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WO2011021724A1 - ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法 - Google Patents

ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2011021724A1
WO2011021724A1 PCT/JP2010/064432 JP2010064432W WO2011021724A1 WO 2011021724 A1 WO2011021724 A1 WO 2011021724A1 JP 2010064432 W JP2010064432 W JP 2010064432W WO 2011021724 A1 WO2011021724 A1 WO 2011021724A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
hot press
less
press member
mpa
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2010/064432
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
小林聡雄
船川義正
瀬戸一洋
景山誠之
山本徹夫
星亨
横田毅
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to AU2010285619A priority Critical patent/AU2010285619B2/en
Priority to MX2012002200A priority patent/MX2012002200A/es
Priority to EP10810060.3A priority patent/EP2468911B1/en
Priority to KR1020127004531A priority patent/KR101291010B1/ko
Priority to CN201080036895.4A priority patent/CN102482750B/zh
Priority to CA2770585A priority patent/CA2770585C/en
Priority to US13/390,198 priority patent/US8628630B2/en
Priority to BR112012003763-3A priority patent/BR112012003763B1/pt
Publication of WO2011021724A1 publication Critical patent/WO2011021724A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a hot press member which can be heated at the same time as a steel plate heated in a die and a die and is rapidly cooled to increase the strength.
  • the present invention relates to a hot press member having a tensile strength TS of 980 to 2130 MPa and a small decrease in surface hardness, a steel plate for the hot press member, and a method for manufacturing the hot press member.
  • Patent Document 1 a method of manufacturing a structural member called hot press or die quench, in which a heated steel plate is processed in a mold and simultaneously cooled to increase the strength, has attracted attention.
  • This manufacturing method has been put into practical use for manufacturing some members that require TS of 1.0 to 1.5 GPa.
  • the steel sheet is heated to around 950 ° C. and then processed at a high temperature, the problem of workability in cold pressing is reduced.
  • quenching is performed with a water-cooled mold, there is an advantage that the strength of the member can be increased by using the transformation structure, and the amount of the alloy element added to the steel plate as the material can be reduced.
  • An object of the present invention is to provide a hot press member having a TS of 980 to 2130 MPa with a small decrease in surface hardness, a steel plate for the hot press member, and a method for producing the hot press member.
  • TS of a hot press member here is TS of the steel plate which comprises the member after a hot press.
  • the cause of the decrease in the surface hardness is a decarburized layer having a thickness of several tens to several hundreds of ⁇ m that is generated on the surface layer of the steel sheet after the steel sheet is heated before hot pressing and is cooled by a series of hot press processes. It is. ii) In order to prevent the formation of such a decarburized layer, it is effective to add 0.002 to 0.03% of Sb by mass% to the steel sheet for hot press members.
  • the present invention has been made based on such knowledge, and in mass%, C: 0.09 to 0.38%, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 0.5 to 3.0. %, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.005 to 0.1%, N: 0.01% or less, Sb: 0.002 to 0.03%
  • the present invention provides a hot press member characterized in that the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the tensile strength TS is 980 to 2130 MPa.
  • Ni: 0.01 to 5.0%, Cu: 0.01 to 5.0%, Cr: 0.01 to 5.0%, Mo: At least one selected from 0.01 to 3.0% can be contained.
  • Ti 0.005 to 3.0%
  • Nb 0.005 to 3.0%
  • V 0.005 to 3.0%
  • W 0.005 to 3.0%
  • REM 0.0005 to 0.01%
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005
  • At least one selected from ⁇ 0.01% can be contained individually or simultaneously.
  • Hot press members having various strength levels such as 2130 MPa, 1770 MPa to 1960 MPa, 1470 MPa to 1770 MPa, 1180 MPa to 1470 MPa, 980 MPa to 1180 MPa can be obtained.
  • the content of Sb from the viewpoint of fatigue characteristics Is preferably 0.002 to 0.01%.
  • the present invention also provides a steel sheet for a hot press member having the above composition.
  • the hot press member having a desired strength level corresponding to the above C amount range is C% 0.34 to 0.38%, C: 0.29% or more and less than 0.34%, C: 0.
  • Hot press of the present invention containing any C amount of 21% or more and less than 0.29%, C: 0.14% or more and less than 0.21%, or C: 0.09% or more and less than 0.14%
  • the member steel plate is heated at a heating rate of 1 ° C./second or more, held in the temperature range of Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 150 ° C.) for 1 to 600 seconds, and in a temperature range of 550 ° C.
  • the member can be manufactured by a method in which hot pressing is started and the average cooling rate up to 200 ° C. is set to 3 ° C./second or more. At this time, after hot pressing, the member is preferably taken out of the mold and cooled using liquid or gas.
  • a hot press member having a TS of 980 to 2130 MPa with a small decrease in surface hardness can be produced.
  • the hot press member of the present invention is suitable for a structural member for ensuring safety at the time of collision such as a door guard, a side member, and a center pillar of an automobile.
  • C 0.09 to 0.38%
  • C is an element that improves the strength of steel.
  • the amount In order to increase the TS of the hot-pressed member to 980 MPa or more, the amount needs to be 0.09% or more.
  • the C content is 0.09 to 0.38%.
  • the C amount In particular, to obtain a TS of 1960 to 2130 MPa, the C amount is 0.34 to 0.38%, and to obtain a TS of 1770 MPa or more and less than 1960 MPa, the C amount is 0.29% or more and less than 0.34%, 1470 MPa.
  • the C amount is 0.21% or more and less than 0.29%, and in order to obtain a TS of 1180 MPa or more and less than 1470 MPa, the C amount is 0.14% or more and less than 0.21%, 980 MPa. In order to obtain a TS of less than 1180 MPa, the C content is preferably 0.09% or more and less than 0.14%.
  • Si 0.05 to 2.0% Si, like C, is an element that improves the strength of steel, and in order to increase the TS of the hot press member to 980 MPa or more, the amount needs to be 0.05% or more.
  • the Si content is 0.05 to 2.0%.
  • Mn 0.5 to 3.0%
  • Mn is an element effective for improving the hardenability and also an element effective for lowering the heating temperature before hot pressing because it lowers the Ac 3 transformation point. In order to exhibit such an effect, the amount needs to be 0.5% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 3.0%, it segregates and the uniformity of the characteristics of the raw steel plate and hot press member is lowered. Therefore, the Mn content is 0.5 to 3.0%.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the amount of P is 0.001% or more.
  • Al 0.005 to 0.1%
  • Al is added as a deoxidizer for steel. In order to exhibit such an effect, the amount needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, blanking workability and hardenability of the raw steel plate are lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.1%.
  • N 0.01% or less
  • the amount of N exceeds 0.01%, a nitride of AlN is formed during hot rolling or heating for hot pressing, and blanking workability of the raw steel plate Reduces hardenability. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • Sb 0.002 to 0.03%
  • Sb is the most important element in the present invention, and has the effect of suppressing the decarburization layer generated in the surface layer of the steel sheet between the time when the steel sheet is heated before hot pressing and the time when the steel sheet is cooled by a series of hot press processes. Have. In order to exhibit such an effect, the amount needs to be 0.002% or more. More preferably, it is 0.003% or more. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.03%, the rolling load increases and the productivity is lowered. Therefore, the Sb amount is set to 0.002 to 0.03%.
  • the hot press member of the present invention is mainly applied to a structural member for ensuring safety at the time of collision such as a door guard, a side member, and a center pillar of an automobile.
  • the Sb amount is preferably 0.002 to 0.01%.
  • Ni 0.01 to 5.0%
  • Cu 0.01 to 5.0%
  • Cr 0.01 to 5.0%
  • Mo At least one selected from 0.01 to 3.0%
  • Nb 0.005 to 3.0%
  • V 0.005 to 3.0%
  • W at least one selected from 0.005 to 3.0%
  • B 0.0005 to 0.05%
  • REM 0.0005 to 0.01%
  • Ca 0 It is preferable to contain at least one selected from .0005 to 0.01% and Mg: 0.0005 to 0.01% individually or simultaneously.
  • Ni 0.01 to 5.0%
  • Ni is an element effective for strengthening steel and improving hardenability. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit is preferably set to 5.0%.
  • Cu 0.01 to 5.0%
  • Cu is an element effective for strengthening steel and improving hardenability. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the amount of Cu exceeds 5.0%, a significant cost increase is caused, so the upper limit is preferably set to 5.0%.
  • Cr 0.01 to 5.0% Cr, like Cu and Ni, is an element effective for strengthening steel and improving hardenability. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 5.0%, the cost is significantly increased, so the upper limit is preferably set to 5.0%.
  • Mo 0.01 to 3.0% Mo, like Cu, Ni and Cr, is an element effective for strengthening steel and improving hardenability. Moreover, it has the effect of suppressing the growth of crystal grains and improving toughness by making the grains fine. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 3.0%, the cost is significantly increased, so the upper limit is preferably set to 3.0%.
  • Ti 0.005 to 3.0%
  • Ti is an element effective for strengthening steel and improving toughness by refining. Further, it is also an element effective for forming a nitride in preference to B described below and exhibiting the effect of improving hardenability by solid solution B. In order to develop such an effect, the amount is preferably 0.005% or more.
  • the upper limit is preferably set to 3.0%. .
  • Nb 0.005 to 3.0%
  • Nb is an element effective for strengthening steel and improving toughness by refining.
  • the amount is preferably 0.005% or more.
  • the upper limit is preferably made 3.0%.
  • V 0.005 to 3.0%
  • V is an element effective for strengthening steel and improving toughness by refining. Moreover, it precipitates as a precipitate and a crystallized substance, becomes a hydrogen trap site, and improves hydrogen embrittlement resistance. In order to develop such an effect, the amount is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the amount of V exceeds 3.0%, the precipitation of carbonitrides becomes remarkable and the ductility is remarkably lowered. Therefore, the upper limit is preferably made 3.0%.
  • W 0.005 to 3.0%
  • W is an element effective for strengthening steel, improving toughness, and improving hydrogen embrittlement resistance.
  • the amount is preferably 0.005% or more.
  • the upper limit is preferably made 3.0%.
  • B 0.0005 to 0.05%
  • B is an element effective for improving the hardenability during hot pressing and toughness after hot pressing.
  • the amount is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit is preferably 0.05%.
  • REM 0.0005 to 0.01% REM is an element effective for controlling the shape of inclusions, and contributes to improvement of ductility and hydrogen embrittlement resistance. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the amount of REM exceeds 0.01%, the hot workability deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.01%.
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Ca is an element effective for controlling the form of inclusions, and contributes to improvement of ductility and hydrogen embrittlement resistance. In order to exhibit such an effect, the amount is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit is preferably 0.01%.
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • Mg is also an element effective for controlling the form of inclusions, and improves ductility, generates composite precipitates and crystallized products with other elements, and contributes to improvement of hydrogen embrittlement resistance.
  • the amount is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.01%.
  • the microstructure of the hot press member of the present invention is not particularly limited as long as it is a quenched structure obtained by a normal hot press.
  • a hot press a heated steel sheet is rapidly cooled at the same time as being processed in a mold, and therefore, in the component composition range of the present invention, a hardened structure mainly composed of a martensite phase tends to be formed.
  • the structure is preferably a structure close to a single phase structure in order to improve the workability. From this viewpoint, it is preferable that the structure is a structure close to a martensite single phase and the area ratio of the martensite phase in the entire structure is 90% or more. In order to stably secure a TS of 980 to 2130 MPa targeted by the present invention, it is preferable that the area ratio of the martensite phase in the entire structure is 90% or more. This is because when the area ratio of the martensite phase is less than 90%, TS of 980 MPa or more may not be secured when the C content is low.
  • the area ratio of the martensite phase should be 90% or more in terms of the area ratio from the viewpoint of reducing the cost of ensuring the burring workability and the strength stably, and ensuring the required strength with the addition of as few components as possible. Is preferred. It is more preferably 96% or more, and may be 100%.
  • structures other than the martensite phase various structures such as a bainite phase, a retained austenite phase, a cementite phase, a pearlite phase, and a ferrite phase can be taken.
  • the area ratio of the martensite phase in the microstructure and the other phases can be obtained by image analysis of the structure photograph.
  • the decarburized layer is generated in the surface layer of the steel sheet together with scale generation when heat-treated in an oxidizing atmosphere such as air.
  • the crystal grain boundary becomes a preferential diffusion path of atoms as compared with the inside of the crystal grain. For this reason, oxidation easily proceeds at the grain boundary, and an eroded dent called a grain boundary oxidation part is generated.
  • Sb suppresses oxidation and decarburization by concentrating on the steel sheet surface layer in synchronization with scale generation.
  • the formation and growth of the grain boundary oxidation portion described above is also suppressed by the enrichment of Sb.
  • evaluation of Sb concentration can be performed by the following method.
  • Evaluation Method of Sb Concentration To measure the amount of Sb enrichment on the surface layer of the steel sheet before hot pressing, EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy, energy dispersive X-ray spectroscopy, which measures the energy of characteristic X-rays specific to the element) Line that scans the electron beam in a straight line on the steel plate surface using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) equipped with WDS (Wave-length Dispersive X-ray Spectroscopy), which measures wavelength This can be done by analysis or surface analysis that scans in a square shape.
  • EDS Electronic Probe Micro Analyzer
  • WDS Wide-length Dispersive X-ray Spectroscopy
  • the measurement conditions such as the acceleration voltage depend on the apparatus, but it is sufficient to set the count amount of Sb detected by the detector to 20 or more. Further, when the measurement time is shortened, it is sufficient that the scanning length of the electron beam is 15 mm or more in total in the line analysis and the scanning region is a square having a side of 2 mm or more in the surface analysis.
  • Sb-max / Sb-ave which is a ratio of the maximum intensity Sb-max to the average intensity Sb-ave of Sb in the measurement region, is used. If Sb-max / Sb-ave is 5 or less, the progress of cracks during fatigue on the steel sheet surface layer after hot pressing is suppressed.
  • Hot-press member steel plate of the present invention includes a hot-rolled steel plate having the composition of the hot-press member, a cold-rolled steel plate having a microstructure composed of a cold-rolled structure, and cold.
  • a steel sheet such as a cold-rolled steel sheet annealed after rolling can be used.
  • steel plates steel plates manufactured under normal conditions can be used.
  • a hot-rolled steel sheet a steel slab having the above composition is hot-rolled at a finish rolling entry temperature of 1100 ° C. or less and at a finish rolling exit temperature of Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 50 ° C.).
  • a steel sheet cooled under normal cooling conditions and wound at a normal winding temperature can be used.
  • the steel plate which cold-rolled said hot-rolled steel plate can be used as a cold-rolled steel plate.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 30% or more, and more preferably 50% or more in order to prevent abnormal grain growth during heating before hot pressing or subsequent annealing.
  • the upper limit of a rolling reduction shall be 85%.
  • a cold-rolled steel sheet annealed after cold rolling it is preferable to use a steel sheet obtained by annealing the above-described cold-rolled steel sheet at an annealing temperature not higher than the Ac 1 transformation point by a continuous annealing line.
  • a hard second phase such as a martensite phase, bainite phase or pearlite phase is generated in the microstructure after annealing, so the strength of the steel plate Please note that may be too high.
  • the following method is effective for this purpose. That is, at the time of hot rolling performed subsequent to the heating of the slab, in addition to descaling performed immediately before rolling in order to prevent scratches due to the scale being pushed into the steel plate by rolling, 1000 ° C. or more which is particularly remarkable for scale generation It is effective to repeat descaling three times or more after rolling at a rolling rate of 15% or more in the high temperature region, that is, to repeat the rolling and descaling three times or more.
  • descaling at a rolling rate of 15% or more is achieved by efficiently removing the scale by performing descaling in a state where the scale is destroyed to some extent by rolling at a rolling rate of 15% or more. This is to prevent excessive concentration and achieve homogenization. At this time, it is sufficient that the descaling water collision pressure is 5 MPa or more.
  • Hot-press conditions the conditions of the hot press performed normally may be applied.
  • the following hot press conditions are preferable.
  • the C amount is 0.21% or more and less than 0.29%, and in order to obtain a TS of 1180 MPa or more and less than 1470 MPa, the C amount is 0.14% or more and less than 0.21%, 980 MPa.
  • a hot press member having the desired strength level described above can be obtained stably.
  • a manufacturing method suitable for obtaining a structure having a martensite phase of 90% or more in area ratio will be described by taking as an example the case of manufacturing a hot-pressed member having a desired strength level corresponding to the above-described C amount range. That is, in mass%, C: 0.34 to 0.38%, C: 0.29% or more and less than 0.34%, C: 0.21% or more and less than 0.29%, C: 0.14% or more
  • the steel sheet for hot press members of the present invention containing any C amount of less than 0.21% and C: 0.09% or more and less than 0.14% is heated at a heating rate of 1 ° C./second or more.
  • the reason why the heating rate was set to 1 ° C./second or more is that when it is slower than 1 ° C./second, productivity is lowered and austenite grains cannot be refined during heating, and the toughness of the member is lowered after quenching. is there.
  • the heating rate is higher, and it is more preferable that the heating rate is 3 ° C./second or more. More preferably, it is 5 ° C./second or more.
  • the reason why the heating temperature is in the temperature range from Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 150 ° C.) is as follows.
  • the heating temperature is lower than the Ac 3 transformation point, a ferrite phase is generated after quenching and softens, so that a desired TS corresponding to each C amount range cannot be obtained.
  • the heating temperature exceeds (Ac 3 transformation point + 150 ° C.)
  • the temperature range from Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 100 ° C.) is preferable, and from Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 50 ° C.). A temperature range is more preferable.
  • the Ac 3 transformation point has no practical problem as long as it is obtained by the following equation, which is an empirical equation.
  • Ac 3 transformation point 881-206C + 53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu + 41Mo
  • the element symbol in a formula represents content (mass%) of each element.
  • the reason why the holding time is 1 to 600 seconds is as follows. If the holding time is less than 1 second, a sufficient amount of austenite phase is not generated at the time of heating, and the area ratio of the martensite phase after quenching decreases, so that a desired TS corresponding to each C amount range cannot be obtained. .
  • the holding time exceeds 600 seconds, it is disadvantageous in terms of thermal efficiency, and the amount of scale generated on the steel sheet surface increases, increasing the load of scale removal processing by shot blasting to be performed later. If the holding time is too long, the effect of preventing the formation of the decarburized layer by Sb becomes insufficient. Further, since the surface concentration of Sb may be non-uniform, it is more preferably 1 to 300 seconds.
  • the temperature at which the hot press is started is set to 550 ° C. or more, if it is less than 550 ° C., a soft ferrite phase or bainite phase is excessively generated during the cooling process, and a desired TS corresponding to each C amount range is secured. This is because it becomes difficult.
  • the hot press After the hot press is started, it is molded into a member shape and cooled in a hot press mold, or after being molded into a member shape, it is taken out from the mold and cooled immediately or during cooling in the mold. Cooling after the start of hot pressing needs to be 3 ° C./second or more at an average cooling rate up to 200 ° C. in order to ensure the area ratio of the martensite phase.
  • the punch is held at bottom dead center for 1 to 60 seconds during hot pressing, and the member is cooled using a die and a punch.
  • the member is cooled by combining this with air cooling.
  • the cooling rate is preferably about 400 ° C./second or less.
  • the mold used in the hot press has a punch width of 70 mm, a punch shoulder R4 mm, a die shoulder R4 mm, and a molding depth of 30 mm.
  • the heating is performed using either an infrared heating furnace or an atmosphere heating furnace depending on the heating rate, and 95 vol. % N 2 +5 vol. Performed in a% O 2 atmosphere.
  • Cooling was performed by combining sandwiching between the punch and die of the steel sheet and air cooling on the die released from the sandwiching, and cooling from the press (starting) temperature to 150 ° C. At this time, the cooling rate was adjusted by changing the time for holding the punch at the bottom dead center in the range of 1 to 60 seconds. Further, a part of the members (member No.
  • a JIS No. 5 tensile test piece having a tensile direction in the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet is taken from the position of the hat bottom of the produced hot press member, and a tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241 to obtain TS. It was measured.
  • a tensile test piece finish it with normal machining, then polish the parallel part and R part (shoulder part) with # 300 to # 1500 paper, and buff with diamond paste. Removed mechanical damage. This is because when TS is at a super-high strength level as in the present invention, normal machining alone will cause early breakage from damaged parts (such as small scratches) due to machining during tensile testing, and the original TS cannot be evaluated. is there.
  • tissue near the collection position of a tensile test piece was investigated by said method.
  • the surface Vickers hardness was measured with a load of 10 kgf (98.07 N) according to JIS Z 2244. .
  • the number of measurement points was 10 and the average value was obtained.
  • the plate thickness section of the small piece was polished, and the Vickers hardness at the center of the plate thickness was measured with a load of 2 kgf (19.61 N) in accordance with JIS Z 2244. The number of measurement points was five, and the average value was obtained.
  • Hot press member No. 10 is the case where the C content exceeds the upper limit of the C content of the present invention, the TS exceeds the target of 2130 MPa, and the brittle fracture occurs when the automobile collides due to the extremely insufficient ductility. There is a concern that the necessary amount of collision energy absorption cannot be obtained. Hot press member No. No.
  • TS is in the range of 980 to 2130 MPa, and the decrease in surface hardness is small.
  • 1, 4, 5, 8, 12-22, as described above the desired TS corresponding to the C content range: 0.34-0.38%: 1960-2130 MPa was obtained, and the surface hardness decreased. Is also small.
  • Hot press member No. No. 11 is a hot press member No. 11 in which the Sb content is below the lower limit of the range of the present invention, and the composition and production conditions are almost the same. Compared to 4, the surface hardness is significantly reduced.
  • TS is in the range of 980 to 2130 MPa, and the decrease in surface hardness is small.
  • a hot press member No. 1 manufactured using the steel sheet for a hot press member according to the present invention having a C content of 0.29% or more and less than 0.34% under the above-described preferable hot press conditions.
  • a desired TS of 1770 MPa or more and less than 1960 MPa corresponding to C content range: 0.29% or more and less than 0.34% is obtained. It can be seen that the decrease in surface hardness is small.
  • Hot press member No. No. 11 is a hot press member No. 11 in which the Sb content is below the lower limit of the range of the present invention, and the composition and production conditions are almost the same. Compared to 4, the surface hardness is significantly reduced.
  • TS is in the range of 980 to 2130 MPa, and the decrease in surface hardness is small.
  • a hot press member No. 1 manufactured using the steel sheet for a hot press member according to the present invention having a C content of 0.21% or more and less than 0.29% under the above-described preferable hot press conditions. 1, 4, 5, 8, 12 to 22, as described above, a desired TS corresponding to the C content range: 0.21% or more and less than 0.29%: 1470 MPa or more and less than 1770 MPa is obtained. It can be seen that the decrease in hardness is small.
  • Steel plate no Using A to I, heating, holding, hot pressing, and cooling were performed under the hot pressing conditions shown in Table 8, and a hat-shaped hot pressing member No. 1 to 9 were produced.
  • the steel plate No. In A to C and E to I in addition to descaling before rolling performed in the hot rolling stage of steel sheet production, in a high temperature range of 1000 ° C. or higher, de-scaling is performed at a water collision pressure of 5 MPa or more immediately after rolling at a rolling rate of 15% or more. The scaling was repeated the number of times shown in Table 7.
  • Steel plate No. In D the latter descaling is not performed.
  • the hot press member No. of the present invention In 1-4 and 6-9, as described above, the desired TS corresponding to the C content range: 0.21% or more and less than 0.29%: 1470 MPa or more and less than 1770 MPa is obtained, and the decrease in surface hardness is small. .
  • the fatigue strength ratios are all equal to or higher than those of ordinary materials, and in particular, the hot press member No. 1 having an Sb amount of 0.002 to 0.01%. For 1, 2, 4, and 6 to 9, the fatigue strength ratio is 0.58 or more, indicating that the fatigue characteristics are excellent.
  • the steel plate No. 1 was subjected to descaling once immediately after rolling at a rolling rate of 15% or more in a high temperature region of 1000 ° C. or higher.
  • Hot press member No. C made of C. In No. 3, a normal fatigue strength ratio is obtained.
  • Steel plate No. 3 was descaled three times immediately after rolling at a rolling rate of 15% or more in a high temperature region of 1000 ° C. or higher.
  • a hot press member No. consisting of A, B, G, H, and I. In 1, 2, and 7-9, Sb-max / Sb-ave is 5 or less, and a particularly good fatigue strength ratio is obtained.
  • Hot press member No. No. 11 is a hot press member No. 11 in which the Sb content is below the lower limit of the range of the present invention, and the composition and production conditions are almost the same. Compared to 4, the surface hardness is significantly reduced.
  • TS is in the range of 980 to 2130 MPa, and the decrease in surface hardness is small.
  • the hot-press member No. 1 manufactured using the steel sheet for a hot-press member according to the present invention having a C content of 0.14% or more and less than 0.21% under the above-described preferable hot press conditions. 1, 4, 5, 8, 12 to 22, as described above, the desired TS corresponding to the C content range: 0.14% or more and less than 0.21%: 1180 MPa or more and less than 1470 MPa is obtained. It can be seen that the decrease in hardness is small.
  • Example 12 The hot press member No. of the present invention. In 1-3, 5-8, as described above, the desired TS corresponding to the C content range: 0.14% or more and less than 0.21% is obtained: 1180 MPa or more and less than 1470 MPa, and the decrease in surface hardness is small. .
  • the fatigue strength ratio is equal to or higher than that of a normal material, and in particular, the hot press member No. having an Sb amount of 0.002 to 0.01%. 1 to 3 and 5 to 7 show that the fatigue strength ratio is 0.58 or more and the fatigue characteristics are excellent.
  • Steel sheet No. 1 with an Sb content of 0.021% which was subjected to descaling once immediately after rolling at a rolling rate of 15% or more in a high temperature region of 1000 ° C. or higher in addition to normal descaling before rolling.
  • Hot press member No. H. In No. 8 a normal fatigue strength ratio is obtained.
  • Steel plate No. 3 was descaled three times immediately after rolling at a rolling rate of 15% or more in a high temperature region of 1000 ° C. or higher.
  • a hot press member No. A, C, G In 1, 3, and 7, Sb-max / Sb-ave is 5 or less, and a particularly good fatigue strength ratio is obtained.
  • Hot press member No. 2 is a hot press member No. 11 in which the Sb content is below the lower limit of the range of the present invention, and the composition and production conditions are almost the same. Compared to 4, the surface hardness is significantly reduced.
  • TS is in the range of 980 to 2130 MPa, and the decrease in surface hardness is small.
  • a hot press member No. 1 manufactured using the steel sheet for a hot press member according to the present invention having a C content of 0.09% or more and less than 0.14% under the above-described preferable hot press conditions. 1, 4, 5, 8, 12 to 22, as described above, a desired TS corresponding to the C content range: 0.09% or more and less than 0.14%: 980 MPa or more and less than 1180 MPa is obtained, and the surface It can be seen that the decrease in hardness is small.

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Abstract

表面硬度の低下が小さい980～2130MPaのTSを有するホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法を提供する。質量%で、C:0.09～0.38%、Si:0.05～2.0%、Mn:0.5～3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Al:0.005～0.1%、N:0.01%以下、Sb:0.002～0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度TSが980～2130MPaであることを特徴とするホットプレス部材。

Description

ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
　本発明は、ダイとパンチからなる金型内で加熱された鋼板を加工すると同時に急冷して高強度化の図られるホットプレス部材に関する。特に、９８０~２１３０ＭＰａの引張強度ＴＳを有する表面硬度の低下が小さいホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法に関する。
　従来、自動車などに用いられる構造部材は、所望の強度を有する鋼板をプレス加工して製造されている。近年、自動車車体の軽量化の要請に基づき、素材である鋼板としては、例えば板厚が１．０~４．０ｍｍ程度の高強度鋼板が望まれているが、鋼板を高強度化すればするほどその加工性は劣化し、鋼板を所望の部材形状に加工することが困難になる。
　そこで、特許文献１に記載されているように、加熱された鋼板を金型内で加工すると同時に急冷して高強度化を図るホットプレス又はダイクエンチと呼ばれる構造部材の製造方法が注目されている。この製造方法は、１．０~１．５ＧＰａのＴＳを必要とする一部の部材の製造に実用化されている。この方法では、鋼板を９５０℃前後に加熱した後高温で加工するため、冷間プレスにおける加工性の問題が軽減される。また、水冷された金型により焼入れるため、変態組織を利用して部材を高強度化でき、素材である鋼板の合金元素の添加量を削減できるというメリットがある。
英国特許第１４９０５３５号公報
　しかしながら、特許文献１に記載されているようなホットプレス部材では、表面硬度の大きな低下が認められ、耐摩耗性などの劣化を引き起こす場合が多い。
　本発明は、表面硬度の低下が小さい９８０~２１３０ＭＰａのＴＳを有するホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいうホットプレス部材のＴＳとは、ホットプレス後の部材を構成する鋼板のＴＳのことである。
　本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
　ｉ）表面硬度の低下の原因は、ホットプレス前に鋼板を加熱してからホットプレスの一連の処理によって鋼板を冷却するまでの間に鋼板表層部に生じる厚さ数１０~数１００μｍの脱炭層である。
　ｉｉ）こうした脱炭層の生成を防止するには、ホットプレス部材用鋼板に、質量％で、０．００２~０．０３％のＳｂを添加することが有効である。
　本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量％で、Ｃ：０．０９~０．３８％、Ｓｉ：０．０５~２．０％、Ｍｎ：０．５~３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５~０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００２~０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度ＴＳが９８０~２１３０ＭＰａであることを特徴とするホットプレス部材を提供する。
　本発明のホットプレス部材には、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１~５．０％、Ｃｕ：０．０１~５．０％、Ｃｒ：０．０１~５．０％、Ｍｏ：０．０１~３．０％の中から選択された少なくとも１種を含有させることができる。さらにまた、質量％で、Ｔｉ：０．００５~３．０％、Ｎｂ：０．００５~３．０％、Ｖ：０．００５~３．０％、Ｗ：０．００５~３．０％の中から選択された少なくとも１種や、Ｂ：０．０００５~０．０５％や、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％、Ｃａ：０．０００５~０．０１％、Ｍｇ：０．０００５~０．０１％の中から選択された少なくとも１種を、個別にあるいは同時に含有させることができる。
　本発明のホットプレス部材では、質量％で、Ｃ：０．３４~０．３８％、Ｃ：０．２９％以上０．３４％未満、Ｃ：０．２１％以上０．２９％未満、Ｃ：０．１４％以上０．２１％未満、Ｃ：０．０９％以上０．１４％未満とＣ量範囲を変えることにより、所望の強度レベル、例えばそれぞれのＣ量に対応して、１９６０~２１３０ＭＰａ、１７７０ＭＰａ以上１９６０ＭＰａ未満、１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満、１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満、９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満といった、各強度レベルのホットプレス部材を得ることができる。
　このとき、Ｃ：０．１４％以上０．２１％未満あるいはＣ：０．２１％以上０．２９％未満のＣ量を含有するホットプレス部材においては、疲労特性の観点から、Ｓｂの含有量が０．００２~０．０１％であることが好ましい。
　本発明は、また、上記の組成を有するホットプレス部材用鋼板を提供する。
　上記のＣ量範囲に対応した所望の強度レベルを有するホットプレス部材は、質量％で、Ｃ：０．３４~０．３８％、Ｃ：０．２９％以上０．３４％未満、Ｃ：０．２１％以上０．２９％未満、Ｃ：０．１４％以上０．２１％未満、Ｃ：０．０９％以上０．１４％未満のうちいずれかのＣ量を含有する本発明のホットプレス部材用鋼板を、１℃／秒以上の加熱速度にて加熱し、Ａｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋１５０℃）の温度域に１~６００秒間の保持後、５５０℃以上の温度域でホットプレスを開始し、２００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として冷却する方法により製造できる。
　このとき、ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが好ましい。
　本発明により、表面硬度の低下が小さい９８０~２１３０ＭＰａのＴＳを有するホットプレス部材を製造できるようになった。本発明のホットプレス部材は、自動車のドアガード、サイドメンバー、センタピラーのような衝突時の安全性を確保するための構造部材に好適である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、組成に関する「％」表示は特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　１）ホットプレス部材の組成
　Ｃ：０．０９~０．３８％
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のＴＳを９８０ＭＰａ以上にするには、その量を０．０９％以上とする必要がある。一方、Ｃ量が０．３８％を超えると、ＴＳを２１３０ＭＰａ以下にすることが困難となる。したがって、Ｃ量は０．０９~０．３８％とする。特に、１９６０~２１３０ＭＰａのＴＳを得るにはＣ量を０．３４~０．３８％に、１７７０ＭＰａ以上１９６０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．２９％以上０．３４％未満に、１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．２１％以上０．２９％未満に、１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．１４％以上０．２１％未満に、９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満のＴＳを得るには、Ｃ量を０．０９％以上０．１４％未満にすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０５~２．０％
　Ｓｉは、Ｃ同様、鋼の強度を向上させる元素であり、ホットプレス部材のＴＳを９８０ＭＰａ以上にするにはその量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えると、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥の発生が著しく増大するとともに、圧延荷重が増大したり、熱延鋼板の延性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量は０．０５~２．０％とする。
　Ｍｎ：０．５~３．０％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させるのに効果的な元素であり、また、Ａｃ３変態点を低下させるので、ホットプレス前の加熱温度を低下するにも有効な元素である。このような効果の発現のためにはその量を０．５％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．５~３．０％とする。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐ量が０．０５％を超えると、偏析して素材の鋼板およびホットプレス部材の特性の均一性が低下するとともに、靭性も著しく低下する。したがって、Ｐ量は０．０５％以下とする。なお、過度の脱Ｐ処理はコスト高を招くので、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓ量が０．０５％を超えると、ホットプレス部材の靭性が低下する。したがって、Ｓ量は０．０５％以下とする。
　Ａｌ：０．００５~０．１％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加される。このような効果の発現のためにはその量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、Ａｌ量は０．００５~０．１％とする。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ量が０．０１％を超えると、熱間圧延時やホットプレスを行うための加熱の際などにＡｌＮの窒化物を形成し、素材の鋼板のブランキング加工性や焼入れ性を低下させる。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。
　Ｓｂ：０．００２~０．０３％
　Ｓｂは、本発明で最も重要な元素であり、ホットプレス前に鋼板を加熱してからホットプレスの一連の処理によって鋼板を冷却するまでの間に鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。このような効果の発現のためにはその量を０．００２％以上とする必要がある。より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｓｂ量が０．０３％を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる。したがって、Ｓｂ量は０．００２~０．０３％とする。
　本発明のホットプレス部材は、主として自動車のドアガード、サイドメンバー、センタピラーのような衝突時の安全性を確保するための構造部材に適用される。なかでも、強度レベルが１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満あるいは１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満のホットプレス部材、すなわち、好適にはＣ：０．１４％以上０．２１％未満あるいはＣ：０．２１％以上０．２９％未満のＣ量を含有するホットプレス部材においては、疲労特性に優れることも要求される場合が多い。そのため、このＣ量を含有するホットプレス部材においては、Ｓｂ量は０．００２~０．０１％とすることが好ましい。これは、Ｓｂ量が０．０１％を超えると疲労特性が劣化する傾向にあるためである。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、Ｎｉ：０．０１~５．０％、Ｃｕ：０．０１~５．０％、Ｃｒ：０．０１~５．０％、Ｍｏ：０．０１~３．０％の中から選択された少なくとも１種や、Ｔｉ：０．００５~３．０％、Ｎｂ：０．００５~３．０％、Ｖ：０．００５~３．０％、Ｗ：０．００５~３．０％の中から選択された少なくとも１種や、Ｂ：０．０００５~０．０５％や、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％、Ｃａ：０．０００５~０．０１％、Ｍｇ：０．０００５~０．０１％の中から選択された少なくとも１種を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。
　Ｎｉ：０．０１~５．０％
　Ｎｉは、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ量が５．０％を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は５．０％とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．０１~５．０％
　Ｃｕは、Ｎｉ同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ量が５．０％を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は５．０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．０１~５．０％
　Ｃｒは、ＣｕやＮｉ同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ量が５．０％を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は５．０％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０１~３．０％
　Ｍｏは、Ｃｕ、ＮｉやＣｒ同様、鋼を強化するとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。また、結晶粒の成長を抑制し、細粒化により靭性を向上させる効果も有する。こうした効果の発現のためにはその量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ量が３．０％を超えると、著しいコスト高を招くため、その上限は３．０％とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５~３．０％
　Ｔｉは、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、次に述べるＢよりも優先して窒化物を形成して、固溶Ｂによる焼入れ性の向上効果を発揮させるのに有効な元素でもある。こうした効果の発現のためにはその量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ量が３．０％を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、ホットプレス部材の靭性が低下するので、その上限は３．０％とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．００５~３．０％
　Ｎｂは、Ｔｉ同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ量が３．０％を超えると、炭窒化物の析出が増大し、延性や耐遅れ破壊性が低下するので、その上限は３．０％とすることが好ましい。
　Ｖ：０．００５~３．０％
　Ｖは、ＴｉやＮｂ同様、鋼を強化するとともに、細粒化により靭性を向上させるのに有効な元素である。また、析出物や晶出物として析出し、水素のトラップサイトとなって耐水素脆性を高める。こうした効果の発現のためにはその量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ量が３．０％を超えると、炭窒化物の析出が顕著になり、延性が著しく低下するので、その上限は３．０％とすることが好ましい。
　Ｗ：０．００５~３．０％
　Ｗは、Ｖ同様、鋼の強化、靭性の向上、耐水素脆性の向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ量が３．０％を超えると、延性が著しく低下するので、その上限は３．０％とすることが好ましい。
　Ｂ：０．０００５~０．０５％
　Ｂは、ホットプレス時の焼入れ性やホットプレス後の靭性向上に有効な元素である。こうした効果の発現のためにはその量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ量が０．０５％を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に増大し、また、熱間圧延後にマルテンサイト相やベイナイト相が生じて鋼板の割れなどが生じるので、その上限は０．０５％とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％
　ＲＥＭは、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭ量が０．０１％を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は０．０１％とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００５~０．０１％
　Ｃａは、ＲＥＭと同様に、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性や耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が０．０１％を超えると、熱間加工性が劣化するので、その上限は０．０１％とすることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０００５~０．０１％
　Ｍｇも、介在物の形態制御に有効な元素であり、延性を向上させたり、他元素との複合析出物や複合晶出物を生成し、耐水素脆性の向上に寄与する。こうした効果の発現のためにはその量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ量が０．０１％を超えると、粗大酸化物や硫化物を生成して延性が低下するので、その上限は０．０１％とすることが好ましい。
　本発明のホットプレス部材のミクロ組織については、通常のホットプレスで得られる焼入れ組織であればよく、特に限定しない。なお、通常、ホットプレスでは加熱された鋼板を金型内で加工すると同時に急冷するため、本発明の成分組成範囲では、マルテンサイト相を主体とする焼入れ組織となりやすい。
　また、全てではないものの一部のホットプレス部材ではプレス成形後に部材の特定部に穴あけとバーリング加工を行い、ボルト締め付け用のねじ切りなどを行う場合がある。このようなバーリング加工を施す場合、その加工性を良好とするうえでは、組織は単相組織に近い組織とすることが好ましい。この観点からは、組織をマルテンサイト単相に近い組織とし、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を９０％以上にすることが好ましい。また、本発明が目標とする９８０~２１３０ＭＰａのＴＳを安定して確保する上でも、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を９０％以上にすることが好ましい。これは、マルテンサイト相の面積率が９０％未満になると、Ｃ含有量が低い場合に９８０ＭＰａ以上のＴＳが確保できない場合があるためである。
　マルテンサイト相の面積率は上記したように、バーリング加工性や強度の安定確保、また、できるだけ少ない成分添加で必要強度を確保するという低コスト化の観点から、面積率で９０％以上とすることが好ましい。９６％以上がより好ましく、１００％であってもよい。マルテンサイト相以外の組織としては、ベイナイト相、残留オーステナイト相、セメンタイト相、パーライト相およびフェライト相などの種々の組織をとりえる。
　なお、ミクロ組織中のマルテンサイト相やそれ以外の相の面積率は、組織写真を画像解析することにより求めることができる。
　脱炭層は大気などの酸化雰囲気で熱処理した際、スケール生成とともに鋼板表層で生じる。この時、結晶粒内に比較し、結晶粒界は原子の優先拡散経路となる。このため粒界で、酸化が進行し易く、粒界酸化部と呼ばれる侵食された凹みが生じる。Ｓｂは、スケール生成と同期し、鋼板表層に濃化することで、酸化および脱炭を抑制すると考えられる。先に述べた粒界酸化部の形成・成長もＳｂが濃化することで、抑制される。疲労破壊のように繰り返し応力が負荷された場合、部材を構成する鋼板の凹みや硬度が異なるなどの異常部分で割れが発生し易いため、疲労特性の向上にはこれらを低減することが有効である。Ｓｂを添加することで、酸化侵食による凹みの生成が抑制されるため割れの発生源が低減し、疲労特性は向上すると考えられる。ただし、Ｓｂは鉄に比較し、原子サイズが大きいためＳｂ濃化部は硬質化する。過度に濃化した場合、繰り返し応力の集中部となり、割れの発生源となる可能性があるため疲労特性も必要な場合は、ホットプレス前の鋼板表層における過度なＳｂ濃化部の形成を抑制することが好ましい。
　ここで、Ｓｂ濃化の評価は、以下の方法で行える。
Ｓｂ濃化の評価方法：　ホットプレス前で鋼板表層のＳｂ濃化量を測定するには、元素固有の特性Ｘ線のエネルギーを計測するＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ−ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、エネルギー分散型Ｘ線分光法）や波長を計測するＷＤＳ（Ｗａｖｅ−ｌｅｎｇｔｈ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ−ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、波長分散型Ｘ線分光法）を搭載したＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用い、鋼板表層で電子線を直線に走査する線分析や四角形状に走査する面分析で可能である。この時、加速電圧などの測定条件は、装置に依存するが、前記の検出器で検出されるＳｂのカウント量を２０以上とすれば十分である。また、測定時間を短縮した場合など、線分析では電子線の走査長さをトータルで１５ｍｍ以上、面分析では走査領域を一辺が２ｍｍ以上の四角形とすれば十分である。Ｓｂ濃化の評価指標としては、測定領域内のＳｂの平均強度Ｓｂ−ａｖｅに対する最高強度Ｓｂ−ｍａｘの割合であるＳｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅを用いる。Ｓｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅが５以下であれば、ホットプレス後の鋼板表層での疲労時の亀裂の進展は抑制される。
　２）ホットプレス部材用鋼板
　本発明のホットプレス部材用鋼板には、上記のホットプレス部材の組成を有する熱延鋼板、冷間圧延組織からなるミクロ組織を有する冷間圧延ままの鋼板、冷間圧延後焼鈍された冷延鋼板などの鋼板を用いることができる。
　これらの鋼板には、通常の条件で製造された鋼板を用いることができる。例えば、熱延鋼板としては、上記の組成を有する鋼スラブを、１１００℃以下の仕上圧延入側温度、Ａｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋５０℃）の仕上圧延出側温度で熱間圧延し、通常の冷却条件で冷却し、通常の巻取温度で巻取った鋼板を用いることができる。また、冷間圧延ままの鋼板としては、上記の熱延鋼板を冷間圧延した鋼板を用いることができる。このとき、冷間圧延時の圧下率は、ホットプレス前の加熱時やその後の焼鈍時に異常粒成長を防止するために、３０％以上とすることが好ましく、５０％以上にすることがより好ましい。なお、圧延負荷が増し、生産性が低下するため、圧下率の上限は８５％にすることが好ましい。さらにまた、冷間圧延後焼鈍された冷延鋼板としては、上記の冷間圧延ままの鋼板を連続焼鈍ラインによりＡｃ１変態点以下の焼鈍温度で焼鈍した鋼板を用いることが好ましい。Ａｃ１変態点よりも高い焼鈍温度で焼鈍した鋼板を用いることもできるが、焼鈍後のミクロ組織にマルテンサイト相やベイナイト相やパーライト相などの硬質な第２相が生成するため、鋼板の強度が高くなり過ぎることがあるので注意を要する。
　疲労特性の向上を図るためには、熱間圧延後の鋼板表層において過度なＳｂ濃化を避けることが好ましく、それには以下の方法が有効である。すなわち、スラブの加熱に引き続き行われる熱間圧延時に、通常は圧延によりスケールが鋼板に押し込まれることによる傷を防止するため圧延の直前に行うデスケーリングに加えて、特にスケール生成の著しい１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率での圧延後にデスケーリングを行うことを３回以上繰り返すこと、すなわち前記圧延およびデスケーリングを３回以上繰り返すことが有効である。ここで、１５％以上の圧延率でデスケーリングを行うのは、１５％以上の圧延率での圧延によりスケールがある程度破壊された状態でデスケーリングを行うことでスケールを効率よく除去してＳｂの過度の濃化を防止して均質化を図るためである。なお、このとき、デスケーリングの水流衝突圧は５ＭＰａ以上であれば十分である。
　３）ホットプレス条件
　ホットプレス条件としては、通常行なわれるホットプレスの条件を適用してよい。なお、上記したように、組織をマルテンサイト単相に近い組織、すなわちマルテンサイト相を面積率で９０％以上有する組織とする上では、下記ホットプレス条件とすることが好ましい。下記のホットプレス条件とした場合、Ｃ量範囲を調整することで、所望の強度レベルのホットプレス部材を製造することが容易となる。例えば、１９６０~２１３０ＭＰａのＴＳを得るにはＣ量を０．３４~０．３８％に、１７７０ＭＰａ以上１９６０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．２９％以上０．３４％未満に、１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．２１％以上０．２９％未満に、１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．１４％以上０．２１％未満に、９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満のＴＳを得るにはＣ量を０．０９％以上０．１４％未満に調整することで、安定して上記した所望の強度レベルのホットプレス部材とすることができる。以下、マルテンサイト相を面積率で９０％以上有する組織とする上で好適な製造方法について、上述したＣ量範囲に対応した所望の強度レベルのホットプレス部材を製造する場合を例に説明する。すなわち、質量％で、Ｃ：０．３４~０．３８％、Ｃ：０．２９％以上０．３４％未満、Ｃ：０．２１％以上０．２９％未満、Ｃ：０．１４％以上０．２１％未満、Ｃ：０．０９％以上０．１４％未満のうちいずれかのＣ量を含有する本発明のホットプレス部材用鋼板を、１℃／秒以上の加熱速度にて加熱し、オーステナイト単相となるＡｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋１５０℃）の温度域で１~６００秒間の保持後、５５０℃以上の温度域でホットプレスを開始し、２００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として冷却する。
　加熱速度を１℃／秒以上としたのは、１℃／秒より遅いと、生産性が低下するとともに、加熱時にオーステナイト粒の細粒化が図れず、焼入れ後に部材の靱性が低下するためである。部材の旧オーステナイト粒を細かくする上では、加熱速度は速い方が好ましく、３℃／秒以上とすることがより好ましい。さらに好ましくは５℃／秒以上である。
　加熱温度をＡｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋１５０℃）の温度域としたのは下記の理由による。加熱温度がＡｃ３変態点を下回る場合には、焼入れ後にフェライト相が生成して軟質化するため、各Ｃ量範囲に対応した所望のＴＳが得られない。逆に加熱温度が（Ａｃ３変態点＋１５０℃）を上回る場合には、熱効率の上で不利になるとともに、鋼板表面に生成するスケールの量が多くなり、後に行うショットブラストなどによるスケール除去処理の負荷が増大する。なお、熱効率を高め、スケールの生成量を極力えるためには、Ａｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋１００℃）の温度域が好ましく、Ａｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋５０℃）の温度域がより好ましい。
　なお、Ａｃ３変態点は、経験式である次の式により求めれば、実用上問題ない。
Ａｃ３変態点＝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％）を表す。
　保持時間を１~６００秒間としたのは以下の理由による。保持時間が１秒間未満だと、加熱時に十分な量のオーステナイト相が生成せず、焼入れ後のマルテンサイト相の面積率が減少するため、各Ｃ量範囲に対応した所望のＴＳが得られない。保持時間が６００秒間を超えると、熱効率の上で不利になるとともに、鋼板表面に生成するスケールの量が多くなり、後に行うショットブラストなどによるスケール除去処理の負荷が増大する。保持時間が長すぎると、Ｓｂによる脱炭層生成の防止作用が不十分になる。また、Ｓｂの表面濃化が不均一になる場合があるので、より好ましくは１~３００秒間である。
　ホットプレスを開始する温度を５５０℃以上としたのは、５５０℃未満だと、冷却過程で軟質なフェライト相やベイナイト相が過剰に生成して各Ｃ量範囲に対応した所望のＴＳを確保することが困難になるためである。
　ホットプレス開始後は、ホットプレスの金型の中にて部材形状に成形するとともに冷却し、あるいは部材形状に成形した後、直ちにまたは金型内での冷却途中で金型から取り出して冷却する。ホットプレス開始後の冷却は、マルテンサイト相の面積率を確保するため、２００℃までの平均冷却速度で３℃／秒以上とする必要がある。冷却方法としては、例えば、ホットプレス中にパンチを下死点にて１~６０秒間保持し、ダイとパンチを用いて部材を冷却する。あるいはこれに空冷を組み合わせて部材を冷却する。さらにホットプレス後に部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することが、生産性の向上や各Ｃ量範囲に対応した所望のＴＳを確保する観点から好ましい。なお、生産コストを過剰に増大させないという観点からは、冷却速度は概ね４００℃／秒以下とすることが好ましい。
　表１に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｐを用い、表２に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~２２を作製した。なお、表１に示すＡｃ３変態点は、上記の経験式より求めたものである。
　ホット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である。加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、９５ｖｏｌ．％Ｎ２＋５ｖｏｌ．％Ｏ２雰囲気中で行った。また、冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス（開始）温度から１５０℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を１~６０秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。また、一部部材（部材Ｎｏ．２０）は、ホットプレスでの成形直後に金型より取り出し、空気を用いて強制冷却した。このとき、これら冷却における冷却速度は、プレス開始温度から２００℃までの平均の冷却速度とした。なお、温度はハット底部の位置にて熱電対を用いて測定した。
　そして、作製したホットプレス部材のハット底部の位置から鋼板の圧延方向に平行な方向を引張方向とするＪＩＳ　５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、ＴＳを測定した。なお、引張試験片の加工の際には、通常の機械加工で仕上げた後、平行部およびＲ部（肩部）を＃３００~＃１５００のペーパーで研磨し、さらにダイヤモンドペーストでバフ研磨して、機械加工による損傷を除去した。これは、ＴＳが本発明のような超高強度のレベルでは、通常の機械加工のみでは引張試験時に機械加工による損傷部分（小さなキズなど）から早期破断が起こり、本来のＴＳが評価できないためである。また、引張試験片の採取位置近傍の組織を、上記の方法により調査した。
　また、引張試験片の採取位置の近傍から切り出した小片を酸洗して表面のスケールを除去した後、表面のビッカース硬度を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して荷重１０ｋｇｆ（９８．０７Ｎ）で測定した。測定点数は１０点とし、それらの平均値を求めた。なお、表面硬度の低下の程度を明確にするため、小片の板厚断面を研磨し、板厚中心部のビッカース硬度を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して荷重２ｋｇｆ（１９．６１Ｎ）で測定した。測定点数は５点とし、それらの平均値を求めた。
　さらに、引張試験片の採取位置の近傍から切り出した小片の板厚断面を研磨し、ナイタール腐食して、１／４板厚付近のＳＥＭ像を各２視野撮影して、マルテンサイト相かそれ以外の相かの区別を行って、画像解析によりマルテンサイト相の面積率を測定した。このとき、面積率は２視野の平均値である。
　結果を表２に示す。ホットプレス部材Ｎｏ．１０はＣ含有量が本発明のＣ含有量の上限を上回る場合であり、ＴＳが目標とする２１３０ＭＰａを超えており、延性が極端に不足することで自動車が衝突した際に脆性的な破壊を起こし、必要な衝突エネルギー吸収量が得られないという懸念がある。ホットプレス部材Ｎｏ．１１は、Ｓｂ含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材Ｎｏ．４に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが９８０~２１３０ＭＰａの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、Ｃ量が０．３４~０．３８％の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材Ｎｏ．１、４、５、８、１２~２２では、上記したようにＣ含有量範囲：０．３４~０．３８％に対応した所望のＴＳ：１９６０~２１３０ＭＰａが得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表３に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｐを用い、表４に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~２２を作製した。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
　結果を表４に示す。ホットプレス部材Ｎｏ．１１は、Ｓｂ含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材Ｎｏ．４に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが９８０~２１３０ＭＰａの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、Ｃ量が０．２９％以上０．３４％未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材Ｎｏ．１、４、５、８、１２~２２では、上記したようにＣ含有量範囲：０．２９％以上０．３４％未満に対応したＴＳ：１７７０ＭＰａ以上１９６０ＭＰａ未満の所望のＴＳが得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表５に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｐを用い、表６に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~２２を作製した。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
　結果を表６に示す。ホットプレス部材Ｎｏ．１１は、Ｓｂ含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材Ｎｏ．４に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが９８０~２１３０ＭＰａの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、Ｃ量が０．２１％以上０．２９％未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材Ｎｏ．１、４、５、８、１２~２２では、上記したようにＣ含有量範囲：０．２１％以上０．２９％未満に対応した所望のＴＳ：１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表７に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｉを用い、表８に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~９を作製した。ここで、鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｃ、Ｅ~Ｉでは、鋼板製造の熱延段階で行う圧延前のデスケーリングに加え、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後に水流衝突圧５ＭＰａ以上でデスケーリングを行うことを表７に示す回数繰り返した。鋼板Ｎｏ．Ｄでは、後者のデスケーリングは行っていない。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。また、上記の方法のうちＥＤＳを搭載したＥＰＭＡを用い、線分析によりＳｂの濃化の程度をＳｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅで評価した。さらに、ホットプレス部材のハット底部の位置から疲労試験片を複数枚作製し、片振り引張疲労試験を行って、１０７回繰り返し負荷においても未破断となる最大の応力の平均を疲労強度とし、疲労強度比（＝疲労強度／ＴＳ）を求めた。通常、ＴＳが１１８０ＭＰａを超えマルテンサイト単相からなる鋼板の疲労強度比は０．５５程度であるため、本発明では疲労強度比が０．５８を超える場合を優れた疲労特性を有するとした。
　結果を表８に示す。本発明のホットプレス部材Ｎｏ．１~４、６~９では、上記したようにＣ含有量範囲：０．２１％以上０．２９％未満に対応した所望のＴＳ：１４７０ＭＰａ以上１７７０ＭＰａ未満が得られ、かつ表面硬度の低下は小さい。本発明範囲外のＳｂ量が低いホットプレス部材Ｎｏ．５は、表面硬度の著しい低下が認められる。
　疲労強度比は、いずれも通常の材料と同等以上であり、特にＳｂ量が０．００２~０．０１％であるホットプレス部材Ｎｏ．１、２、４、６~９では、疲労強度比が０．５８以上で、疲労特性に優れていることがわかる。Ｓｂ量が０．０１５％であり、通常の圧延前のデスケーリングに加え、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを１回行った鋼板Ｎｏ．Ｃよりなるホットプレス部材Ｎｏ．３では、通常程度の疲労強度比が得られている。また、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを３回行った鋼板Ｎｏ．Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Ｉよりなるホットプレス部材Ｎｏ．１、２、７~９では、Ｓｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅが５以下であり、特に良好な疲労強度比が得られている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表９に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｐを用い、表１０に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~２２を作製した。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
　結果を表１０に示す。ホットプレス部材Ｎｏ．１１は、Ｓｂ含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材Ｎｏ．４に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが９８０~２１３０ＭＰａの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、Ｃ量が０．１４％以上０．２１％未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材Ｎｏ．１、４、５、８、１２~２２では、上記したようにＣ含有量範囲：０．１４％以上０．２１％未満に対応した所望のＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１１に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｈを用い、表１２に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~８を作製した。ここで、いずれの鋼板においても、鋼板製造の熱延段階で行う圧延前のデスケーリングに加え、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後に水流衝突圧５ＭＰａ以上でデスケーリングを行うことを表１１に示す回数繰り返した。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。また、実施例４と同様にして、Ｓｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅ、疲労強度比を求めた。
　結果を表１２に示す。本発明のホットプレス部材Ｎｏ．１~３、５~８では、上記したようにＣ含有量範囲：０．１４％以上０．２１％未満に対応した所望のＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満が得られ、かつ表面硬度の低下は小さい。本発明範囲外のＳｂ量が低いホットプレス部材Ｎｏ．４では、著しい表面硬度の低下が認められる。
　疲労強度比は、いずれも通常の材料と同等以上であり、特にＳｂ量が０．００２~０．０１％であるホットプレス部材Ｎｏ．１~３、５~７では、疲労強度比が０．５８以上で、疲労特性に優れていることがわかる。Ｓｂ量が０．０２１％であり、通常の圧延前のデスケーリングに加え、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを１回行った鋼板Ｎｏ．Ｈよりなるホットプレス部材Ｎｏ．８では、通常程度の疲労強度比が得られている。また、１０００℃以上の高温域で、１５％以上の圧延率で圧延直後にデスケーリングを３回行った鋼板Ｎｏ．Ａ、Ｃ、Ｇよりなるホットプレス部材Ｎｏ．１、３、７では、Ｓｂ−ｍａｘ／Ｓｂ−ａｖｅが５以下であり、特に良好な疲労強度比が得られている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１３に示す条件の鋼板Ｎｏ．Ａ~Ｐを用い、表１４に示すホットプレス条件で加熱、保持、ホットプレス、冷却を行って、ハット形状のホットプレス部材Ｎｏ．１~２２を作製した。
　そして、実施例１と同様な試験を行って、ホットプレス部材のＴＳ、表面と板厚中心部のビッカース硬度、マルテンサイト相の面積率を測定した。
　結果を表１４に示す。ホットプレス部材Ｎｏ．２、３、６、７および９は、ＴＳが目標とする９８０ＭＰａに達していない。ホットプレス部材Ｎｏ．１１は、Ｓｂ含有量が本発明範囲の下限を下回り、ほぼ同様の成分組成、製造条件であるホットプレス部材Ｎｏ．４に比べ、表面硬度の低下が著しい。上記以外のホットプレス部材は、本発明例でありＴＳが９８０~２１３０ＭＰａの範囲内にあり、表面硬度の低下も小さいことがわかる。特に、Ｃ量が０．０９％以上０．１４％未満の本発明であるホットプレス部材用鋼板を用い、上記した好ましいホットプレス条件で製造したホットプレス部材Ｎｏ．１、４、５、８、１２~２２では、上記したようにＣ含有量範囲：０．０９％以上０．１４％未満に対応した所望のＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満が得られており、表面硬度の低下も小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014

Claims (14)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０９~０．３８％、Ｓｉ：０．０５~２．０％、Ｍｎ：０．５~３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５~０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００２~０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強度ＴＳが９８０~２１３０ＭＰａであることを特徴とするホットプレス部材。
  2. 　さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１~５．０％、Ｃｕ：０．０１~５．０％、Ｃｒ：０．０１~５．０％、Ｍｏ：０．０１~３．０％の中から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットプレス部材。
  3. 　さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５~３．０％、Ｎｂ：０．００５~３．０％、Ｖ：０．００５~３．０％、Ｗ：０．００５~３．０％の中から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットプレス部材。
  4. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５~０．０５％を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  5. 　さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％、Ｃａ：０．０００５~０．０１％、Ｍｇ：０．０００５~０．０１％の中から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  6. 　質量％で、Ｃ：０．３４~０．３８％であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  7. 　質量％で、Ｃ：０．２９％以上０．３４％未満であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  8. 　質量％で、Ｃ：０．２１％以上０．２９％未満であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  9. 　質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．２１％未満であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  10. 　質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．１４％未満であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載のホットプレス部材。
  11. 　質量％で、Ｓｂ：０．００２~０．０１％を含有することを特徴とする請求項８または９に記載のホットプレス部材。
  12. 　請求項６から１１のいずれか１項に記載の組成を有することを特徴とするホットプレス部材用鋼板。
  13. 　請求項１２に記載のホットプレス部材用鋼板を、１℃／秒以上の加熱速度にて加熱し、Ａｃ３変態点~（Ａｃ３変態点＋１５０℃）の温度域に１~６００秒間の保持後、５５０℃以上の温度域でホットプレスを開始し、２００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上として冷却することを特徴とするホットプレス部材の製造方法。
  14. 　ホットプレス後に、部材を金型より取り出し、液体または気体を用いて冷却することを特徴とする請求項１３に記載のホットプレス部材の製造方法。
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