WO2023189174A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

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WO2023189174A1
WO2023189174A1 PCT/JP2023/007829 JP2023007829W WO2023189174A1 WO 2023189174 A1 WO2023189174 A1 WO 2023189174A1 JP 2023007829 W JP2023007829 W JP 2023007829W WO 2023189174 A1 WO2023189174 A1 WO 2023189174A1
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WO
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less
hot
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prior austenite
stamped
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PCT/JP2023/007829
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English (en)
French (fr)
Inventor
一真 伊藤
進一郎 田畑
由梨 戸田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamp molded article.
  • Hot stamping is known as a technique for press forming materials that are difficult to form, such as high-strength steel plates.
  • Hot stamping is a hot forming technique in which the material to be formed is heated and then formed. In this technique, the material is heated and then molded, so the steel material is soft and has good formability during molding. Therefore, even high-strength steel materials can be formed into complex shapes with high precision.Also, since the press mold is used to quench the material at the same time as forming, the steel material after forming has sufficient strength. It has been known.
  • Patent Document 1 discloses that the prior austenite grains have a predetermined chemical composition, the average grain size of the prior austenite grains in the microstructure is 5.0 ⁇ m or less, and the average Mn concentration of the grain boundaries of the prior austenite grains is 5.0 ⁇ m or less.
  • a hot-stamped molded article with a content of 1.0% by mass or less is described. Further, Patent Document 1 describes that the above configuration can provide a hot stamp molded article having a tensile strength of 2000 MPa or more and excellent toughness.
  • Hydrogen embrittlement cracking (also referred to as delayed fracture) may become a problem in hot-stamped molded bodies having high strength as described in Patent Document 1.
  • Hydrogen embrittlement cracking is a phenomenon in which a steel member under high stress during use suddenly breaks due to hydrogen penetrating into the steel from the environment. It is generally known that hydrogen embrittlement cracking occurs more easily as the strength of steel increases.
  • the automobile industry and the like there is a demand for further weight reduction of steel materials, and in order to achieve such weight reduction, it is necessary to make steel materials higher in strength than ever before. Therefore, there is a strong need for steel materials that can solve the problem of hydrogen embrittlement even when the strength is increased to be equal to or higher than conventional steel materials, and more specifically, for hot-stamped molded products.
  • an object of the present invention is to provide a hot-stamped molded article with a novel configuration that has high strength and can suppress hydrogen embrittlement.
  • the present inventors have discovered that grain boundaries can be strengthened by reducing the Mn content and segregating specific elements at grain boundaries, and as a result, hot stamping
  • the present invention was completed based on the discovery that hydrogen embrittlement resistance can be significantly improved despite having high tensile strength in the body.
  • the present invention that achieves the above object is as follows. (1) In mass%, C: 0.40-0.70%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0.0010-0.500%, Nb: 0.0010 to 0.100%, Ti: 0.010-0.200%, Mo: 0.010-2.000%, B: 0.0005-0.0200%, Si: 0-3.00%, Mn: 0 to less than 0.50%, Cr: 0-1.00%, Co: 0-4.00%, Ni: 0-3.00%, Cu: 0-3.00%, V: 0-3.00%, Ca: 0-1.000%, Mg: 0-1.000%, REM: 0-1.000%, Sb: 0 to 1.00%, Zr: 0 to 1.00%, Sn: 0-1.00%, As: 0 to 0.100%, W: 0-3.000%, At least one of Ta, Re, Os, Ir and Tc: 0
  • the hot stamp molded article according to the embodiment of the present invention has, in mass%, C: 0.40-0.70%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0.0010-0.500%, Nb: 0.0010 to 0.100%, Ti: 0.010-0.200%, Mo: 0.010-2.000%, B: 0.0005-0.0200%, Si: 0-3.00%, Mn: 0 to less than 0.50%, Cr: 0-1.00%, Co: 0-4.00%, Ni: 0-3.00%, Cu: 0-3.00%, V: 0-3.00%, Ca: 0-1.000%, Mg: 0-1.000%, REM: 0-1.000%, Sb: 0 to 1.00%, Zr: 0 to 1.00%, Sn: 0-1.00%, As: 0 to 0.100%, W: 0-3.000%, At least one of Ta, Re, O
  • the present inventors have found that by limiting the Mn content to less than 0.50% by mass in the hot-stamped compact, the embrittlement of prior austenite grain boundaries caused by Mn can be sufficiently suppressed or reduced. It has been found that as a result, the prior austenite grain boundaries can be strengthened and the hydrogen embrittlement resistance of the hot-stamped compact can be improved compared to the case where a relatively large amount of Mn is contained.
  • the present inventors conducted further studies from the perspective of actively strengthening prior austenite grain boundaries, and identified specific elements, more specifically Mo, W, Ta, Re, Os, Ir and Tc.
  • specific elements more specifically Mo, W, Ta, Re, Os, Ir and Tc.
  • the present inventors have found that due to the grain boundary segregation of these grain boundary strengthening elements, deterioration in hardenability is simply suppressed despite limiting the Mn content to less than 0.50% by mass.
  • grain boundary energy can be significantly lowered by segregating the above-mentioned grain boundary strengthening elements at prior austenite grain boundaries.
  • nucleation of ferrite can generally be suppressed. Therefore, by segregating the above-mentioned grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries, it is possible to suppress the decrease in hardenability caused by relatively low Mn content, and to improve It is considered that it becomes possible to achieve the above hardenability.
  • hot-stamped molded article according to the embodiment of the present invention, embrittlement of prior austenite grain boundaries is suppressed based on the reduced Mn content, and at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc is suppressed.
  • hot stamped compacts can achieve high tensile strength, for example, 2200 MPa or more. Despite having high tensile strength, it is possible to significantly improve hydrogen embrittlement resistance.
  • % which is the unit of content of each element, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • ⁇ indicating a numerical range is used to include the numerical values written before and after it as a lower limit value and an upper limit value, unless otherwise specified.
  • C is an element that improves the strength of the hot stamp molded product. If the C content is less than 0.40%, the desired strength cannot be obtained in the hot-stamped molded product. Therefore, the C content is set to 0.40% or more. The C content is preferably more than 0.40%, 0.42% or more, 0.44% or more, or 0.45% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.70%, the strength becomes too high and excellent hydrogen embrittlement resistance may not be obtained. Therefore, the C content is set to 0.70% or less. Preferably, the C content is 0.68% or less, 0.67% or less, 0.65% or less or 0.60% or less.
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.070% or less, 0.050% or less, or 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost for removing P will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the P content may be set to 0.0001% or more.
  • S is an impurity element and forms inclusions in steel. Since these inclusions deteriorate the hydrogen embrittlement resistance, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost for removing S will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the S content may be set to 0.0001% or more.
  • N is an impurity element and forms nitrides in steel. Since this nitride deteriorates hydrogen embrittlement resistance, the N content is set to 0.0200% or less.
  • the N content is preferably 0.0180% or less, 0.0150% or less, 0.0100% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost for removing N will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the N content may be set to 0.0001% or more.
  • the O content is set to 0.0200% or less.
  • the O content is preferably 0.0150% or less, 0.0100% or less, 0.0070% or less, or 0.0040% or less. From the viewpoint of reducing refining costs, the O content may be 0.0001% or more. In order to disperse a large number of fine oxides during deoxidation of molten steel, the O content may be set to 0.0005% or more.
  • Al is an element that has the effect of deoxidizing molten steel and making the steel sound.
  • the Al content is set to 0.0010% or more.
  • the Al content is preferably 0.003% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.030% or more.
  • the Al content is set to 0.500% or less.
  • the Al content is preferably 0.400% or less, 0.300% or less, 0.200% or less, 0.150% or less, or 0.100% or less.
  • Nb is an element that forms carbonitrides in steel and improves the strength of hot-stamped compacts through precipitation strengthening, and is also an element that contributes to microstructural refinement through a pinning effect. If the Nb content is less than 0.0010%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Nb content is set to 0.0010% or more. The Nb content is preferably 0.005% or more, 0.009% or more, or 0.015% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, coarse carbonitrides are generated in the steel, resulting in a decrease in the hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped body. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content is preferably 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • Ti is an element that forms carbonitrides in steel and improves the strength of the hot-stamped compact through precipitation strengthening, and is also an element that contributes to microstructural refinement through a pinning effect. If the Ti content is less than 0.010%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.010% or more. The Ti content is preferably 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.200%, coarse carbonitrides are generated in the steel, resulting in a decrease in the hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped body. Therefore, the Ti content is set to 0.200% or less. The Ti content is preferably 0.180% or less, 0.150% or less, 0.100% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • Mo is an element that segregates to austenite grain boundaries during heating in the hot stamp forming process, thereby increasing hardenability and increasing the strength of prior austenite grain boundaries, thereby increasing the hydrogen embrittlement resistance of the hot stamp molded product. be. If the Mo content is less than 0.010%, such effects may not be sufficiently obtained, and the desired hydrogen embrittlement resistance may not be obtained. Therefore, the Mo content is set to 0.010% or more.
  • the Mo content is preferably 0.050% or more, 0.100% or more, 0.150% or more, 0.200% or more, 0.300% or more, or 0.500% or more.
  • the Mo content is set to 2.000% or less.
  • the Mo content is preferably 1.800% or less, 1.500% or less, 1.300% or less, 1.000% or less, or 0.800% or less.
  • B is an element that improves the hardenability of steel. If the B content is less than 0.0005%, desired strength cannot be obtained. Therefore, the B content is set to 0.0005% or more.
  • the B content is preferably 0.0010% or more, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • the B content is set to 0.0200% or less.
  • the B content is preferably 0.0150% or less, 0.0100% or less, 0.0050% or less, 0.0040% or less, or 0.0030% or less.
  • the hot-stamped molded product may contain at least one of the following optional elements in place of a portion of the remaining Fe, if necessary.
  • the hot stamp molded body has Si: 0 to 3.00%, Mn: 0 to less than 0.50%, Cr: 0 to 1.00%, Co: 0 to 4.00%, Ni: 0 to 3 .00%, Cu: 0 to 3.00%, and V: 0 to 3.00%.
  • the hot stamp molded product may contain at least one selected from the group consisting of Ca: 0 to 1.000%, Mg: 0 to 1.000%, and REM: 0 to 1.000%. .
  • the hot stamp molded product may contain at least one selected from the group consisting of Sb: 0 to 1.00%, Zr: 0 to 1.00%, and Sn: 0 to 1.00%. . Further, the hot stamp molded product may contain As: 0 to 0.100%. Further, the hot stamp molded body may contain W: 0 to 3.000%. Further, the hot stamp molded product may contain at least one of Ta, Re, Os, Ir, and Tc: 0 to 1.00% in total. Further, the hot stamp molded body may contain at least one selected from the group consisting of Se: 0 to 1.00% and Bi: 0 to 1.00%. These optional elements will be explained in detail below.
  • Si is an element that improves the strength of the hot stamp molded product through solid solution strengthening.
  • the Si content may be 0.001% or more, but to ensure this effect, the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.05% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, 0.30% or more, or 0.40% or more.
  • the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content may be 2.50% or less, 2.00% or less, 1.00% or less, or 0.70% or less.
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving its strength.
  • the Mn content may be 0.001% or more, but in order to ensure this effect, the Mn content is preferably 0.01% or more.
  • the Mn content may be 0.05% or more, 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more.
  • Mn content is made less than 0.50%.
  • Mn content is 0.49% or less, 0.48% or less, 0.47% or less, 0.46% or less, 0.45% or less, 0.43% or less, 0.40% or less, 0.35 % or less or 0.30% or less.
  • Cr is an element that increases the strength of the hot-stamped molded product by forming a solid solution in the prior austenite grains during heating before hot-stamping.
  • the Cr content may be 0.001% or more, but to ensure this effect, the Cr content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 1.00% or less.
  • the Cr content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.30% or less, 0.15% or less, or 0.08% or less.
  • Co is an element that improves the strength of the hot stamp molded product through solid solution strengthening.
  • the Co content may be 0.001% or more, but to ensure this effect, the Co content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • the Co content is preferably 4.00% or less.
  • the Co content may be 3.00% or less, 2.00% or less, 1.00% or less, 0.50% or less, or 0.10% or less.
  • Ni has the effect of increasing the strength of the hot stamp molded product by solidly dissolving in the austenite grains during heating in the hot stamp molding process.
  • the Ni content may be 0.001% or more, but in order to ensure this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • the Ni content is 3.00% or less.
  • the Ni content may be 2.00% or less, 1.00% or less, 0.60% or less, 0.30% or less, or 0.10% or less.
  • Cu has the effect of increasing the strength of the hot stamp molded product by solidly dissolving in the austenite grains during heating in the hot stamp molding process.
  • the Cu content may be 0.001% or more, but to ensure this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • the Cu content is preferably 3.00% or less.
  • the Cu content may be 2.00% or less, 1.00% or less, 0.60% or less, 0.30% or less, or 0.10% or less.
  • V has the effect of forming carbonitrides in the steel and improving the strength of the hot stamped product through precipitation strengthening.
  • the V content may be 0.001% or more, but in order to ensure this effect, the V content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • the V content is 3.00% or less.
  • the V content may be 2.00% or less, 1.00% or less, 0.60% or less, 0.30% or less, or 0.10% or less.
  • Ca is an element that suppresses the formation of oxides.
  • the Ca content may be 0.0001% or more, but to ensure this effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more or 0.001% or more. On the other hand, since the above effects are saturated even if Ca is contained in a large amount, it is preferable that the Ca content is 1.000% or less.
  • the Ca content may be 0.500% or less, 0.100% or less, 0.050% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.002% or less.
  • Mg forms oxides and sulfides in molten steel, suppresses the formation of coarse MnS, disperses many fine oxides, and contributes to refinement of the metal structure.
  • the Mg content may be 0.0001% or more, but in order to ensure these effects, the Mg content is preferably 0.0005% or more or 0.001% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if it is contained in a large amount, it is preferable that the Mg content is 1.000% or less.
  • the Mg content may be 0.500% or less, 0.100% or less, 0.050% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.002% or less.
  • REM 0-1.000%
  • the REM content may be 0.0001% or more, but to ensure this effect, the REM content is preferably 0.0005% or more or 0.001% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if it is contained in a large amount, it is preferable that the REM content is 1.000% or less.
  • the REM content may be 0.500% or less, 0.100% or less, 0.050% or less, 0.010% or less, 0.005% or less or 0.002% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoids such as lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium with atomic number 71.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • La lanthanoids
  • La lanthanum
  • Lu is a general term for 17 elements, and the REM content is the total content of these elements.
  • Sb is an element that suppresses the formation of oxides.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more or 0.005% or more.
  • the Sb content is 1.00% or less.
  • the Sb content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • Zr is an element that suppresses the formation of oxides.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more or 0.005% or more.
  • the Zr content is 1.00% or less.
  • the Zr content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • Sn is an element that suppresses the formation of oxides.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more or 0.005% or more.
  • the Sn content is 1.00% or less.
  • the Sn content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • the As content is preferably 0.001% or more or 0.005% or more.
  • the As content is preferably 0.100% or less.
  • the As content may be 0.080% or less, 0.050% or less, 0.020% or less, or 0.010% or less.
  • W is an element that segregates at austenite grain boundaries during heating in the hot stamping process, thereby increasing hardenability and increasing the strength of prior austenite grain boundaries, thereby increasing the hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped body.
  • the W content may be 0.001% or more, in order to reliably obtain this effect, the W content is preferably 0.005%. Even if the W content is 0.010% or more, 0.050% or more, 0.100% or more, 0.200% or more, 0.400% or more, 0.500% or more, or 0.800% or more good.
  • the W content is preferably 3.000% or less.
  • the W content may be 2.500% or less, 2.000% or less, 1.800% or less, 1.500% or less, or 1.000% or less.
  • At least one of Ta, Re, Os, Ir and Tc 0 to 1.00% in total
  • Ta, Re, Os, Ir, and Tc segregate at prior austenite grain boundaries during heating in the hot stamping process, thereby improving hardenability and increasing the strength of prior austenite grain boundaries.
  • This is an element that enhances the hydrogen embrittlement resistance of hot stamped compacts.
  • the total content of at least one of Ta, Re, Os, Ir, and Tc may be 0%, it is preferably 0.001% or more in order to obtain such an effect.
  • the total content of at least one of Ta, Re, Os, Ir and Tc is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more, even more preferably 0.15% or more.
  • the total content of at least one of Ta, Re, Os, Ir and Tc is preferably 1.00% or less. It may be 0.80% or less, 0.60% or less, or 0.40% or less.
  • Se is an element that improves hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Se may be included.
  • the Se content is preferably 0.001% or more or 0.01% or more.
  • the Se content is preferably 1.00% or less.
  • the Se content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • Bi is an element that improves hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Bi may be contained.
  • the Bi content is preferably 0.001% or more or 0.01% or more.
  • the Bi content is preferably 1.00% or less.
  • the Bi content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less.
  • the remainder other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when hot-stamped molded bodies are manufactured industrially.
  • the industrial manufacturing method is a blast furnace steel manufacturing method or an electric furnace steel manufacturing method, and includes the level of contamination (impurity level) when manufactured by either method.
  • the chemical composition of the hot-stamped molded article described above may be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Note that C and S may be measured using a combustion-infrared absorption method, N may be measured using an inert gas melting-thermal conductivity method, and O may be measured using an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method. When a plating layer is provided on the surface of the hot stamp molded body, the chemical composition may be analyzed after removing the plating layer by mechanical grinding.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • the microstructure of the hot-stamped molded body contains at least 70% in total of at least one of martensite, bainite, and tempered martensite in terms of area percentage.
  • the residual structure is not particularly limited, but may consist of 30% or less of at least one of ferrite, retained austenite, and pearlite.
  • Martensite, bainite, and tempered martensite are very hard structures, so by including at least one of martensite, bainite, and tempered martensite in a total area ratio of 70% or more in the hot stamped body, It becomes possible to achieve high tensile strength, specifically, a tensile strength of 2200 MPa or more.
  • the total area percentage of at least one of martensite, bainite, and tempered martensite is preferably 75% or more, 80% or more, 85% or more, 90% or more, 92% or more, or 94% or more, and more preferably 95%. or more or 97% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of at least one of martensite, bainite, and tempered martensite is not particularly limited, and may be 100%.
  • Identification of the microstructure and calculation of area ratio in the hot-stamped molded body are performed as follows. First, a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the steel material (if the sample cannot be taken from this position, avoid the end part) so that the thickness cross section perpendicular to the surface can be observed. Although the size of the sample depends on the measuring device, it should be large enough to allow observation of about 10 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction.
  • an EBSD analysis device consisting of a JEOL JSM-7001F and a TSL DVC5 type detector may be used. Just use it.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer may be 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage may be 15 kV
  • the irradiation current level may be 13.
  • the remaining area (the area where "Grain Average Misorientation" exceeds 0.5°) is defined as the total area ratio of martensite, tempered martensite, and bainite.
  • the area ratio of pearlite is calculated by subtracting the area ratio of retained austenite and the area ratio of bainite, tempered martensite, martensite, and ferrite from 100%.
  • Total segregation amount of at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc in prior austenite grain boundaries 0.10 atomic % or more
  • the total amount of segregation of at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc in the prior austenite grain boundaries is 0.10 atomic % or more.
  • Hardenability is improved by segregating at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc at prior austenite grain boundaries in an amount such that the total amount of segregation is 0.10 at% or more.
  • prior austenite grain boundaries in the microstructure of the hot-stamped compact can be strengthened.
  • embrittlement of prior austenite grain boundaries is suppressed by limiting the Mn content of the hot stamped compact to less than 0.50%, and such specific grain boundary strengthening elements are segregated.
  • active grain boundary strengthening of prior austenite grain boundaries it becomes possible to significantly increase the strength of prior austenite grain boundaries compared to the case where only one of them is applied. Therefore, even if the hot-stamped compact has a very high tensile strength, for example, 2200 MPa or more, it has extremely high resistance to intergranular cracking and has remarkable hydrogen embrittlement resistance. It becomes possible to improve the performance.
  • the content may be at least 0.18 at%, or at least 0.20 at%.
  • the upper limit of the total content is not particularly limited, but for example, the total segregation amount may be 3.00 atom% or less, 2.00 atom% or less, 1.50 atom% or less, 1.00 atom% Below, it may be 0.80 atomic % or less, 0.60 atomic % or less, or 0.40 atomic % or less.
  • the amount of Mo segregation in the prior austenite grain boundaries is 0.10 atomic % or more, 0.13 atomic % or more, 0.15 atomic % or more, 0.18 atomic % or more, or 0.20 atomic % or more It may be.
  • the amount of Mo segregation at prior austenite grain boundaries is 3.00 at % or less, 2.00 at % or less, 1.50 at % or less, 1.00 at % or less, 0.80 at % or less, 0. It may be 60 atom % or less or 0.40 atom % or less.
  • the amount of segregation of W in the prior austenite grain boundaries is 0.10 atomic % or more, 0.13 atomic % or more, 0.15 atomic % or more, 0.18 atomic % or more, or 0.20 atomic % or more It may be.
  • the amount of W segregation at prior austenite grain boundaries is 3.00 atomic % or less, 2.00 atomic % or less, 1.50 atomic % or less, 1.00 atomic % or less, 0.80 atomic % or less, 0. It may be 60 atom % or less or 0.40 atom % or less.
  • the total amount of segregation of Mo and W at the prior austenite grain boundary is 0.10 at % or more, 0.13 at % or more, 0.15 at % or more, 0. It may be 18 atom % or more, or 0.20 atom % or more, and/or 3.00 atom % or less, 2.00 atom % or less, 1.50 atom % or less, 1.00 atom % or less, 0. It may be 80 atom % or less, 0.60 atom % or less, or 0.40 atom % or less.
  • the total amount of segregation of Mo, W, and at least one of Ta, Re, Os, Ir, and Tc in the prior austenite grain boundaries is 0.10 at % or more, It may be 0.13 atom% or more, 0.15 atom% or more, 0.18 atom% or more, or 0.20 atom% or more, and/or 3.00 atom% or less, 2.00 atom% or less, It may be 1.50 atom % or less, 1.00 atom % or less, 0.80 atom % or less, 0.60 atom % or less, or 0.40 atom % or less.
  • the total amount of segregation of at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir and Tc in the prior austenite grain boundaries is determined as follows. First, a test piece is taken from a position 50 mm or more away from the end surface of the hot stamp molded body. At this time, the front and back surfaces of the test piece are finished by mechanical grinding. In addition, if the steel sheet has a plating layer on its surface, the plating layer is removed and the front and back surfaces of the steel sheet test piece are finished by mechanical grinding.
  • the thickness is not specified as long as it is possible to measure the depth position of 1/4 of the thickness of the plate, but the front and back sides of the test piece are mechanically ground by the same amount so that the plate thickness is 1.2 mm. May be removed.
  • a test piece with a length of 20 mm and a width of 3.2 mm is processed, and a V-notch with an angle of 45° is inserted at a length of 11.5 mm.
  • the specimen is immersed in a 20% ammonium thiocyanate solution.
  • the immersion time is not particularly limited, and may be any condition that allows prior austenite grain boundaries to be exposed when the sample is set in an Auger electron emission spectrometer and broken, and may be, for example, 48 hours.
  • the test piece Galvanize the front and back surfaces of the test piece within 10 minutes after completion of immersion.
  • the specimen is subjected to Auger electron emission spectroscopy and destroyed.
  • the time from plating to destruction of the test piece is preferably within 1.5 hours, more preferably within 0.5 hours.
  • the test piece is set in an Auger electron emission spectrometer, and the notch portion of the test piece is broken to expose the prior austenite grain boundaries.
  • the device may be a field emission type Auger electron spectrometer, and the model is not particularly limited, but PHI680 manufactured by ULVAC-PHI may be used, and the measurement conditions are an accelerating voltage of 10 keV and an irradiation current of 10 nA. Good too.
  • the exposed prior austenite grain boundaries are irradiated with an electron beam at an accelerating voltage of 1 to 30 kV to remove specific elements (specifically, at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc) at the grain boundaries.
  • specific elements specifically, at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc
  • Measure atomic percent Measurements are performed at 10 prior austenite grain boundaries located at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface. In order to prevent grain boundary contamination, it is preferable to complete the measurement quickly after fracture, and the measurement may be completed within 30 minutes.
  • the average value of the obtained atomic % of the specific element is calculated and determined as the total amount of segregation of at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc.
  • the average grain size of the prior austenite grains is not particularly limited, but may be, for example, 15 ⁇ m or less.
  • the hot-stamped molded article according to the embodiment of the present invention contains Nb and Ti, and these elements form carbides, nitrides, and/or carbonitrides, and their pinning effect contributes to microstructural refinement. do.
  • a grain boundary strengthening element selected from at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc segregates in the grain boundaries, so that so-called solute
  • the drag (solute dragging) effect can slow down the rate of grain growth. Therefore, in the hot-stamped compact according to the embodiment of the present invention, the prior austenite grains are refined by the pinning effect caused by Nb and Ti and the solution drag effect caused by the grain boundary segregation of specific grain boundary strengthening elements. It becomes possible to do so.
  • the average particle size of the prior austenite grains may be 12 ⁇ m or less, 10 ⁇ m or less, or 8 ⁇ m or less. Although the lower limit is not particularly limited, the average particle size of the prior austenite grains may be, for example, 1 ⁇ m or more, 2 ⁇ m or more, or 3 ⁇ m or more.
  • the average grain size of prior austenite grains is determined as follows. First, cut out a sample from an arbitrary position 50 mm or more away from the end surface of the hot-stamped body (if it is not possible to collect the sample from this position, avoid the edge) so that the thickness cross-section perpendicular to the surface can be observed. . Although the size of the sample depends on the measuring device, it should be large enough to allow observation of about 10 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction.
  • an EBSD analysis device consisting of a JEOL JSM-7001F and a TSL DVC5 type detector may be used. Just use it.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer may be 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage may be 15 kV
  • the irradiation current level may be 13.
  • the crystal orientation of prior austenite grains is calculated from the crystal orientation relationship between general prior austenite grains and crystal grains having a body-centered structure after transformation. The following method is used to calculate the crystal orientation of prior austenite grains.
  • a crystal orientation map of prior austenite grains is created by the method described in Acta Materialia, 58 (2010), 6393-6403.
  • the average value of the shortest diameter and the longest diameter is calculated, and the average value is taken as the grain size of the prior austenite grain.
  • the average grain size of the prior austenite grains is determined.
  • the hot-stamped molded article according to this embodiment may be provided with a coating on part or all of the surface.
  • the coating may be a coating mainly composed of an Fe--Al alloy or a coating mainly composed of a Fe--Zn alloy.
  • the coating is also referred to as a film, an alloyed plating layer, or an intermetallic compound layer.
  • a coating mainly composed of an Fe-Al alloy is a coating containing a total of 70% by mass or more of Fe and Al
  • a coating mainly composed of an Fe-Zn alloy is a coating containing a total of 70% or more of Fe and Zn. It is a coating containing at least % by mass.
  • Coatings mainly made of Fe-Al alloys include, in addition to Fe and Al, Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, It may contain W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, and the remainder may be impurities.
  • Coatings mainly made of Fe-Zn alloys include, in addition to Fe and Zn, Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, It may contain W, Sb, Al, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, and the remainder may be impurities.
  • the thickness of the coating is preferably 10 to 100 ⁇ m.
  • the hot-stamped molded body may be a flat plate or a molded body formed from a steel plate into a predetermined shape.
  • a hot-stamped (hot-formed) steel member is often a molded product, but in this embodiment, the term “hot-stamped molded product” includes both a molded product and a flat plate.
  • the hot stamp molded body may be a tailored property material whose strength differs depending on its location. In this case, it is necessary that at least a part of the hot stamp molded body has a tensile strength of 2200 MPa or more.
  • the tailored property material may be made by joining steel plates with different chemical compositions, strengths, and thicknesses, or may be made by subjecting a portion of the steel plate to heat treatment. Further, the hot stamp molded product may include a decarburized layer or a soft layer on a part of the surface layer.
  • the hot-stamped molded article According to the hot-stamped molded article according to the embodiment of the present invention, it is possible to achieve excellent mechanical properties, for example, a tensile strength of 2200 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 2300 MPa or more, more preferably 2400 MPa or more, and most preferably 2500 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the tensile strength may be 3500 MPa or less, 3300 MPa or less, or 3000 MPa or less.
  • the tensile strength of the hot stamp molded product is measured by preparing a No. 5 test piece and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011. At this time, for the purpose of removing unevenness on the surface of the test piece, the surface layer portions of the front and back surfaces may be removed by machining or chemical polishing.
  • the hot-stamped molded product according to the embodiment of the present invention has excellent hydrogen embrittlement resistance despite having a high tensile strength of, for example, 2200 MPa or more. It is very useful for use as other structural members and reinforcing members that require strength.
  • the method for producing a hot-stamped compact particularly improves the winding conditions of the hot rolling process and the winding conditions before the hot-stamping process in order to segregate a specific grain boundary strengthening element to the prior austenite grain boundaries. It is characterized by appropriately controlling the heat treatment conditions in the preheating step and hot stamp molding step. More specifically, the method for manufacturing a hot stamp molded body according to an embodiment of the present invention includes: a step of hot rolling a slab having the chemical composition described above in connection with the hot-stamped compact and then rolling it up at a temperature of 450° C.
  • hot rolling step a step of preheating the obtained steel plate to a temperature of over 1200°C and then cooling it to below 350°C at an average cooling rate of 10°C/sec or more (preheating step); and a step of hot stamping the steel plate. and heating the steel plate to a temperature range of 800 to 1000°C and then holding it for 60 to 600 seconds (hot stamping process). It is characterized by including. Each step will be explained in detail below.
  • a slab having the chemical composition described above in connection with the hot-stamped compact is heated.
  • the method for casting molten steel is not particularly limited, and it may be manufactured by a continuous casting method, an ingot casting method, or a thin slab casting method.
  • heating before hot rolling is not particularly limited, the slab used contains a relatively large amount of alloying elements in order to obtain a high-strength steel plate. For this reason, the heating temperature may be 1100° C. or higher in order to heat the slab before subjecting it to hot rolling to dissolve the alloying element in the slab. Further, the heated slab may optionally be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness or the like.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be ensured.
  • the heated slab, or the optionally rough rolled slab, is then subjected to finish rolling.
  • Finish rolling is not particularly limited, but is generally performed under conditions such that the finishing temperature of finish rolling is 650° C. or higher. This is because if the completion temperature of finish rolling is too low, rolling reaction force increases and it becomes difficult to stably obtain a desired plate thickness.
  • the upper limit is not particularly limited, but generally the completion temperature of finish rolling is 950°C or lower.
  • the finish-rolled hot-rolled steel sheet is wound up at a temperature of 450° C. or lower.
  • the grain boundary strengthening element selected from at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc is present in the steel sheet in the form of carbide or intermetallic compound before the preheating step and hot stamping step. are doing.
  • Such carbides include carbides (e.g. WC) formed when the above-mentioned grain boundary strengthening elements combine with carbon alone, and carbides formed when the grain boundary strengthening elements are partially solidified in cementite (Fe 3 C) in the microstructure. Examples include dissolved carbides.
  • carbides and intermetallic compounds of grain boundary strengthening elements are sufficiently dissolved in the preheating step to make the grain boundary strengthening elements solid solution in the steel sheet, and then the grain boundary strengthening elements are solid dissolved in the steel sheet.
  • the grain boundary strengthening elements are segregated to the prior austenite grain boundaries in the final hot stamped compact. This makes it possible to realize a microstructure with a unique structure.
  • the carbides and intermetallic compounds of the grain boundary strengthening elements are thermally stable, they may not be sufficiently dissolved by heat treatment alone in the preheating process, and in such cases, the grain boundary strengthening elements are It becomes impossible to form a sufficient solid solution in the steel plate. Therefore, in order to accelerate the melting operation in the preheating process, it is extremely important to refine the carbides and/or intermetallic compounds of the grain boundary strengthening elements to make them easier to dissolve before the preheating process. . In this regard, by setting the coiling temperature after finish rolling to 450° C. or lower, carbides and/or intermetallic compounds of grain boundary strengthening elements can be refined in the hot rolled steel sheet after coiling.
  • the carbide in which a grain boundary strengthening element is partially dissolved in cementite, the carbide is formed when the grain boundary strengthening element is concentrated in the cementite during winding. Therefore, by controlling the winding temperature to a relatively low temperature of 450°C or less, in addition to making carbides finer, it is possible to reduce the amount of solid solution of grain boundary strengthening elements in cementite. It becomes possible to further accelerate the melting operation in the subsequent preheating step.
  • the winding temperature is preferably 420°C or lower. Although the lower limit is not particularly limited, the winding temperature may be, for example, 250°C or higher or 300°C or higher.
  • the coil after winding may be subjected to a softening heat treatment.
  • the method of softening heat treatment is not particularly limited, and general conditions may be used.
  • this manufacturing method combines low-temperature winding of 450°C or less in the hot rolling process, preheating process at a temperature of over 1200°C, and further heat treatment in the hot stamping process.
  • a specific grain boundary strengthening element is segregated in the prior austenite grain boundaries of the hot-stamped compact, thereby improving the hydrogen embrittlement resistance of the hot-stamped compact.
  • the manufacturing conditions are such that a specific grain boundary strengthening element can be segregated in the prior austenite grain boundaries of the hot-stamped compact, thereby improving the hydrogen embrittlement resistance of the hot-stamped compact, It is also possible to apply such manufacturing conditions instead of the above combination.
  • pickling After the winding process and before the optional cold rolling process, pickling may be performed to remove oxide scale formed on the surface of the hot rolled steel sheet. Pickling may be carried out under conditions suitable for removing oxide scale, and may be carried out once or in multiple steps to ensure removal of oxide scale.
  • Cold rolling After the winding step, cold rolling may optionally be performed.
  • Cold rolling is not particularly limited and may be carried out under any appropriate conditions.
  • the reduction ratio of cold rolling may be 30 to 80%.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction rate for each pass are not particularly limited, and may be appropriately set so that the rolling reduction rate of the entire cold rolling falls within the above range.
  • an optional annealing may be performed to adjust the microstructure and/or properties.
  • the heating temperature in the annealing step is not particularly limited, but may be, for example, 800° C. or lower.
  • a coating treatment may be applied to the surface of a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the coating treatment may be hot-dip plating, alloying hot-dip plating, electroplating, or the like.
  • the steel plate may be subjected to hot-dip galvanizing treatment as a coating treatment, or alloying treatment may be performed after hot-dip galvanizing treatment.
  • the coating include a coating mainly composed of Fe--Al alloy, a coating mainly composed of Fe-Zn-based alloy, and the like.
  • the specific conditions for the coating treatment and the alloying treatment are not particularly limited, and may be any suitable conditions known to those skilled in the art.
  • the steel plate may be subjected to temper rolling, for example, after the annealing process or the plating process.
  • the obtained hot-rolled or cold-rolled steel sheet is preheated to a temperature above 1200°C before the hot stamping process, and then cooled to below 350°C at an average cooling rate of 10°C/sec or more.
  • a specific grain boundary strengthening element more specifically, at least one of Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc is added to the prior austenite grain boundaries in a predetermined manner. It is extremely important to segregate by quantity.
  • the hot-stamped compact according to embodiments of the present invention has a relatively high C content of 0.40% or more, and therefore the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process or the optional cold-rolling process or In the cold rolled steel sheet after the annealing process, these grain boundary strengthening elements exist as carbides and/or intermetallic compounds. Therefore, even if such a steel plate is submitted to a hot stamping process without a preheating step and subjected to normal heating and forming operations, these grain boundary strengthening elements cannot be sufficiently segregated to prior austenite grain boundaries. . In this case, the grain boundary strengthening effect based on the grain boundary segregation of these elements cannot be fully exerted.
  • the heating temperature for preheating is not particularly limited, the heating temperature may be, for example, 1400° C. or lower. Moreover, after heating, it is cooled to less than 350° C. at an average cooling rate of 10° C./sec or more. By cooling to less than 350°C at an average cooling rate of 10°C/second or more, it is possible to suppress the grain boundary strengthening element dissolved in the steel sheet from precipitating as a compound.
  • the average cooling rate may be 3000°C/second or less, 1500°C/second or less, or 1200°C/second or less.
  • the upper limit of the cooling rate is not limited to any property.
  • the cooling method is not particularly limited either, and may be mold cooling, water cooling, oil cooling, or gas cooling. In particular, even a very high average cooling rate can be achieved relatively easily by using mold cooling or water-cooled mold cooling.
  • the steel plate after the preheating process is hot stamped in a hot stamping process to produce a hot stamped body having a desired chemical composition and microstructure.
  • the grain boundary strengthening elements dissolved in the steel sheet in the previous preheating step diffuse into the austenite grain boundaries and segregate during heating in the hot stamping step. Therefore, a desired total segregation amount of grain boundary strengthening elements can be achieved at the prior austenite grain boundaries after martensitic transformation by the subsequent forming and cooling operations.
  • the steel plate for hot stamping is heated to a temperature range of 800°C to 1000°C, and in this temperature range It is necessary to hold it for 60-600 seconds. If the heating temperature is less than 800°C, the grain boundary strengthening elements will not sufficiently diffuse into the austenite grain boundaries, and therefore the desired total segregation amount of the grain boundary strengthening elements will not be achieved, resulting in poor hydrogen embrittlement resistance. It may deteriorate and/or the austenitization may become insufficient, the area ratio of the hard structure (at least one of martensite, bainite, and tempered martensite) may decrease, and the tensile strength may deteriorate. .
  • the heating temperature exceeds 1000°C
  • grain boundary segregation progresses excessively, grain boundary strengthening elements segregated at grain boundaries precipitate as carbides and intermetallic compounds, the amount of grain boundary segregation decreases, and grain boundary strengthening elements The desired total amount of segregation cannot be achieved, and the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate.
  • the holding time is less than 60 seconds, as in the case where the heating temperature is less than 800°C, the grain boundary strengthening elements will not diffuse sufficiently into the austenite grain boundaries, thus achieving the desired total segregation amount of the grain boundary strengthening elements.
  • the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate, and/or the austenitization may become insufficient, and the area ratio of the hard structure (at least one of martensite, bainite, and tempered martensite) may decrease.
  • the tensile strength may deteriorate. If the holding time exceeds 600 seconds, grain boundary segregation will progress excessively due to long-term heating, grain boundary strengthening elements will precipitate, and such precipitates will become the starting point of fracture, reducing hydrogen embrittlement resistance. may deteriorate.
  • the heating atmosphere is not particularly limited and may be under normal conditions, such as the atmosphere, a gas combustion atmosphere with a controlled ratio of air and fuel, or a nitrogen atmosphere, and the dew point of these gases may be controlled. .
  • hot stamp molding is performed. After hot stamp molding, cooling may be performed to a temperature range of 250° C. or lower at an average cooling rate of 20° C./second or higher.
  • heating methods before hot stamping include furnace heating using an electric furnace, gas furnace, etc., flame heating, electrical heating, high frequency heating, induction heating, and the like.
  • a hot stamp molded article according to the present embodiment is obtained.
  • tempering treatment at 130 to 600°C or baking hardening treatment (BH treatment) after painting may be performed.
  • BH treatment baking hardening treatment
  • a portion of the hot stamp molded body may be tempered by laser irradiation or the like to provide a partially softened region.
  • hot-stamped molded bodies according to embodiments of the present invention were manufactured under various conditions, and the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance of the obtained hot-stamped molded bodies were investigated.
  • molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was cast by a continuous casting method to produce a slab.
  • the remainder other than the components shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • These slabs were heated to a temperature of 1100°C or higher and rough rolled under predetermined conditions, and then finish rolling was performed under conditions such that the completion temperature of finish rolling was 650°C or higher, resulting in the rolls shown in Table 2. Winding was performed at the temperature. After winding, some of the hot rolled steel sheets were subjected to a predetermined softening heat treatment. Next, the obtained hot rolled steel sheet was cold rolled at a predetermined rolling reduction of 30 to 80%. Next, some of the steel plates were annealed, coated, or temper rolled under predetermined conditions.
  • the heating atmosphere and heating method in the hot stamp molding process were a gas combustion atmosphere (air-fuel ratio 0.85) and furnace heating, unless otherwise specified. After hot stamp molding, some of the hot stamp molded bodies were subjected to tempering treatment or partial softening treatment.
  • the properties of the obtained hot-stamped molded product were measured and evaluated by the following methods.
  • the tensile strength of the hot-stamped molded product was obtained by preparing a No. 5 test piece from any position of the hot-stamped molded product in accordance with JIS Z 2241:2011 and conducting a tensile test. Note that the crosshead speed was 1 mm/min.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the hot-stamped molded product was evaluated by low strain rate tensile testing (SSRT) as follows. First, a test piece of 1.0t x 9.0W x 120L (mm) was prepared. The test piece had a parallel part length of 20mm, a diameter of the parallel part of 2.0mm, and a notch depth on both sides of the center of the parallel part. A U notch with a length of 0.35 mm and a notch bottom radius of 0.1 mm was provided.
  • This test piece was immersed in a 3% NaCl solution, and hydrogen charging was performed using a galvanostat as a power source and controlling the current density at the immersed portion of the test piece surface to be 0.1 mA/cm 2 .
  • a low strain rate tensile test was performed on the hydrogen-charged test piece at a tensile rate of 0.0060 mm/min, and the load at break was investigated. Same test no.
  • a similar test was conducted three times on the sample, and the case where the average value of the breaking load in the three tests in such a hydrogen environment was 500 MPa or more was evaluated as passing, and the case where the breaking load was less than 500 MPa was evaluated as failing. .
  • the area ratio of hard structure in Table 3 means the sum of the area ratios of martensite, bainite, and tempered martensite. Further, the remaining structure other than the hard structure was ferrite, retained austenite, and/or pearlite. Although not shown in Table 3, when the average particle size of the prior austenite grains was measured, all of the average particle sizes of the prior austenite grains of the hot-stamped molded bodies in the invention examples in Table 3 were 8 ⁇ m or less.
  • Comparative Example 1 in Comparative Example 1, the tensile strength decreased because the C content was low. In Comparative Example 14, the strength became too high due to the high C content, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. In Comparative Example 29, since the Si content was high, the amount of ferrite increased and the tensile strength decreased. In Comparative Example 43, it is considered that the prior austenite grain boundaries became brittle due to the high Mn content. As a result, the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. In Comparative Examples 52, 61, 70, 78, 79, and 92, the hydrogen embrittlement resistance deteriorated because the P, S, N, O, or Al content was not appropriate.
  • Comparative Examples 93, 107, and 146 the Nb, Ti, and B contents were low, so the strength could not be sufficiently improved, and the tensile strength decreased.
  • Comparative Examples 106, 118, 132, 145, and 156 the Nb, Ti, Cr, Mo, and B contents were high, so coarse carbonitrides, coarse intermetallic compounds, etc., or coarse borides were present in the steel. It is thought that the hydrogen embrittlement resistance was reduced as a result.
  • Comparative Example 133 since the Mo content was low, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements at prior austenite grain boundaries was low, and the hydrogen embrittlement resistance was decreased.
  • Comparative Example 336 the carbide and/or intermetallic compound of the grain boundary strengthening element could not be sufficiently refined due to the high coiling temperature, and the grain boundary strengthening element was not sufficiently refined into the steel sheet in the subsequent preheating process. It is thought that it was not possible to form a solid solution in the solid solution. As a result, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries decreased, and the hydrogen embrittlement resistance decreased. It is considered that in Comparative Example 351, the grain boundary strengthening element could not be sufficiently dissolved in the steel sheet because the heating temperature in the preheating step was low. As a result, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries decreased, and the hydrogen embrittlement resistance decreased.
  • Comparative Example 357 it is thought that because the average cooling rate in the preheating step was slow, the grain boundary strengthening element dissolved in the steel sheet by preheating precipitated as a compound. As a result, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries decreased, and the hydrogen embrittlement resistance decreased. In Comparative Example 364, it is considered that the grain boundary strengthening element did not sufficiently diffuse into the austenite grain boundaries because the heating temperature in the hot stamping process was low. As a result, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries decreased, and the hydrogen embrittlement resistance decreased.
  • Comparative Example 378 grain boundary segregation progressed excessively because the heating temperature in the hot stamping process was high, and grain boundary strengthening elements that segregated at grain boundaries precipitated as carbides and intermetallic compounds, resulting in a decrease in the amount of grain boundary segregation. As a result, the desired total amount of segregation in grain boundary strengthening elements could not be achieved, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. In Comparative Example 379, it is considered that the grain boundary strengthening element did not sufficiently diffuse into the austenite grain boundaries because the holding time in the hot stamping process was short. As a result, the total segregation amount of grain boundary strengthening elements in prior austenite grain boundaries decreased, and the hydrogen embrittlement resistance decreased.
  • the hot-stamped compacts according to all the invention examples have a predetermined chemical composition, and contain grain boundary strengthening elements such as Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc at the prior austenite grain boundaries.
  • grain boundary strengthening elements such as Mo, W, Ta, Re, Os, Ir, and Tc at the prior austenite grain boundaries.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．５００％、Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｍｏ：０．０１０～２．０００％、Ｂ：０．０００５～０．０２００％等、並びに残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量が０．１０原子％以上であるミクロ組織を有するホットスタンプ成形体が提供される。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
　近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
　鋼板を高強度化すると成形性が低下するため、鋼板において強度と成形性の両立を図ることは一般に困難である。高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術としてホットスタンプ（熱間プレス）が知られている。ホットスタンプは、成形に供される材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には鋼材が軟質で良好な成形性を有する。したがって、高強度の鋼材であっても複雑な形状に精度よく成形することが可能であり、また、プレス金型によって成形と同時に焼き入れを行うため、成形後の鋼材は十分な強度を有することが知られている。
　これに関連して、特許文献１では、所定の化学組成を有し、ミクロ組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、前記旧オーステナイト粒の粒界の平均Ｍｎ濃度が１．０質量％以下であるホットスタンプ成形体が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、２０００ＭＰａ以上の引張強さ及び優れた靱性を有するホットスタンプ成形体を提供することができると記載されている。
国際公開第２０２０／１８９７６７号
　特許文献１に記載されるような高強度を有するホットスタンプ成形体においては、水素脆化割れ（遅れ破壊などともいう）が問題となる場合がある。水素脆化割れとは、使用状況下において高い応力が作用している鋼部材が、環境から鋼中に侵入した水素に起因して突然破壊する現象である。一般に、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られている。一方で、自動車業界等では、鋼材のさらなる軽量化も求められており、このような軽量化を達成するためには、鋼材をこれまで以上に高強度化する必要が生じる。したがって、従来と同等又はそれ以上の高強度化を行った場合においても水素脆化の課題を解決し得る鋼材、より具体的にはホットスタンプ成形体に対して高いニーズがある。
　そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、Ｍｎの含有量を低減するとともに特定の元素を粒界に偏析させることで粒界を強化することができることを見出し、その結果としてホットスタンプ成形体において高い引張強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性を顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．４０～０．７０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｏ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
　Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
　Ｍｏ：０．０１０～２．０００％、
　Ｂ：０．０００５～０．０２００％、
　Ｓｉ：０～３．００％、
　Ｍｎ：０～０．５０％未満、
　Ｃｒ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～４．００％、
　Ｎｉ：０～３．００％、
　Ｃｕ：０～３．００％、
　Ｖ：０～３．００％、
　Ｃａ：０～１．０００％、
　Ｍｇ：０～１．０００％、
　ＲＥＭ：０～１．０００％、
　Ｓｂ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～１．００％、
　Ｓｎ：０～１．００％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　Ｗ：０～３．０００％、
　Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種：合計で０～１．００％、
　Ｓｅ：０～１．００％、
　Ｂｉ：０～１．００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量が０．１０原子％以上であるミクロ組織を有する、ホットスタンプ成形体。
　（２）面積率で、マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種：合計で７０％以上を含む、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
　（３）前記旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量が０．１０原子％以上である、上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体。
　（４）前記旧オーステナイト粒界におけるＷの偏析量が０．１０原子％以上である、上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形体。
　（５）前記合計偏析量が０．１５原子％以上である、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
　（６）表面に、被覆を有する、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
　（７）前記被覆が、Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とする、上記（６）に記載のホットスタンプ成形体。
　（８）前記被覆が、Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とする、上記（６）に記載のホットスタンプ成形体。
　本発明によれば、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体を提供することができる。
＜ホットスタンプ成形体＞
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、
　Ｃ：０．４０～０．７０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｏ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
　Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
　Ｍｏ：０．０１０～２．０００％、
　Ｂ：０．０００５～０．０２００％、
　Ｓｉ：０～３．００％、
　Ｍｎ：０～０．５０％未満、
　Ｃｒ：０～１．００％、
　Ｃｏ：０～４．００％、
　Ｎｉ：０～３．００％、
　Ｃｕ：０～３．００％、
　Ｖ：０～３．００％、
　Ｃａ：０～１．０００％、
　Ｍｇ：０～１．０００％、
　ＲＥＭ：０～１．０００％、
　Ｓｂ：０～１．００％、
　Ｚｒ：０～１．００％、
　Ｓｎ：０～１．００％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　Ｗ：０～３．０００％、
　Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種：合計で０～１．００％、
　Ｓｅ：０～１．００％、
　Ｂｉ：０～１．００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量が０．１０原子％以上であるミクロ組織を有することを特徴としている。
　先に述べたとおり、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られている。とりわけ、引張強さが２０００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼材においては、高強度を確保するために鋼材のミクロ組織は一般にマルテンサイトを含み、一方で、このような高強度鋼材の場合、水素脆化割れは主としてマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒界における水素偏析に起因して生じると考えられる。そこで、本発明者らは、引張強さが２０００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼材、より具体的にはホットスタンプ成形体において、このような粒界割れに関連する耐水素脆化特性の低下に対処すべく、ミクロ組織中で水素脆化割れの起点となる旧オーステナイト粒界を強化するという観点から、当該ホットスタンプ成形体中に含有される特定の元素に着目して検討を行った。まず、本発明者らは、旧オーステナイト粒界の脆化を抑制してそれによって旧オーステナイト粒界を強化するという観点から検討を行った。より詳しく説明すると、一般的に、鋼材の高強度化に伴い、鋼材の焼き入れ性を改善するために比較的多量のＭｎが添加される場合がある。しかしながら、今回の本発明者らによる研究で、Ｍｎを比較的多く含有する場合には、焼き入れ性は改善されるものの、Ｍｎによって旧オーステナイト粒界が脆化して当該旧オーステナイト粒界における水素脆化割れが促進され、その結果としてホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を劣化させる場合があることがわかった。これに対し、本発明者らは、ホットスタンプ成形体においてＭｎ含有量を０．５０質量％未満に制限することで、Ｍｎに起因する旧オーステナイト粒界の脆化を十分に抑制又は低減することができ、その結果としてＭｎを比較的多く含有する場合と比較して旧オーステナイト粒界を強化し、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させることができることを見出した。
　次に、本発明者らは、旧オーステナイト粒界を積極的に強化するという観点からもさらに検討を行い、特定の元素、より具体的にはＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種、とりわけＭｏ及びＷをそれらの合計の偏析量が０．１０原子％以上となるような量で旧オーステナイト粒界に偏析させることにより、ホットスタンプ成形体のミクロ組織における旧オーステナイト粒界を強化することができることを見出した。加えて、本発明者らは、これらの粒界強化元素の粒界偏析により、Ｍｎ含有量を０．５０質量％未満に制限しているにもかかわらず、焼き入れ性の低下が単に抑制されるだけでなく、むしろ焼き入れ性を高Ｍｎ含有量の場合と同等か又はそれ以上のレベルに向上させることができ、その結果として０．５０質量％未満の比較的低いＭｎ含有量にもかかわらず、例えば２２００ＭＰａ以上の高い引張強さを確実に達成することができることを見出した。
　何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、上記の粒界強化元素を旧オーステナイト粒界に偏析させることで粒界エネルギーを顕著に低下させることができるものと考えられる。粒界エネルギーを低下させることで、一般にフェライトの核生成を抑制することができる。このため、上記の粒界強化元素を旧オーステナイト粒界に偏析させることで、比較的低いＭｎ含有量に起因する焼き入れ性の低下を抑制するとともに、高Ｍｎ含有量の場合と同等か又はそれ以上の焼き入れ性を達成することが可能になるものと考えられる。従来、例えば、焼き入れ性向上などの観点から、上記の粒界強化元素の一部をホットスタンプ成形体に添加することが知られている。しかしながら、引張強さが２０００ＭＰａを超えるような高強度のホットスタンプ成形体では、当該ホットスタンプ成形体のＣ含有量が高くなるために、これらの粒界強化元素は、従来の製造方法では炭化物を形成してしまうか及び／又は金属間化合物を形成してしまい、これらの粒界強化元素を固溶状態において旧オーステナイト粒界に十分に偏析させることができなかった。今回、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の製造方法に関連して後で詳しく説明するように、特にホットスタンプ成形工程前の予備加熱工程及びホットスタンプ成形工程における熱処理条件を適切に制御することで、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種を所定の合計偏析量で旧オーステナイト粒界に偏析させることができることを見出した。したがって、０．４０質量％以上の比較的高い含有量で炭素を含む高強度のホットスタンプ成形体において、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種を所定の合計偏析量にて旧オーステナイト粒界に偏析させて粒界を強化し、それによって低Ｍｎ含有量にもかかわらず高強度を維持しつつ、耐水素脆化特性を向上させることができるという事実は、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。したがって、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、低減されたＭｎ含有量に基づく旧オーステナイト粒界の脆化抑制と、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種から選択される粒界強化元素の粒界偏析による旧オーステナイト粒界の積極的な強化及び焼き入れ性の向上との組み合わせにより、ホットスタンプ成形体において高い引張強さ、例えば２２００ＭＰａ以上の高い引張強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性を顕著に向上させることが可能となる。
　以下、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．４０～０．７０％］
　Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満では、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％超、０．４２％以上、０．４４％以上又は０．４５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、強度が高くなりすぎてしまい、優れた耐水素脆化特性を得ることができない場合がある。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．６８％以下、０．６７％以下、０．６５％以下又は０．６０％以下である。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０７０％以下、０．０５０％以下又は０．０１０％以下である。
　Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
　Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は耐水素脆化特性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下である。
　Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｎ：０．０２００％以下］
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は耐水素脆化特性を劣化させるため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｏ：０．０２００％以下］
　Ｏは、鋼中に多く含まれると粗大な酸化物を形成し、耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００７０％以下又は０．００４０％以下とすることが好ましい。
　精錬コスト低減の観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
［Ａｌ：０．００１０～０．５００％］
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、脱酸が十分に行われず、粗大な酸化物が生成して耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００３％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．５００％超であると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．４００％以下、０．３００％以下、０．２００％以下、０．１５０％以下又は０．１００％以下である。
［Ｎｂ：０．００１０～０．１００％］
　Ｎｂは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素であり、また、ピン止め効果により組織の微細化に寄与する元素でもある。Ｎｂ含有量が０．００１０％未満であると、これらの効果を十分に得ることができない。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上、０．００９％以上又は０．０１５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、鋼中に粗大な炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下である。
［Ｔｉ：０．０１０～０．２００％］
　Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素であり、また、ピン止め効果により組織の微細化に寄与する元素でもある。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であると、これらの効果を十分に得ることができない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、０．０２０％以上又は０．０２５％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超であると、鋼中に粗大な炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下、０．１５０％以下、０．１００％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下である。
［Ｍｏ：０．０１０～２．０００％］
　Ｍｏは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒界に偏析することで、焼き入れ性を高めるとともに、旧オーステナイト粒界の強度を上昇させてホットスタンプ成形体において耐水素脆化特性を高める元素である。Ｍｏ含有量が０．０１０％未満であると、このような効果を十分に得ることができず、所望の耐水素脆化特性を得ることができない場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、０．１５０％以上、０．２００％以上、０．３００％以上又は０．５００％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が２．０００％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大な金属間化合物及び炭化物が形成され、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は２．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．８００％以下、１．５００％以下、１．３００％以下、１．０００％以下又は０．８００％以下である。
［Ｂ：０．０００５～０．０２００％］
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０２００％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大なホウ化物が形成され、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下、０．００４０％以下又は０．００３０％以下である。
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該ホットスタンプ成形体は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に替えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、ホットスタンプ成形体は、Ｓｉ：０～３．００％、Ｍｎ：０～０．５０％未満、Ｃｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～４．００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｃｕ：０～３．００％及びＶ：０～３．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｃａ：０～１．０００％、Ｍｇ：０～１．０００％及びＲＥＭ：０～１．０００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％及びＳｎ：０～１．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ａｓ：０～０．１００％を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｗ：０～３．０００％を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種：合計で０～１．００％を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｓｅ：０～１．００％及びＢｉ：０～１．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｓｉ：０～３．００％］
　Ｓｉは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上又は０．４０％以上であってもよい。
　一方、Ｓｉを過度に含有すると、ホットスタンプ成形体においてフェライト量が増加し、所望の強度を得ることができない場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．５０％以下、２．００％以下、１．００％以下又は０．７０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０～０．５０％未満］
　Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｎを過度に含有すると、旧オーステナイト粒界が脆化して当該旧オーステナイト粒界における水素脆化割れが促進される場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は、０．４９％以下、０．４８％以下、０．４７％以下、０．４６％以下、０．４５％以下、０．４３％以下、０．４０％以下、０．３５％以下又は０．３０％以下であってもよい。
［Ｃｒ：０～１．００％］
　Ｃｒは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。Ｃｒ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｒを過度に含有すると、ホットスタンプ成形体において粗大な炭化物が形成され、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１５％以下又は０．０８％以下であってもよい。
［Ｃｏ：０～４．００％］
　Ｃｏは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃｏ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｏ含有量は４．００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、３．００％以下、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～３．００％］
　Ｎｉは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。Ｎｉ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｎｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、２．００％以下、１．００％以下、０．６０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｃｕ：０～３．００％］
　Ｃｕは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。Ｃｕ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、２．００％以下、１．００％以下、０．６０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｖ：０～３．００％］
　Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。Ｖ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｖ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｖ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、２．００％以下、１．００％以下、０．６０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～１．０００％］
　Ｃａは、酸化物の生成を抑制する元素である。Ｃａ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
［Ｍｇ：０～１．０００％］
　Ｍｇは、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、金属組織の微細化に寄与する。Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｇ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
［ＲＥＭ：０～１．０００％］
　ＲＥＭは、酸化物の生成を抑制する元素である。ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
［Ｓｂ：０～１．００％］
　Ｓｂは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｓｂ含有量は０．００１％以上又は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｂ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｚｒ：０～１．００％］
　Ｚｒは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｚｒ含有量は０．００１％以上又は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｚｒ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０～１．００％］
　Ｓｎは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上又は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ａｓ：０～０．１００％］
　Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒の細粒化に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ａｓ含有量は０．００１％以上又は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｗ：０～３．０００％］
　Ｗは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒界に偏析することで、焼き入れ性を高めるとともに、旧オーステナイト粒界の強度を上昇させてホットスタンプ成形体において耐水素脆化特性を高める元素である。Ｗ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｗ含有量は０．００５％とすることが好ましい。Ｗ含有量は、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上、０．２００％以上、０．４００％以上、０．５００％以上又は０．８００％以上であってもよい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するか及び／又は固溶状態で偏析して存在できないＷが金属間化合物及び炭化物を形成する場合がある。このような金属間化合物及び炭化物は割れの起点となり、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｗ含有量は３．０００％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、２．５００％以下、２．０００％以下、１．８００％以下、１．５００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
［Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種：合計で０～１．００％］
　Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃは、Ｍｏ及びＷと同様にホットスタンプ成形工程における加熱時に旧オーステナイト粒界に偏析することで、焼き入れ性を高めるとともに、旧オーステナイト粒界の強度を上昇させてホットスタンプ成形体において耐水素脆化特性を高める元素である。Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の含有量の合計は０％であってもよいが、このような効果を得るためには０．００１％以上であることが好ましい。Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の含有量の合計は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。一方で、これらの元素を過度に含有しても効果が飽和し、それゆえこれらの元素を必要以上に鋼材中に含有させることは製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の含有量の合計は１．００％以下であることが好ましく。０．８０％以下、０．６０％以下又は０．４０％以下であってもよい。
［Ｓｅ：０～１．００％］
　Ｓｅは、耐水素脆化特性を向上させる元素である。そのため、Ｓｅは含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｅ含有量を０．００１％以上又は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｅ含有量が１．００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｓｅを含有させる場合、Ｓｅ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｓｅ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｂｉ：０～１．００％］
　Ｂｉは、耐水素脆化特性を向上させる元素である。そのため、Ｂｉは含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｂｉ含有量を０．００１％以上又は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂｉ含有量が１．００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｂｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、ホットスタンプ成形体を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。工業的に製造する方法とは、高炉製鋼法や電炉製鋼法であり、いずれの方法で製造された際に混入する水準（不純物レベル）も含む。
　上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　ホットスタンプ成形体の表面にめっき層を備える場合は、機械研削によりめっき層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。
［マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種：合計で７０％以上］
　ホットスタンプ成形体のミクロ組織は、面積率で、マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種を合計で７０％以上含むことが好ましい。残部組織は、特に限定されないが、３０％以下のフェライト、残留オーステナイト及びパーライトの少なくとも１種からなっていてもよい。マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトは非常に硬質な組織であり、それゆえホットスタンプ成形体においてマルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種を面積率で合計７０％以上含むことで、高い引張強さ、具体的には２２００ＭＰａ以上の引張強さを達成することが可能となる。マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種の面積率の合計は好ましくは７５％以上、８０％以上、８５％以上、９０％以上、９２％以上又は９４％以上、さらに好ましくは９５％以上又は９７％以上であってもよい。マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種の面積率の合計の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。
［ミクロ組織の同定及び面積率の算出］
　ホットスタンプ成形体におけるミクロ組織の同定及び面積率の算出は以下のようにして行われる。まず、鋼材の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から表面に垂直な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置で板厚の１／４深さ位置において、長さ５０μｍ、板厚方向に５０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０-5Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。
　得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。この残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。次に、結晶構造がｂｃｃである領域をベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイト及びフェライトと判断する。これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５°以下の領域をフェライトとして抽出する。抽出したフェライトの面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。
　続いて、残部領域（「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５°超の領域）をマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計の面積率とする。パーライトの面積率は、１００％から残留オーステナイトの面積率と、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイト及びフェライトの面積率とを引き算することで算出される。
［旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量：０．１０原子％以上］
　本発明の実施形態においては、旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量は０．１０原子％以上である。Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種を旧オーステナイト粒界において合計の偏析量が０．１０原子％以上となるような量で偏析させることにより、焼き入れ性を高めるとともに、ホットスタンプ成形体のミクロ組織における旧オーステナイト粒界を強化することができる。本発明の実施形態によれば、ホットスタンプ成形体のＭｎ含有量を０．５０％未満に制限することによる旧オーステナイト粒界の脆化抑制と、このような特定の粒界強化元素を偏析させることによる旧オーステナイト粒界の積極的な粒界強化との組み合わせにより、いずれか一方ののみを適用した場合と比較して、旧オーステナイト粒界の強度を著しく高めることが可能となる。したがって、ホットスタンプ成形体が非常に高い引張強さ、例えば２２００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する場合であっても、粒界割れに対する抵抗性が極めて高いために耐水素脆化特性を顕著に向上させることが可能となる。粒界強化の観点からは、旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量は高いほど好ましく、例えば０．１３原子％以上、０．１５原子％以上、０．１８原子％以上又は０．２０原子％以上であってもよい。上記合計含有量の上限は特に限定されないが、例えば、上記合計偏析量は３．００原子％以下であってもよく、２．００原子％以下、１．５０原子％以下、１．００原子％以下、０．８０原子％以下、０．６０原子％以下又は０．４０原子％以下であってもよい。
　１つの実施形態では、旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量が０．１０原子％以上、０．１３原子％以上、０．１５原子％以上、０．１８原子％以上又は０．２０原子％以上であってもよい。同様に、旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量が３．００原子％以下、２．００原子％以下、１．５０原子％以下、１．００原子％以下、０．８０原子％以下、０．６０原子％以下又は０．４０原子％以下であってもよい。別の実施形態では、旧オーステナイト粒界におけるＷの偏析量が０．１０原子％以上、０．１３原子％以上、０．１５原子％以上、０．１８原子％以上又は０．２０原子％以上であってもよい。同様に、旧オーステナイト粒界におけるＷの偏析量が３．００原子％以下、２．００原子％以下、１．５０原子％以下、１．００原子％以下、０．８０原子％以下、０．６０原子％以下又は０．４０原子％以下であってもよい。さらに別の実施形態では、旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量とＷの偏析量との合計偏析量が０．１０原子％以上、０．１３原子％以上、０．１５原子％以上、０．１８原子％以上若しくは０．２０原子％以上であってもよく、及び／又は３．００原子％以下、２．００原子％以下、１．５０原子％以下、１．００原子％以下、０．８０原子％以下、０．６０原子％以下若しくは０．４０原子％以下であってもよい。さらに別の実施形態では、旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量と、Ｗの偏析量と、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種との合計偏析量が０．１０原子％以上、０．１３原子％以上、０．１５原子％以上、０．１８原子％以上若しくは０．２０原子％以上であってもよく、及び／又は３．００原子％以下、２．００原子％以下、１．５０原子％以下、１．００原子％以下、０．８０原子％以下、０．６０原子％以下若しくは０．４０原子％以下であってもよい。
［旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量の決定方法］
　旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量は以下のようにして決定される。まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、試験片を採取する。この際、試験片の表裏面を機械研削で仕上げる。また、鋼板表面にめっき層を有する場合はめっき層を除去し、鋼板の試験片の表裏面を機械研削で仕上げる。この際、板厚の１／４深さ位置が測定可能であれば、板厚は特に指定されないが、板厚が１．２ｍｍとなるように、試験片の表裏面を同量ずつ機械研削によって除去してもよい。長さ２０ｍｍ、幅３．２ｍｍの試験片に加工し、長さ１１．５ｍｍの位置に角度が４５°のＶノッチを挿入する。試験片を２０％－チオシアン酸アンモニウム溶液に浸漬させる。この際、浸漬させる時間は特に限定されず、オージェ電子発光分光分析装置内にセッティングして破壊した際に旧オーステナイト粒界が露出する条件であればよく、例えば４８時間としてもよい。浸漬完了後１０分以内に試験片の表裏面に亜鉛めっきを施す。めっき後は速やかに試験片をオージェ電子発光分光分析に供して破壊する。この際、めっき後から試験片を破壊するまでの時間は、１．５時間以内であることが好ましく、より好ましくは０．５時間以内とする。試験片をオージェ電子発光分光分析装置内にセッティングし、試験片のノッチ部分から破壊して、旧オーステナイト粒界を露出させる。この際、装置は電界放出形オージェ電子分光分析器であればよく機種は特に限定されないが、ＵＬＶＡＣ－ＰＨＩ社製のＰＨＩ６８０を用いてもよく、測定条件として加速電圧を１０ｋｅＶ、照射電流を１０ｎＡとしてもよい。露出した旧オーステナイト粒界に１～３０ｋＶの加速電圧で電子線を照射し、当該粒界における特定元素（具体的にはＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種）の原子％を測定する。表面から板厚の１／４深さの位置における１０箇所の旧オーステナイト粒界において測定を実施する。粒界の汚染を防ぐため、破壊後は迅速に測定を完了させることが好ましく、３０分以内に測定を完了させてもよい。得られた特定元素の原子％の平均値を算出し、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量として決定する。
［旧オーステナイト粒の平均粒径：１５μｍ以下］
　本発明の実施形態においては、旧オーステナイト粒の平均粒径は、特に限定されないが、例えば１５μｍ以下であってもよい。本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、Ｎｂ及びＴｉを含有し、これらの元素は炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、それらのピン止め効果によって組織の微細化に寄与する。また、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体では、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種から選択される粒界強化元素が粒界に偏析するため、いわゆるソリュートドラッグ（溶質引き摺り）効果により粒成長の速度を遅くすることができる。したがって、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体では、Ｎｂ及びＴｉに起因するピン止め効果と、特定の粒界強化元素の粒界偏析に起因するソリュートドラッグ効果とによって旧オーステナイト粒を微細化することが可能となる。例えば、旧オーステナイト粒の平均粒径は、１２μｍ以下、１０μｍ以下又は８μｍ以下であってもよい。下限は特に限定されないが、旧オーステナイト粒の平均粒径は、例えば１μｍ以上、２μｍ以上又は３μｍ以上であってもよい。
［旧オーステナイト粒の平均粒径の決定方法］
　旧オーステナイト粒の平均粒径は、以下のようにして決定される。まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から表面に垂直な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置で板厚の１／４深さ位置において、長さ５０μｍ、板厚方向に５０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０-5Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する。旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は、以下の方法が用いられる。まず、Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。得られた全旧オーステナイト粒の粒径から平均粒径を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径が決定される。
［被覆］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は表面の一部又は全部に被覆を備えていても良い。
　被覆はＦｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆であっても良いし、Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆であっても良い。被覆は皮膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。
　Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆とは、ＦｅとＡｌとを合計で７０質量％以上含む被覆であり、Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆とは、ＦｅとＺｎとを合計で７０質量％以上含む被覆である。Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆は、Ｆｅ、Ａｌの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆は、Ｆｅ、Ｚｎの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。
　被覆を有することで、耐食性を有するため自動車使用における耐水素脆化特性が向上するという効果が得られる。
　被覆の厚みは、１０～１００μｍであることが好ましい。
［ホットスタンプ成形体の形状］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の形状については特に限定されない。すなわち、ホットスタンプ成形体は平板であってもよく、鋼板が所定の形状に成形された成形体であってもよい。ホットスタンプ成形（熱間成形）された鋼部材は、多くの場合は成形体であるが、本実施形態では、成形体である場合、平板である場合をともに含めて「ホットスタンプ成形体」という。また、ホットスタンプ成形体は、箇所によって強度が異なるテーラードプロパティ材であってもよい。この場合、ホットスタンプ成形体の少なくとも一部が引張強さ２２００ＭＰａ以上であることが必要である。テーラードプロパティ材は、化学組成や強度、板厚が異なる鋼板を接合したものであっても良く、また鋼板の一部に熱処理を施したものであっても良い。また、ホットスタンプ成形体は、表層の一部に脱炭層や軟質層を備えていても良い。
［機械特性］
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、優れた機械特性、例えば２２００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは２３００ＭＰａ以上であり、より好ましくは２４００ＭＰａ以上であり、最も好ましくは２５００ＭＰａ以上ある。上限は特に限定されないが、例えば、引張強さは３５００ＭＰａ以下、３３００ＭＰａ以下又は３０００ＭＰａ以下であってもよい。ホットスタンプ成形体の引張強さはＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで測定される。この際、試験片表面の凹凸を除去する目的で、機械加工や化学研磨により表裏面の表層部を除去してもよい。
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上記のように、例えば２２００ＭＰａ以上の高い引張強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性に優れるため、例えば自動車の骨格部材や、バンパー、その他、強度が必要な他の構造部材及び補強部材としての使用に非常に有用である。
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
　次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該ホットスタンプ成形体を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、特定の粒界強化元素を旧オーステナイト粒界に偏析させるために、特に熱間圧延工程の巻き取り条件、並びにホットスタンプ成形工程前の予備加熱工程及びホットスタンプ成形工程における熱処理条件を適切に制御することを特徴としている。より具体的には、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、
　ホットスタンプ成形体に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを熱間圧延し、次いで４５０℃以下の温度で巻き取る工程（熱間圧延工程）、
　得られた鋼板を１２００℃超の温度に予備加熱し、次いで１０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満まで冷却する工程（予備加熱工程）、及び
　前記鋼板をホットスタンプ成形する工程であって、前記鋼板を８００～１０００℃の温度域に加熱し、次いで６０～６００秒間保持することを含む工程（ホットスタンプ成形工程）
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、まず、ホットスタンプ成形体に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが加熱される。溶鋼の鋳造方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。熱間圧延前の加熱は特に限定されないが、使用されるスラブは、高強度鋼板を得るために合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に加熱して当該合金元素をスラブ中に固溶させる目的で加熱温度は１１００℃以上であってもよい。また、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延は、特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で行われる。仕上げ圧延の完了温度が低すぎると、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となるからである。上限は特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度は９５０℃以下である。
［巻き取り］
　次に、仕上げ圧延された熱延鋼板は、４５０℃以下の温度で巻き取られる。Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種から選択される粒界強化元素は、予備加熱工程及びホットスタンプ成形工程前は、炭化物や金属間化合物の形態で鋼板中に存在している。このような炭化物としては、上記の粒界強化元素が単独で炭素と結び付いて形成された炭化物（例えばＷＣ）や、ミクロ組織中のセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に粒界強化元素が部分的に固溶した炭化物などが挙げられる。後で詳しく説明するように、本方法では、予備加熱工程において粒界強化元素の炭化物や金属間化合物を十分に溶解させて当該粒界強化元素を鋼板中に固溶させ、次いで鋼板中に固溶された粒界強化元素を次のホットスタンプ成形工程においてオーステナイト粒界へと拡散して偏析させることにより、最終的に得られるホットスタンプ成形体において粒界強化元素が旧オーステナイト粒界に偏析されたミクロ組織の実現を可能としている。しかしながら、粒界強化元素の炭化物や金属間化合物は熱的に安定であるため、予備加熱工程における熱処理だけでは十分に溶解させることができない場合があり、このような場合には粒界強化元素を鋼板中に十分に固溶させることができなくなる。そこで、予備加熱工程における溶解操作を促進させるためには、予備加熱工程前に粒界強化元素の炭化物及び／又は金属間化合物を微細化してより溶解させやすい状態にしておくことが極めて重要となる。これに関連して、仕上げ圧延後の巻取温度を４５０℃以下とすることにより、巻き取り後の熱延鋼板において粒界強化元素の炭化物及び／又は金属間化合物を微細化することができる。例えば、粒界強化元素がセメンタイトに部分的に固溶した炭化物の場合、当該炭化物は巻き取りの際に粒界強化元素がセメンタイト中に濃化することによって形成される。したがって、巻取温度を４５０℃以下の比較的低い温度に制御することにより、このような炭化物の微細化に加えて、セメンタイトへの粒界強化元素の固溶量を少なくすることができるため、以降の予備加熱工程における溶解操作をより促進させることが可能となる。巻取温度は、好ましくは４２０℃以下である。下限は特に限定されないが、巻取温度は、例えば２５０℃以上又は３００℃以上であってもよい。また、熱延鋼板の軟質化を目的として、巻き取り後のコイルに軟質化熱処理を施してもよい。軟質化熱処理の方法は特に限定されず、一般的な条件とすればよい。
　熱延鋼板を４５０℃以下、好ましくは４２０℃以下の比較的低い温度で巻き取ると、一般に熱延鋼板においてベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織の分率が高まり、その後の冷間圧延工程等において圧延機の圧延負荷が顕著に高まることになる。また、後で詳しく説明されるホットスタンプ成形工程前の１２００℃超の温度での予備加熱及びそれによって得られる効果、すなわち粒界強化元素の炭化物及び／又は金属間化合物の溶解及び固溶についてはこれまで知られていない。したがって、熱間圧延工程における４５０℃以下、好ましくは４２０℃以下の低温巻き取りと、１２００℃超の温度での予備加熱工程と、さらにはホットスタンプ成形工程における熱処理とを組み合わせることで、特定の粒界強化元素をホットスタンプ成形体の旧オーステナイト粒界に偏析させ、それによって当該ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させるという技術思想はこれまでにないものであり、今回、本発明者らによって初めて見出されたものである。とりわけ、ホットスタンプ成形工程前の高温下での予備加熱は単にオーステナイト粒の粗大化をもたらすことになると一般に認識され、このような理由から１２００℃超の温度での予備加熱は従来技術において行われていなかったものと考えられる。また、本製造方法では、上記のとおり、熱間圧延工程における４５０℃以下の低温巻き取りと、１２００℃超の温度での予備加熱工程と、さらにはホットスタンプ成形工程における熱処理とを組み合わせることで、特定の粒界強化元素をホットスタンプ成形体の旧オーステナイト粒界に偏析させ、それによって当該ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させている。しかしながら、当然ながら、特定の粒界強化元素をホットスタンプ成形体の旧オーステナイト粒界に偏析させ、それによって当該ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させることができる製造条件であれば、上記の組み合わせに代えてそのような製造条件を適用することも可能である。
［酸洗工程］
　巻取工程後、任意選択の冷間圧延工程前に、熱延鋼板の表面に形成された酸化スケールを除去するために酸洗を実施してもよい。酸洗は、酸化スケールを除去するのに適切な条件下で実施すればよく、一回でもよいし、又は酸化スケールを確実に取り除くために複数回に分けて実施してもよい。
［冷間圧延工程］
　巻取工程後、任意選択で冷間圧延を実施してもよい。冷間圧延は特に限定されず、任意の適切な条件下で実施すればよい。例えば、冷間圧延の圧下率は３０～８０％であってよい。圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は特に限定されず、冷間圧延全体の圧下率が上記範囲となるように適宜設定すればよい。
［焼鈍工程］
　例えば、冷間圧延工程後に、ミクロ組織及び／又は特性を調整するために任意選択で焼鈍を実施してもよい。焼鈍工程の加熱温度は特に限定されないが、例えば８００℃以下であってよい。
［被覆工程］
　耐食性の向上等を目的として、熱延鋼板又は冷延鋼板の表面に被覆処理を施してもよい。被覆処理は、溶融めっき、合金化溶融めっき、電気めっき等の処理であってよい。例えば、被覆処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行ってもよく、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。被覆としては、Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆、Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆などが例示される。被覆処理及び合金化処理の具体的な条件は特に限定されず、当業者に公知の任意の適切な条件であってよい。
［調質圧延工程］
　鋼板の形状矯正や表面粗さの調整等を目的として、例えば焼鈍工程後又はめっき工程後の鋼板に調質圧延を施してもよい。
［予備加熱工程］
　本方法では、得られた熱延鋼板又は冷延鋼板は、ホットスタンプ成形工程前に１２００℃超の温度に予備加熱され、次いで１０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満まで冷却される。本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体では、特定の粒界強化元素、より具体的にはＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種を旧オーステナイト粒界において所定の量で偏析させることが極めて重要である。しかしながら、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は０．４０％以上の比較的高いＣ含有量を有し、それゆえ熱間圧延工程後の熱延鋼板又は任意選択の冷間圧延工程若しくは焼鈍工程後の冷延鋼板においては、これらの粒界強化元素は炭化物及び／又は金属間化合物として存在している。したがって、このような鋼板を予備加熱工程なしでホットスタンプ成形工程に提供して通常の加熱及び成形操作を行っても、これらの粒界強化元素を旧オーステナイト粒界に十分に偏析させることはできない。この場合には、これらの元素の粒界偏析に基づく粒界強化作用を十分に発揮させることができなくなる。このため、本方法では、鋼板をホットスタンプ成形工程前に１２００℃超の比較的高温下で予備加熱することにより、粒界強化元素の炭化物及び／又は金属間化合物を十分に溶解させて当該粒界強化元素を鋼板中に固溶させることが極めて重要となる。予備加熱の加熱温度の上限は特に限定されないが、当該加熱温度は、例えば１４００℃以下であってよい。また、加熱後は、１０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満まで冷却する。１０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満まで冷却することにより、鋼板中に固溶させた当該粒界強化元素が化合物として析出することを抑制することができる。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、平均冷却速度は３０００℃／秒以下、１５００℃／秒以下又は１２００℃／秒以下であってよい。冷却速度の上限は特性に限定されない。冷却方法も特に限定されず、金型冷却、水冷、油冷、ガス冷却であってもよい。特に、非常に高い平均冷却速度であっても、金型冷却や水冷された金型冷却を利用することで比較的容易に実現可能である。
［ホットスタンプ成形工程］
　最後に、予備加熱工程後の鋼板は、ホットスタンプ成形工程においてホットスタンプ成形されて所望の化学組成及びミクロ組織を有するホットスタンプ成形体が製造される。とりわけ、先の予備加熱工程において鋼板中に固溶された粒界強化元素が、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒界へと拡散して偏析する。このため、以降の成形及び冷却操作によってマルテンサイト変態した後の旧オーステナイト粒界において所望の粒界強化元素の合計偏析量を達成することができる。粒界強化元素のこのような拡散及び偏析を達成し、さらに高い硬質組織の面積率を得る観点からは、ホットスタンプ用鋼板を８００℃～１０００℃の温度域に加熱し、この温度域にて６０～６００秒間保持する必要がある。加熱温度が８００℃未満では、粒界強化元素がオーステナイト粒界へ十分に拡散せず、それゆえ当該粒界強化元素における所望の合計偏析量を達成することができず、耐水素脆化特性が劣化する場合があるか、及び／又はオーステナイト化が不十分となり、硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種）の面積率が低くなり、引張強さが劣化する場合がある。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、粒界偏析が過度に進行し、粒界偏析した粒界強化元素が炭化物や金属間化合物として析出し、粒界偏析量が減少し、粒界強化元素における所望の合計偏析量を達成することができず、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。保持時間が６０秒未満では、加熱温度が８００℃未満の場合と同様に、粒界強化元素がオーステナイト粒界へ十分に拡散せず、それゆえ当該粒界強化元素における所望の合計偏析量を達成することができず、耐水素脆化特性が劣化する場合があるか、及び／又はオーステナイト化が不十分となり、硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種）の面積率が低くなり、引張強さが劣化する場合がある。保持時間が６００秒を超えると、長時間の加熱により粒界偏析が過度に進行し、粒界強化元素が析出してしまい、このような析出物が破壊の起点となって耐水素脆化特性が劣化する場合がある。
　加熱雰囲気は特に限定されず、通常の条件でよく、例えば、大気中や、空気と燃料の比率を制御したガス燃焼雰囲気や、窒素雰囲気であればよく、これらガスにおいて露点を制御してもよい。８００℃～１０００℃の温度域で保持してから、ホットスタンプ成形する。ホットスタンプ成形後には、２５０℃以下の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却すればよい。
　ホットスタンプ前の加熱方法としては、例えば、電気炉やガス炉等による炉加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
　以上の方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得る。ホットスタンプ成形後に１３０～６００℃で焼き戻し処理や塗装後の焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）を行ってもよい。また、ホットスタンプ成形体の一部をレーザー照射等により焼き戻しして部分的に軟化領域を設けてもよい。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　以下の実施例では、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を種々の条件下で製造し、得られたホットスタンプ成形体の引張強さ及び耐水素脆化特性について調べた。
　まず、表１に示す化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法にて鋳造し、スラブを作製した。表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。これらのスラブを１１００℃以上の温度に加熱して所定の条件下で粗圧延し、次いで仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で仕上げ圧延を実施し、表２に示す巻取温度にて巻き取りを行った。巻き取り後、一部の熱延鋼板には所定の軟質化熱処理を施した。次いで、得られた熱延鋼板を３０～８０％の所定の圧下率にて冷間圧延を行った。次に、一部の鋼板については所定の条件下で焼鈍、被覆処理又は調質圧延を施した。次に、得られた鋼板を表２に示す条件でホットスタンプ成形を行った。ホットスタンプ成形工程における加熱雰囲気及び加熱方法は特段の明示のあるものを除いてガス燃焼雰囲気（空燃比０．８５）及び炉加熱であった。ホットスタンプ成形後、一部のホットスタンプ成形体に焼き戻し処理又は部分軟化処理を行った。
　得られたホットスタンプ成形体の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［引張強さ］
　ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで得た。なお、クロスヘッド速度は１ｍｍ／ｍｉｎとした。
［耐水素脆化特性］
　ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ）により以下のようにして評価した。まず、１．０ｔ×９．０Ｗ×１２０Ｌ（ｍｍ）の試験片を作製し、当該試験片は、平行部長さを２０ｍｍ、平行部の直径を２．０ｍｍとし、平行部の中央両側にノッチ深さ０．３５ｍｍ及びノッチ底半径０．１ｍｍのＵノッチを設けた。この試験片を３％ＮａＣｌ溶液に浸漬し、電源としてガルバノスタットを用いて試験片表面の浸漬部位での電流密度が０．１ｍＡ／ｃｍ2になるように制御して水素チャージを行った。次に、水素をチャージした試験片に引張速度０．００６０ｍｍ／分にて低ひずみ速度引張試験を行い、破断時の荷重を調査した。同一の試験Ｎｏ．のサンプルについて同様の試験を３回実施し、このような水素環境下での破断荷重の３回の平均値が５００ＭＰａ以上の場合を合格、当該破断荷重が５００ＭＰａ未満の場合を不合格として評価した。
　引張強さが２２００ＭＰａ以上でかつ耐水素脆化特性の評価が合格の場合を、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体として評価した。表３中の硬質組織の面積率は、マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計を意味する。また、当該硬質組織以外の残部組織は、フェライト、残留オーステナイト及び／又はパーライトであった。表３には示していないが、旧オーステナイト粒の平均粒径を測定したところ、表３中の発明例におけるホットスタンプ成形体の旧オーステナイト粒の平均粒径はすべて８μｍ以下であった。
　表１～３を参照すると、比較例１では、Ｃ含有量が低かったために引張強さが低下した。比較例１４では、Ｃ含有量が高かったために強度が高くなりすぎてしまい、耐水素脆化特性が低下した。比較例２９では、Ｓｉ含有量が高かったためにフェライト量が増加し、引張強さが低下した。比較例４３では、Ｍｎ含有量が高かったために旧オーステナイト粒界が脆化したものと考えられる。その結果として耐水素脆化特性が低下した。比較例５２、６１、７０、７８、７９及び９２はＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ又はＡｌ含有量が適切でなかったために耐水素脆化特性が低下した。比較例９３、１０７及び１４６では、それぞれＮｂ、Ｔｉ及びＢ含有量が低かったために強度を十分に向上させることができず、引張強さが低下した。比較例１０６、１１８、１３２、１４５及び１５６では、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢ含有量が高かったために鋼中に粗大な炭窒化物、粗大な金属間化合物等、又は粗大なホウ化物が生成したと考えられ、結果として耐水素脆化特性が低下した。比較例１３３では、Ｍｏ含有量が低かったために、旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。
　比較例３３６では、巻取温度が高かったために粒界強化元素の炭化物及び／又は金属間化合物を十分に微細化することができず、以降の予備加熱工程において粒界強化元素を鋼板中に十分に固溶させることができなかったと考えられる。その結果として旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。比較例３５１では、予備加熱工程における加熱温度が低かったために、粒界強化元素を鋼板中に十分に固溶させることができなかったと考えられる。その結果として旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。比較例３５７では、予備加熱工程における平均冷却速度が遅かったために、予備加熱により鋼板中に固溶させた粒界強化元素が化合物として析出してしまったと考えられる。その結果として旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。比較例３６４では、ホットスタンプ成形工程における加熱温度が低かったために、粒界強化元素がオーステナイト粒界へ十分に拡散しなかったと考えられる。その結果として旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。比較例３７８では、ホットスタンプ成形工程における加熱温度が高かったため粒界偏析が過度に進行し、粒界偏析した粒界強化元素が炭化物や金属間化合物として析出し、粒界偏析量が減少した。その結果として粒界強化元素における所望の合計偏析量を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例３７９では、ホットスタンプ成形工程における保持時間が短かったために、粒界強化元素がオーステナイト粒界へ十分に拡散しなかったと考えられる。その結果として旧オーステナイト粒界における粒界強化元素の合計偏析量が低くなり、耐水素脆化特性が低下した。比較例３９５では、ホットスタンプ成形工程における保持時間が長かったために、粒界偏析が過度に進行し、粒界偏析した粒界強化元素が炭化物や金属間化合物として析出し、粒界偏析量が減少した。その結果として粒界強化元素における所望の合計偏析量を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。
　これとは対照的に、全ての発明例に係るホットスタンプ成形体において所定の化学組成を有し、旧オーステナイト粒界における粒界強化元素すなわちＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量が０．１０原子％以上となるよう制御することで、２２００ＭＰａ以上の高い引張強さを有するにもかかわらず、水素脆化を確実に抑制することができた。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．４０～０．７０％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｏ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
    　Ｎｂ：０．００１０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    　Ｍｏ：０．０１０～２．０００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．０２００％、
    　Ｓｉ：０～３．００％、
    　Ｍｎ：０～０．５０％未満、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｃｏ：０～４．００％、
    　Ｎｉ：０～３．００％、
    　Ｃｕ：０～３．００％、
    　Ｖ：０～３．００％、
    　Ｃａ：０～１．０００％、
    　Ｍｇ：０～１．０００％、
    　ＲＥＭ：０～１．０００％、
    　Ｓｂ：０～１．００％、
    　Ｚｒ：０～１．００％、
    　Ｓｎ：０～１．００％、
    　Ａｓ：０～０．１００％、
    　Ｗ：０～３．０００％、
    　Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種：合計で０～１．００％、
    　Ｓｅ：０～１．００％、
    　Ｂｉ：０～１．００％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　旧オーステナイト粒界におけるＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃの少なくとも１種の合計偏析量が０．１０原子％以上であるミクロ組織を有する、ホットスタンプ成形体。
  2. 　面積率で、マルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトの少なくとも１種：合計で７０％以上を含む、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　前記旧オーステナイト粒界におけるＭｏの偏析量が０．１０原子％以上である、請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　前記旧オーステナイト粒界におけるＷの偏析量が０．１０原子％以上である、請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　前記合計偏析量が０．１５原子％以上である、請求項１～４のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
  6. 　表面に、被覆を有する、請求項１～５のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
  7. 　前記被覆が、Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とする、請求項６に記載のホットスタンプ成形体。
  8. 　前記被覆が、Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とする、請求項６に記載のホットスタンプ成形体。
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