WO2020241258A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体 Download PDF

Info

Publication number
WO2020241258A1
WO2020241258A1 PCT/JP2020/019111 JP2020019111W WO2020241258A1 WO 2020241258 A1 WO2020241258 A1 WO 2020241258A1 JP 2020019111 W JP2020019111 W JP 2020019111W WO 2020241258 A1 WO2020241258 A1 WO 2020241258A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
length
rotation angle
grain boundary
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/019111
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
前田　大介
由梨 戸田
匹田　和夫
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to US17/603,270 priority Critical patent/US20220195567A1/en
Priority to JP2021522192A priority patent/JP7151890B2/ja
Priority to KR1020217037231A priority patent/KR102604058B1/ko
Priority to CN202080037238.5A priority patent/CN113840936B/zh
Publication of WO2020241258A1 publication Critical patent/WO2020241258A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped article. Specifically, the present invention relates to a hot stamped body having excellent strength and toughness, which is applied to structural members and reinforcing members of automobiles or structures in which toughness is required.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-101984 filed in Japan on May 31, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the toughness decreases as the strength of the steel sheet increases, so if cracks occur during collision deformation, the proof stress and absorbed energy required for automobile members may not be obtained.
  • Patent Document 1 by controlling the cooling rate from finish rolling to winding in the hot rolling process, the crystal orientation difference in bainite is controlled to 5 to 14 °, and the deformability such as elongation and flangeability is improved.
  • the technology to make it is disclosed.
  • Patent Document 2 describes a technique for improving local deformability by controlling the strength of a specific crystal orientation group among ferrite crystal grains by controlling the manufacturing conditions from finish rolling to winding in the hot rolling process. Is disclosed.
  • Patent Document 3 by heat-treating a steel sheet for hot stamping to form ferrite on the surface layer, voids formed at the interface between ZnO and the steel sheet and the interface between ZnO and the Zn-based plating layer during heating before hot pressing There is disclosed a technique for improving perforated corrosion resistance and the like by reducing the amount of zinc oxide.
  • Patent Document 4 discloses a hot stamped molded product having excellent bendability, which is obtained by laminating surface steel plates on both sides of a steel plate.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamped molded product having excellent strength and toughness in view of the problems of the prior art.
  • the present inventors mainly have one or more metal structures of martensite, tempered martensite, and lower bainite in the surface layer region, which is a region from the surface of the steel plate constituting the hot stamped compact to a depth of 50 ⁇ m from the surface.
  • the grain boundaries having a phase of body-core structure the length of the grain boundary with the rotation axis in the ⁇ 011> direction as the phase and the rotation angle of 57 ° to 63 ° and the rotation angle of 49 ° to 56 °.
  • the rotation angle is relative to the total length of the grain boundaries, the grain boundaries with rotation angles of 4 ° to 12 °, and the grain boundaries with rotation angles of 64 ° to 72 °.
  • the present invention has been further studied based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the hot stamp molded product according to one aspect of the present invention has a chemical composition of% by mass.
  • C 0.15% or more, less than 0.70%, Si: 0.005% or more, 0.250% or less, Mn: 0.30% or more, 3.00% or less, sol.
  • the metal structure has one or more of martensite, tempered martensite, and lower bainite as the main phase, and has a phase of body-core structure.
  • the length of the grain boundary with the rotation angle of 57 ° to 63 ° and the length of the grain boundary with the rotation angle of 49 ° to 56 ° and the rotation angle with the ⁇ 011> direction as the rotation axis are The grain boundary having a rotation angle of 64 ° to 72 ° with respect to the total length of the grain boundary having a rotation angle of 64 ° to 72 ° and the grain boundary length of 4 ° to 12 °.
  • the hot stamp molded product according to (1) above has a chemical composition of mass%.
  • Nb 0.010% or more, 0.150% or less, Ti: 0.010% or more, 0.150% or less, Mo: 0.005% or more, 1.000% or less, Cr: 0.005% or more, 1.000% or less, B: 0.0005% or more, 0.0100% or less, It may contain one or more selected from the group consisting of Ca: 0.0005% or more and 0.010% or less and REM: 0.0005% or more and 0.30% or less.
  • the features of the hot stamp molded product according to this embodiment are as follows.
  • the metal structures are martensite, tempered martensite and lower baynite.
  • the length of the grain boundaries with a rotation angle of 57 ° to 63 ° about the ⁇ 011> direction and a rotation angle of 49 For the total length of the grain boundary length of ° to 56 °, the grain boundary length of the rotation angle of 4 ° to 12 °, and the grain boundary length of the rotation angle of 64 ° to 72 °. Therefore, the crack growth is suppressed by setting the ratio of the length of the grain boundaries having the rotation angle of 64 ° to 72 ° to 35% or more.
  • the present inventors have found that the above-mentioned structure can be obtained by the following method.
  • rough rolling is performed in a temperature range of 1050 ° C. or higher with a cumulative rolling reduction of 40% or higher to promote recrystallization of austenite. Then, 5% or more in a temperature range of more than three points A, by performing finish rolling at a final rolling reduction of less than 20%, introducing the dislocation traces austenite after recrystallization completion. After the finish rolling is completed, cooling is started within 0.5 seconds, and the average cooling rate up to a temperature range of 650 ° C. or lower is set to 30 ° C./s or more. As a result, the transformation from austenite to bainitic ferrite can be started while maintaining the dislocation introduced into austenite.
  • austenite is transformed into bainitic ferrite in a temperature range of 550 ° C or higher and lower than 650 ° C.
  • the transformation to bainitic ferrite tends to be delayed, and in a steel sheet containing 0.15% by mass or more of C, the transformation rate to bainitic ferrite becomes slow, so that the desired amount It is difficult to obtain bainitic ferrite.
  • dislocations strains
  • the austenite into which the dislocations are introduced is transformed.
  • the transformation to bainitic ferrite is promoted, and a desired amount of bainitic ferrite can be obtained in the surface layer region of the steel sheet.
  • slow cooling at an average cooling rate of 1 ° C / s or higher and lower than 10 ° C / s promotes the transformation of austenite to bainitic ferrite and promotes bainitic.
  • the average crystal orientation difference of the ferrite grain boundaries can be controlled to 0.4 ° or more and 3.0 ° or less.
  • a Zn-based plating layer containing 10 to 25% by mass of Ni is formed so that the adhesion amount is 10 to 90 g / m 2 to obtain a steel sheet for hot stamping.
  • the subgrain boundaries with an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less promote the diffusion of Ni, and the surface layer of the steel sheet.
  • Ni can be contained in the crystal grains of.
  • Ni contained in the plating layer first diffuses into the steel sheet through the subgrain boundaries on the surface layer of the steel sheet.
  • the subgrain boundaries having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less promote the diffusion of Ni, so that Ni can be contained in the crystal grains on the surface layer of the steel sheet. This is because the grain boundary segregation of C is suppressed at the subgrain boundaries where the average crystal orientation difference is 0.4 ° or more and 3.0 ° or less, and this subgrain boundary effectively functions as a diffusion path for Ni. Is.
  • the heating temperature reaches above three points A
  • reverse transformation to austenite is completed.
  • the average crystal orientation difference between the austenite and the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more, which is the matrix before transformation is 0.4 ° or more and 3.0 ° or less. Since there is a specific crystal orientation relationship with the crystal grains, the crystal orientation of the austenite produced inherits the characteristics of the crystal grains of the parent phase before transformation.
  • these grains are transformed from austenite grains to grains having a body-core structural phase (for example, lower bainite, martensite, and tempered martensite).
  • a body-core structural phase for example, lower bainite, martensite, and tempered martensite.
  • the combination of crystal orientations is affected by the crystal orientation of austenite before transformation and the Ni contained in the surface layer of the steel plate in the heating process.
  • Crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more are generated in a steel plate for hot stamping.
  • the crystal orientation of the crystal grains having the phase of the body-core structure can be controlled.
  • the present inventors have the length of the grain boundary at which the rotation angle is 57 ° to 63 ° with the ⁇ 011> direction as the rotation axis among the grain boundaries of the crystal grains having the phase of the body-core structure, and the rotation.
  • the ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° can be controlled to 35% or more.
  • the grain boundaries with a rotation angle of 64 ° to 72 ° have the largest grain boundary among the grain boundaries of martensite, tempered martensite, and lower bainite, so they are highly effective in suppressing crack elongation. , Suppresses brittle fracture of steel materials. As a result, the toughness of the hot stamped molded product can be increased.
  • the hot stamp molded product and the method for producing the same according to the present embodiment will be described in detail.
  • the numerical limit range described below includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the values in the numerical range. All% of the chemical composition indicate mass%.
  • the steel sheet constituting the hot stamped body according to the present embodiment has a chemical composition of C: 0.15% or more and less than 0.70%, Si: 0.005% or more and 0.250% or less in mass%. , Mn: 0.30% or more, 3.00% or less, sol. Al: 0.0002% or more, 0.500% or less, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities.
  • C 0.15% or more, less than 0.70%
  • C is an important element for obtaining a tensile strength of 1500 MPa or more in a hot stamped molded product. If the C content is less than 0.15%, martensite is soft and it is difficult to secure a tensile strength of 1500 MPa or more. Therefore, the C content is set to 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.18% or more, 0.19% or more, more than 0.20%, 0.23% or more, or 0.25% or more.
  • the C content is set to less than 0.70%.
  • the C content is preferably 0.50% or less, 0.45% or less, or 0.40% or less.
  • Si: 0.005% or more, 0.250% or less Si is an element that promotes the phase transformation from austenite to bainitic ferrite. If the Si content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and a desired metal structure cannot be obtained in the surface layer region of the hot stamping steel sheet. As a result, the desired microstructure cannot be obtained in the hot stamp molded product. Therefore, the Si content is set to 0.005% or more. Preferably, it is 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more. On the other hand, even if Si of more than 0.250% is contained, the above effect is saturated, so the Si content is set to 0.250% or less. It is preferably 0.230% or less, or 0.200% or less.
  • Mn 0.30% or more, 3.00% or less
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution. If the Mn content is less than 0.30%, the solid solution strengthening ability is poor and martensite becomes soft, and it is difficult to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more in the hot stamped molded product. Therefore, the Mn content is set to 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, 0.75% or more, or 0.80% or more.
  • the Mn content is set to 3.00% or less. Preferably, it is 2.50% or less, 2.00% or less, or 1.50% or less.
  • 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, or 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.
  • S 0.1000% or less
  • S is an element that forms inclusions in steel.
  • the S content is preferably 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% 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.
  • 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 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed. The Al content is 0.0002% or more. sol. The Al content is preferably 0.0010% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 0.500%, coarse oxides are formed in the steel, and the toughness of the hot stamped compact is lowered. Therefore, sol. The Al content is 0.500% or less. Preferably, it is 0.400% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • N is an impurity element, which is an element that forms a nitride in steel and deteriorates the toughness of the hot stamped body.
  • the N content exceeds 0.0100%, coarse nitrides are formed in the steel, and the toughness of the hot stamped compact is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0075% or less, or 0.0060% 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.
  • the balance of the chemical composition of the steel sheet constituting the hot stamped compact according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • impurities include elements that are unavoidably mixed from steel raw materials or scrap and / or in the steelmaking process and are allowed as long as they do not impair the characteristics of the hot stamped article according to the present embodiment.
  • the steel sheet constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment does not substantially contain Ni, and the content thereof is less than 0.005%. Since Ni is an expensive element, in the present embodiment, the cost can be kept low as compared with the case where Ni is intentionally contained and the Ni content is 0.005% or more.
  • the steel plate constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements instead of a part of Fe.
  • the content is 0%.
  • Nb 0% or more, 0.150% or less Since Nb is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more in order to surely exert the above effect.
  • the Nb content is more preferably 0.035% or more.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.120% or less.
  • Ti 0% or more, 0.150% or less Since Ti is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Ti is contained, the Ti content is preferably 0.010% or more in order to ensure that the above effects are exhibited. The Ti content is preferably 0.020% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 0.150%, the Ti content is preferably 0.150% or less. The Ti content is more preferably 0.120% or less.
  • Mo 0% or more, 1.000% or less Since Mo is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Mo is contained, the Mo content is preferably 0.005% or more in order to surely exert the above effect. The Mo content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Mo content is preferably 1.000% or less. The Mo content is more preferably 0.800% or less.
  • Cr 0% or more, 1.000% or less Since Cr is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Cr is contained, the Cr content is preferably 0.005% or more in order to ensure the above effect. The Cr content is more preferably 0.100% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Cr content is preferably 1.000% or less. The Cr content is more preferably 0.800% or less.
  • B 0% or more, 0.0100% Since B is an element that segregates at the grain boundaries and improves the strength of the grain boundaries, it may be contained as necessary.
  • the B content is preferably 0.0005% or more in order to surely exert the above effect.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0075% or less.
  • Ca 0% or more, 0.010% or less
  • Ca is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.010% or less.
  • REM 0% or more, 0.30% or less
  • REM is an element that has the effect of deoxidizing molten steel and hardening the steel.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.30% 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.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel sheet for hot stamping may be measured by a general analysis method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum). In addition, 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. sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the sample with an acid. When the hot stamping steel sheet has a plating layer on the surface, the plating layer on the surface may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the
  • ⁇ Steel sheet for hot stamping> "In the surface layer region from the surface of the steel sheet to the region at a depth of 50 ⁇ m from the surface, the average crystal orientation difference is 0.4 ° inside the crystal grains surrounded by grain boundaries with an average crystal orientation difference of 5 ° or more. Above, 80% or more in area% of crystal grains of 3.0 ° or less " In the surface layer region of the steel plate, 80% of the crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more are 80% in area%.
  • the subgrain boundaries having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less promote the diffusion of Ni, and Ni is formed in the crystal grains on the surface layer of the steel plate. Can be contained.
  • the conventional method of forming ferrite on the surface layer of the steel sheet it is difficult to promote the diffusion of Ni because the subgrain boundaries are not formed.
  • the subgrain boundaries can be used as a diffusion path of Ni. , Ni can be diffused on the surface layer of the steel sheet.
  • the subgrain boundaries with an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less promote the diffusion of Ni and the surface layer of the steel sheet.
  • Ni can be contained in the crystal grains of.
  • the length of the grain boundary where the rotation angle is 57 ° to 63 ° with the ⁇ 011> direction as the rotation axis and the rotation angle are 49 ° to 56 °.
  • the rotation angle is relative to the total length of the grain boundary length, the grain boundary length at which the rotation angle is 4 ° to 12 °, and the grain boundary length at which the rotation angle is 64 ° to 72 °.
  • the ratio of the length of the grain boundaries to be 64 ° to 72 ° can be controlled to 35% or more. As a result, the toughness of the hot stamped molded product can be increased.
  • the average crystal orientation difference in the crystal grains surrounded by the grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more is 0.4 ° or more and 3.0 ° or less.
  • Some crystal grains need to have an area% of 80% or more. Therefore, in the surface layer region of the steel sheet, the area% of the crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more. 80% or more. It is preferably 85% or more, more preferably 90% or more.
  • the microstructure at the center of the steel plate is not particularly limited, but is usually one or more of ferrite, upper bainite, lower bainite, martensite, tempered martensite, retained austenite, iron carbide and alloy carbide.
  • the microstructure may be observed by a usual method using an electrolytic radiation scanning electron microscope (FE-SEM), an electron backscatter diffraction method (EBSD), or the like.
  • a sample is cut out so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed.
  • the size of the sample shall be such that it can be observed by about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device.
  • a diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water.
  • the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by polishing at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by the 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 time is 0.5 seconds / point.
  • the obtained crystal orientation information is analyzed using the "Grain Average Simulation" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. With this function, it is possible to calculate the crystal orientation difference between adjacent measurement points for a crystal grain having a body-centered cubic structure, and then obtain the average value (mean crystal orientation difference) for all the measurement points in the crystal grain. Is.
  • the area fraction of the crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more is the obtained crystal orientation.
  • the region surrounded by grain boundaries with an average crystal orientation difference of 5 ° or more is defined as a crystal grain, and the "Grain Average Missionation" function allows the average crystal orientation difference within the crystal grain to be 0.4 ° or more.
  • 3.0 ° or less is calculated as the area division.
  • the area fraction of the crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more To get.
  • a plating layer having an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, a Ni content of 10 mass% or more and 25 mass% or less, and a balance consisting of Zn and impurities The hot stamping steel sheet applied to the hot stamping compact according to the present embodiment has an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less on the surface of the steel sheet, and a Ni content of 10 mass% or more. It has a plating layer of 25% by mass or less and the balance is made of Zn and impurities.
  • the subgrain boundaries having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less promote the diffusion of Ni, and the crystal grains are contained in the surface layer region of the steel sheet constituting the hot stamped body.
  • the adhesion amount is less than 10 g / m 2 or the Ni content in the plating layer is less than 10% by mass, the Ni that is concentrated on the surface layer of the steel plate becomes scarce, and the grain boundaries of the crystal grains having the phase of the body-core structure Of these, the length of the grain boundary with the rotation angle of 57 ° to 63 °, the length of the grain boundary with the rotation angle of 49 ° to 56 °, and the rotation angle of 4 ° to 12 ° with the ⁇ 011> direction as the rotation axis.
  • the ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° to the total length of the length of the grain boundary and the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° is 35.
  • the toughness of the hot stamped molded product cannot be improved.
  • the adhesion amount exceeds 90 g / m 2 , or when the Ni content in the plating layer exceeds 25% by mass, Ni is excessively concentrated at the interface between the plating layer and the steel sheet, and the plating layer and the steel sheet are separated from each other. Adhesion is lowered, it becomes difficult to supply Ni in the plating layer to the surface layer of the steel sheet, and a desired microstructure cannot be obtained in the hot stamped molded product after hot stamping.
  • the amount of the plating layer adhered is preferably 30 g / m 2 or more, or 40 g / m 2 or more.
  • the amount of the plating layer adhered is preferably 70 g / m 2 or less, or 60 g / m 2 or less.
  • the Ni content in the plating layer is preferably 12% by mass or more, or 14% by mass or more.
  • the Ni content in the plating layer is preferably 20% by mass or less, or 18% by mass or less.
  • the plating adhesion amount and the Ni content in the plating layer are measured by the following methods.
  • the amount of plating adhesion is measured by collecting a test piece from an arbitrary position on the hot stamping steel plate according to the test method described in JIS H 0401: 2013.
  • the Ni content in the plating layer is determined by collecting a test piece from an arbitrary position on the hot stamping steel sheet according to the test method described in JIS K 0150: 2009 and containing Ni at 1/2 position of the total thickness of the plating layer. Measure the amount.
  • the obtained Ni content is defined as the Ni content of the plating layer in the hot stamping steel sheet.
  • the thickness of the hot stamping steel plate is not particularly limited, but it is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • a crystal having a body-core structure with one or more of martensite, tempered martensite, and lower bainite as the main phase in the surface layer region which is a region from the surface of the steel plate to a region at a depth of 50 ⁇ m from the surface.
  • the ratio of martensite is 35% or more. " In the surface layer region of the steel plate constituting the hot stamped body, the metal structure has martensite, tempered martensite and lower bainite as the main phases, and the grain boundary of the crystal grains having the phase of the body-core structure is in the ⁇ 011> direction.
  • the ratio of the lengths of the grain boundaries having an angle of rotation of 64 ° to 72 ° is preferably 40% or more, 42% or more, or 45% or more. Since the above effect can be obtained as the ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° increases, the upper limit is not particularly set, but it may be 80% or less, 70% or less, or 60% or less.
  • the fact that martensite, tempered martensite and lower bainite are the main ministers means that the total area fraction of martensite, tempered martensite and lower bainite is 85% or more.
  • the residual structure in the present embodiment is one or more of retained austenite, ferrite, pearlite, granular bainite and upper bainite.
  • the crystal grain having a body-centered structure phase is a crystal partially or wholly composed of a phase having a body-centered structure crystal represented by a body-centered cubic crystal, a body-centered tetragonal crystal, or the like. It refers to grains. Examples of the phase having a body-centered structure include martensite, tempered martensite or lower bainite.
  • Measurement method of surface integral of martensite, tempered martensite and lower bainite A sample is cut out so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped molded product.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that can be observed by about 10 mm in the rolling direction. If the shape of the hot stamped product makes it impossible to collect a sample from a position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped product, the sample is collected from a position away from the end face as much as possible.
  • 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.
  • a thermal field emission scanning electron microscope JSM-7001F manufactured by JEOL was used as an observation field from the surface of the steel plate (the interface between the plating layer and the steel plate) to the region at a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel plate.
  • the area% of martensite, tempered martensite and lower bainite can be obtained by calculating the sum of the area% of martensite, tempered martensite and lower bainite.
  • Tempering martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, and is distinguished as a structure in which iron carbide has two or more elongation directions.
  • the lower bainite is a collection of lath-shaped crystal grains, and is distinguished as a structure in which the iron carbide has only one extension direction. Martensite is not sufficiently etched by nightal etching, so it can be distinguished from other structures to be etched. However, since retained austenite is not sufficiently etched like martensite, the area% of martensite is obtained by the difference from the area% of retained austenite obtained by the method described later.
  • the total area fraction of martensite, tempered martensite and lower bainite in the surface region is obtained.
  • the surface integral of the remaining structure is obtained by calculating the value obtained by subtracting the total area fraction of martensite, tempered martensite and lower bainite from 100%.
  • the diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. ..
  • a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water.
  • the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by polishing at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes. Electron backscatter at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section at a measurement interval of 0.1 ⁇ m in a region of 50 ⁇ m in length, 50 ⁇ m in depth from the surface of the steel sheet (interface between the plating layer and the steel sheet) to the surface of the steel sheet.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by the 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 time is 0.01 seconds / point.
  • the obtained crystal orientation information is used to calculate the area% 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% of retained austenite in the surface region.
  • “Measuring method of the ratio of the length of the grain boundary where the rotation angle is 64 ° to 72 °" Of the grain boundaries having a phase of body-core structure including martensite, tempered martensite, and lower bayite, the length of the grain boundary having a rotation angle of 57 ° to 63 ° with the ⁇ 011> direction as the rotation axis, and The sum of the length of the grain boundary with the rotation angle of 49 ° to 56 °, the length of the grain boundary with the rotation angle of 4 ° to 12 °, and the length of the grain boundary with the rotation angle of 64 ° to 72 °.
  • the ratio of the length of the grain boundary having the angle of rotation of 64 ° to 72 ° to the length is obtained by the following method.
  • a sample is cut out so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed from an arbitrary position of the hot stamped molded product.
  • the size of the sample shall be such that it can be observed by about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device. If the shape of the hot stamped product makes it impossible to collect a sample from a position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped product, the sample is collected from a position away from the end face as much as possible.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by the 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 time is 0.01 seconds / point.
  • the rotation angle of 4 with the ⁇ 011> direction as the rotation axis.
  • the length of the grain boundary with the rotation angle of 64 ° to 72 ° with respect to the total length of the grain boundary with the rotation angle of 64 ° to 72 ° and the length of the grain boundary with the rotation angle of 64 ° to 72 °. Calculate the ratio of the angle of rotation. In these functions, for the grain boundaries of crystal grains having a phase of body-core structure, the total length of the grain boundaries is calculated by designating a specific rotation angle with an arbitrary crystal direction as the rotation axis. Can be done.
  • the ⁇ 011> direction of the crystal grains having the phase of the body-core structure is specified as the rotation axis, and the rotation angles are 57 ° to 63 °, 49 ° to 56 °, 4 ° to. 12 ° and 64 ° to 72 ° may be input, the total length of these grain boundaries may be calculated, and the ratio of the grain boundaries of 64 ° to 72 ° may be obtained.
  • a plating layer having an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, a Ni content of 10 mass% or more and 25 mass% or less, and a balance consisting of Zn and impurities The hot stamped body according to the present embodiment has an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less and a Ni content of 10 mass% or more and 25 on the surface of the steel plate constituting the hot stamped body. It has a mass% or less and has a plating layer in which the balance is made of Zn and impurities.
  • the adhesion amount is less than 10 g / m 2 or the Ni content in the plating layer is less than 10% by mass, the amount of Ni concentrated in the surface layer region of the steel sheet is reduced, and the desired metal is formed in the surface layer region after hot stamping. I can't get the tissue.
  • the adhesion amount exceeds 90 g / m 2 , or when the Ni content in the plating layer exceeds 25% by mass, Ni is excessively concentrated at the interface between the plating layer and the steel sheet, and the plating layer and the steel sheet are separated from each other. Adhesion is reduced, Ni in the plating layer is less likely to diffuse into the surface layer region of the steel sheet, and a desired metal structure cannot be obtained in the hot stamped compact.
  • the amount of the plating layer adhered is preferably 30 g / m 2 or more, or 40 g / m 2 or more.
  • the amount of the plating layer adhered is preferably 70 g / m 2 or less, or 60 g / m 2 or less.
  • the Ni content in the plating layer is preferably 12% by mass or more, or 14% by mass or more.
  • the Ni content in the plating layer is preferably 20% by mass or less, or 18% by mass or less.
  • the plating adhesion amount of the hot stamp molded product and the Ni content in the plating layer are measured by the following methods.
  • the amount of plating adhered is measured by collecting a test piece from an arbitrary position of the hot stamped molded product according to the test method described in JIS H 0401: 2013.
  • the Ni content in the plating layer is determined by collecting a test piece from an arbitrary position of the hot stamped body according to the test method described in JIS K 0150: 2009 and containing Ni at 1/2 position of the total thickness of the plating layer. By measuring the amount, the Ni content of the plating layer in the hot stamping compact is obtained.
  • the steel piece (steel material) to be subjected to hot rolling may be a steel piece manufactured by a conventional method, and may be, for example, a steel piece manufactured by a general method such as a continuously cast slab or a thin slab caster. It is preferable that the steel material having the above-mentioned chemical composition is subjected to hot rolling, and in the hot rolling step, rough rolling is performed in a temperature range of 1050 ° C. or higher with a cumulative rolling reduction of 40% or higher.
  • the average crystal orientation difference is 0.4 ° or more and 3 in the crystal grains surrounded by grain boundaries with an average crystal orientation difference of 5 ° or more.
  • the ratio of crystal grains having a temperature of 0.0 ° or less cannot be 80% or more in terms of area%.
  • a 3 points 850 + 10 ⁇ (C + N) ⁇ Mn + 350 ⁇ Nb + 250 ⁇ Ti + 40 ⁇ B + 10 ⁇ Cr + 100 ⁇ Mo ... (1)
  • the element symbol in the above formula (1) indicates the content of the element in mass%, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • cooling It is preferable that cooling is started within 0.5 seconds after the finish rolling is completed, and the average cooling rate up to a temperature range of 650 ° C. or lower is 30 ° C./s or more. If the time from the end of finish rolling to the start of cooling exceeds 0.5 seconds, or if the average cooling rate up to the temperature range of 650 ° C or lower is less than 30 ° C / s, the dislocations introduced into austenite are restored. Therefore, in the surface layer region of the hot stamping steel plate, the crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more. The ratio of the area% cannot be 80% or more.
  • crystal grains having a large crystal orientation difference are formed adjacent to each other in bainitic ferrite. It will be easier. Therefore, in the crystal grains surrounded by the grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more, crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less are not generated. If the average cooling rate in the above temperature range is less than 1 ° C./s, C contained in bainitic ferrite segregates into subgrain boundaries, and Ni in the plating layer becomes a steel sheet in the hot stamp heating process. It cannot spread to the surface layer.
  • the average cooling rate in the above temperature range is 10 ° C./s or more, dislocation recovery does not occur near the grain boundaries of bainitic ferrite, and in the crystal grains surrounded by grain boundaries with an average crystal orientation difference of 5 ° or more. , Crystal grains having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3.0 ° or less are not generated.
  • the average cooling rate in the above temperature range is more preferably less than 5 ° C./s.
  • the temperature range of 550 ° C or lower After slow cooling to 550 ° C, it is preferable to cool the temperature range of 550 ° C or lower at an average cooling rate of 40 ° C / s or higher.
  • the cooling may be performed up to a temperature range of 350 to 500 ° C.
  • the adhesion amount is 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, and the Ni content is 10. It forms a plating layer containing mass% or more and 25% by mass or less, and the balance is made of Zn and impurities. As a result, a steel plate for hot stamping is obtained.
  • a known production method such as pickling or temper rolling may be included before plating is applied.
  • the cumulative rolling reduction in cold rolling is not particularly limited, but is preferably 30 to 70% from the viewpoint of shape stability of the steel sheet.
  • the heating temperature is preferably 760 ° C. or lower from the viewpoint of protecting the microstructure of the surface layer of the steel sheet.
  • the average crystal orientation difference in the crystal grains surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 5 ° or more is 0.4 ° or more and 3.0 ° or less in the surface layer region.
  • the area% of the crystal grains is 80% or more, and as a result, a hot stamped body having a desired metal structure cannot be obtained. Therefore, when it is necessary to perform tempering before plating is applied due to a high C content or the like, softening annealing is performed at a temperature of 760 ° C. or lower.
  • Hot stamping molded body for the hot stamping steel plate, 500 ° C. or higher, after heating the following temperature range three points A at an average heating rate of less than 100 ° C. / s, from the start of heating to the forming Hot stamp molding is performed so that the elapsed time is 200 to 400 seconds, and the molded product is cooled to room temperature to produce the molded product.
  • a softened region may be formed by baking a part or all of the hot stamped molded product at a temperature of 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower. Good.
  • the length of the grain boundary is 57 ° to 63 °
  • the length of the grain boundary is 49 ° to 56 °
  • the length of the grain boundary is 4 ° to 12 °
  • the rotation angle is 64.
  • the ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° can be controlled to 35% or more with respect to the total length with the length of the grain boundary of ° to 72 °.
  • the average heating rate in the above temperature range is preferably less than 80 ° C./s.
  • the lower limit is not particularly set, in actual operation, the lower limit may be 0.01 ° C / s because setting the temperature to less than 0.01 ° C / s causes an increase in manufacturing cost.
  • the elapsed time from the start of heating to molding is preferably 200 to 400 seconds. If the elapsed time from the start of heating to molding is less than 200 seconds or more than 400 seconds, it may not be possible to obtain a desired metal structure in the hot stamped molded product.
  • the holding temperature at the time of hot stamping is preferably A 3 points + 10 ° C. or higher and A 3 points + 150 ° C. or lower.
  • the average cooling rate after hot stamping is preferably 10 ° C./s or higher.
  • 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.
  • Steel pieces produced by casting molten steel having the chemical compositions shown in Tables 1 to 4 are hot-rolled, cold-rolled, and plated under the conditions shown in Tables 5, 7, 9 and 11, and Tables 6, 8 and 6.
  • the steel sheets for hot stamping shown in 10 and 12 were obtained.
  • the obtained steel sheet for hot stamping was subjected to the heat treatments shown in Tables 13, 15, 17 and 19 and hot stamped to obtain a hot stamped product. Further, with respect to a part of the hot stamped molded product, a partially softened region was formed by irradiating a part of the hot stamped molded product with a laser and tempering it.
  • the temperature of tempering by laser irradiation was 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • Tables 14, 16, 18 and 20 show the microstructure and mechanical properties of the obtained hot stamped article.
  • the underline in the table indicates that the product is outside the scope of the present invention, that the manufacturing conditions are not preferable, and that the characteristic value is not preferable.
  • the microstructure of the hot stamping steel plate and the hot stamping body was measured by the above-mentioned measuring method. Moreover, the mechanical property of the hot stamp molded article was evaluated by the following method.
  • Toughness was evaluated by a Charpy impact test at ⁇ 60 ° C.
  • the toughness was evaluated by collecting a sub-sized Charpy impact test piece from an arbitrary position of the hot stamped article and determining the impact value at ⁇ 60 ° C. according to the test method described in JIS Z 2242: 2005.
  • the tensile strength was 1500 MPa or more and the impact value at -60 ° C. was 20 J / cm 2 or more, it was judged to be an example of the invention as being excellent in strength and toughness. If any one of the above two performances was not satisfied, it was judged as a comparative example.
  • the residual structure was one or more of retained austenite, ferrite, pearlite, granular bainite and upper bainite.
  • hot stamped articles having a chemical composition, a plating composition and a microstructure within the scope of the present invention have excellent strength and toughness.
  • a hot stamped article in which any one or more of the chemical composition and the microstructure deviates from the present invention is inferior in one or more of the strength and toughness.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

このホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有する鋼板と、前記鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層とを有する。前記ホットスタンプ成形体は、前記鋼板の表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合が３５％以上である。

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。具体的には、本発明は、靱性が必要とされる自動車または構造物の構造部材および補強部材に適用される、強度および靭性に優れたホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０１９年５月３１日に、日本に出願された特願２０１９－１０１９８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。自動車用部材はプレス成形によって製造されるが、鋼板の高強度化に伴い成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下するため、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。このような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施する、ホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、自動車用部材への成形と強度確保とを両立する技術として注目されている。
　しかしながら、一般に、鋼板強度の上昇に伴い靭性は低下するため、衝突変形において割れが生じると、自動車用部材に要求される耐力や吸収エネルギーが得られない場合がある。
　特許文献１には、熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻取りまで冷却速度を制御することにより、ベイナイト中の結晶方位差を５～１４°に制御して、伸びフランジ性等の変形能を向上させる技術が開示されている。
　特許文献２には、熱間圧延工程の仕上げ圧延から巻取りまでの製造条件を制御することにより、フェライト結晶粒のうち特定の結晶方位群の強度を制御して、局部変形能を向上させる技術が開示されている。
　特許文献３には、ホットスタンプ用鋼板を熱処理して表層にフェライトを形成させることにより、熱間プレス前の加熱時にＺｎＯと鋼板との界面やＺｎＯとＺｎ系めっき層との界面に生成する空隙を低減させて、穴あき耐食性等を向上させる技術が開示されている。
　特許文献４には、鋼板の両側に、表層用鋼板を積層して得られる、曲げ性に優れたホットスタンプ成形体が開示されている。
　しかし、より高い車体軽量化効果を得るためには、さらに優れた強度および靭性が必要である。
国際公開第２０１６／１３２５４５号 日本国特開２０１２－１７２２０３号公報 日本国特許第５８６１７６６号公報 国際公開第２０１８／１５１３３２号
　本発明は、従来技術の課題に鑑み、優れた強度および靱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。
　本発明者らは、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合を３５％以上とすることで、亀裂進展を抑制する効果を高めることができ、従来よりも優れた靱性を有するホットスタンプ成形体が得られることを見出した。
　本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．１５％以上、０．７０％未満、
Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．１０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下、
Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下および
ＲＥＭ：０％以上、０．３０％以下
を含有し、
　残部がＦｅ及び不純物からなる鋼板と、
　前記鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層とを有し、
　前記鋼板の前記表面～前記表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合が３５％以上である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上、１．０００％以下、
Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下および
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．３０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　本発明によれば、高強度でありながら、従来よりも優れた靱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。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特徴は、以下の通りである。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を３５％以上とすることで、亀裂進展を抑制することを特徴とする。本発明者らは鋭意検討の結果、以下の方法により上記組織が得られることを知見した。
　第一段階として、熱間圧延工程において、１０５０℃以上の温度域において４０％以上の累積圧下率で粗圧延を行うことにより、オーステナイトの再結晶を促進させる。次に、Ａ３点以上の温度域において５％以上、２０％未満の最終圧下率で仕上げ圧延を行うことにより、再結晶完了後のオーステナイトに微量の転位を導入する。仕上げ圧延終了後は０．５秒以内に冷却を開始し、且つ６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。これにより、オーステナイトに導入された転位を維持したまま、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態を開始させることができる。
　次に、５５０℃以上、６５０℃未満の温度域でオーステナイトからベイニティックフェライトへと変態させる。当該温度域では、ベイニティックフェライトへの変態が遅延しやすく、通常、０．１５質量％以上のＣを含むような鋼板では、ベイニティックフェライトへの変態速度が遅くなるため、所望量のベイニティックフェライトを得ることは難しい。本実施形態では、圧延工程では鋼板の表層に転位（ひずみ）を導入し、且つ転位が導入されたオーステナイトから変態させる。これにより、ベイニティックフェライトへの変態が促進され、鋼板の表層領域において、所望量のベイニティックフェライトを得ることができる。
　５５０℃以上、６５０℃未満の温度域では、１℃／ｓ以上、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却することにより、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態を促進し、ベイニティックフェライトの粒界の平均結晶方位差を０．４°以上、３．０°以下に制御することができる。初期のベイニティックフェライトは、平均結晶方位差が５°以上の粒界を持つが、Ｆｅが拡散可能な温度域（５５０℃以上、６５０℃未満の温度域）で緩冷却を行うことにより、ベイニティックフェライトの粒界近傍において転位の回復が起こり、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下となる亜粒界が生成する。この際、鋼中のＣは、亜粒界よりも周囲の大傾角粒界へと拡散するため、亜粒界におけるＣの偏析量は減少する。
　次に、５５０℃以下の温度域を４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、ベイニティックフェライトに含有しているＣが亜粒界へと拡散することを抑制する。
　第二段階として、１０～２５質量％のＮｉを含むＺｎ系めっき層を、付着量が１０～９０ｇ／ｍ２となるように形成させて、ホットスタンプ用鋼板とする。
　第三段階として、ホットスタンプ加熱時の昇温速度を制御することにより、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界がＮｉの拡散を促進させて、鋼板表層の結晶粒内にＮｉを含有させることができる。
　ホットスタンプ成形工程における平均加熱速度を１００℃／ｓ未満に制御した場合、最初に、めっき層に含有されるＮｉが鋼板表層の亜粒界を経路として鋼板内部に拡散する。この際、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界がＮｉの拡散を促進することで、鋼板表層の結晶粒内にＮｉを含有させることができる。これは、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界ではＣの粒界偏析が抑制されており、この亜粒界がＮｉの拡散パスとして有効に機能するためである。
　次に、鋼板表層の亜粒界と鋼板表層の結晶粒内とにおける化学ポテンシャル勾配に従って、Ｎｉが亜粒界から結晶粒内へと拡散する。加熱温度がＡ３点以上に到達すると、オーステナイトへの逆変態が完了する。その際、オーステナイトと、変態前の母相である平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒との間には特定の結晶方位関係が存在するため、生成するオーステナイトの結晶方位は変態前の母相の結晶粒の特徴を受け継ぐ。ホットスタンプ工程における加熱保持、成形後の冷却において、オーステナイト結晶粒から体心構造の相を有する結晶粒（例えば、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト）へと変態する際、これらの結晶粒の結晶方位の組み合わせは、変態前のオーステナイトの結晶方位と、加熱工程において鋼板表層に含有されたＮｉの影響とを受ける。
　ホットスタンプ用鋼板において平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内における平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒を生成させ、結晶粒内にＮｉを固溶させることにより、体心構造の相を有する結晶粒の結晶方位を制御することができる。具体的には、本発明者らは、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を３５％以上に制御できることを見出した。回転角が６４°～７２°となる粒界は、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの結晶粒の粒界の中で最も粒界角度が大きいため、亀裂の伸展を抑制する効果が高く、鋼材が脆性的に破壊することを抑制する。その結果、ホットスタンプ成形体において靱性を高めることができる。
　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。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．７０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物を含む。
「Ｃ：０．１５％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０．１５％未満では、マルテンサイトが軟らかく、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０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１８％以上、０．１９％以上、０．２０％超、０．２３％以上または０．２５％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て破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の靭性が低下する。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０．５０％以下、０．４５％以下、または０．４０％以下である。
「Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下」
　Ｓｉは、オーステナイトからベイニティックフェライトへの相変態を促進させる元素である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記効果が得られず、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、所望の金属組織が得られなくなる。その結果、ホットスタンプ成形体において所望のミクロ組織が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１０％以上、０．０５０％以上、または０．１００％以上である。一方、０．２５０％超のＳｉを含有させても上記効果が飽和するため、Ｓｉ含有量は０．２５０％以下とする。好ましくは０．２３０％以下、または０．２００％以下である。
「Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下」
　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。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、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ことが困難である。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上、０．７５％以上、または０．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量を３．００％超とすると、鋼中に粗大な介在物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは、２．５０％以下、２．００％以下、または１．５０％以下である。
「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靱性が低下する。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、または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％以上としてもよい。
「Ｓ：０．１０００％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０．１０００％を超えると、鋼中に多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、０．００３０％以下、または０．００２０％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％以上としてもよい。
「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％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０．０００２％未満では、脱酸が十分に行われないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の靱性が低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４００％以下、０．２００％以下または０．１００％以下である。
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成してホットスタンプ成形体の靱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靱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、または０．００６０％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％以上としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、実質的にＮｉを含有せず、その含有量は０．００５％未満である。Ｎｉは高価な元素であるため、本実施形態では、Ｎｉを意図的に含有させてＮｉ含有量を０．００５％以上とした場合に比べて、コストを低く抑えることができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
「Ｎｂ：０％以上、０．１５０％以下」
　Ｎｂ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ため、必要に応じて含有させても良い。Ｎｂを含有させる場合、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、０．１５０％を超えてＮｂを含有させても上記効果は飽和するので、Ｎｂ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下である。
「Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下」
　Ｔｉ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ため、必要に応じて含有させても良い。Ｔｉを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以上である。一方、０．１５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するので、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下である。
「Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下」
　Ｍｏ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ため、必要に応じて含有させても良い。Ｍｏを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下」
　Ｃｒ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ため、必要に応じて含有させても良い。Ｃｒを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｃｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１００％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｒ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｂ：０％以上、０．０１００％」
　Ｂは、粒界に偏析して粒界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良い。Ｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７５％以下である。
「Ｃａ：０％以上、０．０１０％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る。この作用を確実に発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．０１０％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下することが好ましい。
「ＲＥＭ：０％以上、０．３０％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る。この作用を確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．３０％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。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。
　上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。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。ホットスタンプ用鋼板が表面にめっき層を備える場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板のミクロ組織およびこれに適用されるホットスタンプ用鋼板を構成する鋼板のミクロ組織について説明する。
＜ホットスタンプ用鋼板＞
「鋼板の表面～前記表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒を面積％で８０％以上」
　鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上３．０°以下である結晶粒を面積％で８０％以上とすることにより、ホットスタンプ加熱時において、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界がＮｉの拡散を促進させて、鋼板表層の結晶粒内にＮｉを含有させることができる。上述したように、鋼板表層にフェライトを生成させる従来の方法では、亜粒界が形成されないため、Ｎｉの拡散を促進させることが難しい。しかし、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では、表層領域に上記結晶粒を面積％で８０％以上含むため、亜粒界をＮｉの拡散パスとして利用することで、鋼板表層にＮｉを拡散することができる。
　ホットスタンプ成形工程における平均加熱速度を１００℃／ｓ未満に制御した場合、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界がＮｉの拡散を促進させて、鋼板表層の結晶粒内にＮｉを含有させることができる。これにより、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合を３５％以上に制御することができる。その結果、ホットスタンプ成形体の靱性を高めることができる。
　上記効果を得るためには、鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒は面積％で８０％以上とする必要がある。そのため、鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒は面積％で８０％以上とする。好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上である。
　鋼板中央部のミクロ組織は特に限定されないが、通常は、フェライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、鉄炭化物および合金炭化物の１種以上である。
　組織観察は、電解放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）および電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）等を用いて、通常の方法により行えばよい。
　次に、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の面積分率の測定方法について説明する。
　まず、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、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。
　サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、鋼板の表面（めっき層と鋼板との界面）～鋼板の表面から深さ５０μｍ位置の領域を、０．２μｍ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、電子線の照射時間は０．５秒／点とする。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「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて解析する。この機能では、体心立方構造を持つ結晶粒について、隣接する測定点間の結晶方位差を算出した後、結晶粒内の全ての測定点について平均値（平均結晶方位差）を求めることが可能である。平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の面積分率は、得られた結晶方位情報に対して、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能により、結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の領域を面積分率として算出する。これにより、表層領域における、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の面積分率を得る。
「付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層」
　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は、鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層を有する。これにより、ホットスタンプ時に平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下の亜粒界がＮｉの拡散を促進させて、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表層領域に結晶粒内にＮｉを含有させることができる。
　付着量が１０ｇ／ｍ２未満、またはめっき層中のＮｉ含有量が１０質量％未満であると、鋼板表層に濃化するＮｉが乏しくなり、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を３５％以上とすることができず、ホットスタンプ成形体の靱性を向上することができない。一方、付着量が９０ｇ／ｍ２を超える場合、またはめっき層中のＮｉ含有量が２５質量％を超える場合、めっき層と鋼板との界面においてＮｉが過剰に濃化し、めっき層と鋼板との密着性が低下し、めっき層中のＮｉを鋼板表層へと供給することが難しくなり、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体において所望のミクロ組織を得ることができない。めっき層の付着量は、３０ｇ／ｍ２以上、または４０ｇ／ｍ２以上が好ましい。また、めっき層の付着量は、７０ｇ／ｍ２以下、または６０ｇ／ｍ２以下が好ましい。めっき層中のＮｉ含有量は、１２質量％以上、または１４質量％以上が好ましい。また、めっき層中のＮｉ含有量は、２０質量％以下、または１８質量％以下が好ましい。
　めっき付着量とめっき層中のＮｉ含有量は、以下の方法により測定する。
　めっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１：２０１３に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のＮｉ含有量は、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０：２００９に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の１／２位置のＮｉ含有量を測定する。得られたＮｉ含有量をホットスタンプ用鋼板におけるめっき層のＮｉ含有量とする。
　ホットスタンプ用鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
　次に、上述のホットスタンプ用鋼板を用いて製造した、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
「鋼板の表面～前記表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合が３５％以上」
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトを主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を３５％以上に制御することにより、亀裂の進展を抑制する効果が得られる。これにより、ホットスタンプ成形体において優れた靭性を得ることができる。回転角が６４°～７２°となる上記粒界の長さの割合は、好ましくは４０％以上、４２％以上、または４５％以上である。回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合が多い程上記効果が得られるため、上限は特に定めないが、８０％以下、７０％以下、または６０％以下としてもよい。
　なお、本実施形態において、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトを主相とするとは、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積分率の合計が８５％以上であることをいう。また、本実施形態における残部組織は、残留オーステナイト、フェライト、パーライト、グラニュラーベイナイトおよび上部ベイナイトの１種以上である。また、本実施形態において体心構造の相を有する結晶粒とは、体心立方晶、体心正方晶等に代表される体心構造の結晶を有する相で一部または全部が構成された結晶粒のことをいう。体心構造を有する相としては、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトが例示される。
「マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積分率の測定方法」
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　なお、ホットスタンプ成形体の形状により、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置からサンプルを採取することができない場合は、可能な範囲で端面から離れた位置からサンプルを採取する。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。次いで、観察面における、鋼板の表面（めっき層と鋼板との界面）～鋼板の表面から深さ５０μｍ位置の領域を観察視野として、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて観察する。マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積％は、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積％の合計を算出することで求めることができる。
　焼き戻しマルテンサイトはラス状の結晶粒の集合であり、内部に鉄炭化物の伸長方向が二つ以上である組織として区別する。下部ベイナイトはラス状の結晶粒の集合であり、内部に鉄炭化物の伸長方向が一つだけである組織として区別する。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％との差分でマルテンサイトの面積％を求める。マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計の面積％を算出することで、表層領域におけるマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計の面積分率を得る。
　なお、残部組織の面積分率は、１００％から、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計の面積分率を引いた値を算出することで得る。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、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。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、鋼板の表面（めっき層と鋼板との界面）～鋼板の表面から深さ５０μｍ位置の領域を、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、電子線の照射時間は０．０１秒／点とする。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％を算出することで、表層領域における残留オーステナイトの面積％を得る。
「回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合の測定方法」
　マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトを含む体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対する、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合は、以下の方法により得る。
　まず、ホットスタンプ成形体の任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　なお、ホットスタンプ成形体の形状により、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置からサンプルを採取することができない場合は、可能な範囲で端面から離れた位置からサンプルを採取する。
　サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、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。
　サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、鋼板の表面（めっき層と鋼板との界面）～鋼板の表面から深さ５０μｍ位置の領域を、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、電子線の照射時間は０．０１秒／点とする。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「Ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅ　Ｍａｐ」および「Ａｘｉｓ　Ａｎｇｌｅ」機能を用いて、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を算出する。これらの機能では、体心構造の相を有する結晶粒の粒界について、任意の結晶方向を回転軸として、特定の回転角を指定することにより、当該粒界の合計の長さを算出することができる。測定領域に含まれる全ての結晶粒について、体心構造の相を有する結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として指定し、回転角として５７°～６３°、４９°～５６°、４°～１２°、６４°～７２°を入力し、これら粒界の合計の長さを算出し、６４°～７２°の粒界の割合を求めれば良い。
「付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層を有する。
　付着量が１０ｇ／ｍ２未満、またはめっき層中のＮｉ含有量が１０質量％未満であると、鋼板の表層領域に濃化するＮｉ量が少なくなり、ホットスタンプ後の表層領域において所望の金属組織を得ることができない。一方、付着量が９０ｇ／ｍ２を超える場合、またはめっき層中のＮｉ含有量が２５質量％を超える場合、めっき層と鋼板との界面においてＮｉが過剰に濃化し、めっき層と鋼板との密着性が低下し、めっき層中のＮｉが鋼板の表層領域に拡散し難くなり、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない。
　めっき層の付着量は、３０ｇ／ｍ２以上、または４０ｇ／ｍ２以上が好ましい。また、めっき層の付着量は、７０ｇ／ｍ２以下、または６０ｇ／ｍ２以下が好ましい。めっき層中のＮｉ含有量は、１２質量％以上、または１４質量％以上が好ましい。また、めっき層中のＮｉ含有量は、２０質量％以下、または１８質量％以下が好ましい。
　ホットスタンプ成形体のめっき付着量およびめっき層中のＮｉ含有量は、以下の方法により測定する。
　めっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１：２０１３に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ成形体の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のＮｉ含有量は、ホットスタンプ成形体の任意の位置から、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０：２００９に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の１／２位置のＮｉ含有量を測定することで、ホットスタンプ成形体におけるめっき層のＮｉ含有量を得る。
　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＞
「粗圧延」
　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、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し、熱間圧延工程おいて、１０５０℃以上の温度域において４０％以上の累積圧下率で粗圧延を行うことが好ましい。１０５０℃未満の温度で圧延した場合、または４０％未満の累積圧下率で粗圧延を終了した場合には、オーステナイトの再結晶が促進せず、次工程において過剰に転位を含んだままベイニティックフェライトへの変態が起こってしまい、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の割合を面積％で８０％以上にすることができない。
「仕上げ圧延」
　次に、Ａ３点以上の温度域において５％以上、２０％未満の最終圧下率で仕上げ圧延を行うことが好ましい。Ａ３点未満の温度で圧延した場合、または２０％以上の最終圧下率で仕上げ圧延を終了した場合、オーステナイトに過剰に転位が含まれたままベイニティックフェライトへの変態が起こってしまい、ベイニティックフェライトの平均結晶方位差が大きくなり過ぎて、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒が生成しなくなる。また、５％未満の最終圧下率で仕上げ圧延を終了すると、オーステナイト中に導入される転位が少なくなり、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延し、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の割合を面積％で８０％以上にすることができない。Ａ３点は下記式（１）により表される。
　Ａ３点＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ・・・（１）
　なお、上記式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
「冷却」
　仕上げ圧延終了後は０．５秒以内に冷却を開始し、且つ６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。仕上げ圧延終了後、冷却開始までの時間が０．５秒を超える場合、または６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合、オーステナイトに導入された転位が回復してしまい、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の割合を面積％で８０％以上にすることができない。
　６５０℃以下の温度域まで冷却した後、５５０℃以上、６５０℃未満の温度域を１℃／ｓ以上、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で緩冷却することが好ましい。６５０℃以上の温度域で緩冷却を行うと、オーステナイトからフェライトへの相変態が起こってしまい、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において所望の金属組織を得ることができない。５５０℃未満の温度域で緩冷却を行うと、変態前のオーステナイトの降伏強度が高いため、変態応力を緩和するために、ベイニティックフェライトにおいて結晶方位差が大きな結晶粒が隣接して生成しやすくなる。そのため、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒が生成しなくなる。上記温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、ベイニティックフェライトに含有しているＣが亜粒界へと偏析してしまい、ホットスタンプの加熱工程において、めっき層中のＮｉが鋼板表層へと拡散できなくなる。上記温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ以上では、ベイニティックフェライトの粒界近傍において転位の回復が起こらず、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒が生成しなくなる。上記温度域における平均冷却速度は、５℃／ｓ未満とすることがより好ましい。
　５５０℃まで緩冷却を行った後、５５０℃以下の温度域を４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。４０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却すると、ベイニティックフェライトに含有しているＣが亜粒界へと偏析してしまい、ホットスタンプの加熱工程において、めっき層中のＮｉが鋼板表層へと拡散できなくなる。上記冷却は、３５０～５００℃の温度域まで行うとよい。
「めっき付与」
　上記熱間圧延鋼板をそのまま、もしくは、軟質化熱処理を施した後、もしくは、冷間圧延を施した後、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる含むめっき層を形成する。これにより、ホットスタンプ用鋼板を得る。ホットスタンプ用鋼板の製造においては、めっき付与の前に、その他、酸洗、調質圧延等、公知の製法を含んでもよい。めっき付与の前に冷間圧延を行う場合、冷間圧延における累積圧下率は特に限定しないが、鋼板の形状安定性の観点から、３０～７０％とすることが好ましい。
　また、めっき付与の前の軟質化焼鈍では、鋼板表層のミクロ組織を保護する観点から、加熱温度を７６０℃以下とすることが好ましい。７６０℃超の温度で焼戻しを施すと、表層領域において、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である結晶粒の面積％を８０％以上とすることができず、結果として所望の金属組織を有するホットスタンプ成形体を得ることができない。そのため、Ｃ含有量が高い等の理由によりめっき付与の前に焼戻しを施すことが必要な場合は、７６０℃以下の温度で軟化焼鈍を施す。
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上記ホットスタンプ用鋼板について、５００℃以上、Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱した後、加熱開始から成形までの経過時間が２００～４００秒となるようにホットスタンプ成形し、成形体を、室温まで冷却することにより製造する。
　また、ホットスタンプ成形体の強度を調整するために、ホットスタンプ成形体の一部の領域又は全ての領域を２００℃以上、５００℃以下の温度で焼戻すことで、軟化領域を形成してもよい。
　５００℃以上、Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱した場合、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を３５％以上に制御することができる。これにより、ホットスタンプ成形体の靱性を高めることができる。上記温度域における平均加熱速度は、好ましくは８０℃／ｓ未満である。下限は特に定めないが、実操業において、０．０１℃／ｓ未満とすることは製造コストの増加を引き起こすため、０．０１℃／ｓを下限としてもよい。
　また、加熱開始から成形（ホットスタンプ成形）までの経過時間は２００～４００秒とすることが好ましい。加熱開始から成形までの経過時間が２００秒未満または４００秒超であると、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない場合がある。
　ホットスタンプ時の保持温度は、Ａ３点＋１０℃以上、Ａ３点＋１５０℃以下とすることが好ましい。また、ホットスタンプ後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１～４に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、表５、７、９および１１に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、めっきを施して、表６、８、１０および１２に示すホットスタンプ用鋼板を得た。得られたホットスタンプ用鋼板に、表１３、１５、１７および１９に示す熱処理を施して、ホットスタンプ成形を行うことで、ホットスタンプ成形体を得た。また、一部のホットスタンプ成形体については、ホットスタンプ成形体の一部分をレーザー照射して焼戻すことで、部分軟化領域を形成した。レーザー照射による焼戻しの温度は２００℃以上、５００℃以下とした。
　表１４、１６、１８および２０に、得られたホットスタンプ成形体のミクロ組織および機械特性を示す。なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること、特性値が好ましくないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体のミクロ組織の測定は、上述の測定方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
「引張強さ」
　ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２０１：２０１１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。
「靭性」
　靭性は、－６０℃でのシャルピー衝撃試験により評価した。ホットスタンプ成形体の任意の位置からサブサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載の試験方法に従って－６０℃における衝撃値を求めることで、靭性を評価した。
　引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、かつ、－６０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を、強度および靭性に優れるとして、発明例と判断した。上記２つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例と判断した。
　なお、表１４、１６、１８および２０の発明例において、残部組織は残留オーステナイト、フェライト、パーライト、グラニュラーベイナイトおよび上部ベイナイトの１種以上であった。
　表１４、１６、１８および２０を見ると、化学組成、めっき組成およびミクロ組織が本発明の範囲内であるホットスタンプ成形体は、優れた強度および靭性を有することが分かる。
　一方、化学組成およびミクロ組織のうちいずれか１つ以上が本発明を外れるホットスタンプ成形体は、強度および靭性のうち１つ以上が劣ることが分かる。
　本発明によれば、高強度でありながら、従来よりも優れた靱性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１５％以上、０．７０％未満、
    Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０１０％以下および
    ＲＥＭ：０％以上、０．３０％以下
    を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなる鋼板と、
    　前記鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層とを有し、
    　前記鋼板の前記表面～前記表面から深さ５０μｍ位置の領域である表層領域において、金属組織がマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種以上を主相とし、体心構造の相を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合が３５％以上であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、
    Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｃｒ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下および
    ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．３０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
PCT/JP2020/019111 2019-05-31 2020-05-13 ホットスタンプ成形体 WO2020241258A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/603,270 US20220195567A1 (en) 2019-05-31 2020-05-13 Hot-stamping formed body
JP2021522192A JP7151890B2 (ja) 2019-05-31 2020-05-13 ホットスタンプ成形体
KR1020217037231A KR102604058B1 (ko) 2019-05-31 2020-05-13 핫 스탬프 성형체
CN202080037238.5A CN113840936B (zh) 2019-05-31 2020-05-13 热冲压成型体

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-101984 2019-05-31
JP2019101984 2019-05-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020241258A1 true WO2020241258A1 (ja) 2020-12-03

Family

ID=73552594

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/019111 WO2020241258A1 (ja) 2019-05-31 2020-05-13 ホットスタンプ成形体

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20220195567A1 (ja)
JP (1) JP7151890B2 (ja)
KR (1) KR102604058B1 (ja)
CN (1) CN113840936B (ja)
WO (1) WO2020241258A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021141103A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2021141100A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2021141097A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
WO2023095920A1 (ja) * 2021-11-29 2023-06-01 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114457285B (zh) * 2021-12-28 2023-03-21 河钢股份有限公司 一种乘用车b柱用高强钢板及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012197505A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2012233249A (ja) * 2010-11-25 2012-11-29 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
WO2013132816A1 (ja) * 2012-03-07 2013-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2016125101A (ja) * 2015-01-06 2016-07-11 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ成形体の製造方法
WO2019186930A1 (ja) * 2018-03-29 2019-10-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5742697B2 (ja) * 2011-12-12 2015-07-01 新日鐵住金株式会社 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
ES2733320T3 (es) * 2012-01-13 2019-11-28 Nippon Steel Corp Acero estampado en caliente y método para producir el mismo
MX2016014884A (es) * 2014-05-15 2017-03-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Elemento placa de acero laminada en caliente.
KR101931041B1 (ko) * 2014-10-24 2018-12-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
MX2017010537A (es) 2015-02-20 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero laminada en caliente.
JP6443375B2 (ja) * 2016-03-29 2018-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
WO2017168948A1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法
WO2018124654A1 (ko) * 2016-12-28 2018-07-05 연세대학교 산학협력단 온간성형용 고강도 중망간강과 그 제조방법
MX2019009880A (es) 2017-02-20 2019-10-04 Nippon Steel Corp Carroceria de estampado en caliente.

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012233249A (ja) * 2010-11-25 2012-11-29 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2012197505A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
WO2013132816A1 (ja) * 2012-03-07 2013-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2016125101A (ja) * 2015-01-06 2016-07-11 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ成形体の製造方法
WO2019186930A1 (ja) * 2018-03-29 2019-10-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021141103A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
JPWO2021141100A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
WO2021141103A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2021141097A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15
WO2021141097A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2021141100A1 (ja) * 2020-01-09 2021-07-15 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
EP4089194A4 (en) * 2020-01-09 2023-07-26 Nippon Steel Corporation HOT STAMPING MOLDED BODY
JP7319571B2 (ja) 2020-01-09 2023-08-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7319569B2 (ja) 2020-01-09 2023-08-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7319570B2 (ja) 2020-01-09 2023-08-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023095920A1 (ja) * 2021-11-29 2023-06-01 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210151954A (ko) 2021-12-14
JPWO2020241258A1 (ja) 2020-12-03
JP7151890B2 (ja) 2022-10-12
CN113840936B (zh) 2022-06-17
CN113840936A (zh) 2021-12-24
KR102604058B1 (ko) 2023-11-22
US20220195567A1 (en) 2022-06-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6966023B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7151890B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP6260676B2 (ja) ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法
WO2021145442A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP6566168B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20200121874A (ko) 핫 스탬프 성형체
JP7436916B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7436917B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP7277837B2 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2020195009A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7366121B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板
WO2020241257A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板
KR20220091572A (ko) 핫 스탬프 성형체
WO2020241260A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7455112B2 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2020241763A1 (ja) ホットスタンプ成形体
KR20220092945A (ko) 핫 스탬프 성형체

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20814373

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021522192

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217037231

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20814373

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1