JP5224010B2 - 縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法及び縦壁部を有するホットスタンプ成形体 - Google Patents

縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法及び縦壁部を有するホットスタンプ成形体 Download PDF

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Description

本発明は、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法及び縦壁部を有するホットスタンプ成形体に関する。
本願は、２０１０年１０月２２日に日本に出願された特願２０１０−２３７２４９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車部品等に使用される１１８０ＭＰａ級以上の高強度部品を寸法精度良く得ることを目的に、鋼板をオーステナイト域まで加熱し、軟質かつ高延性にした状態でプレス成形を行い、その後、プレス金型内で急速冷却（焼入れ）して、マルテンサイト変態により成形品の高強度化を図る技術（以下、ホットスタンプ成形という）が開発されている。
一般に、ホットスタンプに用いられる鋼板は、ホットスタンプ後の製品強度を確保するためにＣ成分を多く含有し、かつ金型冷却時の焼入れ性を確保するためにＭｎ及びＢ等のオーステナイト安定化元素を含有する。しかしながら、この強度と焼入れ性はホットスタンプ製品に必要とされる特性であり、その素材となる鋼板を製造するにあたっては、これらの特性は不利益を生ずることが多い。その代表的な不利益として、このような焼き入れ性の高い素材では、熱延工程後の熱延板において、熱延コイルの場所によりミクロ組織が不均一となる傾向がある。このため熱延工程中に生じたミクロ組織の不均一性を解消する手段として、熱延工程や冷延工程後にバッチ焼鈍工程による焼き戻しを行うことが考えられるが、バッチ焼鈍には通常３〜４日を要し生産性の観点から好ましくない。特殊用途に用いられる焼き入れ用素材等を除く普通鋼においては、近年、生産性の観点からバッチ焼鈍工程ではなく、連続焼鈍工程による熱処理を行うことが通常である。
しかし連続焼鈍工程の場合、焼鈍時間が短いため、バッチ処理の様な長時間熱処理により炭化物を球状化させ、鋼板の軟質化と均一化を図ることは困難である。この炭化物の球状化は、数十時間程度Ａｃ１変態点付近で保持することにより、鋼板の軟質化と均一化を行う処理である。一方、連続焼鈍工程の様な短時間熱処理の場合、球状化に必要となる焼鈍時間を確保できない。すなわち連続焼鈍設備においては、設備長の制約から上記Ａｃ１付近の温度に保持できる時間は、せいぜい１０分程度が上限となる。このような短い時間では、炭化物が球状化する前に冷却されてしまうため、鋼板は硬質ままでかつ不均一なミクロ組織となってしまう。このような部分的なミクロ組織のばらつきは、ホットスタンプ素材の硬度ばらつきの原因となり、その結果、図１に示すように、ホットスタンプ工程で加熱される前の素材強度にばらつきが生じてしまうことが多い。
現在、広く利用されているホットスタンプ成形では、素材である鋼板を炉加熱により昇温後、プレス加工と同時に焼入れを行うのが一般的であり、加熱炉内でオーステナイト単相まで均一に加熱されることにより、前記の素材硬度のばらつきを解消することができる。しかし、炉加熱によるホットスタンプ素材の加熱方法は、加熱時間が長くなるため生産性が悪い。このため、ホットスタンプ素材を通電加熱方式による短時間加熱方法によって、生産性を改善する技術が開示されている。通電加熱方式を用いることにより、同一の板材に流す電流の密度に変化をつけ、通電状態における板材の温度分布を制御することも可能となる（例えば、特許文献１）。
また、これら硬度ばらつきを解消する目的で、焼鈍工程においてオーステナイト単相になるようにＡｃ３以上に加熱した場合、前記ＭｎやＢの効果による高い焼入れ性のため、焼鈍工程終了段階でマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相が生じてしまい、素材硬度が著しく上昇する。これは、ホットスタンプ素材としては、スタンプ前のブランクの際に金型磨耗の原因となるだけでなく、成形体の成形性や形状凍結性を著しく低下させる。したがって、ホットスタンプ焼入れ後に所望の硬度となるだけでなく、成形体の成形性や形状凍結性を得ることを鑑みると、ホットスタンプ前の素材として好ましいのは、軟質かつ硬度ばらつきの小さい素材であり、なおかつホットスタンプ焼入れ後に所望の硬度が得られるＣ量と焼入れ性を有していることである。しかし、製造コストを優先し、連続焼鈍設備での鋼板の製造を前提とすると、従来の焼鈍技術では当該制御は困難である。
更に、縦壁部を有する成形体をホットスタンプにより製造する場合には、金型内での冷却時に、金型に対するクリアランスが存在しやすい縦壁部での冷却速度が、金型に対して密着している部位と比べて遅くなる。このため、ホットスタンプ工程で加熱される前の鋼板における硬度ばらつきに対し、焼入れ時に発生する硬度ばらつきが加算されるため、縦壁部を有する成形体には大きな硬度ばらつきが生じるという問題があった。
日本国特開２００９−２７４１２２号公報
丸善株式会社 社団法人日本金属学会 鉄鋼材料ｐ−２１ Steel Standardization Group, "A Review of the Steel Standardization Group’s Method for the Determination of Critical Points of Steel," Metal Progress, Vol. 49, 1946, p.1169 「焼入れ性−求め方と活用−」 大和田 久重雄著 日刊工業新聞社
本発明の目的は前記問題を解決し、ホットスタンプ用鋼板から縦壁部を有する成形体を製造する場合であっても、成形体の硬度ばらつきを抑えることが可能な縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法、及び縦壁部を有するホットスタンプ成形体を提供することである。
上述の課題を解決するためになされた本発明の概要は以下の通りである。
（１）本発明の第１の態様は、ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体の製造方法において、質量％で、Ｃ：０．１８％〜０．３５％、Ｍｎ：１．０％〜３．０％、Ｓｉ：０．０１％〜１．０％、Ｐ：０．００１％〜０．０２％、Ｓ：０．０００５％〜０．０１％、Ｎ：０．００１％〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％〜１．０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、Ｂ：０．０００２％〜０．００５％、及びＣｒ：０．００２％〜２．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と；冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と；連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がＡｃ３℃以上となるように加熱し、ホットスタンプを行い、縦壁部を形成するホットスタンプ工程と；を備え、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をＡｃ１℃〜Ａｃ３℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と；加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する冷却工程と；冷却された前記冷延鋼板を５５０℃〜６６０℃の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程と；を備える、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法である。
（２）上記（１）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記化学成分が更に、Ｍｏ：０．００２％〜２．０％、Ｎｂ：０．００２％〜２．０％、Ｖ：０．００２％〜２．０％、Ｎｉ：０．００２％〜２．０％、Ｃｕ：０．００２％〜２．０％、Ｓｎ：０．００２％〜２．０％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、及びＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％のうち１種以上を更に含有してもよい。
（３）上記（１）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
（４）上記（２）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
（５）本発明の第２の態様は、ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体の製造方法において、質量％で、Ｃ：０．１８％〜０．３５％、Ｍｎ：１．０％〜３．０％、Ｓｉ：０．００５％〜１．０％、Ｐ：０．００１
％〜０．０２％、Ｓ：０．００１％〜０．０１％、Ｎ：０．００１％〜０．０１％、Ａｌ：０．０１％〜１．０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、Ｂ：０．０００２％〜０．００５％、及びＣｒ：０．００２％〜２．０％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と；冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と；連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がＡｃ３℃以上となるように加熱し、ホットスタンプを行い、縦壁部を形成するホットスタンプ工程と；を備え、前記熱延工程では、連続する５機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、最終圧延機Ｆｉでの仕上熱延温度ＦｉＴを（Ａｃ３−６０）℃〜（Ａｃ３＋８０）℃の温度領域内に設定し、前記最終圧延機Ｆｉより手前にある圧延機Ｆｉ−３で圧延が開始されてから前記最終圧延機Ｆｉで圧延が終了するまでの時間を２．５秒以上に設定し、前記圧延機Ｆｉ−３での熱延温度Ｆｉ−３ＴをＦｉＴ＋１００℃以下に設定して圧延を行い、６００℃〜Ａｒ３℃の温度領域で３秒〜４０秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板を（Ａｃ１−４０）℃〜Ａｃ３℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と；加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する冷却工程と；冷却された前記冷延鋼板を４５０℃〜６６０℃の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程と；を備える縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法である。
（６）上記（５）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記化学成分が更に、Ｍｏ：０．００２％〜２．０％、Ｎｂ：０．００２％〜２．０％、Ｖ：０．００２％〜２．０％、Ｎｉ：０．００２％〜２．０％、Ｃｕ：０．００２％〜２．０％、Ｓｎ：０．００２％〜２．０％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、及びＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％のうち１種以上を更に含有してもよい。
（７）上記（５）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
（８）上記（６）に記載の縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。
（９）本発明の第３の態様は、上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法を用いて成形される、ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体であって、焼き入れ開始温度が６５０℃以下の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが１００以下であり、焼き入れ開始温度が６５０〜７５０℃の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが６０以下であり、焼き入れ開始温度が７５０℃以上の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが４０以下である、縦壁部を有するホットスタンプ成形体である。
上記（１）〜（８）に記載の方法によれば、焼鈍後の物性を均一かつ柔質とした鋼板を使用しているため、このような鋼板からホットスタンプにより縦壁部を有する成形体を製造しても、ホットスタンプ成形体における硬度を安定させることができる。
また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを行うことにより、表面のスケール発生が防止できたり、ホットスタンプ昇温時にスケール発生回避のための無酸化雰囲気昇温が不要となったり、ホットスタンプ後の脱スケール処理が不要となるなどのメリットがある上に、ホットスタンプ成形体が防錆性を発揮する。
また、このような方法を採用することにより、焼き入れ開始温度が６５０℃以下の場合、ビッカース硬度のばらつきΔＨｖが１００以下であり、焼き入れ開始温度が６５０〜７５０℃の場合、ビッカース硬度のばらつきΔＨｖが６０以下であり、焼き入れ開始温度が７５０℃以上の場合、ビッカース硬度のばらつきΔＨｖが４０以下である、縦壁部を有するホットスタンプ成形体を得ることができる。
従来の連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示す図である。 本発明の連続焼鈍工程における温度履歴モデルを示す図である。 巻き取り温度を６８０℃に設定した連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示す図である。 巻き取り温度を７５０℃に設定した連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示す図である。 巻き取り温度を５００℃に設定した連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示す図である。 本発明の実施例におけるホットスタンプ成型品の形状を示す図である。 本発明において、Ｃｒθ／ＣｒＭ及びＭｎθ／ＭｎＭの値により、ホットスタンプ時の焼き入れ性が変化することを示す図である。 分断されたパーライトを示す２０００倍ＳＥＭ観察結果である。 分断されたパーライトを示す５０００倍ＳＥＭ観察結果である。 分断されていないパーライトを示す２０００倍ＳＥＭ観察結果である。 分断されていないパーライトを示す５０００倍ＳＥＭ観察結果である。
以下に本発明の好ましい実施形態を示す。
まず、本発明において重要なＡｃ３の算出方法について説明する。本発明においてはＡｃ３の値が正確であることが重要であるため、計算式から算出するのではなく、実験的に測定する方が望ましい。また、Ａｃ１も同一の試験から測定することが可能である。測定方法の例として、非特許文献１、２にあるように、加熱及び冷却時の鋼材の長さ変化から求める方法が一般的である。加熱時にオーステナイトが出始める温度がＡｃ１、オーステナイト単相となる温度がＡｃ３であり、それぞれ膨張の変化から読み取ることができる。実験的に測定する場合は、冷間圧延後の鋼板を、実際に連続焼鈍工程で昇温する際の加熱速度で昇温し、膨張曲線からＡｃ３を測定する方法が一般的である。ここでの加熱速度とは、Ａｃ１以下の温度である“５００℃〜６５０℃”の温度領域における平均加熱速度であり、この加熱速度を用いて一定速度で加熱する。
本発明においては、昇温速度を５℃/ｓにて測定した結果を用いている。
一方、オーステナイト単相からフェライトやベイナイトなどの低温変態相へ変態を開始する温度をＡｒ３と呼ぶが、熱延工程での変態に関しては、熱間圧延条件や圧延後の冷却速度によりＡｒ３が変化する。従って、Ａｒ３に関しては、ISIJ International, Vol.32(1992),No.3に開示されている計算モデルにより算出し、実績温度との相関からＡｒ３から６００℃までの保持時間を決定した。
以下、本発明に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法で使用するホットスタンプ用鋼板について説明する。
（ホットスタンプ用鋼板の焼入れ指数）
ホットスタンプ素材は焼入れ後に高硬度を得ることを目的としているため、一般に高炭素成分かつ焼入れ性の高い成分設計となっている。ここで、「焼入れ性の高い」とは、焼入れ指数であるＤＩinch値が３以上であることをいう。このＤＩinch値は、ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７を基に計算することができる。具体的な計算方法は非特許文献３に示されている。ＤＩinch値の計算方法はいくつか提案されているが、相加法を用いて計算し、Ｂの効果を計算するｆＢの式に関しては、同文献に記載されているｆＢ＝１＋２．７（０．８５−ｗｔ％Ｃ）の式を用いることができる。また、Ｃ添加量に応じオーステナイトの粒度Ｎｏ．を指定する必要があるが、実際には熱延条件などによりオーステナイト粒度Ｎｏ．は変化することから、Ｎｏ．６の粒度にて統一して計算するとよい。
ＤＩinch値は、焼入れ性を示す指標であり、必ずしも鋼板の硬度とは直結しない。すなわち、マルテンサイトの硬度は、Ｃおよびその他の固溶元素量で決まる。したがって、Ｃ添加量が多い鋼材全てにおいて、本件での課題が存在するのではない。これは、Ｃ添加量が多い場合でも、ＤＩinch値が低い値であれば、鋼板の相変態は比較的速く進むため、ＲＯＴ冷却中の巻き取り前までに相変態がほとんど完了する。さらに、焼鈍工程においても、最高加熱温度からの冷却中に、フェライト変態が進行しやすいため、軟質なホットスタンプ素材を製造しやすい。一方、ＤＩinch値が高くかつＣ添加量の多い鋼材においては、本件の課題が鮮明となる。したがって、０．１８％〜０．３５％のＣを含む鋼材で、ＤＩinch値が３以上の場合に、本発明の効果が大きい。一方、ＤＩinch値が極端に高い場合には、連続焼鈍中にフェライト変態が進行しなくなるため、ＤＩinch値の上限としては、１０程度が好ましい。
（ホットスタンプ用鋼板の化学成分）
本発明に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、及びＣｒを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を有する鋼片から製造されるホットスタンプ用鋼板を用いる。また、選択元素として、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種以上を含有してもよい。以下、各元素の含有量の好ましい範囲を説明する。含有量を示す％は、質量％を意味する。このホットスタンプ用鋼板には、本発明の効果を著しく妨げない程度の含有量であれば上述の元素以外の不可避的不純物が含有されてもよいが、出来る限り少量であることが好ましい。
（Ｃ：０．１８％〜０．３５％）
Ｃ含有量が０．１８％未満ではホットスタンプ後の焼き入れ強度が低くなり、部品内での硬度上昇代が小さくなる。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では、成形体の成形性が著しく低下する。
このため、Ｃの下限値は０．１８％、好ましくは０．２０％、より好ましくは０．２２％である。Ｃの上限値は、０．３５％、好ましくは０．３３％、より好ましくは０．３０％である。
（Ｍｎ：１．０％〜３．０％）
Ｍｎ含有量が１．０％未満の場合、ホットスタンプ時の焼入れ性の確保が難しくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、Ｍｎ偏析が生じ易くなり熱間圧延時に割れ易くなる。
このため、Ｍｎの下限値は１．０％、好ましくは１．２％、より好ましくは１．５％である。Ｍｎの上限値は、３．０％、好ましくは２．８％、より好ましくは２．５％である。
（Ｓｉ：０．０１％〜１．０％）
Ｓｉは、焼入れ性を若干改善する効果があるものの、その効果は小さい。他の元素に比べ固溶強化量の大きいＳｉを含有することで、焼入れ後に所望の硬度を得るためのＣ量を減らすことができる。これにより、高Ｃ鋼において不利となる溶接性の改善に寄与することができる。このため、添加量が多いほど効果が大きいが、１．０％を超えると鋼板表面における酸化物の生成により、耐食性を付与するための化成処理性を著しく劣化させたり、亜鉛めっきの濡れ性を阻害したりする。また、下限は特に設けないが、通常脱酸レベルで使用するＳｉ量である０．０１％程度が実質的な下限となる。
このため。Ｓｉの下限値は０．０１％である。Ｓｉの上限値は１．０％、好ましくは０．８％である。
（Ｐ：０．００１％〜０．０２％）
Ｐは、固溶強化能の高い元素ではあるものの、０．０２％超の含有量ではＳｉと同様に化成処理性を劣化させる。また、下限は特に設けないが、０．００１％未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
（Ｓ：０．０００５％〜０．０１％）
Ｓは、靭性や加工性を劣化させるＭｎＳ等の介在物を生成するため、添加量が少ないことが望ましい。そのため、０．０１％以下とすることが好ましい。また、下限は特に設けないが、０．０００５％未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
（Ｎ：０．００１％〜０．０１％）
Ｎは、Ｂ添加を行う際に焼入れ性改善効果を劣化させるため、極力添加量を少なくするほうが好ましい。この観点から、上限を０．０１％とする。また、下限は特に設けないが、０．００１％未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。
（Ａｌ：０．０１％〜１．０％）
Ａｌは、Ｓｉと同様に固溶強化能があるため、Ｃ添加量を減らす目的で添加しても構わない。Ｓｉと同様に化成処理性や亜鉛めっきの濡れ性を劣化させるため、その上限は１．０％とし、下限は特に設けないが脱酸レベルで混入するＡｌ量である０．０１％が実質的な下限である。
（Ｔｉ：０．００５％〜０．２％）
Ｔｉは、Ｂ添加効果を劣化させるＮを無害化するために有効である。すなわち、Ｎ含有量が多いとＢがＮと結びつきＢＮを形成する。Ｂの焼入れ性改善効果は、Ｂが固溶の状態の時に発揮されるため、高Ｎの状態でＢを添加しても、その焼入れ性改善効果が得られなくなる。そこで、Ｔｉを添加することで、ＮをＴｉＮとして固定し、Ｂを固溶状態で残存させることができる。一般に、この効果を得るために必要となるＴｉ量は、原子量比からＮの４倍程度以上の添加を行えばよい。従って、不可避的に混入するＮ含有量を考慮すると、下限としている０．００５％以上は必要となる。また、ＴｉはＣと結びつき、ＴｉＣを形成する。これは、ホットスタンプ後の遅れ破壊特性を改善させる効果が見込まれるため、積極的に遅れ破壊特性を改善する場合には、Ｔｉを０．０５％以上添加することが好ましい。ただし、０．２％を超えて添加すると、オーステナイト粒界等に粗大なＴｉＣを形成し、熱間圧延中にわれが発生するためこれを上限とする。
（Ｂ：０．０００２％〜０．００５％）
Ｂは、安価に焼入れ性を改善させる元素として、最も有効な元素の一つである。前記の様に、Ｂを添加する際には、固溶状態であることが必須であるため、必要に応じてＴｉの添加を行う必要がある。また、０．０００２％未満ではその効果が得られないため０．０００２％を下限とし、一方、０．００５％超ではその効果が飽和するため０．００５％を上限とすることが好ましい。
（Ｃｒ：０．００２％〜２．０％）
Ｃｒは０．００２％以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上は、合金炭化物を形成することで遅れ破壊特性の改善効果や、オーステナイト粒径を細粒化する効果に拠る。一方、Ｃｒの含有量が２．０％超では、この効果が飽和する。
（Ｍｏ：０．００２％〜２．０％）
（Ｎｂ：０．００２％〜２．０％）
（Ｖ：０．００２％〜２．０％）
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ０．００２％以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上効果については、合金炭化物の形成による遅れ破壊特性の改善や、オーステナイト粒径を細粒化により得ることが出来る。一方、各元素の含有量が２．０％超では、この効果が飽和する。このため、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖそれぞれを０．００２％〜２．０％の範囲で含有させてもよい。
（Ｎｉ：０．００２％〜２．０％）
（Ｃｕ：０．００２％〜２．０％）
（Ｓｎ：０．００２％〜２．０％）
また、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎは、それぞれ０．００２％以上の含有量で靭性を改善する。一方、各元素の含有量が２．０％超では、この効果が飽和する。このため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎそれぞれを０．００２％〜２．０％の範囲で含有させてもよい。
（Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％）
（Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％）
（ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、それぞれ０．０００５％以上の含有量で介在物の微細化や、その抑制に効果がある。一方、各元素の含有量が０．００５０％超では、この効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭそれぞれを、０．０００５％〜０．００５０％の範囲で含有させても良い。
（ホットスタンプ用鋼板のミクロ組織）
次に、上述のホットスタンプ用鋼板のミクロ組織について説明する。
図２は、連続焼鈍工程における温度履歴モデルを示す。図２において、Ａｃ１は、昇温時にオーステナイトへの逆変態が生じ始める温度を意味し、Ａｃ３とは、昇温時に鋼板の金属組成が完全にオーステナイトとなる温度を意味している。冷延工程を経た鋼板は、熱延板のミクロ組織が冷間圧延により潰された状態にあり、この状態では非常に転位密度の高い硬質な状態となる。一般に焼入れ素材の熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトとパーライトの混合組織である。ただし、熱延板の巻取り温度により、ミクロ組織はベイナイト主体や、マルテンサイト主体の組織へ制御することは可能である。ホットスタンプ用鋼板を製造する際には、後述するように、加熱工程で、鋼板をＡｃ１℃以上に加熱することで未再結晶フェライトの体積分率を３０％以下とする。また加熱工程で最高加熱温度をＡｃ３℃未満としたうえ、冷却工程で最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することで、冷却中にフェライト変態が進行し、鋼板を軟質化する。冷却工程でフェライト変態を促進し、鋼板を軟質化するうえでは、加熱工程で僅かにフェライトを残存させておくことが好適であり、そのためには最高加熱温度を “（Ａｃ1+２０）℃〜（Ａｃ３−１０）℃”とすることが好ましい。この温度領域まで加熱することにより、硬質である未再結晶フェライトは、焼鈍中の転位の移動による回復および再結晶により軟化するのに加え、残存する硬質な未再結晶フェライトをオーステナイト化することができる。当該加熱工程では、僅かな未再結晶フェライトを残存させておき、続く１０℃／ｓ以下の冷却速度での冷却工程と“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程において、この未再結晶フェライトを核にフェライトが成長し、未変態オーステナイト中へのＣの濃化により、セメンタイトの析出が促進される。従って、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の焼鈍工程後の主たるミクロ組織は、フェライト、セメンタイト、及びパーライトから構成され、一部、残留オーステナイト、マルテンサイト、及びベイナイトを含む。加熱工程での最高加熱温度の範囲は、熱延工程における圧延条件およびＲＯＴでの冷却条件を工夫することにより拡大することができる。すなわち、本課題の根源は熱延板のミクロ組織のばらつきに起因しており、熱延板を均質化し、冷間圧延後のフェライトの再結晶が均一かつ速やかに進行するよう熱延板のミクロ組織を調整すれば、加熱工程における最高加熱温度の下限を（Ａｃ１−４０）℃まで拡大しても未再結晶フェライトの残存を抑制でき、保持工程における条件を拡大できる（後述のように、“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分）。
より具体的には、ホットスタンプ用鋼板は、再結晶フェライトと変態フェライトを合わせたフェライトの体積分率が５０％以上であり、未再結晶フェライト分率の体積分率が３０％以下である金属組織を有する。フェライト分率が５０％未満では、連続焼鈍工程後の鋼板強度が硬くなる。また、未再結晶フェライト分率が３０％を超える場合、連続焼鈍工程後の鋼板硬度が硬くなる。
未再結晶フェライトの割合は、電子線後方散乱解析像(EBSP:Electron Back Scattering diffraction Pattern)を解析して測定することができる。未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとの判別は、ＥＢＳＰの結晶方位測定データをKernel Average Misorientation法（ＫＡＭ法）で解析して行うことができる。未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°（度）以内且つ、平均結晶方位差が２°（度）以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。
また、このホットスタンプ用鋼板は、（Ａ）鉄系炭化物中に固溶しているＣｒの濃度Ｃｒθと、母材中に固溶しているＣｒの濃度ＣｒＭとの比Ｃｒθ／ＣｒＭの値が２以下、又は（Ｂ）鉄系炭化物中に固溶しているＭｎの濃度Ｍｎθと、母材中に固溶しているＭｎの濃度ＭｎＭとの比Ｍｎθ／ＭｎＭの値が１０以下であることを特徴とする。
鉄系炭化物の代表であるセメンタイトは、ホットスタンプ加熱時に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時に、急速加熱等で低温短時間加熱とした場合、セメンタイトの溶解が不十分となり、焼入れ性の不足や焼き入れ後の硬度不足となる。セメンタイトの溶解速度は、セメンタイト中に分配しやすい元素である、ＣｒやＭｎのセメンタイト中への分配量を減少させることにより改善できる。Ｃｒθ／ＣｒＭの値が２を超え、更にＭｎθ／ＭｎＭの値が１０を超える場合は、短時間加熱時のオーステナイトへのセメンタイトの溶解が不十分となる。Ｃｒθ／ＣｒＭの値は１．５以下、Ｍｎθ／ＭｎＭの値は７以下であることが好ましい。
このＣｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭは、鋼板の製造方法により低減することが可能である。具体的には後述するが、これら置換型元素の鉄系炭化物中への拡散を抑制することが必要であり、熱間圧延工程および冷間圧延後の連続焼鈍工程でその制御を行う必要がある。ＣｒやＭｎといった置換型元素は、ＣやＮなどの侵入型元素と異なり、６００℃以上の高温で長時間保持することにより鉄系炭化物中に拡散する。これを避けるためには、大きく２通りの方法がある。一つは、熱間圧延中に生成した鉄系炭化物を、連続焼鈍中にＡｃ1〜Ａｃ３に加熱することで全てオーステナイト溶解させ、最高加熱温度から１０℃/ｓ以下の徐冷と５５０〜６６０℃で保持を行うことにより、フェライト変態と鉄系炭化物の生成を行う方法である。この連続焼鈍中に生成する鉄系炭化物は短時間で生成するため、置換型元素の拡散が起こりにくい。
もう一つの方法は、熱間圧延工程に後の冷却工程において、フェライトおよびパーライト変態を終了させることにより、軟質かつ均一で、更にパーライト中の鉄系炭化物に置換型元素の拡散量の少ない状態を作り込むことができる。上記熱延条件の限定理由は、後述する。これにより、熱間圧延後の熱延板の状態において、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭを低い値とすることが可能となる。このため、冷間圧延後の連続焼鈍工程において、（Ａｃ1−４０）℃というフェライトの再結晶のみ起こる温度域での焼鈍であっても、前記熱間圧延後のＲＯＴ冷却中に変態を完了させることができれば、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭを低くすることができる。
これら閾値は、図５に示すように、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭが低値のC-1と、高値のC-4とを、１５０℃/ｓで８５０℃に加熱後１０秒保持し、その後５℃/ｓで冷却した際の膨張曲線から決定した。すなわち、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭが高値である材料では、冷却中に６５０℃付近から変態が開始しているのに対し、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭが高い材料では、４００℃以下まで明瞭な相変態が確認されない。すなわち、Ｃｒθ／ＣｒＭおよびＭｎθ／ＭｎＭを低値とすることで、急速加熱後の焼き入れ性を改善できる。
鉄系炭化物中のＣｒ及びＭｎの成分分析の測定方法は特に規定しないが、例えば、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカ試料を作成し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０００倍以上の倍率で観察し、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型分光分析装置（ＥＤＳ）で、分析を行うことができる。更に、母相中のＣｒ及びＭｎの成分分析は、一般的に用いられる薄膜を作製し、鉄系炭化物から十分離れたフェライト粒内で、ＥＤＳ分析を行うことができる。
更に、このホットスタンプ用鋼板では、分断されていないパーライト分率が１０％以上であってもよい。 分断されていないパーライトは、焼鈍工程において一度オーステナイト化されたパーライトが、冷却工程において再びパーライト変態したことを示しており、この分断されていないパーライトの存在は、Ｃｒθ／ＣｒＭ及びＭｎθ／ＭｎＭがより低いことを示している。この分断されていないパーライトが１０％以上存在すれば、鋼板の焼入れ性は改善する。
この分断されていないパーライトの意味する所は、通常、熱延鋼板のミクロ組織がフェライトおよびパーライトから形成される場合、この熱延鋼板を５０％程度まで冷間圧延後にフェライトを再結晶させると、図６Ａ、６ＢのＳＥＭ観察結果の様に、パーライトが細かく分断された形態となる。一方、連続焼鈍中にＡｃ１以上まで加熱された場合、これらパーライトは一度オーステナイトとなった後、その後の冷却過程と保持により、フェライト変態とパーライト変態が起こることとなる。このパーライトは、短時間の変態により形成されることから、鉄系炭化物中に置換型元素を含まない状態であり、なおかつ分断されていない図７Ａ、７Ｂの様な形態を呈する。
分断されていないパーライトの面積率については、試験片を切断、研磨したものを光学顕微鏡にて観察し、その比率をポイントカウンテイング法により測定することで得ることができる。
（第１実施形態）
以下、本発明の第１実施形態に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、少なくとも、熱延工程、巻き取り工程、冷延工程、連続焼鈍工程、及びホットスタンプ工程を有する。以下、各工程について詳細に説明する。
（熱延工程）
熱延工程では、上述の化学成分を有する鋼片を１１００℃以上の温度に加熱（再加熱）し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。１１００℃以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、１２００℃以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、１２８０℃超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。
熱間圧延における仕上げ温度は、Ａｒ３℃未満では、鋼板表層が圧延ロールとの接触により圧延中にフェライト変態が起こってしまい、圧延の変形抵抗が著しく高くなる可能性がある。仕上げ温度の上限は特に設けないが、１０５０℃程度を上限としてもよい。
（巻き取り工程）
熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、“７００℃〜９００℃”の温度領域（フェライト変態及びパーライト変態領域）、又は、“２５℃〜５００℃”の温度領域（マルテンサイト変態又はベイナイト変態領域）で行うことが好ましい。通常、巻取り後のコイルはエッジ部分から冷却されていくため、冷却履歴が不均一となり、その結果ミクロ組織の不均一化が生じやすくなるが、前記温度領域で熱延コイルの巻取りを行うことにより、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。ただし、上記好ましい範囲外の巻き取り温度であっても、連続焼鈍中のミクロ組織制御により、従来に比べ大幅にばらつきを低減することは可能である。
（冷延工程）
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。
（連続焼鈍工程）
連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲“Ａｃ１℃〜Ａｃ３℃未満”まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程とを備える。
（ホットスタンプ工程）
ホットスタンプ工程では、上記のように連続焼鈍された鋼板を、ＡＣ３以上に加熱してからホットスタンプを行い、縦壁部を成形する。尚、縦壁部とは、プレス方向に対して平行な部位、又は、プレス方向に対して２０度以内の角度で交差する部位を意味する。その加熱速度やその後の冷却速度等は一般的な条件を採用すればよい。ただし、３℃／ｓ未満の加熱速度では生産効率が非常に低くなるため、加熱速度を３℃／ｓ以上に設定してもよい。また、３℃／ｓ未満の冷却速度では、特に縦壁部が十分に焼入れされない可能性があるため、冷却速度を３℃／ｓ以上に設定してもよい。
加熱方法は、特に規定されるものではなく、例えば通電加熱を行う方法や、加熱炉を用いる方法などを採用することができる。
最高加熱温度の上限は、１０００℃に設定してもよい。また、最高加熱温度での保持に関しては、オーステナイト単相まで逆変態しているのであれば、特段保持時間を設ける必要がないため、行わなくてもよい。
このようなホットスタンプ成形体製造方法によれば、硬度が均一かつ柔質なホットプレス用鋼板を用いているため、金型とのクリアランスが存在しやすい縦壁部を有する成形体をホットスタンプ成形する場合であってもホットスタンプ成形体の硬度ばらつきを低減することが可能になる。具体的には、焼き入れ開始温度が６５０℃以下の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが１００以下であり、焼き入れ開始温度が６５０〜７５０℃の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが６０以下であり、焼き入れ開始温度が７５０℃以上の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが４０以下である、縦壁部を有する成形体を得ることができる。
ホットスタンプに用いる鋼板は、ホットスタンプ後の焼入れ硬度を確保するためにＣ成分を多く含有し、かつＭｎ及びＢを含有するという特徴があり、このような焼き入れ性が高くＣ濃度の高い鋼材成分では、熱延工程後の熱延板ミクロ組織が不均一となり易い傾向がある。しかし、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板製造方法によれば、冷延工程の後段に続く連続焼鈍工程で、“Ａｃ１℃〜Ａｃ３℃未満”の温度範囲まで冷延鋼板を加熱し、その後、１０℃／ｓ以下の冷却速度で最高温度から６６０℃まで冷却し、更にその後、“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で１分〜１０分保持することにより、ミクロ組織を均一にすることができる。
連続焼鈍ラインでは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを施すこともできる。本発明の効果は、焼鈍工程後にめっき処理を施しても失われない。
冷延工程を経た鋼板のミクロ組織は、図２の模式図に示すように、未再結晶フェライトの状態にある。本実施形態に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法では、連続焼鈍工程で、Ａｃ１点より高温領域である“Ａｃ１℃〜Ａｃ３℃未満”の温度領域まで加熱することにより、未再結晶フェライトが僅かに残留するオーステナイト相との２相共存状態まで加熱を行う。この後、１０℃／ｓ以下の冷却速度での冷却工程では、最高加熱温度にて残存した僅かな未再結晶フェライトを核とした変態フェライトの成長が生じている。次に、鋼板を“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程では、フェライト変態と同時に未変態オーステナイト中へのＣの濃化が起こり、同温度域での保持によりセメンタイトの析出あるいはパーライト変態が促進させられる。
ホットスタンプに用いる鋼板は、ホットスタンプ後の焼入れ強度を確保するためにＣ成分を多く含有し、かつＭｎ及びＢを含有するという特徴があるが、Ｂはオーステナイト単相からの冷却時にフェライト核の生成を抑制する効果があり、通常Ａｃ３以上のオーステナイト単相領域まで加熱後に冷却を行った場合、フェライト変態は起こりにくくなる。しかし、連続焼鈍工程での加熱温度を、Ａｃ３直下の“Ａｃ１℃〜Ａｃ３℃未満”の温度領域にとどめることによって、硬質である未再結晶フェライトのほとんどをオーステナイトに逆変態させた上で僅かにフェライトを残留させ、その後の１０℃／ｓ以下の冷却速度での冷却工程と、“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程で、残留したフェライトを核としてフェライトを成長させることにより軟質化が図れる。なお、連続焼鈍工程での加熱温度をＡｃ３℃より高くするとほぼオーステナイト単相となるため、その後の冷却中のフェライト変態が不十分となり硬質化するためこれを上限とし、Ａｃ１未満だと未再結晶フェライトの体積分率が高くなり硬質化するため、これを下限とする。
更に、“５５０℃〜６６０℃”の温度領域で冷延鋼板を１分〜１０分保持する保持工程では、フェライト変態の後にＣが濃化した未変態オーステナイト中で、セメンタイトの析出あるいはパーライト変態を促すことができる。このようにして、本実施形態に係る、縦壁部を有する成形体の製造方法によれば、焼き入れ性が高い素材を連続焼鈍によりＡｃ３点直下まで加熱する場合であっても、鋼板のミクロ組織大部分をフェライト及びセメンタイトとすることができる。変態の進行具合により、冷却後にベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトが僅かに残存する場合もある。
なお保持工程での温度が６６０℃を超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、５５０℃未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が１０分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、１分未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。
上述の製造方法によれば、熱延工程を経た熱延コイルは“７００℃〜９００℃”の温度領域（フェライトあるいはパーライト領域）で巻取ることにより、又は、低温変態温度域である“２５℃〜５５０℃”の温度領域で巻取ることにより、巻取り後の熱延コイルのミクロ組織の不均一化を抑制することができる。これは、一般に普通鋼が巻取られる６００℃付近では、フェライト変態とパーライト変態が起こる温度域であるが、当該焼入れ性の高い鋼種を、通常行われる熱間圧延仕上条件後に同温度域で巻き取った場合、熱間圧延工程の仕上げ圧延から巻取られるまでのＲｕｎ−Ｏｕｔ−Ｔａｂｌｅ（以下ＲＯＴ）と呼ばれる水冷装置区間で変態がほとんど起こらないため、巻取り後にオーステナイトからの相変態が起こることとなる。そのため、コイルの幅方向で考えたとき、外気に晒されるエッジ部分と、外気から遮断されたセンターの部分では冷却速度が異なる。更に、コイルの長手方向で考えた場合も同様に、外気と接触しやすいコイルの最先端や最後端と、外気から遮断された中間部分でも冷却履歴が異なる。このため、焼入れ性の高い成分においては、普通鋼と同じような温度域で巻き取ると、上記冷却履歴の差により熱延板のミクロ組織や硬度が一つのコイルの中で大きくばらつく。この熱延板を使用して冷間圧延後に連続焼鈍設備により焼鈍を行うと、Ａｃ１以下のフェライト再結晶温度域では、熱延板ミクロ組織のばらつきに起因したフェライト再結晶速度のばらつきにより、図１に示す様に大きな硬度ばらつきを生む。一方、Ａｃ１以上の温度域まで加熱しそのまま冷却すると、未再結晶フェライトが多く残存するだけでなく、一部逆変態したオーステナイトが硬質相であるベイナイトやマルテンサイトに変態し、硬質かつ硬度ばらつきの大きな素材となってしまう。そこで、未再結晶フェライトを完全になくすために、Ａｃ３以上に加熱すると、ＭｎやＢなどの焼入れ性改善元素の効果により、冷却後非常に硬質となってしまう。そのため、熱延板のミクロ組織均一化を目的に、上述の温度域で巻取りを行うことが有効となる。すなわち、“７００℃〜９００℃”の温度領域で巻取りを行うことにより、コイル巻取り後に十分高温の状態から冷却されるため、コイル全体をフェライト／パーライト組織に作りこむことができる。一方、“２５℃〜５５０℃”の温度域で巻取ることにより、コイル全体を硬質であるベイナイトやマルテンサイトに作り込むことができる。
図３Ａ〜図３Ｃは、熱延コイルの巻取り温度別の、連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示している。図３Ａは巻き取り温度を６８０℃に設定して連続焼鈍を行った場合、図３Ｂは巻取り温度を７５０℃、すなわち“７００℃〜９００℃”の温度領域（フェライト変態及びパーライト変態領域）に設定して連続焼鈍を行った場合、図３Ｃは、巻取り温度を５００℃、すなわち“２５℃〜５００℃”の温度領域（ベイナイト変態及びマルテンサイト変態領域）に設定して連続焼鈍を行った場合をそれぞれ示している。図３Ａ〜図３Ｃにおいて、△ＴＳは鋼板の強度ばらつき（鋼板の引張強度の最大値−最小値）を示している。図３Ａ〜図３Ｃから明らかなように、適切な条件により連続焼鈍を行うことにより、焼成後の鋼板の硬度を均一かつ柔らかく作り込むことができ、これにより縦壁部を有するホットスタンプ成形体の硬度ばらつきを低減することが可能になる。
このような均一な硬度の鋼板を使用することにより、ホットスタンプ工程において、冷却速度がその他の部位よりも遅くなりやすい縦壁部を有する成形体を製造する場合であっても、ホットスタンプ後の成形体の部品硬度を安定化させることができる。更に、通電加熱で温度が上がらない電極保持部等であって、鋼板の素材硬度自体が製品硬度に影響する部分についても、鋼板の素材硬度自体を均一管理することによって、ホットスタンプ後の成形体の品質管理精度を向上させることができる。
（第２実施形態）
以下、本発明の第２実施形態に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、少なくとも、熱延工程、巻き取り工程、冷延工程、連続焼鈍工程、及びホットスタンプ工程を有する。以下、各工程について詳細に説明する。
（熱延工程）
熱延工程では、上述の化学成分を有する鋼片を１１００℃以上の温度に加熱（再加熱）し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。１１００℃以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、１２００℃以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、１２８０℃超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。
本実施形態における熱延工程では、連続する５機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、（Ａ）最終圧延機Ｆｉでの仕上熱延温度ＦｉＴを“（Ａｃ３−８０）℃〜（Ａｃ３＋４０）℃”の温度範囲内に設定し、（Ｂ）最終圧延機Ｆｉより手前にある圧延機Ｆｉ−３で圧延が開始されてから最終圧延機Ｆｉで圧延が終了するまでの時間を２．５秒以上に設定し、（Ｃ）圧延機Ｆｉ−３での熱延温度Ｆｉ−３Ｔを（ＦｉＴ＋１００）℃以下に設定した上で圧延を行い、その後、“６００℃〜Ａｒ３℃”の温度領域で３秒〜４０秒保持し、前記巻取り工程で巻取る。
このように熱延を行うことにより、熱間圧延での冷却床であるＲＯＴ（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）中で、オーステナイトから低温変態相であるフェライトやパーライト、ベイナイトへ安定して変態させることができ、コイル巻取り後に生じる冷却温度偏差に伴う鋼板の硬度ばらつきを低減することができる。ＲＯＴ内で変態を完了させるためには、オーステナイト粒径が微細であることと、ＲＯＴ内でＡｒ３℃以下の温度に長時間保持されることが重要な条件となる。
ＦｉＴが、（Ａｃ３−８０）℃未満では、熱延中にフェライト変態する可能性が高くなり、熱延変形抵抗が不安定となる。一方、（Ａｃ３＋４０）℃超では、仕上圧延後の冷却直前のオーステナイト粒径が粗大化し、フェライト変態が遅延される。ＦｉＴは、“（Ａｃ３−７０）℃〜（Ａｃ３＋２０）℃”の温度領域とすることが、より好ましい。上記熱延条件とすることで、仕上圧延後のオーステナイト粒径を微細化でき、ＲＯＴ冷却中のフェライト変態を促進することができる。これにより、ＲＯＴ内にて変態が進むため、巻取り後のコイル冷却ばらつきに起因したコイル長手および巾方向のミクロ組織ばらつきを大幅に低減することができる。
例えば、７機の仕上げ圧延機を持つ熱延ラインの場合、最終スタンドであるＦ７圧延機から遡って３段目に相当するＦ４圧延機からＦ７圧延機までの通過時間を２．５秒以上に設定する。この通過時間が２．５秒未満では、スタンド間でオーステナイトが再結晶しないため、オーステナイト粒界に偏析したままのＢが、フェライト変態を著しく遅延し、ＲＯＴ内で相変態が進みにくくなる。通過時間は、好ましくは４秒以上である。特に上限は設けないが、通過時間が２０秒以上では、スタンド間での鋼板の温度低下が大きくなり、熱間で圧延することが不可能となる。
オーステナイトを微細且つ、オーステナイト粒界にＢが存在しないように再結晶させるためには、Ａｒ３以上の極力低温において圧延を完了し、同温度域でオーステナイトを再結晶させることが必要となる。このため、Ｆ４圧延機の圧延出側温度を、（ＦｉＴ＋１００）℃以下とする。これは、仕上圧延後段でのオーステナイト粒径微細化効果を得るため、Ｆ４圧延機での圧延温度を低温化する必要があるからである。Ｆｉ−３Ｔの下限は特に設けないが、最終Ｆ７圧延機での出側温度がＦｉＴであるため、これが下限となる。
６００℃〜Ａｒ３℃の温度領域での保持時間を長時間とすることで、フェライト変態が起こる。Ａｒ３はフェライト変態開始温度であるためこれを上限とし、軟質なフェライトが生成する６００℃を下限としている。好ましい温度領域は、一般にフェライト変態の最も速く進む、６００℃〜７００℃である。
（巻き取り工程）
熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、前記冷却工程にて６００℃〜Ａｒ３℃で３秒以上保持により、フェライト変態が進行した熱延鋼板を、そのまま巻き取る。実質的には、ＲＯＴの設備長により変化するが、５００〜６５０℃程度の温度域で巻き取る。上記の如く熱間圧延を行うことにより、コイル冷却後の熱延板ミクロ組織は、フェライトおよびパーライトを主体とした組織を呈し、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。
（冷延工程）
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。
（連続焼鈍工程）
連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲“（Ａｃ１−４０）℃〜Ａｃ３℃未満”まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程とを備える。
（ホットスタンプ工程） ホットスタンプ工程では、上記のように連続焼鈍された鋼板をＡｃ３以上に加熱してからホットスタンプを行い、縦壁部を成形する。尚、縦壁部とは、プレス方向に対して平行な部位、又は、プレス方向に対して２０度以内の角度で交差する部位を意味する。その加熱速度やその後の冷却速度等は一般的な条件を採用すればよい。ただし、３℃／ｓ未満の加熱速度では生産効率が非常に低くなるため、加熱速度を３℃／ｓ以上に設定してもよい。また、３℃／ｓ未満の冷却速度では、特に縦壁部が十分に焼入れされない可能性があるため、冷却速度を３℃／ｓ以上に設定してもよい。

加熱方法は、特に規定されるものではなく、例えば通電加熱を行う方法や、加熱炉を用いる方法などを採用することができる。
最高加熱温度の上限は、１０００℃に設定してもよい。また、最高加熱温度での保持に関しては、オーステナイト単相まで逆変態しているのであれば、特段保持時間を設ける必要がないため、行わなくてもよい。
このような製造方法によれば、硬度が均一かつ柔質なホットプレス用鋼板を用いているため、金型とのクリアランスが存在しやすい縦壁部を有する成形体をホットスタンプ成形する場合であってもホットスタンプ成形体の硬度ばらつきを低減することが可能になる。具体的には、焼き入れ開始温度が６５０℃以下の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが１００以下であり、焼き入れ開始温度が６５０〜７５０℃の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが６０以下であり、焼き入れ開始温度が７５０℃以上の場合、成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが４０以下である、縦壁部を有する成形体を得ることができる。
前記、第２実施形態の熱延工程により、ＲＯＴ内でオーステナイトからフェライトやパーライトに変態後、コイルに巻き取られるため、コイル巻取り後に生じる冷却温度偏差に伴う鋼板の強度ばらつきを低減している。このため、冷延工程の後段に続く連続焼鈍工程で、“（Ａｃ１−４０）℃〜Ａｃ３℃未満”の温度範囲まで冷延鋼板を加熱し、その後、１０℃／ｓ以下の冷却速度で最高温度から６６０℃まで冷却し、更にその後、“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分保持することにより、第１実施形態に記載の鋼板製造方法と同等以上に、ミクロ組織を均一にすることができる。
連続焼鈍ラインでは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを施すこともできる。本発明の効果は、焼鈍工程後にめっき処理を施しても失われない。
冷延工程を経た鋼板のミクロ組織は、図２の模式図に示すように、未再結晶フェライトの状態にある。本第２実施形態に係る、縦壁部を有するホットスタンプ成形体を製造する方法では、連続焼鈍工程で、“（Ａｃ１−４０）℃〜Ａｃ３℃未満”の温度領域まで加熱することにより、未再結晶フェライトが僅かに残留するオーステナイト相との２相共存状態まで加熱を行う第１実施形態に加え、オーステナイトへの逆変態の起こらない、Ａｃ１℃〜（Ａｃ１−４０）℃の加熱温度であっても、フェライトの回復・再結晶がコイル内で均一に進行するため、加熱温度の低温化を図ることができる。また、この均一な組織を呈する熱延板を用いることで、Ａｃ1℃〜Ａｃ３℃未満の温度まで加熱した後に、１０℃／ｓ以下の冷却速度での冷却後の保持は、第１実施形態に比べ低温化と短時間化することが可能となる。これは、均一なミクロ組織とすることで、オーステナイトからの冷却工程でフェライト変態がより速く進んでいることを示しており、低温・短時間の保持条件であっても、十分に組織の均一化と軟質化を達成することができる。すなわち、鋼板を“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程では、フェライト変態と同時に未変態オーステナイト中へのＣの濃化が起こり、同温度域での保持によりセメンタイトの析出あるいはパーライト変態が速やかに起こる。
前記観点より、（Ａｃ１−４０）℃未満ではフェライトの回復・再結晶が不十分となるためこれを下限とし、一方、Ａｃ３℃以上では、Ｂ添加効果によるフェライト核生成の遅延により、フェライト変態が十分に起こらず、焼鈍後の強度が著しく上昇するためこれを上限とする。また、その後の１０℃／ｓ以下の冷却速度での冷却工程と、“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程で、残留したフェライトを核としてフェライトを成長させることにより軟質化が図れる。
ここで、“４５０℃〜６６０℃”の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程では、フェライト変態の後にＣが濃化した未変態オーステナイト中で、セメンタイトの析出あるいはパーライト変態を促すことができる。このようにして、本実施形態に係る、縦壁部を有する成形体の製造方法によれば、焼き入れ性が高い素材を連続焼鈍によりＡｃ３点直下まで加熱する場合であっても、鋼板のミクロ組織大部分をフェライト及びセメンタイトとすることができる。変態の進行具合により、冷却後にベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトが僅かに残存する場合もある。
なお保持工程での温度が６６０℃を超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、４５０℃未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が１０分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、２０秒未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。
図３Ａ〜図３Ｃは、熱延コイルの巻取り温度別の、連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示している。図３Ａは巻き取り温度を６８０℃に設定して連続焼鈍を行った場合、図３Ｂは巻取り温度を７５０℃、すなわち“７００℃〜９００℃”の温度領域（フェライト変態及びパーライト変態領域）に設定して連続焼鈍を行った場合、図３Ｃは、巻取り温度を５００℃、すなわち“２５℃〜５００℃”の温度領域（ベイナイト変態及びマルテンサイト変態領域）に設定して連続焼鈍を行った場合をそれぞれ示している。図３Ａ〜図３Ｃにおいて、△ＴＳは鋼板のばらつき（鋼板の引っ張り強度の最大値−最小値）を示している。図３Ａ〜図３Ｃから明らかなように、適切な条件により連続焼鈍を行うことにより、焼成後の鋼板の硬度を均一かつ柔らかく作り込むことができる。
このような均一な硬度の鋼板を使用することにより、ホットスタンプ工程において、冷却速度がその他の部位よりも遅くなりやすい縦壁部を有する成形体を製造する場合であっても、ホットスタンプ後の成形体の部品硬度を安定化させることができる。更に、通電加熱で温度が上がらない電極保持部等であって、鋼板の素材硬度自体が製品硬度に影響する部分についても、鋼板の素材硬度自体を均一管理することによって、ホットスタンプ後の成形体の品質管理精度を向上させることができる。
以上、第１実施形態及び第２実施形態に基づき本発明を説明したが、本発明は上述した実施形態のみに限定されるものではなく、特許請求の範囲内で種々改変することができる。例えば、第１実施形態における熱延工程や連続焼鈍工程などにおいても、第２実施形態におけるそれらの条件を採用することができる。
次に本発明の実施例を示す。
表１、表２に示す鋼材成分の鋼を溶製し、１２００℃に加熱後、圧延を行い、表３〜５に示す巻取り温度ＣＴにて巻き取り、板厚３．２ｍｍの鋼帯を製造した。圧延は、７機の仕上げ圧延機を持つ熱延ラインを用いて行った。表３〜５に、「鋼種」、「条件Ｎｏ．」、「熱延〜巻き取り条件」、及び「連続焼鈍条件」を示す。この鋼板を５０％の冷間圧延率で圧延し板厚１．６ｍｍとした鋼板を用い、実験的にＡｃ１及びＡｃ３を測定した。Ａｃ１及びＡｃ３の測定には、フォーマスターによる膨張・収縮曲線から測定を行い、加熱速度を５℃／ｓで測定した値を表１に記載した。この鋼帯を、表３〜５に示す条件で、加熱速度５℃／ｓにて連続焼鈍を行った。尚、表６〜表８には、連続焼鈍後の鋼帯の１０箇所から測定した引張り強度に基づき求めた「強度ばらつき（△ＴＳ）」及び「強度平均値（ＴＳ＿Ａｖｅ）」と、「鋼帯のミクロ組織」と、「Ｃｒθ/ＣｒＭ」と、「Ｍｎθ/ＭｎＭ」とを示した。表６〜８に示されるミクロ組織の分率は、試験片を切断、研磨したものを光学顕微鏡にて観察し、その比率をポイントカウンテイング法により測定して得た。その後、ホットプレス用鋼板に対し電極による通電加熱を行い、最高加熱温度がＡｃ３℃＋５０℃となるように、３０℃／ｓの加熱速度でホットプレス用鋼板を加熱した。そして、加熱後の温度保持を行うことなく、加熱された鋼板をホットスタンプし、図４に示すような縦壁部を有する成形体を作成した。金型冷却の冷却速度は２０℃／ｓに設定した。プレスに用いた金型は、ハット型の金型であり、パンチ及びダイスの型Ｒは５Ｒとした。また、ハットの縦壁部の高さは５０ｍｍであり、しわ押さえ力を１０ｔｏｎとした。
焼き入れ開始温度を６００℃、７００℃、８００℃に設定して焼き入れを行い、前記ホットスタンプ成形体の縦壁部のビッカース硬度のばらつきΔＨｖをそれぞれ評価した。
縦壁部の硬度は、表面から０．４ｍｍ位置の断面硬度を、ビッカース硬度計にて５ｋｇｆの荷重で５点の平均値を求めた。
「焼き入れ開始温度が６００℃の場合前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖ」、「焼き入れ開始温度が７００℃の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖ」、及び「焼き入れ開始温度が８００℃の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖ」の評価結果を表９〜１１に示す。
化成処理性については、通常使われているディップ式のボンデ液を用い、リン酸塩結晶状態を走査型電子顕微鏡にて１００００倍で５視野観察し、結晶状態にスケが無ければ合格とした（合格：Ｇｏｏｄ、不合格Ｐｏｏｒ）。
実験例Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ａ−９、Ａ−１０、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−５、Ｂ−６、Ｃ−１、Ｃ−２、Ｃ−５、Ｃ−６、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｄ−８、Ｄ−１０、Ｅ−１、Ｅ−２、Ｅ−３、Ｅ−８、Ｅ−９、Ｆ−１、Ｆ−２、Ｆ−３、Ｆ−４、Ｇ−１、Ｇ−２、Ｇ−３、Ｇ−４、Ｑ−１、Ｒ−１、Ｓ−１は、要件の範囲内であるため良好であった。
実験例Ａ−４、Ｃ−４、Ｄ−１、Ｄ−９、Ｆ−５、Ｇ−５は、連続焼鈍での最高加熱温度が本発明の範囲より低いため、未再結晶フェライトが残存し、ΔＨｖが高くなってしまった。
実験例Ａ−５、Ｂ−３、Ｅ−４は、連続焼鈍での最高加熱温度が本発明の範囲よりも高いため、最高加熱温度にてオーステナイト単相組織となっており、その後の冷却および保持中でのフェライト変態とセメンタイト析出が進まず焼鈍後の硬質相分率が高くなりΔＨｖが高くなってしまった。
実験例Ａ−６、Ｅ−５は、連続焼鈍での最高加熱温度からの冷却速度が、本発明の範囲よりも速いため、フェライト変態が十分に起こらず、ΔＨｖが高くなってしまった。
実験例Ａ−７、Ｄ−４、Ｄ−５、Ｄ−６、Ｅ−６は、連続焼鈍での保持温度が本発明の範囲よりも低いため、フェライト変態およびセメンタイト析出が不十分となり、ΔＨｖが高くなってしまった。
実験例Ｄ−７は、連続焼鈍での保持温度が本発明の範囲よりも高いため、フェライト変態が十分に進まず、ΔＨｖが高くなってしまった。
実験例Ａ−８、Ｅ−７は、連続焼鈍での保持時間が本発明の範囲よりも短かったため、フェライト変態およびセメンタイト析出が不十分となり、ΔＨｖが高くなってしまった。
鋼材のＣ濃度が概ね同じで、ＤＩinch値がそれぞれ３．５、４．２、５．２と異なる鋼種の中で、製造条件の似た実験例Ｂ−１、Ｃ−２、Ｄ−２と、実験例Ｂ−４、Ｃ−３、Ｄ−６とを比較すると、ＤＩinch値が大きい場合ほどΔＨｖの改善代が大きいことがわかる。
鋼種Ｈは、Ｃ量が０．１６％と少ないため、ホットスタンプ後の焼き入れ高度が低く、ホットスタンプ部品として適さない。
鋼種Ｉは、Ｃ量が０．４０％と多いため、ホットスタンプ時に端部で割れが発生してしまった。
鋼種Ｊは、Ｍｎ量が０．８２％と少なく焼き入れ性が低かった。
鋼種ＫおよびＮは、それぞれＭｎ量が３．８２％およびＴｉ量０．３１０％と多いため、ホットスタンプ部品製造工程の一部である熱延が困難であった。
鋼種ＬおよびＭは、それぞれＳｉ量が１．３２％およびＡｌ量が１．３００％と高いため、ホットスタンプ部品の化成処理性が悪かった。
鋼種Ｏでは、Ｂ添加量が少なく、また鋼種Ｐでは、Ｔｉ添加によるＮの無害化が不十分のため焼き入れ性が低くなった。
また、表３〜１１からわかるように、めっき等による表面処理を行ったとしても本発明の効果は妨げられない。

本発明によれば、ホットスタンプ用鋼板から縦壁部を有する成形体を製造する場合であっても、成形体の硬度ばらつきを抑えることが可能な縦壁部を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

Claims (9)

  1. ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体の製造方法において、
    質量％で、
    Ｃ：０．１８％〜０．３５％、
    Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
    Ｓｉ：０．０１％〜１．０％、
    Ｐ：０．００１％〜０．０２％、
    Ｓ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｎ：０．００１％〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
    Ｂ：０．０００２％〜０．００５％、及び
    Ｃｒ：０．００２％〜２．０％
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；
    熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；
    巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と；
    冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と；
    連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がＡｃ３℃以上となるように加熱し、ホットスタンプを行い、縦壁部を形成するホットスタンプ工程と；
    を備え、
    前記連続焼鈍工程が、
    前記冷延鋼板をＡｃ１℃〜Ａｃ３℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と；
    加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する冷却工程と；
    冷却された前記冷延鋼板を５５０℃〜６６０℃の温度領域で１分〜１０分保持する保持工程と；
    を備えることを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。
  2. 前記化学成分が、
    Ｍｏ：０．００２％〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００２％〜２．０％、
    Ｖ：０．００２％〜２．０％、
    Ｎｉ：０．００２％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００２％〜２．０％、
    Ｓｎ：０．００２％〜２．０％、
    Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、及び
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％
    のうち１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  3. 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
    ことを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  4. 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
    ことを特徴とする請求項２に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  5. ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体の製造方法において、
    質量％で、
    Ｃ：０．１８％〜０．３５％、
    Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
    Ｓｉ：０．０１％〜１．０％、
    Ｐ：０．００１％〜０．０２％、
    Ｓ：０．０００５％〜０．０１％、
    Ｎ：０．００１％〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．０％、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
    Ｂ：０．０００２％〜０．００５％、及び
    Ｃｒ：０．００２％〜２．０％
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；
    熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；
    巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と；
    冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板を得る連続焼鈍工程と；
    連続焼鈍された前記ホットスタンプ用鋼板を、最高加熱温度がＡｃ３℃以上となるように加熱し、ホットスタンプを行い、縦壁部を形成するホットスタンプ工程と；
    を備え、
    前記熱延工程では、連続する５機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、
    最終圧延機Ｆｉでの仕上熱延温度ＦｉＴを（Ａｃ３−８０）℃〜（Ａｃ３＋４０）℃の温度領域内に設定し、前記最終圧延機Ｆｉより手前にある圧延機Ｆｉ−３で圧延が開始されてから前記最終圧延機Ｆｉで圧延が終了するまでの時間を２．５秒以上に設定し、前記圧延機Ｆｉ−３での熱延温度Ｆｉ−３ＴをＦｉＴ＋１００℃以下に設定して圧延を行い、
    ６００℃〜Ａｒ３℃の温度領域で３秒〜４０秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、
    前記連続焼鈍工程が、
    前記冷延鋼板を（Ａｃ１−４０）℃〜Ａｃ３℃未満の温度領域まで加熱する加熱工程と；
    加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から６６０℃まで１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する冷却工程と；
    冷却された前記冷延鋼板を４５０℃〜６６０℃の温度領域で２０秒〜１０分保持する保持工程と；
    を備えることを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。
  6. 前記化学成分が、
    Ｍｏ：０．００２％〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００２％〜２．０％、
    Ｖ：０．００２％〜２．０％、
    Ｎｉ：０．００２％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００２％〜２．０％、
    Ｓｎ：０．００２％〜２．０％、
    Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、及び
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％
    のうち１種以上を更に含有する
    ことを特徴とする請求項５に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  7. 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
    ことを特徴とする請求項５に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  8. 前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行う
    ことを特徴とする請求項６に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  9. 請求項１〜８のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法を用いて成形される、ＡＳＴＭ Ａ２５５−６７に基づき計算される焼入れ指数ＤＩ ｉｎｃｈ 値が３以上であるホットスタンプ成形体であって、
    焼き入れ開始温度が６５０℃以下の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが１００以下であり、
    焼き入れ開始温度が６５０〜７５０℃の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが６０以下であり、
    焼き入れ開始温度が７５０℃以上の場合、前記ホットスタンプ成形体のビッカース硬度のばらつきΔＨｖが４０以下である
    ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
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