JPWO2015041159A1 - ホットスタンプ成形体及びその製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ成形体及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

ホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ：０％〜０．１００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｖ：０％〜０．１００％、Ｎｉ：０％〜２．００％、Ｃｕ：０％〜２．００％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有し、マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上、鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下、かつ旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ２以上で表される組織を有する。

Description

本発明は、自動車の車体等に用いられるホットスタンプ成形体及びその製造方法に関する。
近年、地球環境保護の視点から自動車の車体の軽量化は喫緊の課題であり、車体部品に高強度鋼板を適用する検討が積極的に行われている。使用される鋼板の強度は益々高まり、加工性及び形状凍結性への配慮が重要となっている。また、強度の向上に伴ってプレス加工における成形荷重も高くなるため、プレス能力向上も大きな課題となっている。
ホットスタンプ成形（以下、単に「ホットスタンプ」とも称する）は、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱し、高温のままでプレス成形を実施する技術である。ホットスタンプ成形では、軟化させた鋼板を成形するため、より複雑な加工が可能となる。また、ホットスタンプ成形では、プレス成形と並行して金型内において急速冷却（焼入れ処理）を実施し、鋼板の組織をマルテンサイト変態させるため、鋼板中の炭素量に応じた強度及び形状凍結性を両立できる。さらに、ホットスタンプ成形では、軟化させた鋼板の成形を行うため、室温で実施する通常のプレス成形に比べ、成形荷重を大幅に低減できる。
また、ホットスタンプ成形を経て製造されるホットスタンプ成形体、特に自動車の車体に用いられるホットスタンプ成形体には優れた低温靭性も要求される。ホットスタンプ成形体は鋼板部材とよばれることもある。靱性又は延性の向上に関する技術が特許文献１〜５に記載されている。しかしながら、特許文献１〜５に記載された技術では、十分な低温靱性を得ることができない。特許文献６〜１０にも熱間プレス成形等に関する技術が記載されているが、これらによっても十分な低温靱性を得ることができない。
特開２００６−１５２４２７号公報 特開２０１２−１８０５９４号公報 特開２０１０−２７５６１２号公報 特開２０１１−１８４７５８号公報 特開２００８−２６４８３６号公報 特開２０１１−１６１４８１号公報 特開平７−１８３２２号公報 国際公開第２０１２／１６９６４０号 特開２０１３−１４８４２号公報 特開２００５−２０５４７７号公報
本発明は、優れた引張強度及び低温靱性を得ることができるホットスタンプ成形体及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、従来のホットスタンプ成形体において、十分な低温靱性を得ることが困難である原因を究明すべく鋭意検討を行った。この結果、従来のホットスタンプ成形体では、旧オーステナイト粒界のほぼ全体に鉄系炭化物が析出しており、このために粒界破壊が生じやすくなっていることを見出した。本発明者らは、旧オーステナイト粒界での鉄系炭化物の析出の抑制には、ホットスタンプ成形の際の冷却速度が重要であることも見出した。
そして、本願発明者らは、これらの知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、
Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００７０％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０％〜０．１００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｖ：０％〜０．１００％、
Ｎｉ：０％〜２．００％、
Ｃｕ：０％〜２．００％、
Ｍｏ：０％〜０．５０％、
Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上、
鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下、かつ
旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ２以上
で表される組織を有することを特徴とするホットスタンプ成形体。
（２）
前記化学組成において、
Ｔｉ：０．００５％〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．１００％、若しくは
Ｖ：０．００５％〜０．１００％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（３）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．０５％〜２．００％、
Ｃｕ：０．０５％〜２．００％、若しくは
Ｍｏ：０．０５％〜０．５０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体。
（４）
前記化学組成において、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０．０００５％〜０．０３００％が成り立つことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
（５）
鋼板をＡｃ３点以上９５０℃以下の温度に２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
次いで、熱間プレスを行いながら、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの温度域を１００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
次いで、（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの温度域を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
を有し、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、
Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００７０％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０％〜０．１００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｖ：０％〜０．１００％、
Ｎｉ：０％〜２．００％、
Ｃｕ：０％〜２．００％、
Ｍｏ：０％〜０．５０％、
Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域では、最大冷却速度を７０℃／秒以下、最小冷却速度を５℃／秒以上とす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）
前記化学組成において、
Ｔｉ：０．００５％〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．１００％、若しくは
Ｖ：０．００５％〜０．１００％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（５）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
（７）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．０５％〜２．００％、
Ｃｕ：０．０５％〜２．００％、若しくは
Ｍｏ：０．０５％〜０．５０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（５）又は（６）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
（８）
前記化学組成において、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０．０００５％〜０．０３００％が成り立つことを特徴とする（５）〜（７）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
本発明によれば、優れた引張強度及び低温靱性を得ることができる。
図１は、旧オーステナイト粒及びその粒界に析出した鉄系炭化物を示す模式図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、詳細は後述するが、所定のホットスタンプ用鋼板の焼入れを含むホットスタンプ成形を経て製造される。従って、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性及び焼入れの条件はホットスタンプ成形体に影響を及ぼす。
先ず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の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、マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上、鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下、かつ旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ２以上で表される組織を有している。
（マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上）
マルテンサイト及びベイナイトは、特にマルテンサイトはホットスタンプ成形体の強度の確保に重要である。マルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率の合計が９５％未満では、十分な強度、例えば１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。従って、マルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率は合計で９５％以上とする。マルテンサイトは、例えばフレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトのいずれであってもよい。本実施形態で得られる焼き戻しマルテンサイトは、例えば自動焼き戻しマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトは、焼き入れたままのマルテンサイトである。焼き戻しマルテンサイトには、焼き戻しの冷却後又は冷却中に析出した鉄系炭化物が含まれる。自動焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しのための熱処理を行うことなく焼入れ時の冷却中に生成した焼き戻しマルテンサイトである。所望の強度をより確実に得るために、マルテンサイトの面積分率がベイナイトの面積分率より高いことが好ましく、マルテンサイトの面積分率は７０％以上であることが好ましい。
マルテンサイト及びベイナイト以外の残部は、例えば、フェライト、パーライト又は残留オーステナイトの１種又は２種以上である。これらは少なければ少ないほど好ましい。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライト、パーライト、残留オーステナイトの同定、存在位置の確認及び面積分率の測定は、例えば、ホットスタンプ成形体の圧延方向及び厚さ方向に平行な断面、又は圧延方向に直交する断面の観察により行うことができる。断面の観察では、例えば、当該断面をナイタール試薬で腐食し、１０００倍〜１０００００倍の倍率で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：scanning electron microscope）又は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：transmission electron microscope）で観察すればよい。ナイタール試薬に代えて、他の腐食液を用いてもよい。使用可能な腐食液の一例が特開昭５９−２１９４７３号公報に記載されている。特開昭５９−２１９４７３号公報に記載された腐食液は、「エタノール１００ｍＬにピクリン酸を１〜５ｇの割合で溶解したＡ液、水１００ｍＬにチオ硫酸ナトリウム１〜２５ｇとクエン酸１〜５ｇの割合で溶解したＢ液、Ａ液とＢ液を１：１で混合した後、硝酸を１．５〜４％の割合で添加混合した前処理液と、２％ナイタール液に前記前処理液を１０％の割合で混合するか、又はエタノール１００ｍＬに硝酸２〜５％の割合で混合した後処理液からなることを特徴とするカラーエッチング液」である。また、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いた結晶方位解析を行い、組織を同定し、存在位置を確認し、面積分率を測定することもできる。マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定から組織を判別することも可能である。
ベイナイト及びマルテンサイトの面積分率は、次のようにして測定することもできる。例えば、鋼板の圧延方向及び厚さ方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を電界研磨し、表面からの深さが鋼板の厚さの１／８〜３／８の部分をＦＥ−ＳＥＭで観察する。その際に、５０００倍の倍率で１０視野ずつ測定し、その平均値を面積分率とする。観察されるマルテンサイトには焼き戻しマルテンサイトも含まれる。マルテンサイトはナイタールエッチングでは十分に腐食できないことがあるため、上述のＦＥ−ＳＥＭを用いた方法によりフェライトの面積分率及びベイナイトの面積分率を測定し、ＦＥ−ＳＥＭで観察される腐食されていない部分の面積分率をマルテンサイトの面積分率としてもよい。残留オーステナイトの面積分率は、Ｘ線回折による強度測定により求めることもできる。例えばフェライトとオーステナイトとの間のＸ線回折強度比から求めることができる。フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部にラス等の下部組織を含まない組織を意味する。
（鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下）
鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率とは、旧オーステナイト粒界のうちで鉄系炭化物が析出している部分の割合である。旧オーステナイト粒界のうちで鉄系炭化物が析出している部分は、顕微鏡観察を行った場合に鉄系炭化物により被覆されているように見える。旧オーステナイト粒界のうちで鉄系炭化物が析出している部分の割合が８０％超であると、粒界破壊が生じやすくなり、十分な低温靭性が得られない。従って、この被覆率は８０％以下とする。より優れた低温靱性を得るために、この被覆率は好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下である。
（旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ２以上）
旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物は、低温靱性の向上に寄与する。旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度が４５個／μｍ２未満では、十分な低温靱性を得ることができない。従って、この個数密度は４５個／μｍ２以上とする。より優れた低温靱性を得るために、この個数密度は好ましくは５０個／μｍ２以上である。この個数密度が２００個／μｍ２超では、低温靱性の向上の効果が飽和する。従って、この個数密度は好ましくは２００個／μｍ２以下である。
鉄系炭化物は鉄及び炭素からなる化合物であり、その例として、セメンタイト（θ相）、ε相、χ相等が挙げられる。後述のように、鉄系炭化物にＳｉ等が固溶し、含有されてもよい。ただし、Ｔｉ炭化物及びＮｂ炭化物等の鉄を含まない炭化物は鉄系炭化物に該当しない。
ここで、鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率を求める方法について図１を参照しながら説明する。図１は、旧オーステナイト粒及びその粒界に析出した鉄系炭化物を示す模式図である。
図１に示す例では、観察面での形状が六角形の旧オーステナイト粒２１がホットスタンプ成形体に含まれる。そして、第１の辺３１に鉄系炭化物１及び２が析出し、第２の辺３２に鉄系炭化物３及び４が析出し、第３の辺３３に鉄系炭化物５、６及び７が析出し、第４の辺３４に鉄系炭化物８が析出し、第５の辺３５に鉄系炭化物９及び１０が析出し、第６の辺３６に鉄系炭化物１１及び１２が析出している。辺３１の長さはＬ１、辺３２の長さはＬ２、辺３３の長さはＬ３、辺３４の長さはＬ４、辺３５の長さはＬ５、辺３６の長さはＬ６である。また、鉄系炭化物１及び２の粒界上での長さは、それぞれＸ１、Ｘ２、鉄系炭化物３及び４の粒界上での長さは、それぞれＸ３、Ｘ４、鉄系炭化物５、６及び７の粒界上での長さは、それぞれＸ５、Ｘ６、Ｘ７、鉄系炭化物８の粒界上での長さはＸ８、鉄系炭化物９及び１０の粒界上での長さは、それぞれＸ９、Ｘ１０、鉄系炭化物１１及び１２の粒界上での長さは、それぞれＸ１１、Ｘ１２である。なお、「鉄系炭化物の粒界上での長さ」とは、観察面における鉄系炭化物の粒界との２つ交点間の距離を意味する。
そして、６つの辺３１〜３６の長さの和Ｌ（μｍ）を求め、鉄系炭化物１〜１２の粒界上での長さの和Ｘ（μｍ）を求め、被覆率として「（Ｘ／Ｌ）×１００」（％）で示される値を求める。なお、一つのホットスタンプ成形体における被覆率を求めるにあたっては、当該ホットスタンプ成形体に含まれる１０以上の旧オーステナイト粒について各被覆率を求め、その平均値を当該ホットスタンプ成形体における被覆率とする。また、旧オーステナイト粒界は、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウムを含む腐食液によって現出される部分とし、旧オーステナイト粒及びその粒界に析出した鉄系炭化物はＦＥ−ＳＥＭにて観察する。
なお、図１には観察面での形状が六角形の旧オーステナイト粒２１を例示しているが、一般的に、実際の旧オーステナイト粒の形状はより複雑なものとなる。従って、実際には、観察された旧オーステナイト粒の形状に応じて旧オーステナイト粒の辺を特定し、各辺の長さの合計を求める。また、粒界に曲線状の部分が存在する場合、当該部分は複数の辺に近似すればよい。
次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体及びその製造に用いる鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、ホットスタンプ成形体及びその製造に用いられる鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体及びその製造に用いられる鋼板は、Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ：０％〜０．１００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｖ：０％〜０．１００％、Ｎｉ：０％〜２．００％、Ｃｕ：０％〜２．００％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｃａ若しくはＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．１２０％〜０．４００％）
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｃ含有量が０．１２０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。例えば１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。従って、Ｃ含有量は０．１２０％以上とする。より優れた強度を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．１４０％以上、より好ましくは０．１５０％以上である。Ｃ含有量が０．４００％超では、強度が過剰になると共に、十分な低温靱性を得ることができない。また、十分な溶接性及び加工性の確保が困難になる。従って、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。より優れた低温靱性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．３７０％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下である。
（Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％）
Ｓｉは、鉄系炭化物中に固溶して、耐水素脆化特性を向上する元素である。Ｓｉと耐水素脆化特性との間の詳細な関連性は不明であるが、鉄系炭化物にＳｉが固溶することで、鉄系炭化物と母相との界面での弾性歪が高まり、鉄系炭化物による水素トラップ能が向上するためであると推定される。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。より優れた耐水素脆化特性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。Ｓｉ含有量が２．０００％超では、耐水素脆化特性の向上の効果が飽和すると共に、Ａｃ３点が過度に高くなってホットスタンプ成形の際の加熱温度が徒に高くなる。従って、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。耐水素脆化特性及びＡｃ３点のバランスを考慮すると、Ｓｉ含有量は好ましくは１．６００％以下である。
Ｓｉは、めっき性及び遅れ破壊性にも影響を及ぼす。例えば、Ｓｉ含有量が０．５００％超では、めっき性が低下し、不めっきが生じることがある。このため、ホットスタンプ用の鋼板としてめっき鋼板を用いる場合、Ｓｉ含有量は好ましくは０．５００％以下である。その一方で、Ｓｉは遅れ破壊性を向上させる。従って、ホットスタンプ用の鋼板としてめっき鋼板を用いる場合、優れた遅れ破壊性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．５００％以上である。
（Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％）
Ｍｎ及びＣｒは、ホットスタンプ成形における冷却中でのフェライト変態を遅延させ、後述の所望のホットスタンプ成形体の組織を得るために重要な元素である。Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計が１．００％未満では、ホットスタンプ成形における冷却中にフェライト及びパーライトが生成しやすくなり、所望の組織が得らない。そして、所望の組織が得らないために、十分な強度、例えば１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計は１．００％以上とする。より優れた強度を得るために、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計は好ましくは１．３０％以上であり、より好ましくは１．４０％以上である。Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計が３．００％超では、フェライト変態を遅延させて強度を高める効果が飽和する。また、熱延鋼板の強度が過度に高くなり、冷間圧延の際に破断が生じたり、切断に用いる刃の摩耗及び欠損が顕著になったりする。従って、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計は３．００％以下とする。強度の適度な範囲を考慮すると、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計は好ましくは２．９％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。また、Ｍｎが過剰に含有されていると、Ｍｎの偏析に起因する脆化が起こり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こり易くなるとともに、溶接性が劣化しやすい。なお、Ｍｎ及びＣｒのぞれぞれの含有量は特に限定しないが、例えば、Ｍｎ含有量は０．８％以上であり、Ｃｒ含有量は０．２％以上である。
（Ａｌ：０．００５％〜０．１００％）
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、脱酸が不十分となり、ホットスタンプ成形体中に酸化物が多量に残存し、特に局部変形能が劣化する。また、特性のばらつきも大きくなる。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。十分な脱酸のために、Ａｌ含有量は好ましくは０．００６％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。Ａｌ含有量が０．１００％超では、ホットスタンプ成形体中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、局部変形能が劣化する。従って、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。アルミナの残存を抑制するために、Ａｌ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下である。
（Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％）
Ｂは、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を高める元素である。焼入れ性の向上により、ホットスタンプ成形体の組織にマルテンサイトが得られやすくなる。Ｂ含有量が０．０００３％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。より優れた焼入れ性を得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００４％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。Ｂ含有量が０．００２０％超では、焼入れ性の向上の効果が飽和すると共に、鉄系硼化物が過剰に析出して焼入れ性が低下する。従って、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。鉄系硼化物の析出の抑制のために、Ｂ含有量は好ましくは０．００１８％以下であり、より好ましくは０．００１７％以下である。
（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、例えば鋼板の板厚中央部に偏析し、溶接部を脆化させる元素である。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０３０％超で、溶接部の脆化が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、鋼板の製造の際に鋳造及び熱間圧延に支障をきたし、ホットスタンプ成形体の溶接性を低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１００％超で、これらの悪影響が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ｏ：０．００７０％以下）
Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、酸化物を形成し、ホットスタンプ用鋼板の特性劣化をもたらす元素である。例えば、鋼板の表面の近傍に存在する酸化物は、表面疵の原因となり、外観品位を劣化させる。酸化物が切断面に存在すると、端面に切欠き状の疵を形成し、ホットスタンプ成形体の特性劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特にＯ含有量が０．００７０％超で、特性劣化が顕著となる。従って、Ｏ含有量は０．００７０％以下とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。なお、Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．００７０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性及び穴拡げ性を劣化させる元素である。Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因にもなる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．００７０％超で、曲げ性及び穴拡げ性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．００７０％以下とする。なお、Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。また、製造コストの観点から、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃａ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｔｉ：０％〜０．１００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｖ：０％〜０．１００％）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、ホットスタンプ成形の際にオーステナイト相の結晶粒成長を抑制し、変態組織の細粒強化により強度上昇及び靭性向上に寄与する元素である。Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成することで、Ｂが窒化物となることを抑制する作用も有する。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は任意の組み合わせが含有されていてもよい。しかし、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量のいずれかが０．１００％超では、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ炭化物又はＶ炭化物が過剰に形成され、マルテンサイトの強化に寄与するＣの量が不足して、十分な強度が得られない。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量は、いずれも０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも、好ましく０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．００５％以上である。つまり、「Ｔｉ：０．００５％〜０．１００％」、「Ｎｂ：０．００５％〜０．１００％」、若しくは「Ｖ：０．００５％〜０．１００％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
（Ｎｉ：０％〜２．００％、Ｃｕ：０％〜２．００％、Ｍｏ：０％〜０．５０％）
Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｏは、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を高める元素である。焼入れ性の向上により、ホットスタンプ成形体の組織にマルテンサイトが得られやすくなる。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は任意の組み合わせが含有されていてもよい。しかし、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量のいずれかが２．００％超であるか、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、溶接性及び熱間加工性等が劣化する。従って、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はいずれも２．００％以下とし、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量及びＭｏ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。つまり、「Ｎｉ：０．０５％〜２．００％」、「Ｃｕ：０．０５％〜２．００％」、若しくは「Ｍｏ：０．０５％〜０．５０％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
（Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％）
Ｃａ及びＲＥＭは、強度の向上及び組織微細化による靭性改善に寄与する元素である。従って、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方が含有されていてもよい。しかし、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量の合計が０．０３００％超では、鋳造性及び熱間での加工性が劣化する。従って、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量の合計は０．０３００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量の合計は好ましくは０．０００５％以上である。つまり、「Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０．０００５％〜０．０３００％」が満たされることが好ましい。ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイド系列に属する元素をさし、「ＲＥＭ含有量」はこれら元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、例えばミッシュメタルにて添加することが多く、Ｌａ、Ｃｅ等の複数種類の元素が含有される。金属Ｌａ又は金属Ｃｅ等のＲＥＭに属する金属元素を単独で添加してもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、適切な化学組成及び組織を有しているため、優れた引張強度及び低温靭性を得ることができる。
次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造する方法について説明する。ここで説明する方法によれば本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造することができる。
この製造方法では、上記化学組成のホットスタンプ用鋼板をＡｃ３点以上９５０℃以下の温度に２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、次いで、熱間プレスを行いながら、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの温度域を１００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの温度域を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域では、最大冷却速度を７０℃／秒以下、最小冷却速度を５℃／秒以上とする。
（加熱温度：Ａｃ３点以上９５０℃以下）
ホットスタンプ用鋼板を加熱する温度はＡｃ３点以上９５０℃以下とする。Ａｃ３点以上の温度まで加熱することにより、鋼板の組織がオーステナイト単相組織となる。オーステナイト単相組織の鋼板の焼入れを行うことにより、マルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率が９５％以上の組織が得られ、高い強度、例えば１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。加熱温度がＡｃ３点未満では、鋼板の組織にフェライトが含まれるため、このような鋼板の焼入れを行っても、フェライトが成長して１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。従って、加熱温度はＡｃ３点以上とする。加熱温度が９５０℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ後の低温靭性が劣化する。従って、加熱温度は９５０℃以下とする。
Ａｃ３点は次の式から求めることができる。
Ａｃ３点（℃）＝９１０−２０３√Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ＋４４．７Ｓｉ＋４００Ａｌ＋７００Ｐ−１５．２Ｎｉ−２０Ｃｕ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ
（式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ及びＭｏは、それぞれ鋼板中の各成分の含有量（質量％）を示す。）
任意元素であるＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ及び／又はＭｏが鋼板に含まれていない場合、当該含まれていない元素の含有量は０（質量％）とする。
（平均加熱速度：２℃／秒以上）
加熱速度が２℃／秒未満では、加熱中にオーステナイト粒が粗大化し、十分な低温靭性及び耐遅れ破壊特性が得られない。従って、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度までの加熱の平均加熱速度は２℃／秒以上とする。オーステナイト粒の粗大化をより抑制するために、平均加熱速度は好ましくは３℃／秒以上であり、より好ましくは４℃／秒以上である。また、加熱速度を上昇させることは、生産性の向上にも有効である。平均加熱速度の上限は特に限定せずとも本発明の実施形態の効果を享受できる。従って、平均加熱速度の上限は特に定めず、加熱装置等の製造設備の能力を考慮して適宜決定することができる。ここで、平均加熱速度とは、加熱を開始した温度と加熱温度との差をこの加熱に要した時間で除して得られる値である。
Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度に２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱した後には、熱間プレスを行いながら鋼板を冷却する。つまり、ホットスタンプ成形を行う。この冷却中に温度に応じた変態及び鉄系炭化物の析出が生じる。ここで、温度と変態及び鉄系炭化物の析出との関係について説明する。
先ず、加熱温度からＡｒ３点までの温度域では、フェライト変態等の変態及び鉄系炭化物の析出は生じない。従って、この温度域での冷却速度はホットスタンプ成形体の組織に影響しない。鋼板の温度がＡｒ３点に到達すると、冷却速度によってはフェライト変態及び／又はパーライト変態が始まり、更にＡ１点より低い温度域に入ると鉄系炭化物が析出し始める。従って、Ａｒ３点以下の温度域での冷却速度はホットスタンプ成形体の組織に大きな影響を及ぼす。鉄系炭化物は旧オーステナイト粒の粒界及び粒内の双方に析出するが、（Ｍｓ点−５０）℃以上では粒界に析出しやすく、（Ｍｓ点−５０）℃以下では粒内に析出しやすい。従って、（Ｍｓ点−５０）℃を境に平均冷却速度を変化させることが重要である。また、鉄系炭化物の析出は１００℃未満では極めて生じにくく、１００℃未満では変態は生じない。従って、この温度域での冷却速度もホットスタンプ成形体の組織に影響しない。そこで、本実施形態では、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの温度域における冷却速度、及び（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの温度域における冷却速度を規定する。
Ａｒ３点（Ａｒ３変態点）及びＭｓ点は次の式から求めることができる。
Ａｒ３点（℃）＝９０１−３２５Ｃ+３３Ｓｉ−９２（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４Ｃ−３３Ｍｎ−１７Ｎｉ−１７Ｃｒ−２１Ｍｏ
（式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＭｏは、それぞれ鋼板中の各成分の含有量（質量％）を示す。）
任意元素であるＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ及び／又はＭｏが鋼板に含まれていない場合、当該含まれていない元素の含有量は０（質量％）とする。
上記のような温度と変態及び鉄系炭化物の析出との関係があるため、次の４つの温度域毎に冷却速度を制御することが考えられる。４つの温度域には、加熱温度からＡｒ３点までの第１の温度域、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの第２の温度域、（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの第３の温度域、及び１００℃未満の第４の温度域が含まれる。
（第１の温度域）
第１の温度域（加熱温度からＡｒ３点まで）では、上記のように、フェライト変態等の変態及び鉄系炭化物の析出が生じないため、特に冷却速度を制御しなくてもよい。但し、後述のように第２の温度域での平均冷却速度を１００℃／秒以上とすることを考慮すると、第１の温度域での平均冷却速度も１００℃／秒以上とすることが好ましい。
（第２の温度域）
第２の温度域（Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃まで）では、上記のように、冷却速度によってはフェライト変態及びパーライト変態が生じ、更にＡ１点より低い温度域では鉄系炭化物が析出する。第２の温度域での平均冷却速度が１００℃／秒以上であれば、フェライト変態及びパーライト変態を回避してマルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率の合計を９５％以上とすることができる。一方、第２の温度域での平均冷却速度が１００℃／秒未満では、フェライト変態及び／又はパーライト変態が生じ、マルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率の合計を９５％以上とすることができない。従って、第２の温度域での平均冷却速度は１００℃／秒以上とする。また、第２の温度域では、鉄系炭化物が粒界に析出しやすく、第２の温度域での冷却時間が長くなるほど鉄系炭化物による粒界の被覆率が高くなる。このため、被覆率を８０％以下とするためには、第２の温度域での冷却時間は短いことが好ましい。この観点からも第２の温度域での平均冷却速度を１００℃／秒以上とすることは極めて効果的である。所望の組織をより確実に得るために、第２の温度域での平均冷却速度は好ましくは１５０℃／秒以上であり、より好ましくは２００℃／秒以上である。第２の温度域での平均冷却速度の上限は特に定めないが、工業的には５００℃／秒以下の範囲が実用的である。ここで、第２の温度域での平均冷却速度とは、Ａｒ３点と（Ｍｓ点−５０）との差をこの冷却に要した時間で除して得られる値である。
（第３の温度域）
第３の温度域（（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃まで）では、上記のように、旧オーステナイト粒の粒内に鉄系炭化物が析出しやすい。粒内に鉄系炭化物を析出させることにより、優れた低温靱性が得られる。第３の温度域での平均冷却速度が５０℃／秒超では、粒内での析出が不足し、鋼板中に固溶Ｃが多量に残存してしまい、低温靭性が劣化する。従って、第３の温度域での平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。所望の組織をより確実に得るために、第３の温度域での平均冷却速度は好ましくは３０℃／秒以下であり、より好ましくは２０℃／秒以下である。
平均冷却速度が５０℃／秒以下であっても、第３の温度域内の（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域で冷却速度が７０℃／秒を超えると、旧オーステナイト粒の粒内での析出が不足して十分な低温靱性が得られない。従って、（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での最大冷却速度は７０℃／秒以下とする。また、平均冷却速度が５０℃／秒以下であっても、第３の温度域内の（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域で冷却速度が５℃／秒未満になると、冷却中にフェライトが過度に析出し、マルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率の合計を９５％以上とすることができない。また、粒界に析出する鉄系炭化物が増加して鉄系炭化物による粒界の被覆率が８０％超となる。従って、（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での最小冷却速度は５℃／秒以上とする。
（第４の温度域）
第４の温度域（１００℃未満）では、上記のように、鉄系炭化物の析出は極めて生じにくく、変態も生じないため、特に冷却速度を制御しなくてもよい。
このようにして、優れた強度及び低温靱性を備えた本実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造することができる。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法によれば、適切な温度制御を行うので、適切な組織を備えたホットスタンプ成形体を得ることができ、優れた引張強度及び低温靱性を得ることができる。
ホットスタンプ成形の他の条件、例えば成形の形態及び金型の種類等は、本実施形態の効果を損なわない範囲内で適宜選択することができる。例えば、成形の形態としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形及びフランジ成形が挙げられる。金型の種類は、成形の形態等に応じて適宜選択すればよい。
ホットスタンプ用鋼板は、熱延鋼板であってもよく、冷延鋼板であってもよい。熱延鋼板又は冷延鋼板に焼鈍を施した焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板をホットスタンプ用鋼板として用いてもよい。
ホットスタンプ用鋼板がめっき鋼板等の表面処理鋼板であってもよい。つまり、ホットスタンプ用鋼板にめっき層が設けられていてもよい。めっき層は、例えば耐食性の向上等に寄与する。めっき層は、電気めっき層であってもよく、溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は特に制限されず、例えば一般的な範囲内の付着量とする。熱処理用の鋼板と同様に、熱処理鋼材にめっき層が設けられていてもよい。
次に、ホットスタンプ用鋼板の製造方法の一例について説明する。この製造方法では、例えば、鋳造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理を行い、めっき鋼板を製造する。
鋳造では、上記の化学組成を有する溶鋼からスラブを鋳造する。スラブとしては、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスター等で製造したもの用いることができる。スラブを鋳造した後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）等のプロセスを適用してもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱の温度（スラブ加熱温度）は１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度が過度に高いと、生産性が劣るばかりでなく、製造コストが高くなる。従って、スラブ加熱温度はより好ましくは１２５０℃以下である。スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、仕上圧延の際に、温度が低くなって圧延荷重が高くなる。その結果、圧延性が劣化するばかりでなく、鋼板に形状不良が生じることがある。従って、スラブ加熱温度は好ましくは１０５０℃以上である。
次に、熱間圧延中の仕上圧延の温度（仕上圧延温度）は、８５０℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度が８５０℃未満では、圧延荷重が高くなり、圧延が困難となるばかりでなく、鋼板に形状不良が生じることがある。仕上圧延温度の上限は特に限定しないが、仕上圧延は１０００℃以下で行うことが好ましい。仕上圧延温度が１０００℃超では、１０００℃超の温度を得るためにスラブ加熱温度を過度に高くすることとなるからである。
熱間圧延の完了後に熱延鋼板を巻き取る際の温度（巻取温度）は７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度が７００℃超では、熱延鋼板の表面に酸化物が厚く形成されて酸洗性が劣化することがある。巻き取り後に冷間圧延を行う場合は、巻取温度を６００℃以上とすることが好ましい。巻取温度が６００℃未満では、熱延鋼板の強度が過度に高くなって冷間圧延中に板破断や形状不良が生じることがあるためである。熱間圧延中に粗圧延後の粗圧延板同士を接合して連続的に仕上圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取った後に仕上圧延を行ってもよい。
酸洗により、熱延鋼板の表面の酸化物が除去される。酸洗は、特に、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等の溶融めっき鋼板を製造する場合の溶融めっき性の向上のために重要である。酸洗を行う回数は１回でも２回以上でもよい。
冷間圧延では、例えば圧下率を３０％〜９０％とする。圧下率が３０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難になることがある。また、冷間圧延後に十分な延性が得られないこともある。圧下率が９０％超では、圧延荷重が大きくなりすぎて冷間圧延が困難となる。より優れた延性等を得るために、圧下率は好ましくは４０％以上であり、より優れた圧延性を得るために、圧下率は好ましくは７０％以下である。冷間圧延における圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は特に限定しない。
焼鈍は、例えば連続焼鈍ライン又は箱型炉にて行う。焼鈍の条件は特に限定されないが、冷間圧延によって高強度化した鋼板が適度に軟化する程度のものとすることが好ましい。例えば、焼鈍温度は好ましくは５５０℃〜８５０℃の範囲内である。この範囲内の温度で焼鈍を行うことにより、冷間圧延中に導入された転位が、回復、再結晶及び／又は相変態により解放される。
めっき処理としては、例えば、溶融めっき処理又は電気めっき処理を行う。溶融めっき処理としては、溶融アルミニウムめっき処理、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融アルミニウムめっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。溶融めっき処理によれば、スケールの形成の抑制及び耐食性の向上等の効果が得られる。ホットスタンプ成形体におけるスケールの形成の抑制のためには、めっき層は厚い方がよい。厚いめっき層を形成するためには、溶融亜鉛めっき処理が電気めっき処理よりも好ましい。めっき処理により形成されるめっき層中に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ若しくはＺｎ又はこれらの任意の組み合わせが含まれてもよい。また、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の冷延鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ若しくはＦｅ又はこれらの任意の組み合わせのめっき層を形成してもよい。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。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。
この実験では、表１に示す化学組成の鋼（鋼種ａ〜ｒ及びＡ〜Ｈ）を用いてスラブを鋳造し、表２、表３に示す条件で熱間圧延を行った。一部の熱延鋼板については、熱間圧延後に冷間圧延を行った。一部の冷延鋼板については、冷間圧延後に連続焼鈍設備又は連続溶融めっき設備にてめっき処理を行った。このようにして種々のホットスタンプ用鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板又は溶融アルミニウムめっき鋼板）を作製した。ホットスタンプ用鋼板として熱延鋼板を用いる条件では、熱延鋼板の厚さを１．６ｍｍとした。ホットスタンプ用鋼板として熱延鋼板以外のものを用いる条件では、熱延鋼板の厚さを３．２ｍｍとし、冷間圧延の圧下率を５０％として冷延鋼板の厚さを１．６ｍｍとした。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示す。表１、表２又は表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
ホットスタンプ用鋼板を作製した後、表４、表５に示す条件でホットスタンプ成形を行ってホットスタンプ成形体を得た。表４、表５において、最小冷却速度は（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での冷却速度の最小値を示し、最大冷却速度は（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での冷却速度の最大値を示す。表４又は表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各ホットスタンプ成形体の引張特性の測定、組織の観察及び低温靱性の評価を行った。
引張特性の測定では、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。これらの結果を表６、表７に示す。表６又は表７中の下線は、その数値が本発明で望まれる特性が得られていないことを示す。
組織の観察では、マルテンサイトの面積分率、ベイナイトの面積分率、フェライトの面積分率及び残留オーステナイトの面積分率、鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率及び旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度を測定した。
マルテンサイトの面積分率、ベイナイトの面積分率及びフェライトの面積分率は、ホットスタンプ成形体の圧延方向及び厚さ方向に平行な断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングを行い、表面からの深さが鋼板の厚さの１／８〜３／８の部分をＦＥ−ＳＥＭで観察した。この観察では、一つのホットスタンプ成形体につき５０００倍の倍率で１０視野ずつ各組織の面積分率を測定し、その平均値を当該ホットスタンプ成形体における各組織の面積分率とした。また、残留オーステナイトの面積分率は、フェライトとオーステナイトとの間のＸ線回折強度比から求めた。パーライトは観察されなかった。
鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率は、図１を参照しながら説明した方法により求めた。つまり、各ホットスタンプ成形体につき、「（Ｘ／Ｌ）×１００」（％）で示される値を求めた。
低温靱性の評価では、−１２０℃でシャルピー衝撃試験を行った。そして、測定された吸収エネルギを厚さが１０ｍｍの試料のものに換算して得られる値が５０Ｊ／ｃｍ２以上であり、かつ、延性破面率が５０％以上のものを合格（○）とし、これらの一方又は両方を満たさないものを不合格（×）とした。
表６、表７に示すように、すべての条件が本発明の範囲内にある発明例では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度及び優れた低温靭性を得ることができた。一方、いずれか一種以上の条件が本発明の範囲から外れる比較例では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度及び／又は優れた低温靱性が得られなかった。
条件ａ−７、ｂ−７、ｃ−７、ｎ−７及びｑ−７では、ホットスタンプの加熱温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体におけるマルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率が不足し、所望の引張強度が得らえなかった。
条件ａ−８、ｂ−８、ｃ−８、ｎ−８及びｑ−８では、ホットスタンプの第２の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体におけるマルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率が不足し、所望の引張強度が得らえなかった。また、鉄系炭化物による被覆率が高くなり、優れた低温靱性が得られなかった。
条件ａ−９、ｂ−９、ｃ−９、ｎ−９及びｑ−９では、ホットスタンプの（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での最小冷却速度が低いため、ホットスタンプ成形体におけるマルテンサイトの面積分率及びベイナイトの面積分率が不足し、所望の引張強度が得らえなかった。また、鉄系炭化物による被覆率が高くなり、優れた低温靱性が得られなかった。
条件ａ−１０、ｂ−１０、ｃ−１０、ｎ−１０及びｑ−１０では、ホットスタンプの（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域での最大冷却速度が高すぎたため、旧オーステナイト粒の粒内での鉄系炭化物の析出が不足し、優れた低温靱性が得られなかった。
条件ａ−１１、ｂ−１１、ｃ−１１、ｎ−１１及びｑ−１１では、ホットスタンプの第３の温度域での平均冷却速度が高すぎたため、旧オーステナイト粒の粒内での鉄系炭化物の析出が不足し、優れた低温靱性が得られなかった。
条件Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１及び〜Ｈ−１では、化学組成が本発明の範囲から外れていたため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度及び／又は優れた低温靱性が得られなかった。例えば、条件Ｂ−１では、Ｃ含有量が高すぎたため、強度が過度に高く、優れた低温靱性が得られなかった。条件Ｆ−１では、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量の合計が高すぎたため、優れた低温靭性が得られなかった。
本発明は、例えば、自動車に用いられるホットスタンプ成形体等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．００％〜３．００％、
Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００７０％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０％〜０．１００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｖ：０％〜０．１００％、
Ｎｉ：０％〜２．００％、
Ｃｕ：０％〜２．００％、
Ｍｏ：０％〜０．５０％、
Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上、
鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下、かつ
旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ2以上
で表される組織を有することを特徴とするホットスタンプ成形体。
（５）
鋼板をＡｃ３点以上９５０℃以下の温度に２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
次いで、熱間プレスを行いながら、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの温度域を１００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
次いで、（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの温度域を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
を有し、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．００％〜３．００％、
Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００７０％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０％〜０．１００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｖ：０％〜０．１００％、
Ｎｉ：０％〜２．００％、
Ｃｕ：０％〜２．００％、
Ｍｏ：０％〜０．５０％、
Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
（Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域では、最大冷却速度を７０℃／秒以下、最小冷却速度を５℃／秒以上とすることを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
    Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
    Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、
    Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
    Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．００７０％以下、
    Ｎ：０．００７０％以下、
    Ｔｉ：０％〜０．１００％、
    Ｎｂ：０％〜０．１００％、
    Ｖ：０％〜０．１００％、
    Ｎｉ：０％〜２．００％、
    Ｃｕ：０％〜２．００％、
    Ｍｏ：０％〜０．５０％、
    Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
    残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    マルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの双方の面積分率：合計で９５％以上、
    鉄系炭化物による旧オーステナイト粒界の被覆率：８０％以下、かつ
    旧オーステナイト粒内の鉄系炭化物の個数密度：４５個／μｍ２以上
    で表される組織を有することを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 前記化学組成において、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．１００％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．１００％、若しくは
    Ｖ：０．００５％〜０．１００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つ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。
  3. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．０５％〜２．００％、
    Ｃｕ：０．０５％〜２．００％、若しくは
    Ｍｏ：０．０５％〜０．５０％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 前記化学組成において、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０．０００５％〜０．０３００％が成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 鋼板をＡｃ３点以上９５０℃以下の温度に２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
    次いで、熱間プレスを行いながら、Ａｒ３点から（Ｍｓ点−５０）℃までの温度域を１００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
    次いで、（Ｍｓ点−５０）℃から１００℃までの温度域を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
    を有し、
    前記鋼板は、
    質量％で、
    Ｃ：０．１２０％〜０．４００％、
    Ｓｉ：０．００５％〜２．０００％、
    Ｍｎ若しくはＣｒ又はこれらの双方：合計で１．００％〜３．００％、
    Ａｌ：０．００５％〜０．１００％、
    Ｂ：０．０００３％〜０．００２０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．００７０％以下、
    Ｎ：０．００７０％以下、
    Ｔｉ：０％〜０．１００％、
    Ｎｂ：０％〜０．１００％、
    Ｖ：０％〜０．１００％、
    Ｎｉ：０％〜２．００％、
    Ｃｕ：０％〜２．００％、
    Ｍｏ：０％〜０．５０％、
    Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０％〜０．０３００％、
    残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    （Ｍｓ点−１２０）℃から１００℃までの温度域では、最大冷却速度を７０℃／秒以下、最小冷却速度を５℃／秒以上とす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. 前記化学組成において、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．１００％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．１００％、若しくは
    Ｖ：０．００５％〜０．１００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つ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. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．０５％〜２．００％、
    Ｃｕ：０．０５％〜２．００％、若しくは
    Ｍｏ：０．０５％〜０．５０％、
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項５又は６に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  8. 前記化学組成において、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの双方：合計で０．０００５％〜０．０３００％が成り立つことを特徴とする請求項５乃至７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。
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