni、CrおよびMoは、各元素の含有量（質量％）であり、上記元素が含有されていない場合には、当該元素の含有量は零として算出するものとする。
【００６５】
＜めっき工程＞
また、上記のようにして得られたホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成してもよい。表面にめっき層が形成されていないホットプレス用鋼板を素材とする場合、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スケール剥離処理を行う必要があるが、ホットプレス用鋼板の表面にめっき層を形成する場合、ホットプレスの加熱時にスケール生成が抑制されるため、ホットプレス工程後のスケール剥離処理が不要となり、生産性が向上する。
【００６６】
なお、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という利点もある。
【００６７】
また、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系めっきなどが挙げられるが、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が25質量％を超えて含有されると、この効果は飽和する。
なお、Al系めっき層としては、Al−10質量％Siめっきなどが挙げられる。
【００６８】
さらに、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く、30〜70g/m2とすることがより好ましい。付着量が10g/m2以上であれば、加熱時のスケール生成を抑制する効果が十分に得られ、付着量が90g/m2以下であれば、生産性が阻害されないからである。
【００６９】
なお、上記した各工程間に、酸洗や調質圧延を適宜行ってもよいことは言うまでもない。
【００７０】
次に、本発明のホットプレス部材について説明する。
本発明のホットプレス部材は、上記したホットプレス用鋼板の成分組成を有するとともに、体積率で70.0％以上のマルテンサイトと、体積率で3.0％以上30.0％以下の残留オーステナイトとを有し、かつ円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2以上で存在する組織を有するものである。
また、本発明のホットプレス部材は、例えば、上記のホットプレス用鋼板を素材として、所定の条件でホットプレスを行うことにより得ることができる。
以下、本発明のホットプレス部材の組織について、説明する。
【００７１】
マルテンサイトの体積率：70.0％以上
ホットプレス部材において引張強さTS：1800MPa以上を確保するためには、マルテンサイトを主相とする、具体的には、体積率で70.0％以上とする必要がある。好ましくは80.0％以上である。なお、マルテンサイトの体積率は、所望量の残留オーステナイトを含有するために、97.0％以下となる。
【００７２】
残留オーステナイトの体積率：3.0〜30.0％
残留オーステナイトは、変形時のTRIP効果（変態誘起塑性）により均一伸びを高める重要な組織である。ここでは、均一伸びuEl：6.0％以上を実現するために、体積率で3.0％以上の残留オーステナイトを含有させる必要がある。一方、残留オーステナイトの体積率が30.0％を超えると、TRIP効果を発現した後に変態した硬質なマルテンサイトが多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、残留オーステナイトの体積率は、3.0％以上30.0％以下とする。好ましくは5.0％以上20.0％以下である。
【００７３】
なお、本発明のホットプレス部材の組織は、基本的に上記したマルテンサイトおよび残留オーステナイトにより構成されるが、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の残部組織として、ベイナイトやフェライト、セメンタイト、パーライトが微量であれば含まれていてもよく、これらの残部組織の合計の体積率が10％以下（0％を含む）であれば許容できる。
【００７４】
また、ホットプレス部材の組織の体積率の測定は以下のようにして行う。
まず、ホットプレス部材のハット天板部から、Ｘ線回折用試験片を切り出し、肉厚1/4面が測定面となるように機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト（γ）の｛200｝面、｛220｝面、｛311｝面のピークの積分強度と、フェライト（α）の｛200｝面、｛211｝面のピークの積分強度を測定する。α{200}-γ{200}、α{200}-γ{220}、α{200}-γ{311}、α{211}-γ{200}、α{211}-γ{220}、α{211}-γ{311}の計６通りについて、積分強度比から求まる残留γ体積率をそれぞれ算出する。これらの平均値を「残留オーステナイトの体積率」とする。
【００７５】
次に、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。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、板厚1/4となる位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：1500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真から、画像解析により、組織の同定を行う。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、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、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、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して同定する。ついで、組織写真において各相が占有する面積率を求め、これらの相が三次元的に均質であるとみなして、これら各相の占有面積率の体積率とし、これらの合計を「マルテンサイトおよび残留オースナイト以外の残部組織の体積率」とする。
そして、「マルテンサイトの体積率」を、100％から上記した「残留オーステナイトの体積率」および「マルテンサイトおよび残留オースナイト以外の残部組織の体積率」を減じることにより、求める。
【００７６】
円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイト：2.0×105個/mm2以上
残留オーステナイトは、水素の吸蔵サイトとして働き、耐遅れ破壊特性を高める組織である。特に、引張強さTS：1800MPa以上の高強度を確保した上で、優れた耐遅れ破壊特性を得るには、ホットプレス部材の組織を、比較的サイズの大きい円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトを2.0×105個/mm2以上に分散させた組織とすることが不可欠である。ここで、円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトが2.0×105個/mm2未満では、鋼板に進入した水素を均一に吸蔵することができず、所望の耐遅れ破壊特性が得られない。よって、円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトは2.0×105個/mm2以上で存在させるものとする。なお、残留オーステナイトの体積率が30％に達するに相当する値が上限となり、残留オーステナイトの円相当直径が0.3μmである場合は、4.3×106個/mm2である。
【００７７】
なお、上述したように、上記した適正量の残留オーステナイトを有し、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織を得るには、Mn含有量を適正に制御した成分組成を有し、Mnをセメンタイト中に濃化させた組織を有する鋼板を、素材鋼板として使用し、該鋼板を所定の条件で加熱してホットプレスを施すことが重要となる。
【００７８】
なお、円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトの単位面積当たりの個数は以下のようにして求める。
すなわち、上記と同様にして、組織観察用試験片を採取する。観察面を電解研磨し、板厚1/4となる位置をEBSP（Electron Back-Scattering Pattern）が付帯された走査型電子顕微鏡(倍率：1500倍)で撮影する。ついで、EBSPデータについて画像処理を行い、これによって、残留オーステナイトと同定した結晶粒のみを抽出する。そして、それぞれの結晶粒の面積から円相当直径を算出し、円相当直径が0.3μm以上の残留オーステナイトの個数を数え、1mm×1mmあたりの個数を算出する。
【００７９】
また、特に限定されるものではないが、ホットプレス部材の組織においては、旧オーステナイト粒径は100μm以下とすることが好ましい。というのは、結晶粒径が微細になるほど、粒界の面積が増加する。これにより、単位粒界面積あたりの水素の被覆率が低減し、遅れ破壊特性が向上するからである。より好ましくは3〜20μmの範囲である。
なお、旧オーステナイト粒径の測定は、以下のようにして行う。
すなわち、上記と同様にして、組織観察用試験片を採取する。ついで、採取した組織観察用試験片において、観察面を研磨し、ピクリン酸および界面活性剤で腐食して組織を現出し、板厚1/4となる位置の組織を光学顕微鏡（倍率：500倍）で観察し、撮像する。得られた組織写真を用い、旧オーステナイト粒の占有する面積から、旧オーステナイト粒ごとに円相当直径を算出し、その平均値を旧オーステナイト粒径とする。
【００８０】
以上のような成分組成および組織とすることにより、本発明のホットプレス部材では、引張強さTS：1800MPa以上（好ましくは2300MPa未満）の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上（20％以下）の高延性を兼備するとともに、優れた耐遅れ破壊特性が得られるのである。
【００８１】
次に、本発明のホットプレス部材を製造する際の好適なプレス条件について説明する。
【００８２】
＜ホットプレス加熱工程＞
上記し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、この温度域で10秒以上900秒以下保持する。
【００８３】
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おいて所望のマルテンサイト量を確保できず、所望の引張強さを得られない。
また、加熱過程において、セメンタイトはオーステナイトに逆変態する。このセメンタイトから逆変態したオーステナイトは、フェライトから逆変態したオーステナイトに比べて、Mn濃度が高い。また、Mnはオーステナイトを安定化させる元素である。よって、Mnが濃化したセメンタイトから逆変態したオーステナイトは、Mn濃度が高く、ホットプレス部材において、残留オーステナイトの生成サイトとして働く。
一方、加熱温度が1000℃を超えると、セメンタイトに濃化したMnが均一化され、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織とすることができず、所望の耐遅れ破壊特性が得られない。
よって、加熱温度はAc3点以上1000℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、（Ac3点＋30）℃以上950℃以下とする。
【００８４】
なお、加熱温度への平均加熱速度は、特に限定されないが、1〜400℃/秒とすることが好ましい。より好ましくは10〜150℃/秒である。ここに、平均加熱速度が1℃/秒以上であれば、生産性を損なわず、400℃/秒以下であれば、温度制御の不安定化を回避できる。
【００８５】
保持時間：10秒以上900秒以下
保持時間の経過に伴い、濃化されたMnが周囲に拡散し均一化される。そのため、保持時間が900秒を超えると、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られない。また、所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織とすることができず、所望の遅れ破壊特性が得られない。また、保持時間が10秒以下であれば、セメンタイトからオーステナイトへの逆変態が不十分となり、やはり所定以上の大きさとなる残留オーステナイトを適切に分散させた組織とすることができず、所望の遅れ破壊特性が得られない。よって、保持時間は10秒以上900秒以下とすることが好ましい。
【００８６】
なお、加熱方法は特に限定されず、一般的な加熱方法である、電気炉、ガス炉、赤外線加熱、高周波加熱および直接通電加熱等がいずれも適用できる。また、雰囲気についても特に限定されず、大気中や不活性ガス雰囲気中など、いずれも適用できる。
【００８７】
＜ホットプレス成形工程＞
ホットプレス成形工程では、上記のホットプレス加熱工程を経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および焼入れを同時に施して、所定形状のホットプレス部材を得る。ここで、「ホットプレス成形」は、加熱された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。
【００８８】
なお、プレス機内での成形開始温度は、特に限定されないが、Ms点以上とすることが好ましい。成形開始温度がMs点未満の場合、成形荷重が増大し、プレス機にかかる負荷が増加する。なお、成形開始までの素材鋼板を搬送中は、一般的に空冷とする。そのため、成形開始温度の上限は、上記の加熱工程での加熱温度である。また、ガスや液体などにより冷却速度が速まる環境下で搬送される場合、保熱箱などの保温治具により冷却速度を低減することが好ましい。
【００８９】
また、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好ましくは20℃/秒以上、より好ましくは40℃/秒以上とする。
金型からの取出し時間と、取出し後の冷却速度についても、特に限定されない。冷却方法としては、例えば、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を用いてプレス部材を冷却する。その後、金型からプレス部材を取り出し、冷却する。金型内、また、金型から取り出し後の冷却は、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】
【００９０】
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。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施して、熱延鋼板を得た。熱間圧延条件は、仕上げ圧延入側温度：1100℃、仕上げ圧延出側温度：850℃とし、950℃以上の温度域での累積圧下率を表２および表５に示す値とした。また、熱間圧延後、800〜650℃の温度域における平均冷却速度を15℃/秒として冷却し、巻取り温度を650℃として巻き取った。
【００９１】
得られた熱延鋼板を酸洗し、圧下率54％で冷間圧延して、冷延鋼板(板厚：1.6mm)を得た。ついで、表２および表５に示す加熱温度T1に平均加熱速度40℃/時間で加熱し、表２および表５に示す時間保持し、その後、平均冷却速度：40℃/時間で冷却し、ホットプレス用鋼板を得た。
【００９２】
かくして得られたホットプレス用鋼板について、上述した方法により、組織の同定および体積率の測定、ならびにMnθ/Mnαの導出を行った。結果を表２および表５に示す。
【００９３】
なお、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、めっき処理を施した。表２および表５中、「Zn-Niめっき」はZn−12質量％Niめっき層、「Al-Siめっき」はAl−10質量％Siめっき層である。なお、めっき層の付着量はいずれも片面あたりで60g/m2とした。
【００９４】
ついで、これらのホットプレス用鋼板を、表３および表６に示す条件で加熱し、つい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。なお、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のダイ金型とを使用し、成形深さ：30mmで行った。
【００９５】
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。
【００９６】
また、ホットプレスにおける成形開始温度はいずれも750℃とした。さらに、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。
【００９７】
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、降伏応力YS、引張強さTS、均一伸びuEl、および全伸びtElを求めた。結果を表３および表６に示す。
【００９８】
また、上記のホットプレス部材について、上述した方法により、組織の同定および体積率の測定、旧オーステナイト粒径の測定、ならびに円相当直径で0.3μm以上の残留オーステナイトの個数の測定を行った。結果を表３および表６に示す。
【００９９】
さらに、上記のホットプレス部材のハット天板部の位置から耐遅れ破壊特性評価用の矩形試験片（幅20mm、長さ115mm）を採取し、採取した矩形試験片を、図１に示す4点曲げ試験ジグにより、応力を付加した状態で試験液（塩酸、pH：1）に浸漬して、耐遅れ破壊特性の評価を行った。なお、試験液に200時間以上浸漬しても割れが生じていない場合を◎（合格、特に優れる）、100時間以下200時間未満で割れが生じた場合を○（合格）、100時間未満で割れが生じた場合を×（不合格）とした。
結果を表３および表６に示す。
【０１００】
なお、矩形試験片へ付加する応力σ(kg/mm2)は、上記の引張試験によって得られたYSの90％の応力を付加するものとし、ネジの締込み量y(mm)によって、付加する応力を調節した。なお、矩形試験片へ付加する応力σは、ネジの締込み量y(mm)から次式により求めることができる。
【数１】
0006260676.tif 000002
ここで、y：締込み量(mm)、σ：付加応力(kg/mm2)、E:ヤング率、t：板厚(mm)であり、またL1=30mm、L2=40mmである。なお、ヤング率は2.1×104 (kg/mm2)として計算した。
【０１０１】
【表１】
0006260676.tif 000003
【０１０２】
【表２】
0006260676.tif 000004
【０１０３】
【表３】
0006260676.tif 000005
【０１０４】
【表４】
0006260676.tif 000006
【０１０５】
【表５】
0006260676.tif 000007
【０１０６】
【表６】
0006260676.tif 000008
【０１０７】
表３および表６から、発明例はいずれも、引張強さTS：1800MPa以上の高強度と、均一伸びuEl：6.0％以上の高延性に加え、優れた耐遅れ破壊特性が得られていることがわかる。これに対し、比較例では、少なくともいずれかの特性を満足しなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１０８】
本発明のホットプレス部材は、自動車のインパクトビーム、センターピラー、バンパー等のような、高い衝突エネルギー吸収能と優れた耐遅れ破壊特性を必要とする構造部材として好適に使用できるので、産業上極めて有用である。
【図１】
0006260676.tif 000009