JP7682145B2 - ホットスタンプ成形品 - Google Patents
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Description
本発明は、ホットスタンプ成形品に関する。
本願は、２０２０年０２月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０２２６３４号及び特願２０２０－０２２６３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年０２月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０２２６３４号及び特願２０２０－０２２６３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体軽量化による燃費の向上のために、高い強度が求められている。高強度鋼板を自動車の車体に適用した場合、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しながら、所望の強度を車体に付与することができる。
しかしながら、自動車の車体部材を形成する工程であるプレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど割れおよびしわが発生しやすくなる。そのため、自動車用鋼板には、優れたプレス成形性も必要とされる。
プレス成形性の確保と鋼板の高強度化とは相反する要素であるので、これらの特性を同時に満足させることは困難である。また、高強度鋼板をプレス成形すると、部材を金型から取り出した際にスプリングバックにより部材の形状が大きく変化するので、部材の寸法精度を確保することが困難となる。このように、プレス成形により高強度の車体部材を製造することは容易ではない。
これまでに、超高強度の車体部材を製造する方法として、例えば、特許文献１に開示されているように、加熱した鋼板を低温のプレス金型を用いてプレス成形する技術が提案されている。この技術はホットスタンプまたは熱間プレス等と呼ばれており、高温に加熱され軟質な状態の鋼板をプレス成形するので、複雑な形状の部材を高い寸法精度で製造することができる。また、金型との接触により鋼板が急冷されるので、焼入れにより、プレス成形と同時に強度を大幅に高めることが可能となる。例えば特許文献１には、引張強さが５００～６００ＭＰａである鋼板をホットスタンプすることで、引張強さが１４００ＭＰａ以上である部材が得られることが記載されている。
さらに強度の高いホットスタンプ部材を製造する技術として、特許文献２には引張強さが１７７０～１９４０ＭＰａのホットスタンプ部材とその製造方法が開示されており、特許文献３には引張強さが１９６０～２１３０ＭＰａのホットスタンプ部材とその製造方法が開示されている。特許文献２および特許文献３に記載される方法では、ホットスタンプ用鋼板をフェライトとオーステナイトとの二相域に加熱した後にホットスタンプを行い、ホットスタンプ部材の金属組織を平均粒径が７μｍ以下であるフェライトとマルテンサイトとの複合組織にすることで、部材を構成する鋼板の延性を高めている。
特許文献４には、靱性に優れた引張強さが１８００ＭＰａ以上であるホットスタンプ部材を製造する技術が開示されている。特許文献４に記載される方法では、ホットスタンプ用鋼板をオーステナイトの低温域に加熱した後にホットスタンプし、Ｍｓ点以下の温度範囲を比較的緩やかに冷却することで、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である焼戻しマルテンサイトからなる金属組織を形成し、部材の靱性を高めている。特許文献４に開示されている技術は、低温衝撃試験においても割れが発生することのない１８００ＭＰａ級のホットスタンプ部材を得ることができる点で優れている。
しかしながら、本発明者らの検討によると、特許文献２、３に記載されるようなフェライトとマルテンサイトとの複合組織からなるホットスタンプ部材では、衝突時に部材が変形する際、変形の初期にフェライトを起点とする割れが発生する場合があり、特に部材の引張強さが２３００ＭＰａを超えると、車体の衝突安全性を確保することが困難となることが分かった。
また、特許文献４では、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部材に関しては何ら記載がない。本発明者らの検討によれば、特許文献４に記載されるような焼戻しマルテンサイト単相組織からなるホットスタンプ部材であっても、引張強さを２３００ＭＰａ以上にまで高めると、特に鋼板のホットスタンプ時の成形温度が低い場合において、部材内部に局所的な硬さの変動が生じ、近年の耐衝突性への高い要求には十分に応えられないことが分かった。また、このような、局所的な硬さの変動は、特にホットスタンプの素材鋼板がめっき鋼板である場合に大きいことが分かった。
また、特許文献４では、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部材に関しては何ら記載がない。本発明者らの検討によれば、特許文献４に記載されるような焼戻しマルテンサイト単相組織からなるホットスタンプ部材であっても、引張強さを２３００ＭＰａ以上にまで高めると、特に鋼板のホットスタンプ時の成形温度が低い場合において、部材内部に局所的な硬さの変動が生じ、近年の耐衝突性への高い要求には十分に応えられないことが分かった。また、このような、局所的な硬さの変動は、特にホットスタンプの素材鋼板がめっき鋼板である場合に大きいことが分かった。
上述のように、ホットスタンプによって引張強さが２３００ＭＰａ以上の部材、特に、耐衝突性に優れた引張強さが２３００ＭＰａ以上のホットスタンプ部材（成形品）を製造することは、従来技術においては困難であった。
本発明は、上記の課題を解決し、耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分を有するホットスタンプ成形品を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のホットスタンプ成形品を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形品は、鋼板を備えるホットスタンプ成形品であって、前記鋼板の全部または一部の、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、
前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、Ｗ：０％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形品では、前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、降伏比が０．６５以上であってもよい。
（３）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、前記鋼板の全部または一部の、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、Ｗ：０％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板と前記めっき層との境界から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、降伏比が０．６５以上である。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．００１～０．２００％、および、Ｚｒ：０．００１～０．２００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上、０．５０％未満、Ｗ：０．００１％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、Ｎｉ：０．００１～２．００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、Ｗ：０％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形品では、前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、降伏比が０．６５以上であってもよい。
（３）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、前記鋼板の全部または一部の、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、Ｗ：０％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板と前記めっき層との境界から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、降伏比が０．６５以上である。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．００１～０．２００％、および、Ｚｒ：０．００１～０．２００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上、０．５０％未満、Ｗ：０．００１％以上、０．５０％未満、Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、Ｎｉ：０．００１～２．００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰa以上である部分を有するホットスタンプ成形品を得ることができる。
本発明者らは、引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品について、衝突による変形時に割れの発生を抑制する方法を鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
（Ａ）引張強さが２３００ＭＰａ以上のホットスタンプ成形品では、局所的な硬さの変動が大きい。
この理由は明らかではないが、(ａ)ホットスタンプ後に引張強さが２３００ＭＰａ以上となるようなホットスタンプ前の素材（ホットスタンプ用鋼板）では、局所的なＭｎやＭｏの濃度ムラが強いこと、（ｂ）ＭｎやＭｏの濃度が低い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてフェライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｃ）一方で、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてパーライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが高くなりやすいこと、に起因すると推定される。
この理由は明らかではないが、(ａ)ホットスタンプ後に引張強さが２３００ＭＰａ以上となるようなホットスタンプ前の素材（ホットスタンプ用鋼板）では、局所的なＭｎやＭｏの濃度ムラが強いこと、（ｂ）ＭｎやＭｏの濃度が低い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてフェライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｃ）一方で、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてパーライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが高くなりやすいこと、に起因すると推定される。
（Ｂ）ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が大きくなるほど、成形品が変形する際、変形初期に割れが発生しやすくなる。これは、硬さの低い部分に応力が集中するためと考えられる。
（Ｃ）表面にめっき層を有するホットスタンプ成形品では、めっき層を有しない場合に比べて局所的な硬さの変動が大きくなりやすい。この理由は明らかではないが、（ａ）硬さの変動は、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されているひずみエネルギーが高いほど小さくなること、（ｂ）焼鈍工程を経て製造されるめっき鋼板では、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーが焼鈍時に解放されること、に起因すると推定される。
（Ｄ）ホットスタンプ用鋼板として、冷間圧延する工程を経た後、焼鈍を施すことなく製造した鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）を用いることにより、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
この理由は明らかではないが、（ａ）冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、ホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品の硬さが上昇すること、（ｂ）この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分において強く、冷延まま鋼板を用いることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
この理由は明らかではないが、（ａ）冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、ホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品の硬さが上昇すること、（ｂ）この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分において強く、冷延まま鋼板を用いることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
（Ｅ）ホットスタンプを行う工程において、ホットスタンプを開始する温度（成形開始温度）を高めると、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
この理由は明らかではないが、（ａ）ホットスタンプ用鋼板において、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分ほど、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが蓄積しやすく、ホットスタンプ成形品において、硬さが高くなること、（ｂ）高温でホットスタンプを行うと、オーステナイトへのひずみの蓄積が抑制され、ホットスタンプ成形品の硬さが低くなるが、この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分よりもＭｎやＭｏの濃度が高い部分で大きいので、高温でホットスタンプすることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
この理由は明らかではないが、（ａ）ホットスタンプ用鋼板において、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分ほど、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが蓄積しやすく、ホットスタンプ成形品において、硬さが高くなること、（ｂ）高温でホットスタンプを行うと、オーステナイトへのひずみの蓄積が抑制され、ホットスタンプ成形品の硬さが低くなるが、この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分よりもＭｎやＭｏの濃度が高い部分で大きいので、高温でホットスタンプすることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
（Ｆ）ホットスタンプ後に、ホットスタンプ成形品に低温で再加熱処理を施すと、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
この理由は明らかではないが、（ａ）再加熱により、マルテンサイト中に固溶状態で存在する炭素の量が減少し、ホットスタンプ成形品の硬さが低下すること、（ｂ）この効果は、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分において強く、再加熱処理を行うことにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
この理由は明らかではないが、（ａ）再加熱により、マルテンサイト中に固溶状態で存在する炭素の量が減少し、ホットスタンプ成形品の硬さが低下すること、（ｂ）この効果は、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分において強く、再加熱処理を行うことにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
以上（Ａ）～（Ｆ）の知見から、本発明者らは、素材鋼板として冷延まま鋼板を用い、冷延まま鋼板を加熱した後、高温でホットスタンプを開始することにより、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、局所的な硬さの変動が小さく、耐衝突性に優れたホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
または、素材鋼板としてめっき鋼板を用いた場合でも、めっき鋼板を加熱した後、高温でホットスタンプを開始し、かつホットスタンプ後に低温で再加熱処理を施すことで、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、局所的な硬さの変動が小さく、耐衝突性に優れた、表面にめっき層を有するホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形品（本実施形態に係るホットスタンプ成形品）およびその製造方法の各要件について詳しく説明する。
または、素材鋼板としてめっき鋼板を用いた場合でも、めっき鋼板を加熱した後、高温でホットスタンプを開始し、かつホットスタンプ後に低温で再加熱処理を施すことで、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、局所的な硬さの変動が小さく、耐衝突性に優れた、表面にめっき層を有するホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形品（本実施形態に係るホットスタンプ成形品）およびその製造方法の各要件について詳しく説明する。
＜ホットスタンプ成形品が備える鋼板の化学組成＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す化学組成を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す化学組成を有すると言える）。各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合（本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合）、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の化学組成を有していればよい。
ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層とを含む場合、以下に説明する化学組成は、めっき層を除外した鋼板の化学組成を意味している。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す化学組成を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す化学組成を有すると言える）。各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合（本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合）、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の化学組成を有していればよい。
ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層とを含む場合、以下に説明する化学組成は、めっき層を除外した鋼板の化学組成を意味している。
Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下
Ｃは、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の引張強さを上昇させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ未満となり成形品の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．４０％超とする。好ましいＣ含有量は０．４２％超、０．４３％超、０．４４％超、または０．４５％超である。
一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、ホットスタンプ成形品の強度が高くなりすぎ、耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．６５％以下、０．６０％以下、０．５５％以下、または０．５０％以下である。
Ｃは、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の引張強さを上昇させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ未満となり成形品の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．４０％超とする。好ましいＣ含有量は０．４２％超、０．４３％超、０．４４％超、または０．４５％超である。
一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、ホットスタンプ成形品の強度が高くなりすぎ、耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．６５％以下、０．６０％以下、０．５５％以下、または０．５０％以下である。
Ｓｉ：２．００％未満
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓｉ含有量が２．００％以上になるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％未満とする。好ましいＳｉ含有量は１．５０％未満、１．００％未満、０．７５％未満、または０．５０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であることが好ましい。
Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。焼入れ性向上の観点からは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であることが好ましい。
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓｉ含有量が２．００％以上になるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％未満とする。好ましいＳｉ含有量は１．５０％未満、１．００％未満、０．７５％未満、または０．５０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であることが好ましい。
Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。焼入れ性向上の観点からは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であることが好ましい。
Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満
Ｍｎは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．４５％未満、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
一方、Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる弊害を抑制する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．０５％以上、または０．１０％以上である。また、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性向上の観点からは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上、０．２０％以上、または０．２５％以上であることが好ましい。
Ｍｎは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．４５％未満、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
一方、Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる弊害を抑制する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．０５％以上、または０．１０％以上である。また、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性向上の観点からは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上、０．２０％以上、または０．２５％以上であることが好ましい。
Ｐ：０．２００％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなり、さらに溶接性も著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．２００％以下とする。好ましいＰ含有量は０．１００％未満、０．０５０％未満、または０．０２０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｐ含有量は０．０２０％未満、０．０１５％未満、または０．０１０％未満であることが好ましい。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｐは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなり、さらに溶接性も著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．２００％以下とする。好ましいＰ含有量は０．１００％未満、０．０５０％未満、または０．０２０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｐ含有量は０．０２０％未満、０．０１５％未満、または０．０１０％未満であることが好ましい。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００５０％未満、０．００２０％未満、または０．００１０％未満である。
Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００５０％未満、０．００２０％未満、または０．００１０％未満である。
Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量（酸可溶Ａｌ含有量）が０．００１％未満であると脱酸が不十分となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．００５％以上、０．０１０％以上、または０．０２０％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、変態点が上昇しホットスタンプの加熱工程でＡｃ３点を超える温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．５００％未満、０．１００％未満、０．０６０％未満、または０．０４０％未満である。
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量（酸可溶Ａｌ含有量）が０．００１％未満であると脱酸が不十分となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．００５％以上、０．０１０％以上、または０．０２０％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、変態点が上昇しホットスタンプの加熱工程でＡｃ３点を超える温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．５００％未満、０．１００％未満、０．０６０％未満、または０．０４０％未満である。
Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、鋼中に不純物として含有され、鋼の連続鋳造中に窒化物を形成する元素である。この窒化物はホットスタンプ後の鋼板の延性を劣化させるので、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０２００％超であると、その悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％未満、または０．００５０％未満である。
Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
Ｎは、鋼中に不純物として含有され、鋼の連続鋳造中に窒化物を形成する元素である。この窒化物はホットスタンプ後の鋼板の延性を劣化させるので、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０２００％超であると、その悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％未満、または０．００５０％未満である。
Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成してホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましいＭｏ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、または０．１５％以上である。
一方、Ｍｏは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｏ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｏ含有量は好ましくは、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成してホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましいＭｏ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、または０．１５％以上である。
一方、Ｍｏは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｏ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｏ含有量は好ましくは、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
Ｂ：０．０００２～０．０２００％
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成し、ホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。好ましいＢ含有量は、０．０００６％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．０２００％を超える場合、炭硼化物が形成され、Ｂ含有による焼入れ性を向上させる効果が損なわれる。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＢ含有量は、０．００５０％未満、０．００４０％未満、または０．００３０％未満である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成し、ホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。好ましいＢ含有量は、０．０００６％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．０２００％を超える場合、炭硼化物が形成され、Ｂ含有による焼入れ性を向上させる効果が損なわれる。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＢ含有量は、０．００５０％未満、０．００４０％未満、または０．００３０％未満である。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、上記の化学成分を含み、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有していてもよいが、特性等を向上させるため、本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉから選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素（任意元素）は必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Ｔｉ：０～０．２００％
Ｎｂ：０～０．２００％
Ｖ：０～０．２００％
Ｚｒ：０～０．２００％
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましく、それぞれ０．００５％以上含有させることがより好ましく、それぞれ０．０１０％以上含有させることがさらに好ましい。
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が、それぞれ０．２００％を超える場合、上記効果が飽和する上、鋼板の製造コストが上昇する。そのため、含有させる場合、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が多い場合、これらの元素の炭化物が多量に析出してホットスタンプ後の鋼板の延性が損なわれる。延性確保の観点からは、好ましいＴｉ含有量は０．０５０％未満、または０．０３０％未満であり、好ましいＮｂ含有量は０．０５０％未満、０．０３０％未満、または０．０２０％未満であり、好ましいＶ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満であり、好ましいＺｒ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満である。
Ｎｂ：０～０．２００％
Ｖ：０～０．２００％
Ｚｒ：０～０．２００％
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましく、それぞれ０．００５％以上含有させることがより好ましく、それぞれ０．０１０％以上含有させることがさらに好ましい。
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が、それぞれ０．２００％を超える場合、上記効果が飽和する上、鋼板の製造コストが上昇する。そのため、含有させる場合、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が多い場合、これらの元素の炭化物が多量に析出してホットスタンプ後の鋼板の延性が損なわれる。延性確保の観点からは、好ましいＴｉ含有量は０．０５０％未満、または０．０３０％未満であり、好ましいＮｂ含有量は０．０５０％未満、０．０３０％未満、または０．０２０％未満であり、好ましいＶ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満であり、好ましいＺｒ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満である。
Ｃｒ：０～２．００％
Ｗ：０～２．００％
Ｃｕ：０～２．００％
Ｎｉ：０～２．００％
Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＷ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＣｕ含有量は０．１０％以上であり、より好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上である。
一方、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量が、それぞれ２．００％を超えると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、含有させる場合、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＷ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＣｕ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満であり、好ましいＮｉ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満である。
Ｗ：０～２．００％
Ｃｕ：０～２．００％
Ｎｉ：０～２．００％
Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＷ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＣｕ含有量は０．１０％以上であり、より好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上である。
一方、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量が、それぞれ２．００％を超えると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、含有させる場合、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＷ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＣｕ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満であり、好ましいＮｉ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満である。
Ｃａ：０～０．０１００％
Ｍｇ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．１０００％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、それぞれ０．０００１％以上含有させることが好ましい。
一方、ＣａもしくはＭｇの含有量が０．０１００％超である場合、またはＲＥＭの含有量が０．１０００％超である場合、上記効果が飽和するだけでなく過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。
Ｍｇ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．１０００％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、それぞれ０．０００１％以上含有させることが好ましい。
一方、ＣａもしくはＭｇの含有量が０．０１００％超である場合、またはＲＥＭの含有量が０．１０００％超である場合、上記効果が飽和するだけでなく過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。
本実施形態において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
Ｂｉ：０～０．０５００％
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。より好ましいＢｉ含有量は０．０００３％以上、または０．０００５％以上である。
一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超える場合、上記効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。より好ましいＢｉ含有量は０．０１００％以下、または０．００５０％以下である。
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。より好ましいＢｉ含有量は０．０００３％以上、または０．０００５％以上である。
一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超える場合、上記効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。より好ましいＢｉ含有量は０．０１００％以下、または０．００５０％以下である。
上述の通り、本実施形態に係るホットスタンプ成形品の化学組成は、必須元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよく、必須元素を含有し、さらに任意元素の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
＜ホットスタンプ成形品が備える鋼板の金属組織＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の金属組織（ミクロ組織）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品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有すると言える）。金属組織に関する以下の説明において、「％」は、「体積％」を意味する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の金属組織を有していればよい。
ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層を含む場合、以下に説明する金属組織は、鋼板の金属組織を意味している。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品では、鋼板の表面（めっき層を有する場合には、鋼板とめっき層との界面となる）から板厚の１／４の深さ位置における金属組織を規定する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の金属組織（ミクロ組織）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品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有すると言える）。金属組織に関する以下の説明において、「％」は、「体積％」を意味する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の金属組織を有していればよい。
ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層を含む場合、以下に説明する金属組織は、鋼板の金属組織を意味している。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品では、鋼板の表面（めっき層を有する場合には、鋼板とめっき層との界面となる）から板厚の１／４の深さ位置における金属組織を規定する。
マルテンサイト：体積％で９０．０％超
マルテンサイトは、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さを高めるために重要な組織である。マルテンサイトの体積率が９０．０％以下であると、ホットスタンプ成形品の引張強さ（ホットスタンプ成形品が備える鋼板の引張強さ）が２３００ＭＰａ未満となり強度が不足する。そのため、マルテンサイトの体積率を９０．０％超とする。好ましいマルテンサイトの体積率は、９１．０％超、９３．０％超、または９５．０％超である。
マルテンサイトの体積率の上限は特に定める必要がないが、マルテンサイトの体積率を大きく上昇させるためには、ホットスタンプの工程において、鋼板の加熱温度を過度に高めたり、冷却速度を過度に高めたりする必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大きく損なわれる。したがって、マルテンサイトの体積率は９９．０％以下、または９８．０％以下とすることが好ましい。
上記マルテンサイトには、焼戻しされていないフレッシュマルテンサイトのほかに、焼戻しを受け、内部に鉄炭化物が存在する焼戻しマルテンサイトが含まれる。
金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物を含有する必要はないので、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
マルテンサイトは、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さを高めるために重要な組織である。マルテンサイトの体積率が９０．０％以下であると、ホットスタンプ成形品の引張強さ（ホットスタンプ成形品が備える鋼板の引張強さ）が２３００ＭＰａ未満となり強度が不足する。そのため、マルテンサイトの体積率を９０．０％超とする。好ましいマルテンサイトの体積率は、９１．０％超、９３．０％超、または９５．０％超である。
マルテンサイトの体積率の上限は特に定める必要がないが、マルテンサイトの体積率を大きく上昇させるためには、ホットスタンプの工程において、鋼板の加熱温度を過度に高めたり、冷却速度を過度に高めたりする必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大きく損なわれる。したがって、マルテンサイトの体積率は９９．０％以下、または９８．０％以下とすることが好ましい。
上記マルテンサイトには、焼戻しされていないフレッシュマルテンサイトのほかに、焼戻しを受け、内部に鉄炭化物が存在する焼戻しマルテンサイトが含まれる。
金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物を含有する必要はないので、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
フェライト、パーライトおよびベイナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有するので、この効果を得る場合、フェライト、パーライトおよびベイナイトから選択される１種以上を含むことが好ましい。フェライトの体積率は０．５％以上、または１．０％以上とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１．０％以上とすることが好ましく、それぞれ２．０％以上とすることがより好ましい。
一方、フェライト、パーライトおよびベイナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、フェライトの体積率は３．０％未満、または２．０％未満とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１０．０％未満とすることが好ましく、それぞれ５．０％未満とすることがより好ましい。
一方、フェライト、パーライトおよびベイナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、フェライトの体積率は３．０％未満、または２．０％未満とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１０．０％未満とすることが好ましく、それぞれ５．０％未満とすることがより好ましい。
残留オーステナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する。この効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率を０．５％以上、１．０％以上または、２．０％以上とすることが好ましい。
一方、残留オーステナイトの体積率を過度に上昇させるためには、ホットスタンプ後に高温でオーステンパー処理を施す必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大幅に低下する。また、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を９．０％未満、７．０％未満、５．０％未満、または４．０％未満とすることが好ましい。
一方、残留オーステナイトの体積率を過度に上昇させるためには、ホットスタンプ後に高温でオーステンパー処理を施す必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大幅に低下する。また、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を９．０％未満、７．０％未満、５．０％未満、または４．０％未満とすることが好ましい。
本実施形態において、各組織の体積率は以下のように求める。
まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において組織観察する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して観察を行う。
具体的には、研磨面をナイタール腐食または電解研磨した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して、輝度差または相内に存在する鉄炭化物の形態の違いに基づく画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
また、同様の観察位置について、縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定する。
これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とする。
組織観察において、焼戻しマルテンサイトは、内部に鉄炭化物が存在する点でマルテンサイトと区別することができ、また、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。
まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において組織観察する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して観察を行う。
具体的には、研磨面をナイタール腐食または電解研磨した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して、輝度差または相内に存在する鉄炭化物の形態の違いに基づく画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
また、同様の観察位置について、縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定する。
これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とする。
組織観察において、焼戻しマルテンサイトは、内部に鉄炭化物が存在する点でマルテンサイトと区別することができ、また、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。
＜ホットスタンプ成形品の強度＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さで２３００ＭＰａ以上である。このためには、本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上である。少なくとも一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上でないと、ホットスタンプ成形品の衝撃吸収量を確保することができなくなる。そのため、ホットスタンプ成形品の全部または一部の引張強さを２３００ＭＰa以上とする。好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、引張強さが２４００ＭＰａ以上、または２５００ＭＰａ以上である。一方、ホットスタンプ成形品の強度を過度に高めることは耐衝突性の低下を招くので、ホットスタンプ成形品の引張強さを３０００ＭＰａ未満、または２８００ＭＰａ未満とすることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さで２３００ＭＰａ以上である。このためには、本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上である。少なくとも一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上でないと、ホットスタンプ成形品の衝撃吸収量を確保することができなくなる。そのため、ホットスタンプ成形品の全部または一部の引張強さを２３００ＭＰa以上とする。好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、引張強さが２４００ＭＰａ以上、または２５００ＭＰａ以上である。一方、ホットスタンプ成形品の強度を過度に高めることは耐衝突性の低下を招くので、ホットスタンプ成形品の引張強さを３０００ＭＰａ未満、または２８００ＭＰａ未満とすることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、かつ、降伏比が０．６５以上であることが好ましい。降伏比を０．６５以上とすることで、耐衝突性をさらに向上させることが可能となる。より好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、降伏比が０．６８以上、または０．７０以上である。一方、降伏比の上限は特に限定しないが、降伏比を大きく上昇させるためには、後述する再加熱工程において再加熱温度を過度に高める必要があり、成形品の強度の低下を招く。したがって、降伏比は０．９０未満、０．８５未満、または０．８０未満とすることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、全部（成形品の全体）が引張強さで２３００ＭＰａ以上であってもよいが、ホットスタンプ成形品内に引張強さが２３００ＭＰa以上である部分と２３００ＭＰａ未満である部分とが混在していてもよい。強度の異なる部位を設けることで、衝突時のホットスタンプ成形品の変形状態を制御することが可能となる。強度の異なる部位を有するホットスタンプ成形品は、化学組成が異なる二種類以上の鋼板を接合してからホットスタンプする方法や、ホットスタンプを行う工程において、鋼板の加熱温度またはホットスタンプ後の冷却速度を部分的に変化させる方法や、ホットスタンプ成形品に部分的に再加熱処理を施す方法などにより製造することができる。
引張強さ及び降伏比は、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行って求める。
降伏比は鋼板の降伏応力を引張強さで除することにより求める。降伏応力は、鋼板が連続降伏する場合は０．２％耐力とし、不連続降伏する場合は上降伏点の応力とする。
めっき層は引張強さや降伏比に及ぼす影響が小さいので、試験片の表面にはめっき層が存在してもよい。
降伏比は鋼板の降伏応力を引張強さで除することにより求める。降伏応力は、鋼板が連続降伏する場合は０．２％耐力とし、不連続降伏する場合は上降伏点の応力とする。
めっき層は引張強さや降伏比に及ぼす影響が小さいので、試験片の表面にはめっき層が存在してもよい。
＜ホットスタンプ成形品の硬さ分布＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、０．１８ｍｍ２の領域、すなわち、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域内のビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であり、かつ上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であることは、硬さの測定領域が引張強さで２３００ＭＰａ以上の部分にあることに相当し、ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）未満であると成形品の強度が不足する。そのため上記領域内のビッカース硬さの平均値を６７０（Ｈｖ）以上とする。ビッカース硬さの平均値は６９５（Ｈｖ）以上、または７２０（Ｈｖ）以上であることが好ましい。
また、上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であると、成形品が変形する際に変形の初期に割れが生じ、耐衝突性が著しく劣化する。そのため、上記領域内の硬さの標準偏差を２０（Ｈｖ）以下とする。硬さの標準偏差は１５（Ｈｖ）以下、１２（Ｈｖ）以下、または１０（Ｈｖ）以下とすることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、０．１８ｍｍ２の領域、すなわち、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域内のビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であり、かつ上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であることは、硬さの測定領域が引張強さで２３００ＭＰａ以上の部分にあることに相当し、ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）未満であると成形品の強度が不足する。そのため上記領域内のビッカース硬さの平均値を６７０（Ｈｖ）以上とする。ビッカース硬さの平均値は６９５（Ｈｖ）以上、または７２０（Ｈｖ）以上であることが好ましい。
また、上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であると、成形品が変形する際に変形の初期に割れが生じ、耐衝突性が著しく劣化する。そのため、上記領域内の硬さの標準偏差を２０（Ｈｖ）以下とする。硬さの標準偏差は１５（Ｈｖ）以下、１２（Ｈｖ）以下、または１０（Ｈｖ）以下とすることが好ましい。
本実施形態において、ホットスタンプ成形品のビッカース硬さは以下のように求める。
まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面を耐水研磨紙で研磨し、さらにダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板の表面（めっき層を有する場合には鋼板とめっき層との界面となる）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）においてビッカース硬さを測定する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して測定を行う。
具体的には、図１に示すように、１／４深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの範囲において、所定の間隔でＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さを４５点測定し、得られた測定値から算術平均値および標準偏差を求める。硬さの測定にはマイクロビッカース硬さ試験機を用い、測定条件は負荷荷重０．４９Ｎ、荷重保持時間１０秒とする。負荷荷重が高いと圧痕の寸法が大きくなり、耐衝突性と密接に関連する局所的な硬さの分布を評価することができない。そのため、負荷荷重を０．４９Ｎと定める。
ホットスタンプ成形体の硬さの分布と耐衝突性との関連性については、例えば、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、成形体の長手方向に垂直な断面における硬さのばらつきが小さいことが耐衝突特性を確保するために重要であるとされている。しかしながら、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、板厚方向中心部のビッカース硬さを、負荷荷重を１ｋｇｆとして１ｍｍ間隔で測定することにより、成形体の全断面領域におけるマクロな硬さのバラツキを求めており、本実施形態に係るホットスタンプ成形品とは具備する硬さの分布が異なると言える。
まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面を耐水研磨紙で研磨し、さらにダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板の表面（めっき層を有する場合には鋼板とめっき層との界面となる）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）においてビッカース硬さを測定する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して測定を行う。
具体的には、図１に示すように、１／４深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの範囲において、所定の間隔でＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さを４５点測定し、得られた測定値から算術平均値および標準偏差を求める。硬さの測定にはマイクロビッカース硬さ試験機を用い、測定条件は負荷荷重０．４９Ｎ、荷重保持時間１０秒とする。負荷荷重が高いと圧痕の寸法が大きくなり、耐衝突性と密接に関連する局所的な硬さの分布を評価することができない。そのため、負荷荷重を０．４９Ｎと定める。
ホットスタンプ成形体の硬さの分布と耐衝突性との関連性については、例えば、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、成形体の長手方向に垂直な断面における硬さのばらつきが小さいことが耐衝突特性を確保するために重要であるとされている。しかしながら、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、板厚方向中心部のビッカース硬さを、負荷荷重を１ｋｇｆとして１ｍｍ間隔で測定することにより、成形体の全断面領域におけるマクロな硬さのバラツキを求めており、本実施形態に係るホットスタンプ成形品とは具備する硬さの分布が異なると言える。
［めっき層］
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を備えることで、ホットスタンプ時におけるスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させることが可能となる。めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく、特に限定されない。ホットスタンプ成形品のめっき層は、後述するように、めっき鋼板を用いてホットスタンプすることにより形成させることができる。めっき層の種類として、亜鉛系めっき鋼板やアルミニウム系めっき鋼板を用いてホットスタンプした、亜鉛系めっき層やアルミニウム系めっき層が例示される。めっき層は片面に形成されていてもよく、両面に形成されていてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を備えることで、ホットスタンプ時におけるスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させることが可能となる。めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく、特に限定されない。ホットスタンプ成形品のめっき層は、後述するように、めっき鋼板を用いてホットスタンプすることにより形成させることができる。めっき層の種類として、亜鉛系めっき鋼板やアルミニウム系めっき鋼板を用いてホットスタンプした、亜鉛系めっき層やアルミニウム系めっき層が例示される。めっき層は片面に形成されていてもよく、両面に形成されていてもよい。
次に、上記のホットスタンプ成形品を製造するのに好適なホットスタンプ用鋼板（以下本実施形態に係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化学組成＞
ホットスタンプによって化学組成は実質的に変化しないので、ホットスタンプ用鋼板の化学組成は、上述したホットスタンプ成形品と同じ化学組成とする。
ホットスタンプによって化学組成は実質的に変化しないので、ホットスタンプ用鋼板の化学組成は、上述したホットスタンプ成形品と同じ化学組成とする。
＜ホットスタンプ用鋼板の金属組織＞
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷間圧延工程の後に焼鈍を施すことなく製造されるひずみエネルギーの高い圧延方向に展伸した金属組織を有する鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）、または、めっき鋼板とする。
このような金属組織とするのは、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、成形品の耐衝突性を向上させるためである。蓄積されたひずみエネルギーが大きい冷延まま鋼板を用いる方が、少ない製造工程で局所的な硬さの変動を小さくできるので、好ましい。一方で、製造工程においてスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させるという観点では、めっき鋼板を用いることが好ましい。
冷延まま鋼板、めっき鋼板のいずれの場合であっても、金属組織にマルテンサイトが含まれると鋼板が著しく硬質化し、鋼板を切断することが困難となる。そのため、ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、冷延まま鋼板の場合、圧延方向に展伸したフェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率は９０．０％超、または９５．０％超であることがより好ましい。めっき鋼板の場合は、フェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。
ホットスタンプ用鋼板の金属組織における体積率は、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき鋼板の場合には鋼板とめっき層との界面となる）から鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、ホットスタンプ成形品の場合と同じ方法で組織観察を行い、求めることができる。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷間圧延工程の後に焼鈍を施すことなく製造されるひずみエネルギーの高い圧延方向に展伸した金属組織を有する鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）、または、めっき鋼板とする。
このような金属組織とするのは、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、成形品の耐衝突性を向上させるためである。蓄積されたひずみエネルギーが大きい冷延まま鋼板を用いる方が、少ない製造工程で局所的な硬さの変動を小さくできるので、好ましい。一方で、製造工程においてスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させるという観点では、めっき鋼板を用いることが好ましい。
冷延まま鋼板、めっき鋼板のいずれの場合であっても、金属組織にマルテンサイトが含まれると鋼板が著しく硬質化し、鋼板を切断することが困難となる。そのため、ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、冷延まま鋼板の場合、圧延方向に展伸したフェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率は９０．０％超、または９５．０％超であることがより好ましい。めっき鋼板の場合は、フェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。
ホットスタンプ用鋼板の金属組織における体積率は、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき鋼板の場合には鋼板とめっき層との界面となる）から鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、ホットスタンプ成形品の場合と同じ方法で組織観察を行い、求めることができる。
めっき鋼板の種類は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき鋼板等が例示される。めっき層は鋼板の片面に備えられていてもよく、両面に備えられていてもよい。
＜ホットスタンプ用鋼板の強度＞
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を高めるために、冷延まま鋼板の場合、引張強さが９００ＭＰa超であることが好ましい。より好ましい引張強さは９５０ＭＰa超または１０００ＭＰa超である。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を高めるために、冷延まま鋼板の場合、引張強さが９００ＭＰa超であることが好ましい。より好ましい引張強さは９５０ＭＰa超または１０００ＭＰa超である。
＜製造方法＞
本実施形態に係るホットスタンプ成形品の製造方法および本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい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品の製造方法および本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
［ホットスタンプ成形品の製造方法］
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、以下の（Ｉ）及び（ＩＩ）の工程を含む製造方法、または（ｉ）、（ｉｉ）、及び（ｉｉｉ）の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）上述の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ＩＩ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉ）上述の化学組成を有し、表面にめっき層を有するホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ｉｉ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉｉｉ）ホットスタンプ工程後の成形品を再加熱する再加熱工程
（ＩＩ）及び（ｉｉ）のホットスタンプ工程では、金型による成形及び冷却が行われる。
各工程について、好ましい条件を説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、以下の（Ｉ）及び（ＩＩ）の工程を含む製造方法、または（ｉ）、（ｉｉ）、及び（ｉｉｉ）の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）上述の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ＩＩ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉ）上述の化学組成を有し、表面にめっき層を有するホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ｉｉ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉｉｉ）ホットスタンプ工程後の成形品を再加熱する再加熱工程
（ＩＩ）及び（ｉｉ）のホットスタンプ工程では、金型による成形及び冷却が行われる。
各工程について、好ましい条件を説明する。
［加熱工程］（Ｉ）、（ｉ）
加熱工程では、ホットスタンプ工程に先立ち、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のような、所定の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板、または、めっき鋼板のホットスタンプ用鋼板を、加熱する。ホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程では、加熱温度を１０５０℃超かつＡｃ３点超である温度とすることが好ましい。加熱温度が１０５０℃超であることで、後述するホットスタンプ工程において、ホットスタンプの開始温度を１０５０℃超とすることができ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を確保し易くなる。また、加熱温度がＡｃ３点超であることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するとともに、耐衝突性が確保し易くなる。Ａｃ３点とは、素材鋼板を加熱した際に金属組織中でフェライトが消失する温度であり、加熱工程における鋼板の熱膨張変化から求めることができる。加熱温度は、１１００℃超かつＡｃ３点超であることが好ましい。
加熱工程では、ホットスタンプ工程に先立ち、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のような、所定の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板、または、めっき鋼板のホットスタンプ用鋼板を、加熱する。ホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程では、加熱温度を１０５０℃超かつＡｃ３点超である温度とすることが好ましい。加熱温度が１０５０℃超であることで、後述するホットスタンプ工程において、ホットスタンプの開始温度を１０５０℃超とすることができ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を確保し易くなる。また、加熱温度がＡｃ３点超であることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するとともに、耐衝突性が確保し易くなる。Ａｃ３点とは、素材鋼板を加熱した際に金属組織中でフェライトが消失する温度であり、加熱工程における鋼板の熱膨張変化から求めることができる。加熱温度は、１１００℃超かつＡｃ３点超であることが好ましい。
加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎると、ホットスタンプ用鋼板が冷延まま鋼板の場合は、ホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、金型内へのスケールの堆積により成形品の生産性が低下する。ホットスタンプ用鋼板がめっき鋼板の場合は、めっきの付着量が減少し、ホットスタンプ成形品の耐食性が劣化する。そのため、加熱温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
鋼板の加熱速度は特に限定する必要がないが、加熱速度が高いほど、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が向上する。そのため、７００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒超、２０℃／秒超、３０℃／秒超、または５０℃／秒超とすることが好ましい。一方、加熱速度を抑制することで、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成を抑制でき、ホットスタンプ後の鋼板の延性を高められる。そのため、平均加熱速度を１５０℃／秒未満、１２０℃／秒未満、または９０℃／秒未満とすることが好ましい。
鋼板の加熱速度は特に限定する必要がないが、加熱速度が高いほど、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が向上する。そのため、７００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒超、２０℃／秒超、３０℃／秒超、または５０℃／秒超とすることが好ましい。一方、加熱速度を抑制することで、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成を抑制でき、ホットスタンプ後の鋼板の延性を高められる。そのため、平均加熱速度を１５０℃／秒未満、１２０℃／秒未満、または９０℃／秒未満とすることが好ましい。
［ホットスタンプ工程］（ＩＩ）、（ｉｉ）
加熱後のホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行う工程では、加熱された鋼板を加熱炉から取り出し大気中で放冷した後、ホットスタンプを開始する。ホットスタンプ開始温度は１０５０℃超であることが好ましい。ホットスタンプ開始温度が１０５０℃超であることで、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが過剰に蓄積されることが抑制され、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。ホットスタンプ開始温度は、１１００℃超であることが好ましい。
ホットスタンプ開始温度の上限は特に限定しないが、開始温度を高めるためには上述した加熱工程における鋼板の加熱温度を高くする必要がある。この場合、ホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、成形品の生産性が低下する、またはホットスタンプ成形品の耐食性が劣化する。そのため、開始温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
ホットスタンプにより成形を行った後、金型内で成形品を保持しながら冷却、および／または、金型から成形品を取り出して任意の方法で冷却する。冷却速度を速くすることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するので、ホットスタンプ開始温度から４００℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上、６０℃／秒以上、または９０℃／秒以上とすることが好ましい。また、冷却停止温度が低いことで、同様にホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上する。また、後述する再加熱工程後にフェライト、パーライトまたはベイナイトの生成が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、上記冷却による冷却停止温度を９０℃未満、または５０℃未満とすることが好ましい。
加熱後のホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行う工程では、加熱された鋼板を加熱炉から取り出し大気中で放冷した後、ホットスタンプを開始する。ホットスタンプ開始温度は１０５０℃超であることが好ましい。ホットスタンプ開始温度が１０５０℃超であることで、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが過剰に蓄積されることが抑制され、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。ホットスタンプ開始温度は、１１００℃超であることが好ましい。
ホットスタンプ開始温度の上限は特に限定しないが、開始温度を高めるためには上述した加熱工程における鋼板の加熱温度を高くする必要がある。この場合、ホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、成形品の生産性が低下する、またはホットスタンプ成形品の耐食性が劣化する。そのため、開始温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
ホットスタンプにより成形を行った後、金型内で成形品を保持しながら冷却、および／または、金型から成形品を取り出して任意の方法で冷却する。冷却速度を速くすることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するので、ホットスタンプ開始温度から４００℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上、６０℃／秒以上、または９０℃／秒以上とすることが好ましい。また、冷却停止温度が低いことで、同様にホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上する。また、後述する再加熱工程後にフェライト、パーライトまたはベイナイトの生成が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、上記冷却による冷却停止温度を９０℃未満、または５０℃未満とすることが好ましい。
［再加熱工程］（ｉｉｉ）
ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いた場合、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品）に対して再加熱を実施する。再加熱温度が９０℃以上であると、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。一方、再加熱温度が１５０℃未満であると、鋼板の軟質化が抑制され成形品の強度が確保される。また、粗大な鉄炭化物の析出が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、再加熱温度を９０℃以上１５０℃未満とすることが好ましい。再加熱温度は１００℃以上、１１０℃以上、または１２０℃以上とすることがより好ましい。また、再加熱温度は１４０℃未満、または１３０℃未満とすることがより好ましい。
再加熱温度での保持時間を長くすることで、上記の局所的な硬さの変動を抑制する効果を十分に得ることができる。そのため、保持時間は５分以上、または１０分以上とすることが好ましい。一方、保持時間が短いと成形品の強度が確保できる。そのため、保持時間は２０分未満、または１５分未満とすることが好ましい。
また、上記の条件で再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。
ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合、再加熱工程を行わなくてもよい。上述した通り、硬さの変動は、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されているひずみエネルギーが高いと小さくなる。冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、再加熱を行わなくても、目標のビッカース硬さの標準偏差を達成できるからである。しかしながら、ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合でも、再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。そのため、表面にめっき層を備えないホットスタンプ成形品に対して再加熱を行ってもよい。降伏比を上昇させる効果を十分に得るためには、上述した、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いる場合と同じ条件で再加熱を行うことが好ましい。
ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いた場合、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品）に対して再加熱を実施する。再加熱温度が９０℃以上であると、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。一方、再加熱温度が１５０℃未満であると、鋼板の軟質化が抑制され成形品の強度が確保される。また、粗大な鉄炭化物の析出が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、再加熱温度を９０℃以上１５０℃未満とすることが好ましい。再加熱温度は１００℃以上、１１０℃以上、または１２０℃以上とすることがより好ましい。また、再加熱温度は１４０℃未満、または１３０℃未満とすることがより好ましい。
再加熱温度での保持時間を長くすることで、上記の局所的な硬さの変動を抑制する効果を十分に得ることができる。そのため、保持時間は５分以上、または１０分以上とすることが好ましい。一方、保持時間が短いと成形品の強度が確保できる。そのため、保持時間は２０分未満、または１５分未満とすることが好ましい。
また、上記の条件で再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。
ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合、再加熱工程を行わなくてもよい。上述した通り、硬さの変動は、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されているひずみエネルギーが高いと小さくなる。冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、再加熱を行わなくても、目標のビッカース硬さの標準偏差を達成できるからである。しかしながら、ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合でも、再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。そのため、表面にめっき層を備えないホットスタンプ成形品に対して再加熱を行ってもよい。降伏比を上昇させる効果を十分に得るためには、上述した、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いる場合と同じ条件で再加熱を行うことが好ましい。
［ホットスタンプ用鋼板の製造方法］
ホットスタンプ成形品の製造に供される本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の製造方法によって製造されることが好ましい。
ホットスタンプ成形品の製造に供される本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の製造方法によって製造されることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。例示されるスラブの好ましい製造方法では、上述した成分組成（化学組成）を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
熱間圧延に際し、スラブを加熱する。熱間圧延に供するスラブの温度（スラブ加熱温度）は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃未満とすることがより好ましい。スラブ加熱温度が低いと圧延が困難になるので、スラブ加熱温度は１０５０℃以上としてもよい。
加熱されたスラブに対して、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。Ａｒ３点とは、鋼板を冷却した際に金属組織中でオーステナイトからのフェライト変態が開始する温度であり、冷却中の鋼板の熱膨張変化から求めることができる。
加熱されたスラブに対して、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。Ａｒ３点とは、鋼板を冷却した際に金属組織中でオーステナイトからのフェライト変態が開始する温度であり、冷却中の鋼板の熱膨張変化から求めることができる。
熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、巻取工程後コイル内の製品特性の均一性が向上する。
粗圧延材の加熱は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る場合、巻取温度を６００℃超とすることが好ましい。巻取温度が６００℃以下であると、熱延鋼板が過度に硬質化して冷間圧延を行うことが困難となり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。より好ましい巻取温度は６２０℃超、または６５０℃超である。
一方、巻取温度が高くなりすぎると、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成量が過剰となり、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。したがって、巻取温度は７５０℃以下、または７００℃以下とすることが好ましい。熱延鋼板に対し、冷間圧延工程の前に焼鈍を施してもよい。
一方、巻取温度が高くなりすぎると、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成量が過剰となり、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。したがって、巻取温度は７５０℃以下、または７００℃以下とすることが好ましい。熱延鋼板に対し、冷間圧延工程の前に焼鈍を施してもよい。
ホットスタンプ用鋼板を冷延まま鋼板とする場合、熱間圧延され、巻取られた鋼板を、常法にしたがって冷間圧延し、冷延鋼板とする。冷間圧延では、冷圧率（冷間圧延における累積圧下率）を１０％以上とすることが好ましい。冷間圧延率が１０％未満であると、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が大きくなり、成形品の耐衝突性が低下する。より好ましい冷圧率は２０％以上、３０％以上、または４０％以上である。冷圧率の上限は特に限定する必要がないが、冷圧率を過度に上昇させることは、圧延設備への負荷を高め生産性の低下を招くので、冷圧率は７０％未満、６０％未満、または５０％未満とすることが好ましい。
ホットスタンプ成形品を軽量化するために、冷延鋼板の板厚は２．０ｍｍ以下であることが好ましく、１．８ｍｍ以下であるとより好ましく、１．６ｍｍ以下であるとさらに好ましい。冷間圧延の前に、公知の方法にしたがって、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等による脱スケールを行ってもよい。このようにして得られた冷延鋼板には、常法にしたがって脱脂等の処置を施してもよい。
ホットスタンプ用鋼板を冷延まま鋼板とする場合、冷延鋼板には焼鈍を施さない。焼鈍を施さないことで、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーによって、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくすることができ、成形品の耐衝突性が向上する。
ホットスタンプ成形品を軽量化するために、冷延鋼板の板厚は２．０ｍｍ以下であることが好ましく、１．８ｍｍ以下であるとより好ましく、１．６ｍｍ以下であるとさらに好ましい。冷間圧延の前に、公知の方法にしたがって、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等による脱スケールを行ってもよい。このようにして得られた冷延鋼板には、常法にしたがって脱脂等の処置を施してもよい。
ホットスタンプ用鋼板を冷延まま鋼板とする場合、冷延鋼板には焼鈍を施さない。焼鈍を施さないことで、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーによって、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくすることができ、成形品の耐衝突性が向上する。
一方、ホットスタンプ用鋼板をめっき鋼板とする場合、冷間圧延は行わなくてもよいし、上記の条件で行ってもよい。冷間圧延を行うことで、金属組織が微細化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。
ホットスタンプ用鋼板をめっき鋼板とする場合、上述した方法で製造された熱延鋼板または冷延鋼板に、常法にしたがってめっきを行う。冷延鋼板にめっきを行う場合、再結晶によりめっき鋼板の金属組織を微細化するために、連続溶融めっきの焼鈍過程における均熱温度の下限値を６００℃、６５０℃、または７００℃とすることが好ましい。一方、加熱速度が遅すぎたり、均熱温度が高すぎたり、均熱時間が長すぎたりすると、粒成長によりめっき鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する場合がある。そのため、均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましく、均熱温度を８００℃以下、または７６０℃以下とすることが好ましく、均熱時間（均熱温度における保持時間）を３００秒未満、または１２０秒未満とすることが好ましい。
冷延鋼板に連続焼鈍を施して焼鈍鋼板とした後、焼鈍鋼板にめっきを行ってもよい。しかしながら、連続焼鈍における加熱速度が遅すぎると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。そのため、連続焼鈍における均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。
このようにして得られためっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
ホットスタンプ用鋼板をめっき鋼板とする場合、上述した方法で製造された熱延鋼板または冷延鋼板に、常法にしたがってめっきを行う。冷延鋼板にめっきを行う場合、再結晶によりめっき鋼板の金属組織を微細化するために、連続溶融めっきの焼鈍過程における均熱温度の下限値を６００℃、６５０℃、または７００℃とすることが好ましい。一方、加熱速度が遅すぎたり、均熱温度が高すぎたり、均熱時間が長すぎたりすると、粒成長によりめっき鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する場合がある。そのため、均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましく、均熱温度を８００℃以下、または７６０℃以下とすることが好ましく、均熱時間（均熱温度における保持時間）を３００秒未満、または１２０秒未満とすることが好ましい。
冷延鋼板に連続焼鈍を施して焼鈍鋼板とした後、焼鈍鋼板にめっきを行ってもよい。しかしながら、連続焼鈍における加熱速度が遅すぎると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。そのため、連続焼鈍における均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。
このようにして得られためっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｖを製造した。表１中のＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｖの化学組成を有する冷延鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｖを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｖを製造した。表１中のＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｖの化学組成を有する冷延鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｖを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｖに１０パスの圧延を施し、厚さ２．２～３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を６４０～６６０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
熱延鋼板の一部を酸洗して冷間圧延用の母材とし、表２に示す冷延条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。また、熱延鋼板の一部を機械研削し、厚さ１．４ｍｍの熱延研削板とした。
また、冷延鋼板の一部を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、５℃／秒の平均加熱速度で７８０℃まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて５℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却して焼鈍鋼板とした。
このようにして得られた冷延鋼板、熱延研削板、および、焼鈍鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述の方法により組織観察を行い、圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率を求めた。
また、上記ホットスタンプ用鋼板から、圧延方向に直交する方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。表２に、ホットスタンプ用鋼板の金属組織を観察した結果、および、ホットスタンプ用鋼板の機械特性を調査した結果を示す。
上記ホットスタンプ用鋼板から、幅２４０ｍｍ、長さ８００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図２に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板（ホットスタンプ用鋼板）を７００℃までの平均加熱速度を２２℃／秒として表３－１に示す加熱温度まで加熱し、その温度で１分間保持した。その後、素板を加熱炉から取り出して放冷し、表３－１に示す開始温度で、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて表３－１に示す冷却停止温度まで金型内で冷却した。また、ハット部材の一部を、電気加熱炉を用いて、表３－１に示す条件で再加熱した。表３－１のホットスタンプ条件の－印は再加熱工程を行わなかったことを示す。
得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述した方法により鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における金属組織を観察した。
また、ハット部材の縦壁部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めた。
また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９ＮでＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９ＮでＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
また、図３に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
この試験体を、図４に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
この試験体を、図４に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
表３－１、表３－２に、ハット部材の金属組織を観察した結果、ハット部材の機械特性を評価した結果、および、ハット部材の耐衝突性を評価した結果を示す。表３－１、表３－２において、下線を付した数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
本発明の規定を満足する試験番号１、６、７、１２、１３、２３、２５、２６、２８、３０～３２、３４～４０は、いずれも、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であった。また、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であり、良好な耐衝突性を示していた。
また、ホットスタンプ成形品の製造工程において、再加熱処理を行った試験番号６、１２、２５、３１、３４、４０は、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が１０以下であった。また、降伏比が０．６５以上であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が４５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．９５ｋＪ以上であり、耐衝突性が特に良好であった。
これらに対して、化学組成が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例の試験番号１５～２２は、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が低かったか、または、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低く、耐衝突性が劣っていた。
具体的には、鋼Ｄを用いた試験番号１５は、鋼のＣ含有量が低すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の最高荷重が低かった。
鋼Ｅを用いた試験番号１６は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ビッカース硬さの平均値が高く、引張試験では早期破断が生じ引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めることができなかった。ビッカース硬さの標準偏差は２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ｆ、Ｇを用いた試験番号１７、１８は鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、鋼Ｈを用いた試験番号１９は鋼のＭｏ含有量が高すぎるため、いずれもビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ｉを用いた試験番号２０は鋼のＭｏおよびＢ含有量が低すぎるため、鋼Ｊを用いた試験番号２１は鋼のＭｏ含有量が低すぎるため、鋼Ｋを用いた試験番号２２は鋼のｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
化学組成は本発明の範囲内であるが、ホットスタンプ成形品の製造条件が上述した範囲から外れる比較例の試験番号２～５、８～１１、１４、２４、２７、２９、３３は、ホットスタンプ成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低いか、または、割れ発生変位および吸収エネルギーが低く、耐衝突性が劣っていた。
具体的には、鋼Ａを用いた試験番号２、鋼Ｂを用いた試験番号８、鋼Ｍを用いた試験番号２７は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、冷間圧延後に焼鈍を行った（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ａを用いた試験番号５、鋼Ｂを用いた試験番号１１、鋼Ｎを用いた試験番号２９は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で冷間圧延を行わなかった（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ａを用いた試験番号３、４、鋼Ｂを用いた試験番号９、１０、鋼Ｌを用いた試験番号２４、鋼Ｐを用いた試験番号３３は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ｃを用いた試験番号１４は、ホットスタンプ用鋼板に焼鈍鋼板を用い、また、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
具体的には、鋼Ａを用いた試験番号２、鋼Ｂを用いた試験番号８、鋼Ｍを用いた試験番号２７は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、冷間圧延後に焼鈍を行った（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ａを用いた試験番号５、鋼Ｂを用いた試験番号１１、鋼Ｎを用いた試験番号２９は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で冷間圧延を行わなかった（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ａを用いた試験番号３、４、鋼Ｂを用いた試験番号９、１０、鋼Ｌを用いた試験番号２４、鋼Ｐを用いた試験番号３３は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼Ｃを用いた試験番号１４は、ホットスタンプ用鋼板に焼鈍鋼板を用い、また、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
（実施例２）
真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表４に示す化学組成を有する鋼ａ～ｗを製造した。表４中のＡｃ３点は、鋼ａ～ｗの化学組成を有するめっき鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼ａ～ｗを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表５に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表４に示す化学組成を有する鋼ａ～ｗを製造した。表４中のＡｃ３点は、鋼ａ～ｗの化学組成を有するめっき鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼ａ～ｗを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表５に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼ａ～ｗに１０パスの圧延を施し、厚さ２．２～３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を６４０～６６０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
熱延鋼板の一部を酸洗して冷間圧延用の母材とし、表５に示す冷延条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。また、熱延鋼板の一部（冷間圧延を行わなかった例）を機械研削し、厚さ１．４ｍｍの熱延研削板とした。
また、得られた鋼板（冷延鋼板および熱延研削板）を、溶融めっきシミュレーターを用いて、５℃／秒の平均加熱速度で表５に示す焼鈍の均熱温度まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき浴または溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきまたは溶融アルミニウムめっきを施した。一部の素材鋼板には、溶融亜鉛めっきの後、５２０℃まで加熱して合金化処理を施した。
このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および、溶融アルミニウムめっき鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、幅２４０ｍｍ、長さ８００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図２に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板を７００℃までの平均加熱速度を１１℃／秒以上として表６－１に示す加熱温度まで加熱し、その温度で１分間保持した。その後、素板を加熱炉から取り出して放冷し、表６－１に示す開始温度で、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて表６－１に示す冷却停止温度まで金型内で冷却した。また、ハット部材の一部を、電気加熱炉を用いて、表６－１に示す条件で再加熱した。表６－１のホットスタンプ条件の－印は再加熱工程を行わなかったことを示す。
得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述した方法により基材の鋼板とめっき層の界面から基材である鋼板の板厚の１／４の深さ位置における金属組織を観察した。
また、ハット部材の縦壁部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めた。
また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板とめっき層の界面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９Ｎでビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
また、図３に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板とめっき層の界面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９Ｎでビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
また、図３に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
図４に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、かつ、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
表６－１、表６－２に、ハット部材の金属組織を観察した結果、ハット部材の機械特性を評価した結果、および、ハット部材の耐衝突性を評価した結果を示す。表６－１、表６－２において、下線を付した数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
本発明の規定を満足する試験番号１０１～１０３、１０７～１０９、１１３、１１５、１１６、１１８、１２８、１２９、１３１、１３５、１３７～１４３は、いずれも、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であった。また、降伏比が０．６５以上であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であり、良好な耐衝突性を示していた。
これらに対して、化学組成が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例の試験番号１２０～１２７は、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーのいずれか、または全てが低く、耐衝突性が劣っていた。
具体的には、鋼ｆを用いた試験番号１２０は、鋼のＣ含有量が低すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の最高荷重が低かった。
鋼ｇを用いた試験番号１２１は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ビッカース硬さの平均値が高く、引張試験では早期破断が生じ引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めることができなかった。ビッカース硬さの標準偏差は２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｈ、ｉを用いた試験番号１２２、１２３は鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、鋼ｊを用いた試験番号１２４は鋼のＭｏ含有量が高すぎるため、いずれもビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｋを用いた試験番号１２５は鋼のＭｏおよびＢ含有量が低すぎるため、鋼ｌを用いた試験番号１２６は鋼のＭｏ含有量が低すぎるため、鋼ｍを用いた試験番号１２７は鋼のｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
化学組成は本発明の範囲内であるが、ホットスタンプ成形品の製造条件が上述した範囲から外れる比較例の試験番号１０４～１０６、１１０～１１２、１１４、１１７、１１９、１３０、１３２～１３４、１３６は、成形品の３点曲げ試験における最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーのいずれか、または全てが低く、耐衝突性が劣っていた。
具体的には、鋼ａを用いた試験番号１０４、１０５、鋼ｂを用いた試験番号１１０、１１１、鋼ｃを用いた試験番号１１４、鋼ｅを用いた試験番号１１９、鋼ｎを用いた試験番号１３０は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ａを用いた試験番号１０６、鋼ｐを用いた試験番号１３６は、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、最高荷重が低かった。
鋼ｂを用いた試験番号１１２、鋼ｄを用いた試験番号１１７、鋼ｏを用いた試験番号１３２は、再加熱工程における再加熱温度が低すぎるか、または、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｏを用いた試験番号１３３は、ホットスタンプ工程における冷却停止温度が高く、また、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、マルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｏを用いた試験番号１３４は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低く、また、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
具体的には、鋼ａを用いた試験番号１０４、１０５、鋼ｂを用いた試験番号１１０、１１１、鋼ｃを用いた試験番号１１４、鋼ｅを用いた試験番号１１９、鋼ｎを用いた試験番号１３０は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ａを用いた試験番号１０６、鋼ｐを用いた試験番号１３６は、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、最高荷重が低かった。
鋼ｂを用いた試験番号１１２、鋼ｄを用いた試験番号１１７、鋼ｏを用いた試験番号１３２は、再加熱工程における再加熱温度が低すぎるか、または、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｏを用いた試験番号１３３は、ホットスタンプ工程における冷却停止温度が高く、また、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、マルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
鋼ｏを用いた試験番号１３４は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低く、また、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
本発明によれば、引張強さが２３００ＭＰa以上である部分を有する、耐衝突性に優れたホットスタンプ成形品を得ることが可能になる。
Claims (7)
- 鋼板を備えるホットスタンプ成形品であって、
前記鋼板の全部または一部の、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、
前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、
質量％で、
Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、
Ｓｉ：２．００％未満、
Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、
Ｐ：０．２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、
Ｂ：０．０００２～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．２００％、
Ｖ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．２００％、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、
Ｗ：０％以上、０．５０％未満、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０５００％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
である化学組成を有し、
前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、
金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、
板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下である、
ホットスタンプ成形品。 - 前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、
降伏比が０．６５以上である、
請求項１に記載のホットスタンプ成形品。 - 鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、
前記鋼板の全部または一部の、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、
前記引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、
質量％で、
Ｃ：０．４０％超、０．６０％以下、
Ｓｉ：２．００％未満、
Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、
Ｐ：０．２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．５００％未満、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．３５％未満、
Ｂ：０．０００２～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．２００％、
Ｖ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．２００％、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％未満、
Ｗ：０％以上、０．５０％未満、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０５００％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
である化学組成を有し、
前記鋼板と前記めっき層との境界から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、
金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、
板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、
降伏比が０．６５以上である、
ホットスタンプ成形品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
Ｖ：０．００１～０．２００％、および、
Ｚｒ：０．００１～０．２００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．００１％以上、０．５０％未満、
Ｗ：０．００１％以上、０．５０％未満、
Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、
ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、
を含有する、
請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
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