JP5126844B2 - 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法、特に、熱間プレスに供する前の状態において、良好な加工性、鋼板平坦矯正性およびブランク加工性を有しながら、熱間プレス時の焼き入れ性に優れた熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法に関する。
近年、自動車の軽量化のため、鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずることが推進されている。自動車に広く使用される鋼板においては、鋼板強度の増加に伴って、プレス成形性が低下し、複雑な形状を製造することが困難になってきている。具体的には、延性が低下し加工度が高い部位で破断が生じる、スプリングバックや壁反りが大きくなり寸法精度が劣化するという問題が発生する。従って、高強度、特に引張強度が７８０ＭＰａ級以上の鋼板を用いて、プレス成形により部品を製造することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板の加工が可能であるが、長手方向に一様な断面を有する部品にしか適用できない。
これらを克服する近年の技術としては、特許文献１で開示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法が実用化されている。熱間プレスは、鋼板を高温に加熱した後の軟質で高延性の状態でプレス加工を施すため、複雑な形状を寸法精度よく成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト域に加熱しておき、金型内で急冷（焼入れ）することにより、引張強度１３００ＭＰａ以上の高強度化を同時に達成することができる。また、熱間プレスにより製造された鋼板部材は、従来の冷間プレスでつくられた同強度の鋼板部材に比して耐遅れ破壊性に優れているという利点も有している。
一方、熱間プレスにより得られる熱間プレス鋼板部材は、適用される部品の範囲が拡大しつつあり、自動車用途としては、センターピラー部の補強材のような複雑な形状を有する部品にも適用されるようになってきている。このため、熱間プレス鋼板部材に求められる寸法精度も厳しくなっている。このような課題に対応すべく、特許文献２には、熱間プレス前に予め加工を施し、その後、熱間プレスする方法が提案されている。
特開２００４−３５３０２６号公報
特開平１０−９６０３１号公報
上述したように、熱間プレスは優れた技術であるが、次のような課題を有している。
すなわち、熱間プレス後において１３００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板に、焼き入れ後の強度を確保するために多量のＣを含有させ、焼き入れ性を確保するために多量のＭｎやＣｒを含有させ、靭性を確保するためにＢを含有させるなど、多量の合金元素の含有が必要となってくる。さらに、不純物として存在するＮなどの悪影響を無害化するためにＴｉなどの含有が必要となってくる。これらの合金元素の多量含有により、熱間プレスに供する熱間プレス鋼板の引張強度（ＴＳ）、降伏点（ＹＰ）が上昇し、鋼板の平坦性が劣化したり、ブランク加工時においてシャー刃の摩耗が大きくなったり、ランクフォード値（ｒ値）や曲げ加工性が低下したりするなどの問題が発生する。
すなわち、熱間プレス後において１３００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板に、焼き入れ後の強度を確保するために多量のＣを含有させ、焼き入れ性を確保するために多量のＭｎやＣｒを含有させ、靭性を確保するためにＢを含有させるなど、多量の合金元素の含有が必要となってくる。さらに、不純物として存在するＮなどの悪影響を無害化するためにＴｉなどの含有が必要となってくる。これらの合金元素の多量含有により、熱間プレスに供する熱間プレス鋼板の引張強度（ＴＳ）、降伏点（ＹＰ）が上昇し、鋼板の平坦性が劣化したり、ブランク加工時においてシャー刃の摩耗が大きくなったり、ランクフォード値（ｒ値）や曲げ加工性が低下したりするなどの問題が発生する。
また、特許文献２に開示されている熱間プレス用鋼板および熱間プレスは優れた技術であるが、熱間プレス前の鋼板の強度を下げるために、熱間プレス鋼板について、焼き入れ元素、特にＭｎの含有量を低くしている。焼き入れ元素の含有量の減少は、焼き入れ性を低下させ、冷却設備の増強を必要とする場合がある。また、安定した焼き入れ性を得ることが困難となり、熱間プレスにより得られる熱間プレス鋼板部材に硬度ばらつきが生じ、この硬度ばらつきが、熱間プレス鋼板部材の靭性を低下させる場合もある。したがって、生産性や品質の安定性を考慮すると、焼き入れ性を向上させるためＭｎなどの焼き入れ元素の含有量を低減させない対応を取ることが好ましい。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる１３００ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間プレス鋼板部材の素材である熱間プレス用鋼板として、特に熱間プレスに供する前の状態において、良好な加工性、鋼板平坦矯正性およびブランク加工性を有しながら、熱間プレス時の焼き入れ性に優れた熱間プレス用鋼板およびその製造方法を提供すること、さらには、その鋼板を用いた熱間プレス鋼板部材の製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
（ａ）焼入れ性向上元素の含有量を低減させずに熱間プレス用鋼板の軟質化を図るには、硬質な低温変態生成相を含有しない組織とすること、すなわち、フェライトとセメンタイトとからなる鋼組織とすることが必要である。
（ａ）焼入れ性向上元素の含有量を低減させずに熱間プレス用鋼板の軟質化を図るには、硬質な低温変態生成相を含有しない組織とすること、すなわち、フェライトとセメンタイトとからなる鋼組織とすることが必要である。
（ｂ）しかし、熱間プレス用鋼板の軟質化を図るには、上記鋼組織とするだけでは足りず、さらにセメンタイトに占める球状化セメンタイトの割合を高める必要がある。非球状化セメンタイトは熱間プレス用鋼板を硬質化させる作用を有するからである。
（ｃ）ここで、セメンタイトの球状化には、高温・長時間の焼鈍が有効であることが知られている。しかし、安易に高温・長時間の焼鈍を施したのでは、熱間プレス用鋼板の軟質化を達成できるものの、本来必要とされる焼入れ性の低下を招くことがある。
（ｄ）すなわち、熱間プレスは、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板を加熱して鋼中の炭化物を固溶させることにより、その後の熱間プレスにおける焼入れ性を確保するものであるが、上記加熱は、オーステナイトの粗大化に起因する熱間プレス鋼板部材の靭性劣化を抑制するために短時間で行われるので、高温・長時間の焼鈍の焼鈍により球状化セメンタイトが粗大となると、熱間プレスに供する際の加熱工程において、セメンタイトの固溶が十分に促進しなくなるのである。
（ｅ）したがって、セメンタイトに占める球状化セメンタイトの割合を高めるとともに、球状化セメンタイトが過度に粗大とならないようにする必要がある。
本発明は上記知見に基づいてなされたものである。
本発明は上記知見に基づいてなされたものである。
以上の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％およびＮ：０．００６％以下を含有し、さらに下記式(1)を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式(2)を満足する化学組成を有し、フェライトとセメンタイトとからなるとともに、前記セメンタイトの６０面積％以上が球状化セメンタイトであり、前記球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ以下である鋼組織を有し、圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、かつ限界曲げ半径≦０．５ｔ（ｔ：板厚）であり、さらに平均ｒ値が０．８０以上である機械特性を有することを特徴とする熱間プレス用鋼板。
０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４ (1)
Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０ (2)
ここで、式(1)および(2)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（１）質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％およびＮ：０．００６％以下を含有し、さらに下記式(1)を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式(2)を満足する化学組成を有し、フェライトとセメンタイトとからなるとともに、前記セメンタイトの６０面積％以上が球状化セメンタイトであり、前記球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ以下である鋼組織を有し、圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、かつ限界曲げ半径≦０．５ｔ（ｔ：板厚）であり、さらに平均ｒ値が０．８０以上である機械特性を有することを特徴とする熱間プレス用鋼板。
０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４ (1)
Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０ (2)
ここで、式(1)および(2)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
また、限界曲げ半径とは、板厚の３倍（３ｔ）〜密着まで０．５ｔピッチで曲げ試験（ＪＩＳ Ｚ２２４８ 押曲げ法 準拠）を実施したときの、曲げ部に目視で割れが認められない最小の板厚をいう。
平均ｒ値は、圧延方向のｒ値（ｒ０°値）、圧延方向と４５°をなす方向のｒ値（ｒ４５°値）、圧延方向と直行する方向のｒ値（ｒ９０°値）を用いて、次式(6)で表される。
平均ｒ値＝（ｒ０°値＋２×ｒ４５°値＋ｒ９０°値）／４ (6)
平均ｒ値＝（ｒ０°値＋２×ｒ４５°値＋ｒ９０°値）／４ (6)
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０３質量％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱間プレス用鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するとともに、下記式(3)を満足することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱間プレス用鋼板。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０ (3)
ここで、式(3)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０ (3)
ここで、式(3)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＣａ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を備えることを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を含有するスラブを１２００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを１０８０℃以上として仕上熱間圧延を施し、かつ８５０℃超９８０℃以下で仕上熱間圧延を完了し、熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に、前記仕上熱間圧延完了後に７０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃超８５０℃以下で巻き取る冷却・巻取り工程；
（Ｄ）前記冷却・巻取り工程後の熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｅ）前記酸洗鋼板に冷圧率２０％以上５０％未満の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｆ）前記冷間圧延鋼板を５９０℃〜７６０℃の温度域で０．５〜２０時間焼鈍し、その後６００℃/時以下の冷却速度で室温まで冷却する焼鈍工程。
（Ａ）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を含有するスラブを１２００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを１０８０℃以上として仕上熱間圧延を施し、かつ８５０℃超９８０℃以下で仕上熱間圧延を完了し、熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に、前記仕上熱間圧延完了後に７０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃超８５０℃以下で巻き取る冷却・巻取り工程；
（Ｄ）前記冷却・巻取り工程後の熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｅ）前記酸洗鋼板に冷圧率２０％以上５０％未満の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｆ）前記冷間圧延鋼板を５９０℃〜７６０℃の温度域で０．５〜２０時間焼鈍し、その後６００℃/時以下の冷却速度で室温まで冷却する焼鈍工程。
（６）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を８５０〜１０００℃の温度域に３分間以上保持し、当該保持終了後３０秒間以内に７００℃以上の温度域でプレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却することを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
本発明の熱間プレス用鋼板は、軟質化であるとともに安定した焼入れ性を有しているため、熱間プレス鋼板部材の素材として最適である。特に、熱間プレスに供する前に冷間プレスを施す用途に用いられると、その機能を効果的に発揮することが可能である。したがって、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車の複雑な構造部材の素材として使用されることが特に好ましい。また、安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。
本発明に係る鋼板の化学組成、鋼組織、および機械特性、ならびに鋼板の製造方法およびその鋼板を用いる熱間プレス鋼板部材の製造方法について詳述する。なお、本明細書における鋼の化学組成を表す「％」は、特に断りのない場合には「質量％」を意味する。
１．化学組成
（１）Ｃ：０．１８〜０．２５％、
熱間プレスは、素材となる熱間プレス用鋼板を加熱することで軟質化させ、プレス成形を容易にすることが特徴の一つであるが、あわせて、プレス金型等で急冷することで鋼を焼き入れし、より高強度の成形品である熱間プレス鋼板部材を得ることも特徴である。鋼の焼き入れ後の強度は主にＣ含有量によって決定されるため、熱間プレス鋼板部材に要求される強度に応じてＣ含有量を設定する。Ｃ含有量が０．１８％未満では、本発明が目的とする熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２５％超では、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板が硬質となり、良好な深絞り性、曲げ加工性、鋼板平坦矯正性およびブランク加工性を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．２５％以下とする。好ましいＣ含有量は０．２０％〜０．２３％であり、このようにすることにより、引張強度１４００ＭＰａ以上で靭性劣化の少ない熱間プレス鋼板部材を安定して得ることができる。
（１）Ｃ：０．１８〜０．２５％、
熱間プレスは、素材となる熱間プレス用鋼板を加熱することで軟質化させ、プレス成形を容易にすることが特徴の一つであるが、あわせて、プレス金型等で急冷することで鋼を焼き入れし、より高強度の成形品である熱間プレス鋼板部材を得ることも特徴である。鋼の焼き入れ後の強度は主にＣ含有量によって決定されるため、熱間プレス鋼板部材に要求される強度に応じてＣ含有量を設定する。Ｃ含有量が０．１８％未満では、本発明が目的とする熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２５％超では、熱間プレスに供する熱間プレス用鋼板が硬質となり、良好な深絞り性、曲げ加工性、鋼板平坦矯正性およびブランク加工性を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．２５％以下とする。好ましいＣ含有量は０．２０％〜０．２３％であり、このようにすることにより、引張強度１４００ＭＰａ以上で靭性劣化の少ない熱間プレス鋼板部材を安定して得ることができる。
（２）Ｓｉ：０．０２〜０．３％
Ｓｉは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量を０．０２％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．３％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量を０．３％以下とする。
Ｓｉは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量を０．０２％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．３％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量を０．３％以下とする。
（３）Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量を１．０％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量を１．０％以上とする。好ましくは１．１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量を１．０％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量を１．０％以上とする。好ましくは１．１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
（４）Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、不純物として鋼中に含有される元素であるが、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素でもある。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が０．５％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｃｒ含有量を０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、不純物として鋼中に含有される元素であるが、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素でもある。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が０．５％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｃｒ含有量を０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。
（５）Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。
Ｂは、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに非常に有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。
（６）Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であるが、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素でもある。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となるとともに熱間プレス鋼板部材の靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であるが、熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素でもある。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となるとともに熱間プレス鋼板部材の靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
（７）Ｓ：０．００４％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有され、鋼中に硫化物を形成することにより熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、本発明においては０．００４％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓ含有量の過剰な低減は著しいコスト増を招く。したがって、Ｓ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
Ｓは、不純物として鋼中に含有され、鋼中に硫化物を形成することにより熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、本発明においては０．００４％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｓ含有量の過剰な低減は著しいコスト増を招く。したがって、Ｓ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
（８）Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、製鋼工程において脱酸材として添加され、鋼材を健全化する作用を有する。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、鋼中に多量の酸化物を形成して熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量を０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは、製鋼工程において脱酸材として添加され、鋼材を健全化する作用を有する。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、鋼中に多量の酸化物を形成して熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量を０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
（９）Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有され、鋼中にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮなどの窒化物を形成することにより熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は少ないほど好ましく、本発明においては０．００６％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｎ含有量の過剰な低減は著しいコスト増を招く。したがって、Ｎ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
Ｎは、不純物として鋼中に含有され、鋼中にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮなどの窒化物を形成することにより熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は少ないほど好ましく、本発明においては０．００６％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はない。しかし、Ｎ含有量の過剰な低減は著しいコスト増を招く。したがって、Ｎ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
（１０）Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０
上述したように、ＭｎとＣｒはともに熱間プレス用鋼板を硬質にする作用を有するので、ＭｎとＣｒの合計含有量が２．０％超であると熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、ＭｎおよびＣｒの含有量を、下記式(2)を満足させるようにする。
Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０ (2)
ここで、式(2)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
上述したように、ＭｎとＣｒはともに熱間プレス用鋼板を硬質にする作用を有するので、ＭｎとＣｒの合計含有量が２．０％超であると熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、ＭｎおよびＣｒの含有量を、下記式(2)を満足させるようにする。
Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０ (2)
ここで、式(2)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（１１）０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４
上述したＢによる作用効果は固溶状態にあるＢによってもたらされるため、また、鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成は熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させるため、鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成を抑制する必要がある。Ｔｉは、ＢおよびＡｌよりも窒化物形成能が高いので、Ｔｉを十分に含有させることにより鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成を抑制することが可能となる。Ｔｉは、鋼中のＮおよびＳと結合してＴｉＮおよびＴｉＳを形成するので、これらを考慮してＴｉ含有量を下記式(4)を満足させるようにする。
０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ (4)
上述したＢによる作用効果は固溶状態にあるＢによってもたらされるため、また、鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成は熱間プレス鋼板部材の靭性を劣化させるため、鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成を抑制する必要がある。Ｔｉは、ＢおよびＡｌよりも窒化物形成能が高いので、Ｔｉを十分に含有させることにより鋼中におけるＢＮやＡｌＮの形成を抑制することが可能となる。Ｔｉは、鋼中のＮおよびＳと結合してＴｉＮおよびＴｉＳを形成するので、これらを考慮してＴｉ含有量を下記式(4)を満足させるようにする。
０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ (4)
ここで、式(4)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ｔｉが鋼中のＣと結合してＴｉＣを多量に形成してしまうので、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｔｉ含有量を下記式(5)を満足させるようにする。
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４ (5)
ここで、式(5)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ｔｉが鋼中のＣと結合してＴｉＣを多量に形成してしまうので、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｔｉ含有量を下記式(5)を満足させるようにする。
Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４ (5)
ここで、式(5)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（１２）Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、熱間プレスに際しての熱間プレス用鋼板の加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制し、熱間プレス鋼板部材の旧オーステナイト粒径を細粒化することにより、熱間プレス鋼板部材の靭性を向上させる作用を有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えると熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｎｂ含有量を０．０３％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、熱間プレスに際しての熱間プレス用鋼板の加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制し、熱間プレス鋼板部材の旧オーステナイト粒径を細粒化することにより、熱間プレス鋼板部材の靭性を向上させる作用を有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．０３％を超えると熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｎｂ含有量を０．０３％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
（１３）Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をＭｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０
Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、それぞれ０．５％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量を、それぞれ０．５％以下とする。
Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも熱間プレス用鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間プレス鋼板部材の強度を安定して確保するのに有効な元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、それぞれ０．５％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量を、それぞれ０．５％以下とする。
一方、これらの元素はＭｎおよびＣｒと同様に熱間プレス用鋼板を硬質にする作用を有するので、ＭｎとＣｒとこれらの元素の合計含有量が２．０％超であると熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、Ｍｎ、Ｃｒおよびこれらの元素の含有量を下記式(3)を満足させるようにする。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０ (3)
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０ (3)
（１４）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＣａ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
ＲＥＭ（希土類元素）、ＭｇおよびＣａは、いずれも鋼中の介在物の形態を微細化する作用を有し、介在物による熱間プレス時の割れを防止するのに有効な元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては０．１％を超えて、ＭｇおよびＣａについては０．５％を超えてそれぞれ含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、ＲＥＭの含有量は０．１％以下、ＭｇおよびＣａの含有量をそれぞれ０．００５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の合計含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、いずれかの元素の含有量を０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）、ＭｇおよびＣａは、いずれも鋼中の介在物の形態を微細化する作用を有し、介在物による熱間プレス時の割れを防止するのに有効な元素である。したがって、これらの元素から選ばれる１種または２種以上を積極的に含有させてもよい。しかし、ＲＥＭについては０．１％を超えて、ＭｇおよびＣａについては０．５％を超えてそれぞれ含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコストの増加を招くのみである。したがって、ＲＥＭの含有量は０．１％以下、ＭｇおよびＣａの含有量をそれぞれ０．００５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の合計含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、いずれかの元素の含有量を０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。
２．鋼組織
本発明に係る熱間プレス用鋼板の鋼組織は、フェライトとセメンタイトとからなるとともに、前記セメンタイトの６０面積％以上が球状化セメンタイトであり、前記球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ以下とする。
本発明に係る熱間プレス用鋼板の鋼組織は、フェライトとセメンタイトとからなるとともに、前記セメンタイトの６０面積％以上が球状化セメンタイトであり、前記球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ以下とする。
ここで、球状化セメンタイトとは、アスペクト比が３．０未満で粒径が０．１μｍ以上のセメンタイトである。そして、アスペクト比は、個々のセメンタイトについて長径をもとめ、その長径の方向に直角な方向の径を短径とした場合における、長径／短径の比である。また、球状化セメンタイトの平均粒径は、画像解析にて個々の球状化セメンタイトの面積を求め、それらの面積を有する真円の直径値の平均値として求められる。なお、球状化セメンタイトを粒径が０．１μｍ以上のセメンタイトとするのは、後述するように球状化セメンタイトの粒径の規定が熱間プレスにおける焼入れ性確保を目的とするものであるところ、０．１μｍ未満の粒径の球状化セメンタイトは熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中に速やかに固溶して分散するため、焼入れ性を損なうことがなく、したがって、規定する必要がないからである。
鋼組織がフェライトおよびセメンタイト以外の相や組織を含有したり、セメンタイトに占める球状化セメンタイトの面積割合が６０％未満であったりすると、熱間プレス用鋼板が硬質化してしまい、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰaとすることが困難となる。したがって、鋼組織はフェライトおよびセメンタイトの２相からなるものとし、さらにセメンタイトに占める球状化セメンタイトの面積割合を６０％以上とする。なお、本発明に係る熱間プレス用鋼板は低温変態生成相を含有しないため、フェライトおよびセメンタイトの個々の面積率は化学組成によって自ずと決定されるので規定する必要はない。
また、球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ超では、熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中にＣを均一に分散させることが困難となり、熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。オーステナイト中へのＣの均一分散を促進させるには、高温または長時間の加熱を施せばよいが、そのようにするとオーステナイトの粗大化が顕著となり、熱間プレス鋼板部材の靭性の劣化を招く。したがって、球状化セメンタイトの平均粒径は１．０μｍ以下とする。なお、セメンタイトのうち球状化セメンタイトでないものは、球状化セメンタイトに比して微細であり、熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中に速やかに固溶して均一分散するので、これらの粒径を規定する必要はない。
３．機械特性
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、機械特性として、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、かつ限界曲げ半径≦０．５ｔ（ｔ：板厚）であり、さらに平均ｒ値が０．８以上であることを備える。
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、機械特性として、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、かつ限界曲げ半径≦０．５ｔ（ｔ：板厚）であり、さらに平均ｒ値が０．８以上であることを備える。
ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のいずれかにおいて、ＴＳ＞５４０ＭＰaまたはＹＰ＞３２０ＭＰaとなるものが存在すると、熱間プレス用鋼板の平坦矯正が困難となり、ブランキング加工時のシャー刃の摩耗も激しくなり、シャー刃の寿命が短くなる。したがって、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰaかつＹＰ≦３２０ＭＰaとする。
また、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のいずれかにおいて、Ｅｌ＜２６％もしくは限界曲げ半径＞０．５ｔとなるものが存在すると、または、平均ｒ値が０．８未満であると、熱間プレスに供する前に、熱間プレス用鋼板に冷間プレスにより絞り加工や曲げ加工といった予成形を施す場合において、加工割れが生じたり複雑な形状への予成形が困難になったりする。したがって、ＪＩＳ５号試験片における圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、Ｅｌ≧２６％かつ限界曲げ半径≦０．５ｔとし、さらに平均ｒ値を０．８以上とする。
ここで、限界曲げ半径とは、板厚の３倍（３ｔ）〜密着まで０．５ｔピッチで曲げ試験（ＪＩＳ Ｚ２２４８ 押曲げ法 準拠）を実施したときの、曲げ部に目視で割れが認められない最小の板厚をいう。
また、平均ｒ値は、圧延方向のｒ値（ｒ０°値）、圧延方向と４５°をなす方向のｒ値（ｒ４５°値）、圧延方向と直行する方向のｒ値（ｒ９０°値）を用いて、次式(6)で表される。
平均ｒ値＝（ｒ０°値＋２×ｒ４５°値＋ｒ９０°値）／４ (6)
平均ｒ値＝（ｒ０°値＋２×ｒ４５°値＋ｒ９０°値）／４ (6)
４．鋼板の製造方法
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、上記の化学組成、鋼組織、および機械特性を有するのであれば、いかなる製造方法により製造されてもよいが、次の製造方法を採用することにより、本発明に係る鋼板を効率的かつ安定に製造することが実現される。
本発明に係る熱間プレス用鋼板は、上記の化学組成、鋼組織、および機械特性を有するのであれば、いかなる製造方法により製造されてもよいが、次の製造方法を採用することにより、本発明に係る鋼板を効率的かつ安定に製造することが実現される。
（１）粗熱間圧延に供するスラブの温度：１２００℃以上
粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満では、仕上熱間圧延前のオーステナイトが細粒となり、その結果、巻取後のフェライトも細粒となり、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１２００℃以上とする。
粗熱間圧延に供するスラブ温度の上限は特に規定する必要はないが、過度に高温となると生産性が低下するので、１３５０℃以下とすることが好ましい。
粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満では、仕上熱間圧延前のオーステナイトが細粒となり、その結果、巻取後のフェライトも細粒となり、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１２００℃以上とする。
粗熱間圧延に供するスラブ温度の上限は特に規定する必要はないが、過度に高温となると生産性が低下するので、１３５０℃以下とすることが好ましい。
（２）仕上熱間圧延に供する粗バーの温度：１０８０℃以上
仕上熱間圧延に供する粗バーの温度が１０８０℃未満では、仕上熱間圧延前のオーステナイトが細粒となり、上述した粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満である場合と同様の問題が生じる。したがって、仕上熱間圧延に供する粗バーの温度を１０８０℃以上とする。
仕上熱間圧延に供する粗バーの温度が１０８０℃未満では、仕上熱間圧延前のオーステナイトが細粒となり、上述した粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満である場合と同様の問題が生じる。したがって、仕上熱間圧延に供する粗バーの温度を１０８０℃以上とする。
仕上熱間圧延に供する粗バーの温度の上限は特に規定する必要はないが、過度に高温となると厚いスケールが生成して表面疵を誘発する場合があるので、１２５０℃以下とすることが好ましい。
（３）仕上温度：８５０℃超９８０℃以下
仕上温度が８５０℃以下では、巻取後のフェライトが細粒となり、上述した粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満である場合と同様の問題が生じる。したがって、仕上温度は８５０℃超とする。
仕上温度が８５０℃以下では、巻取後のフェライトが細粒となり、上述した粗熱間圧延に供するスラブ温度が１２００℃未満である場合と同様の問題が生じる。したがって、仕上温度は８５０℃超とする。
一方、仕上温度が９８０℃超では、スケール生成が顕著となり、その後の工程においてスケール噛み込みによる表面疵が発生する可能性が高くなる。したがって、仕上温度は９８０℃以下とする。
（４）巻取温度：７００℃超８５０℃以下
巻取温度が７００℃以下では、フェライトの粒成長が不十分となり、さらにＴｉＣやＴｉ−Ｎｂ−Ｃといった析出物が微細に分散するため、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、巻取温度は７００℃超とする。
巻取温度が７００℃以下では、フェライトの粒成長が不十分となり、さらにＴｉＣやＴｉ−Ｎｂ−Ｃといった析出物が微細に分散するため、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、巻取温度は７００℃超とする。
一方、巻取温度が８５０℃超では、巻取後のスケール生成が顕著となり、その後の工程においてスケール噛み込みによる表面疵が発生する可能性が高くなる。したがって、巻取温度は８５０℃以下とする。
（５）仕上熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度：７０℃／秒以下
仕上熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が７０℃／秒超では、硬質相の生成が促進され、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、仕上熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。仕上熱間圧延完了から巻取りまでの冷却は、水冷、空冷およびガス冷のいずれであっても構わない。平均冷却速度の下限は特に限定する必要はないが、生産性の観点から５℃／秒以上とすることが好ましい。
仕上熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度が７０℃／秒超では、硬質相の生成が促進され、熱間圧延鋼板の強度が高くなる。熱間圧延鋼板の強度が高くなると、その後に冷間圧延および焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度も高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、仕上熱間圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。仕上熱間圧延完了から巻取りまでの冷却は、水冷、空冷およびガス冷のいずれであっても構わない。平均冷却速度の下限は特に限定する必要はないが、生産性の観点から５℃／秒以上とすることが好ましい。
（６）酸洗
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には、表面に形成されたスケールを除去するために酸洗が施される。酸洗は常法で構わない。
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には、表面に形成されたスケールを除去するために酸洗が施される。酸洗は常法で構わない。
（７）冷圧率（冷間圧延での圧下率）：２０％以上５０％未満
酸洗工程により得られた酸洗鋼板には冷間圧延が施されるが、このときの冷圧率が２０％未満では、冷圧率が低すぎるために板幅方向や長手方向の板厚の変動が大きくなる。板厚の変動が大きいと、熱間プレス時の変形態様が不均一となって寸法精度が低下したり、金型との接触が不均一となって焼入れの程度に変動が生じ、硬度分布が大きくなる場合がある。したがって、冷圧率は２０％以上とする。
酸洗工程により得られた酸洗鋼板には冷間圧延が施されるが、このときの冷圧率が２０％未満では、冷圧率が低すぎるために板幅方向や長手方向の板厚の変動が大きくなる。板厚の変動が大きいと、熱間プレス時の変形態様が不均一となって寸法精度が低下したり、金型との接触が不均一となって焼入れの程度に変動が生じ、硬度分布が大きくなる場合がある。したがって、冷圧率は２０％以上とする。
一方、冷圧率が５０％以上では、フェライト粒の展伸の程度が大きくなり、その後に焼鈍を施して得られる熱間プレス用鋼板の強度が高くなり、軟質化することが困難となる。したがって、冷圧率は５０％未満とする。
（８）焼鈍温度：５９０〜７６０℃
焼鈍温度が５９０℃未満では、フェライトの再結晶が不十分となり、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、焼鈍温度は５９０℃以上とする。一方、焼鈍温度が７６０℃超では、球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ超となってしまい、熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中にＣを均一に分散させることが困難となり、熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる場合がある。したがって、焼鈍温度は７６０℃以下とする。
焼鈍温度が５９０℃未満では、フェライトの再結晶が不十分となり、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、焼鈍温度は５９０℃以上とする。一方、焼鈍温度が７６０℃超では、球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ超となってしまい、熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中にＣを均一に分散させることが困難となり、熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる場合がある。したがって、焼鈍温度は７６０℃以下とする。
（９）焼鈍時間：０．５〜２０時間
焼鈍時間が０．５時間未満では、セメンタイトに占める球状化セメンタイトの面積割合を６０％以上とすることが困難となり、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、焼鈍時間は０．５時間以上とする。
焼鈍時間が０．５時間未満では、セメンタイトに占める球状化セメンタイトの面積割合を６０％以上とすることが困難となり、熱間プレス用鋼板の軟質化が困難となる。したがって、焼鈍時間は０．５時間以上とする。
一方、焼鈍時間が２０時間超では、球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ超となってしまい、熱間プレスに供する際の加熱工程においてオーステナイト中にＣを均一に分散させることが困難となり、このため熱間プレス鋼板部材の引張強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる場合がある。したがって、焼鈍時間は２０時間以下とする。
（１０）焼鈍後室温まで冷却する際の平均冷却速度：６００℃／時以下
焼鈍後室温まで冷却する際の平均冷却速度が６００℃／時超では、冷却速度が速すぎるため熱間プレス用鋼板が硬質となり、軟質化が困難となる。したがって、焼鈍後室温まで冷却する際の平均冷却速度は６００℃／時以下とする。本発明は低温変態相を含有させるものではないので、平均冷却速度の下限は特に限定する必要はないが、通常５℃／時以上である。
焼鈍後室温まで冷却する際の平均冷却速度が６００℃／時超では、冷却速度が速すぎるため熱間プレス用鋼板が硬質となり、軟質化が困難となる。したがって、焼鈍後室温まで冷却する際の平均冷却速度は６００℃／時以下とする。本発明は低温変態相を含有させるものではないので、平均冷却速度の下限は特に限定する必要はないが、通常５℃／時以上である。
なお、上記焼鈍が終了した鋼板をもって本発明に係る熱間プレス用鋼板としてもよいが、上記焼鈍が終了した鋼板に対して、表面に電気めっき層や溶融めっき層を施したものを本発明に係る熱間プレス用鋼板としてもよい。あるいは、次に説明する熱間プレス鋼板部材の製造時に発生する可能性のあるスケールを抑制するため、および／または熱間プレス時の形状加工を容易にするために、金属、有機物もしくは無機物もしくはこれらの複合化合物またはこれらの混合物からなる被覆層を表面に形成したものを本発明に係る熱間プレス用鋼板としてもよい。
５．熱間プレス鋼板部材の製造方法
上記の本発明に係る熱間プレス用鋼板、好ましくは上記の製造方法により得られた熱間プレス用鋼板を、次の方法で熱間プレスすることによって、本発明に係る熱間プレス鋼板部材が得られる。
上記の本発明に係る熱間プレス用鋼板、好ましくは上記の製造方法により得られた熱間プレス用鋼板を、次の方法で熱間プレスすることによって、本発明に係る熱間プレス鋼板部材が得られる。
（１）加熱条件：８５０〜１０００℃の温度域に３分間以上保持
上記熱間プレス用鋼板を熱間プレスに供する際にオーステナイト単相状態となるように加熱を施す。
上記熱間プレス用鋼板を熱間プレスに供する際にオーステナイト単相状態となるように加熱を施す。
このときの加熱温度が８５０℃未満では、鋼板中のセメンタイトの固溶が不十分となり、熱間プレス鋼板部材の強度１３００ＭＰａ未満となる場合がある。したがって、加熱温度は８５０℃以上とする。一方、加熱温度が１０００℃超では、オーステナイトの粒成長が著しくなり、熱間プレス鋼板部材の靭性が著しく劣化する。したがって、加熱温度は１０００℃以下とする。
また、加熱時間が３分間未満では、鋼板中のセメンタイトの固溶が不十分となり、熱間プレス鋼板部材の強度１３００ＭＰａ未満となる場合がある。したがって、加熱時間は３分間以上とする。加熱時間の上限は通常の設備であれば規定する必要はないが、加熱時間が過度に長時間となるとオーステナイトの粒成長が進行し、熱間プレス鋼板部材の靭性が劣化する場合があるので、２０分間以下とすることが好ましい。
（２）熱間プレス条件：７００℃以上の温度でプレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却
熱間プレスを施す温度が７００℃未満であったり、冷却速度が１０℃／秒未満であったりすると、熱間プレスの途中やその後の冷却過程においてフェライトが生成し始めるため、熱間プレス鋼板部材の強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。また、冷却を３５０℃以上の温度で停止してしまったのでは、マルテンサイト以外の相や組織が生成してしまい、熱間プレス鋼板部材の強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、７００℃以上の温度で熱間プレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却する。
熱間プレスを施す温度が７００℃未満であったり、冷却速度が１０℃／秒未満であったりすると、熱間プレスの途中やその後の冷却過程においてフェライトが生成し始めるため、熱間プレス鋼板部材の強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。また、冷却を３５０℃以上の温度で停止してしまったのでは、マルテンサイト以外の相や組織が生成してしまい、熱間プレス鋼板部材の強度を１３００ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、７００℃以上の温度で熱間プレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却する。
本発明を，実施例を参照しながらより具体的に説明する。
１．熱間プレス鋼板部材の製造
表１に示す化学組成を有する鋼を試験転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、スラブとした。その後、試験熱間圧延機にて、得られたスラブを表２に示す条件にて、加熱した後、熱間圧延を実施した。熱延鋼板の板厚は、４．１〜２．４ｍｍの範囲で実施した。その後、ラボにて酸洗を行い、試験冷間圧延機で冷圧率を変更し板厚２．０ｍｍ冷延鋼板とした。冷延鋼板はその後、焼鈍試験装置にて焼鈍を実施した。冷間圧延および焼鈍条件を表２に併せて示す。得られた冷延鋼板を３００ｍｍ角に切り出し、平板の熱間プレス試験装置を用いて、熱間プレスを行い、熱間プレス鋼板部材を得た。このときの熱間プレスは、供試材を９００℃に４分間保持し、保持終了後３秒後に８５０℃の温度でプレスを施し、５０℃／秒で１００℃まで冷却する条件で行った。
１．熱間プレス鋼板部材の製造
表１に示す化学組成を有する鋼を試験転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、スラブとした。その後、試験熱間圧延機にて、得られたスラブを表２に示す条件にて、加熱した後、熱間圧延を実施した。熱延鋼板の板厚は、４．１〜２．４ｍｍの範囲で実施した。その後、ラボにて酸洗を行い、試験冷間圧延機で冷圧率を変更し板厚２．０ｍｍ冷延鋼板とした。冷延鋼板はその後、焼鈍試験装置にて焼鈍を実施した。冷間圧延および焼鈍条件を表２に併せて示す。得られた冷延鋼板を３００ｍｍ角に切り出し、平板の熱間プレス試験装置を用いて、熱間プレスを行い、熱間プレス鋼板部材を得た。このときの熱間プレスは、供試材を９００℃に４分間保持し、保持終了後３秒後に８５０℃の温度でプレスを施し、５０℃／秒で１００℃まで冷却する条件で行った。
なお、各表における下線が付された数値等は、その数値等が本発明の規定の範囲外であることを意味している。
２．熱間プレス鋼板部材の評価方法
焼鈍後の熱間プレス用鋼板および熱間プレスを施して得られた熱間プレス鋼板部材について以下の試験を行った。
焼鈍後の熱間プレス用鋼板および熱間プレスを施して得られた熱間プレス鋼板部材について以下の試験を行った。
（１）熱間プレス用鋼板の評価
（Ａ）鋼組織
鋼板の圧延方向に平行な断面について、ナイタールエッチングを施し、走査型電子顕微鏡を用いて、５０００倍の倍率で２０視野の鋼組織を観察した。球状化セメンタイトは、アスペクト比が３．０未満で大きさ０．１μｍ以上のセメンタイトとして、全セメンタイトに占める面積割合と平均粒径を求めた。球状化セメンタイトの平均粒径は、ドットによる画像解析にて個々の球状化セメンタイトの面積を求め、そこから得られた面積を有する真円の直径を求めて、これらを平均化することにより求めた。セメンタイトのアスペクト比は、個々のセメンタイトの形状から長径を求め、その長径に直角な方向の径を短径とし、長径／短径の比として求めた。
（Ａ）鋼組織
鋼板の圧延方向に平行な断面について、ナイタールエッチングを施し、走査型電子顕微鏡を用いて、５０００倍の倍率で２０視野の鋼組織を観察した。球状化セメンタイトは、アスペクト比が３．０未満で大きさ０．１μｍ以上のセメンタイトとして、全セメンタイトに占める面積割合と平均粒径を求めた。球状化セメンタイトの平均粒径は、ドットによる画像解析にて個々の球状化セメンタイトの面積を求め、そこから得られた面積を有する真円の直径を求めて、これらを平均化することにより求めた。セメンタイトのアスペクト比は、個々のセメンタイトの形状から長径を求め、その長径に直角な方向の径を短径とし、長径／短径の比として求めた。
（Ｂ）機械特性
得られた鋼板に対して、引張試験および限界曲げ試験を実施した。
（ａ）引張試験
各鋼板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向からＪＩＳ５号引張試験を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張試験を行い、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥｌおよびｒ値を測定した。また、上記３方向のｒ値から平均ｒ値を求めた。
得られた鋼板に対して、引張試験および限界曲げ試験を実施した。
（ａ）引張試験
各鋼板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向からＪＩＳ５号引張試験を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張試験を行い、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥｌおよびｒ値を測定した。また、上記３方向のｒ値から平均ｒ値を求めた。
平均ｒ値は、圧延方向のｒ値（ｒ０°値）、圧延方向と４５°をなす方向のｒ値（ｒ４５°値）、圧延方向と直行する方向のｒ値（ｒ９０°値）を用いて、上記式(6)により求めた。
（ｂ）限界曲げ試験
各鋼板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向から、３００Ｌ×３０Ｗの曲げ試験片を採取し、板厚の３倍（３ｔ）〜密着まで０．５ｔピッチ（ｔ：板厚）で、ＪＩＳＺ２２４８に記載されている方法に準拠して曲げ試験を実施した。そして、鋼板の曲げ部に目視で割れが認められない最小の板厚を限界曲げ半径とした。ただし、密着状態でも割れが認められない場合には「密着」とした。なお、評価にあたっては、３方向の限界曲げ試験のうち最も劣った結果をその鋼板の限界曲げ半径とした。
各鋼板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向から、３００Ｌ×３０Ｗの曲げ試験片を採取し、板厚の３倍（３ｔ）〜密着まで０．５ｔピッチ（ｔ：板厚）で、ＪＩＳＺ２２４８に記載されている方法に準拠して曲げ試験を実施した。そして、鋼板の曲げ部に目視で割れが認められない最小の板厚を限界曲げ半径とした。ただし、密着状態でも割れが認められない場合には「密着」とした。なお、評価にあたっては、３方向の限界曲げ試験のうち最も劣った結果をその鋼板の限界曲げ半径とした。
（２）熱間プレス鋼板部材の評価
（Ａ）機械特性
（ａ）引張試験
熱間プレス後の熱間プレス鋼板部材について、上記熱間プレス用鋼板の場合と同様に引張試験を行い、引張強度を求めた。
（Ａ）機械特性
（ａ）引張試験
熱間プレス後の熱間プレス鋼板部材について、上記熱間プレス用鋼板の場合と同様に引張試験を行い、引張強度を求めた。
（ｂ）シャルピー衝撃試験
熱間プレス鋼板部材からシャルピー試験片を切り出してシャルピー衝撃試験を実施した。
熱間プレス鋼板部材からシャルピー試験片を切り出してシャルピー衝撃試験を実施した。
試験片は、５枚を重ね合わせてビス止めをして板厚１０ｍｍとしたものであり、試験片形状は、ＪＩＳＺ２２０２に記載されているＶノッチシャルピー試験片とした。試験方法は、ＪＩＳＺ２２４２に記載されている方法に準じ、−１２０℃温度における吸収エネルギーを調査した。
３．熱間プレス鋼板部材の評価結果
評価結果を表３に示す。
評価結果を表３に示す。
（１）本発明例
本発明である供試材Ｎｏ．１〜１５は、圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、限界曲げ半径≦０．５ｔであり、かつ平均ｒ値が０．８０以上であり、加工性に優れている。
本発明である供試材Ｎｏ．１〜１５は、圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、限界曲げ半径≦０．５ｔであり、かつ平均ｒ値が０．８０以上であり、加工性に優れている。
（２）比較例
供試材Ｎｏ．１６は、スラブ加熱温度が１１８０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．１６は、スラブ加熱温度が１１８０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．１７は、仕上熱間圧延前の粗バーの温度が１０７０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．１８は、仕上温度が８４０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．１９は、仕上熱間圧延後の平均冷却速度が７５℃／秒と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２０は、巻取温度が６９０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２１は、冷間圧延時の冷圧率が５１．２%と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２２は、焼鈍温度が５８０℃と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２３および２６は、焼鈍温度が７７０℃と本発明外であった。そのため、球状化セメンタイトの平均粒径が本発明外となった。そのため、熱間プレス鋼板部材の引張強度が１３００ＭＰａ未満となりシャルピー吸収エネルギーが劣化した。
供試材Ｎｏ．２４は、焼鈍時間が０．４時間と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２５は、焼鈍時間が２１時間と本発明外であった。そのため、熱間プレス鋼板部材の引張強度が１３００ＭＰａ未満となりシャルピー吸収エネルギーが劣化した。
供試材Ｎｏ．２７は、焼鈍後の冷却速度が６４０℃／時と本発明外であった。そのためセメンタイトではなくパーライトが生成し、熱間プレス用鋼板が硬質となった。したがってＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２７は、焼鈍後の冷却速度が６４０℃／時と本発明外であった。そのためセメンタイトではなくパーライトが生成し、熱間プレス用鋼板が硬質となった。したがってＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ．２８は、Ｃ含有量が０．２７%と本発明外であった。そのため、熱間プレス用鋼板が硬質となり、ＴＳおよびＹＰが高く、Ｅｌおよび平均ｒ値が低く、曲げ性に劣っていた。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％およびＮ：０．００６％以下を含有し、さらに下記式(1)を満足するＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式(2)を満足する化学組成を有し、
フェライトとセメンタイトとからなるとともに、前記セメンタイトの６０面積％以上が球状化セメンタイトであり、前記球状化セメンタイトの平均粒径が１．０μｍ以下である鋼組織を有し、
圧延方向に対して０°方向、４５°方向および９０°方向のすべてにおいて、ＴＳ≦５４０ＭＰa、ＹＰ≦３２０ＭＰa、Ｅｌ≧２６％、かつ限界曲げ半径≦０．５ｔ（ｔ：板厚）であり、さらに平均ｒ値が０．８０以上である機械特性を有することを特徴とする熱間プレス用鋼板。
０．００２≦Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０４ (1)
Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０ (2)
ここで、式(1)および(2)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０３質量％以下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。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するとともに、下記式(3)を満足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。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎi≦２．０ (3)
ここで、式(3)における元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＣａ：０．００５％以下からなる群から選ばれた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１〜３のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を備えることを特徴とする熱間プレス用鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を含有するスラブを１２００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを１０８０℃以上として仕上熱間圧延を施し、かつ８５０℃超９８０℃以下で仕上熱間圧延を完了し、熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｃ）前記熱間圧延鋼板に、前記仕上熱間圧延完了後に７０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃超８５０℃以下で巻き取る冷却・巻取り工程；
（Ｄ）前記冷却・巻取り工程後の熱間圧延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｅ）前記酸洗鋼板に冷圧率２０％以上５０％未満の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｆ）前記冷間圧延鋼板を５９０℃〜７６０℃の温度域で０．５〜２０時間焼鈍し、その後６００℃/時以下の冷却速度で室温まで冷却する焼鈍工程。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用鋼板を８５０〜１０００℃の温度域に３分間以上保持し、当該保持終了後３０秒間以内に７００℃以上の温度域でプレスを施し、１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却することを特徴とする熱間プレス鋼板部材の製造方法。
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