JP2023045975A - 熱間プレス用鋼板、その製造方法、熱間プレス部材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、ＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間プレス部材が得られ、上記熱間プレス部材を得るための熱間プレス用鋼板、その製造方法、上記特性を発揮するような熱間プレス部材およびその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】特定の成分を含有し、フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、主に自動車産業分野で使用される高強度プレス部品であって、加熱した鋼板をダイとパンチからなる金型内で熱間プレスし、特に引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満となる熱間プレス部材に使われる熱間プレス用鋼板、その製造方法、熱間プレス部材およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。このような状況下、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車部品の高強度・薄肉化が要求されている。自動車部品の高強度・薄肉化を図る手段としては、自動車部品の素材として鋼板を用い、熱間プレス焼入れにより鋼板を所望の部品形状に成形する手段が知られている。熱間プレス焼入れでは、オーステナイト単相域まで加熱したブランク（鋼板）を、金型を用いて所望の形状に熱間プレス成形しつつ、金型内で抜熱して焼入れを行う。
以上のように、熱間プレス焼入れでは、高温域に加熱した鋼板、すなわち軟質化して加工し易い状態にある鋼板をプレス成形するため、鋼板を複雑な部品形状に成形することができる。また、鋼板を所望の部品形状に成形しつつ焼入れを行うため、成形後にはＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満のような強度の極めて高い熱間プレス部材が得られる。更に、金型内で焼入れを行うため、熱処理ひずみの抑制が可能であり、寸法精度に優れた熱間プレス部材が得られる。
特許文献１には、熱間プレス部材の旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比を１．３以上かつ２．５以下とし、旧オーステナイト粒の平均粒径を６μｍ以下とし、９８％以上のマルテンサイトとすることで、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上の熱間プレス部材が得られる方法を提案している。
特許文献２には、円相当直径３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が３ｎｍ以上のＴｉ含有析出物を含み、フェライト分率が３０面積％以上の熱間プレス用鋼板を熱間プレスすることで、ＴＳが８１１～１８２０ＭＰａの熱間プレス部材が得られる方法を提案している。
しかしながら、部材の高強度化にともない、一般的に低温靭性や耐遅れ破壊特性等の材料特性は劣化する。そのため高強度化した部材を自動車に適用するためには、熱間プレス成形後に部材として自動車に取り付けたのちに、衝突等による衝撃を受けても脆性破壊しにくいようにすることが部材に要求される。特に、寒冷地における耐衝撃性を確保するために、低温靭性の向上が不可欠である。また、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）が生じないこと、すなわち、耐遅れ破壊特性の向上が必要である。また、耐遅れ破壊特性の向上のために鋼中に炭化物を分散させた鋼板を熱間プレス用にもちいられることがあるが、熱間プレス前のブランキング（鋼板のせん断や打抜き工程）で端面に割れが生じることがある。
特許文献１に記載の方法では、熱間プレス前の鋼板のミクロ組織制御、とりわけ析出物数密度の制御が適正ではなく、熱間プレス部材の耐遅れ破壊特性が十分ではなかった。
また、特許文献２に記載の方法では、熱間プレス前の鋼板のミクロ組織、とりわけフェライトの粒径・アスペクト比、ならびに熱間プレス用鋼板の転位密度の制御が不十分であったため、熱間プレス部材の低温靭性が十分ではなかった。
そこで、本発明は、ＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間プレス部材が得られ、上記熱間プレス部材を得るための熱間プレス用鋼板、その製造方法、上記特性を発揮するような熱間プレス部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
（１） 質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下、および、Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］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し、
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、
前記フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、前記フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
（２） 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱間プレス用鋼板。
（３） 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、およびＺｎ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の熱間プレス用鋼板。
（４） 表面に、Ｚｎ系めっき層を有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１つに記載の熱間プレス用鋼板。
（５） （１）～（３）のいずれか１つに記載された熱間プレス用鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、
次いで、前記仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
５５０℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を前記冷却停止温度から５００℃まで５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、鋼板を酸洗後、２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延を行うことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）=８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
（６） さらに、鋼板の表面にＺｎ系めっき処理を施すことを特徴とする（５）に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法。
（７） （１）～（３）のいずれか１つに記載の成分組成を含有し、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上１００％以下、残部組織が面積率で１０％以下であり、
旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
引張強さが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満であることを特徴とする熱間プレス部材。
（８） （１）～（３）のいずれか１つに記載の熱間プレス用鋼板を、せん断加工でトリミング後、３℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均昇温速度でＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度まで加熱後、この温度範囲で０ｓ以上３００ｓ以下保持した後、Ｍｓ温度以上で熱間プレスを行うことを特徴とする熱間プレス部材の製造方法。
（１） 質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下、および、Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］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し、
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、
前記フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、前記フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。
（２） 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱間プレス用鋼板。
（３） 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、およびＺｎ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の熱間プレス用鋼板。
（４） 表面に、Ｚｎ系めっき層を有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１つに記載の熱間プレス用鋼板。
（５） （１）～（３）のいずれか１つに記載された熱間プレス用鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、
次いで、前記仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
５５０℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を前記冷却停止温度から５００℃まで５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、鋼板を酸洗後、２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延を行うことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）=８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
（６） さらに、鋼板の表面にＺｎ系めっき処理を施すことを特徴とする（５）に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法。
（７） （１）～（３）のいずれか１つに記載の成分組成を含有し、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上１００％以下、残部組織が面積率で１０％以下であり、
旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
引張強さが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満であることを特徴とする熱間プレス部材。
（８） （１）～（３）のいずれか１つに記載の熱間プレス用鋼板を、せん断加工でトリミング後、３℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均昇温速度でＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度まで加熱後、この温度範囲で０ｓ以上３００ｓ以下保持した後、Ｍｓ温度以上で熱間プレスを行うことを特徴とする熱間プレス部材の製造方法。
本発明によれば、ＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の引張強さを有し、かつ、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた熱間プレス部材を達成でき、上記の熱間プレス部材を得るための熱間プレス用鋼板を用いることで、上記特性を得ることができる。
本発明の熱間プレス部材を、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
以下に、本発明の熱間プレス用鋼板、その製造方法、熱間プレス部材およびその製造方法について説明する。
なお、本明細書において「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
（１）熱間プレス用鋼板
本発明の熱間プレス部材は、
質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下、および、Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］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し、
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、
フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板を用いて製造される。
（１）熱間プレス用鋼板
本発明の熱間プレス部材は、
質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下、および、Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］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し、
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、
フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板を用いて製造される。
まず、熱間プレス部材に用いられる熱間プレス用鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを強化して熱間プレス部材の強度を高めるのに非常に重要な元素である。熱間プレス後のＴＳ１３００ＭＰａ以上を確保するためには少なくともＣ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。したがってＣ含有量は、０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、０．１７％以上が好ましく、０．１９％以上がより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２６％以上となると、熱間プレス後の強度が高くなりすぎてしまい、耐遅れ破壊特性、低温靭性の１つ以上が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．２６％未満とする。Ｃ含有量は、０．２５％以下が好ましく、０．２４％以下がより好ましい。
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを強化して熱間プレス部材の強度を高めるのに非常に重要な元素である。熱間プレス後のＴＳ１３００ＭＰａ以上を確保するためには少なくともＣ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。したがってＣ含有量は、０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、０．１７％以上が好ましく、０．１９％以上がより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２６％以上となると、熱間プレス後の強度が高くなりすぎてしまい、耐遅れ破壊特性、低温靭性の１つ以上が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．２６％未満とする。Ｃ含有量は、０．２５％以下が好ましく、０．２４％以下がより好ましい。
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満
Ｓｉは、固溶強化に寄与し、また、セメンタイトの析出を抑制し、熱間プレス時のマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させ、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がより好ましい。一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、Ｓｉ含有量が１．０％以上であると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％未満とする。Ｓｉ含有量は、０．９％以下が好ましく、０．８％以下がより好ましい。
Ｓｉは、固溶強化に寄与し、また、セメンタイトの析出を抑制し、熱間プレス時のマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させ、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がより好ましい。一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、Ｓｉ含有量が１．０％以上であると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％未満とする。Ｓｉ含有量は、０．９％以下が好ましく、０．８％以下がより好ましい。
Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下
Ｍｎは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性向上によって熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進することで熱間プレス部材の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．２％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延巻取り後のフェライト変態を抑制し、十分な量のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を得ることができない。また、熱延鋼板が硬質マルテンサイトとなってしまい、冷間圧延することが困難となる。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．５％以下が好ましく、２．０％以下がより好ましい。
Ｍｎは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性向上によって熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進することで熱間プレス部材の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．２％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延巻取り後のフェライト変態を抑制し、十分な量のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を得ることができない。また、熱延鋼板が硬質マルテンサイトとなってしまい、冷間圧延することが困難となる。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．５％以下が好ましく、２．０％以下がより好ましい。
Ｐ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｐは、固溶強化により熱間プレス部材の強度向上に寄与する。しかし、Ｐは、粒界に偏析して低温靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は極力低くすることが好ましく、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
Ｐは、固溶強化により熱間プレス部材の強度向上に寄与する。しかし、Ｐは、粒界に偏析して低温靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は極力低くすることが好ましく、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましく、０．０１０％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましく、０．０１０％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、熱間プレス部材の清浄度を向上させるのに有効である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。このため、Ａｌ含有量は、０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。一方、Ａｌはフェライト生成元素であり、Ａｌ含有量が１．５％を超えると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は、１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、０．７％以下が好ましく、０．１％以下がより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、熱間プレス部材の清浄度を向上させるのに有効である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。このため、Ａｌ含有量は、０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。一方、Ａｌはフェライト生成元素であり、Ａｌ含有量が１．５％を超えると熱間プレス部材のフェライト分率が増加し、熱間プレス部材の低温靭性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は、１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、０．７％以下が好ましく、０．１％以下がより好ましい。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。
Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。
Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｎｂは、Ｔｉと複合析出物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。また、熱間プレス部材にＴｉ、Ｎｂ複合析出物を含有させることで耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とする。Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｎｂは、Ｔｉと複合析出物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。また、熱間プレス部材にＴｉ、Ｎｂ複合析出物を含有させることで耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とする。Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がより好ましい。一方、Ｂ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｂ含有量は、０．０１０％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がより好ましい。一方、Ｂ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｂ含有量は、０．０１０％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。Ｔｉは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。こうして、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある非常に重要な元素である。また、熱間プレス部材にＴｉ、Ｎｂ複合析出物を含有させることで耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．２％以下とする。Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．１％以下が好ましく、３．４Ｎ＋０．０６％以下がより好ましい。
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。Ｔｉは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。こうして、熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある非常に重要な元素である。また、熱間プレス部材にＴｉ、Ｎｂ複合析出物を含有させることで耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これらの効果を発現させるため、Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．２％以下とする。Ｔｉ含有量は、３．４Ｎ＋０．１％以下が好ましく、３．４Ｎ＋０．０６％以下がより好ましい。
熱間プレス用鋼板の成分組成は、さらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＳｂおよびＳｎからなる群から選ばれる少なくとも１種以上を、以下に示す含有量で含有してもよい。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．５％以下が好ましい。一方、Ｃｒは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｃｒは、熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．５％以下が好ましい。一方、Ｃｒは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じてマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。また、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。Ｃｕ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和し、また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．５０％以下が好ましい。
上記の効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｃｕは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じてマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。また、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。Ｃｕ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和し、また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．５０％以下が好ましい。
上記の効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。また、Ｃｕと同様に耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、これらの効果は飽和する傾向にあり、また、Ｎｉは高価な元素であるため、経済的観点からＮｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．５０％以下が好ましい。上記の効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく０．０５％以上がより好ましい。
Ｎｉは、固溶強化に寄与し、また、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。また、Ｃｕと同様に耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、これらの効果は飽和する傾向にあり、また、Ｎｉは高価な元素であるため、経済的観点からＮｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．５０％以下が好ましい。上記の効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく０．０５％以上がより好ましい。
Ｓｂ：０．１０％以下
Ｓｂ含有量が多すぎると、熱間プレス素材の製造時の圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１０％以下とする。Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｓｂは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のＢＮの析出を抑制する。また、固溶Ｂが存在することにより、熱間プレス部材の表層部において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、熱間プレス部材の強度を向上させる。このような効果を発現するため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｓｂ含有量が多すぎると、熱間プレス素材の製造時の圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１０％以下とする。Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｓｂは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のＢＮの析出を抑制する。また、固溶Ｂが存在することにより、熱間プレス部材の表層部において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、熱間プレス部材の強度を向上させる。このような効果を発現するため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｓｎ：０．１０％以下
Ｓｎ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下、熱間プレス時に割れが発生してしまう場合がある。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１０％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｓｎは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。上記の効果を得るため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｓｎ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下、熱間プレス時に割れが発生してしまう場合がある。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１０％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｓｎは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。上記の効果を得るため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
熱間プレス用鋼板の成分組成は、さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｔａ、ＷおよびＺｎからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有してもよい。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）の２元素、ならびに、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素の総称である。ＲＥＭの含有量は、これら１７元素の総含有量である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏ含有量が多すぎると、Ｃｒと同様に熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．５０％以下が好ましい。一方、Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｍｏ含有量が多すぎると、Ｃｒと同様に熱間プレス素材および熱間プレス部材の化成処理性やめっき性を劣化させ、耐食性を劣化させることから耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．５０％以下が好ましい。一方、Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
Ｖ：１．０％以下
Ｖ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。Ｖ含有量は、０．５０％以下が好ましい。一方、Ｖは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。これらの効果を発現させるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｖ含有量が多すぎると、粗大な炭窒化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。Ｖ含有量は、０．５０％以下が好ましい。一方、Ｖは、析出強化または固溶強化により熱間プレス部材の強度を向上させる。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成させて、熱間プレスに供する鋼板をＡｃ３温度以上に加熱した際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト粒径を微細にする効果がある元素である。これらの効果を発現させるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
Ｂｉ：０．１０％以下
Ｂｉ含有量が多すぎると、粗大な酸化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｂｉ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。Ｂｉは、熱間プレス部材のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト内のＭｎ等の置換型元素を均質化し、低温靭性を向上させる効果がある元素である。このような効果を得るため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｂｉ含有量が多すぎると、粗大な酸化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｂｉ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。Ｂｉは、熱間プレス部材のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト内のＭｎ等の置換型元素を均質化し、低温靭性を向上させる効果がある元素である。このような効果を得るため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量が多すぎると、介在物の増加を引き起こし、熱間プレス部材の低温靭性と遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性が向上する。これらの効果を発現するため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量が多すぎると、介在物の増加を引き起こし、熱間プレス部材の低温靭性と遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性が向上する。これらの効果を発現するため、これら１種または２種以上の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下
Ｃｏ、Ｚｒの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｃｏ、Ｚｒは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｃｏ、Ｚｒの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｃｏ、Ｚｒは、ＣｕやＮｉと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下
Ｔａ、Ｗの含有量が多すぎると、粗大な炭化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｔａ、Ｗは、合金炭化物を生成して析出強化に寄与し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｔａ、Ｗの含有量が多すぎると、粗大な炭化物を形成し、熱間プレス部材の低温靭性と耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．１０％以下とする。それぞれの含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｔａ、Ｗは、合金炭化物を生成して析出強化に寄与し、熱間プレス部材の強度向上に寄与する。このような効果を得るため、これら１種または２種の元素を含有する場合、それぞれの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｚｎ：０．１０％以下
Ｚｎの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１０％以下とする。Ｚｎ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
Ｚｎの含有量が多すぎると、低温靭性を劣化させる。このため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎの含有量は０．１０％以下とする。Ｚｎ含有量は、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。一方、Ｚｎは、熱間プレス時の焼入れ性の向上を通じて熱間プレス時のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
熱間プレス用鋼板の成分組成において、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ａｇ、Ａｓ、Ｏ等が挙げられ、これらの含有量は、合計で０．５％以下であれば許容できる。
次に、熱間プレス用鋼板のミクロ組織の限定理由を説明する。
ミクロ組織が、フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下であり、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有する、熱間プレス用鋼板である。
ミクロ組織が、フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下であり、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有する、熱間プレス用鋼板である。
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下、フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下
フェライトが面積率で３０％未満では、十分な数のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が達成できなくなるため、フェライトが面積率で３０％以上とし、３５％以上が好ましく、４０％以上がより好ましい。
フェライトが面積率で９０％を超えると熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、フェライトが面積率で９０％以下とし、８０％以下が好ましく、７０％以下がより好ましい。
パーライトが面積率で１０％未満であると、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、パーライトの面積率を１０％以上とし、２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。一方、パーライトの面積率が７０％を超えると十分な数のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が達成できなくなるため、パーライトの面積率を７０％以下とし、６０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましい。
熱間プレス用鋼板の残部組織としてベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等が考えられるが、これらは面積率で合計５％以下であれば許容できる。
フェライトが面積率で３０％未満では、十分な数のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が達成できなくなるため、フェライトが面積率で３０％以上とし、３５％以上が好ましく、４０％以上がより好ましい。
フェライトが面積率で９０％を超えると熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、フェライトが面積率で９０％以下とし、８０％以下が好ましく、７０％以下がより好ましい。
パーライトが面積率で１０％未満であると、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、パーライトの面積率を１０％以上とし、２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。一方、パーライトの面積率が７０％を超えると十分な数のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が達成できなくなるため、パーライトの面積率を７０％以下とし、６０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましい。
熱間プレス用鋼板の残部組織としてベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等が考えられるが、これらは面積率で合計５％以下であれば許容できる。
フェライトの平均アスペクト比２．０未満であると、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、フェライトの平均アスペクト比を２．０以上とし、２．５以上が好ましく、３．０以上がより好ましく、４．０以上がさらに好ましい。一方、フェライトの平均アスペクト比が１２．０を超えると熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、フェライトの平均アスペクト比を１２．０以下とし、１０．０以下が好ましく、８．０以下がより好ましい。
フェライトの平均短軸長さが５．０μｍを超えると、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、フェライトの平均短軸長さを５．０μｍ以下とし、４．０μｍ以下が好ましく、３．０μｍ以下がより好ましい。フェライトの平均短軸長さの下限は特に無いが、０．５μｍ未満は制御が困難なため、０．５μｍ以上が好ましい。
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下を含有
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が５００個／μｍ３未満であると、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性を達成できないことがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が５００個／μｍ３以上とし、６００個／μｍ３以上が好ましく、７００個／μｍ３以上がより好ましく、１０００個／μｍ３以上がさらに好ましい。一方、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えると、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３以下とし、５５００個／μｍ３以下が好ましく、５０００個／μｍ３以下がより好ましい。
なお、Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物のＴｉとＮｂの原子濃度比はＮｂを１とした場合、Ｔｉ１超１２以下であり、さらにＴｉの原子濃度を超えない量のＭｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｎが１種または２種以上含まれていてもよい。析出物は主に炭化物、窒化物、酸化物である。
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が５００個／μｍ３未満であると、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性を達成できないことがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が５００個／μｍ３以上とし、６００個／μｍ３以上が好ましく、７００個／μｍ３以上がより好ましく、１０００個／μｍ３以上がさらに好ましい。一方、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えると、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３以下とし、５５００個／μｍ３以下が好ましく、５０００個／μｍ３以下がより好ましい。
なお、Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物のＴｉとＮｂの原子濃度比はＮｂを１とした場合、Ｔｉ１超１２以下であり、さらにＴｉの原子濃度を超えない量のＭｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｎが１種または２種以上含まれていてもよい。析出物は主に炭化物、窒化物、酸化物である。
次に、熱間プレス用鋼板の転位密度の限定理由を説明する。
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板である。
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上
転位密度が１．０×１０１５／ｍ２未満であると、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、転位密度を１．０×１０１５／ｍ２以上とする。転位密度が、１．４×１０１５／ｍ２以上が好ましく、１．８×１０１５／ｍ２以上がより好ましく、２．０×１０１５／ｍ２以上がさらに好ましい。
転位密度の上限は特に規定しないが２．０×１０１６／ｍ２を超えると、ブランキングの際の金型の損耗が大きくなることから、転位密度を２．０×１０１６／ｍ２以下とすることが好ましい。転位密度が、１．５×１０１６／ｍ２以下がより好ましく、１．０×１０１６／ｍ２以下がさらに好ましく、０．５×１０１６／ｍ２以下がもっとも好ましい。
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板である。
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上
転位密度が１．０×１０１５／ｍ２未満であると、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、転位密度を１．０×１０１５／ｍ２以上とする。転位密度が、１．４×１０１５／ｍ２以上が好ましく、１．８×１０１５／ｍ２以上がより好ましく、２．０×１０１５／ｍ２以上がさらに好ましい。
転位密度の上限は特に規定しないが２．０×１０１６／ｍ２を超えると、ブランキングの際の金型の損耗が大きくなることから、転位密度を２．０×１０１６／ｍ２以下とすることが好ましい。転位密度が、１．５×１０１６／ｍ２以下がより好ましく、１．０×１０１６／ｍ２以下がさらに好ましく、０．５×１０１６／ｍ２以下がもっとも好ましい。
次に、本発明の熱間プレス用鋼板の製造方法について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。
鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、次いで、仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
５５０℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を前記冷却停止温度から５００℃まで５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、鋼板を酸洗後、２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延を行った熱間プレス用鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）=８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
以下、詳細に説明する。
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、次いで、仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
５５０℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を前記冷却停止温度から５００℃まで５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、鋼板を酸洗後、２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延を行った熱間プレス用鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）=８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
以下、詳細に説明する。
本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊－分塊圧延方法など、公知鋳造方法を用いてもよい。また、原料としてスクラップを使用しても構わない。
鋼素材（鋳造後のスラブを直送圧延、または、温片や冷片となったスラブ）の加熱温度：１１５０℃以上
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中では、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大な析出物を加熱により一度溶解させなければ微細なＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が得られない。そのため、熱間圧延前の鋼素材を鋳造後高温のままで直接熱間圧延（直送圧延）に供する、または、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶する。スラブを加熱する場合、粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。鋼素材の加熱温度は、好ましくは１１８０℃以上であり、さらに好ましくは１２００℃以上である。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度は、より好ましくは１３００℃以下である。さらに好ましくは１２８０℃以下である。
なお、鋼素材は、１１５０℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が９０００ｓを超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延工程においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、酸洗でのスケールの除去が困難となる。したがって、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、９０００ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、７２００ｓ以下である。粗大な析出物を十分に固溶させる必要があるため、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は１８００ｓ以上が好ましい。
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中では、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大な析出物を加熱により一度溶解させなければ微細なＴｉ、Ｎｂ複合析出物が得られず、熱間プレス部材の優れた耐遅れ破壊特性が得られない。そのため、熱間圧延前の鋼素材を鋳造後高温のままで直接熱間圧延（直送圧延）に供する、または、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶する。スラブを加熱する場合、粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。鋼素材の加熱温度は、好ましくは１１８０℃以上であり、さらに好ましくは１２００℃以上である。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度は、より好ましくは１３００℃以下である。さらに好ましくは１２８０℃以下である。
なお、鋼素材は、１１５０℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が９０００ｓを超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延工程においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、酸洗でのスケールの除去が困難となる。したがって、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、９０００ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、７２００ｓ以下である。粗大な析出物を十分に固溶させる必要があるため、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は１８００ｓ以上が好ましい。
本発明では、鋼素材の加熱に続き、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を行う。粗圧延では、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定する必要はない。粗圧延後、仕上圧延前に、仕上圧延機の入り側で高圧水を使用したデスケーリングを行う。
仕上圧延での、ＲＣ温度未満での合計圧下率：２０％以上８０％以下
ＲＣ温度未満で圧下されることで、オーステナイト粒は再結晶せずにひずみが蓄積され、変形帯が導入される。オーステナイト粒の中にひずみや変形帯が生じることで、変態の核が増加し、変態後のフェライトの粒径が微細となり、またフェライトのアスペクト比が大きくなり、熱間プレス部材の旧オーステナイト粒径の微細化に寄与し、熱間プレス部材の優れた低温靭性が得られる。この効果を得るためにはＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上とし、２５％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。一方、ＲＣ温度未満での合計圧下率が８０％を超えると、熱間プレス用鋼板のフェライトのアスペクト比が１２．０を超えることがあり、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがある。したがって、ＲＣ温度未満での仕上圧延合計圧下率を８０％以下とし、７０％以下が好ましく、６０％未満がより好ましい。
目標の合計圧下率を得るために、必要に応じて圧延途中で強制冷却を行う。冷却方法の例として、強制空冷、ミスト冷却、水冷却などがあげられる。
ＲＣ温度未満で圧下されることで、オーステナイト粒は再結晶せずにひずみが蓄積され、変形帯が導入される。オーステナイト粒の中にひずみや変形帯が生じることで、変態の核が増加し、変態後のフェライトの粒径が微細となり、またフェライトのアスペクト比が大きくなり、熱間プレス部材の旧オーステナイト粒径の微細化に寄与し、熱間プレス部材の優れた低温靭性が得られる。この効果を得るためにはＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上とし、２５％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。一方、ＲＣ温度未満での合計圧下率が８０％を超えると、熱間プレス用鋼板のフェライトのアスペクト比が１２．０を超えることがあり、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがある。したがって、ＲＣ温度未満での仕上圧延合計圧下率を８０％以下とし、７０％以下が好ましく、６０％未満がより好ましい。
目標の合計圧下率を得るために、必要に応じて圧延途中で強制冷却を行う。冷却方法の例として、強制空冷、ミスト冷却、水冷却などがあげられる。
仕上圧延終了温度：（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下
仕上圧延終了温度が（ＲＣ－２００℃）未満の場合、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われることがある。圧延中に高温でフェライト変態が生じるとフェライト粒が粗大となり、熱間プレス部材の優れた低温靭性が得られなくなることがあるため、仕上げ圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上とする。仕上げ圧延終了温度は、（ＲＣ－１８０℃）以上が好ましく、（ＲＣ－１５０℃）以上がより好ましい。一方、仕上圧延終了温度が（ＲＣ－２０℃）超えであると、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上とすることが困難となるため、仕上げ圧延終了温度を（ＲＣ－２０℃）以下とする。仕上げ圧延終了温度は、（ＲＣ－４０℃）以下が好ましく、（ＲＣ－６０℃）以下がより好ましい。なお、ここでの仕上圧延終了温度は、鋼板の表面温度を表すものとする。
仕上圧延終了温度が（ＲＣ－２００℃）未満の場合、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われることがある。圧延中に高温でフェライト変態が生じるとフェライト粒が粗大となり、熱間プレス部材の優れた低温靭性が得られなくなることがあるため、仕上げ圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上とする。仕上げ圧延終了温度は、（ＲＣ－１８０℃）以上が好ましく、（ＲＣ－１５０℃）以上がより好ましい。一方、仕上圧延終了温度が（ＲＣ－２０℃）超えであると、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上とすることが困難となるため、仕上げ圧延終了温度を（ＲＣ－２０℃）以下とする。仕上げ圧延終了温度は、（ＲＣ－４０℃）以下が好ましく、（ＲＣ－６０℃）以下がより好ましい。なお、ここでの仕上圧延終了温度は、鋼板の表面温度を表すものとする。
冷却開始時間：仕上圧延終了後２．０ｓ以内
仕上圧延が終了した後、２．０ｓ以内に強制冷却を開始し、冷却停止温度（巻取り温度）で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。仕上圧延終了から強制冷却を開始するまでの時間が、２．０ｓを超えて長くなると、オーステナイト粒に導入したひずみが回復してしまい、微細なフェライトが得られなくなることがあるため、強制冷却開始時間を、仕上圧延終了後２．０ｓ以内とする。好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．５ｓ以内である。より好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．０ｓ以内である。
仕上圧延が終了した後、２．０ｓ以内に強制冷却を開始し、冷却停止温度（巻取り温度）で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。仕上圧延終了から強制冷却を開始するまでの時間が、２．０ｓを超えて長くなると、オーステナイト粒に導入したひずみが回復してしまい、微細なフェライトが得られなくなることがあるため、強制冷却開始時間を、仕上圧延終了後２．０ｓ以内とする。好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．５ｓ以内である。より好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．０ｓ以内である。
仕上圧延終了温度から冷却停止温度（巻取り温度）までの平均冷却速度：３０℃／s以上
強制冷却において、仕上圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が、３０℃／ｓ未満であると、高い温度でフェライト変態が起こり、微細なフェライトが得られないことがある。したがって、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。なお、ここでの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となり、所望のミクロ組織を得ることが困難となることがある。このため、平均冷却速度を３００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
強制冷却において、仕上圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が、３０℃／ｓ未満であると、高い温度でフェライト変態が起こり、微細なフェライトが得られないことがある。したがって、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。なお、ここでの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となり、所望のミクロ組織を得ることが困難となることがある。このため、平均冷却速度を３００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
冷却停止温度（巻取り温度）：５５０℃以上７００℃以下
冷却停止温度（巻取り温度）が５５０℃未満であると、所望のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の密度を得ることができなくなるため、冷却停止温度を５５０℃以上とする。冷却停止温度は、５７０℃以上が好ましく、６００℃以上がより好ましい。
冷却停止温度が７００℃を超えると、フェライトが粗大となり、所望のフェライトの平均短軸長さが得られなくなることがあるため、冷却停止温度を７００℃以下とする。冷却停止温度は、６８０℃以下が好ましく、６６０℃以下がより好ましい。
冷却停止温度（巻取り温度）が５５０℃未満であると、所望のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の密度を得ることができなくなるため、冷却停止温度を５５０℃以上とする。冷却停止温度は、５７０℃以上が好ましく、６００℃以上がより好ましい。
冷却停止温度が７００℃を超えると、フェライトが粗大となり、所望のフェライトの平均短軸長さが得られなくなることがあるため、冷却停止温度を７００℃以下とする。冷却停止温度は、６８０℃以下が好ましく、６６０℃以下がより好ましい。
巻取り後、５００℃までの平均冷却速度：５０℃／ｈｒ以下
巻取り後、５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈｒを超えると、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えることがあり、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、巻取り後、５００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以下とする。巻取り後、５００℃までの平均冷却速度は、４０℃／ｈｒ以下が好ましく、３０℃／ｈｒ以下がより好ましく、２０℃／ｈｒ以下がさらに好ましい。一方、巻取り後、５００℃までの平均冷却速度の下限は生産性の観点から、１℃／ｈｒ以上が好ましく、５℃／ｈｒがより好ましい。
巻取り後、５００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈｒを超えると、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えることがあり、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが生じることがあるため、巻取り後、５００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以下とする。巻取り後、５００℃までの平均冷却速度は、４０℃／ｈｒ以下が好ましく、３０℃／ｈｒ以下がより好ましく、２０℃／ｈｒ以下がさらに好ましい。一方、巻取り後、５００℃までの平均冷却速度の下限は生産性の観点から、１℃／ｈｒ以上が好ましく、５℃／ｈｒがより好ましい。
５００℃未満の冷却速度は何ら限定されるものではなく、常法に従って冷却すればよい。冷却方法の例として、保熱カバー冷却、自然空冷、強制空冷、ガス冷却、ミスト冷却、水冷却等があげられる。
巻取り、冷却後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。
巻取り後、酸洗
巻取り後、酸洗を実施し、表面に生成したスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
巻取り、冷却後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。
巻取り後、酸洗
巻取り後、酸洗を実施し、表面に生成したスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延
冷間圧延の圧下率が２０％未満であると、所望の熱間プレス用鋼板のフェライトの平均アスペクト比、フェライトの平均短軸長さ、転位密度のいずれか１つ以上を得ることができず、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、圧下率を２０％以上とする。圧下率は、３０％以上が好ましく、４０％以上がより好ましい。冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、所望の熱間プレス用鋼板のフェライトの平均アスペクト比を得ることができず、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが発生することがあるため、圧下率を８０％以下とする。圧下率は、７０％以下が好ましく、６０％以下がより好ましい。
冷間圧延の圧下率が２０％未満であると、所望の熱間プレス用鋼板のフェライトの平均アスペクト比、フェライトの平均短軸長さ、転位密度のいずれか１つ以上を得ることができず、熱間プレス部材の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成できないことがあり、熱間プレス部材の優れた低温靭性を達成できなくなるため、圧下率を２０％以上とする。圧下率は、３０％以上が好ましく、４０％以上がより好ましい。冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、所望の熱間プレス用鋼板のフェライトの平均アスペクト比を得ることができず、熱間プレス用鋼板のブランキングで端面に割れが発生することがあるため、圧下率を８０％以下とする。圧下率は、７０％以下が好ましく、６０％以下がより好ましい。
冷間圧延後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。
次に、本発明の熱間プレス用鋼板の表面にＺｎ系めっき処理を施す製造方法について説明する。
次に、本発明の熱間プレス用鋼板の表面にＺｎ系めっき処理を施す製造方法について説明する。
本発明の熱間プレス用鋼板は、上記の製造工程により製造された冷延鋼板ままで使用してもよいが、目的に応じてＺｎ系めっき層を施すためのめっき工程を行ってもよい。
めっき工程は、公知の電気めっき法、蒸着めっき法がいずれも適用可能である。溶融めっき法は加熱によるフェライトの再結晶によって熱間プレス用鋼板の所望のフェライトのアスペクト比や転位密度が得られなくなることがあるため、工程内での加熱温度を６００℃以下に限定することで適用可能である。また、めっき工程後に６００℃以下での合金化処理を施してもよい。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５～１５０ｇ／ｍ２のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
めっき層にはＺｎ以外にＳｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。
めっき後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。
めっき工程は、公知の電気めっき法、蒸着めっき法がいずれも適用可能である。溶融めっき法は加熱によるフェライトの再結晶によって熱間プレス用鋼板の所望のフェライトのアスペクト比や転位密度が得られなくなることがあるため、工程内での加熱温度を６００℃以下に限定することで適用可能である。また、めっき工程後に６００℃以下での合金化処理を施してもよい。
めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面当たりのめっき付着量が５～１５０ｇ／ｍ２のめっき層を有することが好ましい。めっき付着量が５ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合があり、一方１５０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
めっき層にはＺｎ以外にＳｉ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｒ等の１種または２種以上を含有するめっき層であってもよい。
めっき後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。
Ｚｎ系めっき層が付与された熱間プレス用鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Ｚｎ系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるＦｅがＺｎめっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を形成する。また、Ｚｎ系めっき層の表面にはＺｎを含有する酸化被膜層が形成する。
一例を挙げると、溶融Ｚｎめっき層、合金化溶融Ｚｎめっき層、電気Ｚｎめっき層等を加熱すると、ＦｅにＺｎが固溶したＦｅＺｎ固溶相、ＺｎＦｅ金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。さらに、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を加熱した場合には、Ｆｅにめっき層成分が固溶したＮｉを含有する固溶相、ＺｎＮｉを主体とする金属間化合物、表面のＺｎＯ層等が形成される。
なお、本発明においては、連続鋳造時の鋼の成分偏析低減のために、電磁撹拌（ＥＭＳ）、軽圧下鋳造（ＩＢＳＲ）等を適用することができる。電磁撹拌処理を行うことにより、板厚中心部に等軸晶を形成させ、偏析を低減させることができる。また、軽圧下鋳造を施した場合は、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止することにより、板厚中心部の偏析を低減させることができる。これらの偏析低減処理の少なくとも１つの適用により、後述する熱間プレス部材の低温靭性をより優れたレベルにすることができる。
次に熱間プレス部材のミクロ組織について説明する。
ミクロ組織が、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上１００％以下、残部組織が面積率で１０％以下であり、旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下であり、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有する熱間プレス部材である。なお、熱間プレス部材の成分組成は、前述している熱間プレス用鋼板と同一である。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上１００％以下
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％未満では、優れた低温靭性を達成できなくなるため、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上とする。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９５％以上が好ましく、合計１００％がより好ましい。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％未満では、優れた低温靭性を達成できなくなるため、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上とする。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９５％以上が好ましく、合計１００％がより好ましい。
なお、熱間プレス部材の残部組織としてフェライト、パーライトおよび残留オーステナイト等が挙げられるが、これらは面積率で合計１０％以下であれば許容できる。
旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下
旧オーステナイト平均粒径が微細であるほど、優れた低温靭性が得られる。旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍを超えると、優れた低温靭性が達成できない。したがって旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下ととする。本発明の効果がより優れる理由から、旧オーステナイト平均粒径は、６．５μｍ以下が好ましく、６．０μｍ以下がより好ましい。
旧オーステナイト平均粒径が微細であるほど、優れた低温靭性が得られる。旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍを超えると、優れた低温靭性が達成できない。したがって旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下ととする。本発明の効果がより優れる理由から、旧オーステナイト平均粒径は、６．５μｍ以下が好ましく、６．０μｍ以下がより好ましい。
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３未満であると、優れた耐遅れ破壊特性が得られないため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上とする。粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が、６００個／μｍ３以上が好ましく、７００個／μｍ３以上がより好ましく、１０００個／μｍ３以上がさらに好ましい。一方、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えると、優れた低温靭性が達成できず、また、熱間プレス部材の端面に割れが生じることがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３以下とする。粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が、５５００個／μｍ３以下が好ましく、５０００個／μｍ３以下がより好ましい。
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３未満であると、優れた耐遅れ破壊特性が得られないため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上とする。粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が、６００個／μｍ３以上が好ましく、７００個／μｍ３以上がより好ましく、１０００個／μｍ３以上がさらに好ましい。一方、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３を超えると、優れた低温靭性が達成できず、また、熱間プレス部材の端面に割れが生じることがあるため、粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物の含有量が６０００個／μｍ３以下とする。粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物が、５５００個／μｍ３以下が好ましく、５０００個／μｍ３以下がより好ましい。
次に、本発明の熱間プレス部材を製造する方法について説明する。
熱間プレス工程とは、熱間プレス用鋼板を、せん断加工でトリミング後、３℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均昇温速度でＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度まで加熱後、この温度範囲で０ｓ以上３００ｓ以下保持した後、Ｍｓ温度以上で熱間プレスを行うことにより、引張強さが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の熱間プレス部材を得る工程である。
せん断加工でトリミング
熱間プレス用鋼板を、製造する熱間プレス部材形状に応じて任意の寸法にせん断加工でトリミングを実施する。このせん断加工によるトリミング方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
熱間プレス用鋼板を、製造する熱間プレス部材形状に応じて任意の寸法にせん断加工でトリミングを実施する。このせん断加工によるトリミング方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
平均昇温速度が３℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下
鋼素材の平均昇温速度が３℃／ｓ未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ未満が得られない。したがって平均昇温速度を３℃／ｓ以上とした。平均昇温速度が好ましくは５℃／ｓ以上であり、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。平均昇温速度の上限は特にないが、２００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、２００℃／ｓ以下が好ましい。ここでいう平均昇温速度とは、鋼素材の加熱前の温度から加熱温度まで昇温した時の平均昇温速度である。
鋼素材の平均昇温速度が３℃／ｓ未満だと、フェライトの再結晶、粒成長が進行し、オーステナイトに逆変態した際のオーステナイトの粒径が粗大になってしまい、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ未満が得られない。したがって平均昇温速度を３℃／ｓ以上とした。平均昇温速度が好ましくは５℃／ｓ以上であり、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。平均昇温速度の上限は特にないが、２００℃／ｓを超えると加熱温度の制御が困難となるため、２００℃／ｓ以下が好ましい。ここでいう平均昇温速度とは、鋼素材の加熱前の温度から加熱温度まで昇温した時の平均昇温速度である。
加熱温度がＡｃ３変態点以上１０００℃以下
加熱温度がＡｃ３温度未満であると、フェライトとオーステナイトの２相域となってしまい、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度以上とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度＋２０℃以上である。一方で、加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度が１０００℃以下とした。好ましくは加熱温度は９８０℃以下であり、より好ましくは９５０℃以下である。
加熱温度がＡｃ３温度未満であると、フェライトとオーステナイトの２相域となってしまい、熱間プレス後のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率が合計９０％以上を達成できなくなる。したがって、加熱温度の下限をＡｃ３温度以上とした。好ましくは、加熱温度の下限はＡｃ３温度＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３温度＋２０℃以上である。一方で、加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイトの再結晶、粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ以下を達成することができなくなる。したがって加熱温度の上限を加熱温度が１０００℃以下とした。好ましくは加熱温度は９８０℃以下であり、より好ましくは９５０℃以下である。
Ａｃ３温度以上１０００℃以下の温度での保持時間が０ｓ以上３００ｓ以下
Ａｃ３温度以上１０００℃以下の温度での保持時間が３００ｓを超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度以上１０００℃以下の温度での保持時間を３００ｓ以下とした。好ましくは２００ｓ以下であり、より好ましくは１００ｓ以下である。保持時間の下限は特に制限されず０ｓ（保持時間無し）である。
Ａｃ３温度以上１０００℃以下の温度での保持時間が３００ｓを超えると、オーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス後の旧オーステナイト平均粒径７．０μｍ未満を達成することができなくなる。したがってＡｃ３温度以上１０００℃以下の温度での保持時間を３００ｓ以下とした。好ましくは２００ｓ以下であり、より好ましくは１００ｓ以下である。保持時間の下限は特に制限されず０ｓ（保持時間無し）である。
熱間プレス温度
Ｍｓ温度未満の温度で熱間プレス成形をすると、鋼板の一部がマルテンサイト変態しているため、成形性が低下し、成形時に割れが発生してしまうことがある。したがって、熱間プレス成形はＭｓ温度以上とする。
Ｍｓ温度未満の温度で熱間プレス成形をすると、鋼板の一部がマルテンサイト変態しているため、成形性が低下し、成形時に割れが発生してしまうことがある。したがって、熱間プレス成形はＭｓ温度以上とする。
上述した加熱の方式は特に限定されず、所望の加熱速度が達成できれば、炉加熱、高周波加熱、通電加熱等により加熱できるが、本発明の効果がより優れる理由から、通電加熱であることが好ましい。
上述した冷却の方式は、Ｍｓ－２００℃までの冷却において、３０℃／ｓ以上の冷却速度が得られれば特に限定されず、所望の冷却速度が達成できれば、空冷、強制空冷、水冷、ミスト冷却、ガス冷却、金型冷却等により冷却できるが、本発明の効果がより優れる理由から、金型冷却が好ましい。
熱間プレス後の部材の表面に常法で塗装を施してもよい。例えば、スプレー塗装、電着塗装等のいずれも適用可能である。必要に応じて塗装後に常法の焼付け処理を施してもよい。たとえば１００℃以上３００℃以下で１分以上６０分以下の焼付け処理をすることが好ましい。塗装と焼付け処理は繰り返し行っても問題ない。塗装下地として常法で化成処理を施してもよい。例えば、りん酸亜鉛処理、りん酸鉄処理、ジルコニウム処理等のいずれも適用可能である。
ここに、Ａｃ３温度は、次式によって求めることができる。
Ａｃ３温度（℃）＝８８１－２０６Ｃ＋５３Ｓｉ－１５Ｍｎ－２０Ｎｉ－１Ｃｒ－２７Ｃｕ＋４１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
ここに、Ｍｓ温度は、次式によって求めることができる。
Ｍｓ温度（℃）＝５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１８Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、元素を含有しない場合は０として計算する。
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は以下に説明する実施例に限定されない。本発明の趣旨に適合しうる範囲において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。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼スラブ（鋼素材）を製造した。表１のＲＣ温度、Ａｃ３温度及びＭｓ温度欄は各鋼素材のＲＣ温度、Ａｃ３温度、Ｍｓ温度を表す。次いで、これらの鋼素材を、表２に示す製造条件で加熱し、粗圧延を施し、表２に示す条件で仕上圧延を施した。仕上圧延終了後、表２に示す条件の冷却開始時間（仕上圧延終了後から冷却（強制冷却）を開始するまでの時間）、平均冷却速度（仕上圧延終了温度から冷却停止温度（巻取り温度）までの平均冷却速度）で冷却し、表２に示す条件の巻取り温度（冷却停止温度）で巻取り、表２に示す条件で巻取り後の鋼板を冷却した。このようにして得られた熱延鋼板をスキンパス圧延し、その後塩酸濃度が質量％で１０％、温度８５℃とした条件で酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行い、表２に示す板厚とした。一部については溶融亜鉛めっき処理、さらには合金化処理、電気亜鉛めっき処理を施した。表２のめっきの欄において、ＣＲは冷間圧延後の冷延鋼板、ＧＩは溶融Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＧＡはさらに溶融Ｚｎめっきの合金化がされた冷延鋼板、ＥＧは電気Ｚｎめっきが付与された冷延鋼板、ＥＧＮは電気ＺｎめっきにＮｉが合金された冷延鋼板を表す。
以上により得られた熱間プレス用鋼板から試験片を採取し、組織観察、ブランキング試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は以下の通りである。なお、めっき鋼板の場合は、めっき後の鋼板で試験、評価を行った。
（１）組織観察
熱間プレス用鋼板から走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試験片を採取し、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。フェライトおよびパーライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。結果を表３に示す。フェライトの平均アスペクト比は、面積率を定量化した同一画像からすべてのフェライト粒を楕円近似し、その楕円の長軸長さを短軸長さで除した値を全てのフェライト粒で平均化して求めた。結果を表３に示す。フェライトの平均短軸長さは、アスペクト比の測定で得られたフェライト粒の短軸長さを平均して求めた。結果を表３に示す。
Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物の密度は、透過型電子顕微鏡を用いて２０万倍の倍率で１０視野以上観察し、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析で、ＴｉとＮｂが検出される３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を選別して、個数を数え、観察視野の総体積（面積×薄膜の厚み）で割って、析出物の密度とした。結果を表３に示す。なお、透過型電子顕微鏡に用いる薄膜の厚みはＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光法）により測定した。また、ここでいう析出物のサイズは、画像解析装置を用いて各析出物の面積を求め、円相当直径に換算したものである。なお、熱間プレス用鋼板と熱間プレス部材から採取した試料ともに、上記の方法にて測定している。
熱間プレス用鋼板から走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試験片を採取し、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。フェライトおよびパーライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。結果を表３に示す。フェライトの平均アスペクト比は、面積率を定量化した同一画像からすべてのフェライト粒を楕円近似し、その楕円の長軸長さを短軸長さで除した値を全てのフェライト粒で平均化して求めた。結果を表３に示す。フェライトの平均短軸長さは、アスペクト比の測定で得られたフェライト粒の短軸長さを平均して求めた。結果を表３に示す。
Ｔｉ、Ｎｂ複合析出物の密度は、透過型電子顕微鏡を用いて２０万倍の倍率で１０視野以上観察し、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析で、ＴｉとＮｂが検出される３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を選別して、個数を数え、観察視野の総体積（面積×薄膜の厚み）で割って、析出物の密度とした。結果を表３に示す。なお、透過型電子顕微鏡に用いる薄膜の厚みはＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光法）により測定した。また、ここでいう析出物のサイズは、画像解析装置を用いて各析出物の面積を求め、円相当直径に換算したものである。なお、熱間プレス用鋼板と熱間プレス部材から採取した試料ともに、上記の方法にて測定している。
（２）転位密度測定
熱間プレス用鋼板から転位密度測定用試験片（２０ｍｍ×２０ｍｍ）を採取し、肉厚１／４面が測定面となるように表層から機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα１線を使用し、α｛１１０｝、α｛２１１｝、α｛２２０｝のピークの半価幅を実測する。ひずみの無い標準試験片（Ｓｉ）を使用し、実測したα｛１１０｝、α｛２１１｝、α｛２２０｝のピークの半価幅を真の半価幅へと補正したのち、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法に基づき、ひずみ（ε）を求める。転位密度（ρ）は、ひずみ（ε）とバーガースベクトル（ｂ＝０．２５ｎｍ）を用いて、次式で求められる。
ρ＝１４．４×ε２／ｂ２
結果を表３に示す。
熱間プレス用鋼板から転位密度測定用試験片（２０ｍｍ×２０ｍｍ）を採取し、肉厚１／４面が測定面となるように表層から機械研磨、化学研磨を施したのち、Ｘ線回折を行う。入射Ｘ線にはＣｏＫα１線を使用し、α｛１１０｝、α｛２１１｝、α｛２２０｝のピークの半価幅を実測する。ひずみの無い標準試験片（Ｓｉ）を使用し、実測したα｛１１０｝、α｛２１１｝、α｛２２０｝のピークの半価幅を真の半価幅へと補正したのち、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法に基づき、ひずみ（ε）を求める。転位密度（ρ）は、ひずみ（ε）とバーガースベクトル（ｂ＝０．２５ｎｍ）を用いて、次式で求められる。
ρ＝１４．４×ε２／ｂ２
結果を表３に示す。
（３）ブランキング試験
熱間プレス用鋼板から、ブランク板（５０ｍｍ×５０ｍｍ）を１０枚採取した。そして打抜きポンチを２０ｍｍφの平底型として、打抜きクリアランスを２０％±２％以内となるようにダイ側の穴径を決定し、上から板押さえで固定して２０ｍｍφのポンチ穴を打ち抜いた。ブランク板１０枚全てに対して打ち抜き後、ポンチ穴の全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率：５０倍）で、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等の有無を観察した。１０個のポンチ穴について、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等がないポンチ穴が１０個のものを◎（合格）、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等がないポンチ穴が８～９個のものを○（合格）とし、それ以外（割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等のないポンチ穴が０～７個のもの）を×（不合格）として、ブランキングでの割れ性を評価した。結果を表３に示す。
熱間プレス用鋼板から、ブランク板（５０ｍｍ×５０ｍｍ）を１０枚採取した。そして打抜きポンチを２０ｍｍφの平底型として、打抜きクリアランスを２０％±２％以内となるようにダイ側の穴径を決定し、上から板押さえで固定して２０ｍｍφのポンチ穴を打ち抜いた。ブランク板１０枚全てに対して打ち抜き後、ポンチ穴の全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率：５０倍）で、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等の有無を観察した。１０個のポンチ穴について、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等がないポンチ穴が１０個のものを◎（合格）、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等がないポンチ穴が８～９個のものを○（合格）とし、それ以外（割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等のないポンチ穴が０～７個のもの）を×（不合格）として、ブランキングでの割れ性を評価した。結果を表３に示す。
前述した熱間プレス用鋼板を下記の熱間プレス工程をへて熱間プレス部材を製造した。
まず、熱間プレス用鋼板は１０００ｍｍ×１０００ｍｍのサイズの鋼板から２７０ｍｍ×３３０ｍｍのサイズにせん断機を用いて全周をブランキングした。せん断のクリアランスを２０％±２％以内に管理してブランキングを実施した。
得られた熱間プレス用鋼板に対して下記表４に示す熱間プレス工程に記載の条件によって熱間プレス工程を行った。
熱間プレスで使用した金型はパンチ幅７０ｍｍ、パンチ肩Ｒ４ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍで、成形深さは３０ｍｍであった。
熱間プレスで使用した金型はパンチ幅７０ｍｍ、パンチ肩Ｒ４ｍｍ、ダイ肩Ｒ４ｍｍで、成形深さは３０ｍｍであった。
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。
（４）組織観察
採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。ラス状の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとし、ラメラ組織はパーライトとした。残部組織の明暗コントラストからフェライトと残留オーステナイトの区別可能であり、暗部はフェライト、明部は残留オーステナイトとした。結果を表５に示す。
採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で１０視野観察および撮影をした。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率［％］は撮影した１０視野のミクロ組織写真を、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、定量化した。ラス状の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとし、ラメラ組織はパーライトとした。残部組織の明暗コントラストからフェライトと残留オーステナイトの区別可能であり、暗部はフェライト、明部は残留オーステナイトとした。結果を表５に示す。
（５）旧オーステナイト平均粒径の測定
採取した試験片について、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準じて旧オーステナイト粒径を測定した。具体的には、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚１／４位置にて光学顕微鏡を用い、１０００倍の倍率で１０視野撮影して、旧オーステナイト粒の平均の円相当直径を測定した。結果を表５に示す。
採取した試験片について、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３に準じて旧オーステナイト粒径を測定した。具体的には、採取した試験片を研磨して、板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚１／４位置にて光学顕微鏡を用い、１０００倍の倍率で１０視野撮影して、旧オーステナイト粒の平均の円相当直径を測定した。結果を表５に示す。
（６）引張試験
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ５号試験片（標点間距離ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、引張強さ（ＴＳ）を求めた。具体的には、採取した試験片について、ＪＩＳＺ ２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］を求めた。熱間プレス部材ごとに引張試験は２回ずつ行ない、２回の平均値を、その熱間プレス部材のＴＳとした。ＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満を合格とした。結果を表５に示す。
かくして得られた熱間プレス部材のハット底部の位置から、ＪＩＳ５号試験片（標点間距離ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、引張強さ（ＴＳ）を求めた。具体的には、採取した試験片について、ＪＩＳＺ ２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］を求めた。熱間プレス部材ごとに引張試験は２回ずつ行ない、２回の平均値を、その熱間プレス部材のＴＳとした。ＴＳが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満を合格とした。結果を表５に示す。
（７）耐遅れ破壊特性の評価
熱間プレス部材のハット底部の位置から４点曲げ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｇ３９－９９（２０１６）に準拠して４点曲げ試験を実施した。チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ４ＳＣＮ）５ｇ，クエン酸（Ｃ６Ｈ８Ｏ７）５０．９３ｇ，リン酸水素二ナトリウム（Ｎａ２ＨＰＯ４）１８５．４０ｇを水１０Ｌに溶解させ，溶液のｐＨが５．０になるように調製した溶液を作製し、４点曲げ試験を実施した試験片を作製した常温の溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性を評価した。溶液に浸漬しながら曲げ応力をかけて、破断有無を評価した。曲げ応力を０．８×ＴＳとして、１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。試験片のｎ数は２で試験を実施した。２本とも破断ない場合を良好（〇）、１本でも破断した場合を劣（×）とした。結果を表５に示す。
熱間プレス部材のハット底部の位置から４点曲げ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｇ３９－９９（２０１６）に準拠して４点曲げ試験を実施した。チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ４ＳＣＮ）５ｇ，クエン酸（Ｃ６Ｈ８Ｏ７）５０．９３ｇ，リン酸水素二ナトリウム（Ｎａ２ＨＰＯ４）１８５．４０ｇを水１０Ｌに溶解させ，溶液のｐＨが５．０になるように調製した溶液を作製し、４点曲げ試験を実施した試験片を作製した常温の溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性を評価した。溶液に浸漬しながら曲げ応力をかけて、破断有無を評価した。曲げ応力を０．８×ＴＳとして、１００時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、１００時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。試験片のｎ数は２で試験を実施した。２本とも破断ない場合を良好（〇）、１本でも破断した場合を劣（×）とした。結果を表５に示す。
（８）低温靭性の評価
熱間プレス部材のハット底部の位置からシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験片のｎ数は３で試験を実施した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片と同等にした。シャルピー衝撃試験を－８０℃で行い、脆性破面率が５０％未満となった場合を合格（○）とし、５０％以上では不合格（×）とした。熱間プレス部材ごとにシャルピー試験は３回ずつ行い、３回の脆性破面率の平均値で評価をした。結果を表５に示す。
熱間プレス部材のハット底部の位置からシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験片のｎ数は３で試験を実施した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片と同等にした。シャルピー衝撃試験を－８０℃で行い、脆性破面率が５０％未満となった場合を合格（○）とし、５０％以上では不合格（×）とした。熱間プレス部材ごとにシャルピー試験は３回ずつ行い、３回の脆性破面率の平均値で評価をした。結果を表５に示す。
（９）熱間プレス部材の端面割れの評価
熱間プレス部材の端面を全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率：５０倍）で、割れ、欠け、脆性破面等の有無を観察した。端面全周に割れ、欠け、脆性破面等がないものを○（合格）とし、割れ、欠け、脆性破面等が観察されたものを×（不合格）として、熱間プレス部材の端面割れを評価した。結果を表５に示す。
熱間プレス部材の端面を全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率：５０倍）で、割れ、欠け、脆性破面等の有無を観察した。端面全周に割れ、欠け、脆性破面等がないものを○（合格）とし、割れ、欠け、脆性破面等が観察されたものを×（不合格）として、熱間プレス部材の端面割れを評価した。結果を表５に示す。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２６％未満、Ｓｉ：０．０１％以上１．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０２０％以下、および、Ｔｉ：３．４Ｎ＋０．０１％以上、３．４Ｎ＋０．２％以下［ただし、ＮはＮの含有量（質量％）を示す］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し、
フェライトが面積率で３０％以上９０％以下、パーライトが面積率で１０％以上７０％以下、残部組織が面積率で５％以下であり、
前記フェライトの平均アスペクト比が２．０以上１２．０以下、前記フェライトの平均短軸長さが５．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
転位密度が、１．０×１０１５／ｍ２以上であることを特徴とする熱間プレス用鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下およびＳｎ：０．１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間プレス用鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、およびＺｎ：０．１０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱間プレス用鋼板。
- 表面に、Ｚｎ系めっき層を有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板。
- 請求項１～３のいずれか１項に記載された熱間プレス用鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度未満での合計圧下率を２０％以上８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ－２００℃）以上（ＲＣ－２０℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、
次いで、前記仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
５５０℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を前記冷却停止温度から５００℃まで５０℃／ｈｒ以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、鋼板を酸洗後、２０％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延を行うことを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）=８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。 - さらに、鋼板の表面にＺｎ系めっき処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の熱間プレス用鋼板の製造方法。
- 請求項１～３のいずれか１項に記載の成分組成を含有し、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトが面積率で合計９０％以上１００％以下、残部組織が面積率で１０％以下であり、
旧オーステナイト平均粒径が７．０μｍ以下であり、
粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ、Ｎｂ複合析出物を５００個／μｍ３以上６０００個／μｍ３以下含有し、
引張強さが１３００ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満であることを特徴とする熱間プレス部材。 - 請求項１～３のいずれか１項に記載の熱間プレス用鋼板を、せん断加工でトリミング後、３℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均昇温速度でＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度まで加熱後、この温度範囲で０ｓ以上３００ｓ以下保持した後、Ｍｓ温度以上で熱間プレスを行うことを特徴とする熱間プレス部材の製造方法。
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| JP7512987B2 (ja) | 2024-07-09 |
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