WO2021162084A1 - ホットスタンプ成形品 - Google Patents

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steel
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純 芳賀
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日本製鉄株式会社
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped article.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-022634 and Japanese Patent Application No. 2020-022635 filed in Japan on February 13, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • press molding which is the process of forming automobile body members
  • the thinner the steel sheet used the more likely it is that cracks and wrinkles will occur. Therefore, steel sheets for automobiles are also required to have excellent press formability.
  • Patent Document 1 a technique of press-molding a heated steel sheet using a low-temperature press die has been proposed. .. This technique is called hot stamping or hot stamping, and press-molds a steel plate in a soft state heated to a high temperature, so that a member having a complicated shape can be manufactured with high dimensional accuracy.
  • Patent Document 1 describes that a member having a tensile strength of 1400 MPa or more can be obtained by hot stamping a steel sheet having a tensile strength of 500 to 600 MPa.
  • Patent Document 2 discloses a hot stamping member having a tensile strength of 1770 to 1940 MPa and a method for manufacturing the hot stamping member
  • Patent Document 3 discloses a hot stamping member having a tensile strength of 1960 to 1960 to 1.
  • a 2130 MPa hot stamping member and a method for manufacturing the same are disclosed.
  • a steel sheet for hot stamping is heated to a two-phase region of ferrite and austenite and then hot stamped, so that the metal structure of the hot stamping member has an average particle size of 7 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 discloses a technique for manufacturing a hot stamping member having excellent toughness and a tensile strength of 1800 MPa or more.
  • the steel plate for hot stamping is heated to a low temperature range of austenite and then hot stamped, and the temperature range below the Ms point is cooled relatively gently, so that the old austenite particle size is 10 ⁇ m or less.
  • a metal structure composed of tempered martensite is formed to enhance the toughness of the members.
  • the technique disclosed in Patent Document 4 is excellent in that a 1800 MPa class hot stamping member that does not crack even in a low temperature impact test can be obtained.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-102980 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-65294 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-65295 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-152427
  • Patent Document 4 does not describe any member having a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a hot stamped product having a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more, which is excellent in collision resistance.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the following hot stamp molded products are the gist of the present invention.
  • the hot stamped product according to one aspect of the present invention is a hot stamped product including a steel plate, and all or part of the steel plate is by mass%, C: more than 0.40%, 0. 70% or less, Si: less than 2.00%, Mn: 0.01% or more, less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol. Al: 0.001 to 1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more, less than 0.50%, B: 0.0002 to 0.0200%, Ti: 0 to 0.
  • the metallographic structure contains more than 90.0% martensite in% by volume.
  • the yield ratio may be 0.65 or more.
  • the hot stamped product according to another aspect of the present invention includes a steel sheet and a plating layer formed on the surface of the steel sheet, and all or part of the steel sheet is by mass%, C: More than 0.40%, 0.70% or less, Si: less than 2.00%, Mn: 0.01% or more, less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol. Al: 0.001 to 1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more, less than 0.50%, B: 0.0002 to 0.0200%, Ti: 0 to 0.
  • Nb 0 to 0.200%
  • V 0 to 0.200%
  • Zr 0 to 0.200%
  • Cr 0 to 2.00%
  • W 0 to 2.00%
  • Cu 0 to 2.00%
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Mg 0 to 0.0100%
  • REM 0 to 0.1000%
  • Bi 0 to 0.0500 %
  • Remaining Fe and impurities
  • the metal structure is 90% by volume at a depth of 1/4 of the plate thickness of the steel plate from the boundary between the steel plate and the plating layer.
  • the average value of Vickers hardness in a region containing more than 0.0% martensite, 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction is 670 or more, and the Vickers hardness in the region is 670 or more.
  • the standard deviation of hardness is 20 or less
  • the tensile strength is 2300 MPa or more
  • the yield ratio is 0.65 or more.
  • the hot stamp molded product according to any one of (1) to (3) above has a chemical composition of% by mass, Ti: 0.001 to 0.200%, and Nb: 0.001 to 0. It may contain one or more selected from .200%, V: 0.001 to 0.200%, and Zr: 0.001 to 0.200%.
  • the hot stamp molded product according to any one of (1) to (4) above has a chemical composition of% by mass, Cr: 0.001 to 2.00%, and W: 0.001 to 2. It may contain one or more selected from 0.00%, Cu: 0.001 to 2.00%, and Ni: 0.001 to 2.00%.
  • the hot stamp molded product according to any one of (1) to (5) above has a chemical composition of% by mass, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0. It may contain one or more selected from 0.0100% and REM: 0.0001 to 0.1000%.
  • the hot stamped product according to any one of (1) to (6) above may contain Bi: 0.0001 to 0.0500% in mass% of the chemical composition.
  • the present inventors have diligently studied a method for suppressing the occurrence of cracks during deformation due to collision in a hot stamped molded product having a tensile strength of 2300 MPa or more. As a result, the following findings were obtained.
  • the hardness tends to be low, and (c) On the other hand, the portion where the concentration of Mn and Mo is high exhibits a metal structure having a high pearlite fraction in the hot stamping steel plate, and in this portion, the hot stamping steel plate is used. It is presumed that this is due to the fact that austenite becomes finer in the process of heating and the hardness of the molded product after hot stamping tends to increase.
  • the present inventors use a cold-rolled steel sheet as the material steel sheet, heat the steel sheet in the cold-rolled state, and then start hot stamping at a high temperature to obtain tensile strength. It was found that a hot-stamped molded product having a value of 2300 MPa or more, small fluctuations in local hardness, and excellent collision resistance can be produced. Alternatively, even when a plated steel sheet is used as the material steel sheet, the tensile strength is 2300 MPa or more by heating the plated steel sheet, starting hot stamping at a high temperature, and reheating at a low temperature after the hot stamping.
  • All or part of the steel plate included in the hot stamped product according to the present embodiment has the following chemical composition (when the hot stamped product is made of steel plate, all or part of the hot stamped product is as follows. It can be said that it has the chemical composition shown in (1). The reasons for limiting each element are as follows. In the following description, “%” for the content means “mass%”. In addition, the numerical range indicated by sandwiching "-” includes the numerical values at both ends of the range. On the other hand, the values indicated by “less than” and “greater than” are not included in the range.
  • the hot stamped product includes a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa (the steel plate included in the hot stamped product according to the present embodiment is 2300 MPa or more).
  • the portion having a tensile strength of 2300 MPa or more may have the following chemical composition.
  • the hot stamped product contains a steel sheet and a plating layer formed on the surface of the steel sheet, the chemical composition described below means the chemical composition of the steel sheet excluding the plating layer.
  • C More than 0.40%, 0.70% or less C is an element having an effect of increasing the tensile strength of the steel sheet after hot stamping (the steel sheet provided in the hot stamped product).
  • the C content is set to more than 0.40%.
  • Preferred C content is greater than 0.42%, greater than 0.43%, greater than 0.44%, or greater than 0.45%.
  • the C content is 0.70% or less.
  • the preferred C content is 0.65% or less, 0.60% or less, 0.55% or less, or 0.50% or less.
  • Si Less than 2.00% Si is an element contained in steel as an impurity and embrittles the steel. When the Si content is 2.00% or more, the adverse effect becomes particularly large. Therefore, the Si content is set to less than 2.00%. Preferred Si content is less than 1.50%, less than 1.00%, less than 0.75%, or less than 0.50%. From the viewpoint of ensuring the plating property, the Si content is preferably 0.40% or less, 0.30% or less, or 0.20% or less. The lower limit of the Si content is not particularly limited, but excessively lowering the Si content causes an increase in steelmaking cost. Therefore, the Si content is preferably 0.001% or more. Further, since Si has an effect of enhancing the hardenability of steel, it may be positively contained. From the viewpoint of improving hardenability, the Si content is preferably 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.30% or more.
  • Mn 0.01% or more and less than 0.50%
  • Mn is an element that deteriorates the collision resistance of hot stamped products. If the Mn content is 0.50% or more, the collision resistance is remarkably deteriorated, and even if the method for producing a hot stamped molded product described later is applied, the collision resistance of the molded product cannot be ensured. Therefore, the Mn content is set to less than 0.50%. The Mn content is preferably less than 0.45%, less than 0.40%, less than 0.35%, or less than 0.30%.
  • Mn is an element that combines with S, which is an impurity, to form MnS, and has an effect of suppressing the harmful effects of S.
  • the Mn content is set to 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel. From the viewpoint of improving hardenability, the Mn content is preferably 0.15% or more, 0.20% or more, or 0.25% or more.
  • P 0.200% or less
  • P is an element contained in steel as an impurity and embrittles the steel. If the P content exceeds 0.200%, the adverse effect becomes particularly large, and the weldability is also significantly deteriorated. Therefore, the P content is set to 0.200% or less.
  • the preferred P content is less than 0.100%, less than 0.050%, or less than 0.020%. From the viewpoint of ensuring the plating property, the P content is preferably less than 0.020%, less than 0.015%, or less than 0.010%.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessively lowering the P content causes an increase in steelmaking cost. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an element contained in steel as an impurity and embrittles the steel. If the S content exceeds 0.0200%, the adverse effect becomes particularly large. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less.
  • the preferred S content is less than 0.0050%, less than 0.0020%, or less than 0.0010%.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessively lowering the S content causes an increase in steelmaking cost. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.001 to 1.000%
  • Al is an element having an action of deoxidizing molten steel. sol. If the Al content (acid-soluble Al content) is less than 0.001%, deoxidation becomes insufficient. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more. On the other hand, sol. If the Al content is too high, the transformation point rises and it becomes difficult to heat the steel sheet to a temperature exceeding 3 points in the hot stamp heating step. Therefore, sol. The Al content is 1.000% or less. sol. The Al content is preferably less than 0.500%, less than 0.100%, less than 0.060%, or less than 0.040%.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity and forming a nitride during continuous casting of steel. Since this nitride deteriorates the ductility of the steel sheet after hot stamping, it is preferable that the N content is low. When the N content is more than 0.0200%, the adverse effect becomes particularly large. Therefore, the N content is set to 0.0200% or less.
  • the N content is preferably less than 0.0100%, less than 0.0080%, or less than 0.0050%.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but excessively lowering the N content causes an increase in steelmaking cost. Therefore, the N content may be 0.0010% or more.
  • Mo 0.01% or more and less than 0.50%
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel, and is used to form a metal structure mainly composed of martensite to ensure the strength of hot stamped products. It is an effective element. In order to obtain this effect, the Mo content is set to 0.01% or more. The preferred Mo content is 0.05% or higher, 0.10% or higher, or 0.15% or higher.
  • Mo is an element that deteriorates the collision resistance of hot stamped products. If the Mo content is 0.50% or more, the collision resistance is remarkably deteriorated, and even if the method for producing a hot stamped molded product described later is applied, the collision resistance of the molded product cannot be ensured. Therefore, the Mo content is set to less than 0.50%. The Mo content is preferably less than 0.40%, less than 0.35%, or less than 0.30%.
  • B 0.0002 to 0.0200%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and is an element that is effective for forming a metal structure mainly composed of martensite and ensuring the strength of a hot stamped product.
  • the B content is set to 0.0002% or more.
  • the preferred B content is 0.0006% or higher, 0.0010% or higher, or 0.0015% or higher.
  • charcoal boride is formed, and the effect of improving the hardenability due to the B content is impaired. Therefore, the B content is 0.0200% or less.
  • the preferred B content is less than 0.0050%, less than 0.0040%, or less than 0.0030%.
  • the hot stamp molded product according to the present embodiment may have a chemical composition containing the above chemical components and the balance being Fe and impurities, but in order to improve the characteristics and the like, the hot stamp according to the present embodiment.
  • the molded product may further contain one or more selected from Ti, Nb, V, Zr, Cr, W, Cu, Ni, Ca, Mg, REM and Bi. Since these elements (arbitrary elements) do not necessarily have to be contained, the lower limit is 0%.
  • the "impurity" is a component mixed with raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when the steel sheet is industrially manufactured, and has an adverse effect on the hot stamped product according to the present embodiment. Means what is allowed within the range that does not give.
  • Ti, Nb, V and Zr are elements having an action of improving the collision resistance of the hot stamped molded product through the miniaturization of the metal structure.
  • one or more selected from Ti, Nb, V and Zr may be contained as required.
  • the contents of Ti, Nb, V and Zr each exceed 0.200%, the above effects are saturated and the manufacturing cost of the steel sheet increases. Therefore, when it is contained, the contents of Ti, Nb, V and Zr are set to 0.200% or less, respectively. Further, when the contents of Ti, Nb, V and Zr are large, a large amount of carbides of these elements are precipitated, and the ductility of the steel sheet after hot stamping is impaired.
  • the preferable Ti content is less than 0.050% or less than 0.030%
  • the preferable Nb content is less than 0.050%, less than 0.030%, or less than 0.020%.
  • the preferred V content is less than 0.100% or less than 0.050%
  • the preferred Zr content is less than 0.100% or less than 0.050%.
  • Cr 0 to 2.00% W: 0 to 2.00% Cu: 0 to 2.00% Ni: 0 to 2.00% Cr, W, Cu and Ni are elements having an action of enhancing the hardenability of steel. Therefore, one or more selected from Cr, W, Cu and Ni may be contained as required. When the above effect is desired, it is preferable to contain 0.001% or more of each of one or more selected from Cr, W, Cu and Ni.
  • the more preferable Cr content is 0.05% or more or 0.10% or more
  • the more preferable W content is 0.05% or more or 0.10% or more
  • the more preferable Cu content is 0. It is 10% or more
  • the more preferable Ni content is 0.10% or more.
  • the contents of Cr, W, Cu and Ni are set to 2.00% or less, respectively.
  • Preferred Cr content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%
  • preferred W content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%.
  • the preferred Cu content is less than 1.00% or less than 0.50%
  • the preferred Ni content is less than 1.00% or less than 0.50%.
  • Mg and REM are elements that have the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping by adjusting the shape of the inclusions. Therefore, it may be contained as needed.
  • the content of Ca or Mg is more than 0.0100%, or when the content of REM is more than 0.1000%, not only the above effect is saturated but also an excessive cost is generated. Therefore, when contained, the contents of Ca and Mg are each 0.0100% or less, and the REM content is 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the REM content means the total content of these elements.
  • Lanthanoids are industrially added in the form of misch metal.
  • Bi 0-0.0500%
  • Bi is an element having an action of improving the collision resistance of the hot stamped molded product by refining the solidified structure. Therefore, it may be contained as needed.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • a more preferable Bi content is 0.0003% or more, or 0.0005% or more.
  • the Bi content exceeds 0.0500%, the above effect is saturated and an excessive cost is generated. Therefore, when it is contained, the Bi content is 0.0500% or less.
  • a more preferable Bi content is 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • the chemical composition of the hot stamped product according to the present embodiment contains essential elements
  • the balance may be Fe and impurities, contains essential elements, and further contains one or more arbitrary elements.
  • the balance may be Fe and impurities.
  • the hot stamped product includes a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa, at least the portion having a tensile strength of 2300 MPa or more has the following metal structure. You just have to do it.
  • the metallographic structure described below means the metallographic structure of the steel sheet.
  • the metal structure is defined at a depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate (when it has a plating layer, it becomes the interface between the steel plate and the plating layer). ..
  • Martensite Over 90.0% by volume Martensite is an important structure for increasing the tensile strength of steel sheets after hot stamping.
  • the volume fraction of martensite is 90.0% or less, the tensile strength of the hot stamped product (the tensile strength of the steel plate included in the hot stamped product) is less than 2300 MPa, and the strength is insufficient. Therefore, the volume fraction of martensite is set to more than 90.0%.
  • the preferred volume fraction of martensite is greater than 91.0%, greater than 93.0%, or greater than 95.0%.
  • the volume fraction of martensite is preferably 99.0% or less, or 98.0% or less.
  • the martensite includes, in addition to fresh martensite that has not been tempered, tempered martensite that has been tempered and has iron carbide inside.
  • the residue of the metallographic structure may contain ferrite, pearlite, bainite or retained austenite, and may further contain precipitates such as cementite. Since it is not necessary to contain ferrite, pearlite, bainite, retained austenite and precipitates, the lower limit of the volume fraction of ferrite, pearlite, bainite, retained austenite and precipitates is 0%.
  • ferrite, pearlite and bainite have an effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping, it is preferable to include one or more selected from ferrite, pearlite and bainite in order to obtain this effect.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 0.5% or more, or 1.0% or more, and the volume fractions of pearlite and bainite are preferably 1.0% or more, respectively, and 2.0% or more, respectively. It is more preferable to do so.
  • the volume fraction of ferrite is preferably less than 3.0% or less than 2.0%, and the volume fractions of pearlite and bainite are preferably less than 10.0%, respectively, and each is 5.0%. More preferably, it is less than.
  • Residual austenite has the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 0.5% or more, 1.0% or more, or 2.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably less than 9.0%, less than 7.0%, less than 5.0%, or less than 4.0%.
  • the volume fraction of each tissue is calculated as follows. First, a test piece is collected from a hot stamped product, the vertical cross section of the steel sheet is buffed, and then the steel sheet surface (in the case of having a plating layer, the boundary between the base steel sheet and the plating layer) is used. The structure is observed at a depth of 1/4 of the plate thickness of the steel plate in the plate thickness direction of.
  • the hot stamped product has a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa
  • a test piece is collected from the portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and observed. I do.
  • the structure is observed using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM), and the structure photograph obtained is present in a difference in brightness or in phase.
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratios of ferrite, pearlite, bainite, and tempered martensite are obtained.
  • tissue observation was performed using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM), and image analysis was performed on the obtained tissue photograph to obtain retained austenite. Calculate the total area ratio with martensite.
  • the area ratio of retained austenite is measured using an SEM equipped with an electron backscatter pattern analyzer (EBSP). Based on these results, the area ratios of ferrite and pearlite, bainite, tempered martensite, martensite, and retained austenite are obtained. Then, assuming that the area fraction is equal to the volume fraction, the measured area fraction is taken as the volume fraction of each tissue.
  • tempered martensite can be distinguished from martensite by the presence of iron carbide inside, and from bainite by the presence of iron carbide inside extending in multiple directions. can do.
  • All or part of the hot stamped molded product according to this embodiment has a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of all or part of the steel sheet provided in the hot stamped product according to the present embodiment is 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of all or part of the hot stamped product is set to 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of all or part of the hot stamped product is 2400 MPa or more, or 2500 MPa or more.
  • the tensile strength of the hot stamped product is less than 3000 MPa or less than 2800 MPa.
  • all or part of the hot stamped molded product according to the present embodiment has a tensile strength of 2300 MPa or more and a yield ratio of 0.65 or more.
  • the yield ratio is 0.68 or more, or 0.70 or more, in all or a part of the hot stamped article.
  • the upper limit of the yield ratio is not particularly limited, but in order to greatly increase the yield ratio, it is necessary to excessively raise the reheating temperature in the reheating step described later, which causes a decrease in the strength of the molded product. Therefore, the yield ratio is preferably less than 0.90, less than 0.85, or less than 0.80.
  • All of the hot stamped articles according to the present embodiment may have a tensile strength of 2300 MPa or more, but a portion of the hot stamped article having a tensile strength of 2300 MPa or more and less than 2300 MPa.
  • the part that is may be mixed.
  • the portions having different strengths it is possible to control the deformed state of the hot stamped molded product at the time of collision.
  • the heating temperature of the steel plates or the cooling rate after hot stamping in the method of joining two or more types of steel plates with different chemical compositions and then hot stamping, or in the process of hot stamping. Can be produced by a method of partially changing the amount of the product, a method of partially reheating the hot stamped product, or the like.
  • the tensile strength and yield ratio are determined by collecting a JIS13B tensile test piece along the longitudinal direction of the member and performing a tensile test at a tensile speed of 10 mm / min.
  • the yield ratio is obtained by dividing the yield stress of the steel sheet by the tensile strength.
  • the yield stress is 0.2% proof stress when the steel sheet yields continuously, and the stress at the upper yield point when the steel sheet yields discontinuously. Since the plating layer has a small effect on the tensile strength and the yield ratio, a plating layer may be present on the surface of the test piece.
  • the hot stamped product according to the present embodiment has a region of 0.18 mm 2 in a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more, that is, a steel plate surface (in the case of having a plating layer, a steel plate and a plating layer which are base materials). From (the boundary of), 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction, centered on the depth position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate in the plate thickness direction of the steel plate. The average value of Vickers hardness in the region is 670 (Hv) or more, and the standard deviation of Vickers hardness in the region is 20 (Hv) or less.
  • the average value of Vickers hardness of 670 (Hv) or more corresponds to the measurement region of hardness in the portion of 2300 MPa or more in tensile strength, and the average value of Vickers hardness is less than 670 (Hv). If this is the case, the strength of the molded product will be insufficient. Therefore, the average value of Vickers hardness in the above region is set to 670 (Hv) or more.
  • the average value of Vickers hardness is preferably 695 (Hv) or more, or 720 (Hv) or more.
  • the standard deviation of the Vickers hardness in the above region is more than 20 (Hv)
  • the standard deviation of hardness is preferably 15 (Hv) or less, 12 (Hv) or less, or 10 (Hv) or less.
  • the Vickers hardness of the hot stamped product is determined as follows. First, a test piece is taken from a hot stamped product, the vertical cross section of the steel sheet is polished with water-resistant abrasive paper, and then buffed with a diamond suspension, and then the surface of the steel sheet (or the steel sheet if it has a plating layer). The Vickers hardness is measured at a depth position (1/4 depth position) of 1/4 of the plate thickness of the steel plate in the plate thickness direction of the steel plate.
  • a test piece is collected from the portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and measured. I do. Specifically, as shown in FIG. 1, at predetermined intervals in the range of 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction with the 1/4 depth position as the center. The Vickers hardness is measured at 45 points in accordance with JISZ2244: 2009, and the arithmetic mean value and standard deviation are obtained from the obtained measured values.
  • a Micro Vickers hardness tester is used to measure the hardness, and the measurement conditions are a load load of 0.49 N and a load holding time of 10 seconds.
  • the load is set to 0.49N.
  • the relationship between the hardness distribution of the hot stamped molded product and the collision resistance for example, in International Publication No. 2018/151325, it is resistant that the variation in hardness in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the molded product is small. It is said to be important for ensuring collision characteristics.
  • International Publication No. 2018/151325 it is resistant that the variation in hardness in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the molded product is small. It is said to be important for ensuring collision characteristics.
  • the Vickers hardness at the center in the plate thickness direction is measured at 1 mm intervals with a load of 1 kgf to obtain macroscopic hardness variations in the entire cross-sectional region of the molded product. Therefore, it can be said that the hardness distribution provided is different from that of the hot stamp molded product according to the present embodiment.
  • the hot stamped product according to this embodiment may have a plating layer on the surface of the steel sheet.
  • a plating layer By providing a plating layer on the surface, it is possible to prevent the formation of scale during hot stamping and further improve the corrosion resistance of the hot stamped molded product.
  • the type of plating is not particularly limited as long as it is suitable for the above purpose.
  • the plating layer of the hot stamped product can be formed by hot stamping using a plated steel sheet, as will be described later. Examples of the type of the plating layer include a zinc-based plating layer and an aluminum-based plating layer that are hot-stamped using a zinc-based plating steel sheet or an aluminum-based plating steel sheet.
  • the plating layer may be formed on one side or both sides.
  • a hot stamping steel sheet suitable for manufacturing the above-mentioned hot stamping molded product (hereinafter referred to as a hot stamping steel sheet according to the present embodiment) will be described.
  • the steel sheet for hot stamping is a steel sheet having a metal structure spread in the rolling direction with high strain energy, which is manufactured without annealing after the cold rolling process (also referred to as a cold-rolled steel sheet or full-hard steel sheet). ) Or a plated steel sheet.
  • the reason for adopting such a metal structure is to reduce the local variation in hardness of the hot stamped molded product and improve the collision resistance of the molded product. It is preferable to use a cold-rolled steel sheet having a large accumulated strain energy because local hardness fluctuations can be reduced with a small number of manufacturing steps.
  • the metal structure of the hot-stamped steel sheet is preferably mainly ferrite, pearlite and / or bainite expanded in the rolling direction. More preferably, the total volume fraction of the ferrite stretched in the rolling direction, the pearlite stretched in the rolling direction, and the bainite stretched in the rolling direction is more than 90.0% or more than 95.0%.
  • the volume ratio of the hot stamping steel sheet in the metal structure is determined by collecting a test piece from the hot stamping steel sheet, buffing the vertical cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and then plating the steel sheet surface (in the case of a plated steel sheet, the steel sheet and plating). It can be obtained by observing the structure at a depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet from (which is the interface with the layer) in the same manner as in the case of the hot stamped product.
  • the type of the plated steel sheet is not particularly limited, but is a hot-dip galvanized steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, a hot-dip aluminum-plated steel sheet, a hot-dip Zn-Al alloy-plated steel sheet, a hot-dip Zn-Al-Mg alloy-plated steel sheet, and a hot-dip Zn-Al-.
  • Examples thereof include Mg—Si alloy galvanized steel sheets.
  • the plating layer may be provided on one side of the steel sheet or on both sides.
  • the hot stamped steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength in the case of a cold-rolled steel sheet in order to reduce local hardness fluctuations of the hot stamped product and enhance the collision resistance of the hot stamped product. Is preferably more than 900 MPa. More preferred tensile strength is greater than 950 MPa or greater than 1000 MPa.
  • the hot stamped article according to the present embodiment can be produced by a production method including the following steps (I) and (II), or a production method including the steps (i), (ii), and (iii).
  • (I) Heating step of heating a hot stamping steel sheet having the above-mentioned chemical composition and still being cold-rolled (II) Hot stamping to obtain a hot stamping molded product by hot stamping the heated hot stamping steel sheet.
  • Hot stamping is performed on the heated hot stamping steel plate to produce a hot stamped product.
  • Heating step prior to the hot stamping step, a hot stamping steel sheet having a predetermined chemical composition, such as the hot stamping steel sheet according to the present embodiment, or a cold-rolled hot stamping steel sheet, or a hot stamping steel sheet of a plated steel sheet is used.
  • Heat In the heating step of heating the hot stamping steel sheet, it is preferable that the heating temperature is more than 1050 ° C. and more than 3 points of Ac. When the heating temperature exceeds 1050 ° C., the start temperature of hot stamping can be set to more than 1050 ° C. in the hot stamping step described later, and it becomes easy to secure the collision resistance of the hot stamped molded product.
  • the heating temperature exceeds 3 points of Ac, the volume fraction of martensite is secured in the metal structure of the hot stamped molded product, the strength of the molded product is improved, and the collision resistance is easily ensured.
  • the three Ac points are the temperatures at which ferrite disappears in the metal structure when the material steel sheet is heated, and can be obtained from the thermal expansion change of the steel sheet in the heating step.
  • the heating temperature is preferably more than 1100 ° C. and more than 3 points of Ac.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, if the hot stamping steel sheet remains cold rolled, excessive scale is generated in the hot stamped product and the scale is deposited in the mold. As a result, the productivity of the molded product decreases.
  • the heating temperature is preferably 1200 ° C. or lower, or 1150 ° C. or lower.
  • the heating rate of the steel sheet is not particularly limited, but the higher the heating rate, the smaller the fluctuation in the local hardness of the hot stamped product, and the better the collision resistance.
  • the average heating rate up to 700 ° C. is more than 10 ° C./sec, more than 20 ° C./sec, more than 30 ° C./sec, or more than 50 ° C./sec.
  • the average heating rate is less than 150 ° C./sec, less than 120 ° C./sec, or less than 90 ° C./sec.
  • Hot stamping process (II), (ii) In the step of performing hot stamping on the heated steel sheet for hot stamping, the heated steel sheet is taken out from the heating furnace and allowed to cool in the air, and then hot stamping is started.
  • the hot stamping start temperature is preferably over 1050 ° C. When the hot stamping start temperature exceeds 1050 ° C., excessive strain accumulation in austenite during hot stamping is suppressed, local hardness fluctuation of the molded product is reduced, and collision resistance is enhanced. ..
  • the hot stamping start temperature is preferably over 1100 ° C.
  • the upper limit of the hot stamping start temperature is not particularly limited, but in order to raise the start temperature, it is necessary to raise the heating temperature of the steel sheet in the above-mentioned heating step. In this case, excessive scale is generated in the hot stamped product, which reduces the productivity of the molded product or deteriorates the corrosion resistance of the hot stamped product. Therefore, the starting temperature is preferably 1200 ° C. or lower, or 1150 ° C. or lower. After molding by hot stamping, the molded product is cooled while being held in the mold, and / or the molded product is taken out from the mold and cooled by an arbitrary method. By increasing the cooling rate, the volume fraction of martensite is secured in the metal structure of the hot stamped product and the strength of the molded product is improved.
  • the average cooling rate from the hot stamping start temperature to 400 ° C. is 30 ° C./. It is preferably at least seconds, at least 60 ° C./sec, or at least 90 ° C./sec.
  • the cooling shutdown temperature is low, the volume fraction of martensite is similarly secured in the metal structure of the hot stamped molded product, and the strength of the molded product is improved.
  • the cooling shutdown temperature due to the above cooling is less than 90 ° C. or less than 50 ° C.
  • the reheating temperature is more preferably less than 140 ° C. or less than 130 ° C.
  • the holding time is preferably 5 minutes or more, or 10 minutes or more.
  • the holding time is preferably less than 20 minutes or less than 15 minutes.
  • the yield ratio can be increased by reheating under the above conditions. When a steel sheet for hot stamping is used as it is cold-rolled, the reheating step does not have to be performed.
  • the variation in hardness becomes smaller when the strain energy stored in the hot stamping steel sheet is high. This is because the cold-rolled steel sheet has accumulated processing strain during cold rolling, so that the target standard deviation of Vickers hardness can be achieved without reheating.
  • the yield ratio can be increased by reheating. Therefore, the hot stamped molded product having no plating layer on the surface may be reheated. In order to sufficiently obtain the effect of increasing the yield ratio, it is preferable to perform reheating under the same conditions as when the plated steel sheet is used as the hot stamping steel sheet described above.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment used for manufacturing a hot stamped product is preferably manufactured by the following manufacturing method.
  • the manufacturing method of the slab used in the manufacturing method of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the steel having the above-mentioned composition (chemical composition) is melted by a known means and then made into a steel ingot by a continuous casting method, or an arbitrary casting method. It is made into a steel piece by a method such as ingot rolling after making it into a steel ingot.
  • the continuous casting step it is preferable to generate an external additional flow such as electromagnetic agitation in the molten steel in the mold in order to suppress the occurrence of surface defects caused by inclusions.
  • the ingot or piece of steel may be reheated once cooled and subjected to hot rolling, and the ingot or piece of steel in a high temperature state after continuous casting or a steel piece in a high temperature state after ingot rolling may be used as it is. Alternatively, it may be kept warm or supplemented with heating to be subjected to hot rolling. In the present embodiment, such ingots and steel pieces are collectively referred to as "slabs" as materials for hot rolling.
  • the slab is heated during hot rolling.
  • the temperature of the slab to be subjected to hot rolling (slab heating temperature) is preferably less than 1250 ° C., more preferably less than 1200 ° C. in order to prevent coarsening of austenite. If the slab heating temperature is low, rolling becomes difficult, so the slab heating temperature may be 1050 ° C. or higher.
  • the heated slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling is preferably completed in a temperature range of Ar 3 points or more in order to miniaturize the metal structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after the rolling is completed.
  • the Ar 3 points are the temperatures at which the ferrite transformation from austenite starts in the metal structure when the steel sheet is cooled, and can be obtained from the thermal expansion change of the steel sheet during cooling.
  • the rough rolled material may be heated between the rough rolling and the finish rolling in order to complete the finish rolling at the above temperature. At this time, it is desirable to suppress the temperature fluctuation over the entire length of the rough-rolled material at the start of finish rolling to 140 ° C. or lower by heating the rear end of the rough-rolled material so that the temperature is higher than that of the tip. This improves the uniformity of product characteristics in the coil after the winding process.
  • the rough-rolled material may be heated by using a known means.
  • a solenoid type induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finishing rolling mill, and the heating and heating amount is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of the induction heating device. You may.
  • the winding temperature is preferably over 600 ° C. If the winding temperature is 600 ° C. or lower, the hot-rolled steel sheet becomes excessively hard, making it difficult to perform cold rolling, and the collision resistance of the hot stamped product may deteriorate. A more preferred take-up temperature is above 620 ° C, or above 650 ° C. On the other hand, if the winding temperature becomes too high, the amount of coarse iron carbide produced in the metal structure of the hot stamped product becomes excessive, and the ductility of the steel sheet after hot stamping decreases. Therefore, the winding temperature is preferably 750 ° C. or lower, or 700 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet may be annealed before the cold rolling step.
  • the hot-rolled and wound steel sheet is cold-rolled according to a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling ratio (cumulative rolling reduction in cold rolling) is preferably 10% or more.
  • the cold rolling ratio is less than 10%, the local hardness of the hot stamped product fluctuates greatly, and the collision resistance of the molded product decreases.
  • a more preferable cold pressure ratio is 20% or more, 30% or more, or 40% or more.
  • the upper limit of the cold pressure ratio does not need to be particularly limited, but excessively increasing the cold pressure ratio increases the load on the rolling equipment and lowers the productivity, so the cold pressure ratio is less than 70% and 60%. It is preferably less than, or less than 50%.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is preferably 2.0 mm or less, more preferably 1.8 mm or less, and further preferably 1.6 mm or less.
  • flattening by skin pass rolling or the like, or descaling by pickling or the like may be performed according to a known method.
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained may be subjected to a treatment such as degreasing according to a conventional method.
  • the hot stamping steel sheet is used as a cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet is not annealed. By not performing annealing, the local hardness fluctuation of the hot stamped molded product can be reduced due to the strain energy accumulated during cold rolling, and the collision resistance of the molded product is improved.
  • the hot stamping steel sheet is a plated steel sheet
  • cold rolling may not be performed or may be performed under the above conditions. By performing cold rolling, the metal structure becomes finer and the collision resistance of the hot stamped product is improved.
  • the hot stamping steel sheet is a plated steel sheet
  • the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet manufactured by the above method is plated according to a conventional method.
  • the lower limit of the soaking temperature in the annealing process of continuous hot-dip plating should be 600 ° C, 650 ° C, or 700 ° C in order to refine the metal structure of the plated steel sheet by recrystallization. Is preferable.
  • the average heating rate to the soaking temperature is preferably 1 ° C./sec or more, the soaking temperature is preferably 800 ° C. or lower, or 760 ° C. or lower, and the soaking time (holding time at the soaking temperature). ) Is preferably less than 300 seconds or less than 120 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet may be continuously annealed to obtain an annealed steel sheet, and then the annealed steel sheet may be plated.
  • the heating rate in continuous annealing is too slow, the metal structure of the annealed steel sheet becomes coarse due to grain growth, and the collision resistance of the hot stamped steel sheet deteriorates.
  • the iron carbide becomes spherically coarse, and the ductility of the steel sheet after hot stamping decreases. Therefore, it is preferable that the average heating rate up to the soaking temperature in continuous annealing is 1 ° C./sec or more.
  • the plated steel sheet thus obtained may be temper-rolled according to a conventional method.
  • Example 1 Molten steel was cast using a vacuum melting furnace to produce steels A to V having the chemical compositions shown in Table 1.
  • the three Ac points in Table 1 were determined from the change in thermal expansion when a cold-rolled steel sheet having a chemical composition of steels A to V was heated at 8 ° C./sec. Steels A to V were heated to 1200 ° C. and held for 60 minutes, and then hot rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2.
  • steels A to V were rolled in 10 passes in a temperature range of 3 points or more in Ar to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.2 to 3.2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to 640 to 660 ° C. with a water spray, the cooling end temperature is set as the winding temperature, and the hot-rolled steel sheet is charged into an electric heating furnace maintained at this winding temperature.
  • the hot-rolled steel sheet was furnace-cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 ° C./hour to simulate slow cooling after winding.
  • a part of the hot-rolled steel sheet was pickled to use as a base material for cold-rolling, and cold-rolled under the cold-rolling conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm. Further, a part of the hot-rolled steel sheet was mechanically ground to obtain a hot-rolled ground plate having a thickness of 1.4 mm.
  • a part of the cold-rolled steel sheet was heated to 780 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./sec using a continuous annealing simulator and heated for 120 seconds. Subsequently, it was cooled to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./sec to obtain an annealed steel sheet.
  • the hot-rolled ground steel sheet, and the tempered steel sheet (these steel sheets are collectively referred to as hot stamping steel sheets) obtained in this manner, a test piece for microstructure observation was collected, and the test piece of this test piece was taken. After polishing the vertical cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, the structure was observed from the surface of the steel sheet at a depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet by the above method, and the ferrite stretched in the rolling direction and the rolling direction were observed. The total volume ratio of the pearlite stretched in the rolling direction and the baynite stretched in the rolling direction was calculated.
  • Table 2 shows the results of observing the metallographic structure of the hot stamping steel sheet and the results of investigating the mechanical properties of the hot stamping steel sheet.
  • a hot stamping base plate having a width of 240 mm and a length of 800 mm was collected from the above hot stamping steel plate, and a hat member having a shape shown in FIG. 2 was manufactured by hot stamping.
  • a gas heating furnace is used to heat the base plate (steel plate for hot stamping) to the heating temperature shown in Table 3-1 with an average heating rate of up to 700 ° C. at 22 ° C./sec. Hold for minutes.
  • the base plate is taken out from the heating furnace and allowed to cool, sandwiched between molds equipped with a cooling device at the start temperature shown in Table 3-1 and hat-formed, and then to the cooling shutdown temperature shown in Table 3-1. It was cooled in the mold.
  • a part of the hat member was reheated using an electric heating furnace under the conditions shown in Table 3-1.
  • The-marks of the hot stamping conditions in Table 3-1 indicate that the reheating step was not performed.
  • a test piece for microstructure observation was collected from the vertical wall portion of the obtained hat member (hot stamp molded product), the vertical cross section of the test piece was polished, and then the thickness of the steel plate was 1 from the surface of the steel plate by the method described above.
  • the metallographic structure was observed at a depth of 4/4.
  • JIS13B tensile test pieces are collected from the vertical wall of the hat member along the longitudinal direction of the member, and a tensile test is performed at a tensile speed of 10 mm / min to obtain tensile strength, yield stress, and yield ratio. rice field. Further, a test piece for hardness measurement is collected from the vertical wall portion of the hat member, the vertical cross section of the test piece is polished, and then the above-mentioned is described at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate from the surface of the steel plate. The Vickers hardness was measured according to JISZ2244: 2009 with a load of 0.49 N by the method, and the average value and standard deviation of the Vickers hardness were obtained.
  • a closing plate having a thickness of 1.4 mm, a width of 130 mm, and a length of 800 mm was welded to the hat member to manufacture a test body for a three-point bending test.
  • a steel plate having a tensile strength of 1553 MPa was used as the closing plate.
  • this test piece is placed on two support rolls arranged at a roll interval of 700 mm with a length of 800 mm so that the closing plate is on the lower side, and the speed is 2 m / sec.
  • a three-point bending test was performed at the test speed, and the maximum load, the displacement from the contact between the test piece and the impactor until the test piece started to crack, and the absorbed energy until the crack started to occur were determined.
  • the maximum load is 23.0 kN or more
  • the cracking displacement is 35 mm or more
  • the absorbed energy is 0.80 kJ or more
  • Tables 3-1 and 3-2 show the results of observing the metallographic structure of the hat member, the result of evaluating the mechanical properties of the hat member, and the result of evaluating the collision resistance of the hat member.
  • the underlined values mean that they are outside the scope of the present invention.
  • the tensile strength of the hot stamped product is 2300 MPa or more.
  • the average value of Vickers hardness was 670 or more, and the standard deviation of Vickers hardness was 20 or less.
  • the maximum load in the three-point bending test of the molded product was 23.0 kN or more, the crack generation displacement was 35 mm or more, and the absorbed energy was 0.80 kJ or more, showing good collision resistance.
  • the tensile strength of the hot stamped product was 2300 MPa or more, and the Vickers hardness was high.
  • the average value was 670 or more, and the standard deviation of Vickers hardness was 10 or less.
  • the yield ratio is 0.65 or more
  • the maximum load in the three-point bending test of the molded product is 23.0 kN or more
  • the crack generation displacement is 45 mm or more
  • the absorption energy is 0.95 kJ or more
  • the collision resistance is particularly high. It was good.
  • the tensile strength of the hot stamped product is less than 2300 MPa and the average value of the Vickers hardness is less than 670.
  • the maximum load in the 3-point bending test of the molded product was low, or the standard deviation of Vickers hardness was more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy in the 3-point bending test of the molded product were low.
  • the collision resistance was inferior.
  • Test numbers 17 and 18 using steels F and G have too high Mn content of steel, and test numbers 19 using steel H have too high Mo content of steel, so that they all have standard deviations of Vickers hardness. Was more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy of the molded product were low.
  • Test number 20 using steel I has too low Mo and B contents of steel, so test number 21 using steel J has too low Mo content of steel, and test number 22 using steel K has steel K.
  • Test numbers 2 to 5, 8 to 11, 14, 24, 27, 29, and 33 of Comparative Examples in which the chemical composition is within the scope of the present invention but the production conditions of the hot stamped article are outside the above range are hot.
  • the standard deviation of Vickers hardness of the stamped product is more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy of the molded product are low, or the cracking displacement and absorbed energy are low, and the impact resistance is poor.
  • rice field Specifically, test number 2 using steel A, test number 8 using steel B, and test number 27 using steel M were annealed after cold rolling in the manufacturing process of the hot stamping steel sheet.
  • test No. 5 using steel A, test number 11 using steel B, and test number 29 using steel N were not cold-rolled in the manufacturing process of the steel sheet for hot stamping (used for hot stamping). Because the steel sheet did not remain cold rolled), the standard deviation of Vickers hardness of the molded product was more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy were low.
  • Test numbers 3 and 4 using steel A, test numbers 9 and 10 using steel B, test number 24 using steel L, and test number 33 using steel P have low molding start temperatures in the hot stamping process.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the molded product was more than 20, and the crack generation displacement and the absorbed energy were low.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the molded product is more than 20 because the annealed steel sheet is used as the hot stamping steel sheet and the molding start temperature in the hot stamping process is too low. The maximum load, cracking displacement, and absorbed energy were low.
  • Example 2 Molten steel was cast using a vacuum melting furnace to produce steels a to w having the chemical compositions shown in Table 4.
  • the three Ac points in Table 4 were determined from the change in thermal expansion when the plated steel sheet having the chemical composition of steels a to w was heated at 8 ° C./sec.
  • the steels a to w were heated to 1200 ° C. and held for 60 minutes, and then hot rolled under the hot rolling conditions shown in Table 5.
  • the steels a to w were rolled for 10 passes in a temperature range of 3 points or more in Ar to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.2 to 3.2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to 640 to 660 ° C. with a water spray, the cooling end temperature is set as the winding temperature, and the hot-rolled steel sheet is charged into an electric heating furnace maintained at this winding temperature.
  • the hot-rolled steel sheet was furnace-cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 ° C./hour to simulate slow cooling after winding.
  • a part of the hot-rolled steel sheet was pickled to use as a base material for cold-rolling, and cold-rolled under the cold-rolling conditions shown in Table 5 to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm. Further, a part of the hot-rolled steel sheet (an example in which cold rolling was not performed) was mechanically ground to obtain a hot-rolled ground plate having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained steel sheets (cold-rolled steel sheet and hot-rolled ground sheet) are heated to the annealing heat equalizing temperature shown in Table 5 at an average heating rate of 5 ° C./sec using a hot-roll plating simulator, and the heat is equalized for 120 seconds. bottom.
  • the steel sheet was cooled and immersed in a hot-dip galvanizing bath or a hot-dip aluminum plating bath to perform hot-dip galvanizing or hot-dip aluminum plating.
  • Some of the material steel sheets were hot-dip galvanized and then heated to 520 ° C. for alloying treatment.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and the hot-dip aluminum-plated steel sheet (these steel sheets are collectively referred to as hot stamping steel sheets), hot having a width of 240 mm and a length of 800 mm is obtained.
  • a base plate for stamping was collected, and a hat member having the shape shown in FIG. 2 was manufactured by hot stamping.
  • the base plate was heated to the heating temperature shown in Table 6-1 using a gas heating furnace with an average heating rate of up to 700 ° C. of 11 ° C./sec or higher, and held at that temperature for 1 minute.
  • the base plate is taken out from the heating furnace and allowed to cool, sandwiched between molds equipped with a cooling device at the start temperature shown in Table 6-1 and hat-formed, and then to the cooling shutdown temperature shown in Table 6-1. It was cooled in the mold.
  • a part of the hat member was reheated using an electric heating furnace under the conditions shown in Table 6-1.
  • The-marks of the hot stamping conditions in Table 6-1 indicate that the reheating step was not performed.
  • a test piece for microstructure observation is collected from the vertical wall portion of the obtained hat member (hot stamp molded product), the vertical cross section of the test piece is polished, and then the interface between the steel plate of the base material and the plating layer is formed by the above method.
  • the metallographic structure at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate as the base material was observed.
  • JIS13B tensile test pieces are collected from the vertical wall of the hat member along the longitudinal direction of the member, and a tensile test is performed at a tensile speed of 10 mm / min to obtain tensile strength, yield stress, and yield ratio. rice field.
  • a test piece for hardness measurement is collected from the vertical wall portion of the hat member, and after polishing the vertical cross section of this test piece, a depth position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate is located from the interface between the steel plate and the plating layer. Then, the Vickers hardness was measured with a load load of 0.49 N by the method described above, and the average value and standard deviation of the Vickers hardness were obtained. Further, as shown in FIG.
  • a closing plate having a thickness of 1.4 mm, a width of 130 mm, and a length of 800 mm was welded to the hat member to manufacture a test body for a three-point bending test.
  • a steel plate having a tensile strength of 1553 MPa was used as the closing plate.
  • a test piece having a length of 800 mm is placed on two support rolls arranged at a roll interval of 700 mm so that the closing plate is on the lower side, and three points are placed at a test speed of 2 m / sec.
  • a bending test was performed to determine the maximum load, the displacement from the contact between the test piece and the impactor until the test piece started to crack, and the absorbed energy until the crack started to occur.
  • the maximum load is 23.0 kN or more
  • the crack generation displacement is 35 mm or more
  • the absorbed energy is 0.80 kJ or more
  • Tables 6-1 and 6-2 show the results of observing the metallographic structure of the hat member, the result of evaluating the mechanical properties of the hat member, and the result of evaluating the collision resistance of the hat member.
  • the underlined values mean that they are outside the scope of the present invention.
  • any or all of the maximum load, the crack generation displacement, and the absorbed energy of the molded product are low.
  • the collision resistance was inferior.
  • the C content of the steel is too low, so that the tensile strength of the hot stamped product is less than 2300 MPa and the average value of the Vickers hardness is less than 670.
  • the maximum load of the product was low.
  • test number 121 using steel g since the C content of steel is too high, the average value of Vickers hardness is high, and early fracture occurs in the tensile test, and the tensile strength, yield stress, and yield ratio can be obtained. could not.
  • the standard deviation of Vickers hardness was more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy of the part were low.
  • Test numbers 122 and 123 using steels h and i have too high Mn content of steel, and test numbers 124 using steel j have too high Mo content of steel. Therefore, the standard deviations of Vickers hardness are all too high. Was more than 20, and the cracking displacement and absorbed energy were low.
  • Test number 125 using steel k has too low Mo and B contents of steel, so test number 126 using steel l has too low Mo content of steel, so test number 127 using steel m is steel.
  • Test Nos. 104 to 106, 110 to 112, 114, 117, 119, 130, 132 to 134, 136 had a low maximum load, crack generation displacement, and absorbed energy in a three-point bending test of a molded product, or all of them, and had poor collision resistance. Specifically, test numbers 104 and 105 using steel a, test numbers 110 and 111 using steel b, test number 114 using steel c, test number 119 using steel e, and steel n were used.
  • test number 130 the standard deviation of the Vickers hardness of the molded product was more than 20, and the cracking displacement and the absorbed energy were low because the molding start temperature in the hot stamping process was too low.
  • Test No. 106 using steel a and Test No. 136 using steel p have a tensile strength of less than 2300 MPa and an average Vickers hardness of less than 670 because the reheating temperature in the reheating step is too high. , The maximum load was low.
  • Test No. 112 using steel b, Test No. 117 using steel d, and Test No. 132 using steel o are because the reheating temperature in the reheating step was too low or the reheating treatment was not performed.
  • the standard deviation of Vickers hardness was more than 20, the yield ratio was less than 0.65, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy were low.
  • Test No. 133 using steel o the cooling stop temperature in the hot stamping process is high, and the reheating temperature in the reheating process is too high, so that the martensite volume ratio is insufficient and the tensile strength is less than 2300 MPa.
  • the average value of Vickers hardness was less than 670, the standard deviation of Vickers hardness was more than 20, and the maximum load, cracking displacement, and absorbed energy of the molded product were low.
  • test number 134 using steel o the standard deviation of Vickers hardness was more than 20 and the yield ratio was less than 0.65 because the molding start temperature in the hot stamping process was low and the reheat treatment was not performed. , Maximum load, cracking displacement, and absorbed energy were low.

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Abstract

このホットスタンプ成形品は、鋼板を備え、前記鋼板の全部または一部が、所定の化学組成を有し、前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、引張強さが２３００ＭＰａ以上である。

Description

ホットスタンプ成形品
　本発明は、ホットスタンプ成形品に関する。
　本願は、２０２０年０２月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０２２６３４号及び特願２０２０－０２２６３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体軽量化による燃費の向上のために、高い強度が求められている。高強度鋼板を自動車の車体に適用した場合、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しながら、所望の強度を車体に付与することができる。
　しかしながら、自動車の車体部材を形成する工程であるプレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど割れおよびしわが発生しやすくなる。そのため、自動車用鋼板には、優れたプレス成形性も必要とされる。
　プレス成形性の確保と鋼板の高強度化とは相反する要素であるので、これらの特性を同時に満足させることは困難である。また、高強度鋼板をプレス成形すると、部材を金型から取り出した際にスプリングバックにより部材の形状が大きく変化するので、部材の寸法精度を確保することが困難となる。このように、プレス成形により高強度の車体部材を製造することは容易ではない。
　これまでに、超高強度の車体部材を製造する方法として、例えば、特許文献１に開示されているように、加熱した鋼板を低温のプレス金型を用いてプレス成形する技術が提案されている。この技術はホットスタンプまたは熱間プレス等と呼ばれており、高温に加熱され軟質な状態の鋼板をプレス成形するので、複雑な形状の部材を高い寸法精度で製造することができる。また、金型との接触により鋼板が急冷されるので、焼入れにより、プレス成形と同時に強度を大幅に高めることが可能となる。例えば特許文献１には、引張強さが５００～６００ＭＰａである鋼板をホットスタンプすることで、引張強さが１４００ＭＰａ以上である部材が得られることが記載されている。
　さらに強度の高いホットスタンプ部材を製造する技術として、特許文献２には引張強さが１７７０～１９４０ＭＰａのホットスタンプ部材とその製造方法が開示されており、特許文献３には引張強さが１９６０～２１３０ＭＰａのホットスタンプ部材とその製造方法が開示されている。特許文献２および特許文献３に記載される方法では、ホットスタンプ用鋼板をフェライトとオーステナイトとの二相域に加熱した後にホットスタンプを行い、ホットスタンプ部材の金属組織を平均粒径が７μｍ以下であるフェライトとマルテンサイトとの複合組織にすることで、部材を構成する鋼板の延性を高めている。
　特許文献４には、靱性に優れた引張強さが１８００ＭＰａ以上であるホットスタンプ部材を製造する技術が開示されている。特許文献４に記載される方法では、ホットスタンプ用鋼板をオーステナイトの低温域に加熱した後にホットスタンプし、Ｍｓ点以下の温度範囲を比較的緩やかに冷却することで、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である焼戻しマルテンサイトからなる金属組織を形成し、部材の靱性を高めている。特許文献４に開示されている技術は、低温衝撃試験においても割れが発生することのない１８００ＭＰａ級のホットスタンプ部材を得ることができる点で優れている。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特開２０１０－６５２９４号公報 日本国特開２０１０－６５２９５号公報 日本国特開２００６－１５２４２７号公報
　しかしながら、本発明者らの検討によると、特許文献２、３に記載されるようなフェライトとマルテンサイトとの複合組織からなるホットスタンプ部材では、衝突時に部材が変形する際、変形の初期にフェライトを起点とする割れが発生する場合があり、特に部材の引張強さが２３００ＭＰａを超えると、車体の衝突安全性を確保することが困難となることが分かった。
　また、特許文献４では、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部材に関しては何ら記載がない。本発明者らの検討によれば、特許文献４に記載されるような焼戻しマルテンサイト単相組織からなるホットスタンプ部材であっても、引張強さを２３００ＭＰａ以上にまで高めると、特に鋼板のホットスタンプ時の成形温度が低い場合において、部材内部に局所的な硬さの変動が生じ、近年の耐衝突性への高い要求には十分に応えられないことが分かった。また、このような、局所的な硬さの変動は、特にホットスタンプの素材鋼板がめっき鋼板である場合に大きいことが分かった。
　上述のように、ホットスタンプによって引張強さが２３００ＭＰａ以上の部材、特に、耐衝突性に優れた引張強さが２３００ＭＰａ以上のホットスタンプ部材（成形品）を製造することは、従来技術においては困難であった。
　本発明は、上記の課題を解決し、耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分を有するホットスタンプ成形品を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のホットスタンプ成形品を要旨とする。
　（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形品は、鋼板を備えるホットスタンプ成形品であって、前記鋼板の全部または一部が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、引張強さが２３００ＭＰａ以上である。
　（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形品では、降伏比が０．６５以上であってもよい。
　（３）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品は、鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、前記鋼板の全部または一部が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記鋼板と前記めっき層との境界から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．６５以上である。
　（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．００１～０．２００％、および、Ｚｒ：０．００１～０．２００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．００１～２．００％、Ｗ：０．００１～２．００％、Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、Ｎｉ：０．００１～２．００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰa以上である部分を有するホットスタンプ成形品を得ることができる。
ホットスタンプ成形品の硬さ測定位置を示す模式図である。 ホットスタンプ成形品の形状の例を示す模式図である。 ３点曲げ試験体の形状を示す模式図である。 ３点曲げ試験における試験機および試験体の配置を示す模式図である。
　本発明者らは、引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品について、衝突による変形時に割れの発生を抑制する方法を鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
　（Ａ）引張強さが２３００ＭＰａ以上のホットスタンプ成形品では、局所的な硬さの変動が大きい。
　この理由は明らかではないが、(ａ)ホットスタンプ後に引張強さが２３００ＭＰａ以上となるようなホットスタンプ前の素材（ホットスタンプ用鋼板）では、局所的なＭｎやＭｏの濃度ムラが強いこと、（ｂ）ＭｎやＭｏの濃度が低い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてフェライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｃ）一方で、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分は、ホットスタンプ用鋼板においてパーライト分率が高い金属組織を呈し、この部分ではホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ後の成形品において、硬さが高くなりやすいこと、に起因すると推定される。
　（Ｂ）ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が大きくなるほど、成形品が変形する際、変形初期に割れが発生しやすくなる。これは、硬さの低い部分に応力が集中するためと考えられる。
　（Ｃ）表面にめっき層を有するホットスタンプ成形品では、めっき層を有しない場合に比べて局所的な硬さの変動が大きくなりやすい。この理由は明らかではないが、（ａ）硬さの変動は、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されているひずみエネルギーが高いほど小さくなること、（ｂ）焼鈍工程を経て製造されるめっき鋼板では、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーが焼鈍時に解放されること、に起因すると推定される。
　（Ｄ）ホットスタンプ用鋼板として、冷間圧延する工程を経た後、焼鈍を施すことなく製造した鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）を用いることにより、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、ホットスタンプ用鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品の硬さが上昇すること、（ｂ）この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分において強く、冷延まま鋼板を用いることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
　（Ｅ）ホットスタンプを行う工程において、ホットスタンプを開始する温度（成形開始温度）を高めると、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）ホットスタンプ用鋼板において、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分ほど、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが蓄積しやすく、ホットスタンプ成形品において、硬さが高くなること、（ｂ）高温でホットスタンプを行うと、オーステナイトへのひずみの蓄積が抑制され、ホットスタンプ成形品の硬さが低くなるが、この効果はＭｎやＭｏの濃度が低い部分よりもＭｎやＭｏの濃度が高い部分で大きいので、高温でホットスタンプすることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
　（Ｆ）ホットスタンプ後に、ホットスタンプ成形品に低温で再加熱処理を施すと、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）再加熱により、マルテンサイト中に固溶状態で存在する炭素の量が減少し、ホットスタンプ成形品の硬さが低下すること、（ｂ）この効果は、ＭｎやＭｏの濃度が高い部分において強く、再加熱処理を行うことにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
　以上（Ａ）～（Ｆ）の知見から、本発明者らは、素材鋼板として冷延まま鋼板を用い、冷延まま鋼板を加熱した後、高温でホットスタンプを開始することにより、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、局所的な硬さの変動が小さく、耐衝突性に優れたホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
　または、素材鋼板としてめっき鋼板を用いた場合でも、めっき鋼板を加熱した後、高温でホットスタンプを開始し、かつホットスタンプ後に低温で再加熱処理を施すことで、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、局所的な硬さの変動が小さく、耐衝突性に優れた、表面にめっき層を有するホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
　以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形品（本実施形態に係るホットスタンプ成形品）およびその製造方法の各要件について詳しく説明する。
　＜ホットスタンプ成形品が備える鋼板の化学組成＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す化学組成を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す化学組成を有すると言える）。各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
　ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合（本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合）、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の化学組成を有していればよい。
　ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層とを含む場合、以下に説明する化学組成は、めっき層を除外した鋼板の化学組成を意味している。
　Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下
　Ｃは、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の引張強さを上昇させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ未満となり成形品の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．４０％超とする。好ましいＣ含有量は０．４２％超、０．４３％超、０．４４％超、または０．４５％超である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、ホットスタンプ成形品の強度が高くなりすぎ、耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．６５％以下、０．６０％以下、０．５５％以下、または０．５０％以下である。
　Ｓｉ：２．００％未満
　Ｓｉは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓｉ含有量が２．００％以上になるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％未満とする。好ましいＳｉ含有量は１．５０％未満、１．００％未満、０．７５％未満、または０．５０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。焼入れ性向上の観点からは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であることが好ましい。
　Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満
　Ｍｎは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．４５％未満、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
　一方、Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる弊害を抑制する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．０５％以上、または０．１０％以上である。また、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性向上の観点からは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上、０．２０％以上、または０．２５％以上であることが好ましい。
　Ｐ：０．２００％以下
　Ｐは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなり、さらに溶接性も著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．２００％以下とする。好ましいＰ含有量は０．１００％未満、０．０５０％未満、または０．０２０％未満である。めっき性確保の観点からは、Ｐ含有量は０．０２０％未満、０．０１５％未満、または０．０１０％未満であることが好ましい。
　Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００５０％未満、０．００２０％未満、または０．００１０％未満である。
　Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量（酸可溶Ａｌ含有量）が０．００１％未満であると脱酸が不十分となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．００５％以上、０．０１０％以上、または０．０２０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、変態点が上昇しホットスタンプの加熱工程でＡｃ３点を超える温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．５００％未満、０．１００％未満、０．０６０％未満、または０．０４０％未満である。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、鋼中に不純物として含有され、鋼の連続鋳造中に窒化物を形成する元素である。この窒化物はホットスタンプ後の鋼板の延性を劣化させるので、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０２００％超であると、その悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％未満、または０．００５０％未満である。
　Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成してホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましいＭｏ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、または０．１５％以上である。
　一方、Ｍｏは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。Ｍｏ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ成形品の製造方法を適用しても、成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｏ含有量は好ましくは、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
　Ｂ：０．０００２～０．０２００％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを主体とする金属組織を形成し、ホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。好ましいＢ含有量は、０．０００６％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０２００％を超える場合、炭硼化物が形成され、Ｂ含有による焼入れ性を向上させる効果が損なわれる。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＢ含有量は、０．００５０％未満、０．００４０％未満、または０．００３０％未満である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、上記の化学成分を含み、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有していてもよいが、特性等を向上させるため、本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉから選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素（任意元素）は必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｔｉ：０～０．２００％
　Ｎｂ：０～０．２００％
　Ｖ：０～０．２００％
　Ｚｒ：０～０．２００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましく、それぞれ０．００５％以上含有させることがより好ましく、それぞれ０．０１０％以上含有させることがさらに好ましい。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が、それぞれ０．２００％を超える場合、上記効果が飽和する上、鋼板の製造コストが上昇する。そのため、含有させる場合、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。
　また、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が多い場合、これらの元素の炭化物が多量に析出してホットスタンプ後の鋼板の延性が損なわれる。延性確保の観点からは、好ましいＴｉ含有量は０．０５０％未満、または０．０３０％未満であり、好ましいＮｂ含有量は０．０５０％未満、０．０３０％未満、または０．０２０％未満であり、好ましいＶ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満であり、好ましいＺｒ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満である。
　Ｃｒ：０～２．００％
　Ｗ：０～２．００％
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｎｉ：０～２．００％
　Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＷ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＣｕ含有量は０．１０％以上であり、より好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量が、それぞれ２．００％を超えると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、含有させる場合、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＷ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＣｕ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満であり、好ましいＮｉ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．１０００％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、それぞれ０．０００１％以上含有させることが好ましい。
　一方、ＣａもしくはＭｇの含有量が０．０１００％超である場合、またはＲＥＭの含有量が０．１０００％超である場合、上記効果が飽和するだけでなく過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。
　本実施形態において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　Ｂｉ：０～０．０５００％
　Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。より好ましいＢｉ含有量は０．０００３％以上、または０．０００５％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超える場合、上記効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。より好ましいＢｉ含有量は０．０１００％以下、または０．００５０％以下である。
　上述の通り、本実施形態に係るホットスタンプ成形品の化学組成は、必須元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよく、必須元素を含有し、さらに任意元素の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
　＜ホットスタンプ成形品が備える鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の金属組織（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品が備える鋼板の全部または一部は、以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有する（ホットスタンプ成形品が鋼板からなる場合には、ホットスタンプ成形品の全部または一部が以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有すると言える）。金属組織に関する以下の説明において、「％」は、「体積％」を意味する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の金属組織を有していればよい。
　ホットスタンプ成形品が、鋼板と、鋼板の表面に形成されためっき層を含む場合、以下に説明する金属組織は、鋼板の金属組織を意味している。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品では、鋼板の表面（めっき層を有する場合には、鋼板とめっき層との界面となる）から板厚の１／４の深さ位置における金属組織を規定する。
　マルテンサイト：体積％で９０．０％超
　マルテンサイトは、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さを高めるために重要な組織である。マルテンサイトの体積率が９０．０％以下であると、ホットスタンプ成形品の引張強さ（ホットスタンプ成形品が備える鋼板の引張強さ）が２３００ＭＰａ未満となり強度が不足する。そのため、マルテンサイトの体積率を９０．０％超とする。好ましいマルテンサイトの体積率は、９１．０％超、９３．０％超、または９５．０％超である。
　マルテンサイトの体積率の上限は特に定める必要がないが、マルテンサイトの体積率を大きく上昇させるためには、ホットスタンプの工程において、鋼板の加熱温度を過度に高めたり、冷却速度を過度に高めたりする必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大きく損なわれる。したがって、マルテンサイトの体積率は９９．０％以下、または９８．０％以下とすることが好ましい。
　上記マルテンサイトには、焼戻しされていないフレッシュマルテンサイトのほかに、焼戻しを受け、内部に鉄炭化物が存在する焼戻しマルテンサイトが含まれる。
　金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物を含有する必要はないので、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
　フェライト、パーライトおよびベイナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有するので、この効果を得る場合、フェライト、パーライトおよびベイナイトから選択される１種以上を含むことが好ましい。フェライトの体積率は０．５％以上、または１．０％以上とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１．０％以上とすることが好ましく、それぞれ２．０％以上とすることがより好ましい。
　一方、フェライト、パーライトおよびベイナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、フェライトの体積率は３．０％未満、または２．０％未満とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１０．０％未満とすることが好ましく、それぞれ５．０％未満とすることがより好ましい。
　残留オーステナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する。この効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率を０．５％以上、１．０％以上または、２．０％以上とすることが好ましい。
　一方、残留オーステナイトの体積率を過度に上昇させるためには、ホットスタンプ後に高温でオーステンパー処理を施す必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大幅に低下する。また、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を９．０％未満、７．０％未満、５．０％未満、または４．０％未満とすることが好ましい。
　本実施形態において、各組織の体積率は以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において組織観察する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して観察を行う。
　具体的には、研磨面をナイタール腐食または電解研磨した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して、輝度差または相内に存在する鉄炭化物の形態の違いに基づく画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
　また、同様の観察位置について、縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定する。
　これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とする。
　組織観察において、焼戻しマルテンサイトは、内部に鉄炭化物が存在する点でマルテンサイトと区別することができ、また、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。
　＜ホットスタンプ成形品の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さで２３００ＭＰａ以上である。このためには、本実施形態に係るホットスタンプ成形品が備える鋼板の全部または一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上である。少なくとも一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上でないと、ホットスタンプ成形品の衝撃吸収量を確保することができなくなる。そのため、ホットスタンプ成形品の全部または一部の引張強さを２３００ＭＰa以上とする。好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、引張強さが２４００ＭＰａ以上、または２５００ＭＰａ以上である。一方、ホットスタンプ成形品の強度を過度に高めることは耐衝突性の低下を招くので、ホットスタンプ成形品の引張強さを３０００ＭＰａ未満、または２８００ＭＰａ未満とすることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、かつ、降伏比が０．６５以上であることが好ましい。降伏比を０．６５以上とすることで、耐衝突性をさらに向上させることが可能となる。より好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、降伏比が０．６８以上、または０．７０以上である。一方、降伏比の上限は特に限定しないが、降伏比を大きく上昇させるためには、後述する再加熱工程において再加熱温度を過度に高める必要があり、成形品の強度の低下を招く。したがって、降伏比は０．９０未満、０．８５未満、または０．８０未満とすることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、全部（成形品の全体）が引張強さで２３００ＭＰａ以上であってもよいが、ホットスタンプ成形品内に引張強さが２３００ＭＰa以上である部分と２３００ＭＰａ未満である部分とが混在していてもよい。強度の異なる部位を設けることで、衝突時のホットスタンプ成形品の変形状態を制御することが可能となる。強度の異なる部位を有するホットスタンプ成形品は、化学組成が異なる二種類以上の鋼板を接合してからホットスタンプする方法や、ホットスタンプを行う工程において、鋼板の加熱温度またはホットスタンプ後の冷却速度を部分的に変化させる方法や、ホットスタンプ成形品に部分的に再加熱処理を施す方法などにより製造することができる。
　引張強さ及び降伏比は、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行って求める。
　降伏比は鋼板の降伏応力を引張強さで除することにより求める。降伏応力は、鋼板が連続降伏する場合は０．２％耐力とし、不連続降伏する場合は上降伏点の応力とする。
　めっき層は引張強さや降伏比に及ぼす影響が小さいので、試験片の表面にはめっき層が存在してもよい。
　＜ホットスタンプ成形品の硬さ分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、引張強さが２３００ＭＰａ以上である部分において、０．１８ｍｍ２の領域、すなわち、鋼板表面（めっき層を有する場合には基材である鋼板とめっき層との境界である）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域内のビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であり、かつ上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
　ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）以上であることは、硬さの測定領域が引張強さで２３００ＭＰａ以上の部分にあることに相当し、ビッカース硬さの平均値が６７０（Ｈｖ）未満であると成形品の強度が不足する。そのため上記領域内のビッカース硬さの平均値を６７０（Ｈｖ）以上とする。ビッカース硬さの平均値は６９５（Ｈｖ）以上、または７２０（Ｈｖ）以上であることが好ましい。
　また、上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であると、成形品が変形する際に変形の初期に割れが生じ、耐衝突性が著しく劣化する。そのため、上記領域内の硬さの標準偏差を２０（Ｈｖ）以下とする。硬さの標準偏差は１５（Ｈｖ）以下、１２（Ｈｖ）以下、または１０（Ｈｖ）以下とすることが好ましい。
　本実施形態において、ホットスタンプ成形品のビッカース硬さは以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面を耐水研磨紙で研磨し、さらにダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板の表面（めっき層を有する場合には鋼板とめっき層との界面となる）から、鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）においてビッカース硬さを測定する。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して測定を行う。
　具体的には、図１に示すように、１／４深さ位置を中心として、板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの範囲において、所定の間隔でＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さを４５点測定し、得られた測定値から算術平均値および標準偏差を求める。硬さの測定にはマイクロビッカース硬さ試験機を用い、測定条件は負荷荷重０．４９Ｎ、荷重保持時間１０秒とする。負荷荷重が高いと圧痕の寸法が大きくなり、耐衝突性と密接に関連する局所的な硬さの分布を評価することができない。そのため、負荷荷重を０．４９Ｎと定める。
　ホットスタンプ成形体の硬さの分布と耐衝突性との関連性については、例えば、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、成形体の長手方向に垂直な断面における硬さのばらつきが小さいことが耐衝突特性を確保するために重要であるとされている。しかしながら、国際公開第２０１８／１５１３２５号では、板厚方向中心部のビッカース硬さを、負荷荷重を１ｋｇｆとして１ｍｍ間隔で測定することにより、成形体の全断面領域におけるマクロな硬さのバラツキを求めており、本実施形態に係るホットスタンプ成形品とは具備する硬さの分布が異なると言える。
　［めっき層］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を備えることで、ホットスタンプ時におけるスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させることが可能となる。めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく、特に限定されない。ホットスタンプ成形品のめっき層は、後述するように、めっき鋼板を用いてホットスタンプすることにより形成させることができる。めっき層の種類として、亜鉛系めっき鋼板やアルミニウム系めっき鋼板を用いてホットスタンプした、亜鉛系めっき層やアルミニウム系めっき層が例示される。めっき層は片面に形成されていてもよく、両面に形成されていてもよい。
　次に、上記のホットスタンプ成形品を製造するのに好適なホットスタンプ用鋼板（以下本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板）について説明する。
　＜ホットスタンプ用鋼板の化学組成＞
　ホットスタンプによって化学組成は実質的に変化しないので、ホットスタンプ用鋼板の化学組成は、上述したホットスタンプ成形品と同じ化学組成とする。
　＜ホットスタンプ用鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷間圧延工程の後に焼鈍を施すことなく製造されるひずみエネルギーの高い圧延方向に展伸した金属組織を有する鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）、または、めっき鋼板とする。
　このような金属組織とするのは、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、成形品の耐衝突性を向上させるためである。蓄積されたひずみエネルギーが大きい冷延まま鋼板を用いる方が、少ない製造工程で局所的な硬さの変動を小さくできるので、好ましい。一方で、製造工程においてスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させるという観点では、めっき鋼板を用いることが好ましい。
　冷延まま鋼板、めっき鋼板のいずれの場合であっても、金属組織にマルテンサイトが含まれると鋼板が著しく硬質化し、鋼板を切断することが困難となる。そのため、ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、冷延まま鋼板の場合、圧延方向に展伸したフェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率は９０．０％超、または９５．０％超であることがより好ましい。めっき鋼板の場合は、フェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織における体積率は、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面をバフ研磨した後、鋼板表面（めっき鋼板の場合には鋼板とめっき層との界面となる）から鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、ホットスタンプ成形品の場合と同じ方法で組織観察を行い、求めることができる。
　めっき鋼板の種類は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき鋼板等が例示される。めっき層は鋼板の片面に備えられていてもよく、両面に備えられていてもよい。
　＜ホットスタンプ用鋼板の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくし、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を高めるために、冷延まま鋼板の場合、引張強さが９００ＭＰa超であることが好ましい。より好ましい引張強さは９５０ＭＰa超または１０００ＭＰa超である。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の製造方法および本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　［ホットスタンプ成形品の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、以下の（Ｉ）及び（ＩＩ）の工程を含む製造方法、または（ｉ）、（ｉｉ）、及び（ｉｉｉ）の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）上述の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ＩＩ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉ）上述の化学組成を有し、表面にめっき層を有するホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程
（ｉｉ）加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程
（ｉｉｉ）ホットスタンプ工程後の成形品を再加熱する再加熱工程
　（ＩＩ）及び（ｉｉ）のホットスタンプ工程では、金型による成形及び冷却が行われる。
　各工程について、好ましい条件を説明する。
［加熱工程］（Ｉ）、（ｉ）
　加熱工程では、ホットスタンプ工程に先立ち、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のような、所定の化学組成を有し、冷延ままのホットスタンプ用鋼板、または、めっき鋼板のホットスタンプ用鋼板を、加熱する。ホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程では、加熱温度を１０５０℃超かつＡｃ３点超である温度とすることが好ましい。加熱温度が１０５０℃超であることで、後述するホットスタンプ工程において、ホットスタンプの開始温度を１０５０℃超とすることができ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を確保し易くなる。また、加熱温度がＡｃ３点超であることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するとともに、耐衝突性が確保し易くなる。Ａｃ３点とは、素材鋼板を加熱した際に金属組織中でフェライトが消失する温度であり、加熱工程における鋼板の熱膨張変化から求めることができる。加熱温度は、１１００℃超かつＡｃ３点超であることが好ましい。
　加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎると、ホットスタンプ用鋼板が冷延まま鋼板の場合は、ホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、金型内へのスケールの堆積により成形品の生産性が低下する。ホットスタンプ用鋼板がめっき鋼板の場合は、めっきの付着量が減少し、ホットスタンプ成形品の耐食性が劣化する。そのため、加熱温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
　鋼板の加熱速度は特に限定する必要がないが、加熱速度が高いほど、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が向上する。そのため、７００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒超、２０℃／秒超、３０℃／秒超、または５０℃／秒超とすることが好ましい。一方、加熱速度を抑制することで、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成を抑制でき、ホットスタンプ後の鋼板の延性を高められる。そのため、平均加熱速度を１５０℃／秒未満、１２０℃／秒未満、または９０℃／秒未満とすることが好ましい。
［ホットスタンプ工程］（ＩＩ）、（ｉｉ）
　加熱後のホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行う工程では、加熱された鋼板を加熱炉から取り出し大気中で放冷した後、ホットスタンプを開始する。ホットスタンプ開始温度は１０５０℃超であることが好ましい。ホットスタンプ開始温度が１０５０℃超であることで、ホットスタンプ時にオーステナイトにひずみが過剰に蓄積されることが抑制され、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。ホットスタンプ開始温度は、１１００℃超であることが好ましい。
　ホットスタンプ開始温度の上限は特に限定しないが、開始温度を高めるためには上述した加熱工程における鋼板の加熱温度を高くする必要がある。この場合、ホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、成形品の生産性が低下する、またはホットスタンプ成形品の耐食性が劣化する。そのため、開始温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
　ホットスタンプにより成形を行った後、金型内で成形品を保持しながら冷却、および／または、金型から成形品を取り出して任意の方法で冷却する。冷却速度を速くすることで、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上するので、ホットスタンプ開始温度から４００℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上、６０℃／秒以上、または９０℃／秒以上とすることが好ましい。また、冷却停止温度が低いことで、同様にホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が確保され、成形品の強度が向上する。また、後述する再加熱工程後にフェライト、パーライトまたはベイナイトの生成が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、上記冷却による冷却停止温度を９０℃未満、または５０℃未満とすることが好ましい。
［再加熱工程］（ｉｉｉ）
　ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いた場合、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品）に対して再加熱を実施する。再加熱温度が９０℃以上であると、成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、耐衝突性が高められる。一方、再加熱温度が１５０℃未満であると、鋼板の軟質化が抑制され成形品の強度が確保される。また、粗大な鉄炭化物の析出が抑制され、耐衝突性が向上する。そのため、再加熱温度を９０℃以上１５０℃未満とすることが好ましい。再加熱温度は１００℃以上、１１０℃以上、または１２０℃以上とすることがより好ましい。また、再加熱温度は１４０℃未満、または１３０℃未満とすることがより好ましい。
　再加熱温度での保持時間を長くすることで、上記の局所的な硬さの変動を抑制する効果を十分に得ることができる。そのため、保持時間は５分以上、または１０分以上とすることが好ましい。一方、保持時間が短いと成形品の強度が確保できる。そのため、保持時間は２０分未満、または１５分未満とすることが好ましい。
　また、上記の条件で再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。
　ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合、再加熱工程を行わなくてもよい。上述した通り、硬さの変動は、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されているひずみエネルギーが高いと小さくなる。冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、再加熱を行わなくても、目標のビッカース硬さの標準偏差を達成できるからである。しかしながら、ホットスタンプ用鋼板として、冷延まま鋼板を用いた場合でも、再加熱を行うことで、降伏比を上昇させることができる。そのため、表面にめっき層を備えないホットスタンプ成形品に対して再加熱を行ってもよい。降伏比を上昇させる効果を十分に得るためには、上述した、ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いる場合と同じ条件で再加熱を行うことが好ましい。
　［ホットスタンプ用鋼板の製造方法］
　ホットスタンプ成形品の製造に供される本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の製造方法によって製造されることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。例示されるスラブの好ましい製造方法では、上述した成分組成（化学組成）を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
　熱間圧延に際し、スラブを加熱する。熱間圧延に供するスラブの温度（スラブ加熱温度）は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃未満とすることがより好ましい。スラブ加熱温度が低いと圧延が困難になるので、スラブ加熱温度は１０５０℃以上としてもよい。
　加熱されたスラブに対して、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。Ａｒ３点とは、鋼板を冷却した際に金属組織中でオーステナイトからのフェライト変態が開始する温度であり、冷却中の鋼板の熱膨張変化から求めることができる。
　熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、巻取工程後コイル内の製品特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
　熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る場合、巻取温度を６００℃超とすることが好ましい。巻取温度が６００℃以下であると、熱延鋼板が過度に硬質化して冷間圧延を行うことが困難となり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。より好ましい巻取温度は６２０℃超、または６５０℃超である。
　一方、巻取温度が高くなりすぎると、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成量が過剰となり、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。したがって、巻取温度は７５０℃以下、または７００℃以下とすることが好ましい。熱延鋼板に対し、冷間圧延工程の前に焼鈍を施してもよい。
　ホットスタンプ用鋼板を冷延まま鋼板とする場合、熱間圧延され、巻取られた鋼板を、常法にしたがって冷間圧延し、冷延鋼板とする。冷間圧延では、冷圧率（冷間圧延における累積圧下率）を１０％以上とすることが好ましい。冷間圧延率が１０％未満であると、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が大きくなり、成形品の耐衝突性が低下する。より好ましい冷圧率は２０％以上、３０％以上、または４０％以上である。冷圧率の上限は特に限定する必要がないが、冷圧率を過度に上昇させることは、圧延設備への負荷を高め生産性の低下を招くので、冷圧率は７０％未満、６０％未満、または５０％未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ成形品を軽量化するために、冷延鋼板の板厚は２．０ｍｍ以下であることが好ましく、１．８ｍｍ以下であるとより好ましく、１．６ｍｍ以下であるとさらに好ましい。冷間圧延の前に、公知の方法にしたがって、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等による脱スケールを行ってもよい。このようにして得られた冷延鋼板には、常法にしたがって脱脂等の処置を施してもよい。
　ホットスタンプ用鋼板を冷延まま鋼板とする場合、冷延鋼板には焼鈍を施さない。焼鈍を施さないことで、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーによって、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動を小さくすることができ、成形品の耐衝突性が向上する。
　一方、ホットスタンプ用鋼板をめっき鋼板とする場合、冷間圧延は行わなくてもよいし、上記の条件で行ってもよい。冷間圧延を行うことで、金属組織が微細化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。
　ホットスタンプ用鋼板をめっき鋼板とする場合、上述した方法で製造された熱延鋼板または冷延鋼板に、常法にしたがってめっきを行う。冷延鋼板にめっきを行う場合、再結晶によりめっき鋼板の金属組織を微細化するために、連続溶融めっきの焼鈍過程における均熱温度の下限値を６００℃、６５０℃、または７００℃とすることが好ましい。一方、加熱速度が遅すぎたり、均熱温度が高すぎたり、均熱時間が長すぎたりすると、粒成長によりめっき鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する場合がある。そのため、均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましく、均熱温度を８００℃以下、または７６０℃以下とすることが好ましく、均熱時間（均熱温度における保持時間）を３００秒未満、または１２０秒未満とすることが好ましい。
　冷延鋼板に連続焼鈍を施して焼鈍鋼板とした後、焼鈍鋼板にめっきを行ってもよい。しかしながら、連続焼鈍における加熱速度が遅すぎると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。また、鉄炭化物が球状粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。そのため、連続焼鈍における均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。
　このようにして得られためっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｖを製造した。表１中のＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｖの化学組成を有する冷延鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｖを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｖに１０パスの圧延を施し、厚さ２．２～３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を６４０～６６０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　熱延鋼板の一部を酸洗して冷間圧延用の母材とし、表２に示す冷延条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。また、熱延鋼板の一部を機械研削し、厚さ１．４ｍｍの熱延研削板とした。
　また、冷延鋼板の一部を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、５℃／秒の平均加熱速度で７８０℃まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて５℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却して焼鈍鋼板とした。
　このようにして得られた冷延鋼板、熱延研削板、および、焼鈍鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述の方法により組織観察を行い、圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率を求めた。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から、圧延方向に直交する方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。表２に、ホットスタンプ用鋼板の金属組織を観察した結果、および、ホットスタンプ用鋼板の機械特性を調査した結果を示す。
　上記ホットスタンプ用鋼板から、幅２４０ｍｍ、長さ８００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図２に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板（ホットスタンプ用鋼板）を７００℃までの平均加熱速度を２２℃／秒として表３－１に示す加熱温度まで加熱し、その温度で１分間保持した。その後、素板を加熱炉から取り出して放冷し、表３－１に示す開始温度で、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて表３－１に示す冷却停止温度まで金型内で冷却した。また、ハット部材の一部を、電気加熱炉を用いて、表３－１に示す条件で再加熱した。表３－１のホットスタンプ条件の－印は再加熱工程を行わなかったことを示す。
　得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述した方法により鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における金属組織を観察した。
　また、ハット部材の縦壁部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めた。
　また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９ＮでＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
　また、図３に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
　この試験体を、図４に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
　表３－１、表３－２に、ハット部材の金属組織を観察した結果、ハット部材の機械特性を評価した結果、および、ハット部材の耐衝突性を評価した結果を示す。表３－１、表３－２において、下線を付した数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明の規定を満足する試験番号１、６、７、１２、１３、２３、２５、２６、２８、３０～３２、３４～４０は、いずれも、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であった。また、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であり、良好な耐衝突性を示していた。
　また、ホットスタンプ成形品の製造工程において、再加熱処理を行った試験番号６、１２、２５、３１、３４、４０は、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が１０以下であった。また、降伏比が０．６５以上であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が４５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．９５ｋＪ以上であり、耐衝突性が特に良好であった。
　これらに対して、化学組成が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例の試験番号１５～２２は、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が低かったか、または、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低く、耐衝突性が劣っていた。
　具体的には、鋼Ｄを用いた試験番号１５は、鋼のＣ含有量が低すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の最高荷重が低かった。
　鋼Ｅを用いた試験番号１６は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ビッカース硬さの平均値が高く、引張試験では早期破断が生じ引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めることができなかった。ビッカース硬さの標準偏差は２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｆ、Ｇを用いた試験番号１７、１８は鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、鋼Ｈを用いた試験番号１９は鋼のＭｏ含有量が高すぎるため、いずれもビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｉを用いた試験番号２０は鋼のＭｏおよびＢ含有量が低すぎるため、鋼Ｊを用いた試験番号２１は鋼のＭｏ含有量が低すぎるため、鋼Ｋを用いた試験番号２２は鋼のｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　化学組成は本発明の範囲内であるが、ホットスタンプ成形品の製造条件が上述した範囲から外れる比較例の試験番号２～５、８～１１、１４、２４、２７、２９、３３は、ホットスタンプ成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低いか、または、割れ発生変位および吸収エネルギーが低く、耐衝突性が劣っていた。
　具体的には、鋼Ａを用いた試験番号２、鋼Ｂを用いた試験番号８、鋼Ｍを用いた試験番号２７は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、冷間圧延後に焼鈍を行った（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ａを用いた試験番号５、鋼Ｂを用いた試験番号１１、鋼Ｎを用いた試験番号２９は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で冷間圧延を行わなかった（ホットスタンプに供される鋼板が冷延ままではなかった）ために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ａを用いた試験番号３、４、鋼Ｂを用いた試験番号９、１０、鋼Ｌを用いた試験番号２４、鋼Ｐを用いた試験番号３３は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｃを用いた試験番号１４は、ホットスタンプ用鋼板に焼鈍鋼板を用い、また、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
（実施例２）
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表４に示す化学組成を有する鋼ａ～ｗを製造した。表４中のＡｃ３点は、鋼ａ～ｗの化学組成を有するめっき鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼ａ～ｗを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表５に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
　具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼ａ～ｗに１０パスの圧延を施し、厚さ２．２～３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を６４０～６６０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　熱延鋼板の一部を酸洗して冷間圧延用の母材とし、表５に示す冷延条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。また、熱延鋼板の一部（冷間圧延を行わなかった例）を機械研削し、厚さ１．４ｍｍの熱延研削板とした。
　また、得られた鋼板（冷延鋼板および熱延研削板）を、溶融めっきシミュレーターを用いて、５℃／秒の平均加熱速度で表５に示す焼鈍の均熱温度まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき浴または溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきまたは溶融アルミニウムめっきを施した。一部の素材鋼板には、溶融亜鉛めっきの後、５２０℃まで加熱して合金化処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および、溶融アルミニウムめっき鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、幅２４０ｍｍ、長さ８００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図２に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板を７００℃までの平均加熱速度を１１℃／秒以上として表６－１に示す加熱温度まで加熱し、その温度で１分間保持した。その後、素板を加熱炉から取り出して放冷し、表６－１に示す開始温度で、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて表６－１に示す冷却停止温度まで金型内で冷却した。また、ハット部材の一部を、電気加熱炉を用いて、表６－１に示す条件で再加熱した。表６－１のホットスタンプ条件の－印は再加熱工程を行わなかったことを示す。
　得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述した方法により基材の鋼板とめっき層の界面から基材である鋼板の板厚の１／４の深さ位置における金属組織を観察した。
　また、ハット部材の縦壁部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めた。
　また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、鋼板とめっき層の界面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９Ｎでビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
　また、図３に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
　図４に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、かつ、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
　表６－１、表６－２に、ハット部材の金属組織を観察した結果、ハット部材の機械特性を評価した結果、および、ハット部材の耐衝突性を評価した結果を示す。表６－１、表６－２において、下線を付した数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明の規定を満足する試験番号１０１～１０３、１０７～１０９、１１３、１１５、１１６、１１８、１２８、１２９、１３１、１３５、１３７～１４３は、いずれも、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であった。また、降伏比が０．６５以上であり、成形品の３点曲げ試験における最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であり、良好な耐衝突性を示していた。
　これらに対して、化学組成が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例の試験番号１２０～１２７は、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーのいずれか、または全てが低く、耐衝突性が劣っていた。
　具体的には、鋼ｆを用いた試験番号１２０は、鋼のＣ含有量が低すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、成形品の最高荷重が低かった。
　鋼ｇを用いた試験番号１２１は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ビッカース硬さの平均値が高く、引張試験では早期破断が生じ引張強さ、降伏応力、および降伏比を求めることができなかった。ビッカース硬さの標準偏差は２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼ｈ、ｉを用いた試験番号１２２、１２３は鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、鋼ｊを用いた試験番号１２４は鋼のＭｏ含有量が高すぎるため、いずれもビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位および吸収エネルギーが低かった。
　鋼ｋを用いた試験番号１２５は鋼のＭｏおよびＢ含有量が低すぎるため、鋼ｌを用いた試験番号１２６は鋼のＭｏ含有量が低すぎるため、鋼ｍを用いた試験番号１２７は鋼のｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　化学組成は本発明の範囲内であるが、ホットスタンプ成形品の製造条件が上述した範囲から外れる比較例の試験番号１０４～１０６、１１０～１１２、１１４、１１７、１１９、１３０、１３２～１３４、１３６は、成形品の３点曲げ試験における最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーのいずれか、または全てが低く、耐衝突性が劣っていた。
　具体的には、鋼ａを用いた試験番号１０４、１０５、鋼ｂを用いた試験番号１１０、１１１、鋼ｃを用いた試験番号１１４、鋼ｅを用いた試験番号１１９、鋼ｎを用いた試験番号１３０は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低すぎるために、成形品のビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼ａを用いた試験番号１０６、鋼ｐを用いた試験番号１３６は、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満であり、最高荷重が低かった。
　鋼ｂを用いた試験番号１１２、鋼ｄを用いた試験番号１１７、鋼ｏを用いた試験番号１３２は、再加熱工程における再加熱温度が低すぎるか、または、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼ｏを用いた試験番号１３３は、ホットスタンプ工程における冷却停止温度が高く、また、再加熱工程における再加熱温度が高すぎるために、マルテンサイト体積率が不足し、引張強さが２３００ＭＰａ未満、ビッカース硬さの平均値が６７０未満、ビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、成形品の最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼ｏを用いた試験番号１３４は、ホットスタンプ工程における成形開始温度が低く、また、再加熱処理を行わなかったために、ビッカース硬さの標準偏差が２０超、降伏比が０．６５未満であり、最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　本発明によれば、引張強さが２３００ＭＰa以上である部分を有する、耐衝突性に優れたホットスタンプ成形品を得ることが可能になる。

Claims (7)

  1. 　鋼板を備えるホットスタンプ成形品であって、
    　前記鋼板の全部または一部が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、
    　Ｓｉ：２．００％未満、
    　Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    　Ｐ：０．２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    　Ｂ：０．０００２～０．０２００％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０～０．２００％、
    　Ｖ：０～０．２００％、
    　Ｚｒ：０～０．２００％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｗ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    　Ｂｉ：０～０．０５００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物、
    である化学組成を有し、
    　前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、
    　　金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、
    　　板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、
    　引張強さが２３００ＭＰａ以上である、
    　ホットスタンプ成形品。
  2. 　降伏比が０．６５以上である、
    　請求項１に記載のホットスタンプ成形品。
  3. 　鋼板と、前記鋼板の表面に形成されためっき層と、を備え、
    　前記鋼板の全部または一部が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、
    　Ｓｉ：２．００％未満、
    　Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    　Ｐ：０．２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    　Ｂ：０．０００２～０．０２００％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０～０．２００％、
    　Ｖ：０～０．２００％、
    　Ｚｒ：０～０．２００％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｗ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    　Ｂｉ：０～０．０５００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物、
    である化学組成を有し、
    　前記鋼板と前記めっき層との境界から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置において、
    　　金属組織が、体積％で、９０．０％超のマルテンサイトを含み、
    　　板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの平均値が６７０以上であり、前記領域における前記ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であり、
    　引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．６５以上である、
    　ホットスタンプ成形品。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
    　Ｖ：０．００１～０．２００％、および、
    　Ｚｒ：０．００１～０．２００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．００１～２．００％、
    　Ｗ：０．００１～２．００％、
    　Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、
    　Ｎｉ：０．００１～２．００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  7. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、
    　を含有する、
    　請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
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