(57)【要約】【課題】  ７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２級の高強度を有するとともに、成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板及びその成形方法、並びにプレス整形用鋼板を用いた自動車用部材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃／秒の加熱速度にて加熱し、７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行い、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、成形された鋼板が主相として冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成る。【選択図】    無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、加熱速度１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行い、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、
成形された鋼板が、主相として冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成ることを特徴とする成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｉ:０．００５〜５％、Ｃｕ：０．００５〜５％、Ｃｒ：０．００５〜５％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％の群の中から選択された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に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜３．０％、Ｎｂ：０．００１〜３．０％、Ｖ：０．００１〜３．０％、Ｗ：０．００１〜３．０％の群の中から選択された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又は２に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項５】
質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％の群の中から選択された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４の何れか１項に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項６】
鋼板の表面に、Ｚｎを主体とする金属皮膜が設けられていることを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項７】
鋼板の表面に、Ａｌを主体とする金属皮膜が設けられていることを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【請求項８】
少なくとも部材の一部、又は全部が、請求項１乃至７の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板からなることを特徴する自動車用部材。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、次いで７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、
成形された鋼板が、主相として、冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として、１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成ることを特徴とする成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【請求項１０】
プレス成形中、金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し、ダイとパンチを用いて１〜５００℃/秒の範囲内の冷却速度にて鋼板を冷却することを特徴とする請求項９に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【請求項１１】
プレス成形後、金型パンチを下死点にて保持することなく上死点まで移動させ、鋼板を金型より取り出した後、液体又は気体にて冷却することを特徴とする請求項９に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板及びその成形方法、並びにプレス整形用鋼板を用いた自動車用部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のドアガードバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化した場合であっても強度及び衝突安全性を確保するという観点から、鋼板の高強度化が進められている。
しかしながら、材料の成形性は、強度が上昇するのに伴って劣化するため、上述のような自動車用部材の軽量化を実現するためには、成形性及び高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。
【０００３】
高強度と高成形性を同時に得るための鋼板として、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ鋼（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が提案されており、近年用途が拡大しつつある（例えば、特許文献１、２）。
【０００４】
また、成形性に劣る高強度鋼板を形状凍結性良く成形するための方法として、鋼板強度が低下する２００〜５００℃程度の温度にて成形を行う温間プレスと呼ばれる成形方法が提案されている（例えば、特許文献３、４）。
【０００５】
特許文献１及び２に記載の鋼板では、成形時の深絞り性や伸びは改善されるものの、鋼板強度が高いため、プレス成形後の部材の形状凍結性が低いという問題がある。
また、特許文献３及び４に記載された鋼板の成形方法では、例えば７８０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼板を成形する際、成形温度を高くした場合でも、依然として鋼板強度が高く成形性が劣るか、或いは、加熱によって成形後の鋼板強度が低下してしまい、所定の強度が得られなくなる虞がある。
【０００６】
上述の問題を解決するため、軟質の鋼板を所定のサイズに切断し、切断した鋼板を７００℃以上のオーステナイト単相域まで加熱した後、オーステナイト単相域でプレス成形を行い、次いで焼き入れを行う、熱間プレスと呼ばれる成形方法が提案されている（例えば、特許文献５）。
【特許文献１】特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】特開平２−２１７４２５号公報
【特許文献３】特開２００２−１４３９３５号公報
【特許文献４】特開２００３−１５４４１３号公報
【特許文献５】特開２００２−１８５３１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献５に記載の鋼板及び成形方法では、９８０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度を有し、且つ、成形後の形状凍結性に優れた成形鋼板が得られる。
しかしながら、特許文献５に記載された鋼板及び成形方法は、鋼板からプレス成形されてなる部材の熱間プレス時の加工歪による延性劣化は無いものの、組織の大部分がマルテンサイトとなるため、部材成形後の延性を殆ど持たない。このため、成形後も延性を要求される部位への適用が限定されてしまうという問題がある。
【０００８】
鋼板を成形し、自動車用部材とした際の特性を考慮した場合、衝突時に部材としての延性が要求される部材があるため、素材となる鋼板に関しても成形後延性が要求されることがある。鋼板の成形性は、鋼板そのものの延性を高めることによって改善可能ではあるものの、プレス成形時に加工されることから、歪の蓄積により、部材によっては大幅な延性の劣化を受ける虞がある。
また、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する鋼板の成形を考慮した場合、成形後の十分な延性と強度の両立が難しいという問題があった。
【０００９】
また、従来の鋼板及び成形方法では、オーステナイト単相から焼き入れることでのマルテンサイト変態を利用した高強度化を行っているため、加熱炉から取り出した鋼板をオーステナイト単相域で加工することが必須となる。
しかしながら、加熱炉から取り出された鋼板は、直ぐに温度低下が引き起こされるか、或いは、成形前に鋼板の一部が金型と接触することによって冷却されてしまい、７００℃以上での加工が困難であるため、９００℃超の温度での高温加熱を余儀なくされる。
また、鋼板が高温となるまで加熱するため、加熱炉中での在炉時間を長くするか、若しくは、加熱炉の温度を上げる等の対策が必要となることから、生産性及び製造コストの点で問題がある。
【００１０】
また、熱間プレスによる成形後の強度が７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２程度となる鋼板の成形性を考慮し、鋼板強度を低く抑えるために合金元素の添加が制限されていることから、加熱炉より取り出した鋼板を成形するまでの間や、加熱炉から取り出して成形を行うまでの冷却中、或いは、金型との抜熱の際に、部材中に軟質なフェライトが形成されるため、部材を所定の強度に制御することが難しいという問題を有している。
【００１１】
また、合金元素の低下に伴ってオーステナイト単相温度域が上昇するために、高温加熱を行うことが必須となり、生産性が低くなる。
また、低強度の部材を得るために、熱間プレスにて高強度の鋼板とした後、軟質化を目的とした焼き戻し処理を行うか、或いは、マルテンサイトとフェライトの中間的な強度を有するベイナイト組織を活用する等の方法も考えられるが、そのための付加的な熱処理や除冷却を行う必要があり、生産性を低下させるという問題がある。加えて、これらの組織は、延性に乏しい組織であることから、成形して得られた部材の延性が低くなってしまうため、成形後の延性に優れた鋼板を得ることができないという問題があった。
なお、上述の成形後の延性に優れた鋼板とは、引張試験における成形後の鋼板強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積（ＴＳ×Ｅｌ）が、１２０００（Ｎ／ｍｍ２・％）を超える鋼板を意味する。
【００１２】
本発明は上記課題に鑑みてなされたものであり、７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２級の高強度を有するとともに、成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板及びその成形方法、並びにプレス整形用鋼板を用いた自動車用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】
【００１３】
本発明者等は、鋼板成分と鋼板のプレス成形方法の関係について種々の検討を行った結果、鋼板成分と製造条件を制御することで、これまで必須とされていたオーステナイト単相域での焼鈍を行わず、フェライトおよびオーステナイト二相域での焼鈍を行うことで７８０〜１１８０ＭＰａ級の高強度を有し、且つ、成形後も優れた延性を有する部材を製造可能なことを見出した。この結果、従来の高強度鋼板を成形加工して得られる部材の課題であった、成形後の延性の向上が可能であることを見出した。この効果は、鋼中のＣ量を０．１質量％以上、Ｍｎ量を１．５質量％以上とすることで発揮される。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、加熱速度１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行い、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、成形された鋼板が、主相として冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成ることを特徴とする成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００１５】
（２）さらに、質量％で、Ｎｉ:０．００５〜５％、Ｃｕ：０．００５〜５％、Ｃｒ：０．００５〜５％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％の群の中から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００１６】
（３）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜３．０％、Ｎｂ：０．００１〜３．０％、Ｖ：０．００１〜３．０％、Ｗ：０．００１〜３．０％の群の中から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００１７】
（４）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．１％を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００１８】
（５）さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％の群の中から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００１９】
（６）鋼板の表面に、Ｚｎを主体とする金属皮膜が設けられていることを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００２０】
（７）鋼板の表面に、Ａｌを主体とする金属皮膜が設けられていることを特徴とする（１）乃至（５）の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板。
【００２１】
（８）少なくとも部材の一部、又は全部が、（１）乃至（７）の何れかに記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板からなることを特徴する自動車用部材。
【００２２】
（９）質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、次いで７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、
成形された鋼板が、主相として、冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として、１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成ることを特徴とする成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【００２３】
（１０）プレス成形中、金型パンチを下死点にて１〜６０秒保持し、ダイとパンチを用いて1〜５００℃/秒の範囲内の冷却速度にて鋼板を冷却することを特徴とする（９）に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【００２４】
（１１）プレス成形後、金型パンチを下死点にて保持することなく上死点まで移動させ、鋼板を金型より取り出した後、液体又は気体にて冷却することを特徴とする（９）に記載の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明に係る成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板によれば、成形後も優れた延性を有する７８０〜１１８０ＭＰａ級のプレス成形用鋼板が製造可能であるとともに、従来の熱間プレス成形と比較し、低温加熱及び低温での成形が可能であることから、加熱に要する時間が短縮可能であり、大幅な生産性の向上をもたらすことができ、工業的に大きな価値がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下、本発明に係る成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００２７】
本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行い、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、成形された鋼板が、主相として冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成る構成としている。
【００２８】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｉ:０．００５〜５％、Ｃｕ：０．００５〜５％、Ｃｒ：０．００５〜５％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％の群の中から選択された１種または２種以上を含有する組成成分としても良い。
【００２９】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜３．０％、Ｎｂ：０．００１〜３．０％、Ｖ：０．００１〜３．０％、Ｗ：０．００１〜３．０％の群の中から選択された１種または２種以上を含有する組成成分としても良い。
【００３０】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．１％を含有する組成成分としても良い。
【００３１】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％の群の中から選択された１種または２種以上を含有する成分組成としても良い。
【００３２】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、鋼板の表面に、Ｚｎを主体とする金属皮膜を設けた構成としても良い。
【００３３】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、鋼板の表面に、Ａｌを主体とする金属皮膜を設けた構成としても良い。
【００３４】
［鋼板の成分組成］
以下、本実施形態における鋼板の成分組成の限定理由について説明する。
【００３５】
「Ｃ：炭素」０．１〜０．４質量％
Ｃは、鋼板の強度を向上させる元素である。
７８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度確保には、質量％で０．１％以上のＣが必要であることから、その下限を０．１％とした。
一方、Ｃが０．４％を超えると溶接が困難となる事から、その上限を０．４％とした。
【００３６】
「Ｓｉ：ケイ素」０．００１〜３．０質量％
Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を向上させるのに有効である。
Ｓｉの過剰添加は、製造時および熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため、上限を質量％で３．０％とした。また、Ｓｉの過剰な添加は、連続焼鈍ラインにおいて溶融亜鉛、又はＡｌめっきを施す場合、溶融金属との濡れ性を低下させることから、めっき鋼板の製造を行う場合には、１％以下の添加とすることが望ましい。しかしながら、熱延鋼板や冷延鋼板をプレス素材とする場合、１％を超えてＳｉを添加した場合であっても、７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２級の高強度と、プレス成形後の優れた延性の確保は可能である。
Ｓｉの添加量の下限は特に定めないが、強度の低下は製造コストの高騰を招くことから、０．００１％以上の添加とすることが望ましい。
【００３７】
「Ｍｎ：マンガン」１．５〜４．０質量％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制する作用を有し、焼入れ性確保に非常に重要な元素である。また、Ａｃ３点を低下させることから、加熱温度を低くすることも可能となる。
Ｍｎを添加することよって生ずる上述の効果は、含有量を質量％で１．５%以上とすることで顕著となることと、１．５％未満では上述の効果が得られない虞があることから下限値を１．５％とした。さらに、２％以上の含有量とすることがより好ましい。
Ｍｎの含有量が４％を超えると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長するのみならず、製造時及び熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため４．０％以下、より好ましくは３%を上限値とした。
【００３８】
「Ｐ：リン」０．１質量％以下
Ｐは、含有量が質量％で０．１％を超えると、溶接性及び製造時や熱延時の生産性に悪影響を及ぼす。このため、上限値を０．１％とした。
Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。
【００３９】
「Ｓ：硫黄」０．０５質量％以下
Ｓは、含有量が質量％で０．０５％を超えると、溶接性及び背増時や熱延時の生産性に悪影響を及ぼす。このため、上限値を０．０５％とした。
【００４０】
「Ａｌ：アルミニウム」０．００５〜０．１質量％
Ａｌは、脱酸材として用いられる。
Ａｌを添加することによる脱酸効果を得るため、下限値を質量％で０．００５％とした。
また、Ａｌを過剰に添加すると、Ａｃ３点の増加を引き起こし、高温加熱を余儀なくされるため、上限値を０．１％とした。
【００４１】
「Ｎ：窒素」０．０１質量％以下
Ｎは、加工性劣化や溶接時のブローホール発生を引き起こすため、含有量が少ないほうが好ましい。
Ｎの含有量が、質量％で０．０１％を超えると、加工性が低下するため、上限値を０．０１％とした。
【００４２】
本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板は、上述の成分を基本組成とするものであるが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下に説明する選択的許容添加元素を１種または２種以上、積極的に含有した成分組成としても良い。
【００４３】
「Ｎｉ：ニッケル」０．００５〜５質量％
Ｎｉは、強化元素であるとともに、焼入れ性を向上させるのに重要な元素である。また、Ａｃ３点を低下させることから、加熱温度を低くすることも可能となる。
Ｎｉの含有量が質量％で０．００５％未満だと、上述の効果が得られなくなるため、下限値を０．００５％とした。
Ｎｉの含有量が５％を超えると、製造時及び熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため、上限値を５％とした。
【００４４】
「Ｃｕ：銅」０．００５〜５質量％
Ｃｕは、強化元素であるとともに、焼入れ性を向上させるのに重要な元素である。また、Ａｃ３点を低下させることから、加熱温度を低くすることも可能となる。
Ｃｕの含有量が質量％で０．００５％未満だと、上述の効果が得られなくなるため、下限値を０．００５％とした。
Ｃｕの含有量が５％を超えると過剰添加となり、製造時及び熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため、上限値を５％とした。
【００４５】
「Ｃｒ：クロム」０．００５〜５質量％
Ｃｒは、強化元素であるとともに、焼入れ性を向上させるのに重要な元素である。また、Ａｃ３点を低下させることから、加熱温度を低くすることも可能となる。
Ｃｒの含有量が質量％で０．００５％未満だと、上述の効果が得られなくなるため、下限値を０．００５％とした。
Ｃｒの含有量が５％を超えると、製造時及び熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。
【００４６】
「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜３．０質量％
Ｍｏは、鋼板の強度控除や、粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、加熱炉を用いて鋼板を再加熱する際に結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からも添加することが好ましい。
Ｍｏの含有量が質量％で０．０１％未満だと、上述の効果が得られないため、下限値を０．０１％とした。
Ｍｏの含有量が３％を超えると、製造時及び熱延時の生産性に悪影響を及ぼすため、上限値を３．０％とした。
【００４７】
「Ｎｂ：ニオブ」０．００１〜３．０質量％
Ｎｂは、鋼板の強度向上や、粒径の微細化及び焼入れ性向上に有効な元素である。また、Ｎｂは、鋼板を再加熱する際に結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からも添加することが好ましい。
Ｎｂの含有量が質量％で０．００１％未満だと、上述の効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。
Ｎｂの含有量が３．０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を３．０％とした。
【００４８】
「Ｖ：バナジウム」０．００１〜３．０質量％
Ｖは、鋼板の強度向上、及び粒径の微細化に有効な元素である。また、鋼板の高強度化に伴って水素脆化が懸念されるが、Ｖを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなって耐水素脆性を高めることから、高強度鋼板を用いる上で非常に重要な元素である。
Ｖの含有量が質量％で０．００１％未満だと、上述の効果が得られなくなるため、下限値を０．００１％とした。
Ｖの含有量が３．０％を超えるか、或いは本実施形態で説明する他の選択的許容添加元素との合計が３％を超えると、炭窒化物の析出が顕著になり、延性低下が著しくなるため、上限値を３．０％とした。
【００４９】
「Ｗ：タングステン」０．００１〜３．０質量％
Ｗは、鋼板の強度向上に有効であるとともに、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなって耐水素脆性を高めることから、高強度鋼板を用いる上で非常に重要な元素である。また、Ｗは、鋼板を再加熱する際に結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からも添加することが好ましい。
Ｗの含有量が質量％で０．００１％未満だと、上述の効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。
Ｗの含有量が３．０％を超えると、加工性低下が生じるため、上限値を３．０％とした。
【００５０】
「Ｔｉ：チタン」０．００１〜３．０質量％
Ｔｉは、鋼板の強度向上及び粒径の微細化に有効な元素である。また、ＴｉはＮと化合物を生成し、鋼板中の固溶Ｎ量を低減するため、Ｂを用いて鋼板の焼入れ性を向上させる場合に添加することが好ましい。また、Ｔｉは、鋼板を再加熱する際に結晶粒の粒成長を抑制し、粒径を小さくする効果も有することから、靭性向上の観点からも添加することが好ましい。また、Ｔｉを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため、耐水素脆化の観点からも重要な元素である。
Ｔｉの含有量が質量％で０．００１％未満だと、上述の効果が得られなくなる。
Ｔｉの含有量が３．０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、加工性の低下が生じるため、上限値を３．０％とした。
【００５１】
「Ｂ：ホウ素」０．０００２〜０．１質量％
Ｂは、鋼板の強度向上に有効な元素である。
Ｂの含有量が質量％で０．０００２％未満だと、上述の効果が得られなくなるため、下限値を０．０００２％とした。
Ｂの含有量が０．１％を超えると、熱間加工性が劣化するため、上限値を０．１％とした。
【００５２】
「ＲＥＭ：希土類元素、Ｃａ：カルシウム、Ｙ：イットリウム」０．０００５％〜０．０１質量％
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙは、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性を向上させるとともに、耐水素脆性に寄与する。ここで、ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略称であり、ＬＡから始まるランタノイド系元素の総称である。
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙの各々の下限値を質量％で０．０００５％とすることにより、上述の効果が得られる。
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙの各々の含有量が０．０１％を超えると、過剰添加となって熱間加工性を劣化させるため、上限値を０．０１％とした。
【００５３】
「Ｍｇ：マグネシウム」０．０００５％〜０．０１質量％
Ｍｇは、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性の向上をもたらす。
Ｍｇの含有量の下限値は、Ｍｇ自身からなる化合物が耐水素脆性向上に効果的であることのみならず、他元素との複合析出物、又は複合昇出物を生成させ、且つそれらの形態が耐水素脆性向上に寄与するように制御するために必要な元素であることから、質量％で０．０００５％とした。
Ｍｇの含有量が０．０１％を超えると、粗大酸化物及び硫化物を生成して、形態制御に効果的でなくなり、また、薄鋼板の基本的要求特性である加工性を低下させるため、上限値を０．０１％とした。
【００５４】
［鋼板の組織］
次に、鋼板の組織限定理由について、以下に説明する。
本実施形態の鋼板のミクロ組織を、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトとしたのは、鋼板の機械切断性を向上させるためである。
本実施形態の鋼板は、多量のＣを含有しているため、鋼板としての強度が高くなる傾向にある。また、その組織を、ベイナイトやマルテンサイトを含む組織とすると、鋼板の強度が高くなり過ぎてしまい、機械切断の際に切断機を傷めてしまう恐れがある。
そこで、鋼板のミクロ組織を、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトとすることで、機械切断を行いやすい鋼板とした。但し、ガスやレーザーを用いて鋼板の切断を行う場合には、鋼板の組織を、マルテンサイトやベイナイトを多く含む組織としても、材質及び成形上何ら問題を生じず、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板得ることが可能である。
【００５５】
［プレス成形後の組織］
次に、プレス成形された鋼板（部材）の組織限定理由について、以下に説明する。
【００５６】
「フェライト」
フェライトを、鋼板中に多量に形成することにより、部材成形後も優れた延性を得ることができる。
主相であるフェライトは、面積率で４０〜９０％の範囲内とすることが好ましい。
加熱時に鋼板組織中に残存するフェライトは、プレス成形時による加工を受けた際に歪が導入されるが、成形温度が高温であるため、導入された歪は直ぐに回復することから延性劣化を殆ど生じない。
加熱時に形成された多量のフェライトは、炉から取り出した後のフェライト形成を抑え、金型との接触による温度低下や、加工までの冷却の不均一に起因する部材内部の強度変動を抑制する。この効果は、鋼板のフェライト面積率を４０％以上とすることで発揮されるため、下限値を４０％とした。
フェライトの面積率が９０％を超えると、硬質相であるマルテンサイト面積率の確保が困難となり、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を得ることが難しくなるため、面積率の上限値を９０％とした。但し、プレス成形後の鋼板の強度が７８０Ｎ／ｍｍ２未満となる鋼板を用いて成形を行う場合には、主相として９０％超のフェライトを含有していても、その特性を確保することが可能である。
【００５７】
「マルテンサイト」
マルテンサイトは、鋼板中に多量に形成することにより、部材成形後も優れた強度を得ることができる。
第二相であるマルテンサイトは、面積率で１０〜６０％の範囲内とすることが好ましい。マルテンサイトを上述の範囲内とすることにより、プレス成形後の鋼板において７８０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度が得られるとともに、良好な延性を確保することができる。
マルテンサイトの面積率が１０％未満だと、上述のような強度向上効果が得られなくなる。
マルテンサイトの面積率が６０％を超えると、過度に鋼板強度を高めることになり、プレス成形後の鋼板の延性確保が困難になる。
【００５８】
「その他の組織」
上述した以外の組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、セメンタイト及びパーライトの１種又は２種以上を含有しても良い。但し、ここで言う面積率とは、鋼材中には不可避的不純物、炭化物及び介在物が存在するため、その面積率の合計は厳密には１００％とならないが、光学顕微鏡を用いた観察では、これらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさとなっていることから、不可避的不純物や介在物は、上述した各組織の面積率に含まれている。
【００５９】
［プレス成形方法］
次に、プレス成形方法について、以下に説明する。
本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、次いで７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行う方法としている。そして、成形された鋼板が、主相として、冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として、１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成る。
本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法によって、熱間プレス成形を行う際は、以下の手順とすることができる。
まず、鋼板を１〜１００℃／秒の加熱速度で昇温させ、７００〜８５０℃の温度域に加熱する。次いで、この温度域にて１０〜６０００秒の時間で保持した後、プレスダイスの上に置いてプレスを行い、成形された鋼板（部材等）を得る。
【００６０】
加熱速度は、１〜１００℃／秒の範囲内とすることが好ましい。
加熱速度が１℃／秒より遅いと、生産性が低下するため、好ましくない。
加熱速度が１００℃／秒より速いと、通常の炉を用いて昇温させることが不可能となる。但し、高周波加熱等によって、１００℃／秒を上回る昇温速度で加熱した場合には、上述の効果を得ることができる。
【００６１】
加熱最高温度は、７００〜８５０℃の範囲内とすることが好ましい。加熱最高温度を上述した温度域とすることにより、組織中に存在するフェライトによって、オーステナイト粒の粗大化が抑制される作用が得られ、靭性の向上が図られることから、本実施形態の鋼板をプレス成形して自動車用部材を得た場合の特性向上効果が得られる。
加熱最高温度が７００℃より低いと、焼き入れ前の組織がオーステナイトを含まないフェライト単相組織となり、所定の強度が得られない。
加熱最高温度が８５０℃より高いと、主相であるフェライトを、４０％以上の面積率で確保することができない。
【００６２】
上記加熱最高温度における保持時間は、１０〜６０００秒の範囲内とすることが好ましい。
保持時間が１０秒未満だと、鋼板の内部においては所定の温度とならず、十分な量のオーステナイトが得られず、焼き入れ後に所定の強度が得られないため、下限値を１０秒以上とした。
保持時間が６０００秒を超えると、高温域における長時間保持によってオーステナイト粒が粗大化し、焼き入れ後に所定の強度が得られないため、上限値を６０００秒とした。
【００６３】
プレス成形時の加工温度は、５００〜７００℃の範囲内とすることが好ましい。
プレス成形時の加工温度が５００℃より低いと、５００℃未満の温度まで除冷却を行った場合に、冷却過程で軟質なフェライトやベイナイトが過剰に出すぎてしまい、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度確保が困難になるため、下限値を５００℃とした。
また、プレス成形時の加工温度を７００℃より高い温度に設定した場合には、上述した工程において８５０℃に過熱された鋼板を取り出し、直ちに成形を行っても、鋼板の一部が金型と接触することによって７００℃以下の温度となり、実質的に７００℃を超える温度で成形を行うことは困難であるため、上限値を７００℃とした。但し、７００℃超の温度域で鋼板をプレス成形したとしても、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を確保することは可能である。
【００６４】
プレス成形時の冷却速度は、１〜５００℃／秒の範囲内とすることが好ましい。
プレス成形時の冷却速度を１℃／秒より遅いと、冷却に過度の時間を要するため、生産性が低下し、経済的に好ましくない。
また、プレス成形時の冷却速度を５００℃／秒よりも速くする事は、製造工程上、困難である。
この際の冷却手法は、プレス成形用の金型を用いた冷却を基本とするが、水等の液体やガスを用いた冷却方法としても何ら問題は無い。
【００６５】
なお、鋼板を成形する際、十分な焼入れ性を確保するため、パンチとダイスを、下死点において１〜６０秒の範囲内で保持することが好ましい。
下死点における保持時間が１秒以上であれば、十分な焼き入れ処理が可能であり、面積率で１０％以上のマルテンサイト組織が確保され、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度が得られる。また、下死点での保持を行わない場合でも、取り出した鋼板は大気によって冷却されて焼きが入り、高強度の部材を生産することが可能であり、特に、自動車用部材を生産した場合には、高特性の部材が得られる。
保持時間が６０秒を超えると、過度の保持時間によって生産性が低下し、経済的に好ましくない。但し、６０秒を超える保持を行った場合でも、成形後の延性に優れた自動車用部材を生産することは可能である。
【００６６】
また、金型にてプレス成形の後、直ちに鋼板を金型より取り出し、空気、窒素ガス等の気体、又は水や有機溶媒等の液体を用いた冷却を行うことにより、面積率で１０％以上のマルテンサイト組織が確保され、９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度が得られる。
【００６７】
また、本実施形態の鋼板の素材は、通常用いられる熱延鋼板、冷延鋼板及びＺｎ若しくはＡｌを主体としためっき鋼板製造設備の内、何れかの設備を用いて製造することが可能である。
Ｚｎを主体とする金属皮膜とは、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｆｅ：０．００１〜２０％を含有するＺｎ系めっきであり、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉを含有した成分組成としても良い。
Ａｌを主体とする金属皮膜とは、質量％で、Ｓｉ：１〜１５％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有するＡｌ系めっきであり、めっきにはＺｎを１〜６０％の範囲内で添加しても良い。
ＺｎもしくはＡｌを主体としためっきを施した鋼板を熱間プレスすることで、部材としての優れた耐食性が確保される。
また、熱間プレスにてめっきを施さない鋼板を加熱する場合、加熱中あるいは成形時に鋼板表面に酸化物を形成する場合があり、ショットブラスト等を用いて鋼板表面の酸化物を除去する必要があることから、生産性が低下する。しかしながら、鋼板表面にＺｎもしくはＡｌを主体としためっきを施すことで、加熱及び成形時酸化物の形成が抑制可能であり、ショットブラスト等の酸化物除去の工程を設ける必要がなく、生産性に優れることから好ましい。
【００６８】
本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板を用い、この鋼板を上述の成形方法によって加工することにより、良好な延性と高強度を同時に実現した自動車用部材を製造することができる。
これにより、軽量化を目的に薄肉化された自動車用部材であっても、高い衝突安全性等が確保できる。
【００６９】
以上、説明したように、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板によれば、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜４.０％、Ｐ：０．１％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り、ミクロ組織が、フェライト及びパーライト、又はフェライト、セメンタイト及びパーライトより成る鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行い、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行い、成形された鋼板が、主相として冷却後面積率で４０〜９０％のフェライトを含有し、第二相として１０〜６０％のマルテンサイトを含有し、残部組織がベイナイトから成る構成としている。
上述のように、鋼板中のＣ量を０．１質量％以上、Ｍｎ量を１．５質量％以上とすることにより、成形後の鋼板の延性を向上させることができる。
【００７０】
また、本実施形態の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の成形方法によれば、上述の成分組成を有した鋼板を、１〜１００℃/秒の加熱速度にて加熱し、次いで７００〜８５０℃の温度域で１０〜６０００秒の保持を行った後、５５０〜７００℃の温度域にてプレス成形を行って冷却する方法としている。
これにより、成形後も優れた延性を有するとともに、７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２級の高強度を有する鋼板が得られる。
また、従来の熱間プレス成形と比べて低温域での成形が可能であることから、加熱に要する時間を短縮可能であり、生産性が大幅に向上する。
【実施例】
【００７１】
以下、本発明に係る成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００７２】
［サンプル作製方法］
表１に示す成分の鋼材を溶製し、従来から行われている方法に従い、連続鋳造で、本発明の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板の組成成分を有するスラブ（Ａ〜Ｍ）、及び、従来のプレス成形用鋼板の成分組成を有するスラブ（Ｎ、Ｏ）を得た。
なお、表１において、本発明で規定する数値の範囲外となっている項目については、下線を付している。
【００７３】
【表１】
2007016296.tif 000002
【００７４】
上述のようにして得られたスラブを、加熱炉中で１１６０℃〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで仕上げ温度を９００℃として熱延し、６２０℃の温度に４〜８℃／秒の冷却速度で空冷した後、巻き取った。次いで、これらの熱延板を５０％冷延して、冷延鋼板、Ｚｎメッキ及びＡｌメッキ鋼板を得た。
冷延鋼板は、最高加熱温度７５０℃で９０秒間保持し、次いで１０℃/秒の冷却速度で３８０℃まで冷却し、この温度で２００秒間保持した後、室温に空冷して得た。
Ｚｎメッキ鋼板は、最高加熱７５０℃で９０秒間保持し、次いで４６０℃のＺｎ浴中に浸漬した後、ガスワイピング法によって、めっき付着量を片面あたり２５μｍに調整して得た。この時のめっき組成は、主成分のＺｎ以外に、残部成分としてＡｌ：０．１５％、及び、０．０３％のＦｅが含まれていたが、Ｆｅは、浴中の機器やストリップから供給される不可避の不純物である。
Ａｌメッキ鋼板は、最高加熱７５０℃で９０秒間保持し、次いで５００℃のＡｌ浴中に浸漬した後、ガスワイピング法によって、めっき付着量を片面あたり２５μｍに調整して得た。この際のめっき組成は、主成分のＡｌ以外に残部成分としてＳｉ：９．５％、Ｃｒ：０．０５％、及び、２％のＦｅが含まれていたが、Ｆｅは浴中の機器やストリップから供給される不可避の不純物である。
このようにして得られた冷延鋼板、及び各めっき鋼板を１〜１００℃／秒の加熱速度で昇温して６５０〜９００℃の温度範囲に加熱し、この温度で３００秒間の保持を行った後、成形直前の鋼板温度を６００〜８００℃と変化させ、常温の金型でプレスを行い、下死点にて１０秒間保持した。また、一部の鋼板については下死点での保持を行わず、直ちに鋼板を取り出して空冷を施した。
上述の工程により、本発明の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板（発明例）、及び従来のプレス成形用鋼板（比較例）を用いた成形サンプルを得た。
【００７５】
［評価試験方法］
各発明例及び比較例のサンプルを用い、特性試験を行った。
材質試験については、上述のプレス成形の際に冷却された部位より、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号に基いて試験片を加工し、同２２４１記載の試験方法に従い、各サンプルの組織を調べた。
強度試験については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１で規定された条件に基き、各サンプルの引っ張り強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ２）を測定した。
各サンプルの鋼種、作製条件及び試験結果の一覧を表２乃至５の各表に示す。
【００７６】
【表２】
2007016296.tif 000003
【００７７】
【表３】
2007016296.tif 000004
【００７８】
【表４】
2007016296.tif 000005
【００７９】
【表５】
2007016296.tif 000006
【００８０】
［評価試験結果］
表２乃至５の各表において、「鋼種番号−製造条件番号」欄に記載された各アルファベットは、表１の成分組成のアルファベットと符合させ、枝番号を付して示している。表２乃至５の表中、Ａ〜Ｍは、鋼材の成分組成が本発明で規定された数値を満たしている例である。また、Ｎ及びＯは、鋼材の成分組成が本発明で規定された数値から逸脱している比較例である。
なお、Ａ〜Ｍにおいて、成分組成及びプレス成形条件が共に本発明で規定した範囲内となっているサンプルについては備考欄に「発明例」と記載し、成分組成が本発明で規定した範囲内となっている一方、プレス成形条件が本発明の規定外となっているサンプルについては「比較例」と記載した。
【００８１】
表２乃至５の各表に示すように、本発明の成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板（Ａ〜Ｍの発明例）は、鋼材を表１に示す成分組成としたうえで、プレス成形条件を表２乃至５の各表に示す条件として成形することにより、成形後の組織面積率が組織欄に示す数値となり、全サンプルが本発明で規定する組織面積率を満足している。
また、引張試験における成形後の鋼板強度（ＴＳ）についても、発明例のサンプル全ての強度が７８０Ｎ／ｍｍ２以上であり、７８０〜１１８０Ｎ／ｍｍ２級の強度が得られた。
また、鋼板強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ）が、発明例のサンプル全てにおいて１２０００（Ｎ／ｍｍ２・％）以上となっており、発明例のサンプルが、成形後に高強度を有するとともに、優れた延性を有していることが明らかである。
【００８２】
これに対し、従来のプレス成形用鋼板（比較例）では、上述したように、Ｎ−１及びＯ−１のサンプルが、鋼材の成分組成が本発明の規定外となっている。このため、本発明で規定する条件で熱間プレス成形を行った場合においても、Ｎ−１では、フェライト及びマルテンサイト面積率が規定外となり、鋼板強度（ＴＳ）が５４２Ｎ／ｍｍ２と低くなっている。また、Ｏ−１では、マルテンサイト面積率が０％で規定外となり、鋼板強度（ＴＳ）が７０２（Ｎ／ｍｍ２）と低くなっている。
【００８３】
また、Ａ〜Ｍのサンプルにおいて、本発明で規定する成形条件の範囲外となる８５０℃を超える温度で高温加熱を行った場合には、本発明のプレス成形用鋼板の、成形後の優れた延性を得ることができず、鋼板強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ）が１２０００（Ｎ／ｍｍ２・％）未満となっている（比較例：Ａ−３、Ｃ−３、Ｄ−３、Ｈ−３、Ｋ−３）。また、Ｂ−３の比較例では、上記積積（ＴＳ×Ｅｌ）は１２０００（Ｎ／ｍｍ２・％）以上となっているが、鋼板強度（ＴＳ）が７８０（Ｎ／ｍｍ２）未満となっている。
また、成形条件の加熱温度を７００℃未満としたフェライト単相域での焼鈍では、硬質組織であるマルテンサイトを十分な量で確保することができず、マルテンサイト面積率が本発明の規定外となっており、鋼板強度（ＴＳ）が７８０（Ｎ／ｍｍ２）未満であった（比較例：Ａ−４、Ｃ−４、Ｄ−４、Ｈ−４、Ｋ−４）。
【００８４】
上記結果により、鋼板の成分組成及び熱間プレス成形時の条件を、本発明で規定する範囲内とすることにより、高い強度を有し、成形後の延性に優れたプレス成形用鋼板が得られることが明らかとなった。