WO2013105633A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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WO2013105633A1
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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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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamping body using a cold-rolled steel sheet for hot stamping, which is excellent in formability after hot stamping, and a method for producing them.
  • Hot stamping also called hot pressing, hot stamping, die quenching, press quenching, etc.
  • Hot stamping means that the steel sheet is heated at a high temperature, for example, 700 ° C. or higher, and then hot-formed to improve the formability of the steel sheet, and is quenched by cooling after forming to obtain a desired material. This is a molding method.
  • high press workability and strength are required for a steel plate used for a vehicle body structure.
  • Known 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 steel sheet in which martensite is dispersed in a ferrite base has a low yield ratio, high tensile strength, and excellent elongation characteristics.
  • this composite structure has a defect that the stress is concentrated on the interface between ferrite and martensite, and cracking is likely to occur from this interface, so that the hole expandability is poor.
  • Such composite steel sheets include those disclosed in Patent Documents 1 to 3, for example.
  • Patent Documents 4 to 6 describe the relationship between the hardness and formability of a steel sheet.
  • 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 relates to a hot stamped molded body using a cold-rolled steel sheet for hot stamping that can secure strength and obtain better hole expandability when the hot stamped molded body is formed, and the hot stamped molded body
  • An object is to provide a manufacturing method.
  • the present inventors diligently studied a cold-rolled steel sheet for hot stamping, which secures the strength after hot stamping (after quenching in the hot stamping process) and has excellent formability (hole expandability).
  • the steel component the content of Si, Mn, and C is made appropriate, the ferrite and martensite fractions of the steel plate are set to the predetermined fractions, and the plate thickness surface portion and the plate of the steel plate.
  • formability that is, tensile strength TS and hole in the steel plate.
  • a cold-rolled steel sheet for hot stamping that can secure the property that TS ⁇ ⁇ , which is a product of the expansion ratio ⁇ , is greater than the conventional value of TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % can be industrially produced. Furthermore, it has been found that if it is used for hot stamping, a hot stamping molded article having excellent moldability even after hot stamping can be obtained. It has also been found that suppressing the segregation of MnS at the center of the thickness of the cold stamped steel sheet for hot stamping is also effective in improving the formability (hole expandability) of the hot stamped body.
  • the total cold rolling rate (cumulative rolling rate) of the cold rolling rate from the most upstream stand to the third stage stand from the most upstream in cold rolling It has also been found that it is effective to set the ratio to a certain range. And the present inventors came to know each aspect of the invention shown below. Moreover, even if this cold-rolled steel plate was hot-dip galvanized, alloyed hot-dip galvanized, electrogalvanized, and aluminum-plated, it discovered that the effect was not impaired.
  • the hot stamping molded product according to an aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.030% or more and 0.150% or less, Si: 0.010% or more, 1.00% 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%.
  • the metal structure after hot stamping includes an area ratio of 40% to 90% ferrite and 10% to 60% martensite, and the ferrite area ratio and the martensite And the metal structure has a pearlite with an area ratio of 10% or less, a retained austenite with a volume ratio of 5% or less, and a residual bainite with an area ratio of less than 40%.
  • the hardness of the martensite measured by the nanoindenter satisfies the following formulas B and C, and is the product of the tensile strength TS and the hole expansion ratio ⁇ .
  • a certain TS ⁇ ⁇ satisfies 50000 MPa ⁇ % or more.
  • H1 is the average hardness of the martensite in the surface thickness portion after the hot stamping
  • H2 is the thickness center portion after the hot stamping, that is, in the range of 200 ⁇ m in the thickness direction at the thickness center. It is the average hardness of martensite
  • ⁇ HM is the dispersion value of the hardness of the martensite at the center of the plate thickness after the hot stamping.
  • the hot stamping molded product according to (1) above has an area ratio of MnS present in the hot stamping molded product with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less of 0.01% or less.
  • Formula D may hold.
  • n1 is an average number density per 10,000 ⁇ m 2 of the MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less at a thickness of 1/4 part after the hot stamping
  • n2 is a plate after the hot stamping. It is an average number density per 10,000 ⁇ m 2 of the MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less in the thickness center portion.
  • the hot stamped molded body described in (1) or (2) above may be hot-dip galvanized on the surface.
  • alloyed hot dip galvanizing may be applied to the surface of the hot dip galvanizing.
  • the hot stamped molded body described in (1) or (2) above may be electrogalvanized on the surface.
  • the hot stamping molded body described in (1) or (2) above may have a surface plated with aluminum.
  • 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 step in which hot rolling is performed on the steel material using a hot rolling facility having a plurality of stands, a winding step in which the steel material is wound after the hot rolling step, and the steel material, After the winding step, pickling step for pickling, and after the pickling step, the steel material is subjected to cold rolling under the condition that the following formula E is satisfied in a cold rolling mill having a plurality of stands.
  • An annealing process in which annealing is performed at 700 ° C.
  • the single target cold rolling rate is shown in unit%, and r shows the total cold rolling rate in the cold rolling step in unit%.
  • the coiling temperature in the coiling step is expressed as CT in units of ° C, and the C content of the steel material, the Mn content,
  • the Si content and the Mo content are represented by unit mass% as [C], [Mn], [Si] and [Mo], respectively, the following formula F may be satisfied. 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 hot stamping molded body manufacturing method includes a hot dip galvanizing step in which hot dip galvanizing is performed between the annealing step and the temper rolling step. You may have.
  • the method for producing a hot stamped article described in (10) above may include an alloying treatment step in which an alloying treatment is performed between the hot dip galvanizing step and the temper rolling step.
  • the method for manufacturing a hot stamped article according to any one of (7) to (9) may include an electrogalvanizing step of applying electrogalvanizing after the temper rolling step. .
  • the method for manufacturing a hot stamping molded body according to any one of (7) to (9) includes an aluminum plating step of performing aluminum plating between the annealing step and the temper rolling step. May be.
  • the relationship between the C content, the Mn content, and the Si content is made appropriate, and the martensite measured by the nanoindenter is a hot stamping molded body. Since the hardness is appropriate, better hole expansibility can be obtained in the hot stamping molded body.
  • a hot stamp formed body using the cold-rolled steel sheet for hot stamp according to one embodiment of the present invention (sometimes referred to as a hot stamp formed body using the cold-rolled steel sheet for hot stamp according to the present embodiment) and its The reason for limiting the chemical composition of the steel used for production will be described.
  • “%”, which is a unit of content of each component, means “mass%”.
  • C 0.030% or more and 0.150% or less C is an important element for strengthening the martensite phase and increasing the strength of the steel. If the C content is less than 0.030%, the strength of the steel cannot be sufficiently increased. On the other hand, when the content of C exceeds 0.150%, the ductility (elongation) of the steel decreases greatly. Accordingly, the C content range is 0.030% or more and 0.150% or less. When the demand for hole expansibility is high, the C content is preferably 0.100% or less.
  • Si 0.010% or more and 1.000% or less Si is an important element for suppressing formation of harmful carbides, obtaining a composite structure mainly composed of a ferrite structure and the balance being martensite.
  • Si content exceeds 1.0%, the elongation or hole expandability of the steel is lowered and the chemical conversion treatment performance is also lowered. 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 deoxidation effect, 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 the steel is embrittled. 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 of steel and strengthening steel.
  • the Mn content is set to 1.50% or more and 2.70% or less.
  • 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 deteriorates the local ductility and weldability of the steel. Therefore, the P content is 0.060% or less. On the other hand, since reducing P unnecessarily leads to a cost increase during refining, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S 0.001% or more and 0.010% or less S is an element that forms MnS and significantly deteriorates the local ductility and weldability of steel. Therefore, the upper limit of the S content is 0.010%. Moreover, from the problem of refining costs, it is desirable that the lower limit of the S content is 0.001%.
  • 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 the ductility of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.0100% or less. In view of cost during refining, the lower limit of the N content is preferably 0.0005%.
  • the hot stamping molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is based on a composition comprising the above elements, the remaining iron and unavoidable impurities.
  • Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, REM (Rare Earth Metal), Cu, Ni, and B are conventionally used elements for controlling the shape of an object or oxide. You may contain 1 type, or 2 or more types by content below the upper limit mentioned later. Since these chemical elements do not necessarily need to be added to 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 contain.
  • 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 may not only saturate the effect, but also cause a decrease in elongation and hole expansibility.
  • the steel can further contain Ca in an amount of 0.0005% to 0.0050%.
  • Ca and REM rare earth elements
  • the upper limit of Ca content is set to 0.0050%.
  • the lower limit of the content is preferably 0.0005% and the upper limit is preferably 0.0050%.
  • the steel may further contain Cu: 0.01% or more, 1.00% or less, Ni: 0.01% or more, 1.00% or less, B: 0.0005% or more, 0.0020% or less. Good. These elements can also improve the hardenability and increase the strength of the steel. However, in order to obtain the effect, it is preferable to contain Cu: 0.01% or more, Ni: 0.01% or more, and B: 0.0005% or more. When the content is less than 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%, the effect of increasing the strength is saturated and the ductility may be lowered.
  • the steel contains B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca, and REM, it contains one or more.
  • the balance of steel consists of Fe and inevitable impurities.
  • An element other than the above for example, Sn, As, etc. may further be included as long as the characteristics are not impaired as inevitable impurities.
  • B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca, and REM are contained below the lower limit, these elements are treated as inevitable impurities.
  • 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) is established.
  • the relationship of the above formula (A) is preferably satisfied.
  • the value of (5 ⁇ [Si] + [Mn]) / [C] is 11 or less, sufficient hole expandability cannot be obtained.
  • the hardness ratio of the thickness surface layer portion and the thickness center portion of the cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the present embodiment before hot stamping, and the present embodiment The hardness ratio of the plate thickness surface layer portion and the plate thickness center portion in the hot stamp formed body using the cold-rolled steel plate for hot stamp according to the embodiment is substantially the same.
  • the dispersion value of the hardness of the martensite at the center of the plate thickness in the cold stamped steel sheet for hot stamping for the hot stamped article according to the present embodiment, and the hot stamping according to the present embodiment before the hot stamping, the dispersion value of the hardness of the martensite at the center of the plate thickness in the cold stamped steel sheet for hot stamping for the hot stamped article according to the present embodiment, and the hot stamping according to the present embodiment.
  • the dispersion value of the hardness of the martensite at the center of the plate thickness in the hot stamped product using the cold-rolled steel sheet is almost the same. Therefore, the formability of the hot stamped cold rolled steel sheet for the hot stamped
  • H1 is the average hardness of martensite existing in the plate thickness surface layer portion within the range of 200 ⁇ m in the plate thickness direction from the plate thickness direction outermost layer of the steel plate of the hot stamped product
  • H2 is , The average hardness of martensite existing in the range of ⁇ 100 ⁇ m in the thickness direction from the thickness center at the thickness center of the hot stamp molded product
  • ⁇ HM is the plate of the hot stamp molded product. It is a dispersion value of the hardness of martensite existing within a range of ⁇ 100 ⁇ m in the thickness direction from the thickness center.
  • H10 is the martensite hardness of the surface layer portion of the cold-rolled steel sheet for hot stamping before hot stamping
  • H20 is the thickness center portion of the cold-rolled steel sheet for hot stamping before hot stamping, that is, The hardness of martensite in the range of 200 ⁇ m in the plate thickness direction at the plate thickness center
  • ⁇ HM0 is the dispersion value of the hardness of martensite in the plate thickness center portion of the cold-rolled steel sheet for hot stamping before hot stamping.
  • H1, H10, H2, H20, ⁇ HM, and ⁇ HM0 are each obtained by measuring 300 points.
  • the range of ⁇ 100 ⁇ m in the thickness direction from the thickness center portion is a range in which the dimension in the thickness direction centering on the thickness center is 200 ⁇ m.
  • the dispersion value is obtained by the following formula (K) and is a value indicating the distribution of hardness of martensite.
  • x ave is an average of hardness
  • x i represents the i th hardness
  • That 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. As shown in FIG. 2A, ⁇ HM is 20 or more even after hot stamping. When the value of H2 / H1 is 1.10 or more, the hardness of the central portion of the plate thickness becomes too high, and TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % as shown in FIG. 2B and before quenching (ie before hot stamping) In addition, sufficient moldability cannot be obtained after quenching (that is, after hot stamping).
  • H2 / H1 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, but in the production process in which productivity is practically considered, It is up to about 1.005. It should be noted that the above-mentioned matters regarding the value of H2 / H1 are similarly established regarding the value of H20 / H10.
  • the dispersion value ⁇ HM 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 too high locally.
  • TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % indicates that sufficient moldability of the hot stamped molded article cannot be obtained.
  • the ferrite area ratio of the metal structure after hot stamping is 40% to 90%. If the ferrite area ratio is less than 40%, sufficient elongation and hole expandability cannot be obtained. On the other hand, if the ferrite area ratio exceeds 90%, martensite is insufficient and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the ferrite area ratio of the hot stamping molded body is set to 40% or more and 90% or less. Further, the metal structure of the hot stamped article includes martensite, the martensite area ratio is 10 to 60%, and the sum of the ferrite area ratio and the martensite area ratio satisfies 60% or more.
  • All or a main part of the metal structure of the hot stamped article is occupied by ferrite and martensite, and the metal structure may contain one or more of pearlite, residual bainite and residual austenite.
  • residual austenite if residual 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 residual austenite is not substantially contained, but unavoidable residual austenite having a volume ratio of 5% or less may be included. Since pearlite is a hard and brittle structure, it is preferable that the pearlite is not included in the metal structure, but it is inevitably allowed to be included in an area ratio of up to 10%.
  • the residual bainite content is preferably within 40% in terms of the area ratio with respect to the region excluding ferrite and martensite.
  • the metal structure of ferrite, residual bainite, and pearlite was observed by nital etching, and the metal structure of martensite was observed by repeller etching.
  • the thickness of 1/4 part was observed at 1000 times.
  • the volume fraction of retained austenite was measured with an X-ray diffractometer after the steel plate was polished to a thickness of 1/4 part.
  • board thickness 1/4 part is the part which put the distance of 1/4 of the steel plate thickness in the steel plate thickness direction from the steel plate surface in a steel plate.
  • the hardness of martensite measured at a magnification of 1000 is defined by a nanoindenter. Since the indentation formed in the normal Vickers hardness test is larger than martensite, the macro hardness of martensite and the surrounding structure (ferrite, etc.) can be obtained according to the Vickers hardness test. The hardness of the site itself cannot be obtained. Since the formability (hole expandability) is greatly affected by the hardness of the martensite itself, it is difficult to sufficiently evaluate the formability only with the Vickers hardness. On the other hand, in this embodiment, since the relationship of the hardness measured with the nanoindenter of the martensite of the hot stamp molded article is appropriate, extremely good moldability can be obtained.
  • the equivalent circle diameter is 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m.
  • the area ratio of MnS below is 0.01% or less, and as shown in FIG. 3, the following formula (D) (the same applies to (J)) holds that TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ %. It was found that it is preferable to satisfy the conditions satisfactorily and stably.
  • MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more when the hole expansion test is performed, if MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more exists, stress concentrates on the periphery of the MnS, so that cracking is likely to occur.
  • MnS with a circle-equivalent diameter of less than 0.1 ⁇ m is not counted is because the influence on stress concentration is small.
  • MnS having an equivalent circle diameter of more than 10 ⁇ m is not counted is that when MnS having such a particle size is included in the latter half, the particle size is too large and the steel sheet is not suitable for processing in the first place.
  • n1 and n10 are the number densities of MnS having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less in a 1 ⁇ 4 part thickness of the hot stamped compact and the cold-rolled steel plate before hot stamping, respectively.
  • N2 and n20 are the number densities of MnS having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less at the center of the plate thickness in the hot stamped product and the cold-rolled steel plate before hot stamping, respectively.
  • n20 / n10 ⁇ 1.5 (J) This relationship is the same in any of the steel plate before hot stamping, the steel plate after hot stamping, and the hot stamping molded body.
  • the moldability tends to deteriorate.
  • the lower limit of the area ratio of MnS is not particularly defined, but 0.0001% or more exists because of the measurement method described later, magnification and field of view restrictions, and the content of Mn and S in the first place.
  • the value of n2 / n1 (or n20 / n10) is 1.5 or more means that the equivalent circle diameter at the center of the thickness of the hot stamped molded body (or the cold-rolled steel sheet for hot stamping before hot stamping) is large.
  • the number density of MnS of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is the number of MnS having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more in the thickness 1/4 part of the hot stamped molded body (or cold stamped steel sheet for hot stamping before hot stamping). It means that the density is 1.5 times or more. In this case, formability is likely to deteriorate due to segregation of MnS at the center of the thickness of the hot stamped molded body (or cold-rolled steel sheet for hot stamping before hot stamping).
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between n2 / n1 and TS ⁇ ⁇ after hot stamping, and the relationship between n20 / n10 and TS ⁇ ⁇ before hot stamping.
  • the n20 / n10 of the rolled steel sheet and the n2 / n1 of the hot stamping body are almost the same. This is because the form of MnS does not change at the temperature heated during normal hot stamping.
  • a tensile strength of 500 MPa to 1500 MPa can be realized, but a hot stamping molded body having a tensile strength of about 550 MPa to 1200 MPa can have a significant effect of improving formability.
  • the surface of the hot stamping molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is subjected to hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, electrogalvanizing, or aluminum plating, rust prevention preferable. Even if such plating is performed, the effect of the present embodiment is not impaired. About these plating, it can give by a well-known method.
  • the cold-rolled steel sheet for hot stamping (cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, electrogalvanized cold-rolled steel sheet, and aluminum-plated cold-rolled steel sheet) is used.
  • a method for manufacturing a hot stamped molded product will be described.
  • the casting speed is desirably 1.0 m / min to 2.5 m / min.
  • the cast slab can be used for hot rolling as it is.
  • the cooled slab when the cooled slab is cooled to less than 1100 ° C., the cooled slab 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 slab temperature is less than 1100 ° C., it is difficult to ensure the finishing temperature during hot rolling, which causes a decrease in elongation.
  • the hot stamping molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping to which Ti and Nb are added the precipitates are not sufficiently dissolved during heating, which causes a decrease in strength.
  • the heating temperature is higher than 1300 ° C., scale generation becomes large, and the surface property of the hot stamped molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping may not be made satisfactory.
  • T ⁇ ln (t) / (1.7 [Mn] + [S]) is 1500 or less
  • the area ratio of MnS having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less increases, and the thickness 1 /
  • the difference between the number density of MnS having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less at 4 parts and the number density of MnS having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less at the center of the plate thickness may be large.
  • the temperature of the heating furnace before performing hot rolling is a heating furnace extraction side extraction temperature
  • in-furnace time is time until it takes out after inserting a slab in a hot-rolling heating furnace. Since MnS does not change even after hot stamping as described above, it is preferable that the formula (G) is satisfied in the heating step before hot rolling.
  • hot rolling is performed according to a conventional method. At this time, it is desirable to hot-roll the slab at a finishing temperature (hot rolling end temperature) of Ar 3 points or higher and 970 ° C. or lower. If the finishing temperature is less than 3 points of Ar, hot rolling becomes ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region rolling (ferrite + martensite two-phase region rolling), and there is a concern that the elongation is lowered, while the finishing temperature exceeds 970 ° C. In addition, there is a concern that the austenite grain size becomes coarse and the ferrite fraction becomes small, resulting in a decrease in elongation.
  • the hot rolling facility may have a plurality of stands. Here, the Ar 3 point was estimated from the inflection point of the length of the test piece by performing a four master test.
  • the steel After the 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.
  • the average cooling rate is less than 20 ° C./second, pearlite that causes a decrease in ductility is likely to be generated.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, it is set to about 500 ° C./second from the 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 (C), cold rolling is performed under the condition that the following formula (E) is satisfied.
  • the characteristics of TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % in the cold-rolled steel sheet for hot stamping and / or the hot stamping molded body before hot stamping It leads to securing.
  • r is It is the target total cold rolling rate (%) in the cold rolling.
  • the total rolling reduction is the so-called cumulative rolling reduction, based on the inlet plate thickness of the first stand, and the cumulative rolling amount with respect to this reference (the difference between the inlet plate thickness before the first pass and the outlet plate thickness after the final pass) The percentage.
  • the form of the obtained martensite structure after annealing is maintained in substantially the same state even after the hot stamping is performed. It has been found that a hot stamping molded body using a cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the form is advantageous for elongation or hole expansibility.
  • the hot stamping molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping according to the present embodiment when heated to a two-phase region by hot stamping, the hard phase including martensite before hot stamping becomes an austenitic structure, and before hot stamping. The ferrite phase remains unchanged. C (carbon) in austenite does not move to the surrounding ferrite phase.
  • the austenite phase becomes a hard phase containing martensite. That is, if the above-described H2 / H1 (or H20 / H10) is within a predetermined range while satisfying the formula (E), this is maintained even after hot stamping, and the hot stamping molded article is excellent in moldability. .
  • r, r1, r2 and r3 are target cold rolling rates.
  • cold rolling is performed while controlling the target cold rolling rate and the actual cold rolling rate to be approximately the same value. It is not preferable to perform cold rolling in a state where the actual cold rolling rate is deviated from the target cold rolling rate.
  • the target rolling rate and the actual rolling rate greatly deviate, it can be considered that the present embodiment is implemented if the actual cold rolling rate satisfies the above formula (E).
  • the actual cold rolling rate is preferably within ⁇ 10% of the target cold rolling rate.
  • the steel sheet After cold rolling, the steel sheet is recrystallized by annealing.
  • This annealing produces the desired martensite.
  • the annealing temperature is 700 to 850 ° C., annealing is performed, and cooling is performed to room temperature or a temperature at which surface treatment such as hot dip galvanizing is performed.
  • annealing in this range it is possible to stably secure a predetermined area ratio for ferrite and martensite, and to stably make the sum of the ferrite area ratio and the martensite area ratio 60% or more. It can contribute to the improvement of x ⁇ .
  • Other annealing temperature conditions are not particularly specified, but the holding time at 700 to 850 ° C.
  • temper rolling is preferably 1 second or more in order to surely obtain a predetermined structure, and within a range that does not hinder productivity. It is preferable that the temperature rate is appropriately determined by the equipment capacity upper limit of 1 ° C./second or more, and the cooling rate is appropriately determined by the temperature of 1 ° C./second or more and the equipment capacity upper limit.
  • temper rolling is 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.
  • the C content (mass%), the Mn content (mass%), the Si content (mass%), and the Mo content (mass%) of the steel are [C], [ When expressed as Mn], [Si], and [Mo], the following formula (F) is preferably satisfied with respect to the winding temperature CT. 560-474 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 20 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Mo] ⁇ CT ⁇ 830 ⁇ 270 ⁇ [C] ⁇ 90 ⁇ [Mn] ⁇ 70 ⁇ [Cr] ⁇ 80 ⁇ [Mo] ... (F)
  • the ferrite phase and the hard phase are in an ideal distribution form before hot stamping as described above.
  • the distribution form is maintained as described above. If Formula (F) is satisfied and the above-mentioned metal structure can be secured more reliably, this is maintained even after hot stamping, and the hot stamping molded article is excellent in formability.
  • a hot dip galvanizing step in which hot dip galvanizing is performed between the annealing step and the temper rolling step, and to apply hot dip galvanizing to the surface of the cold rolled steel sheet.
  • an alloying process step of performing an alloying process after hot dip galvanizing When the alloying treatment is performed, the surface of the alloyed hot dip galvanizing may be further brought into contact with a substance that oxidizes the plating surface such as water vapor to thicken the oxide film.
  • an electro galvanization step of performing electro galvanization after the temper rolling step it is also preferable to have an electro galvanization step of performing electro galvanization after the temper rolling step, and to apply electro galvanization to the surface of the cold rolled steel sheet.
  • 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 by heating to 700 ° C. or more and 1000 ° C. or less.
  • the hot stamping process is desirably performed under the following conditions, for example.
  • the steel sheet is heated from 700 ° C. to 1000 ° C. at a temperature rising rate of 5 ° C./second to 500 ° C./second, and hot stamping (hot stamping) is performed after a holding time of 1 second to 120 seconds.
  • the heating temperature is preferably Ac 3 points or less. Ac 3 points were estimated from the inflection point of the length of the test piece by performing a four master test.
  • cooling is performed at a cooling rate of 10 ° C./second or higher and 1000 ° C./second or lower to normal temperature or higher and 300 ° C. or lower (quenching of a hot stamp).
  • the heating temperature in the hot stamping process is less than 700 ° C., the quenching is insufficient and the strength cannot be secured, which is not preferable. If the heating temperature exceeds 1000 ° C., the film is excessively softened, and if the steel sheet surface is plated, the plating is not preferable because zinc may evaporate / disappear. Therefore, the heating temperature of the hot stamp is preferably 700 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. The heating in the hot stamping process is preferably performed at a temperature rising rate of 5 ° C./second or more because the control is difficult and the productivity is remarkably lowered when the temperature rising rate is less than 5 ° C./second.
  • the upper limit of the heating rate of 500 ° C./second depends on the current heating capacity, but is not limited thereto. Cooling after hot stamping is preferably performed at a cooling rate of 10 ° C./second or more because it is difficult to control the cooling rate at a cooling rate of less than 10 ° C./second, and the productivity is significantly reduced.
  • the upper limit of the cooling rate of 1000 ° C./second depends on the current cooling capacity, but is not limited to this.
  • the time until the hot stamping after the temperature rise is set to 1 second or more is due to the current process control capability (equipment lower limit), and the time set to 120 seconds or less is the hot dip galvanization on the steel sheet surface. This is for avoiding evaporation of zinc and the like when applied.
  • FIG. 8 is a flowchart showing a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. Reference numerals S1 to S13 in the figure correspond to the respective steps described above.
  • the hot stamping molded body of the present embodiment satisfies the formulas (B) and (C) even after hot stamping under the above hot stamping conditions. As a result, even after hot stamping, the condition of TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % can be satisfied.
  • a hot stamping molded body can be manufactured in which the hardness distribution or the structure is maintained even after hot stamping and the strength is ensured and better hole expansibility can be obtained.
  • 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 1. 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 formula (E) was a value shown in Table 5.
  • annealing was performed at the annealing temperatures shown in Table 2 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. In addition, some steel sheets were subjected to electrogalvanization or aluminum plating. Note that temper rolling is performed according to a conventional method with an elongation of 1%. In this state, a sample was taken to evaluate the material before hot stamping, and a material test was conducted. Thereafter, in order to obtain a hot stamping molded body having a form as shown in FIG.
  • the temperature is raised at a heating rate of 10 to 100 ° C./second, held at a heating temperature of 780 ° C. for 10 seconds, and then cooled to 100 ° C./second. Then, hot stamping was performed to cool to 200 ° C. or lower.
  • a sample was cut out from the obtained molded body from the position shown in FIG. 7 and subjected to a material test or the like to determine tensile strength (TS), elongation (El), hole expansion ratio ( ⁇ ), and the like.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • ⁇ hole expansion ratio
  • ⁇ (%) ⁇ (d′ ⁇ d) / d ⁇ ⁇ 100 (L) d ': Hole diameter when crack penetrates plate thickness d: Initial diameter of hole Note that CR is a cold-rolled steel plate without plating, GI is hot-dip galvanized, and GA is the plating type in Table 2. Alloying hot dip galvanizing, EG indicates electroplating, and Al indicates aluminum plating. In the table, G and B in the determination mean the following. G: The target conditional expression is satisfied. B: The target conditional expression is not satisfied. In addition, since the formulas (H), (I), and (J) are substantially the same as the formulas (B), (C), and (D), the headings of each table include formulas (B), (C), (D) is displayed as a representative.
  • the hot stamping molded body using the cold-rolled steel sheet for hot stamping obtained by the present invention satisfies TS ⁇ ⁇ ⁇ 50000 MPa ⁇ % after hot stamping, and thus has high press workability and strength. It is possible to meet demands for further weight reduction and complicated shape of parts.

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Abstract

本願に係るホットスタンプ成形体は、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、（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１の関係が成り立ち、ホットスタンプ後の金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、かつフェライトの面積率とマルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、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を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足する。

Description

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
　本発明は、ホットスタンプ後の成形性に優れるホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体、及びそれらの製造方法に関する。
　本願は、２０１２年１月１３日に、日本に出願された特願２０１２－００４５５０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、自動車用鋼板には、衝突安全性向上と軽量化とが求められている。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、ホットスタンプ、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、鋼板を高温、例えば７００℃以上の温度で加熱した後に熱間で成形することにより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。このように、自動車の車体構造に使用される鋼板には高いプレス加工性と強度とが要求される。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は、低降伏比であり、引張強度が高く、しかも伸び特性に優れている。しかし、この複合組織は、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、この界面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を有する。
　このような複合組織鋼板として、例えば特許文献１～３に開示されたものがある。また、特許文献４～６には、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、部品の形状の複雑化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、ホットスタンプ成形体とした際に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用冷延鋼板を用いた、ホットスタンプ成形体、及びこのホットスタンプ成形体の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、ホットスタンプ後（ホットスタンプ工程における、焼き入れ後）の強度を確保すると共に成形性（穴拡げ性）に優れたホットスタンプ用冷延鋼板について鋭意検討した。この結果、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、鋼板のフェライト及びマルテンサイトの分率を所定の分率とし、かつ、鋼板の板厚表層部及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度比（硬度の差）と、板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布とをそれぞれ特定の範囲内にすることにより、鋼板において、成形性、即ち引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λが、これまで以上の値であるＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との特性を確保できるホットスタンプ用冷延鋼板を工業的に製造できることを見出した。さらに、それをホットスタンプに用いれば、ホットスタンプ後でも成形性に優れるホットスタンプ成形体を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、冷間圧延における、最上流のスタンドから、最上流から数えて第３段目のスタンドまでにおける冷延率の、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。そして、本発明者らは、以下に示す発明の各態様を知見するに至った。また、この冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、及びアルミめっきを行ってもその効果が損なわれ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：０．０３０％以上、０．１５０％以下、Ｓｉ：０．０１０％以上、１．００％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：０．０００５０％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、前記Ｃ含有量、前記Ｓｉ含有量、及び前記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、ホットスタンプ後の金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、面積率で１０％以下のパーライトと、体積率で５％以下の残留オーステナイトと、面積率で４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、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を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上を満足する。
　（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］＞１１・・・（Ａ）
　Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（Ｂ）
　σＨＭ＜２０・・・（Ｃ）
　ここで、Ｈ１は前記ホットスタンプ後の板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記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は、前記ホットスタンプ成形体に存在する、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は前記ホットスタンプ後の板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ２あたりの平均個数密度であり、ｎ２は前記ホットスタンプ後の板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ２あたりの平均個数密度である。
　（３）上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体は、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は、前記溶融亜鉛めっきの表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。
　（５）上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体は、表面に電気亜鉛めっきが施されていてもよい。
　（６）上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体は、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、前記鋼材に、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、前記鋼材に、前記冷間圧延工程後に、７００℃以上８５０℃以下で焼鈍を行い冷却する焼鈍工程と、前記鋼材に、前記焼鈍工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と、前記鋼材に、前記調質工程後に、７００℃以上１０００℃以下まで加熱し、その温度範囲内でホットスタンプ加工を行い、引き続き、常温以上３００℃以下まで冷却するホットスタンプ工程と、を有する。
　１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒ＞１．０・・・（Ｅ）
　ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）は、前記冷間圧延工程にて、前記複数のスタンドのうち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を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における総冷延率を、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、前記鋼材の前記Ｃ含有量、前記Ｍｎ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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）又は（８）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法は、前記加熱工程における加熱温度を、単位℃でＴとし、且つ在炉時間を、単位分でｔとし、前記鋼材の前記Ｍｎ含有量及び前記Ｓ含有量を、単位質量％でそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］としたとき、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１つに記載のホットスタンプ成形体の製造方法は、前記焼鈍工程と前記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は、前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間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１つに記載のホットスタンプ成形体の製造方法は、前記調質圧延工程の後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）のいずれか一つに記載のホットスタンプ成形体の製造方法は、前記焼鈍工程と前記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てもよい。
　本発明の上記態様によれば、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、及びＳｉ含有量の関係を適切なものにすると共に、ホットスタンプ成形体であっても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ので、ホットスタンプ成形体において、より良好な穴拡げ性を得ることができる。
ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板、及びホットスタンプ成形体での（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］とＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 式（Ｂ）の根拠を示すグラフであり、ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板でのＨ２０／Ｈ１０とσＨＭ０との関係、及びホットスタンプ成形体での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、ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板でのσＨＭ０とＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ成形体でのσＨＭとＴＳ×λとの関係を示すグラフである。 ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板でのｎ２０／ｎ１０とＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ成形体での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。 ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板での１．５×ｒ１／ｒ＋１．２×ｒ２／ｒ＋ｒ３／ｒとＨ２０／Ｈ１０との関係、及びホットスタンプ成形体での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との関係を示し、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用冷延鋼板を用いた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、成形性（穴拡げ性）の向上のためには、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣの含有量の関係と、鋼板の所定の部位におけるマルテンサイトの硬度と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。
　ここで、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いた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用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体という場合がある）及びその製造に用いる鋼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。
　Ｃ：０．０３０％以上、０．１５０％以下
　Ｃは、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。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、鋼の強度を十分高めることができない。一方、Ｃの含有量が０．１５０％を超えると鋼の延性（伸び）の低下が大きくなる。従って、Ｃの含有量の範囲は、０．０３０％以上、０．１５０％以下とする。なお、穴拡げ性の要求が高い場合にはＣの含有量は、０．１００％以下とするのが望ましい。
　Ｓｉ：０．０１０％以上、１．０００％以下
　Ｓｉは有害な炭化物の生成を抑え、フェライト組織を主体とし、残部がマルテンサイトであ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１．０％を超える場合、鋼の伸び又は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に、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、鋼の焼き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、鋼の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、焼入れ性が必要以上に高まるので、鋼の強度上昇を招き、これにより鋼の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、含有量が多い場合粒界へ偏析し、鋼の局部延性と溶接性とを劣化させる。従って、Ｐの含有量は０．０６０％以下とする。その一方で、Ｐをいたずら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を形成して鋼の局部延性及び溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、Ｓの含有量の上限を０．０１０％とする。また、精錬コストの問題から、Ｓの含有量の下限を０．００１％とするのが望ましい。
　Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
　Ｎは、ＡｌＮ等を析出させ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）が残存して鋼の延性が低下する。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。なお、精錬時のコストの問題から、Ｎの含有量の下限を０．０００５％とするのが望ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体は、以上の元素と、残部の鉄及び不可避的不純物とからなる組成を基本とするが、さらに、強度の向上、及び硫化物又は酸化物の形状の制御などのために、従来から用いられている元素としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂのいずれか１種または２種以上を、後述する上限以下の含有量で含有してもよい。これらの化学元素は、必ずしも鋼板中に添加する必要がないので、その含有量の下限は０％である。
　Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶは、微細な炭窒化物を析出させて鋼を強化する元素である。また、Ｍｏ、及び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、鋼が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、強度上昇の効果が飽和するのみならず、伸びや穴拡げ性の低下をもたらすおそれがある。
　鋼はさらに、Ｃａを、０．０００５％以上、０．００５０％以下含有することができる。Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物又は酸化物の形状を制御して、局部延性又は穴拡げ性を向上させる。Ｃａによってこの効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるおそれがあるので、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とする。ＲＥＭ（希土類元素）についても、同様の理由から、含有量の下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とすることが好ましい。
　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％以下を含有してもよい。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好ましい。これ以下の含有量である場合、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し、延性が低下するおそれがある。
　Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭを鋼が含有する場合は、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）をさらに含んでもよい。尚、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、これら元素を不可避的不純物として扱う。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体では、図１に示されるように、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］＞１１・・・（Ａ）
　ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満足するためには、上記式（Ａ）の関係が成り立つことが好ましい。（５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／［Ｃ］の値が１１以下であると、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、軟質相との硬度差（硬度の比）が大きくなりλ値が劣ること、及び、Ｓｉ量又はＭｎ量が少ないとＴＳが低くなることが原因である。（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、鋼板製造時に満足することが好ましい。
　一般的に、ＤＰ鋼（二相鋼）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。本発明者等がマルテンサイトの硬度に着目して鋭意検討を行った結果、図２Ａ及び図２Ｂのように、板厚表層部と板厚中心部との間のマルテンサイトの硬度差（硬度の比）、及び板厚中心部のマルテンサイトの硬度分布がホットスタンプ前（ホットスタンプ工程における、焼き入れを行うための加熱の前）の段階にて所定の状態であれば、ホットスタンプ後でもそれが概ね維持され、伸び又は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、ホットスタンプ前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にも大きく影響し、板厚中心部に濃化した合金元素が、ホットスタンプ後にも板厚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、ホットスタンプ前の鋼板で、板厚表層部のマルテンサイトと板厚中心部のマルテンサイトとの硬度比が大きい場合、又はマルテンサイトの硬度の分散値が大きい場合は、ホットスタンプ後も同様の傾向を示す。図２Ａと図２Ｂに示すように、ホットスタンプ前の、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のためのホットスタンプ用冷延鋼板における板厚表層部及び板厚中心部の硬度比と、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体における板厚表層部及び板厚中心部の硬度比とはほぼ同じである。また、同様に、ホットスタンプ前の、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のためのホットスタンプ用冷延鋼板における板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値と、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体における板厚中心部のマルテンサイトの硬度の分散値とはほぼ同じである。従って、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のためのホットスタンプ用冷延鋼板の成形性は、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体の成形性と同様に優れている。
　そして、本発明者は、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に関し、下記の式（Ｂ）及び式（Ｃ）（（Ｈ）、（Ｉ）も同様）が成り立つと、ホットスタンプ成形体の成形性に有利となることを知見した。ここで、「Ｈ１」は、ホットスタンプ成形体の、鋼板の板厚方向最表層から板厚方向２００μｍの範囲内である板厚表層部に存在するマルテンサイトの平均硬度であり、「Ｈ２」は、ホットスタンプ成形体の、板厚中心部における、板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの平均硬度であり、「σＨＭ」は、ホットスタンプ成形体の、板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲内に存在するマルテンサイトの硬度の分散値である。また、「Ｈ１０」はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板の板厚表層部のマルテンサイトの硬度であり、「Ｈ２０」はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲のマルテンサイトの硬度であり、「σＨＭ０」はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板の板厚中心部におけるマルテンサイトの硬度の分散値である。Ｈ１、Ｈ１０、Ｈ２、Ｈ２０、σＨＭ、及びσＨＭ０は、それぞれ３００点計測して求められている。なお、板厚中心部から板厚方向に±１００μｍの範囲とは、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）
　Ｈ２０／Ｈ１０＜１．１０・・・（Ｈ）
　σＨＭ０＜２０・・・（Ｉ）
　また、ここで、分散値は以下の式（Ｋ）によって求められ、マルテンサイトの硬度の分布を示す値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ｘａｖｅは硬度の平均値、ｘｉはｉ番目の硬度を表す。
　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意味し、この場合、図２Ａに示されるようにσＨＭがホットスタンプ後でも２０以上となる。Ｈ２／Ｈ１の値が１．１０以上であると、板厚中心部の硬度が高くなり過ぎて、図２Ｂに示されるようにＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、焼入れ前（即ちホットスタンプ前）、焼入れ後（即ちホットスタンプ後）のいずれにおいても十分な成形性が得られない。尚、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。なお、Ｈ２／Ｈ１の値に関する上述の事柄は、Ｈ２０／Ｈ１０の値に関しても同様に成立する。
　また、ホットスタンプ後でも分散値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、図２Ｂに示されるようにＴＳ×λ＜５００００ＭＰａ・％となり、ホットスタンプ成形体の十分な成形性が得られない。なお、σＨＭの値に関する上述の事柄は、σＨＭ０の値に関しても同様に成立する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、ホットスタンプ後の金属組織のフェライト面積率が４０％～９０％である。フェライト面積率が４０％未満であると、十分な伸びや穴拡げ性が得られない。一方、フェライト面積率が９０％超であると、マルテンサイトが不足して十分な強度が得られない。従って、ホットスタンプ成形体のフェライト面積率は４０％以上、９０％以下とする。また、ホットスタンプ成形体の金属組織にはマルテンサイトも含まれ、マルテンサイトの面積率は１０～６０％であり、かつフェライト面積率とマルテンサイト面積率との和は６０％以上を満たす。ホットスタンプ成形体の金属組織の全て、又は主要な部分は、フェライトとマルテンサイトとによって占められ、更に、金属組織にパーライト、残ベイナイト及び残留オーステナイトのうち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。このため、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が、不可避的に体積率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、金属組織に含まれないことが好ましいが、不可避的に面積率で１０％まで含まれることは許容され得る。尚、残ベイナイト含有量は、フェライトとマルテンサイトとを除いた領域に対する面積率で４０％以内であることが好ましい。ここで、フェライト、残ベイナイト、及びパーライトの金属組織はナイタールエッチングにより観察し、マルテンサイトの金属組織はレペラーエッチングにより観察した。いずれの場合でも、板厚１／４部を１０００倍にて観察した。残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１／４部まで研磨した後、Ｘ線回折装置によって測定した。なお、板厚１／４部とは、鋼板における、鋼板表面から鋼板厚さ方向に鋼板厚さの１／４の距離をおいた部分である。
　なお、本実施形態では、１０００倍の倍率で測定されたマルテンサイトの硬度をナノインデンターにて規定している。通常のビッカース硬さ試験にて形成される圧痕はマルテンサイトよりも大きいので、ビッカース硬さ試験によれば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。成形性（穴拡げ性）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では、ホットスタンプ成形体のマルテンサイトの、ナノインデンターにて測定された硬度の関係を適切なものとしているため、極めて良好な成形性を得ることができる。
　また、ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板、及びホットスタンプ成形体にて、板厚１／４の位置及び板厚中心部にてＭｎＳを観察した結果、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）（（Ｊ）も同様）が成り立つことが、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を良好かつ安定的に満たす上で好ましいことが分かった。なお、穴拡げ試験を実施する際に、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ので割れが生じやすくなる。円相当直径０．１μｍ未満のＭｎＳ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ある。また、円相当直径１０μｍ超のＭｎＳをカウントしないのは、このような粒径のＭｎＳが後半に含まれる場合、粒径が大き過ぎて、そもそも鋼板が加工に適さなくなるからである。更に、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、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ため、穴拡げ性が更に悪化し、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満たさない場合がある。ここで、「ｎ１」及び「ｎ１０」は、それぞれホットスタンプ成形体及びホットスタンプ前の冷延鋼板における、板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度であり、「ｎ２」及び「ｎ２０」は、それぞれホットスタンプ成形体及びホットスタンプ前の冷延鋼板における、板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度である。
　ｎ２／ｎ１＜１．５・・・（Ｄ）
　ｎ２０／ｎ１０＜１．５・・・（Ｊ）
　なお、この関係は、ホットスタンプ前の鋼板、ホットスタンプ後の鋼板、及びホットスタンプ成形体のいずれにおいても、同様である。
　ホットスタンプ後に、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、成形性が低下しやすい。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、及びそもそものＭｎやＳの含有量から、０．０００１％以上は存在する。また、ｎ２／ｎ１（又はｎ２０／ｎ１０）の値が１．５以上であることは、ホットスタンプ成形体（又はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板）の板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度が、ホットスタンプ成形体（又はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板）の板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上のＭｎＳの個数密度の１．５倍以上であることを意味する。この場合、ホットスタンプ成形体（又はホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板）の板厚中心部でのＭｎＳの偏析により、成形性が低下しやすい。本実施形態では、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の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。測定の際、倍率は１０００倍で、１視野の測定面積は０．１２×０．０９ｍｍ２（＝１０８００μｍ２≒１００００μｍ２）である。板厚１／４部で１０視野を観察し、板厚中心部で１０視野を観察した。円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率は、粒子解析ソフトウェアを用いて算出した。なお、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体では、ホットスタンプ前に生じたＭｎＳの形態（形状及び個数）はホットスタンプ前後で変化しない。図３はホットスタンプ後のｎ２／ｎ１とＴＳ×λとの関係、及びホットスタンプ前のｎ２０／ｎ１０とＴＳ×λとの関係を示す図であり、この図３によると、ホットスタンプ前の冷延鋼板のｎ２０／ｎ１０とホットスタンプ成形体のｎ２／ｎ１とがほぼ一致している。これは、通常ホットスタンプの際に加熱する温度ではＭｎＳの形態が変化しないからである。
　このような構成の鋼板にホットスタンプを行うと、５００ＭＰａから１５００ＭＰａの引張強度が実現できるが、５５０ＭＰａから１２００ＭＰａ程度の引張強度のホットスタンプ成形体にて、著しい成形性向上の効果が得られる。
　尚、本実施形態によるホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体の表面には、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、アルミめっきが施されていれば、防錆上好ましい。これらのめっきを行っても、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ホットスタンプ用冷延鋼板（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）を用いたホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体を製造するに際しては、通常の条件として、転炉からの溶製工程による溶鋼を連続鋳造してスラブとする。連続鋳造の際に、鋳造速度が速いとＴｉなどの析出物が微細になりすぎ、遅いと生産性が悪い上に前述の析出物金属組織が粗大化するとともに金属組織の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、鋳造速度は１．０ｍ／分～２．５ｍ／分が望ましい。
　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、冷却後のスラブが１１００℃未満に冷却されていた場合には、冷却後のスラブをトンネル炉などで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。１１００℃未満のスラブ温度では、熱間圧延の際に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、Ｔｉ、Ｎｂを添加したホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体では、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、１３００℃超の加熱温度では、スケールの生成が大きくなって、ホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体の表面性状を良好なものとすることができない場合がある。
　また、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率を小さくするためには、鋼のＭｎ含有量、Ｓ含有量を質量％でそれぞれ［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］）が１５００以下であると、円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの面積率が大きくなり、かつ板厚１／４部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度と、板厚中心部における円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳの個数密度との差も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取り出すまでの時間である。ＭｎＳは前述のようにホットスタンプ後も変化が生じないことから、熱間圧延前の加熱工程の際に式（Ｇ）を満足することが好ましい。
　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点以上、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点未満では、熱間圧延が（α＋γ）２相域圧延（フェライト＋マルテンサイト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、一方仕上げ温度が９７０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大になるとともに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。なお、熱間圧延設備は複数のスタンドを有してもよい。
　ここで、Ａｒ３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。
　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。平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、延性低下の原因となるパーライトが生成しやすくなる。一方、冷却速度の上限は特に規定しないが、設備仕様から５００℃／秒程度とするものの、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（Ｃ）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うえで後述する焼鈍及び冷却等の条件を満たすことにより、ホットスタンプ前のホットスタンプ用冷延鋼板及び／又はホットスタンプ成形体にてＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との特性を確保することにつながる。なお、冷間圧延は、生産性等の観点から、複数台の圧延機を直線的に配置し１方向に連続圧延することで、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」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、いわゆる累積圧下率であり、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。
　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、パーライトを消失させるか、又はパーライトの面積率を最小限度に抑えることができるため、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あり、大きなパーライトが残存しやすくなり、後の焼鈍にて所望の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）を満足すると、得られた焼鈍後のマルテンサイト組織の形態が、その後ホットスタンプが行われてもほぼ同じ状態に維持され、従って、ホットスタンプ後でも本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体が伸び又は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を用いたホットスタンプ成形体では、ホットスタンプで二相域まで加熱した場合、ホットスタンプ前のマルテンサイトを含む硬質相はオーステナイト組織になり、ホットスタンプ前のフェライト相はそのままである。オーステナイト中のＣ（炭素）は周囲のフェライト相に移動しない。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）を満足して前述のＨ２／Ｈ１（又はＨ２０／Ｈ１０）が所定の範囲となれば、ホットスタンプ後もこれが維持されて、ホットスタンプ成形体が成形性に優れることになる。
　本実施形態ではｒ、ｒ１、ｒ２及びｒ３は目標冷延率である。通常は目標冷延率と実績冷延率とが概ね同じ値となるように制御しながら冷間圧延を行う。目標冷延率に対して実績冷延率をいたずらに乖離させた状態で冷間圧延することは好ましくない。しかしながら、目標圧延率と実績圧延率とが大きく乖離する場合は、実績冷延率が上記式（Ｅ）を満足すれば本実施形態を実施していると見ることができる。尚、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、焼鈍を行うことにより、鋼板に再結晶を生じさせる。この焼鈍により、所望のマルテンサイトを生じさせる。尚、焼鈍温度について、７００～８５０℃の範囲に加熱して焼鈍を行い、常温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に関して所定の面積率を安定的に確保できると共に、フェライト面積率とマルテンサイト面積率との和を安定的に６０％以上とすることができ、ＴＳ×λの向上に貢献することが出来る。他の焼鈍温度の条件は特に規定しないが、７００～８５０℃での保持時間は、所定の組織を確実に得るためには１秒以上、生産性に支障ない範囲で保持することが好ましく、昇温速度も１℃／秒以上設備能力上限、冷却速度も１℃／秒以上設備能力上限までで適宜決めることが好ましい。調質圧延工程では、常法により調質圧延する。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。
　本実施形態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、上記巻取り温度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、後の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］」超であると、フェライト及びパーライトのバンド状組織が生成しやすく、また、板厚中心部ではパーライトの割合が高くなりやすい。このため、後の焼鈍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（Ｃ）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させ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にてフェライト相と硬質相とが理想の分布形態になる。この場合、ホットスタンプで二相域加熱を行うと、前述のようにその分布形態が維持される。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、ホットスタンプ後もこれが維持されて、ホットスタンプ成形体が成形性に優れることになる。
　さらに、防錆能を向上させるために、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。さらには、溶融亜鉛めっき後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を、水蒸気などめっき表面を酸化させる物質に接触させて、酸化膜を厚くする処理を施してもよい。
　溶融亜鉛めっき、及び合金化溶融亜鉛めっき以外には、例えば調質圧延工程の後に電気亜鉛めっきを施す電気亜鉛めっき工程を有し、冷延鋼板表面に電気亜鉛めっきを施すことも好ましい。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、７００℃以上１０００℃以下に加熱してホットスタンプを行う。ホットスタンプ工程では、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７００℃以上１０００℃以下まで鋼板を加熱し、１秒以上１２０秒以下の保持時間の後にホットスタンプ（ホットスタンプ加工）を行う。成形性を向上させるためには、加熱温度はＡｃ３点以下が好ましい。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℃／秒以下で常温以上３００℃以下まで冷却する（ホットスタンプの焼き入れ）。
　ホットスタンプ工程の加熱温度が７００℃未満では焼入れが不十分で強度が確保できず、好ましくない。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めっきが、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の加熱温度は７００℃以上１０００℃以下が好ましい。ホットスタンプ工程の加熱は、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ので、５℃／秒以上の昇温速度で行うことが好ましい。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。ホットスタンプ加工後の冷却は、１０℃／秒未満の冷却速度ではその速度制御が難しく、生産性も著しく低下するので、１０℃／秒以上の冷却速度で行うことが好ましい。冷却速度上限の１０００℃／秒は現状冷却能力によるものであるが、これに限定しない。昇温後ホットスタンプを行うまでの時間を１秒以上としたのは、現状の工程制御能力（設備能力下限）によるものであり、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。冷却温度を常温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成形体の強度を確保するためである。
　図８は、本発明の実施形態に係る冷延鋼板の製造方法を示すフローチャートである。図中の符号Ｓ１～Ｓ１３は、上述した各工程にそれぞれ対応する。
　本実施形態のホットスタンプ成形体では、上記のホットスタンプ条件でホットスタンプを行った後でも、式（Ｂ）、及び式（Ｃ）を満足する。また、その結果、ホットスタンプを行った後でも、ＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％との条件を満足することができる。
　以上により、前述の条件を満足すれば、硬度分布又は組織がホットスタンプ後でも維持され、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。
　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１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５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２に示す焼鈍温度にて焼鈍を行なった。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、さらに一部の鋼板では、電気亜鉛めっきまたはアルミめっきを施した。尚、調質圧延は伸び率１％にて常法に従い圧延している。この状態でホットスタンプ前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１０～１００℃／秒で昇温し、加熱温度７８０℃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、材質試験等を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）他を求めた。その結果を表２、表３（表２の続き）、表４、表５（表４の続き）に示す。表中の穴拡げ率λは以下の式（Ｌ）により求める。
　λ（％）＝｛（ｄ´－ｄ）／ｄ｝×１００・・・（Ｌ）
　ｄ´：亀裂が板厚を貫通した時の穴径　　ｄ：穴の初期径
　尚、表２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は合金化溶融亜鉛めっき、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。
　尚、表中の判定の、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。
また、式（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）は式（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）とそれぞれ実質的に同じなので、各表の見出しには式（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）を代表で表示する。
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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　以上の実施例から、本発明要件を満足すれば、ホットスタンプ後でもＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を満たす優れたホットスタンプ用冷延鋼板、ホットスタンプ用溶融亜鉛めっき冷延鋼板、ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、ホットスタンプ用電気亜鉛めっき冷延鋼板またはホットスタンプ用アルミめっき冷延鋼板を用いた、ホットスタンプ成形体を得ることができる。
　本発明によって得られたホットスタンプ用冷延鋼板を用いたホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ後にＴＳ×λ≧５００００ＭＰａ・％を満たすので、高いプレス加工性と強度とを有し、今日の自動車の更なる軽量化、部品の形状の複雑化の要求に対応することができる。
　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　溶融亜鉛めっき工程
　Ｓ１１　合金化処理工程
　Ｓ１２　アルミめっき工程
　Ｓ１３　電気亜鉛めっき工程

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３０％以上、０．１５０％以下、
    　Ｓｉ：０．０１０％以上、１．００％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：０．００１％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、
    　前記Ｃ含有量、前記Ｓｉ含有量、及び前記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、
    　ホットスタンプ後の金属組織が、面積率で、４０％以上９０％以下のフェライトと、１０％以上６０％以下のマルテンサイトとを含有し、かつ前記フェライトの面積率と前記マルテンサイトの面積率との和が６０％以上を満たし、さらに前記金属組織が、面積率で１０％以下のパーライトと、体積率で５％以下の残留オーステナイトと、面積率で４０％未満の残ベイナイトとのうち１種以上を含有する場合があり、
    　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）を満足し、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの積であるＴＳ×λにおいて５００００ＭＰａ・％以上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］＞１１・・・（Ａ）
    　Ｈ２／Ｈ１＜１．１０・・・（Ｂ）
    　σＨＭ＜２０・・・（Ｃ）
    　ここで、Ｈ１は前記ホットスタンプ後の板厚表層部の前記マルテンサイトの平均硬度であり、Ｈ２は前記ホットスタンプ後の板厚中心部、すなわち板厚中心における板厚方向に２００μｍの範囲の前記マルテンサイトの平均硬度であり、σＨＭは前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記マルテンサイトの前記平均硬度の分散値である。
  2. 　前記ホットスタンプ成形体中に存在する、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は前記ホットスタンプ後の板厚１／４部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ２あたりの平均個数密度であり、ｎ２は前記ホットスタンプ後の前記板厚中心部における前記円相当直径が０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記ＭｎＳの１００００μｍ２あたりの平均個数密度である。
  3. 　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又は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の表面に合金化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３に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　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又は２に記載のホットスタンプ成形体。
  6. 　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又は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、
    　前記鋼材に、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℃以下で焼鈍を行い冷却する焼鈍工程と、
    　前記鋼材に、前記焼鈍後冷却工程後に、調質圧延を行う調質圧延工程と、
    　前記鋼材に、前記調質工程後に、７００℃以上１０００℃以下まで加熱し、その温度範囲内でホットスタンプ加工を行い、引き続き、常温以上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＞１．０・・・（Ｅ）
    　ここで、ｒｉ（ｉ＝１，２，３）は、前記冷間圧延工程にて、前記複数のスタンドのうち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を単位％で示しており、ｒは前記冷間圧延工程における総冷延率を、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、
    　前記鋼材の前記Ｃ含有量、前記Ｍｎ含有量、前記Ｓｉ含有量及び前記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、且つ在炉時間を、単位分でｔとし、
    　前記鋼材の前記Ｍｎ含有量及び前記Ｓ含有量を、単位質量％でそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］としたとき、
    　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. 　前記焼鈍工程と前記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することを特徴とする請求項７～９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。
  11. 　前記溶融亜鉛めっき工程と前記調質圧延工程との間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. 　前記調質圧延工程の後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７～９のいずれか一つに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
  13. 　前記焼鈍工程と前記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することを特徴とする請求項７～９のいずれか一つに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
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