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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-05-11
(45)【発行日】2023-05-19
(54)【発明の名称】ホットスタンプ成形体
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230512BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230512BHJP
C22C 18/00 20060101ALN20230512BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20230512BHJP
C21D 1/18 20060101ALN20230512BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20230512BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/58
C22C18/00
C21D9/00 A
C21D1/18 C
C21D9/46 G
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2021571269
(86)(22)【出願日】2021-01-15
(86)【国際出願番号】 JP2021001320
(87)【国際公開番号】W WO2021145442
(87)【国際公開日】2021-07-22
【審査請求日】2022-06-29
(31)【優先権主張番号】P 2020004884
(32)【優先日】2020-01-16
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110002044
【氏名又は名称】弁理士法人ブライタス
(72)【発明者】
【氏名】前田 大介
(72)【発明者】
【氏名】藤中 真吾
(72)【発明者】
【氏名】戸田 由梨
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特表２０１８－５２７４５７（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１５／０９２９２９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特表２０１６－５０３４５６（ＪＰ，Ａ）
【文献】中国特許出願公開第１１０２５７７０２（ＣＮ，Ａ）
【文献】国際公開第２００７／１２９６７６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１１－２２４６４６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特許第７１５１８７１（ＪＰ，Ｂ２）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ９／００
Ｃ２１Ｄ １／１８
Ｃ２２Ｃ １８／００
Ｃ２１Ｄ ８／００ － ８／０４
Ｃ２１Ｄ ９／４６ － ９／４８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０６％以上、０．２０％未満、
Ｓｉ：０．０１０～１．００％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．５００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％を超え、０．１０％以下、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～２．０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５～５０％、
マルテンサイト：５０～９５％であり、
前記マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合が、３０面積％以上であり、
ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８－１００による最大曲げ角度α（ｄｅｇ）が９０以上である、
ホットスタンプ成形体。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｂ ：０．０００１～０．０１０％、
Ｎｉ：０．００１～０．５０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％および
Ｃｏ：０．０１～２．０％から選択される一種以上を含む、
請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項3】
引張強さが、５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満である、請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項4】
ホットスタンプ成形後に３５０℃以上に加熱されていない、請求項１から３までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
【請求項5】
表層にめっき層を備える、請求項１から４までのいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車の衝突安全基準の厳格化が進められており、自動車部材には、衝突性能の向上が求められている。衝突性能の向上には、衝撃を受けても変形せずに部材としての形状を維持するための変形抑制部材と、衝突のエネルギーを曲げ変形によって吸収するための衝撃吸収部材とがある。前者には、高い靭性を持った材料であることが求められる。これは、衝撃を受けても変形せずに部材としての形状を維持することが重要だからである。また、後者には、高い曲げ性を持った材料であることが求められる。これは、衝突のエネルギーを曲げ変形によって吸収することが重要だからである。近年では、センターピラーなどの部品において、これら機能を併せ持った部品が適用されている。具体的には、部品内のアッパー側に変形抑止性能を有する材料を用いて、乗員空間を安定的に確保し、ロワー側に衝撃吸収性能を有する材料を用いて、積極的に部品を変形させることとした、テーラードプロパティ部材が適用されている。
【0003】
特許文献１には、所定の化学組成を有し、平均結晶粒径が３μｍ以下の旧オーステナイトと、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含むミクロ組織を有するホットスタンプ成形体に関する発明が記載されている。この発明によれば、旧オーステナイトの平均結晶粒径を３μｍ以下とし、さらにＮｂ及びＭｏの１種又は２種を旧オーステナイト粒界に固溶させて粒界の脆化強度を上昇させることにより、従来よりも優れた衝撃吸収能が得られる。
【0004】
特許文献２には、所定の化学組成を有し、金属組織が、４０％未満のベイナイト、５％未満のオーステナイト、５％未満のフェライトを含み、残部はマルテンサイトであり、マルテンサイトにオートテンパーされたマルテンサイトを含む、プレス焼入れ鋼部品に関する発明が記載されている。特許文献２には、熱間プレス後７５０～４５０℃間の冷却速度を４０～３６０℃／ｓ、４５０～２５０℃間の冷却速度を１５～１５０℃／ｓに制御することでベイナイトとマルテンサイトの自己焼戻し（オートテンパー）の混合組織とすることができ、その結果、ＴＳで９５０～１２００ＭＰａの強度と、ＶＤＡ－２３８曲げ規格に従って求めた曲げ角度が７５ｄｅｇ超の曲げ性が得られ、衝突吸収エネルギーを向上できるとしている。
【0005】
特許文献３には、所定の化学組成を有し、金属組織が、少なくとも７５％の等軸フェライト、５％以上２０％以下の量のマルテンサイト、１０％以下の量のベイナイトからなる、鋼部品に関する発明が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特表２０１９－１８６９３１号公報
【文献】特表２０１８－５２７４５７号公報
【文献】特表２０１０－５２１５８４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
特許文献１の発明は、熱間仕上圧延の条件やホットスタンプ加熱時の昇温速度を制御して、旧オーステナイトの平均結晶粒径を３μｍ以下に制御することとしているが、マルテンサイトのオートテンパーについて言及されていない。
【0008】
特許文献２の発明は、オートテンパーされたマルテンサイトの表面割合を５％以上とすることが記載されているものの、その測定は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で断面を検査し、既知の方法により画像解析することが記載されているだけであり、明確にされていない。また、特許文献２の発明は、所望の強度を得るために、フェライト量を５％未満にすることが記載されている。一方、特許文献３の発明は、フェライト量を７５％以上にすることにより、フェライトマトリックス内にアイランド形態のマルテンサイトを存在させることにより、延性の低減なしに引張強さを向上させることとされている。しかし、その延性の程度は、高々２３．５％にとどまる。
【0009】
本発明は、従来技術の課題を解決するためになされたものであり、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満であり、かつ、優れた延性と、優れた衝突エネルギーの吸収性能を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0010】
従来、ホットスタンプ成形体の延性および衝突エネルギーの吸収性能の向上には、割れが発生するまで（つまり、曲げ角度が最大となるまで）に得られる吸収エネルギーが重要であると考えられてきた。しかし、本発明者らの検討により、ホットスタンプ成形体の衝突エネルギーの吸収性能をさらに向上させるためには、曲げ性の向上に加えて、亀裂伝播抵抗を高めることが重要であることが判明した。
【0011】
そして、延性を高めるためには、ミクロ組織が面積率で５～５０％のフェライトとすることが重要であり、さらに、亀裂伝播抵抗を高めるためには、ホットスタンプ成形体の金属組織中のマルテンサイトのうち、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合（以下、「オートテンパー量」ともいう）を従来以上に高めることが重要であることが判明した。
【0012】
ここで、オートテンパーは、マルテンサイト変態が完了した結晶粒から順に焼戻されていく現象であるため、低い温度で変態したマルテンサイト結晶粒は焼戻されにくくなる。また、低い温度で生成したマルテンサイトは硬質で脆いため、十分に焼戻すことにより機械的特性の向上代が大きくなる。
【0013】
オートテンパー量を従来以上に高めるためには、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）とマルテンサイト変態が８０％完了する温度（Ｍ８０）の差（Ｍｓ－Ｍ８０）を小さくすることが重要であることが判明した。Ｍｓ－Ｍ８０を小さくするためには、ホットスタンプ時にブランクに付与される面圧を通常よりも高く保つことが重要である。その厳密な理由は不明ではあるが、ホットスタンプ時の面圧を所定の範囲とすることにより、オーステナイトの安定度が下がり、マルテンサイト変態が早期に進行しやすくなると推測される。このため、通常よりも高い面圧を与えれば、マルテンサイトの大部分が比較的高い温度で変態することとなり、オートテンパー量も増加する。このように面圧を加えることによって、先行技術よりもオートテンパーされた結晶粒の割合を高めることが可能となり、衝突吸収エネルギーを向上させることができた。なお、通常、ホットスタンプにおいては、鋼材が加熱され、軟化した状態で成形が行われる。このため、高荷重で成形を行うことは製造コストを上昇させるので、従来、極力低い面圧で成形が行われていた。本発明者らは、このような技術常識に反して、上記の新たな知見を見出した。
【0014】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記のホットスタンプ成形体を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６％以上、０．２０％未満、
Ｓｉ：０．０１０～１．００％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．５００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％を超え、０．１０％以下、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～２．０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５～５０％、
マルテンサイト：５０～９５％であり、
前記マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合が、３０面積％以上であり、
ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８－１００による最大曲げ角度α（ｄｅｇ）が９０以上である、
ホットスタンプ成形体。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｂ ：０．０００１～０．０１０％、
Ｎｉ：０．００１～０．５０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％および
Ｃｏ：０．０１～２．０％から選択される一種以上を含む、
上記（１）のホットスタンプ成形体。
（３）引張強さが、５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満である、
上記（１）または（２）のホットスタンプ成形体。
（４）ホットスタンプ成形後に３５０℃以上に加熱されていない、
上記（１）～（３）のいずれかのホットスタンプ成形体。
（５）表層にめっき層を備える、
上記（１）～（４）のいずれかのホットスタンプ成形体。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６％以上、０．２０％未満、
Ｓｉ：０．０１０～１．００％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．５００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％を超え、０．１０％以下、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～２．０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５～５０％、
マルテンサイト：５０～９５％であり、
前記マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合が、３０面積％以上であり、
ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８－１００による最大曲げ角度α（ｄｅｇ）が９０以上である、
ホットスタンプ成形体。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｂ ：０．０００１～０．０１０％、
Ｎｉ：０．００１～０．５０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％および
Ｃｏ：０．０１～２．０％から選択される一種以上を含む、
上記（１）のホットスタンプ成形体。
（３）引張強さが、５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満である、
上記（１）または（２）のホットスタンプ成形体。
（４）ホットスタンプ成形後に３５０℃以上に加熱されていない、
上記（１）～（３）のいずれかのホットスタンプ成形体。
（５）表層にめっき層を備える、
上記（１）～（４）のいずれかのホットスタンプ成形体。
【発明の効果】
【0015】
本発明によれば、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の強度と、破断伸び（全伸び）２５％以上の優れた延性と、ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８‐１００（２０１７年４月版）に基づいて求めた最大曲げ角度（以下、単に「最大曲げ角度」ともいう。）αが９０（ｄｅｇ）以上の優れた曲げ性と、優れた亀裂伝播抵抗を兼備するホットスタンプ成形体が得られる。
【図面の簡単な説明】
【0016】
【発明を実施するための形態】
【0017】
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体およびその製造方法について詳細に説明する。
【0018】
＜ホットスタンプ成形体の化学組成＞
まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成についての％は全て質量％を意味する。
まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成についての％は全て質量％を意味する。
【0019】
「Ｃ：０．０６％以上、０．２０％未満」
Ｃは、ホットスタンプ成形体において５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の引張強さを得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０６％未満では、マルテンサイトが軟質であり、十分な引張強さを確保することが困難であるため、Ｃ含有量は、０．０６％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％以上ではオートテンパーが進まないため、マルテンサイトが硬質となり、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下するので、Ｃ含有量は、０．２０％未満とする。Ｃ含有量は、好ましい下限は０．０７％、０．０８％又は０．０９％であり、好ましい上限は０．１７％、０．１５％、０．１３％又は０．１１％である。
Ｃは、ホットスタンプ成形体において５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の引張強さを得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０６％未満では、マルテンサイトが軟質であり、十分な引張強さを確保することが困難であるため、Ｃ含有量は、０．０６％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％以上ではオートテンパーが進まないため、マルテンサイトが硬質となり、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下するので、Ｃ含有量は、０．２０％未満とする。Ｃ含有量は、好ましい下限は０．０７％、０．０８％又は０．０９％であり、好ましい上限は０．１７％、０．１５％、０．１３％又は０．１１％である。
【0020】
「Ｓｉ：０．０１０～１．００％」
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時のオートテンパーによる強度低下を抑える作用がある。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では上記効果が得られず引張強さが得られない場合や、曲げ性が劣化する場合があるため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。１．００％超のＳｉを含有する場合、Ａｃ３点が上昇し、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト単相とならない場合があり、ホットスタンプ成形体のミクロ組織が不均質な組織となるために曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０２％、０．１０％、０．２０％又は０．３０％であり、好ましい上限は、０．９０％、０．８０％、０．７０％又は０．６０％である。
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時のオートテンパーによる強度低下を抑える作用がある。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では上記効果が得られず引張強さが得られない場合や、曲げ性が劣化する場合があるため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。１．００％超のＳｉを含有する場合、Ａｃ３点が上昇し、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト単相とならない場合があり、ホットスタンプ成形体のミクロ組織が不均質な組織となるために曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０２％、０．１０％、０．２０％又は０．３０％であり、好ましい上限は、０．９０％、０．８０％、０．７０％又は０．６０％である。
【0021】
「Ｍｎ：０．８０～２．００％」
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、安定的に５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために有用な元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、焼入れ性が不足し、ホットスタンプ成形体において、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量を２．００％超とすると、ミクロ偏析が助長され、組織が不均質となるために破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下するので、２．００％を上限とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．９０％、１．００％、１．１５％又は１．３０％であり、好ましい上限は、１．９０％、１．８０％又は１．６０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、安定的に５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために有用な元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、焼入れ性が不足し、ホットスタンプ成形体において、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量を２．００％超とすると、ミクロ偏析が助長され、組織が不均質となるために破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下するので、２．００％を上限とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．９０％、１．００％、１．１５％又は１．３０％であり、好ましい上限は、１．９０％、１．８０％又は１．６０％である。
【0022】
「Ｐ：０．１００％以下」
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の靱性や曲げ性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％、０．０３０％、０．０２０％又は０．０１５％である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の靱性や曲げ性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％、０．０３０％、０．０２０％又は０．０１５％である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
【0023】
「Ｓ：０．０１０％以下」
Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００６０％、０．００４０％又は０．００３０％である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｓ含有量は０．０００１５％以上としてもよい。
Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００６０％、０．００４０％又は０．００３０％である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｓ含有量は０．０００１５％以上としてもよい。
【0024】
「Ａｌ：０．０１０～０．５００％」
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、脱酸が十分に行われないため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％、０．０２０％又は０．０３０％である。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．４００％、０．３００％、０．１００％又は０．０８０％である。
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、脱酸が十分に行われないため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％、０．０２０％又は０．０３０％である。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．４００％、０．３００％、０．１００％又は０．０８０％である。
【0025】
「Ｎ：０．０１０％以下」
Ｎは、不純物元素であり、鋼中に曲げ割れ起点となる窒化物を形成してホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００７５％、０．００６０％又は０．００５０％である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｎは、不純物元素であり、鋼中に曲げ割れ起点となる窒化物を形成してホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００７５％、０．００６０％又は０．００５０％である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
【0026】
「Ｎｂ：０．０２０％を超え、０．１０％以下」
Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与し、曲げ性を向上させる元素である。上記効果を発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０２０％を超えることとする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０２５％、０．０３０％、０．０３５％又は０．０４０％である。一方、０．１０％を超えてＮｂを含有させると、鋼中に粗大なＮｂ炭化物が形成しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合があるため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０８０％、０．０７０％又は０．０６０％である。
Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与し、曲げ性を向上させる元素である。上記効果を発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０２０％を超えることとする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０２５％、０．０３０％、０．０３５％又は０．０４０％である。一方、０．１０％を超えてＮｂを含有させると、鋼中に粗大なＮｂ炭化物が形成しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合があるため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０８０％、０．０７０％又は０．０６０％である。
【0027】
「Ｔｉ：０～０．１０％」
Ｔｉは、炭窒化物を形成することにより固溶窒素を消費させ、ＢＮの形成を抑制することによって、焼入れ性確保に必要な固溶Ｂ量を確保するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｔｉ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、０．１０％を超えて含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＴｉＮが生成するため、曲げ性が劣化する。Ｔｉ含有量は０．１０％以下とするのが好ましい。Ｔｉ含有量の上限は、より好ましくは０．０８％、０．０５％又は０．０３％である。
Ｔｉは、炭窒化物を形成することにより固溶窒素を消費させ、ＢＮの形成を抑制することによって、焼入れ性確保に必要な固溶Ｂ量を確保するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｔｉ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、０．１０％を超えて含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＴｉＮが生成するため、曲げ性が劣化する。Ｔｉ含有量は０．１０％以下とするのが好ましい。Ｔｉ含有量の上限は、より好ましくは０．０８％、０．０５％又は０．０３％である。
【0028】
「Ｖ：０～０．１０％」
Ｖは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。また、Ｖは炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与し曲げ性を向上させる元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。好ましくは、Ｖ含有量は０．００５％以上である。０．１００％を超えると、オーステナイト結晶粒の微細化が過度に進み、焼入れ性が低下し、フェライトが形成する場合があるため、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８％、０．０５％又は０．０２％である。
Ｖは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。また、Ｖは炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与し曲げ性を向上させる元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。好ましくは、Ｖ含有量は０．００５％以上である。０．１００％を超えると、オーステナイト結晶粒の微細化が過度に進み、焼入れ性が低下し、フェライトが形成する場合があるため、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８％、０．０５％又は０．０２％である。
【0029】
「Ｃｒ：０～０．５０％」
Ｃｒは、焼入れ性を高め、曲げ性を劣化させるフェライトの形成を抑制する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０１０％以上含有させるのが好ましい。より好ましい下限は、０．０２％である。しかし、Ｃｒは、Ｍｓ点を低温化させるため、ホットスタンプ成形時の冷却過程においてオートテンパーを抑制させる元素である。Ｃｒ含有量は０．５０％以下とするのが好ましい。Ｃｒ含有量の上限は、より好ましくは０．４０％、０．２０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％である。
Ｃｒは、焼入れ性を高め、曲げ性を劣化させるフェライトの形成を抑制する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０１０％以上含有させるのが好ましい。より好ましい下限は、０．０２％である。しかし、Ｃｒは、Ｍｓ点を低温化させるため、ホットスタンプ成形時の冷却過程においてオートテンパーを抑制させる元素である。Ｃｒ含有量は０．５０％以下とするのが好ましい。Ｃｒ含有量の上限は、より好ましくは０．４０％、０．２０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％である。
【0030】
「Ｍｏ：０～１．００％」
Ｍｏは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに、鋼の焼入れ性を高め、曲げ性を劣化させるフェライトの形成を抑制する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０１０％以上含有させるのが好ましい。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するばかりか、合金コストの上昇を招くため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、より好ましくは０．８０％、０．４０％０．１０％、０．０６％又は０．０３％である。
Ｍｏは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに、鋼の焼入れ性を高め、曲げ性を劣化させるフェライトの形成を抑制する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０１０％以上含有させるのが好ましい。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するばかりか、合金コストの上昇を招くため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、より好ましくは０．８０％、０．４０％０．１０％、０．０６％又は０．０３％である。
【0031】
「Ｂ：０～０．０１００％」
Ｂは、粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。Ｂ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０００１％以上含有させるのが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂは０．０１００％を超えて含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＢＮが形成し、曲げ性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量の上限は、より好ましくは０．００７５％、０．００４０％、０．００２０％０．００１５％、０．００１０％又は０．０００３％である。
Ｂは、粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。Ｂ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、０．０００１％以上含有させるのが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂは０．０１００％を超えて含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＢＮが形成し、曲げ性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量の上限は、より好ましくは０．００７５％、０．００４０％、０．００２０％０．００１５％、０．００１０％又は０．０００３％である。
【0032】
「Ｎｉ：０～０．５０％」
Ｎｉは、オーステナイトに固溶し、鋼の焼入れ性を高め、安定的に５９０ＭＰａ以上の強度を確保するのに有用な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｉ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するとともに合金コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、好ましい上限は、０．４０％、０．２０％、０．１０％０．０７％又は０．０３％である。
Ｎｉは、オーステナイトに固溶し、鋼の焼入れ性を高め、安定的に５９０ＭＰａ以上の強度を確保するのに有用な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｉ含有量の下限は０％である。上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するとともに合金コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、好ましい上限は、０．４０％、０．２０％、０．１０％０．０７％又は０．０３％である。
【0033】
「ＲＥＭ：０～０．０１００％」
ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。ＲＥＭ含有量の下限は０％である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけで、コストの上昇を招くため、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００２％であり、より好ましい下限は、０．０００５％である。また、ＲＥＭの好ましい上限は、０．００８０％、０．００５０％、０．００３０％又は０．００２０％である。
なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。ＲＥＭ含有量の下限は０％である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけで、コストの上昇を招くため、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００２％であり、より好ましい下限は、０．０００５％である。また、ＲＥＭの好ましい上限は、０．００８０％、０．００５０％、０．００３０％又は０．００２０％である。
なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
【0034】
「Ｍｇ：０～０．０１０％」
Ｍｇは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。Ｍｇ含有量の下限は０％である。しかし、０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけでコストの上昇を招くため、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、より好ましい下限は、０．０００５％である。また、Ｍｇの好ましい上限は、０．００８％、０．００５％又は０．００３％である。
Ｍｇは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。Ｍｇ含有量の下限は０％である。しかし、０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけでコストの上昇を招くため、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、より好ましい下限は、０．０００５％である。また、Ｍｇの好ましい上限は、０．００８％、０．００５％又は０．００３％である。
【0035】
「Ｃａ：０～０．０１０％」
Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。Ｃａ含有量の下限は０％である。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけで、コストの上昇を招くため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．００１％であり、より好ましい下限は、０．００５％である。また、Ｃａの好ましい上限は、０．００８０％０．００５０％、０．００３０％又は０．００２０％である。
Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。Ｃａ含有量の下限は０％である。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するだけで、コストの上昇を招くため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．００１％であり、より好ましい下限は、０．００５％である。また、Ｃａの好ましい上限は、０．００８０％０．００５０％、０．００３０％又は０．００２０％である。
【0036】
「Ｃｏ：０～２．０％」
Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させる作用を有する元素であり、曲げ性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有してもよい。Ｃｏ含有量の下限は０％である。
上記効果を発揮させるために、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃｏ含有量が２．０％を超えると鋼の焼入れ性が低下し、５９０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となるため、Ｃｏ含有量は２．０％以下が好ましい。Ｃｏ含有量の上限は、より好ましくは１．５％、０．８％、０．３％又は０．１％である。
Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させる作用を有する元素であり、曲げ性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有してもよい。Ｃｏ含有量の下限は０％である。
上記効果を発揮させるために、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃｏ含有量が２．０％を超えると鋼の焼入れ性が低下し、５９０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となるため、Ｃｏ含有量は２．０％以下が好ましい。Ｃｏ含有量の上限は、より好ましくは１．５％、０．８％、０．３％又は０．１％である。
【0037】
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから不可避的に混入した元素、および／または、製鋼過程で不可避的に混入した元素であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
【0038】
＜ホットスタンプ成形体のミクロ組織＞
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織について説明する。
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織について説明する。
【0039】
「マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合が、３０面積％以上」
本発明の最大の特徴は、ホットスタンプ成形時の冷却過程において、ミクロ組織をマルテンサイトへ変態させ、その後、比較的転位密度が高いマルテンサイト結晶粒をオートテンパーして、転位密度が比較的低い結晶粒として曲げ性を向上することにある。よって、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を定量化することが重要である。そこで、本発明者らは、その測定方法について検討し、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を求める方法について鋭意検討を行った結果、下記の方法を確立した。
本発明の最大の特徴は、ホットスタンプ成形時の冷却過程において、ミクロ組織をマルテンサイトへ変態させ、その後、比較的転位密度が高いマルテンサイト結晶粒をオートテンパーして、転位密度が比較的低い結晶粒として曲げ性を向上することにある。よって、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を定量化することが重要である。そこで、本発明者らは、その測定方法について検討し、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を求める方法について鋭意検討を行った結果、下記の方法を確立した。
【0040】
まず電子後方散乱回折法により試験片の金属組織を測定し、得られた測定データの内、ｂｃｃ構造を持つ金属組織について、Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ（ＧＡＩＱ）パラメータで解析する。
【0041】
図１には、オートテンパーされた結晶粒とオートテンパーされていない結晶粒が混在した試験片のＧＡＩＱ値の分布（ヒストグラム）を示す。ＧＡＩＱ値は、高い程、転位密度が低く、低い程、転位密度が高いため、結晶粒の転位密度を反映することができるパラメータである。そして、図１に示すように、この試験片におけるヒストグラムは、最も高いピークと二番目に高いピークの２つのピークから構成されることが分かる（ＧＡＩＱが３４５００付近と３７５００付近）。すなわち、ＧＡＩＱ値のヒストグラムを見れば、オートテンパーによって転位密度が低くなった結晶粒と、オートテンパーされておらず、転位密度が高いままの結晶粒とを分離することが可能である。試験片におけるヒストグラムが２つのピークから構成される傾向は、様々な材料においても確認された。このことから、本発明が対象とする機械的強度および金属組織を有するホットスタンプ成形体の場合、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満となる領域をオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒に該当することとした。
【0042】
なお、ＧＡＩＱ値が４５０００以上では、金属組織学的な調査により主にフェライトで構成されていることを確認している。また、同様な調査により、ベイナイト（上部ベイナイトおよび下部ベイナイト）のＧＡＩＱ値は３５０００以上４５０００未満であることを確認している。
【0043】
図２には、ＧＡＩＱ値３５０００および４５０００を境界値として３値化して作成したＧＡＩＱマップを示す。図２に示すＧＡＩＱマップによれば、簡便にオートテンパーによって転位密度が低くなった結晶粒を可視化することができ、また、「マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域」をオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒が存在する領域とし、その割合（面積率）を算出することができる。なお、本発明においては、マルテンサイトの面積に対するオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒が存在する領域の面積の割合を算出する。
【0044】
そして、本発明においては、マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合が３０面積％以上であれば、マルテンサイト中にオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒を十分に増やすことができるので、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上させることができる。なお、この割合は、４０面積％以上であることが好ましい。一方、この割合の上限には、特に制約はないが、オートテンパーされた領域が多すぎると、５９０ＭＰａ以上の強度を確保できない場合があるという問題があるので、マルテンサイト中のＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域の割合の上限は、９５面積％とするのが好ましく、より好ましくは９０面積％である。
【0045】
本発明のホットスタンプ成形体のミクロ組織は、面積率で、５～５０％のフェライトと、５０～９５％のマルテンサイトとする。特に、ミクロ組織は、面積率で、６０％以上のマルテンサイトを含むことが好ましく、７０％以上のマルテンサイトを含むことがより好ましい。つまり、マルテンサイトおよびフェライトの面積率の合計の下限は、６５％である。その下限は、７５％、８５％又は９０％であることが好ましく、９５％、９８％又は１００％であることがより好ましい。ミクロ組織中のフェライトおよびマルテンサイト以外の組織については特に制約はないが、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトなどが挙げられる。また、鉄炭化物などが含まれていてもよい。マルテンサイトおよびフェライト以外の残部組織の上限は、面積率で、３５％であり、２５％、１５％、又は１０％であることが好ましく、５％、２％又は０％であることがより好ましい。残部組織は、例えば、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトおよび鉄炭化物から選択される一種以上の組織であると定義できる。各組織の面積率は、以下の方法により測定することができる。
【0046】
（マルテンサイトの面積率およびＧＡＩＱ値の測定方法について）
（マルテンサイトの特定方法）
ホットスタンプ成形体の端面から十分に離れた位置（典型的には、５０ｍｍ以上離れた位置）から、板厚断面が観察できるようにサンプルを採取する。この板厚断面を観察面とする。サンプルの観察面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡での撮影位置を特定するため、サンプルの板厚ｔ／４位置を中心とした領域（ただし、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域に限る。）について、マイクロビッカース硬度計を用い、圧痕荷重１００ｇｆで圧痕を１０か所打つ。次に、試料表面をアセチルアセトン系電解液に浸漬し、電解エッチングを行う。これにより、組織中に含まれる鉄系炭化物の形態を鮮明化させるとともに、結晶粒界のコントラストを明瞭にすることができる。
（マルテンサイトの特定方法）
ホットスタンプ成形体の端面から十分に離れた位置（典型的には、５０ｍｍ以上離れた位置）から、板厚断面が観察できるようにサンプルを採取する。この板厚断面を観察面とする。サンプルの観察面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡での撮影位置を特定するため、サンプルの板厚ｔ／４位置を中心とした領域（ただし、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域に限る。）について、マイクロビッカース硬度計を用い、圧痕荷重１００ｇｆで圧痕を１０か所打つ。次に、試料表面をアセチルアセトン系電解液に浸漬し、電解エッチングを行う。これにより、組織中に含まれる鉄系炭化物の形態を鮮明化させるとともに、結晶粒界のコントラストを明瞭にすることができる。
【0047】
次に、２次電子検出器を装備した電解放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用い、事前に圧痕を打った１０か所のそれぞれの視野（ただし、視野面積は０．０００１ｍｍ２以上とする。）について、５０００倍の撮影倍率で２次電子像を撮影する。上記方法により得た撮影写真において、フェライトと硬質相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）を識別する。
【0048】
次に、マルテンサイトと上部ベイナイト、下部ベイナイトを区別するため、同視野について１００００倍の撮影倍率で２次電子像を撮影する。上部ベイナイト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトはラス状の結晶粒内の鉄炭化物の有無および鉄炭化物の伸長方向により区別することができる。残留オーステナイトは充分にエッチングされないため、後述の方法で残留オーステナイトの量を測定する。上部ベイナイトはラス状結晶粒の集合からなる組織であり、ラス間に炭化物の析出を伴う。下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトもラス状結晶粒の集合からなる組織であるが、ラス内部に炭化物を含む組織である。下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは炭化物の伸長方向より区別する。下部ベイナイトの炭化物は単一のバリアントを有し、一つのブロック内に存在する炭化物の角度差は５°以内であり、実質的に単一の方向を有する。一方、焼戻しマルテンサイトの炭化物は複数のバリアントを有し、一つのブロック内に存在する炭化物は複数の方向に伸長している。これらの差異より、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとを区別する。
【0049】
（残留オーステナイトの面積率の測定方法）
上記撮影写真を得た観察領域と同じ領域について、残留オーステナイトの面積率を測定する。観察面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して再研磨した後、鏡面研磨を行う。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、観察面の表層に導入されたひずみを除去する。観察面について、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定を行い、結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能を用いて、ｆｃｃ構造である残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。
上記撮影写真を得た観察領域と同じ領域について、残留オーステナイトの面積率を測定する。観察面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して再研磨した後、鏡面研磨を行う。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、観察面の表層に導入されたひずみを除去する。観察面について、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定を行い、結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能を用いて、ｆｃｃ構造である残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。
【0050】
以上により、硬質相において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび残留オーステナイトを識別できるので、硬質相の面積率から、上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率を除して、全マルテンサイトの面積率を求めることができる。
【0051】
（ＧＡＩＱ値の測定方法）
事前に圧痕を打った１０か所のそれぞれの視野（ただし、視野面積は０．０００１ｍｍ２以上とする。）について、上記のＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙマップ（ＧＡＩＱマップ）を得る。得られたＧＡＩＱマップにおいて、ＧＡＩＱ値の解析対象を、ｂｃｃ構造を持つ金属組織（フェライト、マルテンサイト、ベイナイト）に限定したうえで、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域を特定する。つまり、ＧＡＩＱ値の解析対象には、ｂｃｃ構造以外の他の組織、例えば、ｆｃｃ構造を有する残留オーステナイトなどは含まれない。前記のとおり、ベイナイトのＧＡＩＱ値は３５０００以上４５０００未満であり、フェライトのＧＡＩＱ値は４５０００以上である。このため、次に、上記の２次電子像（撮影倍率：１００００倍）で特定されたベイナイトを「Ｈｉｇｈｌｉｇｈｔ」機能を用いて除去することによって、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満のマルテンサイトの面積率を導出する。
事前に圧痕を打った１０か所のそれぞれの視野（ただし、視野面積は０．０００１ｍｍ２以上とする。）について、上記のＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙマップ（ＧＡＩＱマップ）を得る。得られたＧＡＩＱマップにおいて、ＧＡＩＱ値の解析対象を、ｂｃｃ構造を持つ金属組織（フェライト、マルテンサイト、ベイナイト）に限定したうえで、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満である領域を特定する。つまり、ＧＡＩＱ値の解析対象には、ｂｃｃ構造以外の他の組織、例えば、ｆｃｃ構造を有する残留オーステナイトなどは含まれない。前記のとおり、ベイナイトのＧＡＩＱ値は３５０００以上４５０００未満であり、フェライトのＧＡＩＱ値は４５０００以上である。このため、次に、上記の２次電子像（撮影倍率：１００００倍）で特定されたベイナイトを「Ｈｉｇｈｌｉｇｈｔ」機能を用いて除去することによって、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満のマルテンサイトの面積率を導出する。
【0052】
すなわち、まず、二次電子像で特定したベイナイトの画像を記録する。次にＥＢＳＤで同一視野のＧＡＩＱマップを作成し、ＧＡＩＱ値の解析対象を、ｂｃｃ構造を持つ金属組織（フェライト、マルテンサイト、ベイナイト）に限定したうえで、ＧＡＩＱ３５０００以上４５０００未満に該当する硬質組織を抽出する。この時点で、ＧＡＩＱ４５０００以上のフェライト、ＧＡＩＱ３５０００未満のマルテンサイトと残留オーステナイトが除外され、ＧＡＩＱ３５０００以上４５０００未満のマルテンサイトとベイナイトが抽出される。さらに、これら組織に対して、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ のＨｉｇｈｌｉｇｈｔ機能を用いて所定のＧＡＩＱ値を有するマルテンサイトを特定する。Ｈｉｇｈｌｉｇｈｔ機能とは、作成したマップから指定する結晶粒のデータを抽出し、表示する機能である。具体的には、二次電子像とＧＡＩＱマップを重ね合わせて、二次電子像でベイナイトと判定した領域をＨｉｇｈｌｉｇｈｔ機能により除外する。上記手順により、残った硬質組織がＧＡＩＱ３５０００以上４５０００未満のマルテンサイトとして特定される。
【0053】
本発明のホットスタンプ成形体は、表面にめっき層を備えていてもよい。ホットスタンプ工程におけるスケール生成の抑制やホットスタンプ成形部材の耐食性向上等のためである。
【0054】
溶融金属めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、さらには溶融アルミニウム－亜鉛めっき等である。溶融金属めっき層が硬質であると、ホットスタンプ成形時にクラックが生じてホットスタンプ成形部材の耐食性が劣化するおそれがある。このため、溶融金属めっきは、めっき層が軟質な溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。
【0055】
溶融金属めっきが溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきである場合、鋼板の表面に施すめっきの付着量は、片面当たり３～８００ｇ／ｍ２であることが好ましい。めっき付着量が片面あたり３ｇ／ｍ２未満であると、耐食性の向上効果を確実に得ることが難しい。一方、めっき付着量が片面当たり８００ｇ／ｍ２を超えると、溶接時にブローホール等の欠陥を生じ易くなる。耐食性の向上とコスト上昇の抑制との観点から、めっき付着量は１０～２００ｇ／ｍ２であることがより好ましい。
【0056】
特に、ホットスタンプ成形前のめっき被膜の蒸発を抑制して熱間プレス成形部材の耐食性を向上させるためには、めっきが合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの合金化度としては、めっき被膜中のＦｅ含有量が３％以上２５％以下であることが好ましい。めっき被膜中のＦｅ含有量が３％未満であると、ホットスタンプ成形時のめっき被膜の蒸発を十分に抑制できず、一方、めっき被膜中のＦｅ含有量が２５％超であると、ホットスタンプ成形部材のパウダリング性が劣化する。
【0057】
めっき被膜の蒸発抑制ならびにパウダリング性の確保の観点から、めっき被膜中のＦｅ含有量は７～１８％であることがさらに好ましい。なお、亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層の表面にさらに有機系あるいは無機系の被膜を施してもよい。
【0058】
＜ホットスタンプ成形体の引張強さなど＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の引張強さＴＳは５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満とする。必要に応じて、その下限を６１０ＭＰａ、６４０ＭＰａ、６８０ＭＰａ又は７２０ＭＰａとしてもよく、その上限を９６０ＭＰａ、９２０ＭＰａ、８８０ＭＰａ又は８４０ＭＰａとしてもよい。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の最大曲げ角度α（ｄｅｇ）は９０以上とする。必要に応じて、９５以上、９８以上、１０１以上又は１０５以上としてよい。その上限を特に規定する必要はないが、１８０以下、１５０以下、１３０以下又は１２０以下としてもよい。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の厚さは、特に限定する必要はないが、０．３～６．０ｍｍ程度としてもよい。必要に応じて、その下限を０．４ｍｍ、０．６ｍｍ、０．８ｍｍ、１．０ｍｍ又は１．２ｍｍとしてもよく、その条件を５．０ｍｍ、４．５ｍｍ、４．０ｍｍｍ３．６ｍｍ、３．２ｍｍ、２．８ｍｍとしてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の引張強さＴＳは５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満とする。必要に応じて、その下限を６１０ＭＰａ、６４０ＭＰａ、６８０ＭＰａ又は７２０ＭＰａとしてもよく、その上限を９６０ＭＰａ、９２０ＭＰａ、８８０ＭＰａ又は８４０ＭＰａとしてもよい。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の最大曲げ角度α（ｄｅｇ）は９０以上とする。必要に応じて、９５以上、９８以上、１０１以上又は１０５以上としてよい。その上限を特に規定する必要はないが、１８０以下、１５０以下、１３０以下又は１２０以下としてもよい。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の厚さは、特に限定する必要はないが、０．３～６．０ｍｍ程度としてもよい。必要に応じて、その下限を０．４ｍｍ、０．６ｍｍ、０．８ｍｍ、１．０ｍｍ又は１．２ｍｍとしてもよく、その条件を５．０ｍｍ、４．５ｍｍ、４．０ｍｍｍ３．６ｍｍ、３．２ｍｍ、２．８ｍｍとしてもよい。
【0059】
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
【0060】
（ホットスタンプ用鋼板の製造方法）
上記の化学組成を有するスラブを用意し、例えば、下記の製造方法によりホットスタンプ用鋼板を製造する。
上記の化学組成を有するスラブを用意し、例えば、下記の製造方法によりホットスタンプ用鋼板を製造する。
【0061】
「加熱工程」
熱間圧延に供するスラブは、常法で製造したスラブであればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造したスラブであればよい。前述の化学組成を有する鋼材を熱間圧延に供し、熱間圧延工程で１２００℃以上に加熱し、該温度で２０分以上の均熱処理を行う。加熱温度が１２００℃未満となる場合や均熱保持が２０分未満となる場合には、Ｔｉ等の粗大介在物の再溶解が進まず、破壊起点として残存するため、曲げ性が劣化する場合がある。好ましくは加熱温度１２５０℃以上、均熱保持時間２５分以上である。加熱温度の好ましい上限は１３５０℃であり、均熱保持時間の好ましい上限は１２０分である。
熱間圧延に供するスラブは、常法で製造したスラブであればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造したスラブであればよい。前述の化学組成を有する鋼材を熱間圧延に供し、熱間圧延工程で１２００℃以上に加熱し、該温度で２０分以上の均熱処理を行う。加熱温度が１２００℃未満となる場合や均熱保持が２０分未満となる場合には、Ｔｉ等の粗大介在物の再溶解が進まず、破壊起点として残存するため、曲げ性が劣化する場合がある。好ましくは加熱温度１２５０℃以上、均熱保持時間２５分以上である。加熱温度の好ましい上限は１３５０℃であり、均熱保持時間の好ましい上限は１２０分である。
【0062】
「仕上げ圧延工程」
次に、Ａｒ３点以上の温度域において仕上げ圧延を行うことが好ましい。Ａｒ３点未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、二相域圧延となることから圧延での板形状が劣化する場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３点以上とするのが好ましく、より好ましくはＡｒ３＋３０℃以上である。仕上げ圧延温度の好ましい上限は、１０５０℃である。Ａｒ３点は下記式（１）により表される。（１）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３点（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ ・・・式（１）
次に、Ａｒ３点以上の温度域において仕上げ圧延を行うことが好ましい。Ａｒ３点未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、二相域圧延となることから圧延での板形状が劣化する場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３点以上とするのが好ましく、より好ましくはＡｒ３＋３０℃以上である。仕上げ圧延温度の好ましい上限は、１０５０℃である。Ａｒ３点は下記式（１）により表される。（１）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３点（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ ・・・式（１）
【0063】
「巻取り工程」
上記仕上げ圧延した鋼板を７５０℃以下でコイルに巻き取る。巻取り温度が７５０℃を超えるとスケールが多量に生成し、次工程の酸洗工程でのスケール除去が困難となることから巻取り温度は７５０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。巻取り温度の好ましい下限は、３５０℃である。
上記仕上げ圧延した鋼板を７５０℃以下でコイルに巻き取る。巻取り温度が７５０℃を超えるとスケールが多量に生成し、次工程の酸洗工程でのスケール除去が困難となることから巻取り温度は７５０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。巻取り温度の好ましい下限は、３５０℃である。
【0064】
上記の熱延鋼板については、必要に応じて軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもよい。また、冷間圧延、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっき工程に供してもよい。
【0065】
冷間圧延は通常の圧下率、例えば３０～９０％で行う冷間圧延でよい。
【0066】
冷間圧延板の表面にめっき層を設ける場合には、ホットスタンプ工程におけるスケール生成の抑制やホットスタンプ成形部材の耐食性向上等の目的に応じて、公知の各種の溶融金属めっきや電気めっきなどを施してもよい。
【0067】
（ホットスタンプ成形体の製造方法）
上記のようにして得られたホットスタンプ用鋼板を用いて、例えば、下記の製造法によりホットスタンプ成形体を製造する。
上記のようにして得られたホットスタンプ用鋼板を用いて、例えば、下記の製造法によりホットスタンプ成形体を製造する。
【0068】
「加熱工程」
ホットスタンプ工程においては平均加熱速度１５０℃／ｓ以下で加熱する。平均加熱速度が１５０℃／ｓを超えた場合は炭化物の再溶解が進まずに局所的にオーステナイト中の炭素濃度が不均一となり、オートテンパー量にばらつきを生じることから不均質な組織となり、曲げ性が劣化する場合がある。好ましくは１００℃／ｓ以下で加熱する。加熱速度の下限は特に限定しないが、生産性の観点より好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは２℃／ｓ以上である。加熱温度は、Ａｃ３点以上とし、該温度域で１０～３００秒保持した後、熱間成形する。加熱温度がＡｃ３点未満の場合、２相域加熱となり、フェライトの析出が生じるため不均質組織となるのに加え炭化物再溶解が進まないために曲げ性が劣化するという問題がある。このため、加熱温度の下限をＡｃ３点以上とする。好ましくはＡｃ３＋２０℃である。加熱温度の上限は特に限定しないが、温度が高いほど加熱コストが上昇するため、生産コストの観点より加熱温度の上限をＡｃ３点＋１００℃以下とする。好ましくは、Ａｃ３点＋８０℃以下である。Ａｃ３点は下記式（２）により表される。（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×Ｃ０．５＋６６×Ｓｉ－２５×Ｍｎ＋７００×Ｐ－１１×Ｃｒ＋１０９×Ａｌ＋４００×Ｔｉ－１５．２×Ｎｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ ・・・式（２）
ホットスタンプ工程においては平均加熱速度１５０℃／ｓ以下で加熱する。平均加熱速度が１５０℃／ｓを超えた場合は炭化物の再溶解が進まずに局所的にオーステナイト中の炭素濃度が不均一となり、オートテンパー量にばらつきを生じることから不均質な組織となり、曲げ性が劣化する場合がある。好ましくは１００℃／ｓ以下で加熱する。加熱速度の下限は特に限定しないが、生産性の観点より好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは２℃／ｓ以上である。加熱温度は、Ａｃ３点以上とし、該温度域で１０～３００秒保持した後、熱間成形する。加熱温度がＡｃ３点未満の場合、２相域加熱となり、フェライトの析出が生じるため不均質組織となるのに加え炭化物再溶解が進まないために曲げ性が劣化するという問題がある。このため、加熱温度の下限をＡｃ３点以上とする。好ましくはＡｃ３＋２０℃である。加熱温度の上限は特に限定しないが、温度が高いほど加熱コストが上昇するため、生産コストの観点より加熱温度の上限をＡｃ３点＋１００℃以下とする。好ましくは、Ａｃ３点＋８０℃以下である。Ａｃ３点は下記式（２）により表される。（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×Ｃ０．５＋６６×Ｓｉ－２５×Ｍｎ＋７００×Ｐ－１１×Ｃｒ＋１０９×Ａｌ＋４００×Ｔｉ－１５．２×Ｎｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ ・・・式（２）
【0069】
「成形工程」
成形工程は、６５０～８００℃の温度域で、ホットスタンプ用鋼板に下記式（３）に示される条件を満足する面圧Ｐ（ＭＰａ）が付与されるように行う。面圧Ｐは、ホットスタンプ用鋼板に付与される単位面積当たりの加圧力であり、加圧力／ホットスタンプ用鋼板の面積から求められる。
－０．６５Ｍｓ＋４００≦Ｐ≦２００・・・式（３）
ただし、上記式（３）中のＭｓは、下記式（４）によって求めることができる。
Ｍｓ＝５３９－４２３（％Ｃ）－３０（％Ｍｎ）－１２（％Ｃｒ）－１７（％Ｎｉ）－７．５（％Ｍｏ）・・・式（４）
成形工程は、６５０～８００℃の温度域で、ホットスタンプ用鋼板に下記式（３）に示される条件を満足する面圧Ｐ（ＭＰａ）が付与されるように行う。面圧Ｐは、ホットスタンプ用鋼板に付与される単位面積当たりの加圧力であり、加圧力／ホットスタンプ用鋼板の面積から求められる。
－０．６５Ｍｓ＋４００≦Ｐ≦２００・・・式（３）
ただし、上記式（３）中のＭｓは、下記式（４）によって求めることができる。
Ｍｓ＝５３９－４２３（％Ｃ）－３０（％Ｍｎ）－１２（％Ｃｒ）－１７（％Ｎｉ）－７．５（％Ｍｏ）・・・式（４）
【0070】
ここで、オーステナイト域まで加熱されたホットスタンプ用鋼板に十分に高い面圧を付与することによりせん断変形を与えると、オーステナイト粒界に応力集中が生じて、マルテンサイト変態が進行しやすくなる。その結果、マルテンサイト変態が８０％完了する温度（Ｍ８０）を上昇することができ、結果として、差（Ｍｓ－Ｍ８０）を小さくすることが可能となる。そして、このような条件で成形を行えば、マルテンサイト変態が進行しやすく、マルテンサイト結晶粒がオートテンパーされる温度が高くなるので、ホットスタンプ成形体のオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を多くすることが可能となる。
【0071】
よって、ホットスタンプ用鋼板に「－０．６５Ｍｓ＋４００」以上の面圧Ｐを付与する必要がある。一方、面圧Ｐは、プレス機の設備能力との関係で、２００ＭＰａが実質的な上限となる。
【0072】
Ｍｓ点は、上昇すれば、マルテンサイト変態が開始する温度が高くなり、それに伴ってオートテンパーされるマルテンサイト結晶粒も増加する。このため、Ｍｓ点は、２５０℃以上であることが好ましく、２９０℃以上であることがより好ましい。Ｍｓ点の上限は、オートテンパーの過剰な促進に伴う炭化物粗大化によって曲げ性が劣化することを抑制するという理由から、５５０℃とするのが好ましい。Ｍｓ点の上限は、５００℃とするのがより好ましい。
【0073】
なお、熱間プレスには比較的小型のプレス装置が用いられてきた。これは、加熱装置から抽出された加熱された鋼板を、高温の状態のままで、加圧力が非常に大きい大型のプレス装置に装入し、プレス加工を行うことは容易ではないこと、大型のプレス装置による加工を前提とすると製造コストが非常に大きくなること、そもそも、オーステナイト域まで加熱されたホットスタンプ用鋼板は変形しやすいため、大型のプレス装置を使用する必要がないことなどの理由による。このため、従来の熱間プレス加工時の面圧は非常に小さく、前記式（３）の範囲の下限未満の面圧となる。
【0074】
「冷却工程」
ホットスタンプ成形後から２５０℃までの温度域の冷却速度（平均冷却速度）は、２０℃／ｓ以上、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。ホットスタンプ成形後から２５０℃までの冷却速度を２０℃／ｓ以上、５００℃／ｓ以下に制御することにより、ホットスタンプ成形体のミクロ組織をマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）とすることが可能となる。冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、焼きが入らずミクロ組織中にフェライト等の軟質相が形成し、ホットスタンプ成形体の５９０ＭＰａの引張強さを下回る場合がある。このため、冷却速度を２０℃／ｓ以上とするのがよい。好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が５００℃／ｓ超となる場合、マルテンサイトのオートテンパーが進まず、曲げ性が劣化する場合がある。このため、冷却速度を５００℃／ｓ以下とする。好ましくは、３００℃／ｓ以下である。
ホットスタンプ成形後から２５０℃までの温度域の冷却速度（平均冷却速度）は、２０℃／ｓ以上、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。ホットスタンプ成形後から２５０℃までの冷却速度を２０℃／ｓ以上、５００℃／ｓ以下に制御することにより、ホットスタンプ成形体のミクロ組織をマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）とすることが可能となる。冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、焼きが入らずミクロ組織中にフェライト等の軟質相が形成し、ホットスタンプ成形体の５９０ＭＰａの引張強さを下回る場合がある。このため、冷却速度を２０℃／ｓ以上とするのがよい。好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が５００℃／ｓ超となる場合、マルテンサイトのオートテンパーが進まず、曲げ性が劣化する場合がある。このため、冷却速度を５００℃／ｓ以下とする。好ましくは、３００℃／ｓ以下である。
【0075】
一方、２５０℃以下の温度域の冷却速度は、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を高めるために、極力低下することが重要である。すなわち、２５０℃から１００℃までの温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上、５０℃／ｓ以下で冷却する。
【0076】
上記ホットスタンプ成形後に強度調整を目的として、１００℃～３５０℃の温度域で焼戻しを行ってもよい。ホットスタンプ成形体の引張強さを高めるためには、ホットスタンプ成形後に、３５０℃以上に加熱しないことが好ましい。必要に応じて、ホットスタンプ成形後の加熱温度を、３００℃以下、２５０℃以下又は２００℃以下としてもよい。また、ホットスタンプ成形体の変形能向上を目的として、ホットスタンプ成形後に成形体の一部に軟化領域を有してもよい。ここでいう軟化領域とは、例えば、成形体の一部を（例えばフランジ部など）部分的に焼戻し、成形体の一部に軟化領域を設ける等を意味する。また、成形加工時には、十分に高い面圧を付与したとしても、その形状によっては部分的に上記式（３）左辺値を下回る部位が生じる。このような部位も軟化領域という。
【0077】
なお、本発明は、結晶粒の転位密度が低いほど、ＧＡＩＱ値が高い値になることを利用して、オートテンパーによって転位密度が低くなった結晶粒と、オートテンパーされておらず、転位密度が高いままの結晶粒とを分離することとしている。しかし、マルテンサイト結晶粒の転位密度は焼戻しの実施により小さくなる。例えば、ホットスタンプ成形時の面圧が低く、得られたホットスタンプ成形体の結晶粒がオートテンパーされていない場合でも、その後に、焼戻しを実施する場合がある。その焼戻し温度が比較的低温（２００℃程度）の場合、ＧＡＩＱ値は３５０００未満となるが、比較的高温（３５０℃以上）の場合、ホットスタンプ成形体の引張強さＴＳが低下したり、ＧＡＩＱ値が３５０００以上４５０００未満になることがある。このような比較的高温で焼き戻しされた成形体と、本願のオートテンパーされた成形体とのミクロ組織上の差異はなく、その違いを見出すことは出来なかった。しかし、このように高温の焼戻しが実施されたホットスタンプ成形体は、機械的特性、特に曲げ性が劣化し、本発明で要求される性能、具体的には、最大曲げ角度α（ｄｅｇ）が９０以上という性能を有しないことを見出した。
【実施例】
【0078】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【0079】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によって得た鋼片を、１２００℃で３０分保持した後、仕上温度が９７０℃の条件で熱間圧延し、得られた熱延鋼帯を５５０℃で巻き取った。この熱延鋼帯を、総圧下率が５０％の条件で冷間圧延し、厚さ１．６ｍｍのホットスタンプ用鋼板を得た。一部のホットスタンプ用鋼板には溶融亜鉛めっきを施して、ホットスタンプ用めっき鋼板を得た。各ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ用めっき鋼板（以下、「ホットスタンプ用鋼板」と総称する。）について、表２に示す条件でホットスタンプ成形を実施して、ホットスタンプ成形体を得た。一部のホットスタンプ成形体には焼鈍を行った。
【0080】
ホットスタンプ成形体について、上述の測定方法によりミクロ組織の測定を行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性を測定した。その結果を、表３に示す。また、図２には、発明鋼である試験Ｎｏ．９について、ＧＡＩＱ値３５０００および４５０００を境界値として３値化して作成したＧＡＩＱマップを示す。ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により測定し、評価した。
【0081】
「引張強さ及び延性」
ホットスタンプ成形体の引張強さおよび延性は、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＴ．ＥＬ（％）を測定した。
ホットスタンプ成形体の引張強さおよび延性は、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＴ．ＥＬ（％）を測定した。
【0082】
「曲げ性」
曲げ性は、ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８‐１００（２０１７年４月版）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度αを求めた。αが９０（ｄｅｇ）以上を曲げ試験の合格と判断した。
（測定条件）
試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延直角方向）
曲げ稜線：曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２．０× 板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ
曲げ性は、ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ２３８‐１００（２０１７年４月版）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度αを求めた。αが９０（ｄｅｇ）以上を曲げ試験の合格と判断した。
（測定条件）
試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延直角方向）
曲げ稜線：曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２．０× 板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ
【0083】
「亀裂伝播抵抗」
亀裂伝播抵抗は、次の方法で評価した。ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）から、板厚が１．２ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍのシャルピー試験片を採取した。試験片の長手を圧延方向とし、圧延方向と垂直な方向に長さ２ｍｍのＶノッチを加工した。作製した試験片を３枚重ねてビスで固定し、計装化衝撃試験に供した。計装化衝撃試験は室温で行い、試験開始から終了までの時間と衝撃力とを測定した。計装化衝撃試験の試験速度と計測した時間との積から変位を算出した。シャルピー試験片の破面の長さが８ｍｍであるため、変位が８ｍｍ以上の領域で観測された衝撃力の平均値をバックグラウンドとした。全測定点の衝撃力からバックグラウンドを差し引いた後、衝撃力－変位曲線を作成した。
亀裂伝播抵抗は、次の方法で評価した。ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）から、板厚が１．２ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍのシャルピー試験片を採取した。試験片の長手を圧延方向とし、圧延方向と垂直な方向に長さ２ｍｍのＶノッチを加工した。作製した試験片を３枚重ねてビスで固定し、計装化衝撃試験に供した。計装化衝撃試験は室温で行い、試験開始から終了までの時間と衝撃力とを測定した。計装化衝撃試験の試験速度と計測した時間との積から変位を算出した。シャルピー試験片の破面の長さが８ｍｍであるため、変位が８ｍｍ以上の領域で観測された衝撃力の平均値をバックグラウンドとした。全測定点の衝撃力からバックグラウンドを差し引いた後、衝撃力－変位曲線を作成した。
【0084】
図３には、衝撃力－変位曲線の模式図を示す。得られた衝撃力－変位曲線について、変位が０ｍｍから８ｍｍまでの曲線下の面積を算出し、得られた値を全衝撃エネルギーとした。次に、衝撃力－変位曲線の急激な低下が開始する衝撃力(図３中の亀裂発生時)を探し、対応する変位(亀裂発生時変位)を求めた。変位０ｍｍから亀裂発生時変位までの曲線下の面積を算出して、亀裂発生エネルギーとした。全吸収エネルギーから亀裂発生エネルギーを差し引いた値を亀裂伝播エネルギーとした。全衝撃エネルギーに対する亀裂伝播エネルギーの割合を亀裂の伝播抵抗の指標とした。この全衝撃エネルギーに対する亀裂伝播エネルギーの割合が１０％以上である場合を亀裂の伝播抵抗に優れるとして合格（○）と判定し、１０％未満である場合を不合格(×)と判定した。
【0085】
「評価方法」
引張強さが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満であり、全伸びＴ．ＥＬ（％）が２５％以上であり、かつ、曲げ性試験および亀裂伝播抵抗が合格となった場合を、強度、延性、曲げ性および亀裂伝播抵抗に優れると判断した。上記４つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、強度、延性、曲げ性および亀裂伝播抵抗に劣ると判断した。
引張強さが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満であり、全伸びＴ．ＥＬ（％）が２５％以上であり、かつ、曲げ性試験および亀裂伝播抵抗が合格となった場合を、強度、延性、曲げ性および亀裂伝播抵抗に優れると判断した。上記４つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、強度、延性、曲げ性および亀裂伝播抵抗に劣ると判断した。
【0086】
【表1】
【0087】
【表2】
【0088】
【表3】
【0089】
表１～３に示すように、本発明で規定される条件を満足する例は、いずれも機械的特性に優れていた。本発明で規定される条件を満足しない例は、いずれも機械的特性に劣っていた。
【0090】
試験Ｎｏ．１は、Ｃ含有量の下限を下回ったために、マルテンサイトが軟質となり、５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られなかった。試験Ｎｏ．５は、Ｃ含有量の上限を上回ったために、オートテンパー量が低くなり、９８０ＭＰａ以上の引張強さを示し、また曲げ性および亀裂伝播抵抗が劣化していた。試験Ｎｏ．６は、Ｓｉ含有量の下限を下回ったために、焼戻し軟化抵抗が得られず、５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られなかった。試験Ｎｏ．１０は、Ｓｉ含有量の上限を上回ったために、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト単相とならず、フェライトが過剰に生成した結果、マルテンサイトのＧＡＩＱ３５０００以上４５０００未満の面積率が３０％未満となり、十分なオートテンパー量を確保できなかった。試験Ｎｏ．１１は、Ｍｎ含有量の下限を下回ったために、焼入れ性が劣化し、フェライトが過剰に生成した。その結果、十分なオートテンパー量を確保できず、亀裂伝播抵抗が劣化していた。
【0091】
試験Ｎｏ．１５は、Ｍｎ含有量の上限を上回ったために、ミクロ偏析によって亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．１６は、Ｐ含有量の上限を上回ったために、粒界偏析によって粒界強度が低下し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．１７は、Ｓ含有量の上限を上回ったために、多量の介在物が生成し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．１８は、Ａｌ含有量の下限を下回ったために、鋼中にブローホールが発生し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．１９は、Ａｌ含有量の上限を上回ったために、粗大なＡｌ酸化物が生成し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．２０は、Ｎ含有量の上限を上回ったために、粗大な窒化物が生成し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．２１は、Ｎｂ含有量の下限を下回ったために、旧オーステナイト粒組織が粗大となり焼入れ性が増大し、フェライトがほとんど生成せず、伸びが低下した。
【0092】
試験Ｎｏ．２２は、Ｎｂ含有量の上限を上回ったために、フェライトが過剰に生成し、十分なオートテンパー量を確保できず、亀裂伝播抵抗が劣化していた。試験Ｎｏ．３３は、ホットスタンプ加熱温度が低すぎたためにオーステナイト単相化が十分に進まず、フェライトが過剰に生成し、亀裂伝播抵抗が劣化していた。試験Ｎｏ．３４は、面圧の下限を下回ったため、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が低下した。試験Ｎｏ．３５は、プレス能力を超えた負荷となり、成形できず、ミクロ組織および機械的特性の評価ができなかった。試験Ｎｏ．３６は、成形～２５０℃の冷却速度が下限を下回ったために、焼きが入らず５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られなかった。
【0093】
試験Ｎｏ．３７は、成形～２５０℃の冷却速度が上限を上回ったために、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．３８は、２５０～１００℃の冷却速度が上限を上回ったために、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．３９は、ホットスタンプ加熱温度が低すぎたためにオーステナイト単相化が十分に進まず、フェライトが過剰に生成した結果、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．４０は、面圧の下限を下回ったため、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．４１は、プレス能力を超えた負荷となり、成形できず、ミクロ組織および機械的特性の評価ができなかった。試験Ｎｏ．４２は、成形～２５０℃の冷却速度が下限を下回ったために、焼きが入らず５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られなかった。
【0094】
試験Ｎｏ．４３は、成形～２５０℃の冷却速度が上限を上回ったために、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．４４は、２５０～１００℃の冷却速度が上限を上回ったために、オートテンパー量が不足し、亀裂伝播抵抗が劣化した。試験Ｎｏ．４５および４６は、ホットスタンプ成形後の高温焼き戻しによってＧＡＩＱ３５０００以上４５０００未満が面積率３０％以上の条件を満足する。しかし、これらの例では、面圧の下限を下回り、オートテンパー量が不足しており、また、炭化物が粗大化して曲げ割れ起点となり、亀裂伝播を促進し、曲げ性が劣化した。試験Ｎｏ．４７は、面圧の下限を下回り、ホットスタンプ成形後に焼戻しを実施したものの、オートテンパー量が不足し、曲げ性が劣化した。
【0095】
また、図２に示すように、発明鋼である試験Ｎｏ．９では、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒、すなわち転位密度が低い領域が、オートテンパーされていない結晶粒に比べて多いことが分かる（面積率６５％）。
【産業上の利用可能性】
【0096】
本発明によれば、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の強度と、破断伸び（全伸び）：２５％以上の優れた延性と、α：９０ｄｅｇ以上の優れた曲げ性と、優れた亀裂伝播抵抗を兼備するホットスタンプ成形体が得られる。
【図1】
【図2】
【図3】