JP2021155786A - ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ホットスタンプ成形とその際の焼入れのままで、耐破壊特性に優れ、1.8GPa以上の引張強度を有し、耐破壊特性に優れるホットスタンプ部品を製造する。【解決手段】化学組成が、質量％で、C:0.26-0.50%、Si:0.001-2.0%、Mn:0.001-3.0%、P:0.1%以下、S:0.0015%以下、Nb:0.01-0.10%、Cr:0.001-0.50%、Al:0.0001-0.1%、Ti:0.001-0.50%、O:0.0030%未満、B:0.0006-0.0030%、N:0.010%以下、残部:Feおよび不純物であり、金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であり、板厚の1/4-3/4の深さ位置における10μm以上の長さを有するMnSの個数密度が1.50個/10000μm2未満であり、板厚の1/4-3/4の深さ位置における直径1.0μm以上のNbTi(C,N)の個数密度が0.50個/10000μm2未満であるとともに、直径0.1μm以上、Cr濃度1.0%以上かつMn濃度2.0%以上のθの個数密度が10.0個/10000μm2未満である、ホットスタンプ部品用鋼板。【選択図】 なし

Description

本発明は、ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法に関する。

近年、使用する鋼材の高強度化を図ることにより自動車の重量を低減する努力が、自動車の燃費向上のために、強力に行われている。その結果、自動車に広く利用されている薄鋼板を冷間プレス成形して製造される部品（以下、「プレス成形部品」という）の製造において、複雑な形状を有するプレス成形部品を製造することが、鋼板の強度の増加に伴うプレス成形性の低下により、困難になっている。

具体的には、鋼板の延性の低下に起因して、プレス成形部品における加工度が高い部位で破断したり、いわゆるスプリングバックおよび壁反りが大きくなってプレス成形部品の寸法精度が低下するといった問題が多発している。特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板からなるプレス成形部品を製造することは容易なことではない。

冷間プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度鋼板からなるロール成形部品を容易に製造することができる。しかし、ロール成形では、長手方向へ一定の横断面を有するロール成形部品しか製造できず、複雑な横断面形状を有するプレス成形部品を製造することはできない。

これに対し、加熱した鋼板をプレス成形するホットスタンプ法（熱間プレス成形法ともいう）では、成形時の高温の鋼板が軟質かつ高延性になっているため、複雑な形状を有するプレス成形部品を、破断およびスプリングバックさらには壁反りといった成形不良を生じることなく、寸法精度よく成形できる。

その上、ホットスタンプ法によれば、鋼板をオーステナイト単相域の温度に加熱してからプレス成形し、プレス成形に用いる金型の内部で成形品を急速に冷却して焼入れることによって、鋼板の成形と同時に、マルテンサイト変態によるプレス成形部品の高強度化を図ることもできる。このように、ホットスタンプ法は、高強度のプレス成形部品の製造に適した優れた技術である。なお、以降の説明では、ホットスタンプ法により製造されたプレス成形部品を「ホットスタンプ部品」という。

現在、ホットスタンプ部品の一例として、比較的単純な形状を有するバンパーレインフォースメントが知られている。引張強度が１．５ＧＰａ級のホットスタンプ部品は、既に、バンパーレインフォースメントなど、例えばＢピラーレインフォースメントといったボディシェルの構造部材（骨格部材）に広く用いられている。

近年、より高強度、特に引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造することが検討されており、例えばＢピラーレインフォースメントといった、衝突の際に衝撃荷重を主に負担することになるボディシェルの構造部材（骨格部材）にも、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を用いることが検討されている。

ところが、ホットスタンプ部品の引張強度が１．８ＧＰａ以上という超高強度に達すると、ホットスタンプ部品の変形能が不足してホットスタンプ部品の耐破壊特性（例えば曲げ性）が低下し、衝突時に、ホットスタンプ部品の吸収エネルギーが低下したり、ホットスタンプ部品自体が破断したりするおそれが高まる。このため、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品として実用化されているのは、１．８ＧＰａ級のバンパーレインフォースメントだけであり、実際、変形能の高い引張強さ１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造した例はこれまで報告されていない。

このため、引張強さが１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造するためには、ホットスタンプ部品に、さらに焼戻し処理を施して変形能を高める必要がある。しかし、ホットスタンプ工程に焼戻し工程を追加することは、作業効率の低下および設備費の上昇により、ホットスタンプ部品の製造コストが著しく上昇する。

特許文献１には、Ｃ：０．２５〜０．４５％（本明細書では化学組成または濃度に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する）、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下およびＡｌ：１％以下の１種または２種以上を含有する鋼板をＡｃ_３点以上（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下保持した後にプレス成形を行い、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上で、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒で、冷却を行うことによって、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下である自動焼戻しマルテンサイトにより構成される鋼組織を有し、焼入れままで靱性に優れた引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品と、このホットスタンプ部品用鋼板が開示されている。

特許文献２，３には、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５を満たす量のＴｉ、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下およびＡｌ：１％以下の１種又は２種以上を含有する化学組成を有する鋼板をＡｃ_３点以上（Ａｃ_３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下保持した後にプレス成形を行い、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上で、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒で、冷却を行うことによって、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下である自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有し、焼入れままで靱性に優れた引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品が開示されている。

特許文献４には、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％未満、Ｍｎ：１．０〜１．７％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０６％、Ｎ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．６％、Ｂ：０．０００１０〜０．００４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０３〜０．１２％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、最大長さ１０μｍ以上の介在物および析出物の数密度が１００個／ｍｍ^２以下であるとともに、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼板に対しホットスタンプを行うことにより得られる、１．８〜２．５ＧＰａの引張強度を有し、かつ優れた靱性を有するホットスタンプ鋼板部材が開示されている。

特開２００６−１５２４２７号公報 国際公開第２００７／１２９６７６号 特開２０１２−１８０５９４号公報 特開２０１７−４３８２５号公報

特許文献１〜４により開示された発明によれば、確かに、焼入れままで引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品が提供される。

しかし、上述したように、ボディシェルの構造部材（骨格部材）にも引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を用いるためには、ホットスタンプ部品には、高強度化（引張強度１．８ＧＰａ以上）のみならず、さらなる変形能の改善による耐破壊特性（例えば曲げ性）の向上が必要である。このような観点から、特許文献１〜４により開示されたホットスタンプ部品の変形能および耐破壊特性には、まだ改善の余地がある。

本発明は、従来の技術が有するこの課題に鑑みてなされたものであり、焼入れ後の焼戻しを行わずに、変形能と衝突時の耐破壊特性に優れ、かつ引張強さが例えば１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造する技術を提供することを目的とする。

一般的に、ホットスタンプ部品の引張強度が高くなると、ホットスタンプ部品の曲げ性の確保が難しくなる。本発明者らは、衝突時におけるホットスタンプ部品の耐破壊特性の改善に着目して鋭意研究を重ねた結果、以下に列記の知見Ａ〜Ｄを得て、本発明を完成した。

（Ａ）ホットスタンプ部品用鋼板について三点曲げを行ったところ、その割れ部には延伸したＭｎＳが存在し、このＭｎＳに起因したディンプルが破面に多数確認された。すなわち、延伸したＭｎＳが破壊の起点になる。このため、ホットスタンプ部品用鋼板では延伸したＭｎＳを低減する必要がある。

（Ｂ）ホットスタンプ部品を確認したところ、ホットスタンプ法ではホットスタンプ部品用鋼板をオーステナイト単相域に加熱するにも拘らず、低強度化および低変形能を引き起こす未溶解の微細なセメンタイトが多数存在した。このため、セメンタイトの溶解を促進する必要がある。

（Ｃ）変形能の低下を回避するためにＮｂを添加すると、Ｎｂ系炭化物が生成してボイドの生成の起点になる。ボイドの生成を抑制するためには、Ｎｂ含有量を適正化する必要がある。

（Ｄ）すなわち、ホットスタンプ部品用鋼板およびホットスタンプ部品の製造過程において、鋼中の介在物および炭化物等の、衝突時のホットスタンプ部品の破壊の起点となる不純物をできるだけ低減することにより、ホットスタンプ部品の耐破壊特性を大きく改善することができ、これにより、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を、例えばボディシェルの構造部材（骨格部材）にも用いることが可能になる。

本発明は以下に列記の通りである。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．５０％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．５０％、Ｏ：０．００３０％未満、Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、Ｎ：０．０１０％以下、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であり、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１０μｍ以上の長さを有するＭｎＳの個数密度が１．５０個／１００００μｍ^２未満であり、前記板厚の１／４〜３／４の深さ位置における直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度が０．５０個／１００００μｍ^２未満であるとともに、直径０．１μｍ以上、Ｃｒ濃度１．０質量％以上かつＭｎ濃度２．０質量％以上のセメンタイトの個数密度が１０．０個／１００００μｍ^２未満である、ホットスタンプ部品用鋼板。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｖ：２．０％以下、Ｔａ：０．５％以下、およびＷ：３．０％以下から選択される１種以上を有する、上記（１）に記載のホットスタンプ部品用鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、およびＭｏ：０．５％以下から選択される１種以上を有する、上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ部品用鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｌａ：０．０３％以下、およびＣｅ：０．０３％以下から選択される１種以上を有する、上記（１）から（３）のいずれかに記載のホットスタンプ部品用鋼板。

（５）上記（１）から（４）のいずれかに記載のホットスタンプ部品用鋼板を製造する方法であって、
前記化学組成を有する鋼塊または鋼片を１２００〜１３５０℃で１時間以上加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了し、Ａｅ_３＋５０℃以上で仕上げ圧延を完了する圧延工程と、
５００〜６００℃で巻き取る巻取工程と、
冷間圧延工程と、
を含む、ホットスタンプ部品用鋼板の製造方法。

（６）前記冷間圧延工程の後に、７３０〜９００℃で焼鈍する焼鈍工程を含む、上記（５）に記載のホットスタンプ部品用鋼板の製造方法。

本発明により、焼戻しを行わずに、ホットスタンプ成形とその際の焼入れのままで、超高強度（特に引張強度が１．８ＧＰａ以上）を有するとともに耐破壊特性が大きく改善されたホットスタンプ部品を製造することが可能になる。これにより、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を、例えばボディシェルの構造部材（骨格部材）にも用いることが可能になるとともに、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造コストの上昇を防ぐことができる。

本発明を説明する。

１．本発明に係るホットスタンプ部品用鋼板
（１）化学組成
はじめに、必須元素を説明する。

（１−１）Ｃ：０．２６〜０．５０％
Ｃは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を主に決定する非常に重要な元素である。特に、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度１．８ＧＰａ以上を確保するために、Ｃ含有量は、０．２６％以上であり、０．２８％以上が好ましく、０．３０％以上がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度が高くなり過ぎるために変形能の劣化が著しくなる。このため、Ｃ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３８％以下がさらに好ましい。

（１−２）Ｓｉ：０．００１〜２．０％
Ｓｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して達成することに効果がある。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がさらに好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると脆化し、曲げ性が大きく低下する。このため、Ｓｉ含有量は、２．０％以下であり、１．５％以下が好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。

（１−３）Ｍｎ：０．００１〜３．０％
Ｍｎは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。Ｍｎ含有量が０．００１％未満ではこの効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は、０．００１％以上であり、０．５％以上が好ましく、１．０％以上がさらに好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、セメンタイト中のＭｎ濃度が上昇し、ホットスタンプ加熱時にセメンタイトが溶解し難くなり、曲げ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下であり、２．５％以下が好ましく、２．０％以下がさらに好ましい。

（１−４）Ｐ：０．１％以下
Ｐは焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を大きく劣化させるため、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、０．１％の含有は許容される。したがって、Ｐ含有量は、０．１％以下である。しかし、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するには製鋼コストの上昇が避けられない。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

（１−５）Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは、少ないほど変形能と耐破壊特性が向上するため、Ｓ含有量は、０．００１５％以下であり、好ましくは０．００１％未満である。ただし、Ｓ含有量を少なくするには脱Ｓコストがかかるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、０．０００３％以上がさらに好ましい。

（１−６）Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ホットスタンプ部品用鋼板をＡｃ_３点以上に加熱したときに、再結晶を抑制し、かつ微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするため、ホットスタンプ部品の靱性を大きく改善する効果を有する。この効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上であり、０．０２％以上が好ましく、０．０４％以上がさらに好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えるとＮｂＴｉ炭窒化物の個数密度が増加し曲げ性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下であり、０．０８％以下が好ましく、０．０６％以下がさらに好ましい。

（１−７）Ｃｒ：０．００１〜０．５０％
Ｃｒは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がさらに好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えるとセメンタイト中のＣｒ濃度が上昇し易く、ホットスタンプの加熱時にセメンタイトが溶解し難くなり焼入れ性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下であり、０．４％以下が好ましく、０．３％以下がさらに好ましい。

（１−８）Ａｌ：０．０００１〜０．１％
Ａｌは、溶鋼を脱酸し鋼板を健全化することに効果がある元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量は、０．０００１％以上であり、０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がさらに好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えるとアルミナが粗大化することにより曲げ性が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は、０．１％以下であり、０．０６％以下が好ましく、０．０４％以下がさらに好ましい。

（１−９）Ｔｉ：０．００１〜０．５０％
Ｔｉは、Ｎと優先的に結合しＴｉＮを生成し、ＢＮの生成によるＢの消費を抑制し、Ｂを有効に機能させる効果を有する。この効果を確実に得るために、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、ＴｉＮが粗大化し曲げ性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下であり、０．０４％以下が好ましく、０．０３％以下がさらに好ましい。

（１−１０）Ｏ：０．００３０％未満
Ｏは、不純物として鋼中に存在する。Ｏが存在すると、酸化物を形成して耐破壊特性を低下させるために、Ｏ含有量は少ないほうが好ましいが、０．００３０％程度の含有は許容される。このため、Ｏ含有量は０．００３０％未満である。

（１−１１）Ｂ：０．０００６〜０．００３０％
Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保する効果を高めることに有効である。また、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界強度を高め、ホットスタンプ部品の靱性を向上させる点でも重要な元素である。さらに、Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する効果も高い。この効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００６％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、Ｂ炭窒化物が生成し、固溶Ｂ量が低下することによって焼入れ性が低下する。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。

（１−１２）Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する。Ｎが存在すると、Ｂと結合しＢＮを生成し、Ｂの効果を減少させるため、Ｎ含有量は少ないほうが好ましいが、０．０１０％程度の含有は許容される。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がさらに好ましい。

次に、任意元素を説明する。

（１−１３）Ｖ：２．０％以下
Ｖは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｖ含有量が２．０％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｖ含有量は、２．０％以下であり、１．５％以下が好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であり、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がさらに好ましい。

（１−１４）Ｔａ：０．５％以下
Ｔａは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｔａ含有量が０．５％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｔａ含有量は、０．５％以下であり、０．４％以下が好ましく、０．３％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．１％以上がさらに好ましい。

（１−１５）Ｗ：３．０％以下
Ｗは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｗ含有量が３．０％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下であり、２．０％以下が好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がさらに好ましい。

（１−１６）Ｎｉ：５．０％以下
Ｎｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｎｉ含有量が５．０％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｎｉ含有量は、５．０％以下であり、３．０％以下が好ましく、２．０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であり、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がさらに好ましい。

（１−１７）Ｃｕ：３．０％以下
Ｃｕは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｃｕ含有量が３．０％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｃｕ含有量は３．０％以下であり、２．０％以下が好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は、０．１％以上であり、０．２％以上が好ましく、０．５％以上がさらに好ましい。

（１−１８）Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．５％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｍｏ含有量は０．５％以下であり、０．４％以下が好ましく、０．３％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．００５％以上であり、０．１％以上が好ましく、０．２％以上がさらに好ましい。

（１−１９）Ｍｇ：０．００３％以下
Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｍｇ含有量が０．００３％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｍｇ含有量は、０．００３％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。

（１−２０）Ｃａ：０．００３％以下
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃａ含有量が０．００３％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃａ含有量は、０．００３％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。

（１−２１）Ｌａ：０．０３％以下
Ｌａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｌａ含有量が０．０３％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｌａ含有量は、０．０３％以下であり、０．０２％以下が好ましく、０．０１％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｌａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がさらに好ましい。

（１−２２）Ｃｅ：０．０３％以下
Ｃｅは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃｅ含有量が０．０３％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃｅ含有量は、０．０３％以下であり、０．０２５％以下が好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｅ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がさらに好ましい。

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石、スクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。

（２）金属組織
（２−１）フェライトおよびパーライトの混合組織
本発明に係る鋼板は、ホットスタンプ用ブランクの加工性の観点、ホットスタンプ時の成形性および焼入性などの観点から、その金属組織は、フェライトおよびパーライトの混合組織を有する。フェライトおよびパーライトの混合組織は、面積率で、１０〜７０％のフェライトと、３０〜９０％のパーライトとを含み、フェライトおよびパーライトの面積率の和が、８０〜１００％である金属組織を備えるものであることが好ましく、３０〜７０％のフェライトと、３０〜７０％のパーライトとを含み、フェライトおよびパーライトの面積率の和が、９０〜１００％である金属組織を備えるものであることがより好ましい。フェライトおよびパーライト以外の残部の金属組織としては、ベイナイトなどが例示される。残部組織は、面積率で、２０％まで許容される。残部組織は、面積率で、１０％以下であることが好ましい。

（２−２）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１０μｍ以上の長さを有するＭｎＳの個数密度：１．５０個／１００００μｍ^２未満
連続鋳造により製造したスラブの中心部は偏析が多くなる。スラブを圧延し薄板としても偏析は引き継がれ、薄板の中央部には偏析が多くなる。このため、本発明では、板厚中心部（１／４〜３／４ｔ）の位置に着目する。

ＭｎＳが割れの起点になることは知られている。本発明では、鋼中のＳ含有量を、０．００１５％以下、好ましくは０．００１％未満に減少させることによりＭｎＳの生成を抑制する。

しかしながら、それでもＭｎＳの生成を充分に抑制することはできず、ＭｎＳを生成させないことにより曲げ割れ性の向上を図る。具体的には、ＭｎＳの個数密度を１．５０個／１００００μｍ^２未満とする。ただし、長さが１０μｍ未満の極微細なＭｎＳは曲げ割れ性に影響を与えない。このため、１０μｍ以上の長さを有する延伸ＭｎＳの個数密度は、１．５０個／１００００μｍ^２未満であり、好ましくは、１．４個／１００００μｍ^２以下であり、さらに好ましくは１．１個／１００００μｍ^２以下である。

（２−３）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度：０．５０個／１００００μｍ^２未満
連続鋳造により製造したスラブの中心部は偏析が多くなる。スラブを圧延し薄板としても偏析は引き継がれ、薄板の中央部には偏析が多くなる。このため、本発明では、板厚中心部（１／４〜３／４ｔ）の位置に着目する。

本発明では、ＮｂとＴｉとを必須元素として含有するため、ＮｂとＴｉとの複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が生成する。スラブ段階でのＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は粗大であり、これが圧延後の鋼板に残存すると曲げ割れの発生原因となる。本発明では、鋼中の粗大なＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）を残存させないことにより曲げ割れ性の向上を図る。

具体的には、直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）の個数密度は、０．５０個／１００００μｍ^２未満であり、好ましくは０．４５個／１００００μｍ^２以下であり、さらに好ましくは０．４０個／１００００μｍ^２以下である。

直径１．０μｍ未満のＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が存在していても、曲げ割れは悪化しない。直径１．０μｍ未満のＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が鋼中に分散することは、ピン止め作用による析出強化により鋼板の強度を高めることができるので、むしろ好ましい。

（２−４）直径０．１μｍ以上、Ｃｒ濃度１．０％以上かつＭｎ濃度２．０％以上のセメンタイトθの個数密度：１０．０個／１００００μｍ^２未満
鋼板中のセメンタイトは、鋼板を加熱するとオーステナイト中に溶解し、オーステナイト中のＣ濃度を上昇させる。ホットスタンプ工程での加熱が不十分な場合、例えば、製造効率を上げるために急速加熱し短時間加熱とした場合には、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の溶解が不十分となり、プレス加工後の接触冷却時に焼入れ性が不足し、ホットスタンプ部品の引張強度が確保できない場合がある。

通常、セメンタイトＦｅ_３ＣのＦｅ原子の一部がＣｒ，Ｍｎに置換される。ＣｒまたはＭｎに置換されたセメンタイトは安定し、加熱した時のセメンタイトの溶解をより困難にする。

このため、セメンタイト中のＣｒ濃度およびＭｎ濃度は、Ｃｒ：１．０％以上，Ｍｎ：２．０％以上のセメンタイトθの個数密度が１０．０個／１００００μｍ^２未満である。

ただし、セメンタイトの大きさが小さいと、Ｃｒ，Ｍｎを多く含有するセメンタイトが存在してもセメンタイトは短時間でも溶解することから、直径０．１μｍ以上のセメンタイトであって、Ｃｒ濃度１．０％以上かつＭｎ濃度２．０％以上のセメンタイトθの個数密度は、１０．０個／１００００μｍ^２未満であり、好ましくは９．５個／１００００μｍ^２以下であり、さらに好ましくは７．２個／１００００μｍ^２以下である。

なお、フェライトおよびパーライトの面積率、ＭｎＳの個数密度、ＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度、ならびにセメンタイトの個数密度は、例えば、実施例に記載の方法で測定することができる。

（３）用途
本発明に係る鋼板は、ホットスタンプ部品に用いられるものである。対象とするホットスタンプ部品としては、バンパーレインフォースメントおよび自動車のボディシェルの構造部材（例えばＡピラーレインフォースメント，Ｂピラーレインフォースメント，フロントサイドメンバ，リアーサイドメンバ，ルーフレール，各種クロスメンバ等）が例示される。

２．本発明に係るホットスタンプ部品用鋼板の製造方法
次に、本発明に係るホットスタンプ部品用鋼板の製造方法を説明する。
（１）圧延工程
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片を、１２００〜１３５０℃で１時間以上加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了する。
スラブ加熱によりＭｎＳ，ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が固溶する。冷却すれば、再度析出するが、固溶させた後に再析出させれば、これらの介在物は微細に分散し、１０μｍ以上の長さのＭｎＳ，直径０．１μｍ以上のＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は生成し難くなる。

ＭｎＳは、１２００〜１２５０℃程度で固溶する。また、ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、１１５０℃以上でＮｂが優先的に固溶し、さらに温度を上げるとＴｉも固溶する。Ｎｂが優先的に固溶すれば、その後の冷却過程においてＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が微細に再析出する。このため、ＭｎＳとＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）の両方を固溶させ微細析出させるために、鋼塊または鋼片の加熱温度は、１２００℃以上であり、好ましくは１２５０℃以上である。

一方、鋼塊または鋼片の加熱温度を高くし過ぎると、エネルギーコストが嵩むことから、鋼塊または鋼片の加熱温度は、１３５０℃以下であり、好ましくは１３００℃以下である。

また、鋼塊または鋼片を十分に均熱化するためには、１時間以上の加熱が有効である。しかし、鋼塊または鋼片の加熱時間が２．０時間を超えるとエネルギーコストが嵩むことから、鋼塊または鋼片の加熱時間は、２．０時間以下であることが好ましい。

鋼塊または鋼片を以上のように加熱した後、粗圧延を開始し、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了する。粗圧延の終了温度が１０００℃未満であると、後述する仕上げ圧延の完了温度を満足することができなくなる。一方、粗圧延の終了温度が１１５０℃を超えると、再結晶は進行するものの、結晶粒の粗大化が進行し、仕上げ圧延での結晶粒の粗大化につながる。

この後、Ａｅ_３＋５０℃以上で仕上げ圧延を完了する。Ａｅ_３＋５０℃より低い温度で熱間圧延を施すと、再結晶が起こらずフェライト組織が微細化し、その結果セメンタイトの生成およびセメンタイトへのＭｎ，Ｃｒの濃化が進行し易くなる。一方、熱間圧延完了温度が１０５０℃を超えると、スケール噛み込み等の表面欠陥を生じるおそれがある。したがって、熱間圧延の完了温度は１０５０℃以下であることが好ましい。

なお、Ａｅ_３点は下記式に従って算出する。
Ａｅ_３（℃）＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。

（２）巻取工程
熱間圧延後には、５００〜６００℃でコイルに巻取る。この温度域で巻取ることにより、組織をフェライトおよびパーライトからなる混合組織とすることができる。熱延コイルの放冷中にＣｒ，Ｍｎの拡散によってＦｅ_３Ｃに中に濃化することで、Ｆｅ_３Ｃが安定化する。このため、安定化を抑制するためには、巻取温度を低くし、Ｃｒ，Ｍｎの拡散速度を十分に低下させることが有効である。また、巻取温度の低下は同時にセメンタイトのサイズを小さくするため、短時間で溶解し易くなる。このため、本発明では、巻取温度は、６００℃以下であり、好ましくは５６０℃以下である。

一方、巻取温度が５００℃を下回ると、ベイナイトなどの硬質相が生成して熱間圧延に引き続いて行われる冷間圧延での圧延荷重が高くなり、生産性を阻害する。このため、巻取温度は、５００℃以上であり、好ましくは５３０℃以上である。

その後、必要に応じて、コイルに巻取られたコイル（鋼帯）を巻き戻してから、酸洗、ショットブラスト、研削等の１種または２種以上の処理により、表面に生成したスケールの除去処理（脱スケール）を行ってもよい。

（３）冷間圧延工程
巻取り後、必要に応じて冷間圧延が行われる。冷間圧延は、上述した脱スケールを実施した後に行う。冷間圧延は、周知慣用の条件を行えばよく、冷間圧延温度は１０〜６０℃とすることが好ましい。冷間圧延することにより、ホットスタンプ後の結晶粒径が微細化する、という効果がある。

（４）焼鈍工程
冷間圧延の後に、必要に応じて焼鈍が行われる。巻取り後、酸洗などを行い脱スケール後に冷間圧延工程を行わず直接焼鈍を行ってもよい。焼鈍は６００℃以上で行えばよく、セメンタイトへのＣｒ，Ｍｎの濃化を防止する観点から、オーステナイト相が析出する７００℃以上が好ましい。オーステナイト相を活用してセメンタイトの再溶解を促進することでセメンタイトへのＣｒ,Ｍｎ濃化を抑制する。しかし、焼鈍温度が９００℃を超えると、この効果が飽和するだけでなく、工業的にもエネルギーコストが増大する。

焼鈍は、アンコイル状態で行う連続焼鈍でもよいし、コイルに巻取って行う箱焼鈍でもよい。

焼鈍条件は、周知慣用の条件を採用すればよく、例えば、冷延鋼帯を連続焼鈍する場合には、７３０〜９００℃に加熱し、その温度域で１０秒間以上保時した後、１〜１００℃／秒の平均冷却速度で３００〜５００℃の温度域まで冷却し、さらに３００〜５００℃の温度域に３０秒間〜１０分間保持し、その後に１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することにより、焼鈍を行う。

このようにして、本発明に係るホットスタンプ部品用鋼板が製造される。

実施例を参照しながら、本発明を具体的に説明する。

表１および表２に示す化学組成（表１および表２に示す以外の残部はＦｅおよび不純物）を有するスラブを、表３に示すスラブ加熱温度およびスラブ加熱時間で加熱した後に粗圧延を開始し、表３に示す粗圧延終了温度で粗圧延を完了し、さらに、表３に示す仕上圧延終了温度で仕上げ圧延を完了して板厚３．２ｍｍとし、表３に示す巻取温度でコイルに巻取った。

巻取ったコイルのうちいくつかのものについては、巻戻して脱スケールを行い、焼鈍を行った。また、別の一部のものについては、コイルを巻戻した後に酸洗を行って脱スケールを行い、その後、冷間圧延を施して板厚１．６ｍｍとした。

冷間圧延を施したもののうち一部のものについてはさらに焼鈍を行った。冷間圧延、焼鈍を行ったものについては表３に冷間圧延温度と焼鈍温度を示した。なお、表３中のＲＴは室温を示す。表２および表３における下線は本発明の範囲外であることを示す。

製造したコイルについては、ホットスタンプ処理を施し、ホットスタンプ処理後のホットスタンプ部品の組織観察を行うとともに、ホットスタンプ部品用鋼板としての特性を有するか評価した。具体的には、Ｎｏ．１〜３２、ｘ１〜ｘ２２のホットスタンプ部品用鋼板を製造するとともに、下記（１）〜（４）に示す組織観察を行った。

（１）フェライトおよびパーライトの面積率
鋼板の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール溶液を用いて金属組織を腐食させる。そして、板厚の１／４ｔ領域を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察し、それぞれの組織の面積率を測定した。

（２）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１０μｍ以上の長さを有するＭｎＳの個数密度
鋼板の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡にてＭｎＳの大きさおよび個数密度を測定した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの場合、中央部の０．８ｍｍの範囲について２０ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×２０ｍｍ＝１６ｍｍ^２）を測定領域とした。

（３）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度
鋼板の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡にて直径１．０μｍ以上ＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度を測定した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの場合、中央部の０．８ｍｍの範囲について５ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×５ｍｍ＝４ｍｍ^２）を測定領域とし、ＥＤＸにて組成分析を行いＮｂＴｉ複合炭窒化物であるかを確認するとともに、個数密度を測定した。

（４）直径０．１μｍ以上、Ｃｒ濃度１．０％以上かつＭｎ濃度２．０％以上のセメンタイトθの個数密度
鋼板の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行い、走査型顕微鏡内で観察を行った。ここで、組織観察は、平均的な位置でのセメンタイトの個数密度を調査する観点から、板厚１／４ｔ位置における１００μｍ×１００μｍ領域において行い、直径０．１μｍ以上のセメンタイトについてＥＤＸで組成分析を行い、Ｃｒ濃度１．０％以上かつＭｎ濃度２．０％以上のセメンタイトについて個数密度を測定した。

一方、鋼板特性に関し、下記（５）〜（７）に示す方法により評価した。

（５）強度（ＴＳ，ＹＳ），伸びＥＬ
ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片を鋼板より採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い、強度（ＴＳ，ＹＳ）および伸びＥＬを評価した。

（６）限界曲げＲ
曲げ性評価に関しては、鋼板から３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、先端Ｒが２．０〜５．０のパンチにて９０度曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生しない最大Ｒを求めた。割れが発生する最大Ｒは板厚ｔにも依存するため、得られた最大Ｒを板厚ｔで除算して、限界Ｒ／ｔとして、Ｒ／ｔが２．２０以下のものを曲げ性が良好なものとして評価した。なお、先端Ｒが５．０でも割れが発生したものについては、表５中に“−”で示した。

（７）２０℃／秒冷却時の硬度Ｈｖ
ホットスタンプ処理を施した後、ホットスタンプ部品の形状により、部品の箇所により焼きが入らず部品の強度にムラが生じる可能性がある。このムラが生じるか否かの評価を行うために、コイルから試験片を採取し、１０℃／ｓで９００℃まで加熱し、２分間保持した後、平均冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却、試験片の断面の板厚の１／４ｔ位置でビッカース硬さ試験を行った。このような熱履歴により試験を行うのは、ホットプレスの際の加熱後、室温まで冷却される間の冷却速度が最も遅い速度が２０℃／ｓｅｃ程度と考えられるからであり、この冷却速度でも十分焼きが入れば、硬度Ｈｖが高くなり、ホットスタンプ部品全体としての強度を確保できる。ここでは、Ｈｖが５２０以上のものを焼入れ性が良好なものとして評価した。

表４に、組織観察の結果を示す。また、表５に鋼板の板厚および機械特性の結果を示す。表４における下線は本発明の範囲外であることを示し、表５における下線は機械特性が芳しくない値であることを示す。

表５におけるＮｏ．１〜Ｎｏ．３２は本発明の規定を全て満足する本発明例であり、Ｎｏ．ｘ１〜ｘ２２は本発明の規定を満足しない比較例である。

表５に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２の本発明例は、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１０μｍ以上の長さを有するＭｎＳの個数密度：０．２０〜１．４０（個／１００００μｍ^２），板厚の１／４〜３／４の深さ位置における直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度：０．１０〜０．４９（個／１００００μｍ^２），直径０．１μｍ以上、Ｃｒ濃度１．０％以上かつＭｎ濃度２．０％以上のセメンタイトθの個数密度：１．５４〜９．８６（個／１００００μｍ^２）を得られ、焼戻しを行わずにホットスタンプ成形とその際の焼入れのままで、ＴＳ：１８２０〜２５１１（ＭＰａ），ＹＳ：１０３９〜１６４５（ＭＰａ），ＥＬ：７．７〜１１．０（％），限界Ｒ／ｔ：１．５６〜２．１９，２０℃／秒冷却時の硬度：５２２〜５９７（Ｈｖ）の機械特性を有しており、超高強度（特に引張強度が１．８ＧＰａ以上）を有するとともに耐破壊特性が大きく改善されたホットスタンプ部品を製造できることが分かる。

これに対し、Ｎｏ．ｘ１は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、先端Ｒが５．０のパンチで９０度曲げ試験を行っても割れが発生した。

Ｎｏ．ｘ２は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ３は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、先端Ｒが５．０のパンチで９０度曲げ試験を行っても割れが発生した。

Ｎｏ．ｘ４は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ５は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、ＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ６は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ７は、Ｂ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、引張強度が不足し、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ８は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ９は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１０は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１１は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１２は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、上記ＭｎＳの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１３は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１４は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、ＭｎＳの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１５，１６は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１７は、仕上圧延終了温度が本発明の範囲の上限を超えるため、上記セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１８は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ１９は、スラブ加熱温度が本発明の範囲の下限を下回るため、ＭｎＳの個数密度およびＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度がいずれも本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ２０は、スラブ加熱時間が本発明の範囲の下限を下回るため、ＭｎＳの個数密度およびＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度がいずれも本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

Ｎｏ．ｘ２１は、スラブ加熱温度が本発明の範囲の下限を下回るため、ＭｎＳの個数密度およびＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度がいずれも本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であった。

さらに、Ｎｏ．ｘ２２は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、セメンタイトθの個数密度が本発明の範囲の上限を超え、２０℃／秒冷却時の硬度が芳しくない値であった。

Claims (6)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．２６〜０．５０％、
   Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．００１〜３．０％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．００１５％以下、
   Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
   Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、
   Ａｌ：０．０００１〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．５０％、
   Ｏ：０．００３０％未満、
   Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、
   Ｎ：０．０１０％以下、
   残部：Ｆｅおよび不純物であり、
   金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であり、
   板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１０μｍ以上の長さを有するＭｎＳの個数密度が１．５０個／１００００μｍ^２未満であり、
   前記板厚の１／４〜３／４の深さ位置における直径１．０μｍ以上のＮｂＴｉ複合炭窒化物の個数密度が０．５０個／１００００μｍ^２未満であるとともに、
   直径０．１μｍ以上、Ｃｒ濃度１．０質量％以上かつＭｎ濃度２．０質量％以上のセメンタイトの個数密度が１０．０個／１００００μｍ^２未満である、
   ホットスタンプ部品用鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｖ：２．０％以下、
   Ｔａ：０．５％以下、および
   Ｗ：３．０％以下
   から選択される１種以上を有する、請求項１に記載のホットスタンプ部品用鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｉ：５．０％以下、
   Ｃｕ：３．０％以下、および
   Ｍｏ：０．５％以下
   から選択される１種以上を有する、請求項１または請求項２に記載のホットスタンプ部品用鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｇ：０．００３％以下、
   Ｃａ：０．００３％以下、
   Ｌａ：０．０３％以下、および
   Ｃｅ：０．０３％以下
   から選択される１種以上を有する、請求項１から請求項３のいずれかに記載のホットスタンプ部品用鋼板。
5. 請求項１から請求項４のいずれかに記載のホットスタンプ部品用鋼板を製造する方法であって、
   前記化学組成を有する鋼塊または鋼片を１２００〜１３５０℃で１時間以上加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了し、Ａｅ_３＋５０℃以上で仕上げ圧延を完了する圧延工程と、
   ５００〜６００℃で巻き取る巻取工程と、
   冷間圧延工程と、
   を含む、ホットスタンプ部品用鋼板の製造方法。
6. 前記冷間圧延工程の後に、７３０〜９００℃で焼鈍する焼鈍工程を含む、請求項５に記載のホットスタンプ部品用鋼板の製造方法。