JP7828013B2 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体

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Description

本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
本願は、２０２２年４月１４日に、日本に出願された特願２０２２－０６７０２０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、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、自動車部材へ高強度鋼板が適用されている。自動車部材はプレス成形によって製造されるが、鋼板の高強度化に伴い成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下する。そのため、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。
上記のような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、自動車部材への成形性と自動車部材の強度とを両立する技術として注目されている。
例えば、特許文献１には、鋼中の拡散性水素量が０．２０質量ｐｐｍ以下であり、曲げ性に優れた高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板が開示されている。
国際公開第２０２０／０７９９２５号
Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３
自動車車体を従来よりもさらに軽量化するためには、鋼板をより高強度化することが有効である。鋼板の高強度化のためには、鋼板の焼入性を高めるためにＭｎ含有量を高める方法があるが、Ｍｎ含有量を高くすると、水素脆化割れおよび早期破断が課題となる。
水素脆化割れとは、使用状況下において高い応力が作用している鋼部材が、外部環境から鋼中に侵入した水素に起因して、破壊が起こる現象である。この現象は、破壊の発生形態から、遅れ破壊とも呼称される。一般に、鋼板の水素脆化割れは、鋼板の引張強さが上昇するほど発生し易くなることが知られている。これは、鋼板の引張強さが高いほど、部品成形後に鋼板に残留する応力が増大するためであると考えられている。この水素脆化割れ（遅れ破壊）に対する感受性のことを耐水素脆化特性と呼称する。
早期破断とは、鋼部材の硬さから推定される引張強さよりも低い応力で破断に至る現象である。この早期破断に対する感受性のことを耐早期破断特性と称する。
特許文献１では、曲げ性については考慮されているが、耐水素脆化特性および耐早期破断特性については考慮されていない。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものである。本発明は、高い強度を有し、且つ優れた耐水素脆化特性および耐早期破断特性を有するホットスタンプ成形体を提供することを課題とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．４０％超、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１０～３．００％、
Ｍｎ：０．６０～３．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０２００％以下、
Ｏ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．５０００％、
Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
Ｍｏ：０．００１０～１．０００％、
Ｂ ：０．０００５～０．０２００％、
Ｃｏ：０～４．００％、
Ｎｉ：０～３．００％、
Ｃｕ：０～３．００％、
Ｖ ：０～３．００％、
Ｗ ：０～３．００％、
Ｃａ：０～１．０００％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ａｓ：０～０．１００％、並びに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
表面から板厚の４／１６深さから、前記表面から前記板厚の５／１６深さまでの領域である内部領域において、
旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が５．０μｍ以下であり、
前記表面から、前記表面から前記板厚の１／２５深さまでの領域である表層領域において、
ベイナイトの面積率が１０％超であり、
集合組織の極密度の最大値が４．０以下であり、
Ｂの濃度低下量を定量的に表す指標である脱Ｂ指標が０．０５以上である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１～４．００％、
Ｎｉ：０．０１～３．００％、
Ｃｕ：０．０１～３．００％、
Ｖ ：０．０１～３．００％、
Ｗ ：０．０１～３．００％、
Ｃａ：０．００１～１．０００％、
Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有し、且つ優れた耐水素脆化特性および耐早期破断特性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。
脱Ｂ指標の求め方を説明するための図である。
本発明者らは、内部領域における旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差を小さくすることで、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性および耐早期破断特性を向上できることを知見した。また、本発明者らは、表層領域において、所望量のベイナイトを生成させること、所望の結晶方位を持つ集合組織とすること、且つ所望の脱Ｂ指標とすることで、耐水素脆化特性を更に向上できることを知見した。
本発明者らは、上記特徴を有するホットスタンプ成形体を得るためには、特に、ホットスタンプに供する鋼板の製造時に、所望の条件で仕上げ圧延および焼鈍を行うことが効果的であることを知見した。
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の限定理由について説明する。
なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：０．０１０～３．００％、Ｍｎ：０．６０～３．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．５０００％、Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｃｒ：０．０１～０．８０％、Ｍｏ：０．００１０～１．０００％、Ｂ：０．０００５～０．０２００％、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する。
以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．４０％超とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４２％以上または０．４４％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、マルテンサイトの靭性が低すぎて優れた耐早期破断特性を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．６５％以下または０．６０％以下である。
Ｓｉ：０．０１０～３．００％
Ｓｉは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上または０．１５％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、フェライト量が増加し、所望の金属組織を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下、１．００％以下または０．７０％以下である。
Ｍｎ：０．６０～３．００％
Ｍｎは、本実施形態に係る化学組成を有する熱延鋼板において旧オーステナイトからパーライトへの変態を促進させ、ホットスタンプ成形体の旧オーステナイト粒径分布の制御に寄与する元素である。旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差を所望の範囲とするために、Ｍｎ含有量は０．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上または１．００％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％超であると、本実施形態に係る化学組成を有する熱延鋼板において旧オーステナイトからパーライトへの変態が促進されすぎてしまい、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差を所望の範囲とすることができない。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．５０％以下または２．３０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析することで破壊の起点となり耐早期破断特性を劣化させるため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下または０．０１０％以下である。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．００１％以上または０．００５％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は破壊の起点となり耐早期破断特性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００５０％以下または０．００３０％以下である。
Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は破壊の起点となり耐早期破断特性を劣化させるため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００６０％以下または０．００４０％以下である。
Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ｏ：０．０２００％以下
Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、ホットスタンプ成形体の耐早期破断特性を劣化させる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、０．００１００％以下、０．００７０％以下または０．００４０％以下とすることが好ましい。
Ｏ含有量は０％であってもよいが、溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００１０～０．５０００％
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、脱酸が十分に行われず、粗大な酸化物が生成してり耐早期破断特性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５０％以上、０．０１００％以上または０．０３００％以上である。
一方、Ａｌ含有量が０．５０００％超であると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の耐早期破断特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．４０００％以下、０．３０００％以下０．２０００％以下または０．１０００％以下である。
Ｎｂ：０．００１０～０．１００％
Ｎｂは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｎｂ含有量が０．００１０％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上、０．００９％以上または０．０１５％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０８０％以下または０．０６０％以下である。
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以上または０．０２５％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超であると、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５０％以下、０．１００％以下、０．０８０％以下、０．０６０％以下または０．０５０％以下である。
Ｃｒ：０．０１～０．８０％
Ｃｒは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１０％以上、０．１５％以上または０．２０％以上とする。
一方、Ｃｒ含有量が０．８０％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大な金属間化合物が形成され、耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．８０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７０％以下、０．５０％以下または０．４０％以下である。
Ｍｏ：０．００１０～１．０００％
Ｍｏは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量が０．００１０％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｍｏ含有量は０．００１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、０．０５０％以上または０．１００％以上とする。
一方、Ｍｏ含有量が１．０００％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大な金属間化合物が形成され、耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８００％以下、０．６００％以下または０．４００％以下である。
Ｂ：０．０００５～０．０２００％
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上または０．００１５％以上とする。
一方、Ｂ含有量が０．０２００％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大な金属間化合物が形成され、耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００８０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。
ホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
ホットスタンプ成形体は、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
Ｃｏ：０～４．００％
Ｃｏは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。この効果を確実に得る場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｏ含有量は４．００％以下とする。必要に応じて、Ｃｏ含有量の上限を１．００％、０．５０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
Ｎｉ：０～３．００％
Ｎｉは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｎｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。必要に応じて、Ｎｉ含有量の上限を１．５０％、１．００％、０．５０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
Ｃｕ：０～３．００％
Ｃｕは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を１．５０％、１．００％、０．５０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
Ｖ：０～３．００％
Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。この効果を確実に得る場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量を３．００％超とした場合には、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の耐早期破断特性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は３．００％以下とする。必要に応じて、Ｖ含有量の上限を１．５０％、１．００％、０．５０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
Ｗ：０～３．００％
Ｗは、ホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。この効果を確実に得る場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｗ含有量は３．００％以下とする。必要に応じて、Ｗ含有量の上限を１．５０％、１．００％、０．５０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
Ｃａ：０～１．０００％
Ｃａは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素であり、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は１．０００％以下とする。必要に応じて、Ｃａ含有量の上限を０．１００％、０．０１０％、０．００５％、０．００１％、０．０００５％又は０．０００２％としてもよい。
Ｍｇ：０～１．０００％
Ｍｇは、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、金属組織を微細化し、耐早期破断特性の向上に寄与する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｇ含有量は、１．０００％以下とする。必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．１００％、０．０１０％、０．００５％、０．００１％、０．０００５％又は０．０００２％としてもよい。
ＲＥＭ：０～１．０００％
ＲＥＭは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制し、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は１．０００％以下とする。必要に応じて、ＲＥＭ含有量の上限を０．１００％、０．０１０％、０．００５％、０．００１％、０．０００５％又は０．０００２％としてもよい。
なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｓｂ：０～１．０００％
Ｓｂは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制し、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｂ含有量は１．０００％以下とする。必要に応じて、Ｓｂ含有量の上限を０．１００％、０．０５０％、０．０２０％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
Ｓｎ：０～１．０００％
Ｓｎは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制し、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。必要に応じて、Ｓｎ含有量の上限を０．１００％、０．０５０％、０．０２０％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
Ｚｒ：０～１．０００％
Ｚｒは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制し、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｚｒ含有量は１．０００％以下とする。必要に応じて、Ｚｒ含有量の上限を０．１００％、０．０５０％、０．０２０％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
Ａｓ：０～０．１００％
Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、耐早期破断特性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とする。必要に応じて、Ａｓ含有量の上限を０．１００％、０．０５０％、０．０２０％、０．０１０％、０．００５％又は０．００２％としてもよい。
上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
ホットスタンプ成形体の表面にめっき層や塗装皮膜などを備える場合は、機械研削によりめっき層や塗装皮膜などを除去してから化学組成の分析を行う。
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の金属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体は、ホットスタンプ成形体の表面から板厚（ホットスタンプ成形体の厚さ）の４／１６深さから、前記表面から前記板厚の５／１６深さまでの領域である内部領域において、旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が５．０μｍ以下であり、前記表面から、前記表面から前記板厚の１／２５深さまでの領域である表層領域において、ベイナイトの面積率が１０％超であり、集合組織の極密度の最大値が４．０以下であり、脱Ｂ指標が０．０５以上である。
本実施形態において内部領域とは、ホットスタンプ成形体の表面から板厚の４／１６深さから、表面から板厚の５／１６深さまでの領域のことを示す。
また、表層領域とは、ホットスタンプ成形体の表面から、表面から板厚の１／２５深さまでの領域のことを示す。
なお、ホットスタンプ成形体が表面にめっき層や塗装膜等を有する場合、ここでいう「表面」とはめっき層と母材鋼板との界面のことをいい、便宜的にホットスタンプ成形体からめっき層や塗装皮膜等を除外する。具体的には、ホットスタンプ成形体の表面にめっき層や塗装皮膜等を有する場合には、後述の通り、便宜的に、ＧＤ－ＯＥＳ測定において鉄濃度が９０質量％未満となる領域、つまりめっき層や塗装皮膜等をホットスタンプ成形体から除外し、鉄濃度が９０質量％となる測定点（つまり、母材鋼材とめっき層などとの界面）をホットスタンプ成形体の表面とみなす。なお、前述のとおり、ホットスタンプ成形体からめっき層や塗装皮膜等を除外したが、ホットスタンプ成形体の板厚（厚さ）に対し、めっき層や塗装皮膜等の厚さが非常に小さく無視できる場合（ただし、めっき層だけの場合は、めっき層の厚さは非常に小さい場合が多く、殆どの場合無視できる。）、ホットスタンプ成形体の板厚（厚さ）の測定時には、ホットスタンプ成形体の板厚（厚さ）をめっき層や塗装皮膜等を含んだ板厚（厚さ）としてもよい。
（内部領域）
旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差：５．０μｍ以下
内部領域における旧オーステナイト粒の結晶粒径のばらつきを低減する、すなわち標準偏差を低減することで、局所的な残留応力の上昇を抑制することができる。その結果、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性および耐早期破断特性を向上することができる。旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が５．０μｍ超であると、耐水素脆化特性および耐早期破断特性が劣化する。そのため、旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差は５．０μｍ以下とする。好ましくは、４．０μｍ以下、３．０μｍ以下または２．５μｍ以下である。
旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差の下限は特に限定する必要は無いが、０．１μｍ、０．５μｍ、１．０μｍまたは１．５μｍとしてもよい。
旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差は、以下の方法により得る。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の４／１６深さ位置から、表面から板厚の５／１６深さまでの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。
得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、これを用いて旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出した上で、その標準偏差を算出する。
旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は、以下の方法とする。まず、非特許文献１に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。得られた全旧オーステナイト粒の粒径から標準偏差を算出することで、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を得る。
なお、本実施形態では、ホットスタンプ成形体の圧延方向は、以下の方法により判別する。
まず、ホットスタンプ成形体の端部から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、光学顕微鏡を用いて、倍率１００倍、２００倍、５００倍、１０００倍のそれぞれの倍率で観察する。介在物の寸法に応じて、介在物寸法が測定可能な適切な倍率の観察結果を選択する。観察範囲は、幅５００μｍ以上、且つ板厚全厚の範囲とし、輝度が暗い領域を介在物と判定する。観察の際は複数の視野で観察してもよい。次に、上記方法により初めに観察した板厚断面を基準として、板厚方向を軸に０°～１８０°の範囲において５°刻みで回転させた面と平行となる面について、上記と同様の方法により断面観察する。各断面における複数の介在物の長軸の長さの平均値を各断面ごとに算出する。得られた介在物の長軸の長さの平均値が最大となる断面を特定する。その断面における介在物の長軸方向と平行な方向を圧延方向と判別する。
内部領域の金属組織は、所望の強度、耐水素脆化特性、耐早期破断特性を得ることができれば特に限定されないが、例えば、面積％で、合計で９０～１００％（９０％以上、１００％以下）のマルテンサイトおよびベイナイト、並びに、０～１０％（０％以上、１０％以下）のフェライトおよび残留オーステナイトからなっていてもよい。なお、本実施形態におけるマルテンサイトには、焼戻されていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）および焼き戻しマルテンサイトが含まれる。
ホットスタンプ成形体の金属組織は以下の方法により測定する。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、ホットスタンプ成形体の表面から板厚の４／１６深さ位置から、前記表面から板厚の５／１６深さまでの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。
得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。この残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。次に、結晶構造がｂｃｃである領域をベイナイト、マルテンサイトおよびフェライトと判断する。これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５°以下の領域をフェライトとして抽出する。抽出したフェライトの面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。
続いて、残部領域（「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５°超の領域）の面積率を算出し、この面積率をマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率とする。
（表層領域）ベイナイトの面積率：１０％超
表層領域にベイナイトを生成させることで、表層領域の転位密度を低減することができる。その結果、外部環境からの水素の侵入を抑制でき、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上することができる。さらに、表層領域にベイナイトを生成させることによって、表層が過度に軟化することを抑制できるため、部材における耐荷重を維持しながら耐水素脆化特性を高めることができる。表層領域のベイナイトの面積率が１０％以下であると、耐水素脆化特性が劣化する。そのため、ベイナイトの面積率は１０％超とする。好ましくは、２０％以上、４０％以上または６０％以上である。
ベイナイトの面積率の上限は特に限定しないが、１００％、９０％または８０％としてもよい。
表層領域の金属組織には、ベイナイト以外に、０～９０％（０％以上、９０％以下）のマルテンサイト、並びに、合計で０～６５％（０％以上、６５％以下）のフェライトおよび残留オーステナイトが含まれていてもよい。
金属組織の面積率は、表層領域（表面から、表面から板厚の１／２５深さまでの領域）について、次の方法により算出する。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、ホットスタンプ成形体の表面から、前記表面から板厚の１／２５深さまでの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。
得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。この残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。次に、結晶構造がｂｃｃである領域においてＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５０°超、０．７５°以下となる領域をベイナイトとして抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積率を得る。
続いて、「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５°以下の領域をフェライトとして抽出する。抽出したフェライトの面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。残部領域（「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．７５°超の領域）をマルテンサイトとして抽出し、その面積率を算出することで、マルテンサイトの面積率を得る。
（表層領域）表層領域における結晶方位：集合組織の極密度の最大値が４．０以下
表層領域における集合組織を制御することで、表層領域における外部環境からの水素の侵入を抑制でき、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上することができる。表層領域における集合組織の極密度の最大値が４．０超であると、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が劣化する。そのため、表層領域における集合組織の極密度の最大値は４．０以下とする。好ましくは、３．５以下、３．０以下または２．５以下である。
表層領域における集合組織の極密度の下限は特に限定しないが、１．０または１．２としてもよい。
表層領域における集合組織は、表層領域（表面から、表面から板厚の１／２５深さまでの領域）について、次の方法により得る。
ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ１０００μｍ、表面から、表面から板厚の１／２５深さまでの領域を、５．０μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。
得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｔｅｘｔｕｒｅ」機能を用いて、結晶構造がｂｃｃである結晶粒に対して調和関数(Ｈａｒｍｏｎｉｃ Ｓｅｒｉｅｓ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ)を用いて強度計算を行う。この際、展開次数を１６、ガウス分布に適用する際の半値幅を５゜とする。次に、強度計算後の出力ファイルに対して「Ｔｅｘｔｕｒｅ Ｐｌｏｔ」機能を用いて結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）におけるφ２＝４５°断面を出力させる。φ２＝４５°断面における極密度の最大値を表層領域における集合組織の極密度とする。
（表層領域）脱Ｂ指標：０．０５以上
脱Ｂ指標は表層領域におけるＢの濃度低下量を定量的に表す指標である。表層領域においてＢ濃度を低減させることにより、変態前の旧オーステナイトの強度が低下して旧オーステナイト粒の変形能が向上し、表層領域においてランダムな方位の結晶粒が生成し易くなる。表層領域の脱Ｂ指標が０．０５未満であると、表層領域において所望の集合組織をもつ結晶粒を得ることができない。そのため、脱Ｂ指標は０．０５以上とする。好ましくは、０．２０以上、０．３０以上、０．３５以上である。
脱Ｂ指標の上限は特に限定しないが、１．００、０．８０または０．６０としてもよい。
表層領域における脱Ｂ指標は次の方法により得る。
グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤ－ＯＥＳ：堀場製作所製 マーカス型高周波グロー放電発光分析装置、ＧＤ－ＰＲＯＦＩＬＥＲ－ＨＲ）を用いてホットスタンプ成形体における板厚方向の元素濃度分布を測定する。測定条件は、分析径を４ｍｍφ、スパッタ速度を４μｍ／ｍｉｎ、アルゴン圧力を６００Ｐａ、ＲＦ出力を３５Ｗとし、測定間隔を０．０２μｍ以下とする。測定はホットスタンプ成形体に含まれる全ての元素について実施する。
なお、ホットスタンプ成形体が表面にめっき層等を有する場合、ここでいう「表面」とはめっき層等と母材鋼板との界面のことをいう。表面にめっき層や塗装皮膜等を有する場合については、母材鋼板の表面（母材鋼板とめっき層や塗装皮膜等との界面）から２００μｍ深さまでの測定が可能となるように、機械研磨もしくは化学研磨によりめっき層や塗装等を一部もしくは全てを除去してからＧＤ－ＯＥＳ測定に供する。ＧＤ－ＯＥＳ測定において鉄濃度が９０質量％となる測定点をホットスタンプ成形体の表面とみなす。なお、以下の説明において、説明の都合上、ホットスタンプ成形体を母材鋼板と称することがある。
次に、ホットスタンプ成形体の表面から、表面から少なくとも１００μｍ深さまでにおけるＢ濃度を測定する。表面から深さ１００μｍ位置のＢ濃度を測定した後、８０～１００μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と８０～１００μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最大値との差の絶対値が０．０００６質量％以下であり、かつ、８０～１００μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と８０～１００μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最小値との差の絶対値が０．０００６質量％以下である場合、表面から深さ１００μｍ位置で深さ方向のＢ濃度の測定を終了する。
この測定終了の要件を満たさない場合、深さ方向のＢ濃度の測定を継続する。その上で、深さ方向に新しいＢ濃度の測定値を得た都度、最深部～最深部から表面側に２０μｍの領域のＢ濃度の平均値を算出し、その最深部～最深部から表面側に２０μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と、最深部～最深部から表面側に２０μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最大値との差の絶対値が０．０００６質量％以下であり、かつ、最深部～最深部から表面側に２０μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と、最深部～最深部から表面側に２０μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最小値との差の絶対値が０．０００６質量％以下である場合、その位置で深さ方向のＢ濃度の測定を終了する。例えば、表面から深さ１５０μｍ位置のＢ濃度の測定値を得た場合、表面から深さ１３０～１５０μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と表面から深さ１３０～１５０μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最大値との差の絶対値が０．０００６質量％以下であり、かつ表面から深さ１３０～１５０μｍの領域におけるＢ濃度の平均値と表面から深さ１３０～１５０μｍの領域におけるＢ濃度の測定値の最小値との差の絶対値が０．０００６質量％以下である場合、表面から深さ１５０μｍ位置で深さ方向のＢ濃度の測定を終了する。
前記の測定終了の要件を満たさず、深さ方向のＢ濃度の測定を終了できない場合であっても、表面から深さ２００μｍ位置のＢ濃度の測定を完了した時点で、深さ方向のＢ濃度の測定を終了する。その上で、深さ方向のＢ濃度の測定を終了した時点において、最深部（脱Ｂ指標の算出に用いるＢ濃度が得られた最も深い位置）～最深部から表面側に２０μｍ位置の領域のＢ濃度の平均値（以下、この領域のＢ濃度の平均値を、最深部２０μｍの平均Ｂ濃度という。）を、以下の脱Ｂ指標の算出に用いる。
測定の都合上、例えば、表面から深さ２００μｍ位置までのＢ濃度の測定を行った上で、表面から深さ１００～２００μｍの領域において、前記の深さ方向のＢ濃度測定の終了条件を満たす最も浅い深さ位置を探し、その位置があった場合、その深さ位置より深い位置でのＢ濃度の測定結果を用いずに、脱Ｂ指標を算出してもよい。例えば、表面から深さ２００μｍ位置までのＢ濃度の測定を行ってもよく、この場合、表面から１００μｍ以上の領域において、前記の深さ方向のＢ濃度測定の終了条件を満たす最も浅い深さ位置があった場合、その深さ位置で測定を終了したと見做して、脱Ｂ指標を算出する。
ホットスタンプ成形体の表面～最深部の領域において、単位深さあたりのＢ濃度の減少量（最深部２０μｍの平均Ｂ濃度から各測定点におけるＢ濃度を差し引いた値）を算出し、単位深さとＢ濃度の減少量との積の積分値を求めてＢの欠乏領域の面積とする（図１の領域Ａの面積）。ただし、最深部２０μｍの平均Ｂ濃度から各測定点におけるＢ濃度を差し引いた値が負の場合は、０として積分する（表面付近では脱Ｂ現象のため、最深部２０μｍの平均Ｂ濃度より各測定点のＢ濃度が小さいことが殆どであり、この積分値は正となる。）。次に、最深部２０μｍの平均Ｂ濃度と長さ２００μｍの積を基準面積（図１の長方形の領域Ｂの面積）として算出する。Ｂの欠乏面積（領域Ａの面積）を基準面積（領域Ｂの面積）で除した値を、脱Ｂ指標（領域Ａの面積／領域Ｂの面積）とする。なお、上述したような表面から２００μｍまでに測定終了の要件を満たす場合においても、最深部２０μｍの平均Ｂ濃度に乗じる長さは２００μｍとして基準面積（領域Ｂの面積）を算出する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、亜鉛－ニッケルめっき層、アルミ－マグネシウム－亜鉛系めっき層などが例示される。
次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得るための、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は、上述の化学組成を有する。ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、ホットスタンプ後に所望の強度、耐水素脆化特性および耐早期破断特性を得ることができれば特に限定されないが、例えば、面積率で、フェライト：５～９０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：１０～９５％および残留オーステナイト：０～５％からなってもよい。この他に鉄炭化物、合金炭化物、金属間化合物、介在物を含んでもよい。
また、ホットスタンプ用鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、亜鉛－ニッケルめっき層、アルミ－マグネシウム－亜鉛系めっき層などが例示される。
ホットスタンプ用鋼板の製造方法
以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得るための、ホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。上述したホットスタンプ成形体を得るためには、ホットスタンプ用鋼板の製造方法において、特に、仕上げ圧延条件および焼鈍条件を制御することが効果的である。
仕上げ圧延
仕上げ圧延では、最終パスの圧下率（最終圧下率）を２０％以上とすることが好ましい。ここでいう最終圧下率は、最終パスの圧延前の板厚をｔ０とし、最終パスの圧延後の板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。最終圧下率を高くすることで、圧延後の熱延鋼板においてパーライトが均一に分散する。このパーライトは、ホットスタンプの加熱時に旧オーステナイトの逆変態サイトとなる。そのため、パーライトが均一に分散すると、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が小さくなる。その結果、ホットスタンプ成形体の耐早期破断特性を向上することができる。より好ましくは、３０％以上、４０％以上、４５％以上である。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成のように、Ｍｎ含有量が０．６０％以上である場合、ホットスタンプ成形体における表層領域の集合組織を好ましく制御するためには、仕上げ圧延の最終圧下率を上記のように高めることが重要である。
なお、溶鋼の鋳造方法、熱間圧延前の加熱、粗圧延、巻取りおよび冷間圧延の条件は特に限定されず、一般的な条件とすればよい。巻取り温度は、７５０℃以下とすればよい。巻取温度を７５０℃以下とすることにより、圧延後の熱延鋼板においてフェライトが連結して配置することを抑制することでき、パーライトが均一に分散する。このパーライトは、ホットスタンプの加熱時に旧オーステナイトの逆変態サイトとなる。そのため、パーライトが均一に分散すると、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が小さくなる。その結果、ホットスタンプ成形体の耐早期破断特性を向上することができる。
また、熱延鋼板の軟質化を目的として、巻取後のコイルに軟質化熱処理を施してもよい。軟質化熱処理の方法は特に限定されず、一般的な条件とすればよい。
焼鈍
冷間圧延後は、酸化雰囲気にて１５秒以上加熱する、焼鈍を行うことが好ましい。通常、焼鈍はスケール生成を抑制するために還元雰囲気で行うことが好ましいが、本実施形態では、酸化雰囲気にて焼鈍を行うことで、鋼板表面におけるスケール生成を促進する。ホットスタンプの加熱時には、鋼板表面に形成されたスケールが酸化源となり、表層領域のＣおよびＢが酸化する。酸化したＣおよびＢは、鋼板表層から離脱するため、表層領域ではＣおよびＢ量が低減される。そのため、旧オーステナイト粒の強度が低下して変形し易くなり、ランダムな方位の結晶粒が生成し易くなる。これにより、所望の集合組織を持つ結晶粒を表層領域に生成させることができる。
なお、焼鈍時の加熱温度は、７３０～９００℃の温度域とすればよく、この加熱温度範囲で１５秒以上対滞留させることにより、スケールの剥離を抑制しながらスケールの生成を促進させることができる。焼鈍を行う時間は１００秒以上が好ましく、２００秒以上がより好ましく、３００秒以上がより好ましい。一方、３６００秒超の焼鈍を行うと、旧オーステナイト粒径の粗大化により、Ｂの粒界拡散速度が低下し、脱Ｂが進まず、脱Ｂ指標が０．０５以上とならないため、好ましくない。よって、焼鈍時間は３６００秒以下が好ましい。
なお、酸化雰囲気にて焼鈍を行った後に、酸化スケールが除去される処理（例えば、酸洗など）を行わない限り、再度、酸化雰囲気または無酸化雰囲気にて焼鈍工程を経ても良い。
本実施形態において酸化雰囲気とは鋼板表層に酸化スケールが生成する加熱雰囲気であればよく、一般的な条件とすればよい。例えば、ガス燃焼雰囲気において空気と燃料との混合比（空燃比）を０．８０以上に制御した雰囲気とすることが好ましく、１．００超に制御した雰囲気とすることがより好ましい。酸化雰囲気で焼鈍することにより、鋼板表面に酸化スケールを１５μｍ以上生成させることが好ましい。
鋼板表面の酸化スケールは後の工程においても残存させることが好ましい。すなわち、酸化スケールを残存させた状態で、後述のホットスタンプを行うことが好ましい。酸化スケールはホットスタンプ後にショットブラストにより除去される。
また、ホットスタンプ用鋼板の表面にめっき層を形成させた場合であっても、母材鋼板とめっき層との界面に酸化スケールは残存する。めっき層を形成させた場合には、ホットスタンプ前の加熱における合金化反応により、ホットスタンプ後において酸化スケールは消滅する。
上述の方法により製造したホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得る。ホットスタンプの条件は特に限定されないが、例えば、ホットスタンプ用鋼板を８００℃～１０００℃の温度域に加熱し、この温度域にて６０～６００秒間保持することが好ましい。加熱温度が８００℃未満ではオーステナイト化が不十分となり、所望の旧オーステナイト粒径分布を得ることができず、耐早期破断特性が劣化する場合がある。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、旧オーステナイトが過度に粒成長してしまい、所望の旧オーステナイト粒径分布を得ることができず、耐早期破断特性が劣化する場合がある。保持時間が６０秒未満では、オーステナイト化が不十分となり、所望の旧オーステナイト粒径分布を得ることができず、耐早期破断特性が劣化する場合がある。保持時間が６００秒を超えると、旧オーステナイトが過度に粒成長してしまい、所望の旧オーステナイト粒径分布を得ることができず、耐早期破断特性が劣化する場合がある。
なお、加熱雰囲気は特に限定されず、通常の条件で良く、例えば、大気中や、空気と燃料の比率を制御したガス燃焼雰囲気や、窒素雰囲気であればよく、これらガスにおいて露点を制御しても良い。
当該温度域で保持してから、ホットスタンプする。ホットスタンプ後には、２５０℃以下の温度域まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すればよい。
ホットスタンプ前の加熱方法としては、例えば、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
以上の方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得る。なお、ホットスタンプ成形後に１３０～６００℃で焼き戻し処理や塗装後の焼き付け硬化処理を行ってもよい。また、ホットスタンプ成形体の一部をレーザー照射等により焼き戻しして部分的に軟化領域を設けても良い。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１Ａ～表１Ｔに示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造したスラブに、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持した後、表２Ａ～表２Ｈに示す条件で仕上げ圧延、巻取り、および焼鈍を行った。なお、一部の例を除き、焼鈍は酸化雰囲気にて行った。表中備考欄に特筆していない例については、酸化雰囲気での焼鈍では、ガス燃焼雰囲気において空気と燃料との混合比（空燃比）を１．０５に制御した。一部の例については、表中に記載のように、還元雰囲気での焼鈍を行い、また巻取後のコイルに軟質化熱処理を行った。
得られたホットスタンプ用鋼板に、窒素ガスを連続供給した炉内において８００℃よりも高い温度域に加熱（ホットスタンプ加熱）し、当該温度域で保持してから、ホットスタンプした後、２５０℃以下の温度域まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する条件でホットスタンプを行った。これにより、表３Ａ～表３Ｈに示すホットスタンプ成形体を得た。なお、表中備考欄に特筆していない例については、空気と燃料との混合比（空燃比）を０．８５に制御したガス燃焼雰囲気とした。
ただし、一部の例については、表中に記載のように、異なる雰囲気に調整した炉内においての加熱、再焼鈍、めっき付与、焼き戻しまたはホットスタンプ加熱などを行った。
なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること、特性値が好ましくないことを示す。
ホットスタンプ成形体の金属組織（オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差を含む。）、脱Ｂ指標および集合組織の極密度の測定等は、上述の方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
引張強さ
ホットスタンプ成形体の引張（最大）強さＴＳは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで得た。なお、クロスヘッド速度は１ｍｍ／ｍｉｎとした。引張強さＴＳが２２００ＭＰａ以上の場合を高い強度を有するとして合格と判定し、２２００ＭＰａ未満の場合を高い強度を有さないとして不合格と判定した。
なお、後述の耐早期破断特性が不合格となった例については、後述の耐早期破断特性評価における方法で測定したビッカース硬さに３．３を乗じた数値（＝ビッカース硬さ×３．３）を引張強さとした。
耐水素脆化特性
ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、次の方法により評価した。ホットスタンプ成形体の任意の位置から長さ６８ｍｍ、幅６ｍｍの試験片を採取し、試験片の端部を対して＃２００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた。さらに、試験片の角部を＃２００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して面取りを施した。試験片に８００ＭＰａ以上の応力を負荷し、室温にてｐＨ４に調整した塩酸１リットルに４８時間浸漬し、割れの有無を判定した。負荷応力８００ＭＰａ以上でも割れが発生しなかった場合を合格と判定した。８００ＭＰａで割れ無しの場合を「Ｆａｉｒ」、９００ＭＰａで割れ無しの場合を「Ｇｏｏｄ」、１０００ＭＰａで割れ無しの場合を「Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ」、１１００ＭＰａ以上で割れ無しの場合を「Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ」と表中に記載した。一方、負荷応力８００ＭＰａで割れ有りの場合を不合格と判定し、表中に「Ｂａｄ」と記載した。
耐早期破断特性
耐早期破断特性は、上記方法により得たホットスタンプ成形体の引張強さを、下記方法により得たビッカース硬さに３．３を乗じた値で除した数値（引張強さ／（ビッカース硬さ×３．３））により評価した。この数値が０．６０以上である場合を耐早期破断特性に優れるとして合格と判定し、０．６０未満である場合を不合格と判定した。ビッカース硬さに３．３を乗じた値は、硬さから推定される引張強さであり、引張強さの実測値が推定引張強さの０．６０倍以上であれば、耐早期破断特性に優れると判断することができる。
耐早期破断特性の評価に用いるビッカース硬さは、以下の方法により得た。まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出した。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ観察できる大きさとした。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた。鏡面に仕上げた断面に対し、表面から板厚の４／１６深さ位置から、表面から板厚の５／１６深さまでの領域のいずれかの位置において、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板面と平行な方向（圧延方向）に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で硬さを測定した。合計で２０点測定し、その平均値を算出することで、ビッカース硬さを得た。
表３Ａ～表３Ｈを見ると、本発明例であるホットスタンプ成形体は、高い強度を有し、且つ優れた耐水素脆化特性および耐早期破断特性を有することが分かる。一方、比較例であるホットスタンプ成形体は、１つ以上の特性が劣ることが分かる。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有し、且つ優れた耐水素脆化特性および耐早期破断特性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 (2)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．４０％超、０．７０％以下、
    Ｓｉ：０．０１０～３．００％、
    Ｍｎ：０．６０～３．００％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下、
    Ｎ ：０．０２００％以下、
    Ｏ ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１０～０．５０００％、
    Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
    Ｍｏ：０．００１０～１．０００％、
    Ｂ ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｃｏ：０～４．００％、
    Ｎｉ：０～３．００％、
    Ｃｕ：０～３．００％、
    Ｖ ：０～３．００％、
    Ｗ ：０～３．００％、
    Ｃａ：０～１．０００％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、並びに、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    ホットスタンプ成形体の表面から板厚の４／１６深さから、前記表面から前記板厚の５／１６深さまでの領域である内部領域において、
    旧オーステナイト粒の結晶粒径の標準偏差が５．０μｍ以下であり、
    前記表面から、前記表面から前記板厚の１／２５深さまでの領域である表層領域において、
    ベイナイトの面積率が１０％超であり、
    集合組織の極密度の最大値が４．０以下であり、
    Ｂの濃度低下量を定量的に表す指標である脱Ｂ指標が０．０５以上である
    ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｏ：０．０１～４．００％、
    Ｎｉ：０．０１～３．００％、
    Ｃｕ：０．０１～３．００％、
    Ｖ ：０．０１～３．００％、
    Ｗ ：０．０１～３．００％、
    Ｃａ：０．００１～１．０００％、
    Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を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。
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