WO2024166881A1 - ホットスタンプ成形体及び鋼板、並びにこれらの製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ成形体及び鋼板、並びにこれらの製造方法 Download PDF

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WO2024166881A1
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less
steel sheet
hot
steel
depth position
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正美 澤田
昌史 東
翔平 藪
達也 森井
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日本製鉄株式会社
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    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped steel sheet and a hot stamped steel plate, and to a method for producing the same.
  • Hot stamping has been adopted as a technique for press forming difficult-to-form materials such as high-strength steel sheets, as disclosed in Patent Document 1, for example.
  • Hot stamping is a hot forming technique in which the material to be formed is heated and then formed.
  • the material is heated before it is shaped. Therefore, when shaped, the steel is soft and has good formability. This allows even high-strength steel plates to be shaped with high precision into complex shapes.
  • the steel is quenched at the same time as it is shaped using a press die, so the steel after shaping (hot stamped body) has sufficient strength.
  • Patent Document 1 discloses that hot stamping can impart a tensile strength of 1400 MPa or more to a steel member (hot stamped body) obtained by forming a steel plate.
  • Patent Document 2 discloses a hot stamped steel sheet having a tensile strength of 2000 MPa or more. Patent Document 2 discloses that a hot stamped steel having excellent strength and toughness can be obtained by performing a second heat treatment to set the average grain size of prior austenite grains to 5.0 ⁇ m or less and to set the average Mn concentration at the grain boundaries of the prior austenite grains to 1.0 mass % or less.
  • Patent Document 2 does improve toughness to a certain extent, it does not necessarily adequately meet the increasing demands of recent years.
  • an object of the present invention is to provide a hot stamped steel having both high strength and excellent impact absorption properties, a steel sheet suitable as a material for the hot stamped steel, and methods for manufacturing the hot stamped steel and the steel sheet.
  • the present inventors have investigated methods for improving the impact absorption properties of a high-strength hot-stamped steel sheet, and have found that the impact absorption properties can be improved by precipitating ⁇ carbide in the hot-stamped steel sheet.
  • the inventors have found that, in the case of obtaining a hot stamped steel having such ⁇ carbides, it is effective to reduce the number density of one or more carbides of Nb, Ti, Fe, Mo, W and Cr in a steel plate (steel plate for hot stamping) serving as a raw material thereof.
  • a hot stamped steel according to one embodiment of the present invention has, by mass%, C: 0.25% or more and less than 0.40%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.00 to 2.50%, P: 0.100% or less, S: 0.01000% or less, Al: 0.0010 to 1.0000%, N: 0.0150% or less, Nb: 0 to 0.100%, Ti: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position may be smaller by HV 100 or more in Vickers hardness than the hardness at the 1 ⁇ 4 depth position.
  • the chemical composition may include, in mass%, one or more selected from the group consisting of Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, Cr: 0.03 to 0.50%, and V: 0.01 to 0.50%.
  • the chemical composition may include, in mass%, one or more selected from the group consisting of Mo: 0.05 to 0.50%, B: 0.0010 to 0.0100%, Co: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.10 to 1.00%, Cu: 0.10 to 1.00%, and W: 0.10 to 3.00%.
  • the chemical composition may include, in mass%, one or more selected from the group consisting of O: 0.001 to 0.100%, Ca: 0.01 to 1.00%, Mg: 0.01 to 1.00%, REM: 0.0001 to 0.0050%, Sb: 0.001 to 0.020%, Zr: 0.01 to 0.10%, Sn: 0.01 to 0.10%, and As: 0.01 to 0.10%.
  • a steel sheet according to another embodiment of the present invention has, in mass%, C: 0.25% or more and less than 0.40%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.00 to 2.50%, P: 0.100% or less, S: 0.01000% or less, Al: 0.0010 to 1.0000%, N: 0.0150% or less, Nb: 0 to 0.100%, Ti: 0-0.100%, Cr: 0-0.50%, V: 0-0.50%, Mo: 0-0.50%, B: 0-0.0100%, Co: 0-1.00%, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, W: 0-3.00%, O: 0-0.100%, Ca: 0-1.00%, Mg: 0-1.00%, REM: 0-0.0
  • the steel sheet has a chemical composition consisting of: 0.050%, Sb: 0-0.020%, Zr: 0-0.10%, Sn: 0-0.10%, As: 0-0.10%, and the balance: Fe and impurities; and when a
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position may be smaller than the hardness at the 1/4 depth position.
  • the chemical composition may include at least one selected from the group consisting of Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, Cr: 0.03 to 0.50%, and V: 0.01 to 0.50%.
  • the chemical composition may include, in mass%, one or more selected from the group consisting of Mo: 0.05 to 0.50%, B: 0.0010 to 0.0100%, Co: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.10 to 1.00%, Cu: 0.10 to 1.00%, and W: 0.10 to 3.00%.
  • a method for producing a hot stamped steel according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamped steel according to [1], comprising the steps of: heating the steel sheet according to [7] to a maximum heating temperature of at least the higher of the Ac3 point and 800°C and not exceeding 950°C; holding the steel sheet at the maximum heating temperature for 60 to 720 seconds; and then cooling the steel sheet to 300°C or less at an average cooling rate from the maximum heating temperature to 300°C of 10 to 500°C/s; and and a tempering process for tempering the steel sheet after the tempering process, in which the steel sheet is held at 80 to 300°C for 6.0 seconds or more, the steel sheet is cooled to less than 80°C at an average cooling rate of 20 to 500°C/s, then reheated and held at 80 to 300°C for 6.0 seconds or more, or the steel sheet is held at 80 to 300°C for 6.0 seconds or more, the steel sheet is cooled to less than 80°C at an average cooling rate of 20 to 500°C
  • a method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention is a method for producing a steel sheet according to the item [7], comprising the steps of: C: 0.25% or more and less than 0.40%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.00 to 2.50%, P: 0.100% or less, S: 0.01000% or less, Al: 0.0010 to 1.0000%, N: 0.0150% or less, Nb: 0 to 0.100%, Ti: 0 ⁇ 0.100%, Cr: 0 ⁇ 0.50%, V: 0 ⁇ 0.50%, Mo: 0 ⁇ 0.50%, B: 0 ⁇ 0.0100%, Co: 0 ⁇ 1.00%, Ni: 0 ⁇ 1.00%, Cu: 0 ⁇ 1.00%, W: 0 ⁇ 3.00%, O: 0 ⁇ 0.100%, Ca: 0 ⁇ 1.00%, Mg: 0 ⁇ 1.00%, REM: 0 to 0.0050%, Sb: 0 to 0.020%, Zr: 0 to 0.10%, Sb:
  • the method for producing a steel sheet according to [12] may include a heat treatment step of heating the steel sheet to an annealing temperature of 700 to 920°C after the cold rolling step, and holding the steel sheet at the annealing temperature for 120 to 500 seconds in an atmosphere having an oxygen potential of -1.50 or more.
  • the method for producing a steel plate according to [13] may include a skin pass process of subjecting the steel plate to skin pass rolling at a rolling reduction of 0.05 to 2.0% after the heat treatment process.
  • the above-mentioned aspects of the present invention make it possible to provide a hot stamped product that combines high strength with excellent impact absorption, a steel sheet suitable as a material for the product, and a method for manufacturing the same.
  • hot stamped body according to one embodiment of the present invention hot stamped body according to this embodiment
  • steel plate according to one embodiment of the present invention steel plate according to this embodiment
  • the hot stamped steel according to this embodiment has a predetermined chemical composition described later, and at the 1 ⁇ 4 depth position, the number density of ⁇ carbides having an equivalent circle diameter of 5 nm or more is 20 pieces/ ⁇ m2 or more.
  • the position that is 1/4 of the thickness from the surface in the thickness direction is defined as the 1/4 depth position
  • the position that is 50 ⁇ m from the surface in the thickness direction is defined as the 50 ⁇ m depth position.
  • the chemical composition of the hot stamped steel according to this embodiment will be described. Unless otherwise specified, the percentage of the content of each element constituting the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition of the hot stamped body according to this embodiment means the chemical composition of the base steel when the hot stamped body according to this embodiment is composed of a base steel and a coating formed on the surface of the base steel.
  • C 0.25% or more, less than 0.40% C is an element that enhances the hardenability of steel and improves the strength of the hot stamped body obtained after the steel sheet is subjected to hot stamping. If the C content is less than 0.25%, it is difficult to ensure sufficient strength in the hot stamped body. Therefore, the C content is set to 0.25% or more. The C content is preferably set to 0.27% or more, and more preferably set to 0.28% or more. On the other hand, if the C content is 0.40% or more, the strength of the hot stamped steel increases, and there is a concern that the bendability and ductility may decrease. Therefore, the C content is set to less than 0.40%. The C content is preferably set to 0.35% or less.
  • Si 0.01 ⁇ 1.00%
  • Silicon is an element effective for improving the hardenability of steel and stably securing the strength of hot stamped steel.
  • the silicon content is set to 0.01% or more.
  • the content is preferably 0.10% or more.
  • the Si content in the steel exceeds 1.00%, the heating temperature required for austenitic transformation during heat treatment (quenching) becomes significantly high, which increases the cost required for heat treatment and When heated, ferrite may remain, which may reduce the strength of the hot stamped product.
  • the Si content exceeds 1.00%, the behavior of scale formation during steel sheet manufacturing changes, and the product surface becomes Therefore, the Si content is set to 1.00% or less, and preferably to 0.90% or less.
  • Mn 1.00-2.50% Mn contributes to improving the strength of hot stamped products through solid solution strengthening. Mn is also a very effective element for improving the hardenability of steel and stably ensuring the strength of hot stamped products.
  • the Mn content is set to 1.00% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, coarse inclusions such as MnS are likely to form in the steel, which may lead to a decrease in bendability and ductility.
  • the Mn content is preferably 2.30% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries. If the P content exceeds 0.100%, the strength of the grain boundaries is significantly reduced, and the toughness of the hot stamped body is reduced. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, 0.035% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the P content, and the lower limit is 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.0001%, the dephosphorization cost increases significantly, which is economically undesirable. In practical operation, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.01000% or less
  • S is an element that forms inclusions in steel. If the S content exceeds 0.01000%, a large amount of inclusions will be generated in the steel, and the toughness of the hot stamped body will decrease. Therefore, the S content is set to 0.01000% or less.
  • the S content is preferably 0.00400% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the S content, and the lower limit is 0%. However, if the S content is reduced to less than 0.00015%, the desulfurization cost will increase significantly, which is economically undesirable. In practical operation, the S content may be set to 0.00015% or more, or 0.00020% or more.
  • Al 0.0010-1.0000%
  • Al is an element that has the effect of deoxidizing molten steel to improve the soundness of the steel (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in the steel). If the Al content is less than 0.0010%, the deoxidization is Therefore, the Al content is set to 0.0010% or more, preferably 0.0100% or more, and more preferably 0.0200% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 1.0000%, coarse oxides and coarse nitrides are formed in the steel, and the toughness of the hot stamped body decreases.
  • the Al content is preferably 0.5000% or less, and more preferably 0.3000% or less.
  • N is an element that forms nitrides in steel. Since these nitrides become the starting points of fracture, the N content is set to 0.0150% or less.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less. There is no need to specify a lower limit for the N content, and the lower limit is 0%. However, if the N content is reduced to less than 0.0001%, the denitrification cost increases significantly, which is economically undesirable. Therefore, the N content may be set to 0.0001% or more, 0.0004% or more, or 0.0010% or more.
  • the hot stamped body according to this embodiment may have a chemical composition containing the above elements (basic elements), with the remainder being Fe and impurities.
  • it may further contain one or more of the following elements (optional elements). Since the optional elements do not necessarily need to be contained, the lower limit of the content is 0%.
  • Nb 0-0.100%
  • Nb is an element that improves the strength of hot stamped steel by solid solution strengthening and also contributes to the refinement of prior austenite grains by forming carbonitrides.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.035% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100%, Nb-based carbonitrides are formed in excess, which may inhibit the formation of ⁇ carbides that contribute to improving the toughness of the hot stamped steel.
  • the Nb content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.080% or less.
  • Ti 0 ⁇ 0.100% Ti forms fine carbides and carbonitrides together with Nb in steel, and the grain refining effect of these compounds suppresses hot embrittlement cracking caused by Cu during the hot rolling process.
  • Ti is an element that has the effect of improving hydrogen embrittlement.
  • Ti preferentially bonds with N in the steel to form nitrides, suppressing the consumption of solute B due to the precipitation of BN, and reducing the amount of B described later.
  • Ti is an element that promotes the effect of improving hardenability due to Ti. Therefore, Ti may be contained.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • the Ti content is set to 0.100% or less.
  • the Ti content is as follows: The content is preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • Cr 0-0.50% Cr is an element effective for improving the hardenability of steel and stably securing the strength of the hot stamped body. Therefore, Cr may be contained. To obtain the above effects, the Cr content is 0. It is preferable that the content be 0.03% or more, and more preferable that the content be 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, the above effects are saturated and the cost increases. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content is set to 0.30% or less. It is preferable to do so.
  • V 0 to 0.50%
  • V is an element that improves the strength of the hot stamped steel by solid solution strengthening, and therefore V may be contained.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is set to 0.50% or less.
  • the V content is preferably 0.40% or less.
  • Mo 0 ⁇ 0.50%
  • Mo is an extremely effective element for improving the hardenability of steel and stably securing the strength of hot stamped bodies.
  • Mo may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Mo content is set to 0.50% or less.
  • the Mo content is preferably 0. . Less than 40%.
  • B 0-0.0100%
  • B is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel even in a small amount.
  • B segregates at grain boundaries to strengthen the grain boundaries. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less. The content is preferably 0.0080% or less.
  • Co 0-1.00%
  • Co is an element that has the effect of increasing the martensite start temperature (Ms point) and improving the toughness of the hot stamped steel. For this reason, Co may be contained.
  • Co is preferably added.
  • the content is preferably 0.01% or more.
  • Co is an expensive element, and if the Co content exceeds 1.00%, the alloy cost becomes high. Therefore, the Co content is set to 1.00% or less.
  • the Co content is set to 0.10% or less. It is also possible to use the following.
  • Ni 0-1.00%
  • Ni is an effective element for improving the hardenability of steel and stably securing the strength of hot stamped steel. Ni also has the effect of suppressing Cu hot embrittlement cracking during the production of steel sheets.
  • Ni is an element. Therefore, Ni may be contained.
  • the Ni content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • the Ni content is set to 0.80% or less. It is preferable to set the content of C to 0.50% or less, and more preferable to set the content of C to 0.50% or less.
  • Cu 0-1.00%
  • Cu is an element effective for improving the hardenability of steel and stably securing the strength of hot stamped bodies.
  • Cu is also an element that improves corrosion resistance in a corrosive environment.
  • the Cu content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is set to 0.90% or less. It is preferable to do so.
  • W 0 to 3.00% W is an element effective for improving the hardenability of steel and stably ensuring the strength of the hot stamped steel.
  • the W content is preferably 0.10% or more.
  • the Cu content is set to 3.00% or less.
  • O 0-0.100%
  • O is an element that, when contained in large amounts in steel, forms coarse oxides that become the starting points of fracture and deteriorates the toughness of the hot stamped steel. Therefore, the O content is set to 0.100% or less.
  • the O content is preferably 0.080% or less, 0.050% or less, or 0.030% or less.
  • Ca 0-1.00% Ca is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the generation of oxides that become the starting points of fracture. Therefore, it may be contained.
  • the Ca content is set to 0.01% or more. It is preferable that the content of Si is 0.05% or more, and more preferable that the content of Si is 0.05% or more.
  • the Ca content is set to 1.00% or less.
  • the Ca content is preferably 0.40% or less, 0.20% or less, or 0.15% or less. The following is the result.
  • Mg 0-1.00% Mg is an element that has the effect of deoxidizing molten steel and improving the soundness of the steel, and therefore may be contained.
  • the Mg content is preferably 0.01% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.05% or more.
  • the Mg content is set to 1.00% or less.
  • the content is preferably 0.40% or less, 0.20% or less, or 0.15% or less.
  • REM 0 ⁇ 0.0050% REM is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the generation of oxides that become the starting point of fracture. Therefore, REM may be contained. To obtain the above effect, the REM content is set to 0.0001% or more. It is preferable that the content of C be 0.0010% or more, and more preferable that the content of C be 0.0010% or more. On the other hand, even if the REM content is large, the above effect is saturated, so the REM content is set to 0.0050% or less, and preferably 0.0040% or less, or 0.0020% or less. In this embodiment, REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content refers to the total content of these elements.
  • Sb is an element that improves the deformability of the hot stamped steel by deoxidizing the molten steel and suppressing the generation of oxides that serve as the starting point of fracture. Therefore, Sb may be contained.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is set to 0.020% or less, and preferably 0.015% or less.
  • Zr 0-0.10%
  • Zr is an element that contributes to inclusion control, particularly to finely dispersing inclusions, and enhances the toughness of hot stamped steel. Therefore, Zr may be contained.
  • the Zr content should be less than 0. It is preferable that the content of C is 0.01% or more, and more preferable that the content of C is 0.03% or more.
  • the Zr content is set to 0.10% or less, and preferably 0.08% or less.
  • Sn 0-0.10%
  • Sn is an element that improves hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Sn may be contained.
  • the Sn content is preferably 0.01% or more.
  • the Sn content is set to 0.10% or less.
  • As is an element that contributes to improving hydrogen embrittlement resistance by reducing the austenite single-phase temperature and thereby refining prior austenite grains. Therefore, As may be contained.
  • the As content is preferably 0.01% or more.
  • the As content is set to 0.10% or less, and preferably 0.06% or less.
  • the elements other than those described above, i.e., the balance are Fe and impurities. That is, the hot stamped steel according to this embodiment may have a chemical composition containing the basic elements with the balance being Fe and impurities, or may have a chemical composition containing the basic elements and further containing one or more optional elements with the balance being Fe and impurities.
  • impurities refers to components that are mixed in due to various factors in raw materials such as ores and scraps and in the manufacturing process when industrially manufacturing steel sheets, and are acceptable within a range that does not adversely affect the properties of the hot stamped steel according to the present embodiment.
  • the industrial manufacturing method is a blast furnace steelmaking method or an electric furnace steelmaking method, and includes the level (impurity level) of contamination when produced by either method.
  • the chemical composition of the hot stamped steel can be determined by the following method. It can be obtained by performing elemental analysis by a general method such as ICP-AES from a 1/4 depth position, which is a position that is 1/4 of the thickness from the surface of the hot stamped body in the thickness direction (a range of 1/8 to 3/8 of the thickness from the surface in the thickness direction is acceptable).
  • C and S which are difficult to measure with ICP-AES, can be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the microstructures at the 1/4 depth position and the 50 ⁇ m depth position are specified.
  • the 1/4 depth position is a position that shows a typical microstructure of a hot stamped body.
  • a high-strength hot stamped steel needs to contain a large amount of C and other alloy elements to obtain high tensile strength.
  • the toughness of the hot stamped steel decreases, and the impact absorption ability decreases.
  • the present inventors conducted research and found that the impact absorption properties can be improved by causing ⁇ carbides to exist in the hot stamped steel and controlling the size and number density of the ⁇ carbides.
  • the number density of ⁇ carbides having a circle equivalent diameter of 5 nm or more is 20 particles/ ⁇ m2 or more. Therefore, in the hot stamped steel according to this embodiment, the number density of ⁇ carbides having a circle equivalent diameter of 5 nm or more at the 1 ⁇ 4 depth position is set to 20 particles/ ⁇ m2 or more .
  • the reason why ⁇ carbides with a circle equivalent diameter of 5 nm or more are targeted is because ⁇ carbides smaller than this do not sufficiently improve the impact absorption.
  • the circle equivalent diameter of the targeted ⁇ carbides if the size is too large, it becomes difficult to obtain a sufficient number density, which is not preferable.
  • the ⁇ carbide is a carbide having a structure of FexC (x: about 2 to 3).
  • the circle equivalent diameter of the ⁇ carbide and the number density of the ⁇ carbide having a circle equivalent diameter of 5 nm or more can be determined by observing a thin film sample using a field emission transmission electron microscope (JEM-2100F manufactured by JEOL Ltd.) equipped with an energy dispersive X-ray spectroscopy facility. Specifically, after cutting out a small piece of about 10 mm square from the hot stamped compact, both sides are mechanically or chemically polished to prepare a thin-film TEM sample (about 60 ⁇ m thick, ⁇ 3 mm) at a 1/4 depth position (a range of 1/8 to 3/8 of the thickness from the surface in the thickness direction is acceptable).
  • the sample is polished starting with a rough waterproof abrasive paper of about #120, gradually with finer waterproof abrasive paper, and finally with a waterproof abrasive paper of about #600, and the sample is punched out with a specimen punch. Then, both sides are subjected to jet electrolytic polishing until a hole is formed in the center, and the TEM observation sample is obtained.
  • the electrolytic polishing device is a STRUERS TENUPOL-2, and the electrolytic polishing solution is a mixture of 5% perchloric acid and 95% glacial acetic acid solution, and the thin-film TEM sample is finished at a voltage of 70 V.
  • the observation is performed at an accelerating voltage of 200 kV.
  • at least five visual fields of about 100 to 300 nm square are observed for the above sample.
  • the type of precipitate observed is identified using the diffraction pattern and the analysis results by EDX.
  • the number density is counted in each visual field, and the average is used as the representative value of the number density.
  • the hardness at a depth of 50 ⁇ m is less than the hardness at a depth of 1/4
  • the hardness at a depth of 50 ⁇ m is preferably smaller (lower) than the hardness at a depth of 1/4.
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position is smaller than the hardness at the 1/4 depth position, an effect can be obtained.
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position is smaller than the hardness at the 1/4 depth position by at least HV 100 in Vickers hardness.
  • the upper limit of the difference in Vickers hardness is not limited, but may be HV300 or less in order to ensure the strength of the entire compact.
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position can be reduced (lowered) by, for example, decarburization by annealing as described below.
  • the reason for selecting the 50 ⁇ m depth position as the target is that the hardness varies greatly near the outermost surface due to the measurement principle.
  • the hardness at the 1/4 depth position and the hardness at the 50 ⁇ m depth position are evaluated by Vickers hardness in accordance with JIS Z2244-1:2020. In the measurement, five points on each portion of the polished cross section of the test piece are measured with a load of 50 gf, and the average value of the three points excluding the maximum and minimum values is regarded as the measured value.
  • the constituent phases of the microstructure are not limited and may be controlled according to the target tensile strength, but it is preferable that martensite accounts for 95% or more in terms of area ratio.
  • the martensite includes so-called fresh martensite and tempered martensite.
  • the area ratio of martensite can be measured in the same manner as in the microstructural observation of the steel sheet described later.
  • the hot stamped steel according to this embodiment may be provided with a coating on a part or the whole of its surface.
  • the coating may be a coating mainly made of an Fe-Al alloy or a coating mainly made of an Fe-Zn alloy.
  • the coating is also called a film, an alloy plating layer, or an intermetallic compound layer.
  • a coating mainly made of an Fe-Al alloy is a coating containing Fe and Al in a total of 70 mass% or more
  • a coating mainly made of an Fe-Zn alloy is a coating containing Fe and Zn in a total of 70 mass% or more.
  • a coating mainly made of an Fe-Al alloy may further contain Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM in addition to Fe and Al, with the remainder being impurities.
  • the coating mainly made of an Fe-Zn alloy may contain, in addition to Fe and Zn, Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Al, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, with the remainder being impurities.
  • the coating provides corrosion resistance, which has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance when used in automobiles.
  • the thickness of the coating is preferably 5 to 100 ⁇ m.
  • the chemical composition and thickness of the coating can be determined by cross-sectional scanning electron microscopy. Specifically, a measurement sample is cut out from 1/2 of the longitudinal direction (1/2 position from the longitudinal end in the longitudinal direction) and 1/4 of the width (1/4 position in the width direction from the width end in the width direction) of the hot stamped body and observed. The observation range with a microscope is, for example, 400 times magnification and a range of 40,000 ⁇ m2 or more in area. The cut sample is mechanically polished and then mirror-finished. Next, the thickness of the coating is measured in any 10 fields of view, and the average value is taken as the coating thickness. When observing using a BSE image (or COMPO image), a clear difference in contrast is observed between the coating and the base steel (steel sheet substrate).
  • the thickness of the coating can be measured by measuring the thickness from the outermost surface to the position where the contrast changes. Measurements are made at 20 equally spaced locations in the observation photograph, with the distance between measurement locations being 6.50 ⁇ m. In addition, when making the measurement, observations are made in five fields of view in the manner described above, and the average value is used to determine the coating thickness.
  • the chemical composition of the coating can be determined by performing spot elemental analysis (beam diameter: 1 ⁇ m or less) on the same observation range as above using an electron probe microanalyzer (EPMA) to determine the Fe, Al, and Zn contents contained in the coating. A total of 10 points are analyzed in any 10 fields of view of the coating, and the average value is taken as the Fe, Al, and Zn contents contained in the coating. The same method is used to determine the Fe, Al, and Zn contents in the coating even when elements other than Fe, Al, and Zn are contained.
  • the reference surface for the 1/4 depth position and 50 ⁇ m depth position mentioned above is the surface of the hot stamped body, but if the hot stamped body has a coating, i.e., if the hot stamped body has the base steel and a coating formed on the surface of the base steel, the surface means the surface of the base steel excluding the coating.
  • the tensile strength of the hot stamped steel according to this embodiment is preferably 1800 MPa or more, taking into consideration its contribution to improving fuel economy and crash safety when applied to automobile parts. Although there is no upper limit for the tensile strength, since there is a concern that the impact absorption property decreases as the tensile strength increases, the tensile strength may be set to less than 2200 MPa.
  • the tensile strength can be determined by taking a No. 5 test piece described in JIS Z2241:2011 from a position as flat as possible of the hot stamped body, and performing a tensile test on this test piece in accordance with the test method described in JIS Z2241:2011.
  • shock absorption In the hot stamped steel according to this embodiment, excellent impact absorption properties can be obtained by controlling the chemical composition and the state of existence of ⁇ carbide as described above.
  • the goal of impact absorption is that the limit bending angle (bending angle at maximum force) in the VDA (German Automotive Industry Association) bending test) 238-100 is 40 ° or more in terms of a plate thickness of 2.0 mm.
  • the plate thickness conversion is based on “Bending angle correction regarding sheet thickness”, Materials Science and Engineering 418 (2016) 012076.
  • the steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the hot stamped product according to the present embodiment described above can be obtained, and therefore the steel sheet according to the present embodiment is suitable as a material for the hot stamped product according to the present embodiment (steel sheet for hot stamping).
  • the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment needs to be set so as to obtain preferred properties as a hot stamped body obtained by hot stamping and tempering. However, since the chemical composition does not substantially change by hot stamping and tempering, the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be equivalent to that of the hot stamped body according to this embodiment.
  • the microstructure of the steel sheet according to this embodiment will be described assuming that the position of 1/4 of the sheet thickness from the surface in the sheet thickness direction is the 1/4 depth position, the range from the surface to 50 ⁇ m in the sheet thickness direction is the surface layer portion, and the position of 50 ⁇ m from the surface in the sheet thickness direction is the 50 ⁇ m depth position.
  • the 1/4 depth position is a position that shows a typical microstructure of the steel sheet.
  • the area ratio is ferrite: more than 50% and 100% or less, pearlite: 0 to 40%, bainite, martensite (including fresh martensite and tempered martensite), and austenite: 0% or more and less than 10% in total.
  • the microstructure is mainly made of ferrite (more than 50% in terms of area ratio).
  • the area ratio of ferrite may be 100%, but the microstructure may contain pearlite, bainite, martensite, and austenite (residual austenite) as structures other than ferrite.
  • Pearlite is a structure in which ferrite and cementite are arranged in a lamellar shape.
  • a large area ratio of pearlite means that the amount of C present as cementite is large. If the amount of C present as cementite is large, the cementite (pearlite) does not dissolve sufficiently during heating in hot stamping, and even if hot stamping and tempering are performed, sufficient ⁇ carbide cannot be obtained. Therefore, the area ratio of pearlite is set to less than 40%.
  • the area ratio of pearlite may be 0%, but may be 5% or more.
  • the presence of bainite, martensite, and austenite increases the strength of the steel sheet before hot stamping, which may result in rough cut edges or cracks during a trimming process before hot stamping. Therefore, the total area ratio of bainite, martensite, and austenite is set to 0% or more and less than 10%.
  • the area ratios of ferrite, pearlite, bainite, martensite, and retained austenite in the microstructure of a steel sheet can be determined by the following method using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and X-ray diffraction measurement.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the L-section of the steel sheet (a section parallel to the rolling direction and the sheet thickness direction) is mirror-polished and then etched with nital.
  • the specimen is observed in 10 fields of view at a magnification of 3000x using an FE-SEM, and the area ratio of each phase at the 1/4 depth position is calculated.
  • the structure is identified based on the following characteristics of each structure.
  • Ferrite is a mass of crystal grains and does not contain any substructure such as laths.
  • Pearlite is a structure in which ferrite and cementite are alternately layered (the layered ferrite in pearlite is distinguished from the mass of ferrite and is not included in the area ratio of mass of ferrite).
  • Bainite and tempered martensite are structures made of lath-shaped crystal grains and carbides, but each has the following differences. First, bainite is observed by separating it into upper bainite and lower bainite. Upper bainite is an aggregate of lath-shaped crystal grains, and is an aggregate of laths containing carbides between the laths.
  • Lower bainite is an aggregate of lath-shaped crystal grains, and contains iron-based carbides with a major axis of 5 nm or more, and the carbides belong to a single variant, that is, a group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the group of iron-based carbides elongated in the same direction means that the difference in the elongation direction of the iron-based carbide group is within 5°.
  • the area ratio of bainite is determined by the sum of the area ratios of upper bainite and lower bainite.
  • tempered martensite is an aggregate of lath-shaped crystal grains, and is a structure containing iron-based carbides inside, but since carbides select two or more variants, it is a structure in which the elongation directions of the iron-based carbides are two or more. In this way, the characteristics of ferrite, pearlite, tempered martensite, and bainite can each be confirmed and identified by FE-SEM.
  • untempered fresh martensite and retained austenite are not sufficiently corroded by nital etching, and therefore, in observation by FE-SEM, it is possible to distinguish them from other structures (tempered martensite, bainite, ferrite) that are etched, but the difference between fresh martensite and retained austenite cannot be determined. Therefore, the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction. For X-ray diffraction, the surface of a test piece cut into a 20 mm square is mechanically polished to 50 ⁇ m, and the surface that is further chemically polished is measured.
  • the integrated intensity of the diffraction peaks of the BCC phase and the FCC phase is measured by X-ray diffraction, and the ratio of the integrated intensity of the FCC phase to the sum of the total integrated intensity is defined as the area ratio of retained austenite.
  • the measurement is performed three times for each sample, and the average obtained is defined as the area ratio of retained austenite.
  • the area fraction of fresh martensite is determined as the difference between the area fraction of the uncorroded region (either fresh martensite or retained austenite) observed with an FE-SEM and the area fraction of the retained austenite measured by X-ray diffraction.
  • the above area ratio can also be determined in a similar manner for the hot stamped steel.
  • the ⁇ carbide is precipitated by hot stamping and tempering under predetermined conditions to obtain the desired ⁇ carbide.
  • carbide is present in the steel sheet as a raw material and does not dissolve during heating in hot stamping, the desired ⁇ carbide cannot be obtained even after hot stamping and tempering.
  • coarse carbides formed in the steel sheet tend not to melt during heating in hot stamping and remain unmelted. Therefore, in the steel sheet according to the present embodiment, the coarse carbides are reduced.
  • the number density of one or more carbides of Nb, Ti, Fe, Mo, W, and Cr having a circle equivalent diameter of 0.2 ⁇ m or more is set to less than 5.0 pieces/10 ⁇ m2 (less than 0.50 pieces/ ⁇ m2 ). If the number of coarse carbides having an equivalent circle diameter of 0.2 ⁇ m or more is 5.0 pieces/ 10 ⁇ m2 or more, a large amount of carbides will remain unmelted during heating in hot stamping.
  • the number density of carbides may be nonexistent or may be 0.0 particles/10 ⁇ m 2 , but may be 30 particles/10,000 ⁇ m 2 (0.03 particles/10 ⁇ m 2 ) or more in order not to significantly inhibit the generation of ⁇ carbide after hot stamping.
  • the upper limit of the equivalent circle diameter of the target carbide is not limited, but may be 2.0 ⁇ m or less so as not to excessively affect the variation in hardenability depending on the location during hot stamping.
  • the target carbide may have an equivalent circle diameter of 0.2 to 2.0 ⁇ m.
  • the number density of carbides of one or more of Nb, Ti, Fe, Mo, W, and Cr having an equivalent circle diameter of 0.2 ⁇ m or more can be determined by the following method.
  • the L-section of the steel plate is mirror-polished and then etched with nital.
  • the sample is observed at 1/4 depth using a scanning microscope.
  • the precipitates observed in a 50 ⁇ m square region at the same depth are analyzed using EDX. If the precipitates contain one or more of Nb, Ti, Fe, Mo, W, and Cr and C, they are determined to be the target carbide.
  • the number density is calculated by observing at least five fields of view in a 50 ⁇ m square region, counting the number density of the carbides having a circle equivalent diameter of 0.2 ⁇ m or more, and taking the average as the representative value of the number density.
  • the hardness at a depth of 50 ⁇ m is less than the hardness at a depth of 1/4
  • the hardness at the 50 ⁇ m depth position can be made smaller than the hardness at the 1 ⁇ 4 depth position in the hot stamped steel. Therefore, in the steel sheet according to this embodiment, it is preferable that the hardness at the 50 ⁇ m depth position is smaller than the hardness at the 1 ⁇ 4 depth position.
  • the thickness of the steel plate according to this embodiment is not limited, but is preferably 1.0 to 3.5 mm, assuming use as an automotive steel plate.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a coating on a part of the surface.
  • the coating may be a coating mainly made of Al (Al-based coating) or a coating mainly made of Zn (Zn-based coating).
  • the coating is also called a film or a plating layer.
  • a coating mainly made of Al is a coating containing 70% by mass or more of Al
  • a coating mainly made of Zn is a coating containing 70% by mass or more of Zn.
  • the coating mainly made of Al may contain Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM in addition to Al, and the balance may be impurities.
  • the Zn-based coating may further contain, in addition to Zn, Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Al, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, with the remainder being impurities.
  • the above-mentioned 1/4 depth position, 50 ⁇ m depth position, and reference surface of the surface layer are the surface of the steel plate, but in the case where the steel plate has a coating, i.e., where the steel plate has a base material and a coating formed on the surface of the base material, the surface means the surface of the base material excluding the coating.
  • the steel sheet according to the present embodiment and the hot stamped steel according to the present embodiment can obtain the effects as long as they have the above-mentioned characteristics regardless of the manufacturing method, but can be preferably manufactured by the manufacturing method described below.
  • the steel sheet according to this embodiment can be obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • (IV) a coiling step in which the steel sheet after the cooling step is coiled at a coiling temperature of more than 500° C.
  • the method for manufacturing a steel sheet according to this embodiment may further include one or more of the following steps.
  • the slab is heated to a heating temperature of 1150 to 1350° C. prior to hot rolling. If the heating temperature is less than 1150° C., the carbides formed during casting do not melt, and coarse carbides remain even after the hot rolling process. On the other hand, from the viewpoint of suppressing scale loss and saving energy, the slab heating temperature is set to 1350° C. or less.
  • the chemical composition of the slab to be subjected to the heating step may be the same as that of the steel sheet to be obtained.
  • the slab after the heating process is hot rolled at a finish rolling temperature of 800 to 950° C. to obtain a steel sheet. If the finish rolling temperature (surface temperature at the final pass exit) is less than 800°C, many unrecrystallized regions flattened in the rolling direction remain, which may cause anisotropy in the properties of the steel sheet. On the other hand, if the finish rolling temperature is more than 950°C, the crystal grains of the steel sheet become coarse.
  • the steel sheet after the hot rolling step is cooled to a cooling stop temperature of 750° C. or less so that the average cooling rate is 10 to 100° C./sec. This cooling is started within 5.0 seconds after the completion of the hot rolling step. If the average cooling rate to the cooling stop temperature of 750°C or less is less than 10°C/sec, if the time from the completion of the hot rolling process to the start of the cooling process exceeds 5.0 seconds, or if the cooling stop temperature exceeds 750°C, a large amount of coarse carbides will be produced. On the other hand, if the average cooling rate to the cooling stop temperature of 750° C. or less exceeds 100° C./sec, it becomes difficult to uniformly cool the steel sheet, and defects in the sheet shape may occur.
  • the steel sheet after the cooling step is coiled at a temperature of more than 500° C. and not more than 750° C. After coiling, the average cooling rate from the coiling temperature to 500° C. is made to exceed 50° C./hr. If the coiling temperature is 500° C. or lower, hard phases such as bainite and martensite are generated, making it impossible to perform cold rolling or increasing the load in cold rolling.
  • the coiling temperature is preferably 520° C. or higher, and more preferably 540° C. or higher.
  • the coiling temperature exceeds 750° C.
  • Cr and Mn are concentrated in the ferrite grain boundaries and cementite present in pearlite, and may remain as undissolved carbides during subsequent annealing and hot stamping processes.
  • the cooling rate becomes slow. If the average cooling rate to 500°C is slow, an internal oxide layer develops, which increases the load on the pickling process and generates coarse carbides during cooling. Therefore, the average cooling rate from the coiling temperature to 500°C is set to more than 50°C/hr.
  • Cold rolling process In the cold rolling process, the steel sheet after the coiling process is cold rolled at a thickness reduction rate (rolling reduction rate) of 10 to 60% to adjust the steel sheet to a predetermined thickness.
  • the steel sheet after the cold rolling step is heated to an annealing temperature of 700 to 920° C., and is held at the annealing temperature for 120 to 500 seconds in an atmosphere with an oxygen potential of ⁇ 1.50 or more.
  • the heat treatment step is not essential, but is preferable because heat treatment under the above conditions reduces C (decarburizes) in the surface layer of the steel sheet, thereby softening the surface layer of the steel sheet. If the annealing temperature is less than 700° C., the oxygen potential is less than ⁇ 1.50, or the holding time is less than 120 seconds, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 920° C., the crystal grains become coarse.
  • the holding time exceeds 500 seconds, the productivity deteriorates, which causes an increase in material costs.
  • the oxygen potential is the partial molar Gibbs free energy of oxygen expressed by the oxygen partial pressure in the gas phase and the temperature.
  • a coating may be formed on the surface.
  • the coating method is not particularly limited, and may be a hot-dip plating method, an electric plating method, a vacuum deposition method, a cladding method, a thermal spraying method, etc.
  • the hot-dip plating method is the most widely used method industrially.
  • Examples of the coating include an Al-based coating containing Al and a Zn-based coating containing Zn.
  • the plating bath When an Al-based coating is formed by hot-dip plating, the plating bath often contains Fe as an impurity in addition to Al.
  • the plating bath may contain Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and misch metals, so long as the plating bath contains 70 mass% or more of Al.
  • the steel sheet after the heat treatment step may be cooled to room temperature and then heated again to perform plating, or may be cooled to a temperature close to the plating bath temperature (for example, 650 to 750° C. for Al-based plating, and 420 to 500° C. for Zn-based coating) after annealing, and then hot-dip plating may be performed without once cooling to room temperature.
  • pre- and post-treatment for coating, and pre-coating, solvent application, alloying, temper rolling, etc. are possible.
  • alloying treatment for example, annealing at 450 to 800°C is possible.
  • temper rolling is useful for adjusting the shape, and for example, reduction of 0.1 to 0.5% is possible.
  • the method for producing a steel sheet according to this embodiment may further include a skin pass step of subjecting the steel sheet to skin pass rolling after the heat treatment step or the coating step.
  • Skin pass rolling increases the diffusion rate of elements in the material, making it easier for carbides to dissolve during hot stamping. In this case, the number density of ⁇ carbides can be increased.
  • the reduction rate of the skin pass rolling is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • the reduction rate of the skin pass rolling exceeds 2.0%, the load of the skin pass process is large, which is a factor in increasing material costs. Therefore, when performing skin pass rolling, the reduction rate is preferably 2.0% or less.
  • the method for producing a hot stamped steel according to this embodiment can be achieved by a production method including the following steps using the steel sheet according to the embodiment described above.
  • a tempering process for tempering the steel sheet after the hot stamping process Each step will be described.
  • the steel sheet according to this embodiment is used as a raw material (steel sheet for hot stamping), and this steel sheet is heated to a maximum heating temperature of the higher of Ac3 point (°C) and 800°C or more and 950°C or less, and is held at the maximum heating temperature for 60 to 720 seconds, and then cooled to 300°C or less such that the average cooling rate from the maximum heating temperature to 300°C is 10 to 500°C/s.
  • This process dissolves the carbides present in the steel plate and increases its strength.
  • the maximum heating temperature is less than the Ac3 point or less than 800°C, or the holding time is less than 60 seconds, the carbides will not be sufficiently dissolved, or the austenite transformation will be insufficient, and sufficient strength will not be obtained after the hot stamping process.
  • the maximum heating temperature is set to 950° C. or less, and the holding time at the maximum heating temperature is set to 720 seconds or less. Furthermore, when cooling from the maximum heating temperature to 300° C. or less, if the average cooling rate to 300° C.
  • the Ac3 point can be determined from the change point of the thermal expansion coefficient when the temperature is increased at a rate of 5° C./sec by a plate Formaster test or the like.
  • the steel sheet after the hot stamping process is tempered at a temperature of 80 to 300°C.
  • the steel sheet may be held as it is, or may be once cooled to a temperature below 80° C. and then heated again to 80 to 300° C. and held at that temperature.
  • the steel sheet may be held at 80 to 300° C., once cooled to a temperature below 80° C., heated again to 80 to 300° C., and held at that temperature.
  • the cooling stop temperature in the hot stamping process is less than 80° C., the steel sheet may be heated again to 80 to 300° C.
  • the holding temperature at 80 to 300° C. is set to 6 seconds or more regardless of whether reheating is performed or not in order to sufficiently precipitate ⁇ carbide. Although there is no upper limit to the holding time, holding for longer than necessary reduces productivity, so the holding time may be set to 1800 seconds or less.
  • Slabs having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were prepared. This slab was heated under the conditions shown in Table 2-1, hot rolled, cooled and coiled to produce a hot-rolled steel sheet of 2.6 mm. The hot-rolled steel sheets were cold-rolled at the reduction ratios shown in Table 2-2, and then, with some exceptions, were heat-treated under the conditions shown in Table 2-2. Some of the examples were coated by hot-dip galvanizing to form a coating (a hot-dip galvanized layer or a hot-dip Al-plated layer). The hot-dip galvanized layer was alloyed to form an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the plating type GA is the alloyed hot-dip galvanized layer
  • Al is the hot-dip Al-plated layer.
  • the structure fraction of the microstructure at the 1/4 depth position and the number density of carbides of one or more of Nb, Ti, Fe, Mo, W and Cr having a circle equivalent diameter of 0.2 ⁇ m or more at the 1/4 depth position were measured in the manner described above. Further, the Vickers hardness was measured at a depth of 50 ⁇ m and a depth of 1/4 in the same manner as above. The results are shown in Table 2-3.
  • the area ratio of martensite in the microstructure at the 1/4 depth position and the number density of ⁇ carbides having a circle equivalent diameter of 5 nm or more at the 1/4 depth position were measured in the manner described above. Further, the Vickers hardness was measured at a depth of 50 ⁇ m and a depth of 1/4 in the same manner as above. The results are shown in Table 3-2.
  • TS tensile strength
  • critical bending angle of the obtained hot stamped body were determined as an index of impact absorption.
  • the tensile strength was determined by taking a No. 5 test piece described in JIS Z2241: 2011 from a position on the hot stamped body that was as flat as possible, and subjecting this test piece to a tensile test in accordance with the test method described in JIS Z2241: 2011. The measurement was performed twice for each steel plate, and the average was taken as the measured value. A tensile strength of 1800 MPa or more was determined to be a preferable strength.
  • the limit bending angle was determined by taking a test piece of width 60 mm ⁇ length 30 mm (length parallel to the rolling direction) from the flattest possible position of the hot stamped body, bending the steel sheet while applying a load with a punch between a pair of rolls in accordance with VDA238-100, and defining the bending angle of the steel sheet at which the reaction force of the punch was maximum as the limit bending angle of the steel sheet. The measurement was performed twice for each steel sheet, and the average was taken as the measured value. If the limit bending angle was 40° or more in terms of a plate thickness of 2.0 mm, it was determined that the impact absorption property was excellent.
  • the hot stamped compacts (compacts No. H1 to H27) that are examples of the invention had chemical compositions and number densities of ⁇ carbides within the ranges of the present invention, and were hot stamped compacts that had both high strength and excellent impact absorption properties.
  • the hot stamped compacts (compacts Nos. H101 to H107, H109, and H111 to H113) which were comparative examples, the steel sheets used as raw materials were not preferable, and the chemical compositions or the number densities of ⁇ carbides as hot stamped compacts were outside the ranges of the present invention, and therefore the tensile strength or impact absorption properties (critical bending angle) were inferior.
  • the steel sheets used as the raw materials were preferable, but the tempering after hot stamping was insufficient, and the number density of ⁇ carbide was outside the range of the present invention, so that the impact absorption properties (limit bending angle) were poor.
  • the steel sheet had a microstructure containing a large amount of martensite, which caused cracks to occur at the edge during the trimming process for hot stamping, so hot stamping was not performed.
  • a hot stamped steel having both high strength and excellent impact absorption properties
  • a steel sheet suitable as a material for the hot stamped steel and methods for manufacturing the hot stamped steel and the steel sheet.
  • This hot stamped steel sheet meets the recent demand for automotive steel sheets that combine high strength with impact absorption properties, and can improve the fuel efficiency and collision safety of automobiles.

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Abstract

このホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０００％以下、Ａｌ：０．００１０～１．００００％を含む化学組成を有し、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上である。

Description

ホットスタンプ成形体及び鋼板、並びにこれらの製造方法
　本発明は、ホットスタンプ成形体及び鋼板、並びにこれらの製造方法に関する。
　本願は、２０２３年０２月０６日に、日本に出願された特願２０２３－０１６２０６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用鋼板の分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性との両方を向上させるため、高い引張強さを有する鋼板（高強度鋼板）の適用が拡大している。しかしながら、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するので、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
　具体的には、高強度化に伴って鋼板の延性が低下し、複雑な形状に加工した場合に高加工部位で破断するという問題が生じている。また、鋼板の高強度化に伴って、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　そこで近年、例えば、特許文献１に開示されるように、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、ホットスタンプが採用されている。ホットスタンプとは、成形に供す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。そのため、成形時には、鋼材が軟質であり、良好な成形性を有する。これにより、高強度な鋼板であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプでは、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼材（ホットスタンプ成形体）は十分な強度を有する。
　例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプにより、鋼板を成形して得られる鋼部材（ホットスタンプ成形体）に１４００ＭＰａ以上の引張強さを付与することが可能となることが開示されている。
　近年、世界各国がより高いＣＯ２削減目標を設定し、各自動車会社は衝突安全に配慮した燃費削減を進めている。ガソリン車は勿論、急速に開発が進む電動車においても、乗客だけでなくバッテリーを衝突から守り、またその重量増加分を相殺するため、その材料として、さらなる高強度材が求められている。例えば自動車等に用いられるホットスタンプ成形体においては、前述の特許文献１や、現在ホットスタンプにより成形されたホットスタンプ成形体として一般的に使用されている強度を超える、より高強度な（１．５ＧＰａを超える強度の）鋼材が必要とされている。
　しかしながら、ホットスタンプ成形体を高強度化するに伴って、靭性が低下する傾向にあり、十分な衝撃吸収性が得られないことが懸念される。
　このような課題に対し、特許文献２では、２０００ＭＰａ以上の引張強さを有するホットスタンプ成形体が開示されている。
　特許文献２では、二回熱処理によって、旧オーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ以下、旧オーステナイト粒の粒界の平均Ｍｎ濃度を１．０質量％以下とすることで、優れた強度および靱性を有するホットスタンプ成形体が得られると開示されている。
　しかしながら、本発明者らの検討の結果、特許文献２の方法では、ある程度の靭性の向上効果は得られるものの、近年のより高まる要求に対しては必ずしも十分に応えられるとは言えないことが分かった。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特許第６９６６０２３号公報
　上述の通り、近年、高強度（特に引張強さが１５００ＭＰａ超）のホットスタンプ成形体においては、衝撃吸収性の向上が求められているが、従来技術では必ずしもその要求に応えられていなかった。
　そのため、本発明は、上記課題に鑑み、高強度と優れた衝撃吸収性とを併せ持つホットスタンプ成形体、その素材として好適な鋼板、およびこれらの製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、高強度ホットスタンプ成形体において、衝撃吸収性を高める方法について検討した。その結果、ホットスタンプ成形体中に、ε炭化物を析出させることで、衝撃吸収性が高まることを見出した。
　また、このようなε炭化物を有するホットスタンプ成形体を得る場合、その素材となる鋼板（ホットスタンプ用鋼板）において、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度を小さくすることが有効であることを見出した。
　本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０００％以下、Ａｌ：０．００１０～１．００００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～３．００％、Ｏ：０～０．１００％、Ｃａ：０～１．００％、Ｍｇ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．００５０％、Ｓｂ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～０．１０％、Ａｓ：０～０．１０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上である。
［２］［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記表面から前記厚さ方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも小さくてもよい。
［３］［２］に記載のホットスタンプ成形体は、前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも、ビッカース硬さでＨＶ１００以上小さくてもよい。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｃｒ：０．０３～０．５０％、及びＶ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１種以上を含んでもよい。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｂ：０．００１０～０．０１００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、及びＷ：０．１０～３．００％、からなる群から選択される１種以上を含んでもよい。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．００１～０．１００％、Ｃａ：０．０１～１．００％、Ｍｇ：０．０１～１．００％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１～０．０２０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．０１～０．１０％、及びＡｓ：０．０１～０．１０％、からなる群から選択される１種以上を含んでもよい。
［７］本発明の別の態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０００％以下、Ａｌ：０．００１０～１．００００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～３．００％、Ｏ：０～０．１００％、Ｃａ：０～１．００％、Ｍｇ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．００５０％、Ｓｂ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～０．１０％、Ａｓ：０～０．１０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置において、ミクロ組織が、面積率で、フェライト：５０％超、１００％以下、パーライト：０～４０％、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト：合計で０％以上、１０％未満、からなり、前記１／４深さ位置において、円相当直径が０．２μｍ以上であるＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度が、５．０個／１０μｍ２未満である。
［８］［７］に記載の鋼板は、前記表面から前記板厚方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも小さくてもよい。
［９］［７］または［８］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｃｒ：０．０３～０．５０％、及びＶ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１種以上を含んでもよい。
［１０］［７］～［９］のいずれかに記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｂ：０．００１０～０．０１００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、及びＷ：０．１０～３．００％、からなる群から選択される１種以上を含んでもよい。
［１１］本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、［１］に記載のホットスタンプ成形体を製造する方法であって、［７］に記載の鋼板を、Ａｃ３点および８００℃のうち高い方の温度以上、９５０℃以下の最高加熱温度に加熱し、前記最高加熱温度で６０～７２０秒間保持した後、前記最高加熱温度から３００℃までの平均冷却速度が、１０～５００℃／秒となるように、３００℃以下まで冷却するホットスタンプ工程と、前記ホットスタンプ工程後の前記鋼板を、焼戻す焼戻し工程と、を含み、前記焼戻し工程では、前記鋼板を、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する、前記鋼板を８０℃未満まで２０～５００℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、再加熱し、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する、または、前記鋼板を、８０～３００℃で６．０秒間以上保持し、前記鋼板を８０℃未満まで２０～５００℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、再加熱し、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する。
［１２］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、［７］に記載の鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０００％以下、Ａｌ：０．００１０～１．００００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～３．００％、Ｏ：０～０．１００％、Ｃａ：０～１．００％、Ｍｇ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．００５０％、Ｓｂ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～０．１０％、Ａｓ：０～０．１０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブを、１１５０～１３５０℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記スラブを、仕上圧延温度が８００～９５０℃となるように熱間圧延して鋼板を得る、熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の完了から５．０秒以内に開始され、前記熱間圧延工程後の前記鋼板を、平均冷却速度が１０～１００℃／秒となるように７５０℃以下まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記鋼板を、５００℃超、７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、かつ、前記巻取温度～５００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ超とする、巻取工程と、前記巻取工程後の前記鋼板に、１０～６０％の板厚減少率で冷間圧延を行う、冷間圧延工程と、を有する。
［１３］［１２］に記載の鋼板の製造方法は、前記冷間圧延工程の後、前記鋼板を、７００～９２０℃の焼鈍温度まで加熱し、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気で、前記焼鈍温度にて１２０～５００秒保持する熱処理工程を有してもよい。
［１４］［１３］に記載の鋼板の製造方法は、前記熱処理工程の後に、前記鋼板に圧下率が０．０５～２．０％のスキンパス圧延を施すスキンパス工程を有していてもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度と優れた衝撃吸収性とを併せ持つホットスタンプ成形体、その素材として好適な鋼板、およびこれらの製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体（本実施形態に係るホットスタンプ成形体）及び本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）、並びにそれらの製造方法について説明する。
＜ホットスタンプ成形体＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、後述する所定の化学組成を有し、１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上である。
　本実施形態では、表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置を１／４深さ位置とし、表面から厚さ方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置として説明する。
＜化学組成＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成について説明する。特に断りのない限り、化学組成を構成する各元素の含有量の％は、質量％である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成とは、本実施形態に係るホットスタンプ成形体が、母鋼材とその表面に形成された被覆とからなる場合には、その母鋼材の化学組成を意味する。
Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板をホットスタンプに供した後に得られる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０．２５％未満では、ホットスタンプ成形体において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。Ｃ含有量は、０．２７％以上とすることが好ましく、０．２８％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｃ含有量が０．４０％以上であると、ホットスタンプ成形体の強度が高くなり、曲げ性や延性が低下することが懸念される。したがって、Ｃ含有量は０．４０％未満とする。Ｃ含有量は、０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１～１．００％
　Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために有効な元素である。上記の効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
　一方、鋼中のＳｉ含有量が１．００％を超えると、熱処理（焼入れ）に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇したり、加熱時にフェライトが残留してホットスタンプ成形体の強度が低下したりする場合がある。また、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板製造中のスケールの生成挙動が変化し、製品表面の外観を損なう場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．９０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００～２．５０％
　Ｍｎは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度向上に寄与する。また、Ｍｎは鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。上記効果を得るため、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。
　一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、ＭｎＳなどの粗大な鋼中介在物が生成しやすくなり、曲げ性や延性が低下することが懸念される。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．３０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の靱性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、０．０３５％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１０００％以下
　Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．０１０００％を超えると、鋼中に多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の靱性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４００％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。実操業上、Ｓ含有量は０．０００１５％以上、０．０００２０％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００１０～１．００００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、脱酸が十分に行われない。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０．０１００％以上、より好ましくは０．０２００％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が１．００００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物、また粗大な窒化物が生成し、ホットスタンプ成形体の靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は１．００００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０００％以下、より好ましくは０．３０００％以下である。
Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎは、鋼中に窒化物を形成する元素である。この窒化物は破壊の起点となるため、Ｎ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｎ含有量を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％以上としてもよく、０．０００４％以上または０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、上記の元素（基本元素）を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。一方で、各種特性の向上を目的として、以下の元素（任意元素）の１種以上をさらに含有してもよい。任意元素は必ずしも含有させる必要がないので、含有量の下限は０％である。
Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させるとともに炭窒化物を形成することにより旧オーステナイト粒の細粒化に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＮｂを含有させても良い。Ｎｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１００％を超えてＮｂを含有させると、Ｎｂ系炭窒化物が過剰に生成し、ホットスタンプ成形体の靭性向上に寄与するε炭化物の生成を抑制する場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。
Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｔｉは、鋼中でＮｂと共に微細な炭化物、炭窒化物等を形成し、それらによる細粒化効果により、熱間圧延工程におけるＣｕ熱間脆化割れを抑制し、またホットスタンプ成形体の耐水素脆性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合して窒化物も形成し、ＢＮの析出による固溶Ｂの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。そのため、Ｔｉを含有してもよい。
　上記の効果を得る場合、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、ホットスタンプ成形体の靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０～０．５０％
　Ｖは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。そのため、Ｖを含有させてもよい。上記効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、Ｖ系炭窒化物が過剰に生成し、ホットスタンプ成形体の靭性向上に寄与するε炭化物の生成を抑制する場合がある。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。特に、Ｂと複合含有させることで焼入れ性向上の相乗効果が得られる。そのため、含有させても良い。上記の効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えても上記効果は飽和するばかりか、合金コストが上昇する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化してする元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｂ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、ホットスタンプ成形体の靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００８０％以下である。
Ｃｏ：０～１．００％
　Ｃｏは、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ点）を上昇させる作用を有する元素であり、ホットスタンプ成形体の靭性を向上させる元素である。そのためＣｏを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｏは高価な元素であり、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると合金コストが高くなる。そのため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は０．１０％以下としてもよい。
Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｎｉは鋼板の製造においてＣｕ熱間脆化割れを抑制する作用を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．８０％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。
Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｃｕは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量はより好ましくは０．２０％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．９０％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０～３．００％
　Ｗは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ成形体の強度を安定して確保するために有効な元素である。上記の効果を得る場合、Ｗ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が３．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。
Ｏ：０～０．１００％
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、ホットスタンプ成形体の靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．１００％以下とする。Ｏ含有量は、０．０８０％以下、０．０５０％以下または０．０３０％以下とすることが好ましい。
　Ｏ含有量の下限は特に規定する必要はなく、その下限は０％であるが、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０．００１％以上または０．００５％以上としてもよい。
Ｃａ：０～１．００％
　Ｃａは、溶鋼を脱酸して破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　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１．００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．４０％以下、０．２０％以下、０．１５％以下である。
Ｍｇ：０～１．００％
　Ｍｇは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量はより好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が１．００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、ホットスタンプ成形体の靭性に悪影響を与える。そのため、Ｍｇ含有量は、１．００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．４０％以下、０．２０％以下、または０．１５％以下である。
ＲＥＭ：０～０．００５０％
　ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
　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０．００５０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００４０％以下、または０．００２０％以下である。
　本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｓｂ：０～０．０２０％
　Ｓｂは、溶鋼を脱酸して破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで、ホットスタンプ成形体の変形能を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
　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０．０２０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。
Ｚｒ：０～０．１０％
　Ｚｒは、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、ホットスタンプ成形体の靭性を高める元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｚｒを多量に含有すると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。そのため、Ｚｒ含有量は０．１０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｎ：０～０．１０％
　Ｓｎは、耐水素脆性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が０．１０％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、含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とする。
Ａｓ：０～０．１０％
　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を細粒化させて、耐水素脆化特性の向上に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ａｓ含有量を０．０１％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０．１０％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは０．０６％以下である。
残部：Ｆｅおよび不純物
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、基本元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよく、化学組成が、基本元素を含有し、さらに任意元素を１種以上含み、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。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。
　ホットスタンプ成形体の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
　ホットスタンプ成形体の表面から厚さ方向に、厚さの１／４の位置である１／４深さ位置（厚さ方向に表面から厚さの１／８～３／８の範囲であれば許容される）から、ＩＣＰ－ＡＥＳなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られる。ＩＣＰ－ＡＥＳでは測定が難しいＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、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。
［ミクロ組織］
　本実施形態では、１／４深さ位置及び５０μｍ深さ位置のミクロ組織を規定する。１／４深さ位置は、ホットスタンプ成形体の代表的なミクロ組織を示す位置である。
（１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上である）
　高強度のホットスタンプ成形体は、高い引張強さを得るためＣやその他の合金元素を多く含む必要がある。しかしながら、一般に、高強度化に伴い、ホットスタンプ成形体の靭性が低下し、衝撃吸収性が低下する。
　これに対し、本発明者らが検討した結果、ホットスタンプ成形体中にε炭化物を存在させ、そのサイズや個数密度を制御することで、衝撃吸収性が向上することが分かった。
　具体的には、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上存在する場合に、衝撃吸収性が向上することが分かった。
　そのため、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度を２０個／μｍ２以上とする。
　円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物を対象としたのは、これ以上に小さいε炭化物では、衝撃吸収性の向上効果が十分に得られないからである。一方、対象とするε炭化物の円相当直径の上限は限定されないが、サイズが大きくなりすぎると、十分な個数密度を得ることが難しくなるので好ましくない。例えば５～５０ｎｍのε炭化物を対象とする。
　また、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物であっても、個数密度が２０個／μｍ２未満では、その効果が十分ではない。一方個数密度が、２００個／μｍ２超となると、ε炭化物と母材との界面がき裂の起点となる可能性があるので、２００個／μｍ２以下としてもよい。
　本実施形態において、ε炭化物は、ＦｅｘＣ（ｘ：２～３程度）となる炭化物である。
　ε炭化物の円相当直径や５ｎｍ以上の円相当直径のε炭化物の個数密度は、薄膜試料を、エネルギー分散型Ｘ線分光設備を併設した電解放出型透過型電子顕微鏡（日本電子製ＪＥＭ－２１００Ｆ）を用いて観察することで、求めることができる。
　具体的には、ホットスタンプ成形体から１０ｍｍ角程度の小片を切りだしたのち、両面を機械的、あるいは化学的に研磨し、元の１／４深さ位置（厚さ方向に表面から厚さの１／８～３／８の範囲であれば許容される）の薄膜ＴＥＭ試料（厚さ６０μｍ程度、φ３ｍｍ）を作製する。この試料作製においては、♯１２０程度の粗い耐水研磨紙から、徐々に目の細かい耐水研磨紙で研磨し、最後は♯６００程度の耐水研磨紙で研磨し、スペシメンパンチでサンプルを打ち抜く。その後、両面ジェット電解研磨を行い、中央に穴があくまで電解研磨を行い、ＴＥＭ観察試料とする。電解研磨装置はＳＴＲＵＥＲＳ製ＴＥＮＵＰＯＬ-２を用い、電解研磨液は５％過塩素酸と９５％氷酢酸溶液の混合液とし、電圧７０Ｖで薄膜ＴＥＭ試料に仕上げる。薄膜ＴＥＭ観察では、加速電圧２００ｋＶで観察する。部位ごとのばらつきを低減するため、上記試料の１００～３００ｎｍ四方程度の視野を最低でも５視野観察する。観察された析出物の種類は、ディフラクションパターンとＥＤＸによる分析結果を用いて同定する。個数密度は、視野によるばらつきを減じるため、各視野での個数密度を計数し、その平均を個数密度の代表値とする。
（好ましくは、５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも小さい）
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも小さい（低い）ことが好ましい。表面に近い位置の硬さを小さくする（軟質化する）ことで、衝撃吸収性がさらに向上する。
　５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも小さければ効果が得られるが、より明確な効果を得る場合、５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも、ビッカース硬さでＨＶ１００以上小さいことがより好ましい。
　ビッカース硬さの差の上限は限定されないが、成形体全体の強度を確保する点で、ＨＶ３００以下であってもよい。
　５０μｍ深さ位置の硬さは、例えば後述するような焼鈍による脱炭によって小さく（低く）することができる。対象を５０μｍ深さ位置とするのは、最表面近傍は測定原理上、硬さにばらつきが大きくなるためである。
　１／４深さ位置硬さ及び５０μｍ深さ位置の硬さについては、ＪＩＳ　Ｚ２２４４－１：２０２０に準じて、ビッカース硬さで評価する。
　測定に際しては、研磨後の試験片断面に対し、荷重：５０ｇｆで各部位５点測定し、最大値、最小値を除く３点の平均値を測定値とする。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体において、ミクロ組織の構成相については限定されず、目標とする引張強さに応じて制御すればよいが、マルテンサイトが面積率で９５％以上であることが好ましい。
　ここで、マルテンサイトには、いわゆるフレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む。マルテンサイトの面積率は、後述する鋼板の組織観察と同様の要領で測定することができる。
［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また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性が向上するという効果が得られる。
　被覆の厚みは、５～１００μｍであることが好ましい。
　被覆の化学組成及び厚みは、断面の走査型電子顕微鏡観察によって求めることができる。
　具体的には、ホットスタンプ成形体の長手方向の１／２部（長手方向端部から長手方向に長手の１／２の位置）かつ幅１／４部（幅方向端部から幅方向に幅の１／４の位置）から測定試料を切り出し、観察する。顕微鏡による観察範囲は例えば４００倍の倍率で、面積で４００００μｍ２以上の範囲とする。切り出した試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、任意の１０視野の被覆の厚みを測定し、その平均値を被覆の厚みとする。
　ＢＳＥ像（あるいはＣＯＭＰＯ像）によって観察すると、被覆と、地鉄（鋼板基材）とでは、明確なコントラストの差が確認される。そのため、最表面からコントラストの変わる位置までの厚みを測定することで、被覆の厚みを測定することができる。測定は、観察写真内で等間隔に２０カ所測定し、測定箇所間の距離は６．５０μｍとする。また測定に際しては、上記の要領で５視野観察を行い、その平均値を用いて被覆の厚みとする。
　また、被覆の化学組成は、上記と同様の観察範囲に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム直径：１μｍ以下）を行うことで被覆に含まれるＦｅ、Ａｌ、Ｚｎの含有量を求めることができる。任意の１０視野の被覆において計１０点の分析を行い、その平均値を被覆に含まれるＦｅ、Ａｌ、Ｚｎ含有量とする。Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎ以外の元素が含まれる場合であっても同様の方法を用いて求める。
　上述した１／４深さ位置、５０μｍ深さ位置の基準となる表面は、ホットスタンプ成形体の表面であるが、ホットスタンプ成形体が被覆を有している場合、すなわち、ホットスタンプ成形体が母鋼材と母鋼材の表面に形成された被覆を有している場合、表面は被覆を除いた母鋼材の表面を意味する。
［機械的特性］
（引張強さ）
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の引張強さは、自動車部品に適用した際の、燃費と衝突安全性との向上への寄与を考慮し、１８００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　引張強さの上限は限定されないが、引張強さの上昇に伴って、衝撃吸収性が低下することが懸念されるので、引張強さを２２００ＭＰａ未満としてもよい。
　引張強さは、ホットスタンプ成形体の出来るだけ平坦な位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を採取し、この試験片に対し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って引張試験を行って求めることができる。
（衝撃吸収性）
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、上記のように、化学組成とε炭化物の存在状態を制御することで、優れた衝撃吸収性が得られる。
　衝撃吸収性の目標としては、ＶＤＡ（ドイツ自動車工業会）曲げ試験）２３８－１００における限界曲げ角度（Ｂｅｎｄｉｎｇ ａｎｇｌｅ ａｔ ｍａｘｉｍｕｍ ｆｏｒｃｅ）が板厚２．０ｍｍ換算で４０°以上である。板厚換算は、“Ｂｅｎｄｉｎｇ ａｎｇｌｅ ｃｏｒｒｅｃｔｉｏｎ ｒｅｇａｒｄｉｎｇ ｓｈｅｅｔ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ”, Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ４１８ （２０１８） ０１２０７６に基づいて行う。
＜鋼板＞
　次に本実施形態に係る鋼板について説明する。本実施形態に係る鋼板にホットスタンプ及び焼戻しを行うことで、上述した本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得ることができるので、本実施形態に係る鋼板は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の素材（ホットスタンプ用鋼板）として好適である。
［化学組成］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、ホットスタンプ及び焼戻しによって得られるホットスタンプ成形体として好ましい特性が得られるように設定する必要があるが、ホットスタンプ及び焼戻しによって化学組成は、実質的に変化しないので、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、本実施形態に係るホットスタンプ成形体と同等でよい。
［ミクロ組織］
　本実施形態に係る鋼板のミクロ組織については、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を１／４深さ位置とし、表面から板厚方向に５０μｍまでの範囲を表層部とし、表面から板厚方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置として、説明する。１／４深さ位置は、鋼板の代表的なミクロ組織を示す位置である。
（１／４深さ位置において、面積率で、フェライト：５０％超、１００％以下、パーライト：０～４０％、ベイナイト、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む）、オーステナイト：合計で０％以上、１０％未満、からなる）
　本実施形態に係る鋼板では、加工性を考慮し、ミクロ組織においてフェライトを主体とする（面積率で５０％超とする）。フェライトの面積率は１００％でもよいが、フェライト以外の組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト（残留オーステナイト）を含んでもよい。
　パーライトは、フェライトとセメンタイトがラメラ状に並んだ組織である。すなわち、パーライトの面積率が多いことは、セメンタイトとして存在するＣの量が多いことを意味する。セメンタイトとして存在するＣ量が多いとホットスタンプの加熱時にこのセメンタイト（パーライト）が十分に溶解せずホットスタンプ及び焼戻しを行っても、十分なε炭化物を得ることができない。そのため、パーライトの面積率を４０％未満とする。パーライトの面積率は０％でもよいが、５％以上としてもよい。
　ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトが存在すると、ホットスタンプ前の鋼板の強度が高くなる。その結果、ホットスタンプ前のトリム工程などで切断端面が荒れたり、亀裂が発生したりする場合があるため、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトは合計の面積率で０％以上、１０％未満とする。
　鋼板のミクロ組織における、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率は、電解放出型走査型顕微鏡(ＦＥ－ＳＥＭ)とＸ線回折測定を用いて、以下の方法で求めることができる。
　鋼板のＬ断面（圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を鏡面研磨した後、ナイタールでエッチングをする。同試料をＦＥ－ＳＥＭを用いて観察倍率３０００倍で各１０視野を観察し、１／４深さ位置の各相の面積率を算出する。
　その際、ＦＥ―ＳＥＭ像では、以下の各組織の特徴をもとに組織を同定する。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に、ラス等の下部組織を含まない。パーライトは、フェライトとセメンタイトが交互に層状になっている組織である（パーライト中の層状のフェライトは上記の塊状のフェライトと区別し、塊状のフェライトの面積率には含まない）。ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒及び炭化物によりなる組織であるが、それぞれ以下のような違いを有している。
　まず、ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトとに分別して観察される。上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含むラスの集合体である。下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。ベイナイトの面積率は上部ベイナイトと下部ベイナイトとの面積率の合計で決定される。焼き戻しマルテンサイトは下部ベイナイト同様、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に鉄系炭化物を含む組織であるが、炭化物は２つ以上のバリアントを選ぶことから、鉄系炭化物の伸長方向が二つ以上である組織である。
　このように、フェライト、パーライト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトはそれぞれＦＥ－ＳＥＭにより特徴を確認し、同定することができる。
　一方、焼き戻しされていないフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において、エッチングされる他の組織（焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライト）とは区別が可能であるが、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとの違いは判別できない。そこで、残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折で測定する。Ｘ線回折は、２０ｍｍ角に切り出した試験片の表面を５０μｍ機械的に研磨し、さらに化学研磨を施した面を測定する。Ｘ線回折によりＢＣＣ相、ＦＣＣ相の回折ピークの積分強度を測定し、全積分強度の和におけるＦＣＣ相の積分強度の割合を残留オーステナイトの面積率とする。測定は各サンプルに対して３回ずつ実施し、得られた平均を残留オーステナイトの面積率とする。フレッシュマルテンサイトの面積率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域（フレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトである）の面積率と、Ｘ線回折で測定した残留オーステナイトの面積率の差分として求める。
　上記面積率は、ホットスタンプ成形体においても同様の要領で求めることができる。
（１／４深さ位置において、円相当直径が０．２μｍ以上であるＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度が、５．０個／１０μｍ２未満である）
　上述した本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、所定の条件のホットスタンプ及び焼戻しによってε炭化物を析出させることで所定のε炭化物を得る。しかしながら、素材となる鋼板に炭化物が存在し、その炭化物がホットスタンプの加熱時に溶解しない場合、ホットスタンプ及び焼戻しを経ても所定のε炭化物は得られない。
　例えば、鋼板において生成した粗大な炭化物はホットスタンプの加熱時に溶解せず溶け残りやすい。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粗大な炭化物を低減する。より具体的には、１／４深さ位置において、円相当直径が０．２μｍ以上であるＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度を、５．０個／１０μｍ２未満（０．５０個／μｍ２未満）とする。
　円相当直径が０．２μｍ以上の粗大な炭化物が５．０個／１０μｍ２以上であると、ホットスタンプの加熱時に炭化物の溶け残りが多くなる。
　炭化物の個数密度は存在しなくてもよく、０．０個／１０μｍ２であってもよいが、ホットスタンプ後のε炭化物の生成を大きく阻害しない点で３０個／１００００μｍ２（０．０３個／１０μｍ２）以上であってもよい。
　対象とする炭化物の円相当直径の上限は限定されないが、ホットスタンプ時の焼き入れ性の部位によるばらつきに過度な影響を与えないように２．０μｍ以下であってもよい。すなわち、円相当径が０．２～２．０μｍの炭化物を対象としてもよい。
　円相当直径が０．２μｍ以上であるＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度は、以下の方法で求めることができる。
　鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後、ナイタールでエッチングをする。同試料の１／４深さ位置を走査型顕微鏡で観察する。同深さ位置において５０μｍ四方の領域において、観察された析出物についてＥＤＸで組成分析を行い、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上とＣとを含む場合に、対象の炭化物であると判断する。個数密度は、視野によるばらつきを減じるため、５０μｍ四方の領域を最低５視野以上観察して、０．２μｍ以上の円相当直径を有する上記炭化物の個数密度を計数し、その平均を個数密度の代表値とする。
（好ましくは、５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも小さい）
　素材である鋼板の段階で、５０μｍ深さ位置の硬さを、１／４深さ位置の硬さよりも小さくすることで、ホットスタンプ成形体において、５０μｍ深さ位置の硬さを１／４深さ位置の硬さよりも小さくすることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、５０μｍ深さ位置の硬さが、１／４深さ位置の硬さよりも小さいことが好ましい。
［板厚］
　本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、自動車用鋼板としての利用を想定し、１．０～３．５ｍｍであることが好ましい。
［被覆］
　本実施形態に係る鋼板は表面の一部に被覆を備えていても良い。被覆はＡｌを主体とした被覆（Ａｌ系被覆）であっても良いし、Ｚｎを主体とした被覆（Ｚｎ系被覆）であっても良い。被覆は皮膜、めっき層ともいう。Ａｌを主体とした被覆とは、Ａｌを７０質量％以上含む被覆であり、Ｚｎを主体とした被覆とは、Ｚｎを７０質量％以上含む被覆である。Ａｌを主体とした被覆は、Ａｌの他、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。Ｚｎを主体とした被覆は、Ｚｎの他、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。
　上述した１／４深さ位置、５０μｍ深さ位置、表層部の基準となる表面は、鋼板の表面であるが、鋼板が被覆を有している場合、すなわち、鋼板が母材と母材の表面に形成された被覆とを有している場合、表面は被覆を除いた母材の表面を意味する。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板及び本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、製造方法によらず、上記の特徴を有していればその効果が得られるが、以下に説明する製造方法によれば、好ましく製造できる。
［鋼板の製造方法］
　本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブを、１１５０～１３５０℃に加熱する加熱工程と、
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記スラブを、仕上圧延温度が８００～９５０℃となるように熱間圧延して鋼板を得る、熱間圧延工程と、
（ＩＩＩ）前記熱間圧延工程の完了から５秒以内に開始され、前記熱間圧延工程後の前記鋼板を、平均冷却速度が１０～１００℃／秒となるように７５０℃以下まで冷却する冷却工程と、
（ＩＶ）前記冷却工程後の前記鋼板を、５００℃超、７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、かつ、前記巻取温度～５００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ超とする、巻取工程と、
（Ｖ）前記巻取工程後の前記鋼板に、１０～６０％の板厚減少率で冷間圧延を行う、冷間圧延工程。
　また、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、さらに以下の工程の一つ以上の工程を含んでもよい。
（ＶＩ）前記冷間圧延工程後の前記鋼板を、７００～９２０℃の焼鈍温度まで加熱し、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気で、前記焼鈍温度にて１２０～５００秒保持する熱処理工程、
（ＶＩＩ）前記熱処理工程の後に、前記鋼板に圧下率が０．０５～２．０％のスキンパス圧延を施すスキンパス工程、
（ＶＩＩＩ）前記鋼板の表面に被覆を形成する被覆工程。
　各工程の好ましい条件について説明する。説明しない条件、または説明しない工程については、公知の条件を適用することができる。
（加熱工程）
　加熱工程では、熱間圧延に先立って、スラブを加熱する。加熱温度は、１１５０～１３５０℃とする。
　加熱温度が１１５０℃未満では、鋳造時に形成された炭化物が溶解せず、熱間圧延工程後にも粗大な炭化物が残存する。
　一方、スケールロスを抑制する観点、ならびに省エネルギーの観点から、スラブ加熱温度は１３５０℃以下とする。
　加熱工程に供するスラブの化学組成は、得たい鋼板の化学組成と同じとすればよい。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、加熱工程後のスラブを、仕上圧延温度が８００～９５０℃となるように熱間圧延して鋼板を得る。
　仕上圧延温度（最終パス出側の表面温度）が、８００℃未満では、圧延方向に扁平した未再結晶領域が多く残存し、鋼板の特性に異方性が生じる可能性がある。一方、仕上圧延温度が９５０℃超であると、鋼板の結晶粒が粗大化する。
（冷却工程）
　仕上圧延完了後、７５０℃超の温度に鋼板を長時間滞留させると、粗大な炭化物が生成する。そのため、冷却工程では、熱間圧延工程後の鋼板を、平均冷却速度が１０～１００℃／秒となるように７５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。また、この冷却は、熱間圧延工程の完了から５．０秒以内に開始する。
　７５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１０℃／秒未満である、熱間圧延工程の完了から冷却工程の開始までの時間が５．０秒超である、または、冷却停止温度が７５０℃超であると粗大な炭化物が多量に生成する。
　一方、７５０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度が１００℃／秒超であると、鋼板を均一に冷却することが難しく、板形状の不具合が発生する場合がある。
（巻取工程）
　巻取工程では、冷却工程後の鋼板を、５００℃超、７５０℃以下で巻き取る。また、巻き取った後、巻取温度～５００℃の平均冷却速度を５０℃／ｈｒ超とする。
　巻取温度が５００℃以下では、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成し、冷間圧延ができない、あるいは冷間圧延の荷重が増大する場合がある。巻取温度は好ましくは、５２０℃以上、より好ましくは５４０℃以上である。一方、巻取温度が７５０℃超では、フェライト粒界やパーライト中に存在するセメンタイトへＣｒ、Ｍｎが濃化し、後工程の焼鈍やホットスタンプ時に未固溶の炭化物として残存する場合がある。
　一方、巻取を行うと、冷却速度が遅くなる。５００℃までの平均冷却速度が遅いと、内部酸化層が発達し、酸洗工程の負荷が大きくなったり、冷却中に粗大な炭化物が生成したりするため、巻取温度～５００℃の平均冷却速度を５０℃／ｈｒ超とする。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程では、巻取工程後の鋼板に、１０～６０％の板厚減少率（圧下率）で冷間圧延を施し、所定の板厚に調整する。
（熱処理工程）
　熱処理工程では、冷間圧延工程後の鋼板を、７００～９２０℃の焼鈍温度まで加熱し、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気で、焼鈍温度にて１２０～５００秒保持する。
　熱処理工程は、必須ではないが、上記の条件で熱処理を行うことで、鋼板の表層部のＣを低減する（脱炭する）ことで、鋼板の表層部を軟質化することができるので好ましい。
　焼鈍温度が７００℃未満、酸素ポテンシャルが－１．５０未満、または保持時間が１２０秒未満では、十分な効果が得られない。
　一方、焼鈍温度が９２０℃超であると、結晶粒が粗大化する。
　また、保持時間が５００秒超であると生産性が悪化し、材料コストが上がる原因となる。
　酸素ポテンシャルの上限は限定されないが、酸素ポテンシャルが過度に高いと、最表層でＦｅや他の合金元素が酸化し、表面にスケール模様がつくため、－０．５０以下とすることが好ましい。
　酸素ポテンシャルとは、気相中の酸素分圧と温度とであらわされる酸素の部分モルギブス自由エネルギーである。
＜被覆工程＞
　必要に応じて表面に被覆を形成してもよい。被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。
　被覆については、Ａｌを含むＡｌ系被覆やＺｎを含むＺｎ系被覆等が挙げられる。
　Ａｌ系被覆を溶融めっきで形成する場合、めっき浴にはＡｌの他に不純物としてＦｅが混入している場合が多い。また、Ａｌを７０質量％以上含有する限り、さらに上述した元素以外にめっき浴にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ミッシュメタルを含有させてもよい。
　溶融めっきを行う場合、熱処理工程後の鋼板を、室温まで冷却した後に再度昇温しめっきを行ってもよく、焼鈍後にめっき浴温近傍の温度（例えばＡｌ系めっきであれば６５０～７５０℃、Ｚｎ系被覆であれば４２０～５００℃）に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
　被覆の前処理や後処理については特に限定するものではなく、プレコートや溶剤塗布、合金化処理、調質圧延等が可能である。合金化処理として、例えば４５０～８００℃で焼鈍することが可能である。また後処理として調質圧延は形状調整等に有用で、例えば０．１～０．５％の圧下が可能である。
（スキンパス工程）
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、さらに、熱処理工程の後または被覆工程の後に、鋼板にスキンパス圧延を行うスキンパス工程を含んでもよい。
　スキンパス圧延を行うことで、材料中の元素の拡散速度が上がり、炭化物がホットスタンプ時に溶解しやすくなる。この場合、ε炭化物の個数密度をより多くすることができる。
　この効果を得る場合、スキンパス圧延の圧下率を０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。
　一方、スキンパス圧延の圧下率が２．０％超であると、スキンパス工程の負荷が大きく、材料コスト増大の要因となるので、スキンパス圧延を行う場合、圧下率は、２．０％以下とすることが好ましい。
［ホットスタンプ成形体の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、上述した本実施形態に係る鋼板を用いて、以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（ｉ）本実施形態に係る鋼板を、Ａｃ３点および８００℃のうち高い方の温度以上、９５０℃以下の最高加熱温度に加熱し、前記最高加熱温度で６０～７２０秒間保持した後、前記最高加熱温度から３００℃までの平均冷却速度が、１０～５００℃／秒となるように、３００℃以下まで冷却する、ホットスタンプ工程と、
（ｉｉ）前記ホットスタンプ工程後の前記鋼板を焼き戻す、焼戻し工程。
　各工程について説明する。
（ホットスタンプ工程）
　ホットスタンプ工程では、本実施形態に係る鋼板を素材（ホットスタンプ用鋼板）として用い、この鋼板を、Ａｃ３点（℃）および８００℃のうち高い方の温度以上、９５０℃以下の最高加熱温度に加熱し、最高加熱温度で６０～７２０秒間保持した後、最高加熱温度から３００℃までの平均冷却速度が、１０～５００℃／秒となるように、３００℃以下まで冷却する。
　この工程により、鋼板に存在する炭化物を固溶させた上、高強度化する。
　最高加熱温度がＡｃ３点未満、または８００℃未満である、もしくは保持時間が６０秒未満であると、炭化物が十分に固溶しない、またはオーステナイト変態が不十分となり、ホットスタンプ工程後に十分な強度が得られない。
　一方、最高加熱温度が高すぎたり、最高加熱温度での保持時間が長すぎたりすると、結晶粒が粗大化し、ホットスタンプ工程後の成形体の靭性や曲げ性が不十分となる。したがって、最高加熱温度は９５０℃以下、最高加熱温度での保持時間は７２０秒以下とする。
　また、最高加熱温度から３００℃以下までの冷却において、３００℃までの平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、十分な焼きが入らず、ホットスタンプ成形体において十分な引張強さが得られない。
　一方、３００℃までの平均冷却速度が５００℃／秒超であると、部位ごとの冷却速度のばらつきが大きくなり、成形体の形状に歪が生じる原因となる。
　Ａｃ３点は板フォーマスタ試験などにより、昇温速度を５℃／秒とした際の熱膨張率の変化点から求めることができる。
（焼戻し工程）
　焼戻し工程では、ホットスタンプ工程後の鋼板を、８０～３００℃の温度で焼戻す。
　焼戻しは、ホットスタンプ工程での冷却停止温度が８０～３００℃である場合には、そのまま保持してもよく、一旦８０℃未満の温度まで冷却した後、再度８０～３００℃に鋼板を加熱して、その温度で保持してもよい。また、ホットスタンプ工程後、８０～３００℃で保持した後、一旦８０℃未満の温度まで冷却し、再度８０～３００℃に鋼板を加熱して、その温度で保持してもよい。
　また、ホットスタンプ工程での冷却停止温度が８０℃未満である場合には、再度８０～３００℃に鋼板を加熱して、その温度で保持すればよい。
　８０～３００℃での保持温度は、ε炭化物を十分に析出させるため、再加熱の有無によらずいずれも６秒以上とする。保持時間の上限は限定されないが、必要以上の保持を行うと生産性が低下するので、保持時間は１８００秒以下としてもよい。
　表１－１、表１－２に記載の化学組成を有するスラブを準備した。
　このスラブを表２－１に示す条件で加熱し、熱間圧延を行い、冷却し巻き取ることで、２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
　この熱延鋼板に対し、表２－２の圧下率で冷間圧延を行った後、一部を除き、表２－２の条件で熱処理を行った。また、一部の例については、溶融めっきによって、被覆（溶融亜鉛めっき層、または溶融Ａｌめっき層）の形成を行った。溶融亜鉛めっき層については合金化によって合金化溶融亜鉛めっき層とした。表２－２中、めっき種ＧＡが合金化溶融亜鉛めっき層であり、Ａｌは溶融Ａｌめっき層である。また、一部の例についてはスキンパス圧延を行った。表２－２中「－」は実施していないことを示す。
　これにより、Ｎｏ．１～２７、Ｎｏ．１０１～１１４の鋼板を得た。
　得られた鋼板に対し、上述の要領で、１／４深さ位置のミクロ組織の組織分率、１／４深さ位置の円相当直径が０．２μｍ以上の炭化物のＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度を測定した。
　また、上述の要領で、５０μｍ深さ位置と１／４深さ位置のビッカース硬さを測定した。
　結果を表２－３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　次に得られた鋼板に対し、表３－１に記載の条件でホットスタンプ及び焼戻しを行ってホットスタンプ成形体を得た。表中の成形体Ｎｏ．Ｈ１は鋼板Ｎｏ．１を素材（ホットスタンプ用鋼板）として用いたことを示し、Ｎｏ．Ｈ２は鋼板Ｎｏ．２を素材（ホットスタンプ用鋼板）として用いたことを示し、他も同様である。表３－１中「－」は実施していないことを示す。
　得られたホットスタンプ成形体について、上述の要領で、１／４深さ位置のミクロ組織のマルテンサイトの面積率、１／４深さ位置の円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度を測定した。
　また、上述の要領で、５０μｍ深さ位置と１／４深さ位置のビッカース硬さを測定した。
　結果を表３－２に示す。
　また、得られたホットスタンプ成形体の引張強さ（ＴＳ）及び衝撃吸収性の指標として限界曲げ角度を求めた。
（引張強さ）
　引張強さは、ホットスタンプ成形体の出来るだけ平坦な位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を採取し、この試験片に対し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って引張試験を行って求めた。測定は各鋼板に対して２回ずつ実施し、その平均を測定値とした。
　引張強さが１８００ＭＰａ以上であれば好ましい強度が得られていると判断した。
（限界曲げ角度）
　限界曲げ角度は、ホットスタンプ成形体の出来るだけ平坦な位置から幅６０ｍｍ×長さ３０ｍｍ（長さは圧延方向平行方向）の試験片を採取し、この試験片を用い、ＶＤＡ２３８－１００に沿って、一対のロール間にパンチで荷重を加えながら鋼板を曲げてゆき、パンチの反力が最大となった時の鋼板の曲げ角度を、当該鋼板の限界曲げ角度と定義した。測定は各鋼板に対して２回ずつ実施し、その平均を測定値とした。
　限界曲げ角度が板厚２．０ｍｍ換算で４０°以上であれば、衝撃吸収性に優れると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表１－１～表３－２から分かるように、発明例であるホットスタンプ成形体（成形体Ｎｏ．Ｈ１～Ｈ２７）では、化学組成、ε炭化物の個数密度が本発明範囲であり、高強度と優れた衝撃吸収性とを併せ持つホットスタンプ成形体であった。
　これに対し、比較例であるホットスタンプ成形体（成形体Ｎｏ．Ｈ１０１～Ｈ１０７、Ｈ１０９、Ｈ１１１～Ｈ１１３）では、素材とした鋼板が好ましくなく、ホットスタンプ成形体としても化学組成またはε炭化物の個数密度が本発明範囲外となったことで、引張強さまたは衝撃吸収性（限界曲げ角度）が劣っていた。
　Ｎｏ．Ｈ１０８、Ｈ１１４については、素材とした鋼板は好ましいものであったが、ホットスタンプ後の焼戻しが十分でなく、ε炭化物の個数密度が本発明範囲外となったことで、衝撃吸収性（限界曲げ角度）が劣っていた。
　Ｎｏ．Ｈ１１０については、鋼板がマルテンサイトを多く含むミクロ組織となったことで、ホットスタンプに供するためのトリム工程で端部に亀裂が発生したため、ホットスタンプを実施しなかった。
　本発明によれば、高強度と優れた衝撃吸収性とを併せ持つホットスタンプ成形体、その素材として好適な鋼板、およびこれらの製造方法を提供することができる。
　このホットスタンプ成形体は、近年、自動車用鋼板に求められる、高強度と衝撃吸収性との両立の要求に応え、自動車の燃費と衝突安全性とを向上させることができる。

Claims (14)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：１．００～２．５０％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０００％以下、
    　Ａｌ：０．００１０～１．００００％、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～３．００％、
    　Ｏ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～１．００％、
    　Ｍｇ：０～１．００％、
    　ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    　Ｓｂ：０～０．０２０％、
    　Ｚｒ：０～０．１０％、
    　Ｓｎ：０～０．１０％、
    　Ａｓ：０～０．１０％、及び
    　残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　表面から厚さ方向に厚さの１／４の位置を１／４深さ位置としたとき、
    　前記１／４深さ位置において、円相当直径が５ｎｍ以上のε炭化物の個数密度が、２０個／μｍ２以上である、
    ホットスタンプ成形体。
  2. 　前記表面から前記厚さ方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、
    　前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも小さい、
    請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも、ビッカース硬さでＨＶ１００以上小さい、
    請求項２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．０３～０．５０％、及び
    　Ｖ：０．０１～０．５０％、
    からなる群から選択される１種以上を含む、
    請求項１～３のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
    　Ｂ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｎｉ：０．１０～１．００％、
    　Ｃｕ：０．１０～１．００％、及び
    　Ｗ：０．１０～３．００％、
    からなる群から選択される１種以上を含む、
    請求項１～３のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｏ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃａ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｇ：０．０１～１．００％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．０２０％、
    　Ｚｒ：０．０１～０．１０％、
    　Ｓｎ：０．０１～０．１０％、及び
    　Ａｓ：０．０１～０．１０％、
    からなる群から選択される１種以上を含む、
    請求項１～３のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形体。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：１．００～２．５０％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０００％以下、
    　Ａｌ：０．００１０～１．００００％、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～３．００％、
    　Ｏ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～１．００％、
    　Ｍｇ：０～１．００％、
    　ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    　Ｓｂ：０～０．０２０％、
    　Ｚｒ：０～０．１０％、
    　Ｓｎ：０～０．１０％、
    　Ａｓ：０～０．１０％、及び
    　残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を１／４深さ位置としたとき、
    　前記１／４深さ位置において、ミクロ組織が、面積率で、
    　フェライト：５０％超、１００％以下、
    　パーライト：０～４０％、
    　ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト：合計で０％以上、１０％未満、
    からなり、
    　前記１／４深さ位置において、円相当直径が０．２μｍ以上であるＮｂ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｒの１種以上の炭化物の個数密度が、５．０個／１０μｍ２未満である、
    鋼板。
  8. 　前記表面から前記板厚方向に５０μｍの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、
    　前記５０μｍ深さ位置の硬さが、前記１／４深さ位置の硬さよりも小さい、
    請求項７に記載の鋼板。
  9. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．０３～０．５０％、及び
    　Ｖ：０．０１～０．５０％、
    からなる群から選択される１種以上を含む、
    請求項７または８に記載の鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
    　Ｂ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｎｉ：０．１０～１．００％、
    　Ｃｕ：０．１０～１．００％、及び
    　Ｗ：０．１０～３．００％、
    からなる群から選択される１種以上を含む、
    請求項７または８に記載の鋼板。
  11. 　請求項１に記載のホットスタンプ成形体を製造する方法であって、
    　請求項７に記載の鋼板を、Ａｃ３点および８００℃のうち高い方の温度以上、９５０℃以下の最高加熱温度に加熱し、前記最高加熱温度で６０～７２０秒間保持した後、前記最高加熱温度から３００℃までの平均冷却速度が、１０～５００℃／秒となるように、３００℃以下まで冷却するホットスタンプ工程と、
    　前記ホットスタンプ工程後の前記鋼板を、焼戻す焼戻し工程と、
    を含み、
    　前記焼戻し工程では、
    　　前記鋼板を、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する、
    　　前記鋼板を８０℃未満まで２０～５００℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、再加熱し、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する、または、
    　　前記鋼板を、８０～３００℃で６．０秒間以上保持し、前記鋼板を８０℃未満まで２０～５００℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、再加熱し、８０～３００℃で６．０秒間以上保持する、
    ホットスタンプ成形体の製造方法。
  12. 　請求項７に記載の鋼板を製造する方法であって、
    　質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．４０％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０００％以下、Ａｌ：０．００１０～１．００００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｗ：０～３．００％、Ｏ：０～０．１００％、Ｃａ：０～１．００％、Ｍｇ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．００５０％、Ｓｂ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～０．１０％、Ａｓ：０～０．１０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブを、１１５０～１３５０℃に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記スラブを、仕上圧延温度が８００～９５０℃となるように熱間圧延して鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程の完了から５．０秒以内に開始され、前記熱間圧延工程後の前記鋼板を、平均冷却速度が１０～１００℃／秒となるように７５０℃以下まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後の前記鋼板を、５００℃超、７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、かつ、前記巻取温度～５００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ超とする、巻取工程と、
    　前記巻取工程後の前記鋼板に、１０～６０％の板厚減少率で冷間圧延を行う、冷間圧延工程と、
    を有する、
    鋼板の製造方法。
  13. 　前記冷間圧延工程の後、前記鋼板を、７００～９２０℃の焼鈍温度まで加熱し、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気で、前記焼鈍温度にて１２０～５００秒保持する熱処理工程を有する、
    請求項１２に記載の鋼板の製造方法。
  14. 　前記熱処理工程の後に、前記鋼板に圧下率が０．０５～２．０％のスキンパス圧延を施すスキンパス工程を有する、
    請求項１３に記載の鋼板の製造方法。
PCT/JP2024/003766 2023-02-06 2024-02-05 ホットスタンプ成形体及び鋼板、並びにこれらの製造方法 WO2024166881A1 (ja)

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