(57)【要約】【課題】実プレス成形部材の疲労強度を向上させる。【解決手段】鋼板をプレス成形したプレス成形部材であって、質量%で（以下同じ）Ｃ：０．０５〜０．１５%、Ｓｉ：０．３８〜１．５０%、Ｍｎ：１．００〜２．００%、Ｐ：０．０１%以下、Ｓ：０．０１%以下、Ａｌ：０．００５〜０．５０%に加え、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏのいずれか1種または2種以上を微量含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、部材の外層は、フェライトおよび体積率が１０〜２０％の残留オーステナイトを有し、部材の内層はフェライト単相からなり、表層には孔を有し、該孔は、所定深さ、所定幅で、隣接する孔とは所定間隔を有する。【選択図】図６
2009174015.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板をプレス成形したプレス成形部材であって、
質量%で（以下同じ）、
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｓｉ：０．３８〜１．５０％
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｐ：０．０１％以下
Ｓ：０．０１％以下
Ａｌ：０．００５〜０．５０％
に加え、
Ｔｉ:：０．０１〜０．１０％
Ｃｕ：０．９７〜２．５０％
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｎｂ：０．００１〜０．５０％
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
のいずれか1種または2種以上を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、部材表層より１００μｍ以内の外層は、フェライトおよび体積率が１０〜２０％の残留オーステナイトを有し、部材表層より１００μｍ超の内層はフェライト単相からなり、表層より深さ５．６〜５８μｍで、表層における幅が１１．２〜１１６μｍの孔を有し、隣接する孔との間隔が１１．２μｍを超え１０００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度に優れたプレス成形部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板をプレスした自動車部材、家電部材等に関し、疲労特性に優れたプレス成形部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
繰返し応力負荷環境下において構造部材には疲労寿命の長寿命化と、疲労強度の向上が求められる。疲労寿命の長寿命化のためには、疲労亀裂の発生を抑制することと亀裂の進展速度を低くすることが必要である。亀裂の進展速度を低減するには亀裂先端に圧縮の応力場を付与することが有効であることが知られている。圧縮応力付与方法として表面にショットピーニング処理を施すといった間接的な対策があげられる。しかしながら、間接的処理は製造工程を増やすため、直接的な材料改善が求められる。残留オーステナイトの応力誘起変態（ＴＲＩＰ，ひずみ誘起変態と同意）に伴う母相への圧縮応力が疲労変形中の微小亀裂発生の抑制および進展速度の遅滞をもたらす。そのため、TRIP型複相鋼は優れた疲労強度を示すことが知られている。例えば、非特許文献１にフェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの複相組織を有する鋼材は高強度化に伴い疲労特性の向上が認められることが開示されている。
【０００３】
熱延ラインより出荷された熱延鋼板表面は２０μｍ以上の表面粗さを有している。これら熱延鋼板はプレス成形を施し、実製品形状へと加工される。プレス成形時に熱延鋼板は金型と接触摩擦することで平滑表面に孔が形成されることが、例えば、非特許文献２に開示されている。この孔は繰返し応力が負荷される環境下において予備亀裂あるいは切欠きと同様の効果を示す。したがって、これらの孔を有するプレス成形部材の疲労強度は使用環境において低下しており、その改善が求められる。
【０００４】
従来、残留オーステナイトを有する疲労強度に優れた鋼板として、特許文献１に疲労強度に優れた高強度鋼部品およびその製造方法が開示されている。
【特許文献１】特開平６−７３５２３公報
【非特許文献１】新日鉄技報３７８号「自動車用材料特集」第３項、２００３年７月発行
【非特許文献２】日本塑性学会誌「塑性と加工」第３８巻４３７号、ｐ５６１−５６５、１９９７年６月発行
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１に開示された発明は、残留オーステナイトのひずみ誘起変態に伴う圧縮の残留応力の発現を利用し、疲労特性の向上を計ったものであるが、鋼材および部材の疲労特性は金属組織内の残留応力状態および予ひずみ状態に加え、表面性状により大きく変化する。
【０００６】
実プレス成形部材の表面性状は金型−鋼材間の摺動摩擦により、前記段落番号０００２に示したように平滑な表面に孔が形成されるという特異なものとなり、実プレス成形部材においては特にその部材の表面性状に対応した金属組織制御が必要となる。
【０００７】
特許文献１では表層より５０μｍ、特に４０μｍ以下を初期亀裂の発生範囲とし、表層から４０μｍ深さまでにおける残留γが１５体積％を超えると、亀裂の発生を促進するとしているが（特許文献１段落番号００１１）、亀裂発生範囲が表層より１０μｍ程度以上深い孔が形成している場合は、その孔が切り欠きの効果を示すため、その効果は得られない。したがって、プレス成形部材表面に上記した孔を有する製品の亀裂発生の抑制および亀裂進展を遅滞させることによる、その疲労特性改善が求められた。
【０００８】
本発明は、疲労亀裂発生の抑制および亀裂進展を遅滞させることにより、疲労強度に優れたプレス成形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】
【０００９】
上記課題を解決するための、本発明の特徴は以下の通りである。
（１）鋼板をプレス成形したプレス成形部材であって、質量%で（以下同じ）、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３８〜１．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．５０％に加え、Ｔｉ:：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．９７〜２．５０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％のいずれか1種または2種以上を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、部材表層より１００μｍ以内の外層は、フェライトおよび体積率が１０〜２０％の残留オーステナイトを有し、部材表層より１００μｍ超の内層はフェライト単相からなり、表層より深さ５．６〜５８μｍで、表層における幅が１１．２〜１１６μｍの孔を有し、隣接する孔との間隔が１１．２μｍを超え１０００μｍ以下であることを特徴とする疲労強度に優れたプレス成形部材。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、疲労強度に優れたプレス成形部材を得ることができるので、これら部材を用いることで、自動車用、家電用部材の疲労特性の向上を図ることができ大幅な耐久寿命の改善が期待できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の構成要件のそれぞれについて詳細に限定理由を述べる。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
本発明のプレス成形部材は室温において準安定相である残留オーステナイト（γ）を含む。（α＋γ）２相共存温度である仕上げ圧延温度において共析点組成までγ安定化元素として働くＣをγ中へ濃化させることが必要となるので、０．０５％以上と規定する。一方、プレス成形部材においてＣはフェライト相中に固溶しており、フェライト相中への固溶炭素量の増加は明確な降伏現象を発現させる。この降伏現象がストレッチャーストレインを誘発するため避けるべき現象であり、Ｃはできるだけ低濃度のものが好ましい。また、Ｃが０．１５％超となると粗大炭化物の析出を生ずる。そのため、炭素量を０．１５％以下とすることが必要であり、また、０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５〜０．０９％とすることがさらに好ましい。
Ｓｉ：０．３８〜１．５０％
Ｓｉはフェライト形成元素であり、オーステナイトから析出するフェライトの生成核となる。また、セメンタイトの形成を抑制することでフェライト−オーステナイト２相共存領域においてオーステナイト中への炭素固溶に伴う安定化をもたらすので、０．３８％以上と規定する。オーステナイト安定化には０．３８％以上が好ましいものの、多量のＳｉを固溶したフェライト粒の靭性およびプレス成形性が低下するため、Ｓｉ量を１．５０%以下とした。
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素でありフェライトおよびベイナイトの等温変態開始曲線ｎｏｓｅを長時間側へ遅滞させるので、１．００％以上と規定する。一方、２．００％を超えた添加は加工硬化能が高くなることで延性の低下およびＣ当量の増加による溶接性の劣化を生ずるため２．００％以下とした。
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下
Ｐは固溶強化をもたらす元素であるものの粒界偏析を助長し、加工性・溶接性を低下させる。また、Ｓは結晶粒界上にＭｎＳを形成し、靭性、延性を著しく低下させる。そのため、ＰおよびＳ含有量は極力低いほうが好ましく、それぞれ０．０１％以下とした。
Ａｌ：０．００５〜０．５０％
Ａｌは粒界上でＮと化合物をつくり、オーステナイトからフェライト粒成長のピン止め作用をもたらす。また、製鋼過程における脱酸剤として必須元素であり０．００５％以上は必要となる。Ａｌを過多に添加した場合、粒界でのＡｌ２Ｏ３粒の粗大化が生じ延性を低下させるため０．５０％以下とした。
上記に加え、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏのいずれか1種または２種以上を、以下の理由により必須の成分として含有させる。
【００１２】
これらの一群の成分元素は、鋼板のプレス成形に際し、例えば、鋼板強度を向上させたり、残留オーステナイトの結晶粒粗大化を抑制する等により、プレス成形部材の疲労特性改善に寄与するが、各添加成分の具体的な作用およびその数値限定理由は次のとおり。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
ＴｉはＴｉＮを形成し、０．０１％以上含有するとフェライト−残留オーステナイト２相共存領域においてフェライトが析出する際、フェライト粒成長のピン止め作用をもたらす。特にＴｉＮは結晶構造が正方晶系であることから微細析出状態においてはフェライトの析出強化元素となる。
過多に添加した際、晶出系ＴｉＮが晶出する。そのため、析出物サイズの粗大化によりピン止め作用が低減すること、またコスト悪化となることから、その添加上限は０．１０％とした。
Ｃｕ：０．９７〜２．５０％
Ｃｕはフェライト中へ固溶することで、フェライト母相での交差すべりの頻度を抑制する。そのため、疲労変形中において回復組織であるセル構造の形成を遅滞させ疲労特性向上をもたらす。固溶強化元素として有効に働かせるには、０．９７％以上の含有が好ましい。また、オーステナイト安定化元素であるため、低温γ域圧延を可能とする。また、Ｃｕはスケールと鋼材界面に濃化しスケール剥離性の向上に伴う表面性状の改善をもたらすが、過多の添加は靭性の低下をもたらすため、その添加上限は２．５０％とした。
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂは０．００１%以上含有することにより粒界強度を高める元素であるが、過多の添加は加工性を損なうことから上限を０．００５％とした。
Ｎｂ：０．００１〜０．５０％
Ｎｂは０．００１％以上含有することにより、ＮｂＣとしてオーステナイト中に析出することでオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。一方、ＮｂＣはフェライト生成核となるため、微細化には好適であるが過多の添加は再結晶温度上昇、ベイナイト変態の促進およびコスト悪化のため、その添加上限は０．５０％とした。
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏはオーステナイト安定化元素であり、パーライトｎｏｓｅのみを長時間側へ遅滞させる。これにより表層のフェライト−残留オーステナイト組織をフェライト相の形態を一部ベイニティックとするため、０．１０％以上と規定した。一方、過多の添加はＭｏ２Ｃの粒界析出をまねき、加工性の低下をもたらすため、その添加上限は０．５０％とした。
【００１３】
本発明では部材表層より１００μｍを境界として外層と内層を定義し、また、部材表層（外層の表面をいう）における孔の深さ、幅を規定した。その理由を以下に記述する。
【００１４】
圧延時のロールによる表面凹凸転写、圧延に伴う結晶回転の異方性等の複数因子が重なり、熱間圧延後の鋼材表面には最小で１０μｍ以上、最大で５０μｍ程度の凹凸が生じている。この熱間圧延材は、例えば、自動車用、家電用としてプレス成形された際、プレス金型との摩擦を生じる。摩擦後の鋼材表面は平滑となるが、プレス成形時には鋼材に金型からの抑え圧に加え、摺動摩擦による結晶流動が生じるので、最小で深さ５．６μｍ以上、最大で深さ５８μｍ程度の孔が形成する。また、成形時の摩擦により部材表面には塑性変形が生じ、例えば圧縮の残留応力が負荷された際、摩擦による塑性変形により圧縮の残留応力が緩和される。その影響領域は部材表層より高々１００μｍ以内である。
【００１５】
残留オーステナイトの析出はフェライト母相への圧縮残留応力の付加を目的としており、上記した部材表層より１００μｍの領域において残留オーステナイトの析出が有効であるため、境界を１００μｍとした。即ち、本発明では、部材表層より１００μｍ以内の外側の領域を外層といい、部材表層より１００μｍ超の内側の領域を内層とよぶ。
【００１６】
この残留オーステナイトの残留応力はｅｉｇｅｎひずみから計算される内部応力に相当する。この内部応力は式（１）として表現される。
【００１７】
固体力学において、母相中に第二相が析出している場合、第二相中に生ずる内部応力はＥｓｈｅｌｂｙテンソルおよび弾性コンプライアンスを用いて、式（１）で表現される。
【００１８】
【数１】
2009174015.tif 000003
ここで、σｐｑは第二相の内部応力、Ｃｐｑｍｎは弾性コンプライアンス、ＳｍｎｋｌはＥｓｈｅｌｂｙテンソルと呼ばれ、ｍ＝ｎ＝ｋ＝ｌならばＳｍｎｋｌはポアソン比νを用いて（７−５ν）／１５（１−ν）と現わされる。二相材の混合則を考えれば第二相（本発明において残留オーステナイト）の体積率がｆの時、母相の平均的内部応力は式（２）となる。一般に等方体のフックの法則ではσｉｉは（λ＋２μ）εｉｉ＋λ（εｊｊ＋εｋｋ）と示されるが、単軸応力下において、εｉｉは−２εｊｊおよび−２εｋｋと等しいため、２μεｉｉとなる。ここでσｉｉは応力テンソルの対角成分の応力、λはラーメ定数、μは剛性率（ＧＰａ）、εｉｉ、εｊｊおよびεｋｋはひずみテンソルの対角成分のひずみであり、弾性コンプライアンスＣｐｑｍｎは２μとなる。また、剛性率はＥ／２（１＋ν）と定義されることから、式（１）は式（２）へと変換される。
【００１９】
【数２】
2009174015.tif 000004
ここでｆは残留オーステナイト体積率（％）、Ｅはヤング率(ＧＰａ)を表している。σ３３（ＭＰａ）およびε３３（−）は単軸引張方向に生じる応力およびひずみであり、添え字のＭおよびＩはそれぞれ母相フェライトおよび残留オーステナイトを表している。
【００２０】
尚、σｐｑは、異相間の格子ミスフィット、それぞれの格子定数差より求められるひずみよりもたらされるものである。すなわち、（ε３３Ｍ−ε３３Ｉ）は残留オーステナイトのひずみ誘起変態によるものであることと、多結晶体であることを考慮すれば、フェライトおよびマルテンサイトの格子定数差より見積もられるせん断ひずみ（ｃ／ａ−１）とテイラー因子Ｍの逆数の積として見積もることができる。なお、ｃは２．９７３、ａは２．８４５であり、格子定数はマルテンサイト変態基本編、ｐ１３〜１４（西山善次著、丸善、１９７１年発行）で開示された値を引用した。
【００２１】
表層における残留オーステナイト体積率を１０％以上とすることで、プレス成形部材の疲労特性改善に有効な１００ＭＰａ以上の内部応力を得られると考えられる（後記段落００２７〜００３４参照）。一方、２０％超の残留オーステナイトの析出は成形性を損なう。そのため、残留オーステナイトの体積率の下限値を１０％、上限値を２０％とした。
【００２２】
残留オーステナイトの体積率はＸ線回折を行い、α（２１１）面およびγ（２２０）面反射の積分強度より測定した値と定義する。
【００２３】
プレス成形時の局所割れ低減のためには、表層結晶粒間でのひずみの釣合いが取れるものがよく、表層組織としてフェライト単相のもの、すなわち、表層のフェライト相は体積率で１００％が好ましいが、残留オーステナイトを最大で２０％析出させる必要があるため、体積率で８０％以上とすることが好ましい。
【００２４】
なお、表層の組織は、フェライトおよび体積率が１０〜２０％の残留オーステナイトの他に、マルテンサイト、ベイナイトの１種または２種を、体積率の合計で５％以下含有しても良い。
【００２５】
これら組織は１０００倍で撮影後、ラインインターセプト法により測定した値と定義する。なお、測定ラインは３μｍ間隔の正方形格子となるように分割し、面積が１００μｍ×１００μｍ以上の領域を測定する。
【００２６】
また、内層の組織はフェライトの他に残留オーステナイト、マルテンサイト等の第二相からなる複相組織になるとプレス成形性が劣化するため、フェライト単相と規定する。
【００２７】
熱間圧延材をプレス成形した際に形成された孔は疲労過程において予備亀裂あるいは切り欠きとして疲労寿命を低下させる。
【００２８】
例えば半径５８μｍの孔を半円切り欠きとした場合（表層より深さ５８μｍ、表層幅が１１６μｍの場合）、切り欠き淵での応力集中係数はそのサイズによらず３となる（図１参照）。一方、この孔先端より部材板厚中心方向４２μｍの位置すなわち部材表面（表層）より１００μｍの位置において応力集中係数は１．３３となる。
【００２９】
図１は他の例として２５、５０、５８、７５μｍの半円切り欠きを有する部材の切り欠き底からの応力集中係数分布を示したものである。
【００３０】
部材表面に半円切り欠きが存在する場合、初等解析により応力集中係数分布が式（３）として表現され、図１に示した応力中係数は式（３）より求めたものである。
【００３１】
【数３】
2009174015.tif 000005
ここで、ｋは応力集中係数、ａは切り欠き半径[Ｍ]、ｒは切り欠き半径中心から対象位置までの距離[Ｍ]、θは対称位置と部材表面とのなす角度[度]である。なお、疲労試験において繰返し応力はθ＝０となるように負荷されるため、θが９０度でのｋを求めた。
【００３２】
プレス成形に伴う圧縮の残留応力は３００ＭＰａとなり、この圧縮の残留応力を相殺する繰返し応力が負荷された場合、部材表面より板厚中心方向へ１００μｍの位置では応力集中係数が１．３３であるため、その増分は負荷応力と応力集中係数増分（この場合０．３３）の積となり、１００ＭＰａとなる。上記したように残留オーステナイト析出による圧縮残留応力は、析出体積率が下限である１０％である場合、１００ＭＰaとなるため、５８μｍ以下の孔に対して残留オーステナイトの析出に伴う圧縮内部応力増加の効果が得られるので、疲労強度が向上する。このことから、表層からの孔の深さの上限値を５８μｍとし、幅の上限値を１１６μｍとした。
【００３３】
プレス成形時に鋼材最表層の結晶粒が鋼材金型間の摩擦を受け、大塑性ひずみが導入されることで弾性ひずみの解放が生じる。このような領域においては多量の転位が導入されているため、ひずみ誘起変態に伴う圧縮残留応力（圧縮弾性応力）はわずかなものと考えられる。したがって、表層からの深さ１０μｍ未満では残留オーステナイトの析出による疲労強度向上の期待は薄い。
【００３４】
ここで、表層に形成した半径５．６μｍの孔底から板厚中心方向への４．４μｍの位置における応力集中係数は式（３）に従えば１．３３となり、表層から深さ１０μｍでの位置での応力増分は１００ＭＰａとなる。したがって、表層からの深さ５．６μｍ以上の孔に対しては、残留オーステナイト析出の効果が期待されるため、疲労強度の低下に影響を及ぼす表層からの孔の深さの下限値として５．６μｍと規定した。
また、孔は半円切り欠きと仮定しているので、孔の幅の下限値は１１．２μｍと規定した。
【００３５】
任意の孔について、これと隣接する孔との間隔を１１．２μｍを超え１０００μｍ以下と規定した。上記で規定した最小孔（１１．２μｍ）同士の最近接間隔が１１．２μｍ以下となりえないため下限値を１１．２μｍを超えと規定した。また、プレス成形時に形成する孔は鋼板に存在する自由表面（表層）の凹凸に由来するものである。したがって、その分布はプレス成形前の鋼板表面状態とプレス成形時の金型鋼板間に生ずる摺動摩擦条件による。
【００３６】
代表的なプレス成形部材の表面写真を図２示す。写真中白黒のコントラストは表面高さに対応しており、孔はランダムに分布しているものの１０００μｍ以内に隣接孔が存在することを見出した。また、間隔が１０００μｍを超える場合には、疲労強度の低下の程度は無視できる。そのため、隣接する孔相互の間隔の上限値を１０００μｍとした。なお、隣接する孔相互の間隔の測定はレーザー顕微鏡を用いて測定したものであり、隣接する孔のそれぞれの最底部位置の距離を隣接する孔との間隔と定義する。
【００３７】
なお、プレス成形部材の結晶粒径は後方散乱電子回折像法で測定されるものと定義する。
【００３８】
次に、本発明に用いる熱延鋼板の製造方法について、説明する。
【００３９】
電炉、転炉等で溶綱を溶製後、連続鋳造または造塊等でスラブを製造し、加熱温度１２００〜１２５０℃、粗圧延開始温度１１５０〜１２００℃、仕上げ圧延温度７６５℃〜７８５℃とし、ＲＯＴ(ラン・アウト・テーブル)冷却の冷却速度３０〜３５℃／ｓｅｃとして、巻取り温度４１０〜４７０℃で製造することがきる。
【００４０】
次に、本発明の成形部材の成形方法について、説明する。
【００４１】
上記の方法により製造した熱延鋼板を、深絞り、伸びフランジ等の成形時に金型鋼材間の摺動摩擦を生じる成形方法により本発明に係る成形部材とすることでき、成形方法は、特に限定しない。
【実施例】
【００４２】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
【００４３】
本発明例として、表１に示す組成を有するＡ〜ＺＢの熱延鋼板を、転炉で溶製し、連続鋳造後、１１５０〜１２００℃の温度範囲で粗圧延を施し、フェライト−オーステナイト２相共存領域である７６５℃〜７８５℃において仕上げ圧延を終了し、各Ａ〜Ｌの組成を有するプレス成形部材のＡｒ１点からＲＯＴにて３０〜３５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、４３０〜４９０℃まで冷却し、Ｍｓ点直下の温度（４１０〜４７０℃）に保持した炉内にて巻取りをしたものである。
【００４４】
なお、Ａｒ１およびＭｓ点は合金組成により式（４）および（５）で規定されており（例えば、日本金属学会編、鉄鋼材料  講座・現代の金属学  材料編４  第６刷、日本金属学会、１９８５年、ｐ４３〜４５参照）、巻取り温度は（４）および（５）式より算出された値を参考にした。
【００４５】
【数４】
2009174015.tif 000006
【００４６】
【数５】
2009174015.tif 000007
仕上げ圧延後の板厚は３．２ｍｍとしたものである。
また、比較例として、表１に組成を示すＺＣ〜ＺＬを、熱間圧延条件は本発明例と同一とし、ＲＯＴでの冷却速度を１５℃／ｓｅｃとして、本発明例と同一の条件範囲内で冷却停止し、巻取りを行った。
【００４７】
【表１】
2009174015.tif 000008
本発明例はいずれも熱間圧延後、図３に示したようなダイ肩半径１３ｍｍの角頭ポンチの曲げ曲げ戻し変形を加えプレス成形に伴う予ひずみ状態を再現し、プレス成形における金型鋼板間の摩擦を考慮し、図４に示したような半円型の冶具にて油圧装置を用いて押え圧２ｔｏｎｆで両押え状態にし、インストロンの引張り試験機に片端を取り付け、引抜き速度２００ｍｍ／ｍｉｎで処理を施すことにより、プレス成形時の金型鋼板間の摩擦および予ひずみ状態を再現したものであり、予ひずみを受け残留オーステナイトが応力誘起変態することで表２に示すような内部応力がもたらされる。
【００４８】
表層の残留オーステナイト体積率はα（２１１）面およびγ（２２０）面反射の積分強度より測定した。
【００４９】
表２において、表層組織とは、上記の処理を施した後の鋼板の表面から１００μｍ以内の外層を指す。また、後述の内層とは、外層より内側、即ち上記鋼板の表面から１００μｍ超の内層を指す。
本発明例Ａ〜ＺＢは、表層より深さ５．６〜５８μｍで、表層における幅が１１．２〜１１６μｍの孔を有していた。表層での孔の幅はレーザー顕微鏡を用いて５００倍で１０視野を観察し、得られた表層高さと孔底部の高さの差をその深さを定義した。また、表層幅は任意の板表面の垂直断面を光学顕微鏡により５００倍で１０視野観察し、深さ５．６〜５８μｍを満たす孔に対し表面における幅を測定した値と定義した。隣接する孔との間隔は１１．２μｍを超え１０００μｍ以下を満たしていた。隣接する孔相互の間隔はプレス成形部材表面をレーザー顕微鏡により観察することにより求めた。また、表層の残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折を行い、α（２１１）面およびγ（２２０）面反射の積分強度より測定したところ、１１〜１９体積％であり、残部はフェライトであった。また、内層はフェライト単相であった。
一方、比較例ＺＣ〜ＺＬの孔の深さ、幅、隣接する孔との間隔についても本発明例の範囲内であった。
【００５０】
しかし、表層及び内層の組織を、光学顕微鏡を用いて１０００倍で撮影後、ラインインターセプト法により測定したところ、比較例ＺＣおよびＺＤは、表層及び内層の何れもフェライト単相で、比較例ＺＥ〜ＺＧは、同様にベイナイトが体積率１０％程度で、残部残留オーステナイト（体積率５％以下）およびフェライトであり、比較例ＺＨ〜ＺＪは、同様にマルテンサイトの体積率が１５％程度で、残部残留オーステナイト（体積率８％以下）およびフェライトであった。また、比較例ＺＫ、ＺＬは、同様にマルテンサイトおよびベイナイトの体積率の総和が１５％程度であり、残部残留オーステナイト（体積率５％以下）およびフェライトであった。
【００５１】
上記したプレス成形材から疲労試験に用いる試験片（板厚３．１ｍｍ、長さ２２０ｍｍ、板幅３８ｍｍの鋼片）を切り出し、図５に示される形状の平板試験片へと加工した。
【００５２】
疲労試験は油圧式疲労試験機を用いて、荷重制御の繰返し単軸引張り圧縮応力試験得られた疲労試験強度である。なお、試験条件は応力比−１、繰返し速度１０Ｈｚ、正弦波とし、疲労限を５×１０６回として疲労強度を求めた。
表２には同材の疲労強度を記載した。
【００５３】
本発明のプレス成形材の疲労強度はプレス前の疲労強度に比べ２０〜３０ＭＰａ程度の減少である。
【００５４】
一方、表層に残留オーステナイトが析出していない比較部材ＺＣおよびＺＤではプレス成形に伴う疲労強度の減少は４０〜５０ＭＰaとなっている。
【００５５】
したがって、本発明プレス成形材では、表層に残留オーステナイトを析出させることで２０ＭＰａ程度疲労強度が改善・向上していることが明らかである。
【００５６】
図６には、同一組成および金属組織を有するプレス成形前の鋼材とプレス成形部材の疲労強度の関係を示した。破線で囲ったプロット郡で示される比較例では、プレス成形に伴う疲労強度の減少は大きいが、細線で囲ったプロット郡で示される本発明例は、プレス成形に伴う疲労強度の減少比率はきわめて小さいことが示される。
【００５７】
【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】本発明のプレス成形部材表層に形成した孔底から板厚中心方向への距離に伴う応力集中係数の変化を示す図である。
【図２】プレス成形部材表面をレーザー顕微鏡で撮影した表面組織を示す図である。
【図３】プレス成形に伴う予ひずみ状態の再現として、曲げ曲げ戻し変形試験に使用したダイおよびポンチを示す図である。
【図４】プレス成形に伴う表面状態の再現として、ビード引き抜き試験に使用した冶具を示す図である。
【図５】本発明プレス成形部材の疲労試験に用いた試験片を示す図である。
【図６】同一鋼板の圧延まま材の疲労強度とプレス成形部材の疲労強度の関係を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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