WO2025263129A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体

Info

Publication number
WO2025263129A1
WO2025263129A1 PCT/JP2025/016512 JP2025016512W WO2025263129A1 WO 2025263129 A1 WO2025263129 A1 WO 2025263129A1 JP 2025016512 W JP2025016512 W JP 2025016512W WO 2025263129 A1 WO2025263129 A1 WO 2025263129A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
less
stamped
content
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/016512
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
伸麻 吉川
正美 澤田
翔平 藪
達也 森井
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of WO2025263129A1 publication Critical patent/WO2025263129A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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

Definitions

  • Hot stamping technology has come to be used as a method for press-forming difficult-to-form materials such as high-strength steel plates.
  • Hot stamping technology is a hot forming technique in which the material to be formed is heated before being formed.
  • the material is heated before being formed.
  • the steel is soft during forming and has good formability. This allows even high-strength steel plates to be formed into complex shapes with high precision.
  • the material is quenched at the same time as it is formed using a press die, so the steel part has sufficient strength after forming.
  • Patent Document 1 discloses that hot stamping technology can impart a tensile strength of 1,400 MPa or more to steel components after forming.
  • the deformability of steel components decreases as their strength increases. As a result, they may fracture early during a collision or in areas where deformation is concentrated, resulting in an inability to demonstrate crushing strength commensurate with the material's strength and insufficient energy absorption. Therefore, in order to improve automobile collision safety, the steel components used must not only have improved material strength, but also improved deformability. Therefore, in order to apply ultra-high-strength steel components such as hot-stamped bodies to vehicle bodies, technology is needed to provide steel components that have greater deformability than conventional components and can absorb sufficient energy during a collision.
  • Patent Document 2 discloses a hot press-formed product that has excellent toughness and a tensile strength of 1.8 GPa or more.
  • Patent Document 3 discloses a steel material having an extremely high tensile strength of 2.0 GPa or more, and further having good toughness and ductility.
  • Patent Document 4 discloses a steel material having a high tensile strength of 1.8 GPa or more and also having good toughness.
  • Patent Document 5 discloses a steel material having an extremely high tensile strength of 2.0 GPa or more and also having good toughness.
  • This disclosure was made in consideration of the above-mentioned circumstances, and aims to provide a hot-stamped product with high strength and excellent deformability.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] Chemical composition, in mass%, C: 0.380-1.000%, Si: 0.01-2.00%, Mn: 0.01% or more and less than 1.00% P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001-1.000%, N: 0.0150% or less, O: 0.1000% or less, B: 0.0003 to 0.0100%, Cr: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.50%, W: 0-3.00%, Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.100%, Ni: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, Co: 0-1.000%, V: 0 to 0.500%, Zr: 0 to 0.100%, Ca: 0-1.0000%, Mg: 0 to 1.0000%, REM: 0 to 0.0050%, Sn: 0-0.100%, Contains Sb: 0 to 0.020% and As: 0 to 0.100%; the
  • the chemical composition is, in mass%, Cr: 0.01-0.50%, Mo: 0.01-0.50%, W: 0.01-3.00%, Ti: 0.001 to 0.100%, Nb: 0.001 to 0.100%, Ni: 0.01-1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, Co: 0.001 to 1.000%, V: 0.001-0.500%, Zr: 0.001 to 0.100%, Ca: 0.0001-1.0000%, Mg: 0.0001 to 1.0000%, REM: 0.0001-0.0050%, Sn: 0.001 to 0.100%,
  • the hot stamped product according to this embodiment will be described in detail below. First, the reasons for limiting the chemical composition of the hot stamped product according to this embodiment will be explained.
  • the hot-stamped steel according to this embodiment has the following chemical composition:
  • the hot-stamped steel is made of only a steel plate, it can be said that the hot-stamped steel has the chemical composition shown below.
  • the numerical ranges indicated by “to” include the lower and upper limits. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” are not included in the numerical range. All percentages regarding chemical compositions are by mass.
  • C 0.380-1.000% C is an element that significantly affects the strength of a hot-stamped steel sheet. If the C content is less than 0.380%, the desired strength cannot be obtained in the hot-stamped steel sheet. Therefore, the C content is set to 0.380% or more. The C content is preferably more than 0.400%, 0.450% or more, or 0.500% or more. On the other hand, if the C content exceeds 1.000%, the strength of the hot-stamped steel sheet becomes too high, resulting in a decrease in the deformability of the hot-stamped steel sheet. Therefore, the C content is set to 1.000% or less. The C content is preferably 0.800% or less, 0.750% or less, 0.700% or less, or 0.650% or less.
  • Mn 0.01% or more, less than 1.00%
  • Mn is an element that improves the strength of the hot-stamped body and the hardenability of the steel. If the Mn content is less than 0.01%, the strength of the hot-stamped body decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more, 0.20% or more, 0.30% or more, or 0.40% or more. On the other hand, if the Mn content is 1.00% or more, the deformability of the hot-stamped steel deteriorates. Therefore, the Mn content is set to less than 1.00%.
  • the Mn content is preferably 0.80% or less, or 0.60% 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 deformability of the hot-stamped steel sheet is reduced. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, 0.040% or less, or 0.030% or less.
  • the P content may be 0%. However, since an excessive reduction in the P content increases the refining cost, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that affects non-metallic inclusions in steel and deteriorates the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the S content may be 0%. However, since excessively reducing the S content increases the manufacturing cost of the desulfurization step, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.001-1.000%
  • Al is an element used as a deoxidizer for molten steel. If deoxidation is insufficient, the deformability of the hot-stamped steel will deteriorate due to the excess oxides produced.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more or 0.030% or more.
  • the Al content exceeds 1.000%, many nonmetallic inclusions are formed, making the hot-stamped steel more susceptible to surface defects. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.700% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • the N content is set to 0.0150% or less.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, 0.0080% or less, or 0.0060% or less.
  • the N content may be 0%.
  • the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the N content is more preferably 0.0010% or more.
  • the O content is set to 0.1000% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less.
  • the O content may be 0%.
  • the O content may be set to 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • B 0.0003-0.0100%
  • B is an element that improves the hardenability of steel and thereby improves the strength of the hot-stamped body. If the B content is less than 0.0003%, the above effect cannot be obtained, and the strength of the hot-stamped body decreases. Therefore, the B content is set to 0.0003% or more.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, 0.0007% or more, or 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, the above effects will saturate, cracks may occur during hot rolling, and borides may deteriorate the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the balance of the chemical composition of the hot stamped product according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are inevitably mixed in from steel raw materials or scrap and/or during the steelmaking process, and are permissible to the extent that they do not impair the properties of the hot stamped product according to this embodiment.
  • the hot stamped steel according to this embodiment may contain the following optional elements in place of a portion of the Fe. If none of the following optional elements are contained, the content is 0%.
  • Cr 0-0.50% Cr is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of hot-stamped steel. Cr also has the effect of improving the corrosion resistance of hot-stamped steel. Therefore, Cr may be contained as necessary. To ensure the above effects, the Cr content is preferably 0.01% or more. The Cr content is more preferably 0.02% or more, 0.03% or more, 0.04% or more, or 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, the carbides present after hot rolling, cold rolling, or annealing (including after plating) are stabilized, which may delay the dissolution of the carbides during heating during hot stamping and reduce hardenability. As a result, the strength and deformability of the hot-stamped steel may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content is preferably set to 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.30% or less.
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of hot-stamped steel. Mo also has the effect of improving the corrosion resistance of hot-stamped steel. Therefore, Mo may be contained as needed. To ensure the above effects, the Mo content is preferably 0.01% or more. The Mo content is more preferably 0.05% or more, 0.07% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.50%, the carbides present after hot rolling, cold rolling, or annealing (including after plating) are stabilized, which may delay the dissolution of the carbides during heating during hot stamping and reduce hardenability. As a result, the strength and deformability of the hot-stamped steel may decrease. Therefore, the Mo content is set to 0.50% or less. The Mo content is preferably 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
  • W 0 to 3.00% W is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of a hot-stamped body. W also has the effect of improving the corrosion resistance of a hot-stamped body. Therefore, W may be contained as necessary. To ensure that the above effects are exerted, the W content is preferably 0.01% or more. The W content is more preferably 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more.
  • the W content is set to 3.00% or less.
  • the W content is preferably 2.00% or less, 1.00% or less, or 0.50% or less.
  • Ti 0 ⁇ 0.100%
  • Ti has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot-stamped steel through precipitation strengthening. Furthermore, Ti fixes N as nitrides, suppressing BN formation and enhancing the hardenability-improving effect of B. Therefore, Ti may be added as needed.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more.
  • the Ti content exceeds 0.100%, excessive carbonitrides are formed, degrading the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • Nb 0-0.100%
  • Nb has the effect of forming fine carbides in steel and increasing the strength of the hot-stamped body through precipitation strengthening. Nb also has the effect of improving the strength and deformability of the hot-stamped body by refining the metal structure. Therefore, Nb may be added as needed.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.010% or more, 0.020% or more, 0.025% or more, or 0.035% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides is formed, degrading the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less.
  • the Nb content is preferably 0.090% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
  • Ni 0-1.00%
  • Ni is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of a hot-stamped body. Ni also has the effect of improving the corrosion resistance of a hot-stamped body. Therefore, Ni may be contained as needed.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.04% or more, 0.08% or more, or 0.10% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • the Ni content is preferably 0.90% or less, 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.20% or less.
  • Cu 0-1.00%
  • Cu is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of the hot-stamped body. Cu also has the effect of improving the corrosion resistance of the hot-stamped body. Therefore, Cu may be contained as necessary.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more, 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less, 0.60% or less, or 0.40% or less.
  • Co 0-1.000%
  • Co is an element that has the effect of raising the Ms point and improving the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, Co may be added as necessary.
  • the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is more preferably 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • Co is an expensive element, and if the Co content exceeds 1.000%, the alloy cost increases. Therefore, the Co content is set to 1.000% or less.
  • the Co content is preferably 0.800% or less, 0.600% or less, 0.400% or less, or 0.200% or less.
  • V 0-0.500%
  • V has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of the hot-stamped body through precipitation strengthening. Furthermore, V has the effect of improving the strength and deformability of the hot-stamped body through refining the metal structure. Therefore, V may be added as necessary.
  • the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • the V content exceeds 0.500%, excessive carbonitrides are formed, degrading the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, the V content is set to 0.500% or less.
  • the V content is preferably 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.200% or less.
  • Zr 0-0.100%
  • Zr has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot-stamped steel through precipitation strengthening. Furthermore, it has the effect of fixing N as nitrides, suppressing BN formation, and enhancing the hardenability-improving effect of B. Therefore, Zr may be added as needed.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content is more preferably 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • the Zr content is set to 0.100% or less, and preferably 0.080% or less or 0.050% or less.
  • Ca 0 ⁇ 1.0000%
  • Ca has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, Ca may be added as needed.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the Ca content is set to 1.0000% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0400% or less, 0.0200% or less, 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • Mg 0-1.0000% Mg has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, Mg may be added as needed.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the Mg content is set to 1.0000% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0400% or less, 0.0200% or less, 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • REM 0 ⁇ 0.0050% REM has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, REM may be added as needed.
  • the REM content is preferably 0.0001% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the REM content is set to 0.0050% or less.
  • the REM content is preferably 0.0100% or less or 0.0050% or less.
  • 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.
  • Sn 0-0.100% Sn has the effect of improving the corrosion resistance of the hot stamped steel. Therefore, Sn may be contained as necessary. To ensure this effect, the Sn content is preferably 0.001% or more. The Sn content is more preferably 0.010% or 0.030% or more. On the other hand, since the above effect saturates even if the Sn content exceeds 0.100%, the Sn content is set to 0.100% or less, and preferably 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • Sb 0-0.020%
  • Sb has the effect of improving the corrosion resistance of the hot-stamped steel. Therefore, Sb may be contained as necessary.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.005% or 0.010% or more.
  • the Sb content is set to 0.020% or less, and preferably 0.015% or less.
  • the As content is preferably 0.001% or more.
  • the As content is more preferably 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • the As content is set to 0.100% or less.
  • the As content is preferably 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • the chemical composition of the above-mentioned hot stamped body can be measured by taking a test piece from the surface of the hot stamped body in the thickness direction, within a range of 1/4 to 3/4 of the plate thickness, and measuring this test piece using a common analytical method.
  • measurement can be performed using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S 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 hot stamped steel according to this embodiment has an Hvi, which is the average Vickers hardness at a position from the surface to 1 ⁇ 4 of the plate thickness, of 615 HV or more, an Hvs/Hvi, which is the ratio of Hvs, the average Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface, to the Hvi, of 0.50 to 0.75, and a Vickers hardness gradient in a region from a depth of 20 ⁇ m to a depth of 60 ⁇ m from the surface, of 3.5 HV/ ⁇ m or less.
  • Hvi is the average Vickers hardness at a position from the surface to 1 ⁇ 4 of the plate thickness, of 615 HV or more
  • an Hvs/Hvi which is the ratio of Hvs, the average Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface, to the Hvi, of 0.50 to 0.75
  • a Vickers hardness gradient in a region from a depth of 20 ⁇ m to a depth of 60 ⁇ m from the surface
  • the surface of the hot-stamped body refers to the surface of the steel sheet if the hot-stamped body consists only of steel sheet, and refers to the interface between the plating layer and the steel sheet if the hot-stamped body has a plating layer on its surface.
  • the interface between the plating layer and the steel sheet is defined by GDS measurement, which will be described later.
  • Hvi 615 HV or more If Hvi, which is the average value of the Vickers hardness at a position 1/4 of the sheet thickness from the surface, is less than 615 HV, the desired strength of the hot-stamped steel sheet cannot be obtained. Therefore, Hvi is set to 615 HV or more. Hvi is preferably set to 630 HV or more, 650 HV or more, 680 HV or more, or 715 HV or more. If the Hvi is excessively high, the deformability of the hot stamped steel may deteriorate. Therefore, the Hvi is preferably less than 1000 HV or less than 900 HV.
  • Hvs/Hvi 0.50-0.75 If Hvs/Hvi, which is the ratio of Hvs, the average value of Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface, to Hvi, is less than 0.50, only the outermost surface layer will be excessively elongated when subjected to bending deformation, and the deformability of the hot-stamped body will deteriorate. Therefore, Hvs/Hvi is set to 0.50 or more. Hvs/Hvi is preferably 0.52 or more or 0.55 or more. On the other hand, if Hvs/Hvi exceeds 0.75, fine cracks are likely to occur near the surface layer, and the deformability of the hot-stamped steel sheet deteriorates. Therefore, Hvs/Hvi is set to 0.75 or less. Hvs/Hvi is preferably 0.72 or less or 0.70 or less.
  • the Vickers hardness of the hot stamped body is measured by the following method.
  • a test specimen is cut from an arbitrary position at least 50 mm away from the end face of the hot-stamped body so that a cross section perpendicular to the surface (sheet thickness cross section) can be observed.
  • sheet thickness cross section After buffing the sheet thickness cross section of the steel sheet, a Vickers hardness test is performed in accordance with JIS Z 2244-1:2020.
  • the Vickers hardness test is performed at a depth of 20 ⁇ m from the surface using a micro Vickers hardness tester, with a load of 0.098 N and a load holding time of 10 seconds. Because measured values near the surface tend to vary depending on the load, the load is set to 0.098 N in this embodiment.
  • At least five measurement points are set at a depth of 20 ⁇ m from the surface.
  • the spacing between each measurement point is at least three times the size of the indentation. If it is not possible to measure five or more points on one sample, measurements are performed on multiple samples.
  • the Vickers hardness is measured at five or more measurement points and the average value is calculated to obtain Hvs, the average Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface.
  • the average Vickers hardness value at a position 1/4 of the plate thickness from the surface is measured at a position 1/4 of the plate thickness from the surface using the same method as for measuring Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface. Vickers hardness is measured at at least five measurement points at a position 1/4 of the plate thickness from the surface, and Hvi is obtained by calculating the average value.
  • Vickers hardness gradient in the region from 20 ⁇ m deep to 60 ⁇ m deep from the surface 3.5 HV/ ⁇ m or less If the Vickers hardness gradient in the region from 20 ⁇ m deep to 60 ⁇ m deep from the surface exceeds 3.5 HV/ ⁇ m, fine cracks will occur at the boundary between the soft layer near the surface and the inner layer, degrading the deformability of the hot-stamped body. Therefore, the Vickers hardness gradient in the region from 20 ⁇ m deep to 60 ⁇ m deep from the surface is set to 3.5 HV/ ⁇ m or less.
  • the Vickers hardness gradient in the region from 20 ⁇ m deep to 60 ⁇ m deep from the surface is preferably 3.2 HV/ ⁇ m or less, 3.0 HV/ ⁇ m or less, less than 2.5 HV/ ⁇ m, or less than 2.0 HV/ ⁇ m. If the Vickers hardness gradient is too low, fine cracks may occur in the vicinity of the surface layer during bending deformation, and the deformability of the hot-stamped body may deteriorate. Therefore, the Vickers hardness gradient in the region from a depth of 20 ⁇ m to a depth of 60 ⁇ m from the surface is preferably 1.0 HV/ ⁇ m or more, 1.2 HV/ ⁇ m or more, or 1.5 HV/ ⁇ m or more.
  • the Vickers hardness gradient of the hot stamped body is measured by the following method. Similar to the method for measuring Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface, a test piece is cut out and polished, and then a Vickers hardness test is performed. The measurement points are located on a line (straight line) from the surface in the thickness direction (direction perpendicular to the surface), at a depth of 20 ⁇ m from the surface and at a depth of 60 ⁇ m from the surface. The difference between the Vickers hardness at a depth of 60 ⁇ m from the surface and the Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface is divided by the measurement distance (40 ⁇ m) to obtain the rate of change of Vickers hardness with respect to depth. The Vickers hardness is measured on at least five or more lines to determine the respective rate of change, and the average value is calculated to obtain the gradient of Vickers hardness in the region from a depth of 20 ⁇ m to a depth of 60 ⁇ m from the surface.
  • Bs_max/Bi 0.75 or more
  • Bs_max/Bi which is the ratio of Bs_max, the maximum value of the B concentration in the region from the surface to a depth of 10 ⁇ m from the surface, to Bi, the B concentration at a depth of 100 ⁇ m from the surface, is preferably 0.75 or more.
  • Bs_max/Bi 0.80 or more. If Bs_max/Bi is too high, the productivity of the hot-stamped steel sheet is significantly impaired. Furthermore, the hardness distribution of the hot-stamped steel sheet may not be controlled appropriately. Therefore, it is preferable that Bs_max/Bi is less than 5.00 or less than 4.50.
  • Bs_max which is the maximum value of the B concentration in the region from the surface of the hot-stamped body to a depth of 10 ⁇ m from the surface
  • Bi which is the B concentration at a depth of 100 ⁇ m from the surface
  • the measurement pitch is adjusted so that there are 1,200 to 1,800 measurement points from the surface of the steel sheet to a depth of 100 ⁇ m.
  • the surface of the steel sheet is defined as the depth at which the Fe concentration first reaches 95% or more of the "Fe concentration at a depth of 100 ⁇ m from the measurement start surface.”
  • the depth at which the Fe concentration first reaches 95% or more of the "Fe concentration at a depth of 100 ⁇ m from the measurement start surface” is defined as the interface between the coating layer and the steel sheet, i.e., the surface of the steel sheet.
  • the surface of the steel sheet is similarly defined based on the Fe concentration at the measurement point closest to a depth of 100 ⁇ m from the measurement start surface. From the obtained measurement results, the maximum value of the B concentration in the region from the surface to a depth of 10 ⁇ m from the surface, and the B concentration at a depth of 100 ⁇ m from the surface are obtained, and the ratio of Bs_max to Bi is calculated. If there is no measurement point at a depth of 100 ⁇ m from the surface, the B concentration at the measurement point closest to a depth of 100 ⁇ m from the surface is taken as Bi. This measurement is carried out five times, changing the measurement location. The average value of the ratios of Bs_max to Bi obtained from the five measurements is calculated to obtain Bs_max/Bi.
  • the metal structure of the steel sheet constituting the hot stamped steel is not particularly limited as long as the desired deformability can be obtained, but it is preferable that the steel sheet has the metal structure shown below.
  • the steel sheet constituting the hot-stamped steel according to this embodiment preferably has a metallographic structure containing the following amounts of martensite. In the following description of the metallographic structure, "%" means “volume %.”
  • the metal structure at a position from the surface to 1/4 of the plate thickness preferably contains martensite at a volume fraction of more than 90.0%. Since martensite is an effective structure for increasing the strength of the hot-stamped body, the volume fraction of martensite is preferably greater than 90.0%. If the volume fraction of martensite is 90.0% or less, the Vickers hardness (Hvi) of the inner layer portion of the hot-stamped body may be less than 615 HV, resulting in insufficient strength.
  • the volume fraction of martensite is more preferably greater than 91.0%, greater than 93.0%, or greater than 95.0%. There is no need to particularly set an upper limit for the volume fraction of martensite.
  • the volume fraction of martensite is 99.0% or less or 98.0% or less.
  • the martensite includes not only fresh martensite that has not been tempered, but also tempered martensite that has been tempered and contains iron carbides therein.
  • the remainder of the metal structure of the inner layer portion may contain ferrite, pearlite, bainite, or retained austenite, and may further contain precipitates such as cementite present alone or oxides. Since it is not necessary to contain ferrite, pearlite, bainite, retained austenite, and precipitates, the lower limits of the volume fractions of ferrite, pearlite, bainite, retained austenite, and precipitates are all 0%.
  • Retained austenite has the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 0.5% or more, 1.0% or more, or 2.0% or more.
  • excessively increasing the volume fraction of retained austenite requires austempering at high temperatures after hot stamping, which significantly reduces the productivity of the hot-stamped steel.
  • excessive retained austenite may degrade the deformability of the hot-stamped steel. Therefore, it is preferable to set the volume fraction of retained austenite to less than 9.0%, less than 7.0%, less than 5.0%, or less than 4.0%.
  • the volume fraction of each structure is measured by the following method.
  • a test piece is taken from an arbitrary position at least 50 mm away from the end face of the hot-stamped body, and the cross section of the steel plate through the plate thickness is buffed. Thereafter, the structure is observed at a position 1/4 of the plate thickness from the surface (the observation region includes the position 1/4 of the plate thickness from the surface, and is acceptable as long as it is in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface in the thickness direction).
  • the polished surface is subjected to nital etching or electrolytic polishing, and then a structural photograph is taken using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM).
  • the obtained structural photograph is subjected to image analysis based on brightness differences or differences in the morphology of iron carbides present in the phase, thereby obtaining the area ratios of ferrite, pearlite, bainite, tempered martensite, and precipitates.
  • similar observation positions are subjected to Lepera etching, and then a structural photograph is taken using an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM).
  • the obtained structural photograph is subjected to image analysis to calculate the total area ratio of "retained austenite and fresh martensite.” Furthermore, after electrolytic polishing of the cross section of the plate thickness at the same observation position, the area fraction of the retained austenite is measured using an SEM equipped with an electron backscatter pattern analyzer (EBSP). The area fraction of the retained austenite is obtained by calculating the area fraction of the region having an fcc crystal structure from the crystal orientation information obtained by the EBSP analysis.
  • EBSP electron backscatter pattern analyzer
  • the area fraction of fresh martensite is obtained by subtracting the area fraction of retained austenite from the total area fraction of the above-mentioned "retained austenite and fresh martensite.” Based on these results, the area fractions of ferrite, pearlite, bainite, martensite (tempered martensite and fresh martensite), retained austenite, and precipitates are obtained. The area fractions are then considered to be equal to the volume fractions, and the obtained area fractions are regarded as the volume fractions of each structure.
  • tempered martensite can be distinguished from fresh martensite by the presence of iron carbides within it. Tempered martensite can also be distinguished from bainite by the fact that the iron carbides present within it are elongated in multiple directions rather than in a single direction. Elongated in a single direction means that the difference in elongation direction is within 5°.
  • the plate thickness of the hot-stamped product according to this embodiment is not particularly limited, but from the viewpoint of reducing the vehicle body weight, it is preferably 2.5 mm or less, 2.0 mm or less, 1.8 mm or less, or 1.6 mm or less. On the other hand, from the viewpoint of ensuring sufficient shock absorption, the plate thickness is preferably 0.4 mm or more, 0.6 mm or more, 0.8 mm or more, or 1.0 mm or more.
  • the hot-stamped product according to this embodiment may have a plating layer on its surface. Having a plating layer on its surface can improve corrosion resistance after hot stamping.
  • the plating layer may be formed on both sides or one side of the hot-stamped product.
  • Examples of plating layers include an aluminum-based plating layer formed by hot stamping a steel sheet for hot stamping that has a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip aluminum-zinc alloy plating layer, a hot-dip aluminum-silicon alloy plating layer, or the like; and a zinc-based plating layer formed by hot stamping a steel sheet for hot stamping that has a hot-dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, a galvannealed layer, a hot-dip zinc-aluminum alloy plating layer, an electrogalvanized-nickel alloy plating layer, or the like.
  • the hot-stamped steel according to this embodiment can be produced by hot stamping a steel sheet for hot stamping that has been produced by a production method in which the pickling conditions after hot rolling and the annealing conditions after cold rolling are preferably controlled.
  • a method for producing a steel sheet for hot stamping, which can produce a hot-stamped steel according to this embodiment will be described.
  • Hot stamping steel sheet is manufactured by a manufacturing method including a hot rolling process in which a slab having the above-mentioned chemical composition is hot rolled to form a hot rolled steel sheet, a pickling process in which the hot rolled steel sheet is pickled, a cold rolling process in which the pickled hot rolled steel sheet is cold rolled to form a cold rolled steel sheet, and an annealing process in which the cold rolled steel sheet is annealed to form an annealed steel sheet.
  • the heating temperature of the slab used for hot rolling there are no particular restrictions on the heating temperature of the slab used for hot rolling, but to prevent coarsening of austenite, it is preferable to set it to less than 1250°C, and more preferably less than 1200°C. Since rolling becomes difficult if the slab heating temperature is too low, the slab heating temperature may be 1050°C or higher.
  • the heated slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolling is preferably completed in a temperature range of Ar 3 point or higher in order to refine the metal structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after the rolling is completed.
  • the coiling temperature is preferably less than 600° C. If the coiling temperature is 600° C. or higher, thermally stable iron carbides are formed, which may deteriorate the deformability of the hot-stamped steel sheet. Furthermore, an excessive internal oxide layer is formed, which may remain even after pickling, as described below, making it impossible to preferably control the hardness distribution and B concentration distribution of the hot-stamped steel sheet. On the other hand, if the coiling temperature is too low, the hot-rolled steel sheet becomes excessively hard, making it difficult to perform cold rolling. Therefore, the coiling temperature is preferably set to more than 400°C.
  • the hot-rolled and coiled hot-rolled steel sheet is subjected to pickling.
  • the pickling conditions are as follows: an aqueous solution of hydrogen chloride is used as the pickling bath, the hydrogen chloride concentration is preferably 5 mass% or more, the pickling temperature is preferably 60°C or more, and the pickling time is preferably 30 seconds or more.
  • the internal oxide layer is appropriately removed, and the hardness distribution and B concentration distribution of the hot-stamped steel can be preferably controlled.
  • the hydrogen chloride concentration is preferably 15 mass% or less
  • the pickling temperature is preferably 95°C or less
  • the pickling time is preferably 120 seconds or less.
  • the hot-rolled steel sheet after pickling is cold-rolled according to a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cumulative reduction in cold rolling is preferably 30% or more. If the cumulative reduction is less than 30%, the metal structure of the steel sheet for hot stamping may become coarse. If the metal structure of the steel sheet for hot stamping is coarse, the metal structure of the hot-stamped body will also become coarse after hot stamping, causing a decrease in the deformability of the body. On the other hand, an excessive increase in the cumulative reduction rate increases the load on the rolling equipment and causes a decrease in productivity, so the cumulative reduction rate is preferably less than 70%.
  • treatment such as degreasing may be carried out in accordance with a conventional method.
  • Annealing cold-rolled steel sheet produces annealed steel sheet.
  • the surface layer of the steel sheet is appropriately decarburized by controlling the soaking temperature, soaking time, annealing atmosphere, and primary cooling conditions.
  • Annealing conditions include a soaking temperature of preferably 730°C or higher and lower than 820°C, a soaking time of preferably 200 seconds or higher and lower than 400 seconds, and a dew point of the soaking atmosphere of preferably 0 to 20°C.
  • the soaking atmosphere is preferably a nitrogen-hydrogen atmosphere containing 2% or higher and lower than 15% by volume of hydrogen.
  • the soaking temperature is less than 730°C or more than 820°C, if the soaking time is less than 200 seconds, or if the dew point of the atmosphere during soaking is less than 0°C or more than 20°C, the amount of decarburization will be insufficient, and the hardness distribution of the hot-stamped product may not be able to be controlled favorably.
  • the soaking temperature is 820°C or more, grain growth may cause the metal structure of the annealed steel sheet to coarsen, and the deformability of the hot-stamped product may decrease.
  • the soaking time is 400 seconds or more, decarburization will be excessive, and the hardness distribution of the hot-stamped product may not be able to be controlled favorably.
  • the dew point of the atmosphere during soaking is more than 20°C, the Fe in the surface layer of the steel sheet may oxidize, and the amount of decarburization may be insufficient.
  • the primary cooling After holding at the soaking temperature, it is preferable to perform primary cooling to a temperature range of 650°C or less at an average cooling rate of 5°C/s or less.
  • the dew point of the atmosphere during primary cooling is preferably -20°C or less.
  • the average cooling rate is the temperature difference between the start and end points of the set range divided by the elapsed time from the start point to the end point.
  • the annealed steel sheet produced by the above-mentioned method may be plated in accordance with conventional methods to produce plated steel sheet.
  • the annealed steel sheet or plated steel sheet obtained in this manner may be temper rolled in accordance with conventional methods.
  • the hot-stamped steel according to this embodiment can be obtained by a production method including a heating step of heating a steel sheet for hot stamping (annealed steel sheet or plated steel sheet) produced by the above-described method, and a hot stamping step of hot stamping the heated steel sheet for hot stamping.
  • a production method including a heating step of heating a steel sheet for hot stamping (annealed steel sheet or plated steel sheet) produced by the above-described method, and a hot stamping step of hot stamping the heated steel sheet for hot stamping.
  • the heating step prior to the hot stamping step, a steel sheet for hot stamping having the above-mentioned chemical composition is heated.
  • the maximum heating temperature is preferably 800°C or higher and above Ac 3 point, and the holding time at the maximum heating temperature (the residence time in the temperature range from (maximum heating temperature - 10°C) to the maximum heating temperature) is preferably more than 60 seconds.
  • the residence time in the temperature range from Ac 1 point to Ac 3 point to 30 seconds or more.
  • the Ac 1 point and Ac 3 point are calculated by the following formulas (1) and (2).
  • Ac 1 (°C) 723 + 29.1 x Si - 10.7 x Mn + 16.9 x Cr + 16.9 x Ni + 6.38 x W + 290 x As... (1)
  • Ac 3 (°C) 910-203 ⁇ C+44.7 ⁇ Si-30 ⁇ Mn+700 ⁇ P+400 ⁇ Al-11 ⁇ Cr+31.5 ⁇ Mo-15.2 ⁇ Ni-20 ⁇ Cu+400 ⁇ Ti+104 ⁇ V+13.1 ⁇ W+120 ⁇ As...(2)
  • the element symbols indicate the content (mass%) of each element in the chemical composition of the steel sheet for hot stamping, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • the residence time in the temperature range from Ac 1 point to Ac 3 point to 30 seconds or more By setting the residence time in the temperature range from Ac 1 point to Ac 3 point to 30 seconds or more, the B concentration distribution in the surface layer of the hot-stamped material is improved, and the deformability of the hot-stamped material is further improved. If the maximum heating temperature is Ac 3 point or lower or less than 800°C, or if the holding time at the maximum heating temperature is 60 seconds or shorter, the volume fraction of martensite in the metal structure of the inner layer of the hot-stamped body may be insufficient, resulting in a decrease in the strength of the hot-stamped body.
  • the maximum heating temperature is preferably less than 1050°C, and the holding time at the maximum heating temperature is preferably less than 600 seconds.
  • the hot stamping process it is preferable to remove the heated steel sheet for hot stamping from the heating furnace and allow it to cool in the atmosphere, after which hot stamping begins in a temperature range above 750°C. If the starting temperature for hot stamping is below 750°C, excessive ferrite may form in the metal structure of the inner layer of the hot stamped body, which may reduce the strength of the hot stamped body. After forming by hot stamping, the hot stamped body is cooled while held in the die, and/or the hot stamped body is removed from the die and cooled by any method.
  • the average cooling rate from the hot stamping start temperature to 400°C is preferably 30°C/sec or more, 60°C/sec or more, or 90°C/sec or more.
  • the cooling stop temperature for the above cooling is preferably set to less than 90°C.
  • the hot-stamped steel according to this embodiment is obtained.
  • the hot-stamped product may be subjected to a reheat treatment.
  • This reheat treatment further improves the deformability of the hot-stamped product.
  • the reheat treatment is preferably performed at a heating temperature of 120 to 300°C for a holding time at the heating temperature of 10 to 30 minutes.
  • the conditions in the example are merely an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these examples.
  • Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and achieve the objectives of the present invention.
  • the resulting steel was heated to 1200°C and held there for 60 minutes, after which it was subjected to 10 passes of hot rolling in a temperature range above 900°C to obtain a 3.5 mm thick hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet was cooled to 550°C using a water spray.
  • the hot-rolled steel sheet was cooled to 620°C.
  • the cooling end temperature was the coiling temperature, and the hot-rolled steel sheet was loaded into an electric heating furnace held at this coiling temperature and held there for 60 minutes.
  • the hot-rolled steel sheet was then furnace-cooled to room temperature at an average cooling rate of 20°C/hour to simulate slow cooling after coiling.
  • the furnace-cooled hot-rolled steel sheet was subjected to pickling under the conditions shown in Tables 2A and 2B to obtain a pickled steel sheet.
  • the obtained pickled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the cumulative reduction during cold rolling was 60%.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Tables 2A and 2B using a continuous annealing simulator or a hot-dip galvanizing simulator. After primary cooling, the steel sheet was cooled to room temperature to obtain an annealed steel sheet.
  • the atmosphere during soaking was a nitrogen-hydrogen atmosphere containing 2 vol% or more and less than 15 vol% hydrogen.
  • Some of the cold-rolled steel sheets were cooled after the completion of primary cooling and then immersed in a hot-dip galvanizing bath or a hot-dip aluminum plating bath to be subjected to a plating treatment, thereby producing a hot-dip galvanized steel sheet (GI), a hot-dip galvannealed steel sheet (GA), or a hot-dip aluminum plated steel sheet (Al).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA hot-dip galvannealed steel sheet
  • Al hot-dip aluminum plated steel sheet
  • a hot stamping blank was extracted from the obtained annealed steel sheet or plated steel sheet (hot stamping steel sheet), and hot stamped and reheated to obtain a plate-shaped hot stamped product.
  • the hot stamping blank was heated using an electric heating furnace under the conditions shown in Tables 3A and 3B. The atmosphere in the heating furnace was 100% nitrogen. After heating, the hot stamping blank was removed from the heating furnace and allowed to cool. It was then clamped between dies equipped with a cooling device and hot stamped at a forming start temperature of 770°C or higher (except for Test No. 42).
  • the blank was cooled in the die from the forming start temperature to 400°C at an average cooling rate of 50°C/sec or higher to a cooling stop temperature of 80°C or lower.
  • the blank was then reheated by holding at 170°C for 20 minutes.
  • the "residence time" in Tables 3A and 3B indicates the residence time in the temperature range of Ac 1 point to Ac 3 point in the heating step.
  • Test pieces were taken from the resulting hot stamped bodies, and the chemical composition, Vickers hardness, and B concentration distribution were measured using the methods described above.
  • test pieces for bending tests were taken from the hot stamped body and bending tests were conducted in accordance with the German Association of the Automotive Industry standard VDA 238-100.
  • the test pieces were bent so that the ridge direction of the bend was perpendicular to the rolling direction of the hot stamping steel sheet, and the bending angle (VDA bending angle) was determined when the bending load dropped 60N from its peak. If a crack occurred before the bending load reached its peak, the bending angle at the time the crack occurred was determined and used as the VDA bending angle.
  • Tables 3A and 3B show the results of measuring the Vickers hardness and B concentration distribution of the hot stamped bodies, as well as the results of evaluating the mechanical properties of the hot stamped bodies.
  • the contents of each element in the chemical composition of the hot-stamped steel are omitted because they were the same as those shown in Tables 1A and 1B.
  • the volume fraction of martensite was 92.0% or more at a position one-quarter of the thickness from the surface, and the total volume fraction of components other than martensite was 8.0% or less.
  • the maximum heating temperature was as low as 780°C, so the forming start temperature was 750°C or less, and the volume fraction of martensite was 70.0% or less.
  • the hot-stamped steel according to the examples of the present invention has high strength with an Hvi of 615 HV or more, and has excellent deformability with a product of Hvi and VDA bending angle of 30,000 HV ⁇ ° or more. Furthermore, it is clear that a hot-stamped steel having a Bs_max/Bi ratio of 0.75 or more, which is the ratio of Bs_max, the maximum B concentration in the region from the surface to a depth of 10 ⁇ m from the surface, to Bi, the B concentration at a depth of 100 ⁇ m from the surface, has a product of Hvi and VDA bending angle of 35,000 HV ⁇ ° or more, and has particularly excellent deformability.
  • the hot stamped steel according to the comparative example has an Hvi of less than 615 HV, which means that the strength is insufficient, or the product of Hvi and VDA bending angle is less than 30,000 HV ⁇ °, which means that the deformability is poor.

Landscapes

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

Abstract

このホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有し、表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉが６１５ＨＶ以上であり、前記表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓと前記Ｈｖｉとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｉが０．５０～０．７５であり、前記表面から２０μｍ深さ～前記表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配が３．５ＨＶ／μｍ以下であることを特徴とする。

Description

ホットスタンプ成形体
　本開示は、ホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０２４年６月２１日に、日本に出願された特願２０２４－１００１３８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、昨今の環境規制及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及び壁反りが発生し、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、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、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、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、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼部材は十分な強度を有する。
　例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後の鋼部材に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。
　一方、自動車には、衝突安全性も要求される。自動車の衝突安全性は、車体全体や一部部材の衝突試験における圧壊強度と吸収エネルギーとによって評価される。特に圧壊強度は材料強度に大きく依存するので、自動車部材として、超高強度な鋼部材の需要が飛躍的に高まっている。
　しかしながら、一般に鋼部材は、高強度化に伴って変形能が低下する。そのため、衝突圧壊時に早期に破断するか、又は変形が集中するような部位において破断し、材料強度に見合った圧壊強度が発揮されず、十分な吸収エネルギーが得られない場合がある。したがって、自動車の衝突安全性を向上させるためには、用いられる鋼部材に対して、材料強度だけでなく、変形能の向上が求められる。したがって、ホットスタンプ成形体のような超高強度鋼部材を車体に適用するためには、従来以上の変形能を具備し、衝突に対して十分な吸収エネルギーを示す鋼部材を提供する技術が必要である。
　特許文献２には、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。
　特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。
　特許文献４には、１．８ＧＰａ以上という高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。
　特許文献５には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特開２０１２－１８０５９４号公報 日本国特開２０１２－１８０２号公報 国際公開第２０１５／１８２５９６号 国際公開第２０１５／１８２５９１号
　しかしながら、特許文献１～５には、超高強度鋼材の自動車部材としての使用において、より優れた変形能を得る観点から改善の余地がある。
　本開示は上記実情に鑑みてなされたものであり、高い強度及び優れた変形能を備えるホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
［１］化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．３８０～１．０００％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．０１％以上、１．００％未満、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ　：０．０１５０％以下、
Ｏ　：０．１０００％以下、
Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｗ　：０～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～１．０００％、
Ｖ　：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～１．００００％、
Ｍｇ：０～１．００００％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、
Ｓｎ：０～０．１００％、
Ｓｂ：０～０．０２０％、及び
Ａｓ：０～０．１００％を含有し、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉが６１５ＨＶ以上であり、
　前記表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓと前記Ｈｖｉとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｉが０．５０～０．７５であり、
　前記表面から２０μｍ深さ～前記表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配が３．５ＨＶ／μｍ以下であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
［２］前記表面～前記表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値であるＢｓ＿ｍａｘと、前記表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度であるＢｉとの比であるＢｓ＿ｍａｘ／Ｂｉが０．７５以上であることを特徴とする上記［１］に記載のホットスタンプ成形体。
［３］前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｗ　：０．０１～３．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
Ｖ　：０．００１～０．５００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、
Ｃａ：０．０００１～１．００００％、
Ｍｇ：０．０００１～１．００００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｎ：０．００１～０．１００％、
Ｓｂ：０．００１～０．０２０％、及び
Ａｓ：０．００１～０．１００％の１種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載のホットスタンプ成形体。
　本開示に係る上記態様によれば、高い強度及び優れた変形能を備えるホットスタンプ成形体を提供することができる。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の限定理由について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、以下の化学組成を有する。ホットスタンプ成形体が鋼板のみからなる場合には、ホットスタンプ成形体が以下に示す化学組成を有すると言える。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３８０～１．０００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１％以上、１．００％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．１０００％以下、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、並びに、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　以下、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．３８０～１．０００％
　Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度に大きく影響する元素である。Ｃ含有量が０．３８０％未満であると、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０．３８０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．４００％超、０．４５０％以上又は０．５００％以上である。
　一方、Ｃ含有量が１．０００％超であると、ホットスタンプ成形体の強度が高くなりすぎて、ホットスタンプ成形体の変形能が低下する。そのため、Ｃ含有量は１．０００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．８００％以下、０．７５０％以下、０．７００％以下又は０．６５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時のオートテンパーによる強度低下を抑える効果がある。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０２％以上、０．０３％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％超であると、表面スケールの問題が生じる。すなわち、熱間圧延時に生成するスケールを酸洗した後に、表面凹凸に起因した模様が発生して、表面外観が劣位となる。また、ホットスタンプ用鋼板の表面にめっき処理を行う場合は、めっき性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．５０％以下、１．００％以下、０．７０％以下、０．５０％以下、０．４５％以下又は０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０１％以上、１．００％未満
　Ｍｎは、ホットスタンプ成形体の強度及び鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．０１％未満では、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上又は０．４０％以上である。
　一方、１．００％以上のＭｎを含有させると、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％超であると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の変形能が低下する。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、０．０４０％以下又は０．０３０％以下である。
　Ｐ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を過度に低減すると精錬コストが増加するため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響してホットスタンプ成形体の変形能を劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を過度に低減すると脱硫工程の製造コストが増加するため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる元素である。脱酸が不十分であると、過剰に生成した酸化物によりホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。溶鋼を十分に脱酸させるために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上又は０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、非金属介在物が多く形成され、ホットスタンプ成形体において表面疵が発生しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．７００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下である。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎ含有量が０．０１５０％超であると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の変形能が著しく劣化する。そのため、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、０．００８０％以下又は０．００６０％以下である。
　Ｎ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｎ含有量を０．０００５％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０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
　Ｏ：０．１０００％以下
　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する。その結果、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．１０００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下、０．００５０％以下又は０．００２０％以下である。
　Ｏ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｏ含有量を０．０００５％未満に低減すると、脱Ｏコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上又は０．００１０％以上としてもよい。
　Ｂ：０．０００３～０．０１００％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満であると、上記効果を得ることができず、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００５％以上、０．０００７％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％超であると、上記効果が飽和するとともに、熱間圧延時に割れが生じる場合及び硼化物によりホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００５０％以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入するものであって、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、０．０３％以上、０．０４％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５０％超であると、熱間圧延後、冷間圧延後又は焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解を遅らせて焼入れ性が低下する場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合及び変形能が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、Ｍｏは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、０．０７％以上、０．１０％以上又は０．１５％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超であると、熱間圧延後、冷間圧延後又は焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解を遅らせて焼入れ性が低下する場合がある。その結果、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合及び変形能が低下する場合がある。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０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３５％以下である。
　Ｗ：０～３．００％
　Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、Ｗは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＷを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上である。
　一方、Ｗ含有量が３．００％超であると、熱間加工性が劣化して生産性が低下する場合又は、ホットスタンプ時の加熱での炭化物の溶解を遅らせて焼入れ性が低下し、ホットスタンプ成形体の強度及び変形能が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は３．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは２．００％以下、１．００％以下又は０．５０％以下である。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　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させる効果を有する。さらに、Ｎを窒化物として固定してＢＮ生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果を高める効果がある。そのため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以上又は０．０２０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超であると、過剰に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。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、０．０６０％以下又は０．０４０％以下である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｎｂは、鋼中に微細な炭化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を高める効果を有する。また、Ｎｂは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形体の強度及び変形能を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０２５％以上又は０．０３５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。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０．０９０％以下、０．０７０％以下又は０．０５０％以下である。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、Ｎｉは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％以上、０．０８％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉを多量に含有させても上記効果は飽和し、合金コストが増加する。さらには、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．９０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下である。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる効果がある。また、Ｃｕは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上である。
　一方、Ｃｕを多量に含有させても上記効果は飽和し、合金コストが増加する。さらには、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下、０．６０％以下又は０．４０％以下である。
　Ｃｏ：０～１．０００％
　Ｃｏは、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変形能を向上させる。そのため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上である。
　一方、Ｃｏは高価な元素であり、Ｃｏ含有量が１．０００％を超えると合金コストが高くなる。そのため、Ｃｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．８００％以下、０．６００％以下、０．４００％以下又は０．２００％以下である。
　Ｖ：０～０．５００％
　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させる効果を有する。さらに、Ｖは、金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形体の強度及び変形能を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＶを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上である。
　一方、Ｖ含有量が０．５００％超であると、過剰に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．４００％以下、０．３００％以下又は０．２００％以下である。
　Ｚｒ：０～０．１００％
　Ｚｒ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させる効果を有する。さらに、Ｎを窒化物として固定してＢＮ生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果を高める効果がある。そのため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｚｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０３０％以上である。
　一方、Ｚｒ含有量が０．１００％超であると、過剰に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｚｒ含有量は０．１００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０８０％以下又は０．０５０％以下である。
　Ｃａ：０～１．００００％
　Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が１．００００％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｃａ含有量は１．００００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０４００％以下、０．０２００％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下である。
　Ｍｇ：０～１．００００％
　Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が１．００００％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｍｇ含有量は１．００００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０４００％以下、０．０２００％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下である。
　ＲＥＭ：０～０．００５０％
　ＲＥＭは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１００％以下又は０．００５０％以下である。
　なお、本実施形態においてＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計の含有量を指す。
　Ｓｎ：０～０．１００％
　Ｓｎはホットスタンプ成形体の耐食性を向上する効果を有する。そのため、必要に応じてＳｎを含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０１０％又は０．０３０％以上である。
　一方、０．１００％超のＳｎを含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下である。
　Ｓｂ：０～０．０２０％
　Ｓｂは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＳｂを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｓｂ含有量を０．０２０％超としても上記効果が飽和するため、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。
　Ａｓ：０～０．１００％
　Ａｓは、粒界移動を阻害して粒成長を抑制する効果がある。これにより、焼鈍後のフェライト粒径及びホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を小さくすることで、ホットスタンプ成形体の変形能を向上させる効果を有する。そのため、必要に応じてＡｓを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ａｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０３０％以上である。
　一方、Ａｓ含有量が０．１００％超であると、熱間での延性が低下して、鋳造時及び熱間圧延時に割れが生じる場合がある。そのため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下である。
　上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、ホットスタンプ成形体の表面から厚さ方向に板厚の１／４～３／４の範囲から試験片を採取し、この試験片に対し、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）など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。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のビッカース硬さについて説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉが６１５ＨＶ以上であり、表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓと、前記Ｈｖｉとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｉが０．５０～０．７５であり、前記表面から２０μｍ深さ～前記表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配が３．５ＨＶ／μｍ以下である。
　本実施形態でいうホットスタンプ成形体の表面とは、ホットスタンプ成形体が鋼板のみからなる場合には、鋼板の表面のことをいい、ホットスタンプ成形体が表面にめっき層を備える場合には、めっき層と鋼板との界面のことをいう。めっき層と鋼板との界面は、後述するＧＤＳ測定により定義される。
　Ｈｖｉ：６１５ＨＶ以上
　表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉが６１５ＨＶ未満であると、ホットスタンプ成形体としての所望の強度を得ることができない。そのため、Ｈｖｉは６１５ＨＶ以上とする。Ｈｖｉは６３０ＨＶ以上、６５０ＨＶ以上、６８０ＨＶ以上又は７１５ＨＶ以上とすることが好ましい。
　Ｈｖｉを過度に高めると、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。そのため、Ｈｖｉは１０００ＨＶ未満又は９００ＨＶ未満とすることが好ましい。
　Ｈｖｓ／Ｈｖｉ：０．５０～０．７５
　表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓとＨｖｉとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｉが０．５０未満であると、曲げ変形を受けた際に、極表層のみが過剰に展伸し、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、Ｈｖｓ／Ｈｖｉは０．５０以上とする。Ｈｖｓ／Ｈｖｉは、好ましくは０．５２以上又は０．５５以上である。
　一方、Ｈｖｓ／Ｈｖｉが０．７５超であると、表層近傍に微細な亀裂が発生しやすく、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、Ｈｖｓ／Ｈｖｉは０．７５以下とする。Ｈｖｓ／Ｈｖｉは、好ましくは０．７２以下又は０．７０以下である。
　ホットスタンプ成形体のビッカース硬さは以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるように試験片を切り出す。鋼板の板厚断面をバフ研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１：２０２０に準拠して、ビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さ試験は、表面から２０μｍ深さについて、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、負荷荷重を０．０９８Ｎ、荷重保持時間を１０秒として行う。表面に近い箇所の測定値は負荷荷重によって変動しやすいため、本実施形態では負荷荷重を０．０９８Ｎとする。測定点は、表面から２０μｍ深さの位置について、少なくとも５点とする。各測定点の間隔は、圧痕の大きさの３倍以上とし、１つのサンプルで５点以上測定できない場合には、複数のサンプルについて測定を行う。５点以上の測定点でビッカース硬さを測定し、それらの平均値を算出することで、表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓを得る。
　表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉは、表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの測定方法と同様の方法により、表面から板厚の１／４の深さ位置についてビッカース硬さを測定する。表面から板厚の１／４の深さ位置について、少なくとも５点以上の測定点でビッカース硬さを測定し、それらの平均値を算出することでＨｖｉを得る。
　表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配：３．５ＨＶ／μｍ以下
　表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配が３．５ＨＶ／μｍ超であると、表面近傍の軟質層とその内部の層との境界で微細な亀裂が発生し、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する。そのため、表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配は３．５ＨＶ／μｍ以下とする。表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配は、好ましくは３．２ＨＶ／μｍ以下、３．０ＨＶ／μｍ以下、２．５ＨＶ／μｍ未満又は２．０ＨＶ／μｍ未満である。
　ビッカース硬さの勾配が低すぎると、曲げ変形時に表層近傍に微細な亀裂が発生し、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合があるため、表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配は、１．０ＨＶ／μｍ以上、１．２ＨＶ／μｍ以上又は１．５ＨＶ／μｍ以上であることが好ましい。
　ホットスタンプ成形体のビッカース硬さの勾配は以下の方法により測定する。
　表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの測定方法と同様に、試験片を切り出して研磨した後、ビッカース硬さ試験を行う。測定点は、表面から厚さ方向（表面に垂直な方向）のライン（直線）上にある、表面から２０μｍ深さの位置、及び表面から６０μｍ深さの位置とする。表面から６０μｍ深さの位置のビッカース硬さと表面から２０μｍ深さのビッカース硬さとの差を測定間距離（４０μｍ）で除することで、深さに対するビッカース硬さの変化率を得る。少なくとも５つ以上のラインでビッカース硬さを測定してそれぞれの変化率を求め、それらの平均値を算出することで、表面から２０μｍ深さ～表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配を得る。
　Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉ：０．７５以上
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面～表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値であるＢｓ＿ｍａｘと、表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度であるＢｉとの比であるＢｓ＿ｍａｘ／Ｂｉが０．７５以上であることが好ましい。Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉを０．７５以上とすることで、表面から内部にかけての結晶粒界の強度の急激な変化が抑制され、ホットスタンプ成形体の変形能をより向上することができる。Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉは、好ましくは０．８０以上である。
　Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉが高すぎると、ホットスタンプ成形体の生産性が著しく損なわれる。また、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御できない場合がある。そのため、Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉは５．００未満又は４．５０未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ成形体の表面～表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値であるＢｓ＿ｍａｘ、及び表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度であるＢｉは以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から試験片を採取し、鋼板に塗装が施されている場合は塗膜を除去した後、グロー放電発光分光法（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤＳ分析）により、測定開始面から深さ方向（板厚方向）に１００μｍ以上の深さ位置にかけて各元素の濃度（質量％）を測定する。なお、ここでいう「測定開始面」は、「成形体を構成する鋼板の表面」とは異なる。
　ＧＤＳ分析では、鋼板の表面から１００μｍ深さ位置までの測定点が１２００～１８００点となるように測定のピッチを調整する。測定開始面に付着する油分等の異物の影響を排除するために、測定開始から、Ｆｅ濃度が最初に「測定開始面から１００μｍ深さの位置のＦｅ濃度」の９５％以上となる深さを鋼板の表面と定める。また、ホットスタンプ成形体が表面にめっき層を有する場合も同様に、Ｆｅ濃度が最初に「測定開始面から１００μｍ深さの位置のＦｅ濃度」の９５％以上となる深さを、めっき層と鋼板との界面、すなわち鋼板の表面と定める。測定開始面から１００μｍ深さの位置に測定点がない場合は、測定開始面から１００μｍ深さの位置に最も近い測定点のＦｅ濃度から、同様にして鋼板の表面を定める。
　得られた測定結果から、表面～表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値、及び表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度を得、Ｂｓ＿ｍａｘとＢｉとの比を求める。表面から１００μｍ深さの位置に測定点がない場合は、表面から１００μｍ深さの位置に最も近い測定点のＢ濃度をＢｉとする。この測定を、測定箇所を変えて５回行う。５回の測定により得られたＢｓ＿ｍａｘとＢｉとの比の平均値を算出することで、Ｂｓ＿ｍａｘ／Ｂｉを得る。
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の金属組織は、所望の変形能を得ることができれば特に限定されないが、以下に示す金属組織を有することが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、以下に示す量のマルテンサイトを含む金属組織を有することが好ましい。金属組織に関する以下の説明において、「％」は、「体積％」を意味する。
　表面から板厚の１／４位置（内層部ともいう）における金属組織は、体積率で９０．０％超のマルテンサイトを含むことが好ましい。
　マルテンサイトは、ホットスタンプ成形体の強度を高めるために有効な組織であるので、マルテンサイトの体積率は９０．０％超であることが好ましい。マルテンサイトの体積率が９０．０％以下であると、ホットスタンプ成形体の内層部のビッカース硬さ（Ｈｖｉ）が６１５ＨＶ未満となり強度が不足する場合がある。マルテンサイトの体積率は、より好ましくは９１．０％超、９３．０％超又は９５．０％超である。
　マルテンサイトの体積率の上限は特に定める必要がない。ただし、マルテンサイトの体積率を大きく上昇させるためには、ホットスタンプを行う工程において、加熱温度を過度に高めたり、冷却速度を過度に高めたりする必要があり、ホットスタンプ成形体の生産性が大きく損なわれる。したがって、マルテンサイトの体積率は９９．０％以下又は９８．０％以下とすることが好ましい。
　本実施形態において、マルテンサイトには、焼戻しされていないフレッシュマルテンサイトの他に、焼戻され、内部に鉄炭化物が存在する焼戻しマルテンサイトが含まれる。
　内層部の金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイト又は残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、単独で存在するセメンタイトや酸化物などの析出物を含んでいてもよい。フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト及び析出物を含有する必要はないので、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト及び析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
　残留オーステナイトは、ホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する。この効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率を０．５％以上、１．０％以上又は２．０％以上とすることが好ましい。
　一方、残留オーステナイトの体積率を過度に上昇させるためには、ホットスタンプ後に高温でオーステンパー処理を施す必要があり、ホットスタンプ成形体の生産性が大幅に低下する。また、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を９．０％未満、７．０％未満、５．０％未満又は４．０％未満とすることが好ましい。
　本実施形態において、各組織の体積率は以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から試験片を採取し、鋼板の板厚断面をバフ研磨した後、表面から板厚の１／４位置（観察領域が、表面から板厚の１／４位置を含み、表面から厚さ方向に板厚の１／８～３／８の範囲にあれば許容される）について組織観察を行う。
　具体的には、研磨面をナイタール腐食又は電解研磨した後、光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織写真を撮影し、得られた組織写真に対して、輝度差又は相内に存在する鉄炭化物の形態の違いに基づく画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト及び析出物のそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織写真を撮影し、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、「残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイト」の面積率の合計を算出する。
　また、同様の観察位置について、板厚断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ装置）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定する。なお、ＥＢＳＰ解析によって得られた結晶方位情報から、結晶構造がｆｃｃである領域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。
　上述の「残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイト」の面積率の合計から、残留オーステナイトの面積率を引くことで、フレッシュマルテンサイトの面積率を得る。
　これらの結果に基づいて、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイト）、残留オーステナイト、析出物のそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、得られた面積率を各組織の体積率とみなす。
　組織観察において、焼戻しマルテンサイトは、内部に鉄炭化物が存在する点でフレッシュマルテンサイトと区別することができる。また、焼戻しマルテンサイトは、内部に存在する鉄炭化物が単一の方向でなく複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。なお、単一の方向に伸長するとは、伸長方向の差異が５°以内であることを意味する。
　板厚
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の板厚（ホットスタンプ成形体が鋼板のみからなる場合は鋼板の板厚）は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、２．５ｍｍ以下、２．０ｍｍ以下、１．８ｍｍ以下又は１．６ｍｍ以下とすることが好ましい。
　一方、衝撃吸収量を確保する観点から、板厚は０．４ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、０．８ｍｍ以上又は１．０ｍｍ以上とすることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層はホットスタンプ成形体の両面に形成されていてもよく、片面に形成されていてもよい。めっき層としては、溶融アルミニウムめっき層、溶融アルミニウム－亜鉛合金系めっき層、溶融アルミニウム－珪素合金めっき層などを備えたホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで形成されるアルミニウム系めっき層や、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融亜鉛－アルミニウム合金系めっき層、電気亜鉛－ニッケル合金系めっき層などを備えたホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで形成される亜鉛系めっき層などが例示される。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、熱間圧延後の酸洗条件及び冷間圧延後の焼鈍条件を好ましく制御した製造方法により製造されたホットスタンプ用鋼板に対し、ホットスタンプすることで製造することができる。
　まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造することができる、ホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
　ホットスタンプ用鋼板は、上述の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、酸洗後の前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に焼鈍を施して焼鈍鋼板とする焼鈍工程と、を含む製造方法によって製造される。
　ホットスタンプ用鋼板の製造方法に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、又は、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊又は鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊又は分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。このような鋼塊及び鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
　熱間圧延に供するスラブの加熱温度は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃未満とすることがより好ましい。スラブ加熱温度が低いと圧延が困難になるので、スラブ加熱温度は１０５０℃以上としてもよい。
　加熱されたスラブに対して、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。
　熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る場合、巻取温度は６００℃未満とすることが好ましい。巻取温度が６００℃以上であると、熱的に安定な鉄炭化物が生成し、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化する場合がある。また、内部酸化層が過剰に生成し、後述の酸洗を行ってもその内部酸化層が残存することで、ホットスタンプ成形体の硬さ分布及びＢ濃度分布を好ましく制御することができない場合がある。
　一方、巻取温度が低くなりすぎると、熱延鋼板が過度に硬質化して冷間圧延を行うことが困難となるため、巻取温度は４００℃超とすることが好ましい。
　熱間圧延され、巻取られた熱延鋼板は、酸洗が施される。酸洗条件として、塩化水素の水溶液を酸洗浴とし、塩化水素の濃度は５質量％以上とすることが好ましく、酸洗温度は６０℃以上とすることが好ましく、酸洗時間は３０秒以上とすることが好ましい。好ましい条件で酸洗を施すことで、内部酸化層が適度に取り除かれ、ホットスタンプ成形体の硬さ分布及びＢ濃度分布を好ましく制御することができる。
　酸洗浴の濃度又は酸洗温度が高すぎるか、酸洗時間が長すぎると、酸洗が過剰となり、後述する焼鈍工程において脱炭が抑制され、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御することができない場合がある。そのため、塩化水素の濃度は１５質量％以下とすることが好ましく、酸洗温度は９５℃以下とすることが好ましく、酸洗時間は１２０秒以下とすることが好ましい。
　酸洗後の熱延鋼板は、常法にしたがって冷間圧延が施され冷延鋼板となる。冷間圧延工程では、冷間圧延における累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。累積圧下率が３０％未満であると、ホットスタンプ用鋼板の金属組織が粗大化する場合がある。ホットスタンプ用鋼板の金属組織が粗大であると、ホットスタンプ後にホットスタンプ成形体の金属組織が粗大化し、成形体の変形能が低下する原因となる。
　一方、累積圧下率を過度に上昇させることは、圧延設備への負荷を高め生産性の低下を引き起こすので、累積圧下率は７０％未満とすることが好ましい。冷間圧延の後に、常法にしたがって脱脂等の処置を施してもよい。
　冷延鋼板に対して、焼鈍が施されることで焼鈍鋼板となる。焼鈍工程では、均熱温度、均熱時間、焼鈍雰囲気及び一次冷却条件を制御することで、鋼板の表層部を適切に脱炭させる。その結果、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御することができる。焼鈍条件として、均熱温度は７３０℃以上、８２０℃未満とすることが好ましく、均熱時間は２００秒以上、４００秒未満とすることが好ましく、均熱時の雰囲気の露点は０～２０℃とすることが好ましい。また、均熱時の雰囲気は、水素を２体積％以上、１５体積％未満含有する窒素－水素雰囲気とすることが好ましい。
　均熱温度が７３０℃未満若しくは８２０℃以上であるか、均熱時間が２００秒未満であるか、均熱時の雰囲気の露点が０℃未満若しくは２０℃超であると、脱炭量が不足し、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御することができない場合がある。均熱温度が８２０℃以上であると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形体の変形能が低下する場合がある。均熱時間が４００秒以上であると、脱炭が過剰となり、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御することができない場合がある。また、均熱時の雰囲気の露点が２０℃超であると、鋼板の表層部のＦｅが酸化して、脱炭量が不足する場合がある。
　均熱温度で保持した後は、５℃／ｓ以下の平均冷却速度にて、６５０℃以下の温度域まで一次冷却することが好ましい。一次冷却中の雰囲気の露点は－２０℃以下とすることが好ましい。この条件で一次冷却することで、鋼板の表層部のＣ濃度分布が改善し、ホットスタンプ成形体の硬さ分布を好ましく制御することができる。
　なお、本実施形態において平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
　上述した方法で製造された焼鈍鋼板に、常法にしたがってめっきを行いめっき鋼板としてもよい。このようにして得られた焼鈍鋼板又はめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述の方法により製造したホットスタンプ用鋼板（焼鈍鋼板又はめっき鋼板）を加熱する加熱工程と、加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を含む製造方法によって得ることができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を安定的に得るために、ホットスタンプは以下の方法により行うことが好ましい。
　加熱工程では、ホットスタンプ工程に先立ち、上述の化学組成を有するホットスタンプ用鋼板を加熱する。加熱工程では最高加熱温度は８００℃以上かつＡｃ３点超とし、最高加熱温度での保持時間（（最高加熱温度－１０℃）～最高加熱温度の温度域における滞在時間）は６０秒超とすることが好ましい。また、ホットスタンプ成形体の表層部のＢ濃度分布を好ましく制御する観点からは、Ａｃ１点～Ａｃ３点の温度域における滞在時間を３０秒以上とすることがより好ましい。
　なお、Ａｃ１点及びＡｃ３点は、下記式（１）及び（２）により求められる。
　　Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ－１０．７×Ｍｎ＋１６．９×Ｃｒ＋１６．９×Ｎｉ＋６．３８×Ｗ＋２９０×Ａｓ　…（１）
　　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ－３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ－１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ－１５．２×Ｎｉ－２０×Ｃｕ＋４００×Ｔｉ＋１０４×Ｖ＋１３．１×Ｗ＋１２０×Ａｓ　…（２）
　ただし、式（１）、（２）中の元素記号は、ホットスタンプ用鋼板の化学組成における各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
　Ａｃ１点～Ａｃ３点の温度域における滞在時間を３０秒以上とすることで、ホットスタンプ成形体の表層部のＢ濃度分布が改善し、ホットスタンプ成形体の変形能がさらに向上する。
　最高加熱温度がＡｃ３点以下又は８００℃未満であるか、最高加熱温度での保持時間が６０秒以下であると、ホットスタンプ成形体の内層部の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。
　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、ホットスタンプ成形体の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ成形体の変形能が劣化するとともに、強度が低下する場合がある。そのため、最高加熱温度は１０５０℃未満とすることが好ましく、最高加熱温度での保持時間は６００秒未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ工程では、加熱されたホットスタンプ用鋼板を加熱炉から取り出し大気中で放冷した後、７５０℃超の温度域でホットスタンプを開始することが好ましい。ホットスタンプの開始温度が７５０℃以下であると、ホットスタンプ成形体の内層部の金属組織においてフェライトが過剰に生成し、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。ホットスタンプにより成形を行った後、金型内でホットスタンプ成形体を保持しながら冷却、及び／又は、金型からホットスタンプ成形体を取り出して任意の方法で冷却する。
　冷却速度が遅すぎると、ホットスタンプ成形体の内層部の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。そのため、ホットスタンプ開始温度から４００℃までの平均冷却速度は３０℃／秒以上、６０℃／秒以上又は９０℃／秒以上とすることが好ましい。
　また、冷却停止温度が高すぎると、ホットスタンプ成形体の内層部の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。そのため、上記冷却による冷却停止温度は９０℃未満とすることが好ましい。
　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体に、再加熱処理を施してもよい。再加熱処理により、ホットスタンプ成形体の変形能がさらに向上する。再加熱処理は、加熱温度を１２０～３００℃とし、加熱温度での保持時間を１０～３０分とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造することで表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成を有する鋼材を得た。なお、表１Ａ及び表１Ｂ中の空欄は当該元素の含有量が測定下限を下回っていたことを示す。
　得られた鋼材を１２００℃に加熱して６０分間保持した後、９００℃以上の温度域で１０パスの熱間圧延を施すことで、厚さ３．５ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を５５０℃まで冷却した。なお、試験番号４７では、熱延鋼板を６２０℃まで冷却した。冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持した。その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　炉冷後の熱延鋼板に対して表２Ａ及び表２Ｂ中に示す条件で酸洗を施し酸洗鋼板を得た。得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施すことで厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。冷間圧延時の累積圧下率は６０％とした。得られた冷延鋼板を、連続焼鈍シミュレーター又は溶融めっきシミュレーターを用いて表２Ａ及び表２Ｂ中に示す条件で焼鈍した。一次冷却終了後、室温まで冷却することで焼鈍鋼板を得た。なお、均熱時の雰囲気は、水素を２体積％以上、１５体積％未満含有する窒素－水素雰囲気とした。
　一部の冷延鋼板は、一次冷却終了後、鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき浴又は溶融アルミニウムめっき浴に浸漬してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）又は溶融アルミニウムめっき鋼板（Ａｌ）とした。
　得られた焼鈍鋼板又はめっき鋼板（ホットスタンプ用鋼板）からホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプ及び再加熱処理を行うことにより板状のホットスタンプ成形体を得た。ホットスタンプの加熱工程では、電気加熱炉を用いて、表３Ａ及び表３Ｂに示す条件でホットスタンプ用素板を加熱した。加熱炉内の雰囲気は１００％窒素雰囲気とした。加熱後、ホットスタンプ用素板を加熱炉から取り出して放冷した後、冷却装置を備えた金型に挟んで、成形開始温度を７７０℃以上（試験番号４２を除く）としてホットスタンプを行った。続いて、成形開始温度から４００℃までの平均冷却速度は５０℃／秒以上とし、８０℃以下の冷却停止温度まで金型内で冷却した。その後、１７０℃で２０分保持する再加熱処理を施した。
　なお、表３Ａ及び表３Ｂ中の「滞在時間」は、加熱工程でのＡｃ１点～Ａｃ３点の温度域における滞在時間を示す。
　得られたホットスタンプ成形体から試験片を採取し、上述した方法により化学組成、ビッカース硬さ及びＢ濃度の分布を測定した。
　また、ホットスタンプ成形体から６０ｍｍ角の曲げ試験用の試験片を採取し、ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ　２３８－１００に準拠して曲げ試験を行った。曲げの稜線方向がホットスタンプ用鋼板の圧延方向と垂直となるように試験片を曲げ、曲げ荷重が最高点から６０Ｎ低下した時点の曲げ角（ＶＤＡ曲げ角）を求めた。曲げ荷重が最高点に達する前に割れが生じた場合は、割れが生じた時点の曲げ角を求め、ＶＤＡ曲げ角とした。
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の、表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値（Ｈｖｉ）が６１５ＨＶ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定した。一方、Ｈｖｉが６１５ＨＶ未満であった場合、高い強度を有さないとして不合格と判定した。
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の、表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値（Ｈｖｉ）とＶＤＡ曲げ角との積が３００００ＨＶ・°以上であった場合、優れた変形能を有するとして合格と判定した。一方、ＨｖｉとＶＤＡ曲げ角との積が３００００ＨＶ・°未満であった場合、優れた変形能を有さないとして不合格と判定した。
　表３Ａ及び表３Ｂに、ホットスタンプ成形体のビッカース硬さ及びＢ濃度分布を測定した結果、並びに、ホットスタンプ成形体の機械特性を評価した結果などを示す。
　なお、ホットスタンプ成形体の化学組成における各元素の含有量は、表１Ａ及び表１Ｂに示す元素の含有量と同一であったため省略している。また、本願発明に係るホットスタンプ成形体の金属組織は、表面から板厚の１／４位置において、マルテンサイトの体積率は９２．０％以上であり、マルテンサイト以外の合計の体積率は８．０％以下であった。また、試験番号４２では、最高加熱温度が７８０℃と低かったため、成形開始温度が７５０℃以下となり、マルテンサイトの体積率が７０．０％以下となった。
　表３Ａ及び表３Ｂに示す通り、本発明例に係るホットスタンプ成形体は、Ｈｖｉが６１５ＨＶ以上であり高い強度を有するとともに、ＨｖｉとＶＤＡ曲げ角との積が３００００ＨＶ・°以上であり優れた変形能を有することが分かる。また、表面～表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値であるＢｓ＿ｍａｘと、表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度であるＢｉとの比であるＢｓ＿ｍａｘ／Ｂｉが０．７５以上であるホットスタンプ成形体は、ＨｖｉとＶＤＡ曲げ角との積が３５０００ＨＶ・°以上であり、特に優れた変形能を有することが分かる。
　一方、比較例に係るホットスタンプ成形体は、Ｈｖｉが６１５ＨＶ未満であり強度が不足しているか、ＨｖｉとＶＤＡ曲げ角との積が３００００ＨＶ・°未満であり変形能が劣ることが分かる。
　本開示に係る上記態様によれば、高い強度及び優れた変形能を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．３８０～１．０００％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：０．０１％以上、１．００％未満、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｎ　：０．０１５０％以下、
    Ｏ　：０．１０００％以下、
    Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
    Ｃｒ：０～０．５０％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｗ　：０～３．００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～１．０００％、
    Ｖ　：０～０．５００％、
    Ｚｒ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～１．００００％、
    Ｍｇ：０～１．００００％、
    ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    Ｓｎ：０～０．１００％、
    Ｓｂ：０～０．０２０％、及び
    Ａｓ：０～０．１００％を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　表面から板厚の１／４位置におけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｉが６１５ＨＶ以上であり、
    　前記表面から２０μｍ深さにおけるビッカース硬さの平均値であるＨｖｓと前記Ｈｖｉとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｉが０．５０～０．７５であり、
    　前記表面から２０μｍ深さ～前記表面から６０μｍ深さの領域におけるビッカース硬さの勾配が３．５ＨＶ／μｍ以下であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 　前記表面～前記表面から１０μｍ深さの領域におけるＢ濃度の最大値であるＢｓ＿ｍａｘと、前記表面から１００μｍ深さの位置におけるＢ濃度であるＢｉとの比であるＢｓ＿ｍａｘ／Ｂｉが０．７５以上であることを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｗ　：０．０１～３．００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｖ　：０．００１～０．５００％、
    Ｚｒ：０．００１～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００１～１．００００％、
    Ｍｇ：０．０００１～１．００００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｓｎ：０．００１～０．１００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．０２０％、及び
    Ａｓ：０．００１～０．１００％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体。
PCT/JP2025/016512 2024-06-21 2025-05-01 ホットスタンプ成形体 Pending WO2025263129A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024-100138 2024-06-21
JP2024100138 2024-06-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025263129A1 true WO2025263129A1 (ja) 2025-12-26

Family

ID=98212809

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2025/016512 Pending WO2025263129A1 (ja) 2024-06-21 2025-05-01 ホットスタンプ成形体

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2025263129A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011105385A1 (ja) * 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2017179399A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 高周波熱錬株式会社 建築用鋼材
WO2018151332A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2018151330A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023190867A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011105385A1 (ja) * 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2017179399A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 高周波熱錬株式会社 建築用鋼材
WO2018151332A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2018151330A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023190867A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US12077831B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
KR101479391B1 (ko) 형상 동결성이 우수한 냉연 박강판 및 그 제조 방법
CN101802238B (zh) 弯曲加工性和耐疲劳强度优异的高强度钢板
JP7741441B2 (ja) 鋼板、および鋼板の製造方法
US12071682B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
EP3693485A1 (en) Hot-stamp molded article, hot-stamp steel sheet, and methods for producing these
JP7541653B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023190867A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
JP7684586B2 (ja) ホットスタンプ成形体
CN118302555A (zh) 钢构件及钢板
WO2024166891A9 (ja) 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
EP4464801A1 (en) Steel sheet, member, methods for manufacturing same, method for manufacturing hot-rolled steel sheet for cold-rolled steel sheet, and method for manufacturing cold-rolled steel sheet
JP7795130B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7795131B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7817621B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体
JP7705065B2 (ja) 熱延鋼板
JP7151878B2 (ja) ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2025263129A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7849641B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7193044B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
JP7127735B2 (ja) ホットスタンプ成形品およびその製造方法
WO2025198021A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体
WO2025084167A1 (ja) ホットスタンプ成形体
KR20250129733A (ko) 핫 스탬프 성형체 및 강판, 그리고 이들의 제조 방법
WO2025263572A1 (ja) 鋼部材及び鋼板

Legal Events

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

Ref document number: 25830255

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1