WO2020189761A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

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WO2020189761A1
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hot
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martensite
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真吾 藤中
由梨 戸田
前田　大介
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日本製鉄株式会社
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Definitions

  • the present invention relates to a hot stamp molded article.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-052104 filed in Japan on March 20, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Improvements in collision performance include a deformation suppressing member for maintaining the shape as a member without being deformed even when subjected to an impact, and a shock absorbing member for absorbing collision energy by bending deformation.
  • the deformation suppressing member is required to have high strength (specifically, tensile strength of 1800 MPa or more) and excellent toughness.
  • the shock absorbing member is required to have a certain degree of high strength (specifically, a tensile strength of 1500 MPa or more) and excellent bendability.
  • Patent Document 1 contains 0.8 to 2.0% Cr in mass%, has a carbon equivalent Ceq of 0.43 to 0.7%, and has a martensitic transformation start temperature (Ms point) of 415 ° C. or higher.
  • the present invention relates to a steel sheet for hot pressing, a hot pressed molded product, and a method for producing the same.
  • the average cooling rate from the start of press molding to the Ms point is set to 20 ° C./s or more to form a metal structure mainly composed of martensite, and then the average cooling rate at a temperature below the Ms point is 0.1 to 300. It is disclosed that a hot press-formed product having excellent ductility and a tensile strength of 1500 MPa or more can be obtained by forming a metal structure in which carbides are finely dispersed at ° C./s.
  • Patent Document 2 describes the former austenite in a hot stamping member having a tensile strength of 1800 MPa or more by cooling the temperature range from the Ms point to 150 ° C. at an average cooling rate of 10 to 500 ° C./s after hot pressing. It is disclosed that the particle size is controlled to 10 ⁇ m or less, and the toughness is further improved by the autotemper of martensite.
  • the hot pressed steel sheet described in Patent Document 1 contains 0.8 to 2.0% Cr.
  • Cr is an element that suppresses autotemper in the cooling process during hot stamping in order to lower the temperature of the Ms point.
  • Cr is also a carbide stabilizing element, it delays the dissolution of carbides during heating during hot stamp molding, and deteriorates the bendability and toughness of the molded product. Therefore, the hot press molded product described in Patent Document 1 may not have sufficient bendability.
  • the steel sheet for hot pressing described in Patent Document 2 cools the temperature range from the Ms point to 150 ° C. at an average cooling rate of 10 to 500 ° C./s, and does not contain Co. Therefore, the Ms point is low, the proportion of auto-tempered crystal grains in the molded product cannot be sufficiently secured, and the bendability may not be sufficient.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamp molded article having high strength and excellent bendability.
  • Autotemper is a phenomenon in which crystals that have completed martensitic transformation are tempered in order. Therefore, the martensite crystal grains produced by metamorphosis in a low temperature range are less likely to be tempered. In addition, martensite produced by metamorphosis in a low temperature range is hard and brittle. Therefore, by sufficiently tempering the martensite generated by metamorphosis in a low temperature range, the margin for improving the mechanical properties becomes large.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist of the present invention is the following hot stamp molded article.
  • the hot stamp molded product according to one aspect of the present invention is based on mass%. C: 0.20% or more, less than 0.70%, Si: 0.010% or more, 1.30% or less, Mn: less than 0.50%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, sol.
  • Al 0.0010% or more, 0.500% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0.010% or more, 0.100% or less, Cr: 0.010% or more, 0.80% or less, B: 0.0005% or more, 0.0100% or less, Mo: 0.10% or more, 1.00% or less, Co: 0.10% or more and 4.00% or less, Nb: 0% or more, 0.100% or less, V: 0% or more, 0.100% or less, Ni: 0% or more, 0.50% or less, REM: 0% or more, 0.0100% or less, Mg: 0% or more, 0.0100% or less, Ca: 0% or more, 0.0100% or less, and has a chemical composition in which the balance is Fe and impurities.
  • the microstructure consists of 90-100% martensite and 0-10% residual structure in area ratio.
  • the region in which the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is 30 area% or more.
  • the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more is 50 pieces / mm 2 or less.
  • Nb 0.010% or more, 0.100% or less, V: 0.001% or more, 0.100% or less, Ni: 0.001% or more, 0.50% or less, REM: 0.0010% or more, 0.0100% or less, It may contain one or more elements selected from the group consisting of Mg: 0.0010% or more and 0.0100% or less, and Ca: 0.0010% or more and 0.0100% or less.
  • the hot stamp molded product according to (1) or (2) above may have a plating layer on the surface layer.
  • the hot stamp molded product according to any one of (1) to (3) above may have a softened region in a part thereof.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping and the area ratio and tensile strength of the region where the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more It is a figure which shows the relationship.
  • the hot stamp molded product and the manufacturing method thereof according to the present embodiment will be described in detail.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the hot stamp molded product according to the present embodiment has C: 0.20% or more and less than 0.70%, Si: 0.010% or more, 1.30% or less, Mn: less than 0.50% in mass%. , P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, sol. Al: 0.0010% or more, 0.500% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0.010% or more, 0.100% or less, Cr: 0.010% or more, 0.80% or less, B: 0.0005% or more, 0.0100% or less, Mo: 0.10% or more, 1.00% or less, Co: 0.10% or more and 4.00% or less, and the balance is Fe and impurities. It has a certain chemical composition. Hereinafter, each element will be described.
  • C 0.20% or more, less than 0.70%
  • C is an important element for obtaining a tensile strength of 1500 MPa or more in a hot stamp molded product. If the C content is less than 0.20%, martensite is soft and it is difficult to secure a tensile strength of 1500 MPa or more. Therefore, the C content is set to 0.20% or more.
  • the C content is preferably 0.21% or more and 0.22% or more.
  • the C content is set to less than 0.70%.
  • the C content is preferably 0.60% or less, 0.55% or less, and 0.50% or less.
  • Si 0.010% or more, 1.30% or less
  • Si has the effect of suppressing the formation of coarse cementite, which is the starting point of bending cracks, and is an important element for ensuring the bendability of the hot stamped compact.
  • Si has tempering and softening resistance, and has an effect of suppressing a decrease in strength due to self-quenching during hot stamp quenching. If the Si content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained, and the bendability of the hot stamp molded product may deteriorate. Therefore, the Si content is set to 0.010% or more. Preferably, it is 0.20% or more and 0.25% or more.
  • the Si content is set to 1.30% or less.
  • it is 1.10% or less, 0.80% or less, and 0.60% or less.
  • Mn less than 0.50%
  • Mn is an element that contributes to the improvement of the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution.
  • Mn tends to be a starting point of cracks due to microsegregation, which deteriorates the bendability of the hot stamped compact. Therefore, the Mn content needs to be reduced as much as possible and is set to less than 0.50%. Preferably, it is 0.45% or less.
  • the Mn content is preferably as low as possible, but is preferably 0.001% or more in order to suppress grain boundary embrittlement due to the formation of Fe-based sulfide. More preferably, it is 0.20% or more and 0.24% or more.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries.
  • the P content is preferably 0.050% or less, 0.030% or less, and 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the P removal cost will increase significantly, which is economically unfavorable. In actual operation, the P content may be 0.0001% or more and 0.001% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that forms inclusions in steel.
  • the S content is preferably 0.0040% or less and 0.0030% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.00015%, the cost of removing S is significantly increased, which is economically unfavorable. In actual operation, the S content may be 0.00015% or more and 0.0002% or more.
  • sol.Al 0.0010% or more, 0.500% or less
  • Al is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel).
  • sol. If the Al content is less than 0.0010%, deoxidation is not sufficiently performed.
  • the Al content is 0.0010% or more.
  • sol. The Al content is preferably 0.010% or more, 0.015% or more, and 0.020% or more.
  • sol. When the Al content exceeds 0.500%, a coarse oxide serving as a bending crack starting point is generated in the steel, and the bendability of the hot stamped compact is lowered. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.500% or less.
  • sol. The Al content is preferably 0.400% or less, 0.350% or less, and 0.200% or less.
  • sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid solution Al existing in steel in a solid solution state.
  • N 0.0100% or less
  • N is an impurity element, which is an element that forms a nitride as a bending crack starting point in steel and deteriorates the bendability of the hot stamped compact.
  • the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0075% or less, 0.0050% or less, and 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the N removal cost is significantly increased, which is economically unfavorable. In actual operation, the N content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more.
  • Ti 0.010% or more, 0.100% or less
  • Ti is an important element for securing the amount of solid solution B required for ensuring hardenability by consuming solid solution nitrogen by forming a carbonitride and suppressing the formation of BN. If the Ti content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained, the hardenability is insufficient, and the structure becomes inhomogeneous, so that the bendability of the hot stamped molded product deteriorates. Therefore, the Ti content is set to 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more, 0.020% or more, and 0.025% or more.
  • the Ti content is set to 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less, 0.060% or less, and 0.040% or less.
  • Cr 0.010% or more, 0.80% or less Since Cr is an element that refines carbides to improve bendability, it is contained in a certain amount in a conventional hot stamp molded product. However, Cr is an element that suppresses autotemper in the cooling process during hot stamping in order to lower the temperature of the Ms point. Further, since Cr is also a carbide stabilizing element, the dissolution of the carbide is delayed by heating during hot stamp molding, and the bendability of the hot stamp molded product is deteriorated. Therefore, in the present embodiment, the Cr content is set to 0.80% or less. The Cr content is more preferably 0.60% or less and 0.40% or less. On the other hand, if the Cr content is too small, the carbides become coarse, so the Cr content is set to 0.010% or more. Preferably, it is 0.02% or more and 0.05% or more.
  • B 0.0005% or more, 0.0100% or less
  • B is an element that segregates at the grain boundaries and enhances the hardenability of steel. If the B content is less than 0.0005%, the above effect cannot be obtained, and ferrite may be formed. As a result, it may be difficult to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more, or the bendability may deteriorate due to a heterogeneous structure. Therefore, the B content is set to 0.0005% or more. The B content is preferably 0.0010% or more, 0.0015% or more. On the other hand, if B is contained in excess of 0.0100%, a coarse BN serving as a bending crack starting point is formed, and the bendability of the hot stamp molded product deteriorates. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less. The B content is preferably 0.0075% or less, 0.0050% or less, and 0.0040% or less.
  • Mo 0.10% or more, 1.00% or less
  • Mo is an element that improves the strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution, enhances the hardenability of steel, and suppresses the formation of ferrite that deteriorates bendability.
  • one feature is to reduce the Mn content, so Mo is an essential element.
  • the Mo content is 0.10% or more.
  • the Mo content is preferably 0.15% or more and 0.20% or more.
  • Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.80% or less, 0.60% or less, 0.50% or less, 0.40% or less.
  • Co 0.10% or more and 4.00% or less
  • Co is an element having an action of raising the martensite start temperature (Ms point), and is an essential element for improving the bendability of the hot stamped molded product.
  • the Co content is 0.10% or more. It is preferably 0.15% or more and 0.20% or more.
  • the Co content is set to 4.00% or less. Preferably, it is 3.00% or less, 2.00% or less, and 1.00% or less.
  • the rest of the chemical composition of the hot stamped article according to this embodiment is Fe and impurities.
  • Impurities are elements unavoidably mixed from steel raw materials or scrap, elements unavoidably mixed in the steelmaking process, and / or elements intentionally added in a small amount, and are hot stamped according to the present embodiment. Examples are examples of elements that are allowed as long as they do not interfere with the properties of the body.
  • the hot stamp molded product according to the present embodiment may contain the following optional elements instead of a part of Fe.
  • the lower limit of the content when the following optional elements are not contained is 0%.
  • each arbitrary element will be described in detail.
  • Nb 0% or more, 0.100% or less
  • Nb is an element that improves the strength of the hot stamped compact by strengthening the solid solution and contributes to the refinement of the former austenite granules by forming the carbonitride. Therefore, Nb may be contained if necessary.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.035% or more.
  • the Nb content is set to 0.100% or less.
  • the Nb content is preferably 0.080% or less.
  • V 0% or more, 0.100% or less Since V is an element that improves the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary.
  • the V content is preferably 0.001% or more. More preferably, the V content is 0.050% or more. When the V content exceeds 0.100%, coarse carbonitride serving as a bending crack starting point is excessively generated, and the bendability of the hot stamped compact is lowered. Therefore, the V content is set to 0.100% or less.
  • the V content is preferably 0.050% or less.
  • Ni 0% or more, 0.50% or less
  • Ni is an element that dissolves in austenite, enhances the hardenability of steel, and stably secures a tensile strength of 1500 MPa or more, it may be contained if necessary.
  • the Ni content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.01% or more.
  • the Ni content is set to 0.50% or less.
  • the Ni content is preferably 0.40% or less.
  • REM 0% or more, 0.0100% or less
  • REM is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound, and may be contained as necessary in order to improve the bendability of the hot stamped compact.
  • the REM content is preferably 0.0010% or more.
  • the REM content is set to 0.0100% or less. Preferably, it is 0.0080% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids.
  • the REM content refers to the total content of these elements. In the case of lanthanoids, they are industrially added in the form of misch metal.
  • Mg 0% or more, 0.0100% or less
  • Mg is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound, and may be contained as necessary in order to improve the bendability of the hot stamped compact.
  • the Mg content is preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content is set to 0.0100% or less. Preferably, it is 0.0080% or less.
  • Ca 0% or more, 0.0100% or less
  • Ca is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound, and may be contained as necessary in order to improve the bendability of the hot stamped compact.
  • the Ca content is preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is set to 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0080% or less.
  • the chemical composition of the hot stamp molded product described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the sample with an acid.
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the Ms point can be obtained by the following formula (A).
  • the Ms point determined by the following formula (A) is preferably 250 ° C. or higher, and more preferably 290 ° C. or higher and 350 ° C. or higher.
  • the Ms point is preferably 550 ° C. or lower because it suppresses deterioration of the bendability of the hot stamped compact due to the coarsening of carbides due to the excessive promotion of the autotemper. More preferably, it is 500 ° C. or lower. It is preferable to control the chemical composition of the hot stamped product so that the Ms point becomes the above-mentioned value.
  • the microstructure of the hot stamp molded product according to the present embodiment will be described.
  • the microstructure is composed of 90 to 100% martensite and 0 to 10% residual structure in terms of area ratio, and in the microstructure, the average GAIQ value in the unit crystal grains.
  • the region having a value of 60,000 or more is 30 area% or more, and the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more is 50 pieces / mm 2 or less.
  • the microstructure of the hot stamped molded product according to the present embodiment is mainly composed of martensite (90% or more in area ratio).
  • the martensite includes fresh martensite (non-auto-tempered martensite) and tempered martensite (auto-tempered martensite).
  • the area ratio of martensite shall be 90% or more. Preferably, it is 93% or more, 95% or more, and 97% or more. The upper limit of the area ratio of martensite is 100%.
  • the residual structure other than martensite in the microstructure is not particularly limited, and examples of the residual structure include ferrite, pearlite, upper bainite, lower bainite, and retained austenite. Further, the remaining structure may contain iron carbide or the like.
  • the area ratio of these residual tissues is 0 to 10% in relation to the area ratio of martensite.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably 7% or less, 5% or less, and 3% or less.
  • the area ratio of martensite is measured by the following method. A sample is taken from a position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped body (or a position avoiding the end portion) so that the plate thickness cross section can be observed. After polishing the observation surface, nital corrosion is performed to clarify the contrast between carbides and grain boundaries. Next, using an electrolytic radiation scanning electron microscope (FE-SEM) equipped with a secondary electron detector, a region centered on the plate thickness t / 4 position of the sample (1/8 depth from the surface to the plate thickness). A secondary electron image is photographed at a magnification of 5000 times for a region (3/8 depth of the plate thickness from the surface).
  • FE-SEM electrolytic radiation scanning electron microscope
  • the phases other than martensite (ferrite, pearlite, upper bainite, lower bainite and retained austenite, etc.) and martensite (fresh martensite and tempered martensite) are distinguished.
  • Upper bainite, lower bainite and tempered martensite can be distinguished by the presence or absence of iron carbide in the lath-shaped crystal grains and the elongation direction of the iron carbide.
  • Fresh martensite is not sufficiently etched by nightal etching and is therefore distinguishable from other etched structures.
  • retained austenite is not sufficiently etched like martensite, the area ratio of fresh martensite can be obtained by obtaining the difference from the area ratio of retained austenite obtained by the method described later.
  • Upper bainite is a phase consisting of aggregates of lath-like crystal grains, accompanied by precipitation of carbides between laths.
  • Lower bainite and tempered martensite are also phases consisting of aggregates of lath-like crystal grains, but are phases containing carbides inside the lath.
  • Lower bainite and tempered martensite are distinguished from each other by the elongation direction of carbides.
  • the carbides of lower bainite have a single variant, the angular difference of the carbides present within one crystal grain is within 5 ° and have substantially a single direction.
  • the carbide of tempered martensite has a plurality of variants, and the carbide existing in one crystal grain extends in a plurality of directions.
  • the observation surface is polished with # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then a mirror surface is finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in pure water.
  • the strain introduced into the surface layer of the observation surface is removed by polishing for 8 minutes with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature.
  • the observation surface is measured by electron backscatter diffraction at measurement intervals of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10-5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kv
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the obtained crystal orientation information is used to calculate the area ratio of retained austenite, which is an fcc structure, by using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. Obtain the area ratio of retained austenite.
  • the structure is distinguished by the method described above, and the area ratio of martensite (fresh martensite and tempered martensite) is determined.
  • the area ratio of the residual tissue is obtained by subtracting the area ratio of martensite from 100%.
  • a region in which the average GAIQ value in a unit crystal grain is 60,000 or more is 30 area% or more.
  • the microstructure in the cooling process during hot stamping, the microstructure is transformed into martensite, and then the martensite crystal grains having a relatively high dislocation density are autotempered to form a martensite crystal having a relatively low dislocation density. Grain. It is the greatest feature of the hot stamped molded product according to the present embodiment that the bendability of the hot stamped molded product is improved by this. Therefore, in this embodiment, it is important to quantify the proportion of auto-tempered martensite crystal grains. Therefore, as a result of diligent studies on a method for determining the ratio of auto-tempered martensite crystal grains, the present inventors have established the following method.
  • a sample is cut out so that the plate thickness cross section can be observed from a position (or a position avoiding the end portion) of 50 mm or more from the end face of the hot stamp molded body.
  • a mirror surface is used using a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in pure water. Finish to. Next, polishing at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • Crystal orientation information is obtained by measurement by electron backscatter diffraction method.
  • an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kv
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • FIG. 1 shows a distribution (histogram) of GAIQ values of a test piece in which auto-tempered crystal grains and non-auto-tempered crystal grains are mixed.
  • the histogram of the GAIQ value it is possible to separate the crystal grains whose dislocation density has been lowered by the autotemper and the crystal grains which have not been autotempered and whose dislocation density remains high.
  • the region where the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is determined to be the auto-tempered martensite crystal grain.
  • FIG. 2 shows a GAIQ map created by binarizing the GAIQ value 60000 as a boundary value.
  • the crystal grains black regions
  • the white area in FIG. 2 shows crystal grains that are not sufficiently auto-tempered and have a high dislocation density. Further, it is possible to determine that the "region in which the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more" is a sufficiently auto-tempered martensite crystal grain, and calculate the ratio (area ratio) thereof.
  • the region having an average GAIQ value of 60,000 or more in the unit crystal grains is 30 area% or more, a sufficient amount of auto-tempered martensite crystal grains are present in the microstructure. Can be regarded as. As a result, the bendability of the hot stamp molded product can be improved. Therefore, the region in which the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is set to 30 area% or more. Preferably, it is 40 area% or more, 50 area% or more, 60 area% or more, 70 area% or more.
  • the upper limit of the area ratio of the region where the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is not particularly limited, but if there are too many auto-tempered martensite crystal grains, a tensile strength of 1500 MPa or more is secured. It may not be possible. Therefore, the region in which the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is preferably 95 area% or less, and more preferably 90 area% or less.
  • the number density of carbides with a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more is 50 pieces / mm 2 or less. If the microstructure of the hot stamped product contains a large amount of coarse carbides, the bendability of the hot stamped product deteriorates. Therefore, it is desirable that the amount of coarse carbide is as small as possible.
  • the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more is 50 pieces / mm 2 or less.
  • the lower limit of the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more is not particularly specified, but may be 0 pieces / mm 2 or 1 piece / mm 2 .
  • Average particle size of carbide is 0.20 ⁇ m or less
  • the average particle size of the carbide is preferably 0.20 ⁇ m or less. By setting the average particle size of the carbide to 0.20 ⁇ m or less, the bendability of the hot stamp molded product can be further improved.
  • the average particle size of the carbide is more preferably 0.15 ⁇ m or less and 0.13 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle size of the carbide is not particularly specified, but may be 0.005 ⁇ m.
  • the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 0.20 ⁇ m or more can be obtained.
  • particles having a major axis of 5 nm or more existing in or in a lath shape in martensite are regarded as carbides.
  • the tensile strength TS of the hot stamped product is preferably 1500 MPa or more. More preferably, it is 1600 MPa or more and 1700 MPa or more. The upper limit of the tensile strength TS is not particularly specified, but may be 3500 MPa.
  • the tensile strength TS is measured by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the hot stamp molded product and measuring according to the test method described in JIS Z 2241: 2011.
  • TS ⁇ ⁇ is 75,000 MPa / deg or more
  • TS ⁇ ⁇ is preferably 75,000 MPa ⁇ deg or more.
  • TS ⁇ ⁇ is obtained by multiplying the tensile strength TS (MPa) and the maximum bending angle ⁇ (deg).
  • TS ⁇ ⁇ is more preferably 90000 MPa ⁇ deg or more and 100,000 MPa ⁇ deg or more.
  • the upper limit of TS ⁇ ⁇ is not particularly specified, but may be 160,000 MPa ⁇ deg.
  • the maximum bending angle ⁇ is obtained by conducting a bending test under the following conditions based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Automobile Manufacturers Association.
  • the maximum bending angle ⁇ is obtained by converting the displacement at the maximum load obtained by the bending test into an angle based on the VDA standard and obtaining the maximum bending angle ⁇ (deg).
  • a steel plate for hot stamping is manufactured by the following manufacturing method.
  • the steel piece (steel material) to be subjected to hot rolling may be a steel piece manufactured by a conventional method, and may be a steel piece manufactured by a general method such as a continuously cast slab and a thin slab caster. Before the steel material having the above-mentioned chemical composition is subjected to hot rolling, the steel material is heated to 1100 ° C. or higher and held in the temperature range for 20 minutes or longer. After holding in the temperature range, hot rolling is performed.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C. or the holding time is less than 20 minutes, the remelting of coarse inclusions such as Ti does not proceed and remains in the product (hot stamp molded product) as a fracture starting point. As a result, the bendability of the hot stamp molded product may deteriorate.
  • the heating temperature is 1200 ° C. or higher and the holding time is 25 minutes or longer.
  • the preferred upper limit of the heating temperature is 1350 ° C. and the preferred upper limit of the holding time is 120 minutes.
  • the finish rolling temperature is preferably Ar 3 points or more. More preferably, it is Ar 3 + 30 ° C. or higher. The preferred upper limit of the finish rolling temperature is 1050 ° C.
  • the three Ar points are represented by the following equation (1). Each element symbol in the following formula (1) indicates the content (mass%) of each element, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • Ar 3 points 850 + 10 ⁇ (C + N) ⁇ Mn + 350 ⁇ Nb + 250 ⁇ Ti + 40 ⁇ B + 10 ⁇ Cr + 100 ⁇ Mo ⁇ ⁇ ⁇ Equation (1)
  • Winding process The steel sheet after finish rolling is wound into a coil in a temperature range of 750 ° C. or lower. As a result, a hot-rolled steel sheet is obtained.
  • the winding temperature exceeds 750 ° C., a large amount of scale is generated, which makes it difficult to remove the scale in the pickling step of the next step. Therefore, the winding temperature is preferably 750 ° C. or lower. More preferably, it is 600 ° C. or lower. The preferred lower limit of the take-up temperature is 350 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the above method may be reheated for the purpose of softening, if necessary.
  • a cold-rolled steel sheet may be obtained by cold-rolling a hot-rolled steel sheet, or a plated steel sheet may be obtained by applying plating.
  • continuous annealing may be performed.
  • Cold rolling may be carried out at a normal cumulative rolling rate, for example, a cumulative rolling rate of 30 to 90%.
  • the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet may have a plating layer on its surface.
  • Various known hot-dip metal plating, electroplating, and the like may be performed depending on the purpose of suppressing scale formation in the hot stamping step and improving the corrosion resistance of the hot stamped molded product.
  • hot-dip metal plating examples include hot-dip galvanizing, alloying hot-dip galvanizing, hot-dip aluminum plating, and hot-dip aluminum-zinc plating. If the molten metal plating layer is hard, cracks may occur during hot stamp molding, and the corrosion resistance of the hot stamp molded product may deteriorate. Therefore, the hot-dip metal plating is preferably hot-dip galvanizing or alloyed hot-dip galvanizing in which the plating layer is soft.
  • the amount of plating adhered to the surface of the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet is preferably 3 to 800 g / m 2 per side. If the amount of plating adhered is less than 3 g / m 2 per side, the effect of improving corrosion resistance may not be reliably obtained. On the other hand, if the amount of plating adhered exceeds 800 g / m 2 per side, defects such as blow holes may easily occur during welding. From the viewpoint of improving corrosion resistance and suppressing cost, the amount of plating adhered is more preferably 10 to 200 g / m 2 .
  • the plating is alloyed hot dip galvanizing.
  • the degree of alloying of the alloyed hot dip galvanizing it is preferable that the Fe content in the plating layer is 3 to 25%. If the Fe content in the plating film is less than 3%, evaporation of the plating layer during hot stamping may not be sufficiently suppressed. If the Fe content in the plating layer is more than 25%, the powdering property of the hot stamp molded product may deteriorate.
  • the Fe content in the plating layer is more preferably 7 to 18%.
  • the surface of the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer may be further coated with an organic or inorganic film.
  • the hot stamping steel sheet is heated at an average heating rate of 150 ° C./s or less.
  • the average heating rate is preferably 100 ° C./s or less.
  • the lower limit of the average heating rate is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferably 1 ° C./s or more, more preferably 2 ° C./s or more.
  • the heating temperature is set to a temperature range of 3 or more points of Ac, and after holding in the temperature range, hot forming (hot stamping) is performed.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or more. It is preferably Ac 3 + 20 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but the higher the heating temperature, the higher the heating cost. Therefore, from the viewpoint of production cost, it is preferable that the temperature is Ac 3 points + 100 ° C. or less. More preferably, it is Ac 3 points + 80 ° C. or lower.
  • the holding time at the heating temperature may be 10 to 300 seconds.
  • the cooling stop temperature is preferably in the temperature range of 180 to 220 ° C.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping is more preferably 190 ° C. or higher, or 195 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping is preferably 210 ° C. or lower, or 205 ° C. or lower.
  • the present inventors set the cooling stop temperature after the completion of hot stamping to the temperature range of 180 to 220 ° C. It was newly found that the region in which the average GAIQ value in the crystal grains is 60,000 or more tends to be 30 area% or more and the tensile strength tends to be 1500 MPa or more. Further, the present inventors have seen the above tendency only when a steel sheet containing 0.10% by mass or more of Co is hot stamped, and when a steel sheet containing 0.10% by mass or more of Co is hot stamped. It was newly found that the above tendency is not seen.
  • FIG. 4 shows the steel No. of Examples described later.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping and the average GAIQ value in the unit crystal grains are 60,000 or more. It is a figure which shows the relationship with the area ratio and tensile strength of a certain area.
  • FIG. 5 shows the steel No. 1 of the examples described later.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping the area ratio of the region where the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more, and It is a figure which shows the relationship with the tensile strength.
  • FIG. 5 shows the steel No. 1 of the examples described later.
  • the region where the average GAIQ value in the unit crystal grain is 60,000 or more is 30 area% or more, and the tensile strength is It can be seen that is 1500 MPa or more.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping is set to the temperature range of 180 to 220 ° C., the region where the average GAIQ value in the unit crystal grains is 60,000 or more does not become 30 area% or more.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping to the temperature range of 180 to 220 ° C.
  • a method of performing hot stamping with a die heated to 200 ° C., or using an unheated normal temperature mold is used.
  • the completion of hot stamping means that the punch reaches the bottom dead center.
  • the hot stamp completion temperature may be 650 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature referred to here means the surface temperature of the hot stamped molded product when the mold holding is completed (when the punch is separated from the bottom dead center).
  • the average cooling rate in the temperature range from the temperature after the completion of hot stamping to the cooling stop temperature is preferably 5 to 500 ° C./s.
  • the average cooling rate in the temperature range from the temperature after the completion of hot stamping to the cooling stop temperature is less than 5 ° C / s, quenching may not be performed sufficiently and a soft phase such as ferrite may be formed in the microstructure. As a result, the tensile strength of the hot stamp molded product may be less than 1500 MPa. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range is preferably 5 ° C./s or higher. More preferably, it is 30 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate in the above temperature range exceeds 500 ° C./s, the autotempering (self-tempering) of martensite does not proceed sufficiently, and the area of the region where the average GAIQ value in the unit crystal grains is 60,000 or more. The rate may decrease. As a result, the bendability of the hot stamp molded product may deteriorate. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range is set to 500 ° C./s or less. Preferably, it is 300 ° C./s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range below the above cooling stop temperature is reduced as much as possible in order to increase the proportion of auto-tempered martensite crystal grains.
  • the average cooling rate in the temperature range from the cooling stop temperature to 100 ° C. is preferably less than 10 ° C./s.
  • the average cooling rate in the temperature range from 150 ° C. to 100 ° C. is more preferably less than 10 ° C./s. Cooling in the temperature range below the cooling stop temperature can be performed by air cooling and cooling in a heating furnace.
  • TS ⁇ ⁇ may be less than 75,000 MPa ⁇ deg. Therefore, it is not preferable to anneal in a temperature range of 300 to 600 ° C.
  • a softened region may be provided in a part of the hot stamped molded product after hot stamping and cooling.
  • the softened region referred to here means a softened region or the like provided in a part of the hot stamped molded product by partially tempering it by irradiating a part of the hot stamped molded product (for example, a flange portion) with a laser.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited. In the present invention, various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • hot stamped compacts were tempered by heating and holding them in a temperature range of 100 ° C. or higher and lower than 300 ° C. for the purpose of adjusting the strength.
  • “Yes” was described in the "Annealed” column in Tables 4 to 6.
  • hot-dip galvanized steel sheets were obtained by hot-dip galvanizing some of the hot-stamping steel sheets. The amount of plating adhered was 10 to 200 g / m 2 per side.
  • the hot-dip galvanized steel sheet for hot stamping was described as "Yes” in the "Plating” column in Tables 7-9.
  • hot stamping steel sheet and hot stamping plated steel sheet (hereinafter collectively referred to as "hot stamping steel sheet”) are hot stamped under the conditions shown in Tables 4 to 6 to obtain a hot stamped molded product. It was.
  • the cooling stop temperature after the completion of hot stamping was set to a temperature range of 180 to 220 ° C. Further, the cooling in the temperature range below the cooling stop temperature was performed by air cooling or cooling in a heating furnace. A part of the hot stamped molded product was heated to 200 ° C. by irradiating a part of the hot stamped molded product with a laser to form a partially softened region. Regarding the hot stamp molded product in which the partially softened region was formed, “Yes" was described in the "Partially softened region" column in the table.
  • the microstructure of the hot stamped molded product was measured by the above-mentioned measuring method.
  • the mechanical properties of the hot stamp molded product were measured. The results are shown in Tables 7-9.
  • FIGS. 2 and 3 show Test Nos. 52 and Test No. which is a comparative example.
  • 74 a GAIQ map created by binarizing the average GAIQ value 60000 in a unit crystal grain as a boundary value is shown.
  • the mechanical properties of the hot stamped article were measured and evaluated by the following methods.
  • the tensile strength TS of the hot stamped product was determined by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the hot stamped product and following the test method described in JIS Z 2241: 2011. When the tensile strength TS was 1500 MPa or more, it was judged to be acceptable as having excellent strength. On the other hand, when the tensile strength TS is less than 1500 MPa, it is judged to be inferior in strength and rejected.
  • Test No. which is an example of the invention.
  • Test No. 52 there are many regions where the dislocation density is low (black regions), and Test No. 52 is a comparative example.
  • Test No. 52 is a comparative example.
  • white regions there are many regions with high dislocation density (white regions).

Abstract

このホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、面積率で、９０～１００％のマルテンサイトおよび０～１０％の残部組織からなる。前記ミクロ組織において、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上であり、円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度が５０個／ｍｍ２以下である。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０１９年３月２０日に、日本に出願された特願２０１９－０５２１０４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車の衝突安全基準の厳格化が進められており、自動車部材には、衝突性能の向上が求められている。衝突性能の向上には、衝撃を受けても変形せずに部材としての形状を維持するための変形抑制部材、および衝突のエネルギーを曲げ変形によって吸収するための衝撃吸収部材がある。変形抑制部材には、高い強度（具体的には引張強さが１８００ＭＰａ以上）および優れた靭性が要求される。衝撃吸収部材には、ある程度高い強度（具体的には引張強さが１５００ＭＰａ以上）および優れた曲げ性が要求される。
　特許文献１には、質量％で０．８～２．０％のＣｒを含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．４３～０．７％とし、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を４１５℃以上とした、熱間プレス用鋼板、並びに、熱間プレス成形品およびその製造方法に関する発明が開示されている。特許文献１には、プレス成形の開始からＭｓ点までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上としてマルテンサイト主体の金属組織とし、その後、Ｍｓ点以下の温度における平均冷却速度を０．１～３００℃／ｓとして、炭化物が微細に分散した金属組織とすることにより、延性に優れた、引張強度が１５００ＭＰａ以上の熱間プレス成形品を得ることが開示されている。
　特許文献２には、引張強さが１８００ＭＰａ以上のホットスタンプ部材において、熱間プレス後はＭｓ点から１５０℃までの温度域を平均冷却速度１０～５００℃／ｓで冷却することにより、旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下に制御し、さらにマルテンサイトのオートテンパーにより、靭性を改善させることが開示されている。
国際公開第２０１５／１９４５７１号 日本国特許第５１７７１１９号公報
　特許文献１に記載の熱間プレス用鋼板においては、０．８～２．０％のＣｒが含まれている。しかし、Ｃｒは、Ｍｓ点を低温化させるため、ホットスタンプ成形時の冷却過程においてオートテンパーを抑制する元素である。また、Ｃｒは、炭化物安定化元素でもあるので、ホットスタンプ成形時の加熱において炭化物の溶解を遅延させて、成形品の曲げ性および靱性を劣化させる。そのため、特許文献１に記載の熱間プレス成型品では、曲げ性が十分でない場合がある。
　特許文献２に記載の熱間プレス用鋼板は、Ｍｓ点から１５０℃までの温度域を平均冷却速度１０～５００℃／ｓで冷却しており、また、Ｃｏを含有しない。そのため、Ｍｓ点が低く、成形品においてオートテンパーされた結晶粒の割合を十分に確保することができず、曲げ性が十分でない場合がある。
　本発明は、上記従来技術の課題を解決するためになされたものである。本発明は、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
　ホットスタンプ成形体の曲げ性を改善するためには、第一に、Ｍｎ含有量を低減してＭｎのミクロ偏析を抑制し、クラックの起点を減少させることが重要である。しかし、Ｍｎ含有量を低減すると焼入れ性が低下するため、Ｍｏを必須元素として含有させて、焼入れ性を確保する必要がある。
　オートテンパーは、マルテンサイト変態が完了した結晶粒から順に焼戻されていく現象である。そのため、低い温度域で変態して生成したマルテンサイト結晶粒は焼戻されにくくなる。また、低い温度域で変態して生成したマルテンサイトは硬質であり、且つ脆い。そのため、低い温度域で変態して生成したマルテンサイトを十分に焼戻すことにより、機械的特性の向上代が大きくなる。
　よって、ホットスタンプ成形体の曲げ性を改善するためには、第二に、化学組成を適切に調整してＭｓ点を上昇させることが重要である。これにより、マルテンサイト変態の開始時期を早め、オートテンパーされる結晶粒の割合を確保しやすくする。
　第三に、ホットスタンプ成形時のＭｓ点以下の比較的低温域における冷却速度を低下させることにより、オートテンパーを促進させ、低い温度域で変態して生成した、硬質で脆いマルテンサイトを焼戻すことが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記のホットスタンプ成形体を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満、
Ｓｉ：０．０１０％以上、１．３０％以下、
Ｍｎ：０．５０％未満、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１０％以上、０．５００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０１０％以上、０．８０％以下、
Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０．１０％以上、４．００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ　：０％以上、０．１００％以下、
Ｎｉ：０％以上、０．５０％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、並びに
残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
　ミクロ組織が、面積率で、９０～１００％のマルテンサイトおよび０～１０％の残部組織からなり、
　前記ミクロ組織において、
　単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が、３０面積％以上であり、
　円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度が、５０個／ｍｍ２以下である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｖ　：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上、０．５０％以下、
ＲＥＭ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、および
Ｃａ：０．００１０％以上、０．０１００％以下
からなる群から選択される一種又は二種以上の元素を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形体は、表層にめっき層を備えてもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体は、一部に軟化領域を有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。
オートテンパーされた結晶粒およびオートテンパーされていない結晶粒が混在した試験片のＧＡＩＱ値の分布（ヒストグラム）を示す図である。 実施例の試験Ｎｏ．５２のホットスタンプ成形体について、ＧＡＩＱ値６００００を境界値として２値化して作成したＧＡＩＱマップを示す図である。 実施例の試験Ｎｏ．７４のホットスタンプ成形体について、ＧＡＩＱ値６００００を境界値として２値化して作成したＧＡＩＱマップを示す図である。 Ｃｏ含有量が本発明の範囲内である鋼を用いた場合の、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度と、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率および引張強さとの関係を示す図である。 Ｃｏ含有量が本発明の範囲外である鋼を用いた場合の、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度と、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率および引張強さとの関係を示す図である。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体およびその製造方法について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　＜ホットスタンプ成形体の化学組成＞
　まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成についての％は全て質量％を意味する。「以上」または「以下」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満、Ｓｉ：０．０１０％以上、１．３０％以下、Ｍｎ：０．５０％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１０％以上、０．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１０％以上、０．８０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０．１０％以上、４．００％以下、並びに、残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有する。以下、各元素について説明する。
「Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満」
　Ｃは、ホットスタンプ成形体において１５００ＭＰａ以上の引張強さを得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．２０％未満では、マルテンサイトが軟質であり、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２１％以上、０．２２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．７０％以上では、粗大な炭化物が生成し、この炭化物が曲げ割れ起点となる。その結果、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．７０％未満とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．６０％以下、０．５５％以下、０．５０％以下である。
「Ｓｉ：０．０１０％以上、１．３０％以下」
　Ｓｉは、曲げ割れ起点となる粗大なセメンタイトの形成を抑制する効果があり、ホットスタンプ成形体の曲げ性を確保する上で重要な元素である。また、Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時の自己焼戻しによる強度低下を抑える作用がある。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では上記効果が得られず、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは、０．２０％以上、０．２５％以上である。一方、１．３０％超のＳｉを含有する場合、Ａｃ３点が上昇し、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト単相とならない場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体のミクロ組織が不均質な組織となり、曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．３０％以下とする。好ましくは、１．１０％以下、０．８０％以下、０．６０％以下である。
「Ｍｎ：０．５０％未満」
　Ｍｎは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素である。しかし、Ｍｎは、ミクロ偏析して、クラックの起点となりやすく、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる。このため、Ｍｎの含有量は、極力低減する必要があり、０．５０％未満とする。好ましくは、０．４５％以下である。なお、Ｍｎ含有量は極力少ないことが好ましいが、Ｆｅ系硫化物の形成に伴う粒界脆化を抑制するため、０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．２０％以上、０．２４％以上である。
「Ｐ：０．１００％以下」
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．００１％以上としてもよい。
「Ｓ：０．０１００％以下」
　Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４０％以下、０．００３０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｓ含有量は０．０００１５％以上、０．０００２％以上としてもよい。
「ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１０％以上、０．５００％以下」
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、脱酸が十分に行われないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１０％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以上、０．０２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に曲げ割れ起点となる粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは、０．４００％以下、０．３５０％以下、０．２００％以下である。
　なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
「Ｎ：０．０１００％以下」
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に曲げ割れ起点となる窒化物を形成してホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下、０．００５０％以下、０．００４０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上としてもよい。
「Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下」
　Ｔｉは、炭窒化物を形成することにより固溶窒素を消費させ、ＢＮの形成を抑制することによって、焼入れ性確保に必要な固溶Ｂ量を確保するために重要な元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では上記効果が得られず、焼入れ性が不足し、不均質な組織となるために、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、０．０２０％以上、０．０２５％以上である。一方、０．１００％を超えてＴｉを含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＴｉＮが生成するため、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、０．０６０％以下、０．０４０％以下である。
「Ｃｒ：０．０１０％以上、０．８０％以下」
　Ｃｒは、炭化物を微細化して曲げ性を向上させる元素であるため、従来のホットスタンプ成形体には一定量含まれる。しかし、Ｃｒは、Ｍｓ点を低温化させるため、ホットスタンプ成形時の冷却過程においてオートテンパーを抑制させる元素である。また、Ｃｒは、炭化物安定化元素でもあるので、ホットスタンプ成形時の加熱において炭化物の溶解を遅延させて、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる。このため、本実施形態においては、Ｃｒ含有量を０．８０％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．６０％以下、０．４０％以下である。一方、Ｃｒ含有量が少なすぎると炭化物が粗大化するため、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２％以上、０．０５％以上である。
「Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下」
　Ｂは、粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では上記効果が得られず、フェライトが形成する場合がある。その結果、１５００ＭＰａ以上の引張強さを得ることが困難となる場合および不均質な組織となるために曲げ性が劣化する場合がある。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、０．００１５％以上である。一方、０．０１００％を超えてＢを含有させると、曲げ割れ起点となる粗大なＢＮが形成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００７５％以下、０．００５０％以下、０．００４０％以下である。
「Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下」
　Ｍｏは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに、鋼の焼入れ性を高め、曲げ性を劣化させるフェライトの形成を抑制する元素である。本実施形態においては、Ｍｎ含有量を低減することを一つの特徴としているため、Ｍｏは必須元素である。上記効果を発揮させるために、Ｍｏ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１５％以上、０．２０％以上である。一方、１．００％を超えてＭｏを含有させても上記効果は飽和するばかりか、合金コストの上昇を引き起こす。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．４０％以下である。
「Ｃｏ：０．１０％以上、４．００％以下」
　Ｃｏは、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ点）を上昇させる作用を有する元素であり、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上させるのに必須の元素である。上記効果を発揮させるために、Ｃｏ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１５％以上、０．２０％以上である。一方、Ｃｏ含有量が４．００％を超えると、鋼の焼入れ性が低下し、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となる。そのため、Ｃｏ含有量は４．００％以下とする。好ましくは、３．００％以下、２．００％以下、１．００％以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから不可避的に混入した元素、製鋼過程で不可避的に混入した元素、および／または、意図的に微量添加された元素であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、Ｆｅの一部に代えて、下記任意元素を含有させてもよい。下記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、各任意元素について詳細に説明する。
「Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下」
　Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに、炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＮｂを含有させても良い。上記効果を確実に発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１００％を超えてＮｂを含有させると、曲げ割れ起点となる粗大な炭窒化物が過剰に生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。
「Ｖ：０％以上、０．１００％以下」
　Ｖは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０５０％以上である。Ｖ含有量が０．１００％を超えると、曲げ割れ起点となる粗大な炭窒化物が過剰に生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。
「Ｎｉ：０％以上、０．５０％以下」
　Ｎｉは、オーステナイトに固溶し、鋼の焼入れ性を高め、安定的に１５００ＭＰａ以上の引張強さを確保するのに有用な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１％以上である。一方、０．５０％を超えてＮｉを含有させても上記効果は飽和するとともに、合金コストの上昇を引き起こす。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．４０％以下である。
「ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下」
　ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上とすることが好ましい。しかし、０．０１００％を超えてＲＥＭを含有させても上記効果が飽和して、コストの上昇を引き起こす。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００８０％以下である。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
「Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下」
　Ｍｇは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るために、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。しかし、０．０１００％を超えてＭｇを含有させても上記効果が飽和して、コストの上昇を引き起こす。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００８０％以下である。
「Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下」
　Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素であり、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るために、Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。しかし、０．０１００％を超えてＣａを含有させても上記効果が飽和して、コストの上昇を引き起こす。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下である。
　上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
　本実施形態では、Ｍｓ点を上昇させることにより、マルテンサイト結晶粒をオートテンパーする温度域を拡大して、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を多くする。ここで、Ｍｓ点は、下記の式（Ａ）によって求めることができる。下記の式（Ａ）により求められるＭｓ点は、２５０℃以上であることが好ましく、２９０℃以上、３５０℃以上であることがより好ましい。
　オートテンパーの過剰な促進に伴う炭化物粗大化によって、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化することを抑制するという理由から、Ｍｓ点は５５０℃以下とするのが好ましい。より好ましくは、５００℃以下である。
　Ｍｓ点が上述した値となるように、ホットスタンプ成形体の化学組成を制御することが好ましい。
Ｍｓ＝５５０－３６１×Ｃ－３９×Ｍｎ－３５×Ｖ－２０×Ｃｒ－１７×Ｎｉ－５×Ｍｏ＋１５×Ｃｏ＋３０×ｓｏｌ．Ａｌ　・・・式（Ａ）
　ただし、上記式（Ａ）中の元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　＜ホットスタンプ成形体のミクロ組織＞
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ミクロ組織が、面積率で、９０～１００％のマルテンサイトおよび０～１０％の残部組織からなり、前記ミクロ組織において、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上であり、円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度が５０個／ｍｍ２以下である。
「面積率で９０～１００％のマルテンサイト」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織は、マルテンサイトを主体（面積率で９０％以上）とする。本実施形態においてマルテンサイトとは、フレッシュマルテンサイト（オートテンパーされていないマルテンサイト）と、焼戻しマルテンサイト（オートテンパーされたマルテンサイト）とからなる。マルテンサイトの面積率は、９０％以上とする。好ましくは、９３％以上、９５％以上、９７％以上である。マルテンサイトの面積率の上限は、１００％である。
「面積率で０～１０％の残部組織」
　ミクロ組織中のマルテンサイト以外の残部組織については特に制約はないが、残部組織としては、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび残留オーステナイトなどが挙げられる。また、残部組織には、鉄炭化物などが含まれていてもよい。これら残部組織の面積率は、マルテンサイトの面積率との関係から、０～１０％とする。残部組織の面積率は、好ましくは７％以下、５％以下、３％以下である。
（マルテンサイトの面積率の測定方法）
　マルテンサイトの面積率の測定は以下の方法により行う。
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置（または端部を避けた位置）から、板厚断面が観察できるようにサンプルを採取する。観察面を研磨した後、ナイタール腐食を行い、炭化物および結晶粒界のコントラストを明瞭にする。次に、２次電子検出器を装備した電解放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用い、サンプルの板厚ｔ／４位置を中心とした領域（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）について、５０００倍の撮影倍率で２次電子像を撮影する。
　上記方法により得た撮影写真において、マルテンサイト以外の相（フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび残留オーステナイトなど）とマルテンサイト（フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）とを区別する。上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトはラス状の結晶粒内の鉄炭化物の有無及び、鉄炭化物の伸長方向により区別することができる。フレッシュマルテンサイトはナイタールエッチングでは充分にエッチングされないため、エッチングされる他の組織とは区別が可能である。ただし、残留オーステナイトもマルテンサイト同様に充分にエッチングされないため、後述の方法で得られる残留オーステナイトの面積率との差分を求めることで、フレッシュマルテンサイトの面積率を得る。
　上部ベイナイトはラス状結晶粒の集合からなる相であり、ラス間に炭化物の析出を伴う。
　下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトもラス状結晶粒の集合からなる相であるが、ラス内部に炭化物を含む相である。下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは炭化物の伸長方向より区別する。下部ベイナイトの炭化物は単一のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する炭化物の角度差は５°以内であり、実質的に単一の方向を有する。一方、焼戻しマルテンサイトの炭化物は複数のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する炭化物は複数の方向に伸長している。これらの差異より、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとを区別する。
　上記撮影写真を得た観察領域と同じ領域について、残留オーステナイトの面積率を測定する。観察面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、観察面の表層に導入されたひずみを除去する。観察面について、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定を行い、結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、ｆｃｃ構造である残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。
　上述した方法により組織の区別を行い、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）の面積率を求める。
　残部組織の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率を差し引くことで得る。
「単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が、３０面積％以上」
　本実施形態では、ホットスタンプ成形時の冷却過程において、ミクロ組織をマルテンサイトへ変態させ、その後、比較的転位密度が高いマルテンサイト結晶粒をオートテンパーして、転位密度が比較的低いマルテンサイト結晶粒とする。これによりホットスタンプ成形体の曲げ性を向上することが、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の最大の特徴である。よって、本実施形態では、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を定量化することが重要である。そこで、本発明者らは、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を求める方法について鋭意検討した結果、下記の方法を確立した。
　オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合は、電子後方散乱回折法により試験片の金属組織について結晶方位情報を測定し、得られた測定データをＧｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ（ＧＡＩＱ）パラメータで解析する。以下に具体的な方法を記載する。
（単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率の測定方法）
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置（または端部を避けた位置）から板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。このサンプルの板厚断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。
　サンプルの板厚断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　得られた結晶方位情報について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ」機能、および「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙマップ（ＧＡＩＱマップ）を得る。得られたＧＡＩＱマップにおいて、結晶方位差が５°以上の領域を結晶粒と定義し、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率を算出する。平均ＧＡＩＱ値が６００００以上の領域を、オートテンパーされたマルテンサイトと判断する。
　図１に、オートテンパーされた結晶粒とオートテンパーされていない結晶粒とが混在した試験片のＧＡＩＱ値の分布（ヒストグラム）を示す。ＧＡＩＱ値が高い程、転位密度が低いことを示し、ＧＡＩＱ値が低い程、転位密度が高いことを示す。そのため、ＧＡＩＱ値は、結晶粒の転位密度を反映することができるパラメータである。
　ＧＡＩＱ値のヒストグラムを見れば、オートテンパーによって転位密度が低くなった結晶粒と、オートテンパーされておらず、転位密度が高いままの結晶粒とを分離することが可能である。上述の通り、本実施形態では、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上となる領域を、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒と判断する。
　図２には、ＧＡＩＱ値６００００を境界値として２値化して作成したＧＡＩＱマップを示す。図２に示すＧＡＩＱマップによれば、オートテンパーによって転位密度が低くなった結晶粒（黒い領域）を容易に可視化することができる。図２の白い領域は、十分にオートテンパーされておらず、転位密度が高いままの結晶粒を示す。また、「単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域」を十分にオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒であると判断し、その割合（面積率）を算出することができる。
　本実施形態では、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上であれば、ミクロ組織中に、十分な量のオートテンパーされたマルテンサイト結晶粒が存在しているとみなすことができる。その結果、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上することができる。そのため、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域は３０面積％以上とする。好ましくは、４０面積％以上、５０面積％以上、６０面積％以上、７０面積％以上である。
　一方、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率の上限は、特に制約はないが、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒が多すぎると、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確保できない場合がある。そのため、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域は、９５面積％以下とすることが好ましく、９０面積％以下とすることがより好ましい。
「円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度が５０個／ｍｍ２以下」
　ホットスタンプ成形体のミクロ組織において、粗大な炭化物が多く含まれると、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、粗大な炭化物量は極力少ないことが望ましい。本実施形態では、円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度は、５０個／ｍｍ２以下とする。円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度の下限は特に規定しないが、０個／ｍｍ２としてもよく、１個／ｍｍ２としてもよい。
「炭化物の平均粒径が０．２０μｍ以下」
　炭化物の平均粒径は、０．２０μｍ以下が好ましい。炭化物の平均粒径を０．２０μｍ以下とすることで、ホットスタンプ成形体の曲げ性をより向上することができる。炭化物の平均粒径は、０．１５μｍ以下、０．１３μｍ以下がより好ましい。炭化物の平均粒径の下限は特に規定しないが、０．００５μｍとしてもよい。
（炭化物の平均粒径および個数密度の測定方法）
　圧延方向に平行な板厚断面（あるいは、単に「板厚断面」）が観察面となるように試料を採取し、観察面を電界研磨によって仕上げる。その後、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、倍率２００００倍で１０視野以上観察する。画像解析により、観察された各炭化物の面積から、各炭化物の円相当直径を求める。それらの平均値を算出することで炭化物の平均粒径を得る。
　また、円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度を算出することで、円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度を得る。
　なお、本実施形態では、マルテンサイト中のラス内あるいはラス状に存在する長径５ｎｍ以上の粒子を炭化物とみなす。
「引張強さＴＳ：１５００ＭＰａ以上」
　ホットスタンプ成形体の引張強さＴＳは、１５００ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは、１６００ＭＰａ以上、１７００ＭＰａ以上である。引張強さＴＳの上限は特に規定する必要は無いが、３５００ＭＰａとしてもよい。
　引張強さＴＳは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って測定する。
「曲げ性：ＴＳ×αが７５０００ＭＰａ・ｄｅｇ以上」
　ホットスタンプ成形体の曲げ性について、ＴＳ×αは、７５０００ＭＰａ・ｄｅｇ以上であることが好ましい。ＴＳ×αは、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と最大曲げ角度α（ｄｅｇ）との積により得られる。ＴＳ×αは、９００００ＭＰａ・ｄｅｇ以上、１０００００ＭＰａ・ｄｅｇ以上であることがより好ましい。ＴＳ×αの上限は特に規定する必要は無いが、１６００００ＭＰａ・ｄｅｇとしてもよい。
　最大曲げ角度αは、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて、以下の条件で曲げ試験を行うことで得る。曲げ試験により得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準に基づき角度に変換し、最大曲げ角度α（ｄｅｇ）を求めることで、最大曲げ角度αを得る。
　試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　曲げ稜線：任意の一方向
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
（ホットスタンプ用鋼板の製造方法）
　上記の化学組成を有する鋼片を用いて、例えば、下記の製造方法によりホットスタンプ用鋼板を製造する。
「加熱工程」
　熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブおよび薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造した鋼片であればよい。前述の化学組成を有する鋼材を熱間圧延に供する前に、鋼材を１１００℃以上に加熱し、該温度域で２０分間以上保持する。該温度域で保持した後、熱間圧延を行う。
　加熱温度が１１００℃未満となる場合または保持時間が２０分未満となる場合には、Ｔｉ等の粗大介在物の再溶解が進まず、破壊起点として製品（ホットスタンプ成形体）に残存する。その結果、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する場合がある。好ましくは、加熱温度が１２００℃以上であり、且つ保持時間が２５分以上である。加熱温度の好ましい上限は１３５０℃であり、保持時間の好ましい上限は１２０分である。
「仕上げ圧延工程」
　次に、Ａｒ３点以上の温度域において仕上げ圧延を行うことが好ましい。Ａｒ３点未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、二相域圧延となることから、圧延により板形状が劣化する場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。より好ましくはＡｒ３＋３０℃以上である。仕上げ圧延温度の好ましい上限は、１０５０℃である。
　なお、Ａｒ３点は下記式（１）により表される。下記式（１）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　Ａｒ３点＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ　・・・式（１）
「巻取り工程」
　仕上げ圧延後の鋼板を７５０℃以下の温度域でコイル状に巻き取る。これにより、熱延鋼板を得る。巻取り温度が７５０℃を超えるとスケールが多量に生成し、次工程の酸洗工程でのスケール除去が困難となる。そのため、巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは６００℃以下である。巻取り温度の好ましい下限は、３５０℃である。
　上記の方法で得た熱延鋼板に対して、必要に応じて軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもよい。熱延鋼板に対して、冷間圧延を行うことにより冷延鋼板を得てもよく、めっきを付与することによりめっき鋼板を得てもよい。また、連続焼鈍を行ってもよい
　冷間圧延は通常の累積圧下率、例えば３０～９０％の累積圧下率で行う冷間圧延とすればよい。
　熱延鋼板または冷延鋼板は、表面にめっき層を備えていてもよい。ホットスタンプ工程におけるスケール生成の抑制およびホットスタンプ成形体の耐食性向上等の目的に応じて、公知の各種の溶融金属めっきおよび電気めっきなどを施してもよい。
　溶融金属めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、および溶融アルミニウム－亜鉛めっき等が挙げられる。溶融金属めっき層が硬質であると、ホットスタンプ成形時にクラックが生じて、ホットスタンプ成形体の耐食性が劣化する場合がある。このため、溶融金属めっきは、めっき層が軟質となる溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。
　溶融金属めっきが溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきである場合、熱延鋼板または冷延鋼板の表面に施すめっきの付着量は、片面当たり３～８００ｇ／ｍ２であることが好ましい。めっき付着量が片面あたり３ｇ／ｍ２未満であると、耐食性の向上効果を確実に得ることができない場合がある。一方、めっき付着量が片面当たり８００ｇ／ｍ２を超えると、溶接時にブローホール等の欠陥が生じ易くなる場合がある。耐食性の向上およびコスト抑制の観点から、めっき付着量は１０～２００ｇ／ｍ２であることがより好ましい。
　ホットスタンプ成形前のめっき層の蒸発を抑制して、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させるためには、めっきが合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの合金化度としては、めっき層中のＦｅ含有量が３～２５％であることが好ましい。めっき被膜中のＦｅ含有量が３％未満であると、ホットスタンプ成形時のめっき層の蒸発を十分に抑制できない場合がある。めっき層中のＦｅ含有量が２５％超であると、ホットスタンプ成形体のパウダリング性が劣化する場合がある。
　めっき層の蒸発抑制およびパウダリング性の確保の観点から、めっき層中のＦｅ含有量は７～１８％であることがより好ましい。なお、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層の表面にさらに、有機系あるいは無機系の被膜を施してもよい。
（ホットスタンプ成形体の製造方法）
　上記のようにして得られたホットスタンプ用鋼板を用いて、例えば、下記の製造法によりホットスタンプ成形体を製造する。これにより、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。
「加熱工程」
　ホットスタンプ工程では、平均加熱速度１５０℃／ｓ以下でホットスタンプ用鋼板を加熱する。平均加熱速度が１５０℃／ｓを超えると、炭化物の再溶解が進まずに、この炭化物が曲げ割れ起点となる。その結果、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する場合がある。平均加熱速度は、好ましくは１００℃／ｓ以下である。平均加熱速度の下限は特に限定しないが、生産性の観点より、好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは２℃／ｓ以上である。
　加熱温度はＡｃ３点以上の温度域とし、該温度域で保持した後、熱間成形（ホットスタンプ）する。加熱温度がＡｃ３点未満の場合、２相域での加熱となり、フェライトの析出が生じる。その結果、不均質な組織となり、また炭化物の再溶解が進まないために、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する場合がある。このため、加熱温度はＡｃ３点以上とする。好ましくはＡｃ３＋２０℃以上である。加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高いほど加熱コストが上昇するため、生産コストの観点よりＡｃ３点＋１００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ａｃ３点＋８０℃以下である。加熱温度での保持時間は１０～３００秒とすればよい。
　なお、Ａｃ３点は下記式（２）により表される。下記式（２）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　Ａｃ３点＝９１０－２０３×Ｃ０．５＋６６×Ｓｉ－２５×Ｍｎ＋７００×Ｐ－１１×Ｃｒ＋１０９×ｓｏｌ．Ａｌ＋４００×Ｔｉ－１５．２×Ｎｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ　・・・式（２）
「冷却工程」
　ホットスタンプ完了後は、１８０～２２０℃の温度域まで冷却することが好ましい。すなわち、ホットスタンプ完了後、冷却停止温度は１８０～２２０℃の温度域とすることが好ましい。ホットスタンプ完了後の冷却停止温度は、１９０℃以上、または１９５℃以上とすることがより好ましい。また、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度は、２１０℃以下、または２０５℃以下とすることが好ましい。
　本発明者らは、０．１０～４．００質量％のＣｏを含有する鋼板をホットスタンプした場合において、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度を１８０～２２０℃の温度域とすることで、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上となり、且つ引張強さが１５００ＭＰａ以上となる傾向が有ることを新たに知見した。また、本発明者らは、上記傾向はＣｏを０．１０質量％以上含有する鋼板をホットスタンプした場合においてのみ見られ、Ｃｏを０．１０質量％以上含有しない鋼板をホットスタンプした場合には上記傾向が見られないことを新たに知見した。
　図４は、後述する実施例の鋼Ｎｏ．２（Ｃｏ含有量：０．１５質量％）を用いて製造したホットスタンプ用鋼板をホットスタンプした場合の、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度と、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率および引張強さとの関係を示す図である。また、図５は、後述する実施例の鋼Ｎｏ．５１（Ｃｏ含有量：０．１０質量％未満）を用いてホットスタンプした場合の、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度と、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率および引張強さとの関係を示す図である。図４では、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度を１８０～２２０℃の温度域とすることで、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上となり、且つ引張強さが１５００ＭＰａ以上となることが分かる。一方、図５では、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度を１８０～２２０℃の温度域としても、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が３０面積％以上とならないことが分かる。
　ホットスタンプ完了後の冷却停止温度を１８０～２２０℃の温度域にするためには、例えば、２００℃に加熱した金型でホットスタンプを行う方法、加熱していない常温の金型を用いて、ホットスタンプ時の下死点保持の時間を短くする方法、金型内のノズルから噴射される冷却媒体の噴射量を制御する方法、および金型内に隙間を設けることで鋼板からの抜熱量を低減する方法等が挙げられる。
　なお、ホットスタンプ完了とは、パンチが下死点に到達した時のことをいう。ホットスタンプ完了温度は、６５０℃以上とすればよい。また、ここでいう冷却停止温度とは、金型保持が終了した時（パンチが下死点から離れる時）のホットスタンプ成形体の表面温度をいう。
　ホットスタンプ完了後の温度～冷却停止温度の温度域における平均冷却速度は、５～５００℃／ｓとすることが好ましい。上記温度域の平均冷却速度を５～５００℃／ｓに制御することにより、ホットスタンプ成形体のミクロ組織をマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）主体とすることが可能となる。
　ホットスタンプ完了後の温度～冷却停止温度の温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、焼入れが十分に行われず、ミクロ組織中にフェライト等の軟質相が形成される場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体の引張強さが１５００ＭＰａを下回る場合がある。このため、上記温度域における平均冷却速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が５００℃／ｓ超となる場合、マルテンサイトのオートテンパー（自己焼戻し）が十分に進まず、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域の面積率が低減する場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する場合がある。このため、上記温度域における平均冷却速度は５００℃／ｓ以下とする。好ましくは、３００℃／ｓ以下である。
　上記冷却停止温度以下の温度域の平均冷却速度は、オートテンパーされたマルテンサイト結晶粒の割合を高めるために、極力低下することが重要である。冷却停止温度から１００℃までの温度域の平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とすることが好ましい。特に、１５０℃から１００℃までの温度域の平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とすることがより好ましい。冷却停止温度以下の温度域の冷却は、空冷および加熱炉内での放冷により行うことが考えられる。
　ホットスタンプして冷却した後に、強度調整を目的として、１００～６００℃の温度域に加熱し、当該温度域で保持する焼戻しを行ってもよい。ただし、３００～６００℃の温度域で焼鈍すると、ＴＳ×αが７５０００ＭＰａ・ｄｅｇ未満となる場合がある。そのため、３００～６００℃の温度域で焼鈍することは好ましくない。
　また、ホットスタンプ成形体の変形能向上を目的として、ホットスタンプして冷却した後に、ホットスタンプ成形体の一部に軟化領域を有してもよい。ここでいう軟化領域とは、ホットスタンプ成形体の一部（例えばフランジ部など）にレーザーを照射することで部分的に焼戻し、ホットスタンプ成形体の一部に設けた軟化領域等を意味する。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１Ａ～表３Ｂに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によって鋼片を得た。当該鋼片を１１５０℃に加熱し、当該温度域で３０分間保持した後、仕上げ圧延温度が９７０℃となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼帯を得た。得られた熱延鋼帯を５５０℃でコイル状に巻き取った。この熱延鋼帯に対し、累積圧下率が５０％となる条件で冷間圧延を行い、厚さ１．６ｍｍのホットスタンプ用鋼板（冷延鋼板）を得た。
　一部のホットスタンプ成形体には、強度調整を目的として、１００℃以上、３００℃未満の温度域に加熱して保持する、焼戻しを施した。焼戻しを施したホットスタンプ成形体については、表４～６中の「焼鈍」の欄に「有り」と記載した。
　また、一部のホットスタンプ用鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことで、ホットスタンプ用めっき鋼板を得た。めっきの付着量は、片面あたり１０～２００ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっきを施したホットスタンプ用鋼板については、表７～９中の「めっき」の欄に「有り」と記載した。
　得られたホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ用めっき鋼板（以下、「ホットスタンプ用鋼板」と総称する。）について、表４～６に示す条件でホットスタンプを実施して、ホットスタンプ成形体を得た。なお、ホットスタンプ完了後の冷却停止温度は、１８０～２２０℃の温度域とした。また、冷却停止温度以下の温度域の冷却は、空冷または加熱炉内での放冷により行った。
　一部のホットスタンプ成形体には、ホットスタンプ成形体の一部にレーザーを照射することで２００℃に加熱して、部分軟化領域を形成した。部分軟化領域を形成したホットスタンプ成形体については、表中の「部分軟化領域」の欄に「有り」と記載した。
　ホットスタンプ成形体について、上述の測定方法によりミクロ組織の測定を行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性を測定した。それらの結果を、表７～９に示す。また、図２および図３には、発明例である試験Ｎｏ．５２および比較例である試験Ｎｏ．７４について、単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値６００００を境界値として２値化して作成したＧＡＩＱマップを示す。
　ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により測定し、評価した。
「引張強さ」
　ホットスタンプ成形体の引張強さＴＳは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。引張強さＴＳが１５００ＭＰａ以上の場合、強度に優れるとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳが１５００ＭＰａ未満の場合、強度に劣るとして不合格と判定した。
「曲げ性」
　曲げ性はドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８‐１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準に基づき角度に変換し、最大曲げ角度α（ｄｅｇ）を求めた。上述の方法により得た引張強さＴＳ（ＭＰａ）と最大曲げ角度α（ｄｅｇ）との積（ＴＳ×α）が７５０００ＭＰａ・ｄｅｇ以上であった場合、曲げ性に優れるとして合格と判定した。一方、ＴＳ×αが７５０００ＭＰａ・ｄｅｇ未満であった場合、曲げ性に劣るとして不合格と判定した。
　（曲げ試験の測定条件）
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延直角方向）
　曲げ稜線：圧延直角方向
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
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　表１Ａ～９に示すように、本発明で規定される化学組成およびミクロ組織を満足する発明例は、機械的特性（引張強さおよび曲げ性）に優れていた。本発明で規定される化学組成およびミクロ組織を満足しない比較例は、機械的特性が劣っていた。
　図２に示すように、発明例である試験Ｎｏ．５２では、転位密度が低い領域（黒い領域）が多く、比較例である試験Ｎｏ．７４では、転位密度が高い領域（白い領域）が多いことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満、
    Ｓｉ：０．０１０％以上、１．３０％以下、
    Ｍｎ：０．５０％未満、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１０％以上、０．５００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｃｒ：０．０１０％以上、０．８０％以下、
    Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
    Ｃｏ：０．１０％以上、４．００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｖ　：０％以上、０．１００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、０．５０％以下、
    ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、並びに
    残部がＦｅ及び不純物である化学組成を有し、
    　ミクロ組織が、面積率で、９０～１００％のマルテンサイトおよび０～１０％の残部組織からなり、
    　前記ミクロ組織において、
    　単位結晶粒内の平均ＧＡＩＱ値が６００００以上である領域が、３０面積％以上であり、
    　円相当直径が０．２０μｍ以上である炭化物の個数密度が、５０個／ｍｍ２以下である、
    ホットスタンプ成形体。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｖ　：０．００１％以上、０．１００％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    ＲＥＭ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、および
    Ｃａ：０．００１０％以上、０．０１００％以下
    からなる群から選択される一種又は二種以上の元素を含有する、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　表層にめっき層を備える、請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　一部に軟化領域を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
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