WO2022239866A1 - ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形品 - Google Patents

ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形品 Download PDF

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WO2022239866A1
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純 芳賀
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日本製鉄株式会社
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot stamping and a hot stamped product.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-081622 filed in Japan on May 13, 2021, the contents of which are incorporated herein.
  • press forming which is the process of forming automobile body members
  • the thinner the steel plate used the more likely it is to crack and wrinkle. Therefore, steel sheets for automobiles are also required to have excellent press formability.
  • Patent Document 1 a technique of press-molding a heated steel plate using a low-temperature press die has been proposed.
  • This technique is called hot stamping or hot pressing, and since steel sheets in a soft state heated to a high temperature are press-formed, it is possible to manufacture members with complicated shapes with high dimensional accuracy.
  • the steel sheet is rapidly cooled by contact with the mold, it is possible to greatly increase the strength by quenching at the same time as press forming.
  • Patent Document 1 describes that a member having a tensile strength of 1400 MPa or more can be obtained by hot stamping a steel plate having a tensile strength of 500 to 600 MPa.
  • Patent Document 2 discloses a hot stamped member having a tensile strength of 1770 to 1940 MPa and a method for manufacturing the same
  • Patent Document 3 discloses a hot stamped member having a tensile strength of 1960 to 1960 MPa.
  • a 2130 MPa hot stamped member and method of making the same are disclosed.
  • hot stamping is performed after heating a steel plate for hot stamping to a two-phase region of ferrite and austenite, and the metal structure of the hot stamped member has an average grain size of 7 ⁇ m or less.
  • the ductility of the steel plate that constitutes the member is enhanced by forming a composite structure of a certain ferrite and martensite.
  • Patent Document 4 discloses a technique for manufacturing a hot-stamped member having excellent toughness and a tensile strength of 1800 MPa or more.
  • the steel sheet 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 relatively gently cooled, so that the prior austenite grain size is 10 ⁇ m or less.
  • a metal structure consisting of tempered martensite is formed to increase the toughness of the member.
  • the technique disclosed in Patent Document 4 is excellent in that it can obtain a 1800 MPa class hot stamped member that does not crack even in a low temperature impact test. However, there is no description regarding a member having a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • 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
  • the present invention solves the above problems, has excellent collision resistance and has a tensile strength of 2300 MPa or more, and is suitable for hot stamping as a material for hot stamping products.
  • An object of the present invention is to provide a hot-stamped article having a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist thereof is the following steel sheet for hot stamping.
  • a steel sheet for hot stamping according to an aspect of the present invention has, in mass %, C: more than 0.40% and 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: 0.001-1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.50%, B: 0.0002-0.0200%, Ti: 0-0.
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content satisfy the following formula (i), and the steel sheet Vickers hardness in an area of 0.3 mm in the plate thickness direction centered on the depth position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate from the surface of the steel plate and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction
  • the standard deviation is 20 (Hv) or less.
  • the steel sheet for hot stamping according to [1] has the chemical composition, in mass %, of Ti: 0.001 to 0.200%, Nb: 0.001 to 0.200%, V: 0.001% to 0.200%. 001 to 0.200%, and Zr: 0.001 to 0.200%.
  • the steel sheet for hot stamping according to [1] or [2] has the chemical composition, in mass%, of Cr: 0.001 to 2.00%, W: 0.001 to 2.00%, It may contain one or more selected from Cu: 0.001 to 2.00% and Ni: 0.001 to 2.00%.
  • the steel sheet for hot stamping according to any one of [1] to [3], wherein the chemical composition is, in mass%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 One or more selected from ⁇ 0.0100% and REM: 0.0001 to 0.1000% may be contained.
  • the chemical composition may contain Bi: 0.0001 to 0.0500% in mass%. good.
  • a hot stamped product according to another aspect of the present invention has a base steel plate, and the base steel plate contains, in mass%, C: more than 0.40%, 0.70% or less, Si: less than 2.00%, Mn: 0.01% or more and less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol. Al: 0.001-1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.50%, B: 0.0002-0.0200%, Ti: 0-0.
  • Nb 0-0.200%
  • V 0-0.200%
  • Zr 0-0.200%
  • Cr 0-2.00%
  • W 0-2.00%
  • Cu 0-2.00%
  • Ca 0-0.0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • REM 0-0.1000%
  • Bi 0-0.0500 %
  • balance Fe and impurities, and has a thickness of 0.05 mm in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate.
  • the metal structure of the base steel plate contains 90.0% or more of martensite, and is centered at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate
  • the standard deviation of the Vickers hardness in the region of 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction is 20 (Hv) or less
  • the tensile strength of the base steel plate is 2300 MPa or more.
  • a steel sheet for hot stamping which is suitable as a material for hot stamping molded products having excellent collision resistance and tensile strength of 2300 MPa or more, and a steel plate for hot stamping having excellent collision resistance and tensile strength of 2300 MPa or more Certain hot stamped articles can be obtained.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing hardness measurement positions of a hot stamping steel plate and a hot stamped product. It is a schematic diagram which shows the example of the shape of a hot-stamping molded article. It is a schematic diagram which shows the shape of a three-point bending test object. It is a schematic diagram showing the arrangement of a testing machine and a specimen in a three-point bending test.
  • the present inventors diligently studied methods for suppressing the occurrence of cracks during deformation due to impact on hot-stamped molded products with a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • a method for controlling the chemical composition and structure of hot-stamped steel sheets used in hot-stamped products to suppress cracking during deformation due to impact was investigated. As a result, the following findings were obtained.
  • annealing is performed by heating to Ac above 3 points and holding for a short period of time (also referred to as second hot-rolled sheet annealing). As a result, local variations in hardness of the steel sheet for hot stamping are reduced.
  • the steel sheet for hot stamping according to this embodiment has the chemical composition shown below.
  • the reasons for limiting each element are as follows. "%” for content in the following description means “% by mass”.
  • a numerical range shown between “-” includes numerical values at both ends thereof. On the other hand, values indicated by “less than” and “more than” are not included in the range.
  • C more than 0.40%, 0.70% or less C is an element that has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet after hot stamping (the steel sheet included in the hot stamped product). If the C content is 0.40% or less, the tensile strength of the steel sheet after hot stamping is less than 2300 MPa, and the strength of the hot stamped product is insufficient. Therefore, the C content is made more than 0.40%. A preferred C content is greater than 0.42%, greater than 0.43%, greater than 0.44%, or greater than 0.45%. On the other hand, if the C content exceeds 0.70%, the strength of the hot-stamped product becomes too high, and collision resistance cannot be ensured. Therefore, the C content should be 0.70% or less. A preferable 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 as an impurity in steel and embrittles the steel. If the Si content is 2.00% or more, the adverse effect is particularly large. Therefore, the Si content should be less than 2.00%. Preferred Si contents are less than 1.50%, less than 1.00%, less than 0.75%, or less than 0.50%. Although the lower limit of the Si content is not particularly limited, an excessive decrease in the Si content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, it is preferable to set the Si content to 0.001% or more. Moreover, since Si has the effect of increasing 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.
  • the Mn content should be 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 the 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 as an impurity in steel and embrittles the steel. If the P content exceeds 0.200%, the adverse effect thereof becomes particularly large, and weldability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is set to 0.200% or less.
  • a preferred P content is less than 0.100%, less than 0.050%, or less than 0.020%.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, an excessive decrease in the P content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an element contained as an impurity in steel and embrittles the steel. If the S content exceeds 0.0200%, the adverse effects become particularly large. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • a preferred S content is less than 0.0050%, less than 0.0020%, or less than 0.0010%. Although the lower limit of the S content is not particularly limited, an excessive decrease in the S content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • sol. Al 0.001-1.000%
  • Al is an element that acts to deoxidize molten steel. sol. If the Al content (acid-soluble Al content) is less than 0.001%, deoxidation will be insufficient. Therefore, sol. Al content shall be 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, making it difficult to heat the steel sheet to a temperature exceeding the Ac 3 point in the manufacturing process of the steel sheet for hot stamping. Therefore, sol. 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 that is contained as an impurity in steel and forms nitrides during continuous casting of steel. Since this nitride deteriorates the ductility of the steel sheet after hot stamping, the lower the N content is, the better. If the N content exceeds 0.0200%, the adverse effect is particularly large. Therefore, the N content is made 0.0200% or less.
  • the N content is preferably less than 0.0100%, less than 0.0080% or less than 0.0050%. Although the lower limit of the N content is not particularly limited, an excessive decrease in the N content invites an increase in steelmaking costs. 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. It is an effective element for ensuring strength. In order to obtain this effect, the Mo content is set to 0.01% or more. A preferred Mo content is 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more.
  • the Mo content should be less than 0.50%. 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, forms a metal structure mainly composed of martensite in the process of hot stamping, and is an effective element for ensuring the strength of hot stamped products.
  • the B content is made 0.0002% or more.
  • a preferable B content is 0.0006% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the B content should be 0.0200% or less.
  • a preferred B content is less than 0.0050%, less than 0.0040%, or less than 0.0030%.
  • the steel sheet for hot stamping may have a chemical composition containing the above chemical components with the balance being Fe and impurities.
  • the steel sheet for steel may further contain one or more selected from Ti, Nb, V, Zr, Cr, W, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, and Bi within the following ranges. Since these elements (arbitrary elements) do not necessarily need to be contained, the lower limit is 0%.
  • impurities refers to components that are mixed from raw materials such as ores and scraps or due to various factors in the manufacturing process when steel sheets are industrially manufactured. It means that it is permissible within a range that does not adversely affect the steel plate for use.
  • Ti, Nb, V, and Zr are elements that have the effect of improving the collision resistance of hot-stamped products through refinement of the metal structure.
  • one or more selected from Ti, Nb, V and Zr may be contained as necessary.
  • 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 they are contained, the contents of Ti, Nb, V and Zr are each set to 0.200% or less. Also, when the content of Ti, Nb, V and Zr is high, a large amount of carbides of these elements precipitates, impairing the ductility of the steel sheet after hot stamping. From the viewpoint of ensuring ductility, the preferred Ti content is less than 0.050% or less than 0.030%, and the preferred Nb content is less than 0.050%, less than 0.030% or less than 0.020%. with a preferred V content of less than 0.100%, or less than 0.050%, and a preferred Zr content of less than 0.100%, or less than 0.050%.
  • Cr 0-2.00% W: 0-2.00% Cu: 0-2.00% Ni: 0-2.00% Cr, W, Cu and Ni are elements that act to increase the hardenability of steel. Therefore, one or more selected from Cr, W, Cu and Ni may be contained as necessary. To obtain the above effects, it is preferable to contain at least one selected from Cr, W, Cu and Ni in an amount of 0.001% or more.
  • a more preferable Cr content is 0.05% or more, or 0.10% or more, a more preferable W content is 0.05% or more, or 0.10% or more, and a more preferable Cu content is 0.05% or more. It is 10% or more, and a more preferable Ni content is 0.10% or more.
  • the contents of Cr, W, Cu and Ni each exceed 2.00%, the impact resistance of the hot-stamped product deteriorates. Therefore, when they are contained, the contents of Cr, W, Cu and Ni are each set to 2.00% or less.
  • a preferred Cr content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%, and a preferred W content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%.
  • a preferred Cu content is less than 1.00%, or less than 0.50%, and a preferred Ni content is less than 1.00%, or less than 0.50%.
  • Ca, 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 inclusions. Therefore, it may be contained as necessary. In order to obtain the above effect, it is preferable to contain at least one selected from Ca, Mg and REM each in an amount of 0.0001% or more.
  • the content of Ca or Mg exceeds 0.0100%, or the content of REM exceeds 0.1000%, not only the above effects are saturated but also excessive costs are incurred. Therefore, when they are contained, the content of Ca and Mg is set to 0.0100% or less, respectively, and the REM content is set to 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanides, and REM content means the total content of these elements.
  • Lanthanides are added industrially in the form of misch metals.
  • Bi 0 to 0.0500%
  • Bi is an element that has the effect of improving the collision resistance of hot stamped products by making the solidified structure finer. Therefore, it may be contained as necessary.
  • 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 should be 0.0500% or less.
  • a preferred Bi content is 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment contains essential elements, and the balance may be Fe and impurities, contains essential elements, and further contains one or more optional elements. and the balance may be Fe and impurities.
  • the lower limit of the left-side value of the above formula (i) is not limited, in order to greatly reduce the left-side value of the above formula (i), in the method for manufacturing a steel sheet for hot stamping described later, the first hot rolled sheet annealing It is necessary to excessively increase the soaking temperature or excessively lengthen the soaking time. In this case, not only is the productivity of the hot stamping steel sheet impaired, but also the local variation in hardness of the hot stamping steel sheet increases. Therefore, the left-side value of the above formula (i) may be 0.05 or more, 0.10 or more, or 0.15 or more.
  • the local Mo content (concentration) distribution is obtained as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and a longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with waterproof abrasive paper. Furthermore, after buffing using a diamond suspension, the thickness Line analysis is performed using a field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA) over a range of 0.05 mm in the direction. The EPMA measurement is performed at intervals of 0.2 ⁇ m in the plate thickness direction, and the Mo content at each measurement position is determined from the 5-point moving average value.
  • FE-EPMA field emission electron probe microanalyzer
  • the average value of the measured values of the Mo concentration at five consecutive points is taken as the Mo content at the third measurement position, and the Mo content at each measurement position within the above range is obtained. From the maximum value, minimum value, and average value of Mo content (average value of Mo content at all measurement positions) in the range thus obtained, the left side value of the above formula (i) is determined. However, this line analysis is performed at 10 arbitrary points on the steel sheet, and the average value of the left-side values obtained at the 10 points is taken as the left-side value of the above formula (i) for that steel sheet.
  • the steel plate for hot stamping according to the present embodiment has an area of 0.18 mm 2 (0.3 mm in the plate thickness direction centering on the 1/4 depth position of the steel plate and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction. area) is 20 (Hv) or less (20 or less in unit Hv) of Vickers hardness. If the standard deviation of the Vickers hardness in the above region is more than 20 (Hv), when the hot-stamped product is deformed, cracking occurs at the initial stage of deformation, resulting in significant deterioration in impact resistance. Therefore, the standard deviation of hardness in the above region is set to 20 (Hv) or less.
  • the standard deviation of hardness is preferably 15 (Hv) or less, or 10 (Hv) or less.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is an as-cold-rolled steel sheet, and the average hardness value is an index of the strain energy accumulated in the steel sheet.
  • the average hardness is preferably 280 (Hv) or more, 295 (Hv) or more, or 310 (Hv) or more.
  • the standard deviation of hardness may be more than 5 (Hv), or more than 10 (Hv). It is preferable that the average hardness value in the above region is large. to degrade. Therefore, the average hardness may be 400 (Hv) or less, or 370 (Hv) or less.
  • the hardness of the steel sheet for hot stamping is determined as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and the longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with water-resistant abrasive paper, and then buffed with a diamond suspension. Measure the Vickers hardness at the position. Specifically, as shown in FIG. 1, in a range of 0.3 mm in the plate thickness direction centering on the 1/4 depth position of the steel plate and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction, a predetermined interval The Vickers hardness is measured at 45 points, and the arithmetic mean value and standard deviation are obtained from the obtained measured values.
  • a micro Vickers hardness tester is used for hardness measurement, and the measurement conditions are an applied load of 0.49 N and a load holding time of 10 seconds. High applied loads lead to large indentation dimensions and do not allow evaluation of the local hardness distribution, which is closely related to the impact resistance of hot-stamped parts. Therefore, the applied load is defined as 0.49N.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 900 MPa or more in order to increase the strain energy and improve the collision resistance of the hot stamped product.
  • a more preferable tensile strength is 950 MPa or more, or 1000 MPa or more.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment Since the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is manufactured without annealing after the cold rolling process, it has a metallographic structure elongated in the rolling direction. Such a metal structure increases the strain energy of the steel sheet for hot stamping and improves the collision resistance of the hot stamped product. A steel sheet that has been annealed after cold rolling does not accumulate sufficient strain energy, and the hot stamped product has poor collision resistance. If martensite (including tempered martensite) is included in the metal structure, the steel plate will be significantly hardened, making it difficult to cut the steel plate. , perlite and/or bainite.
  • the total volume fraction of the ferrite expanded in the rolling direction, the pearlite expanded in the rolling direction, and the bainite expanded in the rolling direction is greater than 80.0%, greater than 90.0%, or greater than 95.0% is preferred.
  • the remainder other than ferrite, pearlite, and bainite extended in the rolling direction may be martensite and/or retained austenite, and may further contain precipitates such as cementite.
  • the volume fraction of the remainder is preferably 20.0% or less.
  • the volume fraction of martensite is preferably less than 10.0%, or less than 5.0%.
  • the volume fraction of each structure in the metal structure of the steel plate for hot stamping is obtained as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and the longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with water-resistant abrasive paper, and then buffed with a diamond suspension. The structure is observed at a depth position of 1/4 of . Specifically, after the polished surface is subjected to nital corrosion or electrolytic polishing, the structure is observed using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). The area ratios of ferrite, pearlite, bainite, and tempered martensite are obtained by image analysis based on the difference in the morphology of iron carbide.
  • tempered martensite can be distinguished from martensite in that iron carbide exists inside, and can be distinguished from bainite in that the iron carbide existing inside extends in multiple directions. can do.
  • the steel plate for hot stamping according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps.
  • Second hot-rolled sheet annealing step (IV) in which the hot-rolled annealed steel sheet is subjected to second hot-rolled sheet annealing )
  • a cold-rolling process in which the hot-rolled annealed steel sheet subjected to the second hot-rolled sheet annealing is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the method of manufacturing the slab used in the method of manufacturing the steel plate for hot stamping according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the steel having the above-described composition (chemical composition) is melted by known means and then made into a steel ingot by continuous casting, or by any casting method. It is made into a steel billet by a method such as blooming after making a steel ingot.
  • the continuous casting process in order to suppress the occurrence of surface defects caused by inclusions, it is preferable to cause the molten steel to undergo external additional flow such as electromagnetic stirring within the mold.
  • the steel ingot or billet that has been cooled once may be reheated and subjected to hot rolling. Alternatively, the steel may be subjected to hot rolling after being kept warm or subjected to auxiliary heating. In the present embodiment, such steel ingots and billets are collectively referred to as "slabs" as materials for hot rolling.
  • the temperature of the slab subjected to hot rolling is preferably less than 1250°C, more preferably 1200°C or less, in order to prevent coarsening of austenite.
  • the slab heating temperature may be 1050° C. or higher.
  • the heated slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • Hot rolling is preferably completed in a temperature range of Ar 3 or more in order to refine the metal structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after the completion of rolling.
  • the rough rolled material When hot rolling consists of rough rolling and finish rolling, the rough rolled material may be heated between the rough rolling and finish rolling in order to complete the finish rolling at the above temperature. At this time, it is desirable to suppress temperature fluctuations over the entire length of the rough rolled material at the start of finish rolling to 140° C. or less by heating the rear end of the rough rolled material to a higher temperature than the leading end. This improves the uniformity of product properties in the coil after the winding process.
  • the method of heating the rough-rolled material may be performed using known means.
  • a solenoid type induction heating device is provided between the roughing mill and the finishing mill, and the amount of heating is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of this induction heating device.
  • the coiling temperature is preferably 660° C. or lower in order to suppress local variations in Mo concentration.
  • a more preferable winding temperature is 640° C. or lower, or 620° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably above 500°C or above 550°C.
  • the hot-rolled and coiled steel sheet is subjected to the first hot-rolled sheet annealing to become a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the annealing applied to the hot-rolled steel sheet is called hot-rolled sheet annealing
  • the steel sheet after hot-rolled sheet annealing is called hot-rolled annealed steel sheet.
  • flattening by skin pass rolling or the like, or descaling by pickling or the like may be performed before the first hot-rolled sheet annealing.
  • the soaking temperature is set to Ac 3 points (°C) or higher, and the soaking time (holding time at the soaking temperature) is set to over 1 hour. Also, the average cooling rate from the soaking temperature to 500° C. is over 1° C./sec. This is for suppressing local variations in Mo concentration and improving the collision resistance of the hot stamped product.
  • a more preferable soaking temperature is (Ac 3 points + 50°C) or more, a more preferable soaking time is 2 hours or more or 6 hours or more, and a more preferable average cooling rate to 500°C is 2°C/second or more. .
  • the austenite will be excessively coarsened and the local hardness variation of the hot stamping steel plate will increase. +200° C.) or less or (Ac 3 points+100° C.) or less, and the soaking time is preferably 12 hours or less or 10 hours or less.
  • the Ac 3 point is the temperature at which ferrite disappears in the metal structure when the steel sheet is heated, and in this embodiment, it is determined from the change in thermal expansion when the steel sheet is heated at 8° C./sec.
  • the second hot-rolled sheet annealing is performed on the steel sheet (hot-rolled and annealed steel sheet) that has been subjected to the first hot-rolled sheet annealing.
  • Annealing applied to a hot-rolled annealed steel sheet is also called hot-rolled sheet annealing.
  • flattening by skin pass rolling or the like, or descaling by pickling or the like may be performed.
  • the soaking temperature is set to Ac 3 point or more (Ac 3 point + 50°C) or less, and the soaking time is set to 1 second or more and less than 10 minutes.
  • the average heating rate from 500° C. to the soaking temperature is set to more than 1° C./second, and the average cooling rate from the soaking temperature to 500° C. is set to more than 1° C./second. This is to suppress local variations in hardness in the hot stamping steel sheet and improve the collision resistance of the hot stamped product.
  • a more preferable soaking temperature is Ac 3 points or more (Ac 3 points + 25 ° C.) or less, a more preferable soaking time is 10 seconds or more and less than 5 minutes, and a more preferable average heating rate from 500 ° C. to the soaking temperature is 2° C./second or more. If the average cooling rate from the soaking temperature to 500°C is too fast, the steel sheet will be significantly hardened and difficult to cut. Therefore, the cooling rate is preferably 15°C/sec or less.
  • Cold rolling process The steel sheet subjected to the second hot-rolled sheet annealing (hot-rolled annealed steel sheet) is cold-rolled according to a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold reduction cumulative reduction in cold rolling
  • a preferred cold compression ratio is 20% or more, 30% or more, or 40% or more.
  • the upper limit of the cold reduction rate need not be particularly limited, but excessively increasing the cold reduction rate increases the load on the rolling equipment and causes a decrease in productivity, so the cold reduction rate 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 even more preferably 1.6 mm or less.
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained may be subjected to treatments such as degreasing and oiling according to conventional methods.
  • a hot-stamped product can be obtained by hot-stamping the steel sheet for hot-stamping according to the present embodiment described above.
  • a hot-stamped article manufactured using the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment (hereinafter referred to as a hot-stamped article according to the present embodiment) will be described.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment has a base steel plate (a steel plate that constitutes the hot-stamped product obtained by hot-stamping a hot-stamping steel plate). It may consist only of the base material steel plate.
  • the chemical composition of the base steel plate of the hot stamped product (if the hot stamped product consists only of the base steel plate, it can also be said to be the chemical composition of the hot stamped product) is the same as the steel plate for hot stamping described above.
  • 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 of the base steel sheet having a tensile strength of 2300 MPa or more is as described above. It suffices if it has a chemical composition.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is 0 in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate (steel plate included in the hot-stamped product).
  • the Mo content is measured by linear analysis in the range of 0.05 mm
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content in the measurement results satisfy the following formula (ii): . ([Mo] mMAX ⁇ [Mo] mMIN )/[Mo] mAVE ⁇ 0.50 (ii)
  • the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
  • the left-side value of the above formula (ii) is preferably less than 0.50. More preferably, the left-side value of the above formula (ii) is less than 0.40 or less than 0.30. Although the lower limit of the left-side value of the above formula (ii) is not limited, a large decrease in the left-side value of the above formula (ii) leads to a decrease in the productivity of hot stamping steel sheets. Therefore, the left-side value of the above formula (ii) may be 0.05 or more, 0.10 or more, or 0.15 or more.
  • the distribution of the local Mo concentration in the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then measuring the hot stamping steel plate at a depth of 1/4 of the base steel plate can be determined by performing concentration analysis in the same manner as in the case of . If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is collected and concentration analysis is performed.
  • the base steel sheet preferably has the following metallographic structure.
  • 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
  • at least the portion of the base steel plate having a tensile strength of 2300 MPa or more is as follows. It preferably has a metallographic structure.
  • Martensite more than 90.0% Martensite is an important structure for increasing the tensile strength of steel sheets after hot stamping. If the volume fraction of martensite is 90.0% or less, the tensile strength of the hot stamped product will be less than 2300 MPa, resulting in insufficient strength. Therefore, the volume fraction of martensite is preferably more than 90.0%. A more preferred volume fraction of martensite is greater than 91.0%, greater than 93.0%, or greater than 95.0%. There is no particular upper limit for the volume fraction of martensite, but in order to greatly increase the volume fraction of martensite, it is necessary to excessively raise the heating temperature of the steel sheet or excessively cool the steel sheet in the hot stamping process. The productivity of hot stamped products is greatly impaired.
  • the volume fraction of martensite is preferably 99.0% or less, or 98.0% or less.
  • the martensite includes fresh martensite that has not been tempered and tempered martensite that has been tempered and contains iron carbide therein.
  • the remainder of the metallographic structure may contain ferrite, pearlite, bainite or retained austenite, and may also 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 the effect of improving the ductility of steel sheets after hot stamping, it is preferable to include at least one selected from ferrite, pearlite and bainite when obtaining this effect.
  • the volume ratio of ferrite is preferably 0.5% or more, or 1.0% or more, and the volume ratio of pearlite and bainite is preferably 1.0% or more, and 2.0% or more. is more preferable.
  • 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 5.0%. It is more preferable to make it less than.
  • Retained 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 ratio of each structure in the metal structure of the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then placing it at a depth of 1/4 of the base steel plate for hot stamping. It can be obtained by observing the structure in the same manner as in the steel plate. If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is collected and histologically observed.
  • All or part of the hot stamped article according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of all or part of the base steel plate of the hot stamped product is 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of at least a portion is 2300 MPa or more.
  • the collision resistance of the hot-stamped product cannot be ensured. Therefore, the tensile strength of all or part of the hot stamped product is set to 2300 MPa or more.
  • all or part of the hot stamped article has a tensile strength of 2400 MPa or more, or 2500 MPa or more.
  • the tensile strength of the base steel plate of the hot-stamped product is preferably less than 3000 MPa or less than 2800 MPa.
  • the hot stamped product according to the present embodiment may have a tensile strength of 2300 MPa or more in the whole (the entire molded product), but a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and less than 2300 MPa in the hot stamped product may be mixed.
  • Hot-stamped products with parts with different strengths are produced by joining two or more types of steel sheets with different chemical compositions and then hot-stamping them. can be produced by a method of partially changing , a method of partially reheating a hot stamped product, or the like.
  • the hot-stamped product according to this embodiment has an area of 0.18 mm 2 (0.3 mm in the plate thickness direction centering on the quarter depth position of the base steel plate and 0.3 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction).
  • the standard deviation of the Vickers hardness within the 6 mm region) is 20 (Hv) or less. If the standard deviation of the Vickers hardness in the above region is more than 20 (Hv), when the hot-stamped product is deformed, cracking occurs at the initial stage of deformation, resulting in significant deterioration in impact resistance. Therefore, the standard deviation of hardness in the above region is set to 20 (Hv) or less.
  • the standard deviation of hardness is more preferably 15 (Hv) or less, or 10 (Hv) or less.
  • 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, at least the portion of the base steel plate having a tensile strength of 2300 MPa or more, It suffices if it has a uniform hardness distribution.
  • the standard deviation of hardness in the above region is preferably as small as possible, a large reduction in the standard deviation of hardness leads to a decrease in the productivity of hot-stamped products. Therefore, the standard deviation of hardness may be more than 5 (Hv), or more than 10 (Hv).
  • the hardness distribution of the base steel plate in the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then placing the steel plate for hot stamping at the 1/4 depth position of the base steel plate.
  • the hardness can be measured and obtained in the same manner as in the case of . If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is taken and the hardness is measured.
  • the hot stamped product according to the present embodiment is obtained by performing a heating step of heating the steel plate for hot stamping according to the present embodiment described above and performing hot stamping on the heated steel plate for hot stamping to obtain a hot stamped product. and a hot stamping process.
  • the hot stamping process molding and cooling are performed using a mold.
  • the steel sheet for hot stamping is heated prior to the hot stamping step.
  • the heating temperature is preferably a temperature exceeding Ac 3 point. If the heating temperature is Ac 3 or less, the volume fraction of martensite in the metallographic structure of the hot-stamped article is insufficient, and the strength and impact resistance of the article deteriorate.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, scale is excessively formed on the hot-stamped product, and the build-up of scale in the mold reduces the productivity of the molded product. Therefore, 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 more effectively the strain energy accumulated in the hot stamping steel sheet can be utilized, and the better the impact resistance of the hot stamped product. Therefore, it is preferred that the average heating rate up to 700° C. is more than 10° C./s, more than 20° C./s, more than 30° C./s, or more than 50° C./s.
  • the average heating rate is preferably less than 150°C/sec, less than 120°C/sec, or less than 90°C/sec.
  • the heated steel sheet for hot stamping it is preferable to start hot stamping at a temperature of 700° C. or higher after the heated steel sheet is removed from the heating furnace and allowed to cool in the atmosphere. If the hot stamping start temperature is lower than 700° C., the volume fraction of martensite is insufficient in the metallographic structure of the hot stamped product, and the strength and impact resistance of the molded product are reduced. After molding by hot stamping, the molded article is cooled while being held in the mold and/or the molded article is removed from the mold and cooled by any method. If the cooling rate is low, the volume fraction of martensite in the metal structure of the hot stamped product will be insufficient, and the strength of the molded product will decrease.
  • the cooling stop temperature is high, similarly the volume fraction of martensite in the metal structure of the hot stamped product is insufficient, and the strength of the molded product is reduced. It is preferably less than °C.
  • the reheat treatment reduces the local hardness variation of the hot-stamped product and improves the impact resistance of the hot-stamped product.
  • the reheating temperature is too high, the steel sheet will soften and the strength of the molded product will be insufficient.
  • the holding time at the heating temperature is short, the above effect cannot be sufficiently obtained, while if the holding time is long, the strength of the molded product will be insufficient. Therefore, the lower limit of the retention time is preferably 5 minutes or more, or 10 minutes or more, and the upper limit of the retention time is preferably less than 30 minutes, or less than 20 minutes.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment described above can also be expressed as follows. (Appendix 1) in % by mass, C: more than 0.40%, 0.70% or less, Si: less than 2.00%, Mn: 0.01% or more and less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol.
  • Molten steel was cast using a vacuum melting furnace to produce steels A to U having chemical compositions shown in Table 1.
  • the Ac 3 points in Table 1 were obtained from changes in thermal expansion when cold-rolled steel sheets of steels A to U were heated at 8°C/sec. Steels A to U 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 U were subjected to 10 passes of rolling in a temperature range of Ar 3 or higher to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.2 to 3.2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to 640 to 660° C. with water spray, the cooling end temperature is taken as the coiling temperature, and the hot-rolled steel sheet is charged into an electric heating furnace held at this coiling temperature. It was held for 60 minutes, after which 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 coiling.
  • the first hot-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Table 2.
  • the material was heated from room temperature to the soaking temperature at a heating rate of 100° C./hour, and soaked for 0.1 to 6 hours. Subsequently, the steel plate was taken out from the heating furnace and allowed to cool to room temperature. The average cooling rate from the soaking temperature to 500°C was 9-10°C/sec.
  • the first hot-rolled sheet annealing was omitted for some of the hot-rolled steel sheets. After pickling the hot-rolled annealed steel sheet or the hot-rolled steel sheet, the second hot-rolled sheet annealing was performed under the conditions shown in Table 2. Specifically, an electric heating furnace was used to heat from 500° C.
  • the second hot-rolled sheet annealing was omitted for some of the hot-rolled and annealed steel sheets.
  • the hot-rolled annealed steel sheet was pickled, it was cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm.
  • Some of the hot-rolled and annealed steel sheets were not subjected to cold rolling, and were mechanically ground into ground plates having a thickness of 1.4 mm.
  • a portion of the cold-rolled steel sheet was heated from room temperature to 780°C at a heating rate of 10°C/second and soaked for 120 seconds. Subsequently, the steel sheet was cooled to room temperature at an average cooling rate of 15°C/sec to obtain an annealed steel sheet.
  • a test piece for EPMA measurement was taken from the cold-rolled steel plate, the ground plate, and the annealed steel plate (these steel plates are collectively referred to as hot stamping steel plates) thus obtained, and the steel plate of this test piece After polishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the concentration of Mo by the above-described method at a depth position (1/4 depth position) of the thickness of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet. The distribution (maximum value, minimum value and average value) was measured and the left side value of the above formula (i) was obtained. Specifically, JXA-8530F manufactured by JEOL Ltd.
  • the acceleration voltage is 15.0 kV
  • the irradiation current is 5.0 ⁇ 10 -8 A
  • the measurement interval is 0.20 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • a line analysis was performed on The maximum, minimum and average values of the Mo content were obtained from the 5-point moving average of the obtained measurement data. Using these values, the left side value of the above formula (i) was calculated.
  • a JIS 13B tensile test piece was taken along the direction orthogonal to the rolling direction, and a tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm/min to determine the tensile strength. Further, a test piece for hardness measurement is taken from the hot stamping steel plate, and after polishing the longitudinal section of the test piece parallel to the rolling direction of the steel plate, at a position of 1/4 depth of the steel plate, by the method described above. Vickers hardness was measured according to JISZ2244:2009 with a load of 0.49 N to obtain the average value and standard deviation of Vickers hardness.
  • Table 2 shows the results of investigating the Mo concentration distribution of the steel sheets for hot stamping and the results of investigating the mechanical properties of the steel sheets for hot stamping.
  • the underlined values are outside the scope of the present invention.
  • a hot stamping base plate having a width of 240 mm and a length of 800 mm was taken from the above steel plate for hot stamping, and a hat member having the shape shown in FIG. 2 was manufactured by hot stamping.
  • a gas heating furnace was used to heat a base plate (steel plate for hot stamping) to 950° C. at an average heating rate of 11° C./s up to 700° C., and the temperature was maintained for 1 minute. Thereafter, the blank was taken out from the heating furnace, allowed to cool to 800° C., sandwiched between molds equipped with a cooling device to form a hat, and then cooled to room temperature (25° C.) in the mold.
  • Test No. 34 using steel U the hat member after cooling was subjected to reheating treatment by holding at 140° C. for 10 minutes using an electric heating furnace.
  • a test piece for structure observation was taken, and after polishing the longitudinal section of this test piece, the steel plate was subjected to the above-described method at the 1/4 depth position. The metallographic structure was observed, and the volume ratio of martensite, retained austenite, and others (one or more of ferrite, pearlite, bainite, and precipitates) was determined. Also, from the vertical wall portion of the hat member (hot stamped product), a test piece for EPMA measurement was taken, and after polishing the vertical cross section of this test piece, Mo was measured, and the left side value of the above formula (ii) was obtained.
  • a JIS 13B tensile test piece was sampled from the vertical wall portion of the hat member along the longitudinal direction of the member, and a tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm/min to determine the tensile strength. Further, a test piece for hardness measurement was sampled from the vertical wall portion of the hat member, and after polishing the longitudinal section of this test piece, a load of 0.49 N was applied at a position of 1/4 depth of the steel plate by the method described above. Vickers hardness was measured according to JISZ2244:2009, and the standard deviation of Vickers hardness was 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 produce a specimen for a three-point bending test.
  • a steel plate having a tensile strength of 1553 MPa was used for the closing plate.
  • this test piece was placed on two support rolls arranged at a roll interval of 700 mm, and the test piece with a length of 800 mm was placed so that the closing plate was on the bottom side, and a speed of 2 m / sec was applied.
  • a three-point bending test was performed at the test speed, and the maximum load, the displacement from contact between the test piece and the impactor to the start of cracking in the test piece, and the absorbed energy until the start of cracking were determined.
  • the maximum load was 23.0 kN or more
  • the crack generation displacement was 35 mm or more
  • the absorbed energy was 0.80 kJ or more
  • Table 3 shows the results of investigating the Mo concentration distribution of the hat member, the results of observing the metal structure of the hat member, the results of evaluating the mechanical properties of the hat member, and the results of evaluating the collision resistance of the hat member.
  • test numbers 1, 6, 11, 16, 20, 22, 24, 26, 27, 29 to 34 that satisfy the provisions of the present invention show the Mo concentration distribution in the hot stamping steel sheet (i)
  • the left side value of the formula was less than 0.50, and the standard deviation of Vickers hardness was 20 or less.
  • the maximum load in the three-point bending test of the hot stamped 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, indicating good collision resistance.
  • the metal structure of the steel sheet for hot stamping according to the present invention example contains more than 80.0% by volume of ferrite, pearlite and/or bainite in total, extended in the rolling direction, and the balance is It was one or more of martensite, retained austenite and precipitates.
  • test numbers 2 to 5, 7 to 10, 12 to 15, and 17 of comparative examples in which the chemical composition of the hot stamping steel sheet, the Mo concentration distribution, or the standard deviation of the Vickers hardness is outside the scope of the present invention Nos. 19, 21, 23, 25, and 28 were low in one or more of the maximum load, crack initiation displacement, and absorbed energy in the three-point bending test of the hot stamped product, and were inferior in crash resistance.
  • the C content of the steel is too low, so the tensile strength of the hot stamped product is less than 2300 MPa, and the hot stamped product has a tensile strength of less than 2300 MPa. Low maximum load.
  • Test No. 15 using steel F has too high Mn content, so the standard deviation of the Vickers hardness of the hot stamped product is over 20 (Hv), the maximum load in the three-point bending test, cracking Displacement and absorbed energy were low.
  • Test No. 17 using steel H the Mo content of the steel is too high, so the left side value of formula (i) is 0.50 or more in the hot stamping steel plate, and the left side of formula (ii) of the hot stamped product is The value was 0.50 or more, the standard deviation of Vickers hardness was over 20 (Hv), and the crack initiation displacement and absorbed energy in the three-point bending test were low.
  • Test No. 18 with steel I has too low Mo and B contents in the steel
  • Test No. 19 with steel J has too low Mo content in the steel.
  • the martensite volume fraction was insufficient, and the tensile strength of the molded product was less than 2300 MPa.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the hot stamped product was more than 20 (Hv), and the maximum load, crack generation displacement, and absorbed energy in the three-point bending test were low.
  • test numbers 2 to 5, 7 to 10, 12, 21, 23, 25, and 28 of comparative examples in which the manufacturing conditions for hot stamped products are outside the above range are hot
  • the left side value of the formula (i) is 0.50 or more, or the standard deviation of the Vickers hardness is more than 20 (Hv)
  • the crack generation displacement in the three-point bending test of the hot stamped product And the absorbed energy was low, and the collision resistance was poor was poor.
  • the standard deviation of the Vickers hardness in the hot stamping steel plate is more than 20, and the standard deviation of the Vickers hardness in the hot stamped product is more than 20 (Hv), and the crack generation displacement in the three-point bending test and the absorbed energy was low.
  • Test No. 4 using Steel A and Test No. 9 using Steel B did not perform the second hot-rolled sheet annealing in the manufacturing process of the hot stamping steel sheet.
  • the standard deviation was more than 20 (Hv), and the standard deviation of the Vickers hardness was more than 20 (Hv) even in the hot stamped product, and the crack initiation displacement and absorbed energy in the three-point bending test were low.
  • the soaking time for the first hot-rolled sheet annealing in the hot stamping steel sheet manufacturing process was short. 50 or more, a hot stamped product, the left side value of formula (ii) is 0.50 or more, the standard deviation of Vickers hardness is more than 20 (Hv), and the crack generation displacement and absorption in a three-point bending test I had low energy.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the hot stamping steel plate was 20 (Hv )
  • the standard deviation of the Vickers hardness was more than 20 (Hv) even in the hot stamped product, and the crack generation displacement and absorbed energy in the three-point bending test were low.
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the hot stamping steel sheet was 20 (Hv )
  • the standard deviation of the Vickers hardness was more than 20 (Hv) even in the hot stamped product
  • the crack generation displacement and absorbed energy in the three-point bending test were low.
  • a steel sheet for hot stamping that is excellent in collision resistance and has a tensile strength of 2300 MPa or more and is suitable as a material for hot stamped articles.
  • a hot stamped product having a tensile strength of 2300 MPa or more and excellent crash resistance can be produced.

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Abstract

所定の化学組成を有し、鋼板の表面から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記鋼板の前記表面から前記鋼板の前記板厚の１／４の深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である、ホットスタンプ用鋼板。

Description

ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形品
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形品に関する。
　本願は、２０２１年０５月１３日に、日本に出願された特願２０２１－０８１６２２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。しかしながら、本発明者らの検討によると、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。
　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。しかしながら、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、部材内部に局所的な硬さの変動が生じ、衝突時の変形初期に割れが発生し耐衝突性が不足しやすいことが分かった。
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
　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（ホットスタンプ成形品）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、引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品の素材として好適なホットスタンプ用鋼板、及び耐衝突性に優れ、引張強さが２３００ＭＰａ以上であ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用鋼板を要旨とする。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、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、鋼板の表面から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉ）式を満足し、前記鋼板の前記表面から前記鋼板の前記板厚の１／４の深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
　（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ＭＡＸ：Ｍｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ＭＩＮ：Ｍｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ＡＶＥ：Ｍｏ含有量の平均値（質量％）
［２］［１］に記載のホットスタンプ用鋼板は、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。
［３］［１］または［２］に記載のホットスタンプ用鋼板は、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。
［４］［１］から［３］までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板は、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。
［５］［１］から［４］までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
［６］本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品は、母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、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、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉｉ）式を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上である。
　（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉｉ）
　但し、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
　本発明の上記態様によれば、耐衝突性に優れ引張強さが２３００ＭＰa以上であるホットスタンプ成形品の素材として好適な、ホットスタンプ用鋼板、および耐衝突性に優れ引張強さが２３００ＭＰa以上であるホットスタンプ成形品を得ることができる。
ホットスタンプ用鋼板および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。特に、ホットスタンプ成形品に用いるホットスタンプ用鋼板の化学組成や組織の制御によって、ホットスタンプ成形品の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生じやすく、ホットスタンプ成形品が変形する際、硬さの低い部分に応力が集中し、変形初期に割れが発生する。
　（Ｂ）ホットスタンプ用鋼板として、局所的なＭｏ濃度の変動が小さい鋼板を用いることにより、ホットスタンプ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）Ｍｏの濃度が低い部分は、ホットスタンプを行う工程において、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｂ）一方で、Ｍｏの濃度が高い部分は、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。
　（Ｃ）ホットスタンプ用鋼板において、局所的な硬さの変動を小さくしておくことにより、ホットスタンプ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では、軟質なフェライトが局在すると硬さの変動が増すこと、（ｂ）フェライト分率が高い部分は、ホットスタンプを行う工程において、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｃ）一方で、フェライト分率が低い部分は、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。
　（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、ホットスタンプを行う工程において、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Ｍｏの濃度が低い部分およびフェライト分率が高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）ホットスタンプ用鋼板を製造する工程において、熱間圧延後の鋼板に対し、Ａｃ３点超に加熱し長時間保持する焼鈍（１回目の熱延板焼鈍とも呼ぶ）を行うことにより、ホットスタンプ用鋼板の局所的なＭｏ濃度の変動が小さくなる。
　（Ｆ）ホットスタンプ用鋼板を製造する工程において、上記１回目の熱延板焼鈍に続いて、Ａｃ３点超に加熱し短時間保持する焼鈍（２回目の熱延板焼鈍とも呼ぶ）を行うことにより、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が小さくなる。
　この理由は明らかではないが、（ａ）１回目の熱延板焼鈍では、焼鈍中にオーステナイトが粗大化しやすく、焼鈍後に粗大なフェライトが局在すること、（ｂ）２回目の熱延板焼鈍では、焼鈍中にオーステナイトが粗大化しにくく、焼鈍後にフェライトが均一微細分散すること、に起因すると推定される。
　以上の（Ａ）～（Ｆ）の知見から、本発明者らは、局所的なＭｏ濃度の変動が小さく、さらに、局所的な硬さの変動が小さい、ホットスタンプ用鋼板を用いてホットスタンプすることにより、局所的な硬さの変動が小さく、引張強さが２３００ＭＰａ以上である、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。
　以下、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板）の各要件について詳しく説明する。
　＜ホットスタンプ用鋼板の化学組成＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下に示す化学組成を有する。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。
　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未満となりホットスタンプ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％以上であ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。
　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。特に、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用鋼板の製造方法を適用しても、ホットスタンプ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。
　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、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で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、ホットスタンプを行う工程で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含有量が０．５０％以上であると、後述するホットスタンプ用鋼板の製造方法を適用しても、ホットスタンプ用鋼板において、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制することができず、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を十分に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、ホットスタンプを行う工程で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向上効果が損なわれる。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用鋼板は、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用鋼板は、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、以下に示す範囲で含有してもよい。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から、または、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用鋼板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。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用鋼板の化学組成は、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。
　＜ホットスタンプ用鋼板のＭｏ濃度分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の局所的な元素濃度分布について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、鋼板の表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において鋼板のＭｏ含有量を線分析で測定したとき、測定結果におけるＭｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉ）式を満足する。
　（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ＭＡＸ：Ｍｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ＭＩＮ：Ｍｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ＡＶＥ：Ｍｏ含有量の平均値（質量％）
　上記範囲におけるホットスタンプ用鋼板のＭｏ含有量が、上記（ｉ）式を満足することによって、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させることができる。上記（ｉ）式の左辺値は、０．４０未満、または０．３０未満であることが好ましい。
　上記（ｉ）式の左辺値の下限は限定されないが、上記（ｉ）式の左辺値を大きく低下させるためには、後述するホットスタンプ用鋼板の製造方法において、１回目の熱延板焼鈍の均熱温度を過度に高めたり、均熱時間を過度に長くしたりする必要がある。この場合、ホットスタンプ用鋼板の生産性が損なわれるばかりか、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が増加する。したがって、上記（ｉ）式の左辺値は、０．０５以上、０．１０以上、または０．１５以上であってもよい。
　本実施形態において、局所的なＭｏ含有量（濃度）の分布は以下のように求める。
　まず、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耐水研磨紙で研磨する。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）を中心として、板厚方向に０．０５ｍｍの範囲で、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて線分析を行う。ＥＰＭＡ測定は板厚方向に０．２μｍの間隔で行い、５点移動平均値から各測定位置のＭｏ含有量を求める。具体的には、連続する５点のＭｏ濃度の測定値の平均値を３点目の測定位置におけるＭｏ含有量とし、上記範囲における各測定位置のＭｏ含有量を求める。このようにして得られた、上記範囲におけるＭｏ含有量の最大値、最小値、および平均値（全測定位置のＭｏ含有量の平均値）から、上記（ｉ）式の左辺値を求める。ただし、この線分析は鋼板の任意の１０ヶ所で行い、１０ヶ所で得た左辺値の平均値を、その鋼板における上記（ｉ）式の左辺値とする。
　＜ホットスタンプ用鋼板の硬さ分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、０．１８ｍｍ２の領域（鋼板の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の領域）内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下（単位Ｈｖで２０以下）である。
　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、ホットスタンプ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、または１０（Ｈｖ）以下とすることが好ましい。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷延ままの鋼板であり、硬さの平均値は鋼板に蓄積されるひずみエネルギーの指標となる。ひずみエネルギーを高め、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるために、硬さの平均値を２８０（Ｈｖ）以上、２９５（Ｈｖ）以上、または３１０（Ｈｖ）以上とすることが好ましい。
　上記領域内の硬さの標準偏差は小さい方がよいが、硬さの標準偏差を大きく低下させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招く。そのため、硬さの標準偏差は５（Ｈｖ）超、または１０（Ｈｖ）超であってもよい。上記領域内の硬さの平均値は大きい方がよいが、硬さの平均値を大きく上昇させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招くばかりか、ホットスタンプ用鋼板の切断性が劣化する。そのため、硬さの平均値は４００（Ｈｖ）以下、または３７０（Ｈｖ）以下であってもよい。
　本実施形態において、ホットスタンプ用鋼板の硬さは以下のように求める。
　まず、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１／４深さ位置においてビッカース硬さを測定する。
　具体的には、図１に示すように、鋼板の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、ホットスタンプ成形品の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、ひずみエネルギーを高め、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるために、引張強さが９００ＭＰa以上であることが好ましい。より好ましい引張強さは９５０ＭＰa以上、または１０００ＭＰa以上である。
　＜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ため、圧延方向に展伸した金属組織を有する。このような金属組織とすることにより、ホットスタンプ用鋼板のひずみエネルギーが高まり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。冷間圧延後に焼鈍を施した鋼板では、蓄積されるひずみエネルギーが十分ではなく、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。
　金属組織にマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）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ので、ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、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８０．０％超、９０．０％超、または９５．０％超であることが好ましい。
　金属組織において、圧延方向に展伸した、フェライト、パーライト、ベイナイト以外の残部は、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトであってもよく、さらにセメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。残部の体積率は２０．０％以下であることが好ましい。マルテンサイトの体積率は１０．０％未満、または５．０％未満であることが好ましい。
　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、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置において組織観察する。
　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、鋼板の圧延方向に平行な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、結晶構造の違いに基づ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。
　＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞
　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。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下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するスラブに対して、熱間圧延を施した後、巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程
（ＩＩ）上記熱延鋼板に対して、１回目の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする１回目の熱延板焼鈍工程
（ＩＩＩ）上記熱延焼鈍鋼板に対して、２回目の熱延板焼鈍を施す２回目の熱延板焼鈍工程
（ＩＶ）上記２回目の熱延板焼鈍が施された熱延焼鈍鋼板に対して、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程
　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。
［熱間圧延工程］
　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℃以下とすることがより好ましい。一方、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。
　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。
　粗圧延材の加熱方法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、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制するために、巻取温度を６６０℃以下とすることが好ましい。より好ましい巻取温度は６４０℃以下、または６２０℃以下である。
　一方、巻取温度が低くなりすぎると、鋼板が著しく硬質化し、鋼板の製造工程において鋼板に割れが生じる場合がある。したがって、巻取温度は５００℃超、または５５０℃超とすることが好ましい。
［１回目の熱延板焼鈍工程］
　熱間圧延され、巻取られた鋼板は、１回目の熱延板焼鈍が施され熱延焼鈍鋼板となる。本実施形態において、熱延鋼板に施す焼鈍を熱延板焼鈍といい、熱延板焼鈍後の鋼板を熱延焼鈍鋼板という。１回目の熱延板焼鈍の前に、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。
　１回目の熱延板焼鈍工程では、均熱温度をＡｃ３点（℃）以上とし、均熱時間（均熱温度における保持時間）を１時間超とする。また、均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を１℃／秒超とする。これは、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるためである。より好ましい均熱温度は（Ａｃ３点＋５０℃）以上であり、より好ましい均熱時間は２時間以上または６時間以上であり、より好ましい５００℃までの平均冷却速度は２℃／秒以上である。均熱温度が高すぎる場合、または均熱時間が長すぎる場合は、オーステナイトが過度に粗大化し、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が大きくなるので、均熱温度は（Ａｃ３点＋２００℃）以下または（Ａｃ３点＋１００℃）以下とすることが好ましく、均熱時間は１２時間以下または１０時間以下とすることが好ましい。
　Ａｃ３点とは、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、本実施形態においては、鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求める。
［２回目の熱延板焼鈍工程］
　１回目の熱延板焼鈍が行われた鋼板（熱延焼鈍鋼板）に対して、２回目の熱延板焼鈍が施される。熱延焼鈍鋼板に施す焼鈍も熱延板焼鈍という。２回目の熱延板焼鈍の前に、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。
　２回目の熱延板焼鈍工程では、均熱温度をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下とし、均熱時間を１秒以上１０分未満とする。また、５００℃から均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒超、均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を１℃／秒超とする。これは、ホットスタンプ用鋼板において局所的な硬さの変動を抑制し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるためである。より好ましい均熱温度はＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２５℃）以下であり、より好ましい均熱時間は１０秒以上５分未満であり、より好ましい５００℃から均熱温度までの平均加熱速度は２℃／秒以上である。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度が速すぎると、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ので、冷却速度を１５℃／秒以下とすることが好ましい。
［冷間圧延工程］
　２回目の熱延板焼鈍が施された鋼板（熱延焼鈍鋼板）は、常法にしたがって冷間圧延され冷延鋼板となる。冷間圧延工程では、冷圧率（冷間圧延における累積圧下率）を１０％以上とする。冷圧率が１０％未満であると、鋼板に蓄積されるひずみエネルギーが不足するとともに、鋼板における局所的な硬さの変動が増し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。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。
　冷延鋼板には焼鈍を施さないことが好ましい。冷延鋼板に対し焼鈍を施すと、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーが解放される。また、鋼板の局所的な硬さの変動が増加する場合がある。このような鋼板をホットスタンプ用鋼板として用いた場合、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。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や塗油等の処置を施してもよい。
　上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形品を得ることができる。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を用いて製造されるホットスタンプ成形品（以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形品）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は、母材鋼板（ホットスタンプ用鋼板がホットスタンプされてなる、ホットスタンプ成形品を構成する鋼板）を有する。母材鋼板のみからなってもよい。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の化学組成＞
　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、ホットスタンプ成形品の母材鋼板の化学組成（ホットスタンプ成形品が母材鋼板のみからなる場合には、ホットスタンプ成形品の化学組成とも言える）は、上述したホットスタンプ用鋼板と同じである。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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が上述した化学組成を有していればよい。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板のＭｏ濃度分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、母材鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において、Ｍｏ含有量を線分析で測定したとき、測定結果におけるＭｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉｉ）式を満足する。
　（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ]ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ]ｍＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉｉ）
　但し、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
　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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分において、上記（ｉｉ）式を満足していればよい。
　ホットスタンプ成形品における局所的なＭｏ濃度の変動が小さいほど、ホットスタンプ成形品が変形する際に、軟質な部分への応力集中が緩和され、割れの発生が抑制される。そのため、上記（ｉｉ）式の左辺値は０．５０未満であることが好ましい。上記（ｉｉ）式の左辺値は、０．４０未満、または０．３０未満であることがさらに好ましい。
　上記（ｉｉ）式の左辺値の下限は限定されないが、上記（ｉｉ）式の左辺値を大きく低下させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招く。そのため、上記（ｉｉ）式の左辺値は、０．０５以上、０．１０以上、または０．１５以上であってもよい。
　ホットスタンプ成形品における局所的なＭｏ濃度の分布は、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、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板の場合と同じ方法で濃度分析を行い、求めることができる。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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して濃度分析を行う。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を用いて製造されるホットスタンプ成形品は、母材鋼板が以下の金属組織を有していることが好ましい。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、母材鋼板の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することが好ましい。
　マルテンサイト：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％超とすることが好ましい。さらに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、ホットスタンプを行う工程において、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。
　ホットスタンプ成形品の金属組織における各組織の体積率は、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、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板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。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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して組織観察を行う。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の強度＞
　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以上であることが好ましい。このためには、ホットスタンプ成形品の母材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耐衝突性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母材鋼板の引張強さを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。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の硬さ分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、０．１８ｍｍ２の領域（母材鋼板の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の領域）内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
　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、ホットスタンプ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、または１０（Ｈｖ）以下とすることがさらに好ましい。
　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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分において、上記した硬さ分布を有していればよい。
　上記領域内の硬さの標準偏差は小さい方がよいが、硬さの標準偏差を大きく低下させることは、ホットスタンプ成形品の生産性の低下を招く。そのため、硬さの標準偏差は５（Ｈｖ）超、または１０（Ｈｖ）超であってもよい。
　ホットスタンプ成形品における母材鋼板の硬さ分布は、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、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板の場合と同じ方法で硬さを測定し、求めることができる。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、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して硬さの測定を行う。
　＜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の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、上述の本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程と、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と、を含む製造方法によって製造される。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。
　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Ａｃ３点超である温度とすることが好ましい。加熱温度がＡｃ３点以下であると、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不足し、成形品の強度が低下するとともに、耐衝突性が劣化する。
　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。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、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されたひずみエネルギーを有効に活用することができ、ホットスタンプ成形品の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、加熱速度が高すぎると、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。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。
　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、７００℃以上の温度でホットスタンプを開始することが好ましい。ホットスタンプ開始温度が７００℃未満であると、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不足し、成形品の強度が低下するとともに、耐衝突性が劣化する。
　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。冷却速度が低いと、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不足し、成形品の強度が低下するので、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、冷却停止温度が高いと、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不足し、成形品の強度が低下するので、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。
　ホットスタンプ成形品に対して再加熱処理を施してもよい。再加熱処理により、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、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。この効果を十分に得るためには、再加熱温度を９０℃以上とすることが好ましい。一方、再加熱温度が高すぎると、鋼板が軟質化し成形品の強度が不足するので、再加熱温度を２００℃未満、または１５０℃未満とすることが好ましい。
　加熱温度での保持時間が短いと上記効果を十分に得ることができず、一方、保持時間が長いと成形品の強度が不足する。そのため、保持時間の下限は５分以上、または１０分以上とすることが好ましく、保持時間の上限は３０分未満、または２０分未満とすることが好ましい。
　上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下のように示すこともできる。
（付記１）
　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％、
　残部：Ｆｅおよび不純物、
である化学組成を有し、
　鋼板の表面から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉ）式を満足し、
　前記鋼板の前記表面から前記鋼板の前記板厚の１／４の深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である、
　ホットスタンプ用鋼板。
　（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ＭＡＸ：Ｍｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ＭＩＮ：Ｍｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ＡＶＥ：Ｍｏ含有量の平均値（質量％）
（付記２）
　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、及び
　Ｂ：０．０００２～０．０２００％、を含有し
　さらに、下記Ａ群、Ｂ群、Ｃ群及びＤ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
　残部：Ｆｅおよび不純物、
である化学組成を有し、
　鋼板の表面から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉ）式を満足し、
　前記鋼板の前記表面から前記鋼板の前記板厚の１／４の深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である、
　ホットスタンプ用鋼板。
［Ａ群］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種または２種以上
［Ｂ群］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種または２種以上
［Ｃ群］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種または２種以上
［Ｄ群］Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％
（付記３）
　質量％で、前記Ａ群を含有する化学組成を有する（付記２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（付記４）
　質量％で、前記Ｂ群を含有する化学組成を有する（付記２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（付記５）
　質量％で、前記Ｃ群を含有する化学組成を有する（付記２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（付記６）
　質量％で、前記Ｄ群を含有する化学組成を有する（付記２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
　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。
　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～Ｕを製造した。表１中のＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｕの冷延鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｕ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～Ｕ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。
　熱延鋼板を酸洗した後、表２に示す条件で１回目の熱延板焼鈍を施した。具体的には、電気加熱炉を用いて１００℃／時間の加熱速度で室温から均熱温度まで加熱し０．１～６時間均熱した。続いて鋼板を加熱炉から取り出し室温まで放冷した。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度は９～１０℃／秒であった。一部の熱延鋼板に対しては、１回目の熱延板焼鈍を省略した。
　熱延焼鈍鋼板または熱延鋼板を酸洗した後、表２に示す条件で２回目の熱延板焼鈍を施した。具体的には、電気加熱炉を用いて５００℃から均熱温度までの平均加熱速度を２～５℃／秒として均熱温度まで加熱し３０秒間から１時間均熱した。続いて鋼板を加熱炉から取り出し室温まで放冷した。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度は７～１０℃／秒であった。一部の熱延焼鈍鋼板に対しては、２回目の熱延板焼鈍を省略した。
　熱延焼鈍鋼板を酸洗した後、表２に示す条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
　一部の熱延焼鈍鋼板に対しては、冷間圧延を施さず、機械研削により厚さ１．４ｍｍの研削板とした。
　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、１０℃／秒の加熱速度で室温から７８０℃まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて１５℃／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、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、ＥＰＭＡ測定用試験片を採取し、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方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）で、上述の方法によりＭｏの濃度分布（最大値、最小値及び平均値）の測定を行い、上記（ｉ）式の左辺値を求めた。具体的には、ＥＰＭＡ測定には日本電子株式会社製ＪＸＡ－８５３０Ｆを使用し、加速電圧を１５．０ｋＶ、照射電流を５．０×１０－８Ａとし、測定間隔０．２０μｍで板厚方向に線分析を行った。得られた測定データの５点移動平均値からＭｏ含有量の最大値、最小値および平均値を求めた。これらの値を用いて上記（ｉ）式の左辺値を算出した。
　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。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、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、鋼板の１／４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、上記ホットスタンプ用鋼板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、上述した方法により鋼板の１／４深さ位置における金属組織を観察した。表２に、ホットスタンプ用鋼板のＭｏ濃度分布を調査した結果、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。表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。
　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１１℃／ｓとして９５０℃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８００℃まで放冷し、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて室温（２５℃）まで金型内で冷却した。鋼Ｕを用いた試験番号３４では、冷却後のハット部材に対し、電気加熱炉を用いて１４０℃で１０分間保持する再加熱処理を施した。
　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の１／４深さ位置における金属組織を観察し、マルテンサイト、残留オーステナイト、それ以外（フェライト、パーライト、ベイナイトおよび析出物の１種以上）の体積率を求めた。
　また、ハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、ＥＰＭＡ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、上述の方法により鋼板の１／４深さ位置においてＭｏの濃度分布の測定を行い、上記（ｉｉ）式の左辺値を求めた。
　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、鋼板の１／４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に、ハット部材のＭｏ濃度分布を調査した結果、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の規定を満足する試験番号１、６、１１、１６、２０、２２、２４、２６、２７、２９～３４は、いずれも、ホットスタンプ用鋼板において、Ｍｏ濃度分布を示す上記（ｉ）式の左辺値が０．５０未満であり、ビッカース硬さの標準偏差が２０以下であった。また、ホットスタンプ成形品の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、表には示さないが、本発明例に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織は、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合計で８０．０体積％超含み、残部がマルテンサイト、残留オーステナイトおよび析出物の１種以上であった。
　これらに対して、ホットスタンプ用鋼板の化学組成、またはＭｏ濃度分布、またはビッカース硬さの標準偏差が本発明の範囲から外れる比較例の試験番号２～５、7～１０、１２～１５、１７～１９、２１、２３、２５、２８は、ホットスタンプ成形品の３点曲げ試験での最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーの、一つ以上が低く、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１３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未満であり、ホットスタンプ成形品の３点曲げ試験での最高荷重が低かった。
　鋼Ｅを用いた試験番号１４は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張試験では早期破断が生じ引張強さを求めることができなかった。また、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（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｆを用いた試験番号１５は鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、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（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での最高荷重、割れ発生変位、および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｈを用いた試験番号１７は鋼のＭｏ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ用鋼板において（ｉ）式の左辺値が０．５０以上であり、ホットスタンプ成形品の（ｉｉ）式の左辺値が０．５０以上、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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１８は鋼のＭｏ含有量およびＢ含有量が低すぎるため、鋼Ｊを用いた試験番号１９は鋼のＭｏ含有量が低すぎるため、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、成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満であった。また、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（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での最高荷重、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の範囲から外れる比較例の試験番号２～５、７～１０、１２、２１、２３、２５、２８は、ホットスタンプ用鋼板において、（ｉ）式の左辺値が０．５０以上であるか、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品の３点曲げ試験での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７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、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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、鋼Ｂを用いた試験番号８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、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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４、鋼Ｂを用いた試験番号９は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、２回目の熱延板焼鈍を行わなかったために、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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１０は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、１回目の熱延板焼鈍を行わなかったために、ホットスタンプ用鋼板において（ｉ）式の左辺値が０．５０以上であり、ホットスタンプ成形品で、（ｉｉ）式の左辺値が０．５０以上、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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１２、鋼Ｋを用いた試験番号２１は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、２回目の熱延板焼鈍の均熱温度が高く均熱時間が長かったために、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での割れ発生変位および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｌを用いた試験番号２３は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、１回目の熱延板焼鈍の均熱時間が短かったために、ホットスタンプ用鋼板において（ｉ）式の左辺値が０．５０以上であり、ホットスタンプ成形品で、（ｉｉ）式の左辺値が０．５０以上、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での割れ発生変位および吸収エネルギーが低かった。
　鋼Ｍを用いた試験番号２５は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、２回目の熱延板焼鈍の均熱時間が長かったために、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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２８は、ホットスタンプ用鋼板の製造工程で、２回目の熱延板焼鈍の均熱温度が高かったために、ホットスタンプ用鋼板におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、ホットスタンプ成形品でも、ビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であり、３点曲げ試験での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、耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰa以上であるホットスタンプ成形品の素材として好適なホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
　このホットスタンプ用鋼板を素材として、ホットスタンプを行うことで、引張強さが２３００ＭＰa以上で耐衝突性に優れるホットスタンプ成形品を製造できる。

Claims (6)

  1. 　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、
    　鋼板の表面から前記鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉ）式を満足し、
    　前記鋼板の前記表面から前記鋼板の前記板厚の１／４の深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である、
    　ホットスタンプ用鋼板。
    　（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉ）
    　但し、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    　[Ｍｏ]ＭＡＸ：Ｍｏ含有量の最大値（質量％）
    　[Ｍｏ]ＭＩＮ：Ｍｏ含有量の最小値（質量％）
    　[Ｍｏ]ＡＶＥ：Ｍｏ含有量の平均値（質量％）
  2. 　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に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 　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または請求項２に記載のホットスタンプ用鋼板。
  4. 　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３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  5. 　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４までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  6. 　母材鋼板を有し、
    　前記母材鋼板が、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、
    　前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、下記（ｉｉ）式を満足し、
    　前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、
    　前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に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標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、
    　前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上である
    　ホットスタンプ成形品。
    　（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ]ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ]ｍＡＶＥ＜０．５０　・・・（ｉｉ）
    　但し、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
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