WO2013105631A1 - ホットスタンプ成形体及びその製造方法 - Google Patents

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俊樹 野中
加藤　敏
川崎　薫
友清　寿雅
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新日鐵住金株式会社
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped molded article excellent in formability using a cold-rolled steel sheet for hot stamping and a method for producing the same.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention includes a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, an electrogalvanized cold-rolled steel sheet, and an aluminized cold-rolled steel sheet.
  • Hot stamping also called hot pressing, die quenching, press quenching, etc.
  • Hot stamping improves the formability of a high-strength steel sheet by heating it at a temperature of 750 ° C. or higher and then hot forming (processing) it, and quenching it after forming to obtain the desired material.
  • steel sheets having both press workability and high strength include steel sheets having a ferrite / martensite structure, steel sheets having a ferrite / bainite structure, and steel sheets containing residual austenite in the structure.
  • a composite structure steel plate (a steel plate made of ferrite and martensite, so-called DP steel plate) in which martensite is dispersed in a ferrite ground has a low yield ratio, a high tensile strength, and an excellent elongation property.
  • this composite steel sheet has the disadvantage that the stress is concentrated at the interface between ferrite and martensite and cracks tend to occur from here, so that the hole expandability is poor.
  • the steel plate which has such a composite structure cannot exhibit 1.5 GPa grade tensile strength.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose the above-described composite structure steel plates.
  • Patent Documents 4 to 6 describe the relationship between hardness and formability of high-strength steel sheets.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 6-128688 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-319756
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-120436 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-256141 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-355044 Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-189842
  • the present invention has been devised in view of the above-described problems. That is, the present invention is a cold rolled steel sheet for hot stamping (as described later) having a strength of 1.5 GPa or more, preferably 1.8 GPa or more, and more preferably 2.0 GPa or more and better hole expansibility. It is an object of the present invention to provide a hot stamping body using a galvanized or aluminum-plated material, and a method for producing the same.
  • the hot stamping molded product refers to a molded product molded by hot stamping using the above-mentioned cold-rolled steel sheet for hot stamping as a raw material.
  • the present inventors secure a strength of 1.5 GPa or higher, preferably 1.8 GPa or higher, more preferably 2.0 GPa or higher, and a hot stamp used for a hot stamping molded body having excellent moldability (hole expansibility).
  • the hot-rolled steel sheet and hot stamping conditions were intensively studied.
  • the cold-rolled steel sheet for hot stamping (cold-rolled steel sheet before hot stamping) has a higher formability, that is, the product of tensile strength TS and hole expansion ratio ⁇ .
  • the cold-rolled steel sheet before hot stamping refers to a cold-rolled steel sheet in a state before being heated in a hot stamping process in which the steel sheet is heated to 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower and processed and cooled.
  • the hot stamping molded product according to an aspect of the present invention is, in mass%, C: more than 0.150%, 0.300% or less, Si: 0.010% or more, 1.000% or less, Mn: 1.50% or more, 2.70% or less, P: 0.001% or more, 0.060% or less, S: 0.001% or more, 0.010% or less, N: 0.0005% or more, 0.0100% or less, Al: 0.010% or more, 0.050% or less, optionally B: 0.0005% or more, 0.0020% or less, Mo: 0.01% or more, 0.50% or less, Cr: 0.01% or more, 0.50% or less, V: 0.001% or more, 0.100% or less, Ti: 0.001% or more, 0.100% or less, Nb: 0.001% or more, 0.050% or less, Ni: 0.01% or more, 1.00% or less, Cu: 0.00%.
  • 1% or more, 1.00% or less, Ca: 0.0005% or more, 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more, 0.0050% or less may be contained, the balance Is composed of Fe and inevitable impurities, and when the C content, Si content and Mn content are expressed as [C], [Si] and [Mn] in unit mass%, the relationship of the following formula a holds.
  • the metal structure contains martensite in an area ratio of 80% or more, pearlite with an area ratio of 10% or less, retained austenite with a volume ratio of 5% or less, ferrite with an area ratio of 0 to 20%, It may contain one or more types of bainite with an area ratio of less than 20%, and TS ⁇ ⁇ , which is the product of TS, which is tensile strength, and ⁇ , which is the hole expansion ratio, is 50000 MPa ⁇ % or more. Before measured The hardness of the martensite, and satisfies the formula b and formula c below.
  • H1 is the average hardness of the martensite in the surface layer portion
  • H2 is the average hardness of the martensite in the plate thickness center portion in the range of ⁇ 100 ⁇ m in the plate thickness direction from the plate thickness center
  • ⁇ HM is the above It is the dispersion value of the hardness of the martensite existing in the center of the plate thickness.
  • the area ratio of MnS present in the metal structure and having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m to 10 ⁇ m is 0.01% or less.
  • d may hold.
  • n1 is the average number density of MnS per 10000 ⁇ m 2 with a thickness of 1/4 part
  • n2 is the average number density of MnS per 10000 ⁇ m 2 with respect to the center of the thickness.
  • the surface may be further subjected to hot dip galvanization.
  • the hot-dip galvanized layer may be alloyed hot-dip zinc.
  • the surface may be further electrogalvanized.
  • the surface may be further subjected to aluminum plating.
  • a method for producing a hot stamping molded body includes a casting step in which molten steel having the chemical component described in (1) above is cast into a steel material; and a heating step in which the steel material is heated.
  • a hot rolling process in which hot rolling is performed using a hot rolling facility having a plurality of stands on the steel material; a winding process in which the steel material is wound after the hot rolling process; A pickling step for pickling after the picking step; and a cold for subjecting the steel material to cold rolling under the condition that the following formula e is satisfied in a cold rolling mill having a plurality of stands after the pickling step.
  • An annealing step in which the steel material is cooled to 700 ° C. or higher and 850 ° C.
  • a temper rolling step in which the steel material is subjected to temper rolling after the annealing step. And after the temper rolling step, the steel material is 5 ° C./second or more And a hot stamping step of heating to a temperature range of 750 ° C. or higher at a rate of temperature increase, molding in the temperature range, and cooling to 20 ° C. or higher and 300 ° C. or lower at a cooling rate of 10 ° C./second or higher.
  • ri when i is 1, 2, or 3 is a unit of a single target cold rolling rate at the i-th stage counted from the most upstream among the plurality of stands in the cold rolling step.
  • R represents the target total cold rolling rate in the cold rolling process in unit%.
  • the coiling temperature in the coiling step is expressed as CT in units of ° C; C content of the steel material, Mn content, Si content
  • CT in units of ° C
  • Mn content Mn content
  • Si Si content
  • the amount and Mo content are expressed in unit mass% as [C], [Mn], [Si] and [Mo], respectively, the following formula f may hold. 560-474 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo] ⁇ CT ⁇ 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 80 ⁇ [Mo] (f)
  • the heating temperature in the heating step is T in unit ° C.
  • the in-furnace time is t in unit minutes.
  • the steel material is further galvanized between the annealing step and the temper rolling step. You may have the hot dip galvanizing process which performs.
  • the steel material is further electrogalvanized between the temper rolling step and the hot stamp step. You may have the electrogalvanization process which performs plating.
  • the steel material is further subjected to aluminum plating between the annealing step and the temper rolling step. You may have an aluminum plating process.
  • the relationship between C content, Mn content, and Si content is made appropriate, and the hardness of martensite measured with a nanoindenter in a molded article after hot stamping is made appropriate. Therefore, a hot stamp molded body having good hole expandability can be obtained.
  • a cold-rolled steel sheet for hot stamping (zinc-plated or used for a hot-stamp molded body according to an embodiment of the present invention (sometimes referred to as a hot-stamp molded body according to the present embodiment or simply a hot-stamp molded body)).
  • the reason for limiting the chemical component of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment or simply called the cold-rolled steel sheet for hot stamping, including the case where it is plated with aluminum, will be described.
  • “%”, which is a unit of content of each component means “mass%”.
  • the chemical component is the same in the cold-rolled steel plate and the hot-stamp formed body using the cold-rolled steel plate.
  • C C: more than 0.150% and not more than 0.300% C is an important element for enhancing the strength of steel by strengthening the ferrite phase and the martensite phase.
  • C content is 0.150% or less, a martensite structure cannot be sufficiently obtained, and the strength cannot be sufficiently increased.
  • the range of the C content is more than 0.150% and 0.300% or less.
  • Si 0.010% or more and 1.000% or less Si is an important element for suppressing the formation of harmful carbides and obtaining a composite structure mainly composed of ferrite and martensite.
  • Si content exceeds 1.000%, the elongation and hole expansibility decrease, and the chemical conversion treatment performance also decreases. Therefore, the Si content is 1.000% or less.
  • Si is added for deoxidation, but if the Si content is less than 0.010%, the deoxidation effect is not sufficient. Therefore, the Si content is 0.010% or more.
  • Al 0.010% to 0.050%
  • Al is an important element as a deoxidizer. In order to obtain the effect of deoxidation, the Al content is set to 0.010% or more. On the other hand, even if Al is added excessively, the above effect is saturated, and instead the steel is embrittled and TS ⁇ ⁇ is lowered. Therefore, the content of Al is set to 0.010% or more and 0.050% or less.
  • Mn 1.50% or more and 2.70% or less Mn is an important element for enhancing the hardenability and strengthening the steel. However, if the Mn content is less than 1.50%, the strength cannot be sufficiently increased. On the other hand, when the content of Mn exceeds 2.70%, the hardenability becomes excessive, and the elongation and hole expansibility are lowered. Therefore, the Mn content is set to 1.50% or more and 2.70% or less. When the demand for elongation is high, the Mn content is desirably 2.00% or less.
  • P 0.001% or more and 0.060% or less P is segregated to grain boundaries when the content is large, and local elongation and weldability are deteriorated. Therefore, the P content is 0.060% or less. Although it is desirable that the P content is small, it is desirable that the P content is 0.001% or more because extremely reducing P leads to an increase in cost during refining.
  • S 0.001% or more and 0.010% or less S is an element that forms MnS and significantly deteriorates local elongation and weldability. Therefore, the upper limit of the content is 0.010%. Moreover, although the one where S content is small is desirable, it is desirable to make the minimum of S content into 0.001% from the problem of refining cost.
  • N 0.0005% or more and 0.0100% or less N is an important element for refining crystal grains by precipitating AlN or the like. However, if the N content exceeds 0.0100%, solid solution N (solid solution nitrogen) remains and elongation and hole expansibility deteriorate. Therefore, the N content is 0.0100% or less. In addition, although the one where N content is small is desirable, it is desirable to make the minimum of N content into 0.0005% from the problem of the cost at the time of refining.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment is based on a composition comprising the above elements and the remaining iron and unavoidable impurities, but for further strength improvement, control of the shape of sulfides and oxides, etc.
  • Conventionally used elements include at least one element of Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, REM (rare earth metal), Cu, Ni, and B, the content below the upper limit described later It may be contained in. Since these chemical elements are not necessarily contained in the steel sheet, the lower limit of the content is 0%.
  • Nb, Ti, and V are elements that strengthen the steel by precipitating fine carbonitrides.
  • Mo and Cr are elements that enhance the hardenability and strengthen the steel.
  • Nb 0.001% or more
  • Ti 0.001% or more
  • V 0.001% or more
  • Mo 0.01% or more
  • Cr 0.01% or more It is desirable to do.
  • Nb more than 0.050%
  • Ti more than 0.100%
  • V more than 0.100%
  • Mo more than 0.50%
  • Cr more than 0.50%
  • the strength is increased. This effect not only saturates, but also reduces elongation and hole expansibility. Therefore, the upper limits of Nb, Ti, V, Mo, and Cr are 0.050%, 0.100%, 0.100%, 0.50%, and 0.50%, respectively.
  • Ca controls the shape of sulfides and oxides to improve local elongation and hole expandability. In order to acquire this effect, it is desirable to contain 0.0005% or more. However, excessive addition degrades workability, so the upper limit of Ca content is 0.0050%.
  • REM rare earth element
  • Steel further contains Cu: 0.01% to 1.00%, Ni: 0.01% to 1.00%, B: 0.0005% to 0.0020%. be able to. These elements can also improve the hardenability and increase the strength of the steel. However, in order to obtain the effect, it is desirable to contain Cu: 0.01% or more, Ni: 0.01% or more, B: 0.0005% or more. Below this, the effect of strengthening the steel is small. On the other hand, even if Cu: more than 1.00%, Ni: more than 1.00%, and B: more than 0.0020% are added, the effect of increasing the strength is saturated and the elongation and hole expansibility are lowered. Therefore, the upper limits of the Cu content, the Ni content, and the B content are set to 1.00%, 1.00%, and 0.0020%, respectively.
  • the C content (mass%), the Si content (mass%), and the Mn content ( Mass%) is expressed as [C], [Si] and [Mn], respectively, it is important that the relationship of the following formula a holds.
  • TS ⁇ ⁇ is less than 50000 MPa ⁇ %, and sufficient hole expansibility cannot be obtained.
  • the above-mentioned hardness ratio and hardness distribution are in a predetermined state in the hot stamped cold-rolled steel sheet used for hot stamping formability according to the present embodiment, it is generally maintained in the hot stamped body, and elongation and holes It has been found that moldability such as expansibility is improved. This is because the hardness distribution of martensite generated in the cold stamped steel sheet for hot stamping also greatly affects the hot stamped compact after hot stamping. Specifically, it seems that the alloy element concentrated in the central part of the plate thickness remains concentrated in the central part even after hot stamping.
  • hot stamping when a cold-rolled steel sheet for hot stamping has a large difference in martensite hardness between the surface thickness layer and the center of the sheet thickness, or when the dispersion value of the martensite hardness at the center of the sheet thickness is large, hot stamping is performed.
  • the body also has the same hardness ratio and dispersion value.
  • FIG. 2A and FIG. 2B the hot stamped body is shown after hot stamping, and the cold-rolled steel sheet for hot stamping is shown before hot stamping.
  • the present inventors further improved the moldability of the hot stamping molded article by the following formulas b and c regarding the hardness measurement of martensite measured at a magnification of 1000 with a nanoindenter of HYSITRON.
  • H1 is the hardness of the martensite in the plate thickness surface layer portion that is within 200 ⁇ m in the plate thickness direction from the outermost surface layer of the hot stamped article.
  • H2 is the hardness of the martensite within ⁇ 100 ⁇ m from the center of the plate thickness in the plate thickness direction, that is, in the plate thickness direction of the hot stamped product.
  • ⁇ HM is a dispersion value of the hardness of martensite existing within a range of 200 ⁇ m in the thickness direction at the thickness center portion of the hot stamping molded body. 300 points are measured each.
  • the range of 200 ⁇ m in the plate thickness direction at the plate thickness center portion is the range in which the plate thickness direction dimension around the plate thickness center is 200 ⁇ m.
  • the dispersion value is obtained by the following formula h and is a value indicating the distribution of hardness of martensite.
  • FIG. 2A shows a ratio between the martensite hardness of the surface layer portion and the martensite hardness of the center portion of the plate thickness of the hot stamped body and the cold-rolled steel sheet for hot stamping.
  • FIG. 2B also shows the dispersion value of the hardness of martensite existing within a range of ⁇ 100 ⁇ m from the thickness center to the thickness direction of the hot stamped compact and the cold rolled steel sheet for hot stamping. As can be seen from FIGS.
  • the hardness ratio of the cold-rolled steel sheet before hot stamping and the hardness ratio of the cold-rolled steel sheet after hot stamping are substantially the same.
  • the martensite hardness dispersion value at the center of the plate thickness is substantially the same.
  • the value of H2 / H1 is 1.10 or more means that the hardness of the martensite at the center of the plate thickness is 1.10 times or more of the hardness of the martensite at the plate thickness surface layer portion. Show. That is, it indicates that the hardness at the center of the plate thickness is too high.
  • ⁇ HM is 20 or more. In this case, TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ %, and sufficient formability cannot be obtained after quenching, that is, in a hot stamped product.
  • the lower limit of H2 / H1 is theoretically the case where the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion are equivalent unless special heat treatment is performed. However, in the production process in consideration of productivity, for example, 1. Up to about 005.
  • the dispersion value ⁇ HM of the hot stamping molded body is 20 or more indicates that there is a large variation in the hardness of martensite, and there is a portion where the hardness is locally too high. In this case, TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ %. That is, sufficient moldability cannot be obtained in a hot stamping molded body.
  • the martensite area ratio of the hot stamped molded body according to the present embodiment is 80% or more. If the martensite area ratio is less than 80%, sufficient strength (for example, 1.5 GPa) required for hot stamped molded articles in recent years cannot be obtained. Therefore, the martensite area ratio is 80% or more. Although all or the main part of the metal structure of the hot stamped product is composed of martensite, the area ratio is 0-10% pearlite, the volume ratio is 0-5% retained austenite, and the area ratio is 0- It may contain 20% ferrite or one or more types of bainite with an area ratio of 0 to less than 20%.
  • ferrite may be present in an amount of 0% or more and 20% or less, but within this range, there is no problem in strength after hot stamping. If retained austenite remains in the metal structure, the secondary work brittleness and delayed fracture characteristics are likely to deteriorate. For this reason, it is preferable that the retained austenite is not substantially contained, but unavoidably 5% or less of retained austenite may be included by volume. Since pearlite is a hard and brittle structure, it is preferably not included, but inevitably an area ratio of up to 10% is allowed. Bainite is a structure that can be generated as a residual structure, and is an intermediate structure from the viewpoint of strength and formability, and may not be included.
  • ferrite, bainite, pearlite were subjected to nital etching, martensite was subjected to repeller etching, and a 1/4 thickness of the metal structure was observed with an optical microscope at 1000 times. did. Residual austenite was measured for volume fraction with an X-ray diffractometer after the steel plate was polished to a thickness of 1/4 position.
  • the metal structure of the hot stamped molded body is affected by the metal structure of the cold-rolled steel sheet for hot stamping. Therefore, by controlling the metal structure of the hot stamped cold-rolled steel sheet, it becomes easy to obtain the above-described metal structure in the hot stamped molded body.
  • the ferrite area ratio of the cold-rolled steel sheet according to this embodiment is desirably 40% to 90%. If the ferrite area ratio is less than 40%, the strength becomes too high before the hot stamping, and the shape of the hot stamping molded body may be deteriorated or cutting may be difficult. Therefore, the ferrite area ratio before hot stamping is desirably 40% or more.
  • the metal structure contains martensite in addition to ferrite, and the area ratio is preferably 10 to 60%.
  • the sum of the ferrite area ratio and the martensite area ratio is desirably 60% or more before hot stamping.
  • the metal structure may further contain one or more of pearlite, bainite, and retained austenite. However, if residual austenite remains in the metal structure, secondary work brittleness and delayed fracture characteristics are liable to be lowered, so that it is preferable that substantially no residual austenite is contained. However, unavoidably, a retained austenite of 5% or less by volume may be included.
  • pearlite is a hard and brittle structure, it is preferably not included, but it is unavoidable that pearlite is included up to 10% in terms of area ratio. As the remaining structure, bainite can be allowed to be included up to less than 20% in terms of area ratio, for the same reason as described above.
  • ferrite, bainite, and pearlite were observed by nital etching, and martensite was observed by repeller etching, similarly to the cold rolled steel sheet before hot stamping. In each case, a plate thickness of 1/4 part was observed with an optical microscope at 1000 times. Residual austenite was measured for volume fraction with an X-ray diffractometer after the steel plate was polished to a thickness of 1/4 position.
  • the martensite hardness (intendence hardness (GPa or N / mm 2 )) measured from a nanoindenter at a magnification of 1000 times, or from the intent hardness to the Vickers hardness. (Value converted to (HV)).
  • the formed indentation is larger than martensite. Therefore, although the macro-hardness of martensite and surrounding structures (such as ferrite) can be obtained, the hardness of martensite itself cannot be obtained. Since the hardness of martensite itself has a great influence on moldability such as hole expansibility, it is difficult to sufficiently evaluate the moldability only with Vickers hardness.
  • the hardness ratio of the martensite hardness measured by the nanoindenter and the dispersion state are controlled within an appropriate range, so that extremely good moldability is obtained. be able to.
  • MnS was observed at the position of the thickness 1/4 of the hot stamped molded body (position at the depth of 1/4 of the thickness from the surface) and the center of the thickness.
  • the area ratio of MnS with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is 0.01% or less, and as shown in FIG. 3, the following formula d holds: TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % It has been found that it is preferable to obtain a good and stable value.
  • n1 is the number density (average number density) per unit area of MnS having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less of the plate thickness 1 ⁇ 4 part of the hot stamped molded body (pieces / 10000 ⁇ m 2 )
  • n2 is the number density (average number density) per unit area (number / 10,000 ⁇ m 2 ) of MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less at the center of the plate thickness of the hot stamped product.
  • MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is included. If it exists, it is considered that cracks are likely to occur because stress concentrates on the periphery.
  • the reason why the circle equivalent diameter of less than 0.1 ⁇ m is not counted is that the influence on the stress concentration is small, so that the diameter exceeding 10 ⁇ m is too large to be suitable for processing.
  • the area ratio of MnS of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is more than 0.01%, fine cracks caused by stress concentration are likely to propagate.
  • the hole expandability may be reduced.
  • the lower limit of the area ratio of MnS is not particularly specified, but the productivity and cost are less than 0.0001% due to the measurement method and magnification and field of view described later, Mn and S content, and desulfurization treatment capacity. Since it affects, 0.0001% or more is appropriate.
  • the moldability is likely to be reduced due to stress concentration.
  • the value of n2 / n1 is 1.5 or more in the hot stamped molded product indicates that the number density of MnS in the central part of the thickness of the hot stamped molded product is MnS of 1/4 thickness of the hot stamped molded product. The number density is 1.5 times or more. In this case, the formability tends to decrease due to segregation of MnS at the center of the plate thickness.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between n2 / n1 and TS ⁇ ⁇ of a hot stamped molded product, and the number of MnS in the thickness 1/4 part and the thickness center of the cold-rolled steel sheet for hot stamping. The measurement result of the density is shown by being evaluated with the same index as that of the hot stamping body.
  • the hot stamped body is shown after hot stamping, and the hot stamped cold-rolled steel sheet is shown before hot stamping. As can be seen from FIG.
  • n2 / n1 ratio of the thickness of 1/4 part to the thickness of MnS
  • the hot stamping molded body according to this embodiment is heated to 750 ° C. or more and 1000 ° C. or less at a temperature rising rate of, for example, 5 ° C./second or more and 500 ° C./second or less to the cold-rolled steel sheet according to this embodiment for 1 second or more. It is obtained by molding (processing) within 120 seconds or less and cooling to a temperature range of 20 ° C. or more and 300 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./second or more and 1000 ° C./less.
  • the obtained hot stamped molded article has a tensile strength of 1500 MPa to 2200 MPa, and particularly a high strength steel sheet having a strength of about 1800 MPa to 2000 MPa provides a remarkable effect of improving formability.
  • the hot stamped molded body according to this embodiment is preferably galvanized, for example, hot dip galvanized, alloyed hot dip galvanized, electrogalvanized or aluminum plated for rust prevention.
  • the plating layer does not change under the above-mentioned hot stamping conditions, and therefore, the hot-rolled cold-rolled steel sheet may be plated. Even if these hot stamping bodies are plated with these, the effect of this embodiment is not impaired. About these plating, it can give by a well-known method.
  • the molten steel melted to have the above-described chemical components is continuously cast after the converter to obtain a slab.
  • the casting speed is fast, precipitates such as Ti become too fine.
  • the productivity is poor and the precipitates are coarsened to reduce the number of particles, and other characteristics such as delayed fracture may not be controlled. For this reason, it is desirable that the casting speed be 1.0 m / min to 2.5 m / min.
  • the slab after melting and casting can be subjected to hot rolling as it is.
  • it when it is cooled to less than 1100 ° C., it can be reheated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower in a tunnel furnace or the like and subjected to hot rolling.
  • the temperature of the slab at the time of hot rolling is less than 1100 ° C., it is difficult to ensure the finishing temperature in hot rolling, which causes a decrease in elongation.
  • the precipitates are not sufficiently dissolved during heating, which causes a decrease in strength.
  • the temperature of the heating furnace before performing hot rolling is a heating furnace exit side extraction temperature
  • in-furnace time is time until it inserts after extracting a slab in a hot-rolling heating furnace. Since MnS does not change by rolling or hot stamping as described above, it is only necessary to satisfy the expression g when the slab is heated.
  • the above ln indicates a natural logarithm.
  • hot rolling is performed according to a conventional method.
  • a finishing temperature hot rolling end temperature
  • the finishing temperature is lower than the Ar3 temperature, two-phase rolling with ferrite ( ⁇ ) and austenite ( ⁇ ) occurs, and there is a concern that the elongation is reduced.
  • it exceeds 970 ° C. the austenite grain size becomes coarse, the ferrite fraction becomes small, and there is a concern that the elongation decreases.
  • the Ar3 temperature was estimated from the inflection point by performing a four-master test, measuring the change in length of the test piece accompanying the temperature change.
  • the steel After hot rolling, the steel is cooled at an average cooling rate of 20 ° C./second or more and 500 ° C./second or less, and wound at a predetermined winding temperature CT ° C.
  • the cooling rate is less than 20 ° C./second, pearlite that causes a decrease in elongation is easily generated, which is not preferable.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, but the upper limit of the cooling rate is preferably about 500 ° C./second from the viewpoint of equipment specifications, but is not limited thereto.
  • cold rolling After winding, pickling is performed and cold rolling (cold rolling) is performed. At that time, as shown in FIG. 4, in order to obtain a range satisfying the above-described formula b, cold rolling is performed under the condition that the following formula e is satisfied. After performing the above rolling, further satisfying conditions such as annealing and cooling described later, TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % as a cold-rolled steel sheet before hot stamping can be obtained. TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % can be secured in the used hot stamping molded body. In cold rolling, it is desirable to use a tandem rolling mill in which a plurality of rolling mills are linearly arranged and continuously rolled in one direction to obtain a predetermined thickness.
  • the total rolling rate is the so-called cumulative rolling rate, based on the inlet plate thickness of the first stand, and the cumulative reduction amount relative to this criterion (the difference between the inlet plate thickness before the first pass and the outlet plate thickness after the final pass) The percentage.
  • the inventors of the cold rolled steel sheet that has been rolled to satisfy the formula e the form of the martensite structure obtained after annealing can be maintained substantially the same even after hot stamping, It has been found that it is advantageous for the stretch and hole expansibility of the stamp molded body.
  • the cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is heated to the austenite region by hot stamping, the hard phase containing martensite becomes an austenitic structure with a high C concentration, and the ferrite phase becomes an austenitic structure with a low C concentration. . After cooling, the austenite phase becomes a hard phase containing martensite.
  • r, r1, r2, and r3 are target cold rolling rates.
  • the target cold rolling rate and the actual cold rolling rate are controlled to be substantially the same value, and cold rolling is performed. It is not preferable that the cold rolling is performed with the actual cold rolling rate deviating from the target cold rolling rate.
  • the target rolling rate and the actual rolling rate are greatly deviated, it can be considered that the present invention is implemented if the actual cold rolling rate satisfies the above-mentioned formula e.
  • the actual cold rolling rate is preferably within ⁇ 10% of the target cold rolling rate.
  • Annealing is performed after cold rolling. By performing the annealing, recrystallization occurs in the steel sheet, and desired martensite is generated.
  • the annealing temperature it is preferable to perform annealing by heating in a temperature range of 700 to 850 ° C. by a conventional method, and to cool to 20 ° C. or a temperature at which surface treatment such as hot dip galvanization is performed. By annealing in this temperature range, it is possible to secure a desirable area ratio of ferrite and martensite, and the sum of the ferrite area ratio and the martensite area ratio is 60% or more, so TS ⁇ ⁇ is improved. Conditions other than the annealing temperature are not particularly specified, but the holding time at 700 ° C.
  • the temperature rising rate is 1 ° C./second or more
  • the equipment capacity upper limit for example, 1000 ° C./second or less
  • the cooling rate is 1 ° C./second or more, for example, 500 ° C./second or less.
  • the temper rolling may be performed by a conventional method. The elongation of temper rolling is usually about 0.2 to 5%, and it is preferable that the elongation at yield point is avoided and the shape of the steel sheet can be corrected.
  • C content (mass%), Mn content (mass%), Si content (mass%) and Mo content (mass%) of steel are respectively [C] and [Mn ], [Si], and [Mo], it is preferable that the following formula f holds for the winding temperature CT in the winding step. 560-474 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo] ⁇ CT ⁇ 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 80 ⁇ [Mo] (f)
  • the coiling temperature CT is less than 560-474 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo], that is, CT-560-474 ⁇ [
  • C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo] is less than 0, martensite is excessively generated, and the steel sheet becomes too hard, so that cold rolling performed later becomes difficult. Sometimes.
  • FIG. 5A the coiling temperature CT is less than 560-474 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo]
  • the coiling temperature CT exceeds 830-270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 80 ⁇ [Mo], that is, 830-270 ⁇ [C ]
  • ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 80 ⁇ [Mo] is more than 0, a band-like structure composed of ferrite and pearlite is easily generated.
  • the ratio of pearlite tends to increase at the center of the plate thickness. For this reason, the uniformity of the distribution of martensite generated in the subsequent annealing step is lowered, and the above-described formula b is difficult to hold. Also, it may be difficult to produce a sufficient amount of martensite.
  • the ferrite phase and the hard phase are in an ideal distribution form before hot stamping as described above. Furthermore, in this case, after heating with a hot stamp, C and the like are likely to diffuse uniformly. For this reason, the distribution form of the hardness of the martensite of the hot stamping body is close to ideal. If the above-mentioned metal structure can be ensured more reliably by satisfying the expression f, the moldability of the hot stamping molded body will be excellent.
  • the rust prevention ability has a hot dip galvanizing step for performing hot dip galvanization between the annealing step and the temper rolling step, and hot dip galvanizing is performed on the surface of the cold rolled steel sheet. It is also preferable. Furthermore, in order to alloy hot dip galvanizing and obtain alloyed hot dip galvanizing, it is also preferable to have an alloying treatment process which performs an alloying treatment between the hot dip galvanizing process and the temper rolling process. When the alloying treatment is performed, a treatment for thickening the oxide film may be performed by bringing the alloyed hot dip galvanized surface into contact with a substance that oxidizes the plating surface such as water vapor.
  • the hot dip galvanizing step and the alloying treatment step for example, it is also preferable to have an electro galvanizing step of applying electro galvanizing to the cold rolled steel sheet surface after the temper rolling step. It is also preferable to have an aluminum plating step of performing aluminum plating between the annealing step and the temper rolling step instead of hot dip galvanizing, and to apply the aluminum plating to the surface of the cold rolled steel sheet.
  • Aluminum plating is generally hot aluminum plating and is preferable.
  • hot stamping is performed on the obtained cold-rolled steel sheet for hot stamping to obtain a hot stamping body.
  • the hot stamping process is desirably performed under the following conditions, for example. First, heating is performed from 750 ° C. to 1000 ° C. at a temperature rising rate of 5 ° C./second to 500 ° C./second. Processing (molding) is performed within 1 second to 120 seconds after heating. In order to obtain high strength, the heating temperature is preferably more than Ac3 point. The Ac3 point was estimated from the inflection point of the length of the test piece by performing a four master test. Subsequently, for example, it is preferable to cool to 20 ° C. or more and 300 ° C.
  • the heating temperature in the hot stamping process is preferably 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the rate of temperature increase is less than 5 ° C./second, it is difficult to control the temperature and the productivity is remarkably reduced.
  • the upper limit of the heating rate of 500 ° C./second depends on the current heating capacity, but is not limited thereto.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but is 1000 ° C./second or less in consideration of the current cooling capacity.
  • FIG. 8 shows a flowchart (steps S1 to S14) of an example of the manufacturing method described above.
  • the slab After the continuous casting of steels with the components shown in Table 1 at a casting speed of 1.0 m / min to 2.5 m / min, the slab is heated in a conventional furnace under the conditions shown in Table 2 as it is or after cooling. Then, hot rolling was performed at a finishing temperature of 910 to 930 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was wound at a winding temperature CT shown in Table 2. Thereafter, pickling was performed to remove the scale on the surface of the steel sheet, and the sheet thickness was changed to 1.2 to 1.4 mm by cold rolling. At that time, cold rolling was performed so that the value of the expression e becomes the value shown in Table 2.
  • annealing was performed at the annealing temperatures shown in Tables 3 and 4 in a continuous annealing furnace. Some of the steel sheets were further subjected to hot dip galvanization during cooling after soaking in the continuous annealing furnace, and a part of the steel sheets were subsequently subjected to alloying treatment and then subjected to alloy hot dip galvanization. Some steel plates were subjected to electrogalvanization or aluminum plating.
  • the temper rolling was performed according to a conventional method with an elongation of 1%. In this state, a sample was taken to evaluate the material and the like of the cold stamped steel sheet for hot stamping, and a material test and the like were performed.
  • Hot stamping was performed to cool to below °C.
  • a sample is cut out from the position of FIG. 7 from the obtained molded body, subjected to a material test and a structure observation, and each structure fraction, the number density of MnS, hardness, tensile strength (TS), elongation (El), and hole expansion ratio. ( ⁇ ) and the like were obtained. The results are shown in Tables 3 to 8.
  • the relationship between the C content, the Mn content, and the Si content is made appropriate, and the hardness of martensite measured by the nanoindenter is made appropriate. It is possible to provide a hot stamping molded body that can secure a strength of 5 GPa or more and obtain good hole expansibility.

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Abstract

　このホットスタンプ成形体は、Ｃ含有量（質量％）、Ｓｉ含有量（質量％）及びＭｎ含有量（質量％）を、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０の関係が成り立ち、金属組織が、面積率で、８０％以上のマルテンサイトを含有し、更に、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で２０％以下のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があり、引張強度ＴＳと穴拡げ率λの積であるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であり、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度が、Ｈ２／Ｈ１＜１．１０及びσＨＭ＜２０を満足することを特徴とする。

Description

ホットスタンプ成形体及びその製造方法
　本発明は、ホットスタンプ用冷延鋼板を用いた成形性に優れるホットスタンプ成形体及びその製造方法に関する。本発明の冷延鋼板は、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、電気亜鉛めっき冷延鋼板、及びアルミめっき冷延鋼板を含む。
　本願は、２０１２年０１月１３日に、日本に出願された特願２０１２－００４５５２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　現在、自動車用鋼板は、衝突安全性向上と軽量化とが求められている。現在は、引張強度で９８０ＭＰａ級（９８０ＭＰａ以上）、１１８０ＭＰａ級（１１８０ＭＰａ以上）の鋼板だけでなく、更なる高強度鋼板が求められている。例えば１．５ＧＰａを超える鋼板が求められるようになっている。このような状況で、高強度を得る手法として最近注目を浴びているのがホットスタンプ（熱間プレス、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼称される。）である。ホットスタンプとは、鋼板を７５０℃以上の温度で加熱した後に熱間で成形（加工）することにより高強度鋼板の成形性を向上させ、成形後の冷却により焼き入れを行い所望の材質を得るという成形方法である。
プレス加工性と高強度とを兼備した鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織からなる鋼板、フェライト・ベイナイト組織からなる鋼板、あるいは組織中に残留オーステナイトを含有する鋼板などが知られている。なかでもフェライト地にマルテンサイトを分散させた複合組織鋼板（フェライト・マルテンサイトからなる鋼板、いわゆるＤＰ鋼板）は、低降伏比で引張強度が高く、さらに伸び特性に優れている。しかし、この複合組織鋼板には、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中してここから割れが発生しやすいので、穴拡げ性に劣るという欠点がある。また、このような複合組織を有する鋼板は、１．５ＧＰａ級の引張強度を発揮できていない。
　例えば、特許文献１～３に、上記のような複合組織鋼板が開示されている。また、特許文献４～６には、高強度鋼板の硬度と成形性との関係に関する記載がある。
　しかしながら、これらの従来の技術によっても、今日の自動車の更なる軽量化、更なる高強度化、部品形状の複雑化、ホットスタンプ後の穴拡げ性などの加工性能の要求に対応することが困難である。
日本国特開平６－１２８６８８号公報 日本国特開２０００－３１９７５６号公報 日本国特開２００５－１２０４３６号公報 日本国特開２００５－２５６１４１号公報 日本国特開２００１－３５５０４４号公報 日本国特開平１１－１８９８４２号公報
　本発明は、上述の課題を鑑みて案出されたものである。すなわち、本発明は、１．５ＧＰａ以上、好ましくは１．８ＧＰａ以上、より好ましくは２．０ＧＰａ以上の強度を確保すると共により良好な穴拡げ性を有する、ホットスタンプ用冷延鋼板（後述のように亜鉛めっきやアルミめっきされたものを含む）を用いた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。ここで、ホットスタンプ成形体とは、前述のホットスタンプ用冷延鋼板を素材として、ホットスタンプにより成形加工された成形体を言う。
　本発明者らは、まず、強度として１．５ＧＰａ以上、好ましくは１．８ＧＰａ以上、より好ましくは２．０ＧＰａ以上を確保すると共に成形性（穴拡げ性）に優れるホットスタンプ成形体に用いるホットスタンプ用冷延鋼板、及びホットスタンプ条件について鋭意検討した。この結果、（ｉ）鋼成分に関し、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係を適切なものとし、（ｉｉ）フェライト、マルテンサイトの分率（面積率）を所定の分率とし、かつ、（ｉｉｉ）冷間圧延の圧下率を調整して、鋼板の板厚表層部（表層部）及び板厚中心部（中心部）のマルテンサイトの硬度比（硬度の差）、並びに中心部のマルテンサイトの硬度分布を特定の範囲内にすることにより、ホットスタンプ用冷延鋼板（ホットスタンプ前の冷延鋼板）において、これまで以上の成形性、即ち引張強度ＴＳと穴拡げ率λの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上が確保できることを見出した。ホットスタンプ前の冷延鋼板とは、７５０℃以上１０００℃以下に加熱し、加工、冷却を行うホットスタンプ工程における加熱を行う前の状態の冷延鋼板を言う。またこのホットスタンプ用冷延鋼板を、後述するホットスタンプ条件でホットスタンプを行えば、ホットスタンプ後においても鋼板の板厚表層部及び中心部のマルテンサイトの硬度比、及び中心部のマルテンサイトの硬度分布が概ね維持され、ＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上となる高強度および成形性に優れるホットスタンプ成形体が得られることを見出した。また、ホットスタンプ用冷延鋼板の板厚中心部におけるＭｎＳの偏析を抑制することも、ホットスタンプ成形体の成形性（穴拡げ性）の向上に有効であることも判明した。
　また、マルテンサイトの硬度の制御のためには、冷間圧延において、最上流から第３段目までの各スタンドにおける冷延率の、総冷延率（累積圧延率）に対する割合を特定の範囲内にすることが有効であることも見出した。本発明者らは上記の知見を基に、以下に示す発明の諸態様を知見するに至った。また、ホットスタンプ用冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、及びアルミめっき冷延鋼板を行ってもその効果を損なうものではないことを知見した。
　（１）すなわち、本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下、Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、を含有し、選択的に、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、の１種以上を含有する場合があり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式ａの関係が成り立ち、金属組織が、面積率で、８０％以上のマルテンサイトを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で０～２０％のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があり、引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλの積であるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であり、ナノインデンターにて測定された前記マルテンサイトの硬度が、下記の式ｂ及び式ｃを満足することを特徴とする。
　５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（ａ）
　Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（ｂ）
　σＨＭ＜２０・・・（ｃ）
　ここで、Ｈ１は表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲である板厚中心部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記板厚中心部に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。
　（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体では、前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、下記式ｄが成り立ってもよい。
　ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（ｄ）
　ここで、ｎ１は板厚１／４部の１００００μｍ２あたりの前記ＭｎＳの平均個数密度であり、ｎ２は前記板厚中心部の１００００μｍ２あたりの前記ＭｎＳの平均個数密度である。
　（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体では、さらに、表面に溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。
　（４）上記（３）に記載のホットスタンプ成形体では、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛であってもよい。
　（５）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体では、さらに、表面に電気亜鉛めっきが施されていてもよい。
　（６）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体では、さらに、表面にアルミめっきが施されていてもよい。
　（７）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、上記（１）に記載の化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋼材とする鋳造工程と；前記鋼材を加熱する加熱工程と；前記鋼材に複数のスタンドを有する熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施す熱間圧延工程と；前記鋼材を前記熱間圧延工程後に、巻取る巻取り工程と；前記鋼材に、前記巻取り工程後に、酸洗を行う酸洗工程と；前記鋼材を、前記酸洗工程後に、複数のスタンドを有する冷間圧延機にて下記の式ｅが成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と；前記鋼材を、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下に加熱して冷却を行う焼鈍工程と；前記鋼材を、前記焼鈍工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と；前記鋼材を、前記調質圧延工程後に、５℃／秒以上の昇温速度で７５０℃以上の温度域まで加熱し、前記温度域で成形加工し、冷却速度１０℃／秒以上で２０℃以上３００℃以下まで冷却するホットスタンプ工程と；を有することを特徴とする。
　１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１・・・（ｅ）
　ここで、ｉを１、２または３としたときのｒｉは前記冷間圧延工程において、前記複数のスタンドのうち最上流から数えて第ｉ段目のスタンドでの単独の目標冷延率を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における目標の総冷延率を単位％で示している。
　（８）上記（７）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記巻取り工程における巻取り温度を、単位℃で、ＣＴと表し；前記鋼材のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｏ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき；下記の式ｆが成り立ってもよい。
　５６０－４７４×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｒ］－２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－７０×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］・・・（ｆ）
　（９）上記（７）または（８）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、前記加熱工程における加熱温度を、単位℃で、Ｔとし、かつ在炉時間を、単位分で、ｔとし；前記鋼材のＭｎ含有量、Ｓ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］と表したとき；下記の式ｇが成り立ってもよい。
　Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（ｇ）
　（１０）上記（７）～（９）のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。
　（１１）上記（１０）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、さらに、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に合金化処理を施す合金化処理工程を有してもよい。
　（１２）上記（７）～（９）のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、さらに、前記調質圧延工程と前記ホットスタンプ工程との間に、前記鋼材に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有してもよい。
　（１３）上記（７）～（９）のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法では、さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程の間に、前記鋼材にアルミめっきを施すアルミめっき工程を有してもよい。
　本発明によれば、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、及びＳｉ含有量の関係を適切なものとすると共に、ホットスタンプ後の成形体においてナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度を適当なものとしているため、良好な穴拡げ性を有するホットスタンプ成形体を得ることができる。
（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］とＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 式ｂ、式ｃの根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ成形体のＨ２／Ｈ１とσＨＭとの関係を示すグラフである。 式ｃの根拠を示すグラフであり、σＨＭとＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 ホットスタンプ前後のｎ２／ｎ１とＴＳ×λとの関係を示し、式ｄの根拠を示すグラフである。 １．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒとＨ２／Ｈ１との関係を示し、式ｅの根拠を示すグラフである。 式ｆとマルテンサイト分率との関係を示すグラフである。 式ｆとパーライト分率との関係を示すグラフである。 Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）とＴＳ×λの関係を示し、式ｇの根拠を示すグラフである。 実施例に用いたホットスタンプ成形体の斜視図である。 本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法を示すフローチャートである。
　先述したように、ホットスタンプ成形体の成形性（穴拡げ性）の向上には、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係を適切なものとし、さらに、所定の部位のマルテンサイトの硬度を適切なものとすることが重要である。これまで、ホットスタンプ成形体の成形性とマルテンサイトの硬度との関係に着目した検討は行われていない。
　以下に本発明の実施形態を詳細に説明する。
　まず、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体（本実施形態に係るホットスタンプ成形体、または、単にホットスタンプ成形体と言う場合がある）に用いるホットスタンプ用冷延鋼板（亜鉛めっきまたはアルミめっきされている場合を含み、本実施形態に係る冷延鋼板、または単にホットスタンプ用冷延鋼板と言う場合がある）の化学成分の限定理由を説明する。以下、各成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。なお、ホットスタンプでは鋼板の化学成分の成分含有量は変化しないため、冷延鋼板とその冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体とでは、化学成分は同じである。
　Ｃ：Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下
　Ｃは、フェライト相及びマルテンサイト相を強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．１５０％以下ではマルテンサイト組織が十分に得られず、強度を十分高めることができない。一方、０．３００％を超えると伸びや穴拡げ性の低下が大きくなる。そのため、Ｃの含有量の範囲は、０．１５０％超、０．３００％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下
　Ｓｉは有害な炭化物の生成を抑えフェライトとマルテンサイトとを主体とする複合組織を得るのに重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０００％を超えると伸びや穴拡げ性が低下するほか化成処理性も低下する。そのため、Ｓｉの含有量は１．０００％以下とする。また、Ｓｉは脱酸のために添加されるが、Ｓｉの含有量が０．０１０％未満では脱酸効果が十分でない。そのため、Ｓｉの含有量は、０．０１０％以上とする。
　Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として重要な元素である。脱酸の効果を得るため、Ａｌの含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させ、ＴＳ×λを低下させる。そのため、Ａｌの含有量は０．０１０％以上０．０５０％以下とする。
　Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下
　Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化するのに重要な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、強度を十分高めることができない。一方、Ｍｎの含有量が２．７０％を超えると、焼入れ性が過剰となり、伸びや穴拡げ性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は１．５０％以上、２．７０％以下とする。伸びの要求が高い場合、Ｍｎの含有量は２．００％以下とすることが望ましい。
　Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下
　Ｐは、含有量が多いと粒界へ偏析し、局部伸び及び溶接性を劣化させる。従って、Ｐの含有量は０．０６０％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が望ましいが、Ｐを極端に低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、Ｐの含有量は０．００１％以上とすることが望ましい。
　Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下
　Ｓは、ＭｎＳを形成して局部伸び及び溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、含有量の上限を０．０１０％とする。また、Ｓ含有量は少ない方が望ましいが、精錬コストの問題からＳ含有量の下限を０．００１％とするのが望ましい。
　Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
　Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに重要な元素である。しかし、Ｎの含有量が０．０１００％を超えていると、固溶Ｎ（固溶窒素）が残存して伸びや穴拡げ性が低下する。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎ含有量は少ない方が望ましいが、精錬時のコストの問題からＮ含有量の下限を０．０００５％とするのが望ましい。
　本実施形態に係る冷延鋼板は、以上の元素と残部の鉄及び不可避的不純物よりなる組成を基本とするが、さらに、強度の向上、硫化物や酸化物の形状の制御などのために、従来から用いている元素としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの元素の少なくとも１種以上を、後述する上限以下の含有量で含有する場合もある。これらの化学元素は、必ずしも鋼板中に含有する必要がないため、その含有量の下限は、０％である。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、微細な炭窒化物を析出して鋼を強化する元素である。また、Ｍｏ、Ｃｒは焼き入れ性を高めて鋼を強化する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上を含有することが望ましい。しかし、Ｎｂ：０．０５０％超、Ｔｉ：０．１００％超、Ｖ：０．１００％超、Ｍｏ：０．５０％超、Ｃｒ：０．５０％超が含有されていても、強度上昇の効果は飽和するのみならず、伸びや穴拡げ性の低下をもたらす。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒの上限を、それぞれ０．０５０％、０．１００％、０．１００％、０．５０％、０．５０％とする
　Ｃａは硫化物や酸化物の形状を制御して局部伸びや穴拡げ性を向上させる。この効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが望ましい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とする。
　ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと同様に硫化物や酸化物の形状を制御して局部伸びや穴拡げ性を向上させる。この効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが望ましい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、ＲＥＭ含有量の上限を０．００５０％とする。
　鋼はさらに、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下の範囲で含有することができる。これらの元素も焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めることができる。しかしながら、その効果を得るためには、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００５％以上含有することが望ましい。これ以下では鋼を強化する効果が小さい。一方、Ｃｕ：１．００％超、Ｎｉ：１．００％超、Ｂ：０．００２０％超添加しても、強度上昇の効果は飽和する上、伸びや穴拡げ性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量及びＢ含有量の上限を、それぞれ、１．００％、１．００％、０．００２０％とする。
　Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合は少なくとも１種以上を含有する。鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、特性を損なわない範囲であれば、上記以外の元素（例えば、Ｓｎ、Ａｓ等）をさらに含んでも構わない。Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭが前述の下限未満含有されているときは不可避的不純物として扱う。
　さらに、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、図１から分かるように、十分な穴拡げ性を得るために、Ｃ含有量（質量％）、Ｓｉ含有量（質量％）及びＭｎ含有量（質量％）を、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式ａの関係が成り立つことが重要である。
　（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（ａ）
　（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値が１０以下であると、ＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％未満となり、十分な穴拡げ性を得ることができない。これは、Ｃ量が高いと硬質相の硬度が高くなりすぎて、軟質相との硬度の差が大きくなりλの値が劣ることと、Ｓｉ量もしくはＭｎ量が少ないとＴＳが低くなるためである。そのため、それぞれの元素について上述の範囲とした上で、さらに、その含有量のバランスも制御する必要がある。（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値については、前述のようにホットスタンプ後も変化しないことから、冷延鋼板製造時に満足することが好ましい。ただし、（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０を満足しても、後述するＨ２／Ｈ１や、σＨＭが条件を満足しない場合には、十分な穴拡げ性が得られない。図１において、ホットスタンプ後が、ホットスタンプ成形体を示し、ホットスタンプ前が、ホットスタンプ用冷延鋼板を示している。
　一般的に、フェライト及びマルテンサイトが主体となる金属組織を有する冷延鋼板で成形性（穴拡げ性）を支配するのはフェライトよりもマルテンサイトである。本発明者らは、マルテンサイトの硬度と、伸びや穴拡げ性などの成形性との関係に着目して鋭意検討を行った。その結果、図２Ａ、図２Ｂに示すように本実施形態に係るホットスタンプ成形性において、板厚表層部と板厚中心部とのマルテンサイトの硬度比（硬度の差）、及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布が所定の状態であれば、伸びや穴拡げ性などの成形性が良好になることを見出した。また、本実施形態に係るホットスタンプ成形性に用いるホットスタンプ用冷延鋼板で上記の硬度比、硬度分布が所定の状態であれば、ホットスタンプ成形体においてもそれが概ね維持され、伸びや穴拡げ性などの成形性が良好になることが判明した。これは、ホットスタンプ用冷延鋼板に生じたマルテンサイトの硬度分布が、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体にも大きく影響するためである。具体的には、板厚中心部に濃化した合金元素が、ホットスタンプを行っても中心部に濃化した状態を保つからであると思われる。すなわち、ホットスタンプ用冷延鋼板で、板厚表層部と板厚中心部のマルテンサイトの硬度差が大きい場合や、板厚中心部でのマルテンサイト硬度の分散値が大きい場合は、ホットスタンプ成形体でも同様の硬度比及び分散値となる。なお、図２Ａ、図２Ｂにおいて、ホットスタンプ後が、ホットスタンプ成形体を示し、ホットスタンプ前が、ホットスタンプ用冷延鋼板を示している。
　本発明者らはさらに、ＨＹＳＩＴＲＯＮ社のナノインデンターにて１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度測定に関し、下記の式ｂ及び式ｃが成り立つことでホットスタンプ成形体の成形性が向上することを知見した。ここで、「Ｈ１」はホットスタンプ成形体の最表層から板厚方向２００μｍ以内である板厚表層部のマルテンサイトの硬度である。「Ｈ２」はホットスタンプ成形体の板厚中心部、すなわち板厚方向に板厚中心から±１００μｍ以内のマルテンサイトの硬度である。「σＨＭ」はホットスタンプ成形体の板厚中心部における板厚方向に２００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値である。それぞれ３００点計測している。板厚中心部における板厚方向に２００μｍの範囲は、板厚中心を中心とする板厚方向の寸法が２００μｍの範囲である。
　Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（ｂ）
　σＨＭ＜２０・・・（ｃ）
　また、ここで、分散値は、以下の式ｈで求められ、マルテンサイトの硬度の分布を示す値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　　・・・（ｈ）
　Ｘａｖｅは測定したマルテンサイト硬度の平均値であり、Ｘｉはｉ番目のマルテンサイトの硬度を表す。
　図２Ａに、ホットスタンプ成形体及びホットスタンプ用冷延鋼板の、表層部のマルテンサイト硬度と板厚中心部のマルテンサイト硬度との比を示す。また、図２Ｂにホットスタンプ成形体及びホットスタンプ用冷延鋼板の、板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値を併せて示す。図２Ａ及び図２Ｂから分かるように、ホットスタンプ前の冷延鋼板の硬度比とホットスタンプ後の冷延鋼板の硬度比とはほぼ同じである。また、ホットスタンプ前の冷延鋼板とホットスタンプ後の冷延鋼板において、板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値もほぼ同じである。
　ホットスタンプ成形体において、Ｈ２／Ｈ１の値が１．１０以上であることは、板厚中心部のマルテンサイトの硬度が板厚表層部のマルテンサイトの硬度の１．１０倍以上であることを示す。すなわち、板厚中心部の硬度が高くなり過ぎていることを示す。図２Ａから分かるように、Ｈ２／Ｈ１が１．１０以上であると、σＨＭが２０以上となる。この場合、ＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、焼入れ後、即ちホットスタンプ成形体において十分な成形性が得られない。Ｈ２／Ｈ１の下限は、特殊な熱処理をしない限り、理論上、板厚中心部と板厚表層部が同等となる場合であるが、現実的に生産性を考慮した生産工程では、例えば１．００５程度までである。
　ホットスタンプ成形体の分散値σＨＭが２０以上であることは、マルテンサイトの硬度のばらつきが大きく、局所的に硬度が高すぎる部分が存在することを示す。この場合、し、ＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となる。すなわち、ホットスタンプ成形体において十分な成形性が得られない。
　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のマルテンサイト面積率は８０％以上である。マルテンサイト面積率が８０％未満であると、近年ホットスタンプ成形体に求められる十分な強度（例えば１．５ＧＰａ）が得られない。従って、マルテンサイト面積率は８０％以上とする。ホットスタンプ成形体の金属組織の全て、もしくは主要な部分はマルテンサイトで占められるが、更に、面積率で０～１０％のパーライト、体積率で０～５％の残留オーステナイト、面積率で０～２０％のフェライト、面積率で０～２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があってもよい。フェライトは、ホットスタンプ条件によって、０％以上、２０％以下存在することがあるが、この程度の範囲であればホットスタンプ後の強度に問題はない。金属組織中に残留オーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトは実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に体積率で５％以下の残留オーステナイトが含まれていてもよい。パーライトは硬く脆い組織なので、含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％までは許容する。ベイナイトは残組織として発生し得る組織で、強度や成形性から見れば中間的な組織であり、含まれなくても構わないが、面積率で最大２０％未満まで許容できる。本実施形態では、金属組織は、フェライト、ベイナイト、パーライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチングを行い、いずれも板厚１／４部を１０００倍にて光学顕微鏡を用いて観察した。した。残留オーステナイトは鋼板を板厚１／４位置まで研磨した後、Ｘ線回折装置で体積分率を測定した。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に用いるホットスタンプ用冷延鋼板の望ましい金属組織について、説明する。ホットスタンプ成形体の金属組織は、ホットスタンプ用冷延鋼板の金属組織の影響を受ける。そのため、ホットスタンプ用冷延鋼板の金属組織を制御することで、ホットスタンプ成形体で上述した金属組織を得ることが容易となる。本実施形態に係る冷延鋼板のフェライト面積率は４０％～９０％であることが望ましい。フェライト面積率が４０％未満であると、ホットスタンプ前から強度が高くなりすぎて、ホットスタンプ成形体の形状が悪化することや、切断が困難になる場合がある。従って、ホットスタンプ前のフェライト面積率は４０％以上とすることが望ましい。また、本実施形態に係る冷延鋼板では、合金元素の含有量が多いため、フェライト面積率を９０％超にすることは困難である。金属組織にはフェライトの他、マルテンサイトが含まれ、その面積率は１０～６０％であることが望ましい。フェライト面積率とマルテンサイト面積率の和がホットスタンプ前で６０％以上であることが望ましい。金属組織には、更に、パーライト、ベイナイト及び残留オーステナイトのうちの１種以上が含まれていてもよい。但し、金属組織中に残留オーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすいため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましい。しかしながら、不可避的に、体積率で５％以下の残留オーステナイトが含まれていてもよい。パーライトは硬く脆い組織なので、含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％までは含まれることを許容できる。残りの組織としてベイナイトは、前述の理由と同様、面積率で最大２０％未満まで含まれることを許容できる。金属組織に関しては、ホットスタンプ前の冷延鋼板と同様に、フェライト、ベイナイト、パーライトをナイタールエッチング、マルテンサイトをレペラーエッチングにより観察した。いずれも板厚１／４部を１０００倍にて光学顕微鏡で観察した。残留オーステナイトは鋼板を板厚１／４位置まで研磨した後、Ｘ線回折装置で体積分率を測定した。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、ナノインデンターにて１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度（インテンデーション硬度（ＧＰａまたはＮ／ｍｍ２）、あるいはインテンデーション硬度からヴィッカース硬度（ＨＶ）に換算した値）を規定している。通常のビッカース硬さ試験では、形成される圧痕がマルテンサイトよりも大きくなる。そのため、マルテンサイト及びその周囲の組織（フェライト等）のマクロ的な硬さは得られるものの、マルテンサイトそのものの硬さを得ることはできない。穴拡げ性などの成形性にはマルテンサイトそのものの硬さが大きく影響するため、ビッカース硬さだけでは、十分に成形性を評価することは困難である。これに対し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度の硬度比、分散状態を適切な範囲に制御としているため、極めて良好な成形性を得ることができる。
　ホットスタンプ成形体の板厚１／４の位置（表面から板厚の１／４の深さの位置）と板厚中心部とでＭｎＳを観察した。その結果、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、かつ、図３に示すように、下記式ｄが成り立つことがＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を良好かつ安定的に得る上で好ましいことが分かった。
　ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（ｄ）
　ここで、ｎ１はホットスタンプ成形体の板厚１／４部の円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの単位面積あたりの個数密度（平均個数密度）（個／１００００μｍ２）であり、ｎ２はホットスタンプ成形体の板厚中心部の円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの単位面積あたりの個数密度（平均個数密度）（個／１００００μｍ２）である。
　０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳを、面積率が０．０１％以下の場合に成形性が向上する理由としては、穴拡げ試験を実施した際に、円相当直径が０．１μｍ以上のＭｎＳが存在するとその周囲に応力が集中するために割れが生じやすくなるためと考えられる。円相当直径０．１μｍ未満をカウントしないのは、応力集中への影響が小さいためで、１０μｍ超は大き過ぎてそもそも加工に適さなくなるからである。更に、０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％超であると、応力集中によって生じた微細な割れが伝播しやすくなる。そのため、穴拡げ性が低下する場合がある。尚、ＭｎＳの面積率の下限は特に規定しないが、後述の測定方法および倍率や視野の制限、ＭｎやＳの含有量、脱硫処理能力から０．０００１％未満とすることは生産性、コストに影響するため０．０００１％以上が妥当である。
　ホットスタンプ成形体で円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％超であると、上述の通り、応力集中によって成形性が低下しやすい。一方、ホットスタンプ成形体でｎ２／ｎ１の値が１．５以上であることは、ホットスタンプ成形体の板厚中心部のＭｎＳの個数密度がホットスタンプ成形体の板厚１／４部のＭｎＳの個数密度の１．５倍以上であることを示している。この場合、板厚中心部でのＭｎＳの偏析により成形性が低下しやすい。本実施形態では、ＭｎＳの円相当直径および個数密度はＪＥＯＬ社のＦｅ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使って測定した。倍率は１０００倍で、１視野の測定面積は０．１２×０．０９ｍｍ２（＝１０８００μｍ２≒１００００μｍ２）とした。表面から板厚１／４深さの位置（板厚１／４部）で１０視野、板厚中心部で１０視野を観察した。ＭｎＳの面積率は粒子解析ソフトウェアを用いて算出した。本実施形態では、ホットスタンプ成形体に加え、ホットスタンプ用冷延鋼板についても、ＭｎＳを観察した。その結果、ホットスタンプ前（ホットスタンプ用冷延鋼板）に生じたＭｎＳの形態は、ホットスタンプ成形体（ホットスタンプ後）でも変化しないことが分かった。図３はホットスタンプ成形体のｎ２／ｎ１とＴＳ×λとの関係を示す図であるが、さらにホットスタンプ用冷延鋼板の板厚１／４部と板厚中心部とでのＭｎＳの個数密度の測定結果を、ホットスタンプ成形体と同じ指標で評価して示している。図３において、ホットスタンプ後が、ホットスタンプ成形体を示し、ホットスタンプ前が、ホットスタンプ用冷延鋼板を示している。図３から分かるようにホットスタンプ用冷延鋼板及びホットスタンプ成形体のｎ２／ｎ１(板厚１／４部と板厚中心部のＭｎＳとの比)がほぼ一致していることが分かる。これは、ホットスタンプの加熱温度ではＭｎＳの形態が変化しないからである。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、本実施形態に係る冷延鋼板に、例えば５℃／秒以上５００℃／秒以下の昇温速度で７５０℃以上１０００℃以下まで加熱し、１秒以上１２０秒以下の間に成形（加工）を行い、１０℃／秒以上１０００℃／以下の冷却速度で２０℃以上３００℃以下の温度域まで冷却することで得られる。得られたホットスタンプ成形体は、１５００ＭＰａから２２００ＭＰａの引張強度を有し、特に、１８００ＭＰａから２０００ＭＰａ程度を有する高強度鋼板で著しい成形性向上の効果が得られる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体には、亜鉛めっき、例えば溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、またはアルミめっきが施されていれば防錆上好ましい。ホットスタンプ成形体にめっきを施す場合、上述のホットスタンプ条件では、めっき層が変化しないため、ホットスタンプ用冷延鋼板に対してめっきを施せばよい。ホットスタンプ成形体にこれらのめっきが施されていても、本実施形態の効果を損なうものではない。これらのめっきについては、公知の方法にて施すことができる。
　以下に本実施形態に係る冷延鋼板、及びその冷延鋼板をホットスタンプすることによって得られ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ついて説明する。
　本実施形態に係る冷延鋼板を製造するに際しては、通常の条件として、上述した化学成分を有するように溶製した溶鋼を、転炉の後に連続鋳造してスラブとする。連続鋳造の際、鋳造速度が早いとＴｉなどの析出物が微細になりすぎる。一方、遅いと生産性が悪い上に前述の析出物が粗大化して粒子数が少なくなり、遅れ破壊などの別の特性が制御できない形態となってしまう場合がある。このため、鋳造速度を、１．０ｍ／分～２．５ｍ／分とすることが望ましい。
　溶製及び鋳造後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、トンネル炉などで１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱して熱間圧延に供することができる。熱間圧延時のスラブの温度が１１００℃未満の温度では熱間圧延において仕上げ温度を確保することが困難であり、伸び低下の原因となる。また、ＴｉＮｂを添加した鋼板では、加熱時の析出物の溶解が不十分となるため、強度低下の原因となる。一方、スラブの温度が、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができない虞がある。
　また、ＭｎＳの面積率を小さくするためには、鋼のＭｎ含有量（質量％）、Ｓ含有量（質量％）をそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］と表したとき、図６に示すように、熱間圧延を施す前の加熱炉の温度Ｔ（℃）、在炉時間ｔ（分）、［Ｍｎ］及び［Ｓ］について下記の式ｇが成り立つことが好ましい。
　Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（ｇ）
　Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７［Ｍｎ］＋［Ｓ］）の値が１５００以下であると、ＭｎＳの面積率が大きくなり、かつＭｎＳの板厚１／４部のＭｎＳの個数と、板厚中心部のＭｎＳの個数との差が大きくなることがある。なお熱間圧延を施す前の加熱炉の温度とは加熱炉出側抽出温度であり、在炉時間とは、スラブを熱延加熱炉に挿入してから抽出するまでの時間である。ＭｎＳについては、前述のように圧延やホットスタンプによって変化しないことから、スラブの加熱時に式ｇを満足していればよい。なお、上述のｌｎは、自然対数を示している。
　次いで、常法に従い、熱間圧延を行う。この際、仕上げ温度（熱間圧延終了温度）をＡｒ３温度以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延することが望ましい。仕上げ温度が、Ａｒ３温度未満ではフェライト（α）とオーステナイト（γ）との２相域圧延となり、伸びの低下をもたらすことが懸念される。一方、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト分率が小さくなって、伸びが低下することが懸念される。
　Ａｒ３温度は、フォーマスター試験を行い、温度変化に伴う試験片の長さの変化を測定し、その変曲点から推定した。
　熱間圧延後、鋼を２０℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、所定の巻取り温度ＣＴ℃で巻き取る。冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、伸び低下の原因となるパーライトが生成しやすくなるため好ましくない。
　一方、冷却速度の上限は特に規定しないが、設備仕様の観点から冷却速度の上限を５００℃／秒程度とすることが望ましいが、これに限定しない。
　巻取り後には、酸洗を行い、冷間圧延（冷延）を行う。その際、図４に示すように、前述の式ｂを満足する範囲を得るために、下記の式ｅが成り立つ条件下で冷間圧延を行う。上記の圧延を行った上で、さらに後述する焼鈍、冷却等の条件を満たすことで、ホットスタンプ前の冷延鋼板としてのＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％が得られ、さらに、この冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体においてＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を確保できる。なお、冷間圧延は、複数台の圧延機が直線的に配置され１方向に連続圧延されることで、所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いることが望ましい。
　１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（ｅ）
　ここで、「ｒｉ（ｉ＝１，２，３）」は前記冷間圧延における最上流から数えて第ｉ（ｉ＝１，２，３）段目のスタンドでの単独の目標冷延率（％）であり、ｒは前記冷間圧延における目標の総冷延率（％）である。
　総圧延率は、いわゆる累積圧延率であり、最初のスタンドの入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（最初のパス前の入口板厚と最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
　上記の式ｅが成り立つ条件下で冷間圧延を行うと、冷間圧延前に大きなパーライトが存在していても、冷間圧延においてパーライトを十分に分断することができる。この結果、冷間圧延後に行う焼鈍により、パーライトが消失するか、パーライトの面積率を最小限度に抑えることができる。そのため、式ｂ及び式ｃが満たされる組織が得られやすくなる。一方、式ｅが成り立たない場合には、上流側のスタンドでの冷延率が不十分で、大きなパーライトが残存しやすくなる。その結果、焼鈍工程において所望の形態を有するマルテンサイトを生成することができない。
　また、発明者らは、式ｅを満足する圧延を行った冷延鋼板で、焼鈍後に得られたマルテンサイト組織の形態は、その後、ホットスタンプを行っても、ほぼ同じ状態が維持でき、ホットスタンプ成形体の伸びや穴拡げ性に有利になることを知見した。本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板は、ホットスタンプでオーステナイト域まで加熱した場合、マルテンサイトを含む硬質相がＣ濃度の高いオーステナイト組織になり、フェライト相がＣ濃度の低いオーステナイト組織になる。その後冷却すればオーステナイト相はマルテンサイトを含む硬質相になる。つまり、式ｅを満足するような（前述のＨ２／Ｈ１が所定の範囲となるような）マルテンサイト硬度を有するホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行えば、ホットスタンプ後も前述のＨ２／Ｈ１が所定の範囲となり、ホットスタンプ後の成形性に優れることになる。
　本実施形態において、ｒ、ｒ１、ｒ２、ｒ３は目標冷延率である。通常は目標冷延率と実績冷延率は概ね同じ値となる様に制御され、冷間圧延される。目標冷延率に対して実績冷延率をいたずらに乖離して冷間圧延することは好ましくない。目標圧延率と実績圧延率が大きく乖離する場合は、実績冷延率が上記式ｅを満足すれば本発明を実施していると見ることができる。実績の冷延率は目標冷延率の±１０％以内に収めることが好ましい。
　冷間圧延後には、焼鈍を行う。焼鈍を行うことにより、鋼板に再結晶を生じさせ、所望のマルテンサイトを生じさせる。焼鈍温度については、常法により７００以上８５０℃以下の温度範囲に加熱して焼鈍を行い、２０℃、もしくは溶融亜鉛めっき等の表面処理を行う温度まで冷却することが好ましい。この温度範囲で焼鈍することにより、フェライトおよびマルテンサイトが望ましい面積率をそれぞれ確保できると共に、フェライト面積率とマルテンサイト面積率の和が６０％以上となるため、ＴＳ×λが向上する。
　焼鈍温度以外の条件は特に規定しないが、７００℃以上８５０℃以下での保持時間は所定の組織を確実に得るためには下限として１秒以上かつ、生産性に支障ない範囲、例えば１０分程度保持することが好ましい。昇温速度は１℃／秒以上、設備能力上限、例えば１０００℃／秒以下、冷却速度は１℃／秒以上設備能力上限、例えば５００℃／秒以下で適宜決めることが好ましい。調質圧延は常法により行えばよい。調質圧延の伸び率は通常０．２～５％程度であり、降伏点伸びを回避し、鋼板形状が矯正できる程度であれば好ましい。
　本発明のさらに好ましい条件として、鋼のＣ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）、Ｓｉ含有量（質量％）及びＭｏ含有量（質量％）を、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき、前記巻取り工程における巻取り温度ＣＴに関し、下記の式ｆが成り立つことが好ましい。
　５６０－４７４×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｒ］－２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－７０×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］・・・（ｆ）
　図５Ａに示すように、巻取り温度ＣＴが５６０－４７４×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｒ］－２０×［Ｍｏ］未満である、すなわち、ＣＴ－５６０－４７４×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｒ］－２０×［Ｍｏ］が０未満であると、マルテンサイトが過剰に生成し、鋼板が硬くなりすぎて後に行う冷間圧延が困難となることがある。一方、図５Ｂに示すように巻取り温度ＣＴが８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－７０×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］超である、すなわち、８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－７０×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］が０超であると、フェライト及びパーライトからなるバンド状組織が生成されやすくなる。また、板厚中心部においてパーライトの割合が高くなりやすい。このため、後の焼鈍工程で生成するマルテンサイトの分布の一様性が低下し、上記の式ｂが成り立ちにくくなる。また、十分な量のマルテンサイトを生成することが困難になることがある。
　式ｆを満足すると、前述のようにホットスタンプ前でフェライト相と硬質相が理想の分布形態になる。さらに、この場合、ホットスタンプで加熱を行った後、Ｃなどが均一に拡散しやすい。このため、ホットスタンプ成形体のマルテンサイトの硬さの分布形態が理想に近くなる。式ｆを満足して前述の金属組織をより確実に確保することが出来れば、ホットスタンプ成形体の成形性が優れることになる。
　さらに、防錆能を向上させることを目的として、上記の焼鈍工程と調質圧延工程との間に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を有し、冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことも好ましい。さらに、溶融亜鉛めっきを合金化して、合金化溶融亜鉛めっきを得るために、溶融亜鉛めっき工程と調質圧延工程の間に合金化処理を施す合金化処理工程を有することも好ましい。合金化処理を施す場合、更に、合金化溶融亜鉛めっき表面に水蒸気などめっき表面を酸化させる物質と接触させ酸化膜を厚くする処理を施してもよい。
　溶融亜鉛めっき工程、合金化処理工程以外には、例えば調質圧延工程の後に冷延鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有することも好ましい。また溶融亜鉛めっきの代わりに焼鈍工程と調質圧延工程との間にアルミめっきを施すアルミめっき工程を有し、冷延鋼板表面にアルミめっきを施すことも好ましい。アルミめっきは溶融アルミめっきが一般的であり、好ましい。
　このような一連の処理の後、得られたホットスタンプ用冷延鋼板にホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体とする。ホットスタンプの工程は、例えば以下のような条件で行うことが望ましい。まず昇温速度５℃／秒以上５００℃／秒以下で７５０℃以上１０００℃以下まで加熱する。加熱後、１秒以上１２０秒以下の間に加工（成形）を行う。高強度にするためには、加熱温度はＡｃ３点超が好ましい。Ａｃ３点は、フォーマスター試験を行い、試験片の長さの変曲点から推定した。
引き続き、例えば冷却速度１０℃／秒以上１０００℃／秒以下で２０℃以上３００℃以下まで冷却することが好ましい。加熱温度が７５０℃未満ではホットスタンプ成形体において、マルテンサイト分率が十分ではなく強度が確保できない。加熱温度が１０００℃超では軟化し過ぎ、また鋼板表面にめっきが施されている場合、特に亜鉛がめっきされている場合は亜鉛が蒸発・消失してしまうおそれがあり好ましくない。従って、ホットスタンプ工程の加熱温度は７５０℃以上１０００℃以下が好ましい。昇温速度が５℃／秒未満では、その制御が難しく、かつ生産性が著しく低下するため５℃／秒以上の昇温速度で加熱することが好ましい。一方、昇温速度上限の５００℃／秒は現状加熱能力によるものであるが、これに限定しない。冷却速度が１０℃／秒未満ではその速度制御が難しく、生産性も著しく低下するため１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度上限は特に限定しないが、現状冷却能力を考慮すると１０００℃／秒以下となる。昇温後成形加工までを１秒以上１２０秒以下としたのは、鋼板表面に溶融亜鉛めっきなどが施されている場合にその亜鉛などが蒸発してしまうのを回避するためである。冷却温度を２０℃（常温）以上３００℃以下にするのはマルテンサイトを十分に確保してホットスタンプ後の強度を確保するためである。
　以上により、前述の条件を満足すれば、冷延鋼板での硬度分布や組織がホットスタンプ後で概ね維持され、強度を確保すると共により良好な穴拡げ性を得ることができるホットスタンプ成形体を製造することができる。
　なお、図８に上記で説明した製造方法の一例のフローチャート（工程Ｓ１～Ｓ１４）を示す。
　表１に示す成分の鋼を鋳造速度１．０ｍ／分～２．５ｍ／分で連続鋳造の後、そのまま、もしくは一旦冷却した後、表２の条件で常法にて加熱炉でスラブを加熱し、９１０～９３０℃の仕上げ温度で熱間圧延を行ない熱延鋼板とした。その後、この熱延鋼板を、表２に示す巻取り温度ＣＴにて巻取った。その後、酸洗を行って鋼板表面のスケールを除去し、冷間圧延にて板厚１．２～１．４ｍｍとした。その際、式ｅの値が、表２に示す値となるように冷間圧延を行った。冷間圧延後、連続焼鈍炉で表３、表４に示す焼鈍温度にて焼鈍を行った。一部の鋼板は更に連続焼鈍炉均熱後の冷却途中で溶融亜鉛めっきを施し、更にその一部はその後合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきを施した。また、一部の鋼板は、電気亜鉛めっきまたはアルミめっきを施した。調質圧延は伸び率１％にて常法に従い圧延した。この状態でホットスタンプ用冷延鋼板の材質等を評価すべくサンプルを採取し、材質試験等を行なった。その後、図７に示すような形態のホットスタンプ成形体を得るべく、昇温速度１０℃／秒で昇温し、加熱温度８５０℃で１０秒保持した後、冷却速度１００℃／秒にて２００℃以下まで冷却するホットスタンプを行った。得られた成形体から図７の位置よりサンプルを切り出し、材質試験、組織観察を行い、各組織分率、ＭｎＳの個数密度、硬さ、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）等を求めた。その結果を表３～表８に示す。表３～表６中の穴拡げ率λは以下の式ｉにより求める。
　λ（％）＝｛（ｄ’－ｄ）／ｄ｝×１００・・・（ｉ）
　ｄ’：亀裂が板厚を貫通した時の穴径　
　ｄ：穴の初期径
　表５、表６中のめっきの種類で、ＣＲはめっき無しの冷延鋼板であり、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気めっき、Ａｌはアルミめっきを施していることを示す。
　表１中の含有量「０」は、含有量が測定限界以下であることを示す。
　表２、表７、表８中の判定の、Ｇ、Ｂは、それぞれ以下を意味している。
Ｇ：対象となる条件式を満足している。
Ｂ：対象となる条件式を満足していない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表１～表８から、本発明要件を満足すれば、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を満たす、高強度冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体を得ることができることが分かる。
　本発明によれば、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、及びＳｉ含有量の関係を適切なものとすると共に、ナノインデンターにて測定されたマルテンサイトの硬度を適当なものとしているため、１．５ＧＰａ以上の強度を確保すると共に、良好な穴拡げ性が得られるホットスタンプ成形体を提供することができる。
　Ｓ１　　溶製工程
　Ｓ２　　鋳造工程
　Ｓ３　　加熱工程
　Ｓ４　　熱間圧延工程
　Ｓ５　　巻取り工程
　Ｓ６　　酸洗工程
　Ｓ７　　冷間圧延工程
　Ｓ８　　焼鈍工程
　Ｓ９　　調質圧延工程
　Ｓ１０　　ホットスタンプ工程
　Ｓ１１　　溶融亜鉛めっき工程
　Ｓ１２　　合金化処理工程
　Ｓ１３　　アルミめっき工程
　Ｓ１４　　電気亜鉛めっき工程

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５０％超、０．３００％以下、
    　Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下、
    　Ｍｎ：１．５０％以上、２．７０％以下、
    　Ｐ：０．００１％以上、０．０６０％以下、
    　Ｓ：０．００１％以上、０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、
    　を含有し、選択的に、
    　Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、
    　Ｖ：０．００１％以上、０．１００％以下、
    　Ｔｉ：０．００１％以上、０．１００％以下、
    　Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
    　Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
    　Ｃａ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．００５０％以下、
    の１種以上を含有する場合があり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　Ｃ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］と表したとき、下記式ａの関係が成り立ち、
    　金属組織が、面積率で、８０％以上のマルテンサイトを含有し、さらに、面積率で１０％以下のパーライト、体積率で５％以下の残留オーステナイト、面積率で２０％以下のフェライト、面積率で２０％未満のベイナイトの１種以上を含有する場合があり、
    　引張強度であるＴＳと穴拡げ率であるλの積であるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であり、
    　ナノインデンターにて測定された前記マルテンサイトの硬度が、下記の式ｂ及び式ｃを満足することを特徴とするホットスタンプ成形体。
    　５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１０・・・（ａ）
    　Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（ｂ）
    　σＨＭ＜２０・・・（ｃ）
    　ここで、Ｈ１は表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は板厚中心から板厚方向に±１００μｍの範囲である板厚中心部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記板厚中心部に存在する前記マルテンサイトの硬度の分散値である。
  2. 　前記金属組織中に存在する、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が０．０１％以下であり、
    　下記式ｄ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。
    　ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（ｄ）
    　ここで、ｎ１は板厚１／４部の１００００μｍ２あたりの前記ＭｎＳの平均個数密度であり、ｎ２は前記板厚中心部の１００００μｍ２あたりの前記ＭｎＳの平均個数密度である。
  3. 　さらに、表面に溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛を含むことを特徴とする請求項３に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　さらに、表面に電気亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
  6. 　さらに、表面にアルミめっきが施されていることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
  7. 　請求項１に記載の化学成分を有する溶鋼を鋳造して鋼材とする鋳造工程と；
    　前記鋼材を加熱する加熱工程と；
    　前記鋼材に複数のスタンドを有する熱間圧延設備を用いて熱間圧延を施す熱間圧延工程と；
    　前記鋼材を前記熱間圧延工程後に、巻取る巻取り工程と；
    　前記鋼材に、前記巻取り工程後に、酸洗を行う酸洗工程と；
    　前記鋼材を、前記酸洗工程後に、複数のスタンドを有する冷間圧延機にて下記の式ｅが成り立つ条件下で冷間圧延を施す冷間圧延工程と；
    　前記鋼材を、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下に加熱して冷却を行う焼鈍工程と；
    　前記鋼材を、前記焼鈍工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と；
    　前記鋼材を、前記調質圧延工程後に、５℃／秒以上の昇温速度で７５０℃以上の温度域まで加熱し、前記温度域で成形加工し、冷却速度１０℃／秒以上で２０℃以上３００℃以下まで冷却するホットスタンプ工程と；
    を有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。
    　１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１・・・（ｅ）
    　ここで、ｉを１、２または３としたときのｒｉは前記冷間圧延工程において、前記複数のスタンドのうち最上流から数えて第ｉ段目のスタンドでの単独の目標冷延率を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における目標の総冷延率を単位％で示している。
  8. 　前記巻取り工程における巻取り温度を、単位℃で、ＣＴと表し；
    　前記鋼材のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｓｉ含有量及びＭｏ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｏ］と表したとき；
    　下記の式ｆが成り立つ；
    ことを特徴とする請求項７に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
    　５６０－４７４×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｒ］－２０×［Ｍｏ］＜ＣＴ＜８３０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－７０×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］・・・（ｆ）
  9. 　前記加熱工程における加熱温度を、単位℃で、Ｔとし、かつ在炉時間を、単位分で、ｔとし；
    　前記鋼材のＭｎ含有量、Ｓ含有量を、単位質量％で、それぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］と表したとき；
    　下記の式ｇが成り立つ；
    ことを特徴とする請求項７または８に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
    　Ｔ×ｌｎ（ｔ）／（１．７×［Ｍｎ］＋［Ｓ］）＞１５００・・・（ｇ）
  10. 　さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を有することを特徴とする請求項７または８に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  11. 　さらに、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間に、前記鋼材に合金化処理を施す合金化処理工程を有することを特徴とする請求項１０に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  12. 　さらに、前記調質圧延工程と前記ホットスタンプ工程との間に、前記鋼材に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有することを特徴とする請求項７または８に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  13. 　さらに、前記焼鈍工程と前記調質圧延工程の間に、前記鋼材にアルミめっきを施すアルミめっき工程を有することを特徴とする請求項７または８に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
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ES13736290T ES2733320T3 (es) 2012-01-13 2013-01-11 Acero estampado en caliente y método para producir el mismo
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CN201380005178.9A CN104040008B (zh) 2012-01-13 2013-01-11 热冲压成型体及其制造方法
BR112014017113-0A BR112014017113B1 (pt) 2012-01-13 2013-01-11 Aço estampado a quente e método para produzir o mesmo
KR1020147019669A KR101660144B1 (ko) 2012-01-13 2013-01-11 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법
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Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103614640A (zh) * 2013-12-12 2014-03-05 马鸣图 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
JP2014122398A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
WO2015174530A1 (ja) * 2014-05-15 2015-11-19 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材
JP2016537502A (ja) * 2013-09-19 2016-12-01 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間成形鋼材
KR20160146945A (ko) 2014-05-29 2016-12-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
KR20160146941A (ko) 2014-05-29 2016-12-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
EP3088545A4 (en) * 2013-12-23 2016-12-21 Posco TEMPERED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE AND DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
EP3395981A4 (en) * 2015-12-23 2018-10-31 Posco Ultra high-strength steel sheet having excellent hole expandability and manufacturing method therefor
WO2019003538A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP2020509208A (ja) * 2016-12-23 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法
JP2020510757A (ja) * 2017-03-01 2020-04-09 エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． 極めて高い強度を有するプレス硬化鋼および製造方法
JP2021181618A (ja) * 2020-05-15 2021-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
WO2023132289A1 (ja) * 2022-01-07 2023-07-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP7488351B2 (ja) 2020-03-02 2024-05-21 アルセロールミタル 高強度冷間圧延合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2671886T3 (es) 2012-01-13 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en frío y método para producir la misma
BR112015002312A2 (pt) 2012-08-06 2017-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a frio e método para produção da mesma, e elememento conformado por estampagem a quente
WO2014027682A1 (ja) 2012-08-15 2014-02-20 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、及び熱間プレス鋼板部材
CN105506470B (zh) * 2014-09-26 2017-07-21 鞍钢股份有限公司 一种高强度高韧性热浸镀铝钢板及其制造方法
MX2017005168A (es) * 2014-10-24 2017-07-27 Jfe Steel Corp Parte prensada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
KR101677351B1 (ko) * 2014-12-26 2016-11-18 주식회사 포스코 재질 편차가 적고, 조관성 및 내식성이 우수한 열간 프레스 성형용 열연강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
US10308996B2 (en) 2015-07-30 2019-06-04 Hyundai Motor Company Hot stamping steel and producing method thereof
US11519061B2 (en) * 2015-08-31 2022-12-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet
KR101714909B1 (ko) * 2015-10-23 2017-03-10 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN106906420A (zh) * 2015-12-29 2017-06-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
CN106906421A (zh) * 2015-12-29 2017-06-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
CN106929755A (zh) * 2015-12-29 2017-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10288159B2 (en) 2016-05-13 2019-05-14 GM Global Technology Operations LLC Integrated clutch systems for torque converters of vehicle powertrains
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
KR102048241B1 (ko) * 2016-11-25 2019-11-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 ?칭 성형품의 제조 방법, 열간 프레스용 강재의 제조 방법, 및 열간 프레스용 강재
MX2019007947A (es) * 2017-01-17 2019-08-29 Nippon Steel Corp Hoja de acero para estampacion en caliente.
US10260121B2 (en) 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
JP6384643B1 (ja) * 2017-02-20 2018-09-05 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
MX2019009774A (es) * 2017-02-20 2019-10-21 Nippon Steel Corp Carroceria estampada en caliente.
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2019003450A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019003448A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
CN107587075B (zh) * 2017-08-30 2019-06-18 武汉钢铁有限公司 低成本塑料模具钢及其生产方法
TW201925495A (zh) 2017-11-02 2019-07-01 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 具特製性質之加壓硬化鋼
US11702726B2 (en) * 2018-03-29 2023-07-18 Nippon Steel Corporation Hot stamped article
CN112513310A (zh) 2018-05-24 2021-03-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 改善压制硬化钢的强度和延性的方法
CN112534078A (zh) 2018-06-19 2021-03-19 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有增强的机械性质的低密度压制硬化钢
CN111197145B (zh) 2018-11-16 2021-12-28 通用汽车环球科技运作有限责任公司 钢合金工件和用于制造压制硬化钢合金部件的方法
CN110029274B (zh) * 2019-04-25 2020-09-15 首钢集团有限公司 一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法
WO2020241258A1 (ja) * 2019-05-31 2020-12-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN113906151B (zh) * 2019-05-31 2022-11-11 日本制铁株式会社 热压成型体
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
CN113588365B (zh) * 2021-07-26 2024-03-29 青岛特殊钢铁有限公司 一种准确评估焊接用钢盘条拉拔加工性能的方法
KR20230088117A (ko) * 2021-12-10 2023-06-19 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재
KR20230088118A (ko) * 2021-12-10 2023-06-19 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재
CN114561591A (zh) * 2022-02-28 2022-05-31 北京理工大学重庆创新中心 一种添加y元素的无涂层增强抗高温氧化热冲压成形钢

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01172524A (ja) * 1987-12-28 1989-07-07 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH06128688A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JPH11189842A (ja) 1997-10-24 1999-07-13 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP2000319756A (ja) 1999-05-06 2000-11-21 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法
JP2001355044A (ja) 2000-06-12 2001-12-25 Nippon Steel Corp 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005120436A (ja) 2003-10-17 2005-05-12 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP2005256141A (ja) 2004-03-15 2005-09-22 Jfe Steel Kk 穴広げ性に優れる高強度鋼板の製造方法
WO2011087057A1 (ja) * 2010-01-13 2011-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2830260B1 (fr) 2001-10-03 2007-02-23 Kobe Steel Ltd Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci
JP3762700B2 (ja) 2001-12-26 2006-04-05 新日本製鐵株式会社 成形性と化成処理性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2003313636A (ja) 2002-04-25 2003-11-06 Jfe Steel Kk 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法
JP4265153B2 (ja) 2002-06-14 2009-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
ES2347435T3 (es) 2003-03-31 2010-10-29 Nippon Steel Corporation Chapa de acero recubierta en caliente con cinc aleado y metodo para su produccion.
CN100368580C (zh) 2003-04-10 2008-02-13 新日本制铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
EP1749895A1 (fr) 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
WO2007048883A1 (fr) 2005-10-27 2007-05-03 Usinor Procede de fabrication d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques a partir d'une tole laminee et revetue
JP4725415B2 (ja) 2006-05-23 2011-07-13 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
HUE036195T2 (hu) * 2006-10-30 2018-06-28 Arcelormittal Bevonatolt acélszalagok, eljárások azok elõállítására, eljárások azok alkalmazására, azokból készített nyersdarabok, azokból készített sajtolt termékek, továbbá ilyen sajtolt terméket tartalmazó késztermékek
JP5082432B2 (ja) * 2006-12-26 2012-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5223360B2 (ja) 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
US9376738B2 (en) * 2007-10-29 2016-06-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot forging use non-heat-treated steel and hot forged non-heat-treated steel part
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL2264206T3 (pl) 2008-04-10 2015-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blachy stalowe, o wysokiej wytrzymałości, wykazujące bardzo dobrą równowagę pomiędzy obrabialnością zadziorów oraz ciągliwością oraz doskonałą odporność na zmęczenie, blachy stalowe cynkowane oraz procesy ich wytwarzania
JP5347392B2 (ja) * 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5418168B2 (ja) 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
RU2510423C2 (ru) 2009-08-31 2014-03-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная гальванизированная листовая сталь и способ ее изготовления
JP5521562B2 (ja) 2010-01-13 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4903915B2 (ja) 2010-01-26 2012-03-28 新日本製鐵株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP4962594B2 (ja) 2010-04-22 2012-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US9238848B2 (en) 2010-05-10 2016-01-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
WO2011158818A1 (ja) * 2010-06-14 2011-12-22 新日本製鐵株式会社 ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01172524A (ja) * 1987-12-28 1989-07-07 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH06128688A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JPH11189842A (ja) 1997-10-24 1999-07-13 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP2000319756A (ja) 1999-05-06 2000-11-21 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法
JP2001355044A (ja) 2000-06-12 2001-12-25 Nippon Steel Corp 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005120436A (ja) 2003-10-17 2005-05-12 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP2005256141A (ja) 2004-03-15 2005-09-22 Jfe Steel Kk 穴広げ性に優れる高強度鋼板の製造方法
WO2011087057A1 (ja) * 2010-01-13 2011-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Cited By (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014122398A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
US10301699B2 (en) 2013-09-18 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-stamped part and method of manufacturing the same
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
KR101753016B1 (ko) * 2013-09-18 2017-07-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법
CN105518173A (zh) * 2013-09-18 2016-04-20 新日铁住金株式会社 热冲压成型体以及其制造方法
JPWO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2017-03-02 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP2016537502A (ja) * 2013-09-19 2016-12-01 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間成形鋼材
CN103614640B (zh) * 2013-12-12 2016-10-05 马鸣图 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
CN103614640A (zh) * 2013-12-12 2014-03-05 马鸣图 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
EP3088545A4 (en) * 2013-12-23 2016-12-21 Posco TEMPERED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE AND DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
JP2017504720A (ja) * 2013-12-23 2017-02-09 ポスコＰｏｓｃｏ 強度及び延性に優れた熱処理硬化型鋼板及びその製造方法
US10294541B2 (en) 2013-12-23 2019-05-21 Posco Quenched steel sheet having excellent strength and ductility
JPWO2015174530A1 (ja) * 2014-05-15 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材
CN106661685A (zh) * 2014-05-15 2017-05-10 新日铁住金株式会社 热成形钢板构件
WO2015174530A1 (ja) * 2014-05-15 2015-11-19 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材
CN106661685B (zh) * 2014-05-15 2018-04-20 新日铁住金株式会社 热成形钢板构件
KR20160146945A (ko) 2014-05-29 2016-12-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
US10662494B2 (en) 2014-05-29 2020-05-26 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
KR20160146941A (ko) 2014-05-29 2016-12-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
US10718033B2 (en) 2014-05-29 2020-07-21 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
EP3395981A4 (en) * 2015-12-23 2018-10-31 Posco Ultra high-strength steel sheet having excellent hole expandability and manufacturing method therefor
JP2020509208A (ja) * 2016-12-23 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法
JP2020510757A (ja) * 2017-03-01 2020-04-09 エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． 極めて高い強度を有するプレス硬化鋼および製造方法
JPWO2019003538A1 (ja) * 2017-06-30 2019-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2019003538A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
US11377709B2 (en) 2017-06-30 2022-07-05 Jfe Steel Corporation Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
JP7488351B2 (ja) 2020-03-02 2024-05-21 アルセロールミタル 高強度冷間圧延合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2021181618A (ja) * 2020-05-15 2021-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
JP7215519B2 (ja) 2020-05-15 2023-01-31 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
WO2023132289A1 (ja) * 2022-01-07 2023-07-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体

Also Published As

Publication number Publication date
US20150050519A1 (en) 2015-02-19
US9725782B2 (en) 2017-08-08
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TWI468532B (zh) 2015-01-11
JPWO2013105631A1 (ja) 2015-05-11
CA2863218C (en) 2017-07-18
EP2803746B1 (en) 2019-05-01
CA2863218A1 (en) 2013-07-18
BR112014017113A2 (pt) 2017-06-13
KR20140102310A (ko) 2014-08-21
JP5382278B1 (ja) 2014-01-08
RU2581333C2 (ru) 2016-04-20
KR101660144B1 (ko) 2016-09-26
CN104040008B (zh) 2016-08-24
BR112014017113B1 (pt) 2019-03-26
TW201343932A (zh) 2013-11-01
ES2733320T3 (es) 2019-11-28

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