JP2020045561A - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、曲げ性、延性、耐衝突特性、及び、耐水素脆化特性に優れ、かつ硬度ばらつきが小さいホットスタンプ成形体を提供する。【解決手段】本発明に係るホットスタンプ成形体は、板厚中央部と、前記板厚中央部の両側又は片側に配置された軟化層とを備え、前記板厚中央部は、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有し、軟化層の表面下の２０μｍの深さから軟化層の厚さの１／２の深さまでの金属組織が、板厚方向に平行な断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°以下である結晶粒の合計の面積率が２０％以上５０％未満であることを特徴とする。【選択図】なし

Description

本発明は、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に使用するホットスタンプ成形体、特に、ホットスタンプ後の強度、延性、耐衝突特性及び耐水素脆化特性に優れるホットスタンプ成形体に関する。

近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、そのため、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。しかし、鋼板の高強度化に伴い成形性は劣化するので、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。

このような課題を解決するため、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプの適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施するので、鋼板のＣ量に応じた強度を得ることができ、自動車用部材への成形と強度確保を両立する技術として注目されている。

しかしながら、プレス焼入れにより製造された従来のホットプレス部品は、板厚全域が硬質組織（主にマルテンサイト）で形成されているために、自動車の衝突時に曲げ変形が生じると、部品の座屈部に最も大きな歪みが入り、鋼板の表層近傍を起点に割れが進展し、最終的に破断に至りやすい。

また、ホットスタンプ成形体においては、金型との接触の仕方が必ずしも一様ではなく、例えばハット部材の縦壁部などでは冷却速度が低下しやすい。このため鋼板の焼き入れ性が低い場合など、鋼板に局所的に硬さが低い領域が形成することがある。局所的な軟化部は衝突時に変形が集中し、割れ発生の要因となるため、成形体における硬さのばらつきが小さいこと、すなわち安定的な強度を確保することは、耐衝突特性を確保する上で重要である。さらに、自動車の衝突時に曲げ変形が生じた場合、ハット部材が座屈することで変形が局在化し、部材としての耐荷重が低下する。すなわち部材と最大荷重は部材強度だけでなく、座屈の起こりやすさにも影響を受ける。部材状態において鋼板の延性が高いと変形領域が局在化しにくくなる。すなわち座屈しにくい。

したがってホットスタンプ部材においても延性が重要であるが、一般にマルテンサイトの延性は低い。また、鋼板の表層の格子欠陥の密度が高いために水素の侵入が促進され、部材の耐水素脆化特性に乏しくなることが問題である。このような理由から、プレス焼入れにより製造されたホットプレス部品は、自動車部品への適用部位が限定されていた。

上記の問題に対し、ホットプレス部品の変形能を高めて割れを抑制する技術が提案されている。特許文献１では、ホットプレス部品の板厚中央の硬さを４００Ｈｖ以上とする一方、表層に厚さ２０μｍ以上２００μｍ以下であり硬さ３００Ｈｖ以下の軟質層を形成することにより、引張強さ１３００ＭＰａ以上の強度を確保しつつ、自動車衝突時の割れを抑制する技術が開示されている。特許文献２では、板厚表層の炭素濃度を板厚中心部の炭素濃度の１／５以下に制御することにより、表層の格子欠陥の密度を低減させて耐水素脆性を改善させる技術が開示されている。特許文献３では、板厚中心部をフェライトとマルテンサイトの複合組織とし、表層部分のフェライトの組織分率を高めることにより、表層部が厳しい曲げ変形を受けても応力を緩和できる技術が開示されている。

しかしながら、特許文献１および特許文献２では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織で構成することにより、板厚方向に急激な硬さの勾配が発生してしまうため、曲げ変形を受けた際に、急激な硬さの勾配が発生している軟質組織と硬質組織の境界付近で割れが発生しやすいという課題がある。また、特許文献３では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織と軟質組織の複合組織とすることで、板厚方向に急激な硬さの勾配を低減させているが、板厚の中央部を複合組織とするため、引張強さの上限が１３００ＭＰａ程度となってしまい、ホットプレス部品に求められる引張強さ１５００ＭＰa以上を確保することは困難である。

特開２０１５−３０８９０号公報 特開２００６−１０４５４６号公報 国際公開第２０１５／０９７８８２号

本発明は、従来技術の課題に鑑み、引張強さ１５００ＭＰａ以上の強度を有するとともに、耐衝突特性を実現するための高い曲げ性と耐水素脆化特性を両立させ、かつ硬さばらつきを抑えることを課題とし、該課題を解決するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。また、本発明は、高い延性と高い耐水素脆化特性とを両立させるホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、耐水素脆化特性を向上させるためには、板厚表層の格子欠陥の密度を低減させることが有効であり、そのためには、表層に軟質組織を形成させる必要がある。一方、１５００ＭＰa以上の引張強度を確保するためには、板厚の中央部を硬質組織のみで構成する必要がある。このように、板厚の表層を軟質組織とし、板厚の中央部に硬質組織で構成した場合に、硬質組織と軟質組織の境界近傍で発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減させることができれば、引張強さ１５００ＭＰａ以上の強度と良好な耐水素脆化特性を担保しながら、良好な曲げ性が得られると考えた。

そこで、発明者らは、軟質組織である表層の組織制御を行うことにより、良好な曲げ性が得られた鋼板の金属組織について調査を行い、且つ鋭意検討を重ねた。その結果、軟化層を構成する金属組織が、板厚断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒で構成されていると良いことが見出された。また、これらの測定は、表層の表面下２０μｍの深さ位置から表層の厚さ１／２の深さ位置（表層中心）までの領域において測定すると良いことが見出された。これにより、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から表層に至る遷移部分の影響を排除することができることが見出された。

さらに、板厚の中央部におけるＭｎとＳｉの添加量を制御することにより、延性を向上させると共に、焼入れ性を高めて安定的に高い強度を確保した。その結果、曲げ変形時の割れの発生を抑制させることができ、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、優れた曲げ性及び延性とを実現し、かつ硬さばらつきを抑えることに成功し、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）板厚中央部と、前記板厚中央部の両側又は片側に配置された軟化層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
前記板厚中央部は、
質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満
Ｓｉ：３．００％未満、
Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．１０％以下、
ｓｏｌ.Ａｌ：０．０００２％、以上３．００００％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有し、
軟化層の表面下の２０μｍの深さから軟化層の厚さの１／２の深さまでの金属組織が、板厚方向に平行な断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°以下である結晶粒の合計の面積率が２０％以上５０％未満であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
（２）Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であることを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（３）Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であることを特徴とする、（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（４）Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（５）Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（６）板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１％以上３．００％以下を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
（７）板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
（８）軟化層上にめっき層が形成されていることを特徴とする（１）〜（７）のうちいずれかに記載のホットスタンプ成形体。

本発明によれば、曲げ性、延性、耐衝突特性、及び、耐水素脆化特性に優れ、かつ硬さのばらつきの小さいホットスタンプ成形体を提供することができる。

本発明のホットスタンプ成形体を製造する際のＣ原子の拡散を説明する模式図である。 本発明のホットスタンプ成形体を製造する方法において用いられる粗圧延に関する圧延パス後の転位密度変化を示すグラフである。

（本発明に係るホットスタンプ成形体の構造）
本発明に係るホットスタンプ成形体は、その両側、または片側の表面上に軟化層が配置される構造である。前記軟化層は、板厚中央部の硬さよりも１０Ｈｖ以上低い硬さを有する領域である。

（板厚中央部）
本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部は、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有することを要件とする。板厚中央部の硬度を前述の範囲にするため、板厚中央部の成分組成を限定する理由について以下の通り説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。

（Ｃ：０.２０％以上、０.７０％未満）
Ｃは、板厚中央部において５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下の硬さ得るために重要な元素である。０.２０％未満では、板厚中央部において５００Ｈｖ以上を確保することが困難であるので、Ｃは０.２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上である。一方、０．７０％を超えると、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えて、曲げ性が低下するので、Ｃは０．７０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。

（Ｓｉ：３．００％未満）
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度向上の観点からは０．５０％を上限として添加してもよい。一方、０．５０％を超えて添加しても強度向上の効果は飽和するため０．５０％を上限とする。好ましくは０．３０％以下である。

Ｓｉはまた、表層の組織制御により発現した耐水素脆化特性及び曲げ性を損なうことなく、延性を高める効果を持つ元素でもある。特に、自動車の衝突時に曲げ変形が生じた場合、ハット部材が座屈することで変形が局在化し、部材としての耐荷重が低下する。すなわち部材と最大荷重は部材強度だけでなく、座屈の起こりやすさにも影響を受ける。部材状態において鋼板の延性が高いと変形領域が局在化しにくくなる。すなわち座屈しにくい。

ホットスタンプ部材においても延性が重要であるが、一般にマルテンサイトの延性は低い。０．５０％を超えてＳｉを添加することにより、残留オーステナイトを面積分率で１．０％以上確保することができ、延性を向上させることができる。このような観点から、Ｓｉは０．５０％超添加することが好ましい。より好ましくは１．００％以上である。一方、３．００％以上添加すると、残留オーステナイトが面積分率で５．０％以上となり、曲げ性の劣化を招くため、上限を３．００％未満とする。好ましくは２．００％未満である。

（Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満）
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。金属組織中へのＭｎの固溶による鋼板の強度を向上する効果は、０．２０％未満の添加量では効果が得られないため、０．２０％以上添加する。好ましくは０．７０％以上である。一方、１．５０％以上添加してもその効果は飽和する。

また、Ｍｎは、焼き入れ性を高める効果も有する。１．５０％以上添加することにより、焼き入れ性を高めて安定的に高い強度を得ることができる。焼き入れ性を向上する効果を得るための好ましい添加量は、１．７０％以上である。３．００％以上添加しても、上記効果は飽和するため、Ｍｎ添加量の上限を３．００％とする。好ましくは、２．００％未満である。

（Ｐ：０.１０％以下）
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０.１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｓ：０．１０％以下）
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％、以上３．００００％以下）
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。本発明において、脱酸作用を得るために、鋼に含有される全てのＡｌでなく、いわゆる酸可溶性のアルミニウム(ｓｏｌ.Ａｌ)としての含有量の範囲が規定される。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０.０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ.Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．００００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００００％以下とする。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下）
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５０％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

（Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下）
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１００％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。

（Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下）
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。

板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明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である。

（板厚中央部の硬さ：５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下）
板厚中央部の硬さは５００Ｈｖ以上であると、本発明のホットスタンプ成形体の引張強度として１５００ＭＰa以上を確保することができる。好ましくは、６００Ｈｖ以上である。一方、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えると、軟化層との硬さの差が大きくなりすぎ、曲げ性の劣化を招くため、８００Ｈｖを上限とする。好ましくは７２０Ｈｖ以下である。

板厚中央部の硬さの測定方法は以下の通りである。ホットスタンプ成形体の板面に垂直な断面を採取し、測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製方法は、ＪＩ Ｚ ２２４４に準じて実施すれば良く、例えば、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げれば良い。硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法で実施すれば良く、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板厚の１／２位置に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で１０点測定し、その平均値をホットスタンプ成形体の板厚中央部の硬さとする。

（板厚中央部の金属組織）
板厚中央部は、残留オーステナイトを面積分率で１％以上含むことにより、延性を向上させることができる。板厚中央部における残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは２％以上である。但し、面積分率で５％以上とすると、曲げ性の劣化を招くため、上限を５％未満とする。好ましくは４．５％未満である。

板厚中央部における残留オーステナイトの面積分率は以下の方法で測定できる。ホットスタンプ成形後の部材から、試料を採取し、圧延面の法線方向から板厚の１／２深さまで面削し、面削して得られた面をＸ線回折測定に供する。ＭｏのＫα線を用いたＸ線回折法により得られる像から、次式を用いて残留オーステナイトの面積率Ｖγを求めることができる。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ここで、α（２１１）はフェライトの（２１１）面におけるＸ線回折強度、γ（２２０）はオーステナイトの（２２０）面におけるＸ線回折強度、γ（３１１）はオーステナイトの（３１１）面におけるＸ線回折強度である。

（軟化層）
前述したように、本発明において軟化層とは、ホットプレス成形体の板厚断面の板厚方向において、板厚中央部の硬さ（板厚の１／２位置における硬さ）から１０Ｈｖ以上低下した位置から、前記成形体表面までの領域である。以下、軟化層の金属組織及び組成等について説明する。

（軟化層の金属組織）
発明者らが鋭意検討を重ねた結果、良好な曲げ性が得られた鋼板の金属組織を調査した結果、軟化層を構成する金属組織が、板厚断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒で構成されていると良いことが見出された。これらの測定は、軟化層の表面下２０μｍの深さ位置から軟化層の厚さ１／２の深さ位置（軟化層中心）までの領域において測定すると良いことが見出された。本発明者らが鋭意検討した結果、曲げ性等の効果の観点から、軟化層の表面から２０μｍの位置から軟化層の厚さ１／２の深さ位置までの組織分率が重要である。これにより、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができることが見出された。

軟化層の前記金属組織において、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒の合計の面積率が２０％未満では、その効果が十分に得られないため、下限を２０％とする。好ましくは、面積率が２０％以上であり、更に好ましくは２５％以上であるとよい。一方、軟化層の前記金属組織の合計の面積率が５０％以上では、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなり、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が十分得られないため、５０％未満とする。更に好ましくは、４５％以下にすると良い。

なお、軟化層の厚さ１／２の深さ位置（軟化層中心）から板厚中央部との間については、軟化層の板厚中央部側（板厚中央部との境）における硬さをＨｖＡ、軟化層中心の硬さをＨｖＢとすると、ＨｖＡ−ＨｖＢ≧１０Ｈｖの関係にある。

軟化層表面下２０μｍから当該軟化層の厚さの１／２位置までの領域を決定する方法を以下に説明する。測定対象のホットスタンプ成形体表面に対して垂直な断面（板厚断面）を採取して測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製方法は、ＪＩ Ｚ ２２４４に準じて実施すれば良く、例えば、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げれば良い。測定面を調製した試料に対し、ＪＩ Ｚ ２２４４記載の方法に準じてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて、２回の測定を実施する。１回目は、前記ホットスタンプ成形体の表面から板厚方向に２０μｍ以内の領域から板厚中心部（板厚の１／２位置）までを、前記表面に対して直角な方向（板厚方向）に、荷重０．３ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で測定する。但し、めっき層が存在する場合は、めっき、または、めっきと軟化層の素材との合金層の直下２０μｍ以内の領域から測定する。前記の板厚中央部の硬さ（板厚の１／２位置における硬さ）から１０Ｈｖ以上低下し始める位置を決定し、その板厚位置から前記ホットスタンプ成形体の表面までを軟化層とする。軟化層が両面に存在する場合は、２回目の測定は、１回目と反対側の表面（裏面）にて同様の方法で実施して、板厚中央部の硬さから１０Ｈｖ以上低下し始める位置を決定する。

次に、軟化層の金属組織の面積率の算出方法について説明する。ホットスタンプ成形体からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、５０μｍ程度で良い。サンプルの板厚方向に、軟化層の表面から前記軟化層の厚さ１／２位置（軟化層中心）までの領域を、０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。

次に、得られた結晶方位情報に対して、１５°以上の方位差を持つ粒界に囲まれた領域を一つの結晶粒と定義し、板面方向の結晶方位マップを作成する。得られた結晶方位マップを用いて、一つの結晶粒の長軸線と結晶粒界との交点を求める。２つの交点のうち、いずれかの１点を始点とし、もう１点を終点として、結晶粒の長軸線上に含まれる全ての測定点間の方位差を算出する。得られた方位差の最大値を、当該結晶粒における最大結晶方位差とし、上記解析を測定領域に含まれる全ての結晶粒について実行した後、それらの値の平均値を１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差と定義する。

上記で定義した最大結晶方位差は、例えば、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」および「Ｐｒｏｆｉｌｅ Ｖｅｃｔｏｒ」機能を用いれば、簡便に算出することが可能である。「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」機能では、大傾角粒界として１５°以上の傾角を持つ粒界を描くことが可能であり、さらに、板面方向の結晶方位マップを作成することができる。「Ｐｒｏｆｉｌｅ Ｖｅｃｔｏｒ」機能では、任意の直線上に含まれる全ての測定点間のＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ａｎｇｌｅ（結晶方位差）を算出することができる。測定領域に含まれる全ての結晶粒（測定領域の端部にある結晶粒は含まない）について、上記解析を実施し、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を算出する。軟化層が両面に形成されている場合は、上記手順をホットスタンプ成形体の裏面側でも実施し、表面側と裏面側から得られた面積率の平均値を採用する。

（軟化層の組成）
軟化層の組成は、強度及び／或いは曲げ性を阻害する不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｎ以外、特に限定されないが、ホットスタンプ成形体の強度及び優れた曲げ性を示す鋼を確保するために、以下の組成にすることが好ましい。

軟化層の組成は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が、板厚中央部の対応する元素含有量の０．６倍以下であることが好ましく、その場合の各々の成分の好適な範囲については以下のとおりである。

（Ｃ：０．０５％以上、０．４２％未満）
Ｃは、強度を高めるために０．０５％以上添加しても良い。部材としての耐荷重を高めて衝撃特性を向上させる観点では、好ましくは、０．１０％以上である。軟化層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための軟化層の好ましいＣの含有量は０．４２％未満であり、更に好ましくは０．３５％以下である。

（Ｓｉ：２．００％未満）
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。但し、軟化層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。

板厚中央部のＳｉ含有量が０．５０％以下である場合、軟化層の好ましいＳｉ含有量は０．３０％以下であり、好ましくは０．２０％以下である。また、板厚中央部のＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満の場合、軟化層の好ましいＳｉの含有量は２．００％未満であり、更に好ましくは１．５０％以下である。

（Ｍｎ：０．０１％以上、１．８０％以下）
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。表層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための表層の好ましいＭｎの含有量は１．８０％未満、好ましくは１．４０％以下、より好ましくは０．９０％未満であり、さらにより好ましくは０．７０％以下である。

板厚中央部のＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満である場合、軟化層の好ましいＭｎの含有量は０．９０％未満であり、更に好ましくは０．７０％以下である。また、軟化層の好ましいＭｎ含有量は、０．１２％以上０．９０％未満であり、好ましくは０．７０％以下である。また、板厚中央部のＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満である場合、軟化層の好ましいＭｎの含有量は１．８０％以下である。

（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０.１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｓ：０．１０％以下）
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％、以上３．００００％以下）
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。本発明において、脱酸作用を得るために、鋼に含有される全てのＡｌでなく、いわゆる酸可溶性のアルミニウム(ｓｏｌ.Ａｌ)としての含有量の範囲が規定される。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０.０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ.Ａｌは０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．０％以下とする。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

なお、軟化層の成分については、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量の１種又は２種以上が、板厚中央部のＣ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量に対してそれぞれ０．６倍以下であることが好ましく、強度及び／或いは曲げ性を阻害する不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｎの上限が規定される以外、他の成分については特に限定されない。一般的には、軟化層は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ以外に、任意選択で、下記の成分のうち１種又は２種以上を含んでもよい。

（Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下）
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

（Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下）
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。

（Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下）
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。

（ホットスタンプ成形体の断面硬さ分布）
ホットスタンプ成形体の表面に対して垂直な断面において、硬さ分布は均一であることが好ましい。ハット構造においては縦壁部には金型が接触しにくく、冷却速度が小さくなるため硬さが低下する場合がある。ハット成形体の長手方向に対して垂直な断面の平均硬さに対して１００ＨＶ以上硬さが低下する領域があった場合、衝突時に変形が軟化部に集中し早期に破断するため高い衝突特性が得られない。このためホットスタンプ成形体の表面に垂直な断面における硬さ分布の平均値（以下、「断面平均硬さ」という。）から１００ＨＶを下回る点があってはならない。前記断面における硬さ分布及び断面平均硬さは、ビッカース硬さ試験機（荷重１ｋｇｆ）を用いて、長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、１ｍｍピッチ以下の等間隔で、前記断面の端部間のビッカース硬さを測定することによって得られる。

（めっき層の形成）
軟化層の表面上に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を形成してもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。

（本発明に係るホットスタンプ成形体の製造方法）
次に、本発明に係るホットスタンプ成形体を得るための製造方法の形態を説明するが、本発明は、以下に説明するような複層鋼板の形態に限定されない。

本発明の製造方法の一実施形態として、まず、上記の板厚中央部の成分組成の要件を満足する鋼板の表面及び／或いは裏面を研削して表面酸化物を除去した後、研削された面側に軟化層用鋼板を積層する。前記軟化層用鋼板と板厚中央部用の前記鋼板との固定方法は特に限定されないが、アーク溶接で接着することによって行っても良い。なお、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が板厚中央部用鋼板の対応する元素含有量の０．６倍以下である軟化層用鋼板を積層することが好ましい。

また、軟化層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御することにより、軟化層用鋼鈑においてＭｎのミクロ偏析を抑制され、軟化層用鋼鈑におけるＭｎの濃度分布を均一にすることができる。Ｍｎは、オーステナイトの降伏強度を上昇させることにより、変態後の組織において粒界の生成挙動に影響を与えるため、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の生成を促進させる効果を持つ。そのため、上記ミクロ組織の生成促進を目的として、軟化層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｈｒ以上に制御しても良い。

また、上記の方法で作製した複層鋼板を、更に１１００℃以上、１３５０℃以下の温度で６０分以上保持したものを、本発明に係るホットスタンプ成形体用の鋼板として用いることが好ましい。発明者らが検討した結果、１１００℃以上、１３５０℃以下で６０分以上保持する熱処理を行うことにより、軟化層の表面下２０μｍの深さ位置から軟化層中心までの領域の金属組織は、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率が２０％以上、５０％未満となり、優れた曲げ性と耐水素脆化特性が得られることがわかった。上限は特に限定しないが、３００分を超えて保持すると、加熱コストが大幅に上昇し経済的に不利になるので、実操業上、３００分が実質的な上限である。

上記の製法にて製造された積層体（複層鋼板）に熱間圧延、冷間圧延、ホットスタンプ、連続溶融めっきなどを施すことで、本発明に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。

熱間圧延は、通常の条件で実施する熱間圧延でよい。例えば、仕上げ温度も８１０℃以上の温度域で実施すれば良く、その後に続く冷却条件も特に規定する必要はなく、７５０℃以下の温度域で巻取を実施する。また、熱延後の前記複層鋼板の軟質化を目的とした再加熱処理を実施しても構わない。

但し、板厚中央部の形成をより促進させるため、複層鋼板の上記熱処理後の熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延を含み、当該粗圧延は、１１００℃以上の温度にて１パス当たりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われることが好ましい。

具体的には、本発明における板厚中央部の形成をより促進させるためには、合金元素、特にＣ原子の濃度が緩やかに分布するように制御する必要がある。Ｃ濃度の分布はＣ原子の拡散によって得られ、Ｃ原子の拡散頻度は高温ほど増加する。したがって、Ｃ濃度を制御するためには、熱延加熱から粗圧延における制御が重要となる。熱延加熱では、Ｃ原子の拡散を促すために、加熱温度を高温化する必要があり、好ましくは１１００℃以上１３５０℃以下、より好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下である。熱延加熱では、図１に示す（ｉ）及び（ｉｉ）の変化が生じる。（ｉ）は板厚中央部から表層へのＣ原子の拡散であり、（ｉｉ）は表層から外部へと脱離するＣの脱炭反応である。この（ｉ）と（ｉｉ）のＣ原子の拡散と脱離反応の兼ね合いによりＣ濃度に分布が生じる。１１００℃未満では、（ｉ）の反応が不足するため、好ましいＣ濃度分布が得られない。一方、１３５０℃超では、（ｉｉ）の反応が過度に生じるため、同様に好ましい濃度分布が得られない。

熱延加熱温度の調節により好ましいＣ濃度分布に制御した上で、さらに最適なＣ濃度分布を得るためには、粗圧延でのパス制御が極めて重要となる。粗圧延は、粗圧延温度が１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われる。これは、粗圧延で導入される歪により、図１中の（ｉ）のＣ原子の拡散を促すためである。仮に、熱延加熱でＣ濃度を好ましい状態に制御したスラブを常法で粗圧延及び仕上げ圧延すると、Ｃ原子が表層内で十分に拡散できないまま板厚が減少することになる。したがって、２００ｍｍを超える厚みをもつスラブから、厚さ数ｍｍの熱延鋼板を常法の熱延にて製造すると、表層でＣ濃度が急激に変化する鋼板となり、緩やかな硬さ変化が得られなくなる。これを解決するために見出された方法が上記の粗圧延のパス制御である。Ｃ原子の拡散は、温度だけでなく歪（転位密度）の影響を大きく受ける。特に、格子拡散に比べて、転位拡散では１０倍以上に拡散頻度が高まるため、転位密度を残しつつ、圧延により板厚を薄くする工夫が必要となる。図２の曲線１は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が小さい場合の、圧延パス後の転位密度変化を示しており、長時間にわたって歪が残存していることがわかる。このように長時間にわたって歪を表層に残存させることで、表層内のＣ原子の拡散が十分に起こり、最適なＣ濃度分布を得ることが可能となる。一方、曲線２は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が大きな場合の転位密度の変化であり、圧延により導入される歪量が高まると、回復が促進されやすくなり、転位密度が急激に低下する。このため、最適なＣ濃度分布を得るためには、曲線２のような転位密度の変化を生じさせないことが必要である。このような観点から、１パスあたりの板厚減少率の上限が５０％未満となる。なお、表層でのＣ原子の拡散を促すために、ある量の転位密度と保持時間の確保が必要となるため、板厚減少率の下限が５％となり、パス間時間として３秒以上の確保が必要となる。

冷間圧延は、通常の圧下率、例えば、３０〜９０％で行う冷間圧延でよい。熱延鋼板及び冷延鋼板には、そのまま、又は前記熱延鋼板または冷延鋼板に通常の条件で再結晶焼鈍を施した鋼板や、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。

ホットスタンプ時の加熱、成型、冷却工程も、通常の条件で実施すればよい。例えば、熱間圧延工程で巻き取った熱延鋼板を巻き戻した熱延鋼板、又は、巻き取った熱延鋼板を巻き戻して冷間圧延を施した冷延鋼板、若しくは冷延鋼板にめっきを施して、０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓの加熱速度で、８１０℃以上、１０００℃以下の温度まで加熱し、この温度に保持した鋼板を、所要の形状に通常のホットスタンプで成形する。

保持時間は、成形態様に応じて設定すればよいので、特に限定しない。例えば、３０秒以上、６００秒以下であれば良いホットスタンプ後の成形体を室温まで冷却する。

冷却速度も通常の条件に設定すれば良く、例えば、加熱温度から４００℃超までの温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上であればよい。板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満である鋼鈑、および、板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり鋼鈑の場合は、残留オーステナイトの生成量を増加させて延性を向上させることを目的として、加熱保持後の冷却において、２００℃以上、４００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｓ未満に制御することが好ましい。

強度の調整等を目的として、室温まで冷却した成形体に１５０℃〜６００℃の範囲で焼戻し処理を施してもよい。

前述の実施形態のホットスタンプ成形体の製造方法では、板厚中央部及び軟化層をそれぞれ別々の鋼板で構成している。しかし、本発明のホットスタンプ成形体は、前述したような２つの鋼板を積層した複層鋼板に限定されない。板厚中央部及び軟化層は単一の素材の鋼板内に形成されていても良く、例えば、単層鋼板を脱炭処理してその表層部分を軟化することにより、軟化層と板厚中央部とからなる高強度鋼板を製造することも可能である。

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。

［製造例Ａ］
表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板No.１〜１９（表中の「鋼No.１〜１９」）の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２に示す化学組成を持つ軟化層形成用鋼板（以下、「表層用鋼板」という。）をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜４４を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２の積層鋼板のNo.１〜４４のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜４４のそれぞれに対して、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２に示す製造条件No.１〜４４の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ａ−３の項目「成形体」）No.１Ａ〜４４Ａをそれぞれ製造した。尚、No.３６Ａ、３７Ａのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。

表中、「粗圧延」の項目「板厚減少率」は粗圧延の１パス当たりの板厚減少率を意味し、項目「圧延回数」はパス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数を意味する。また、表中の項目「加熱速度(℃/s)」は、冷間圧延工程後「ホットスタンプ時の熱処理」の加熱温度に到達するまでの昇温速度を意味する。また、表中、「ホットスタンプ時の熱処理」の項目「加熱温度（℃）」はホットスタンプ成形時の温度であり、「平均冷却速度（℃／ｓ）（400℃超）」は前記加熱温度から４００℃超までの温度域における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味し、「平均冷却速度（℃／ｓ）（400℃以下）」は、２００℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ａ−３に、ホットスタンプ成形体No.１Ａ〜４４Ａの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２の積層鋼板No.１〜４４の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ａ−３の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ａ−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。一般にホットスタンプ成形体はスポット溶接等の接合手法を用いてその他部品を接合され、部品形状精度によってはホットスタンプ成形体にねじりが加わり応力が付加される。応力は部品の位置によって異なり、これを正確に算出することは難しいが、降伏応力で遅れ破壊しなければ実用上問題無いと考えられている。そこで、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）、または、３０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）
曲げ稜線：圧延と直角な方向
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２.０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＩＭＡＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＭｎ含有量が乏しいために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。

No.30A〜32Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.30Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができず、優れた曲げ性を得ることができなかった。また、No.31Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.31Aのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.32Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．４１Ａのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．４２Ａのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．４３Ａのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ４４Ａのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｂ］
表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｂ−１−３〜表Ｂ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜５２を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。積層鋼板Ｎｏ．３２は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−３の積層鋼板のNo.１〜５２のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜５２のそれぞれに対して、表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２に示す製造条件No.１〜５２の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｂ−３−１及び表Ｂ−３−２の項目「成形体」）No.１Ｂ〜５２Ｂをそれぞれ製造した。尚、No.３０Ｂ、３１Ｂのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｂ−３−１及び表Ｂ−３−２に、ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−４の積層鋼板No.１〜５２の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｂ−３−１〜表Ｂ−３−２の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｂ−３−１〜表Ｂ−３−２に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

成形体の硬さばらつきは、成形体の長手方向に対して垂直な断面における硬度の測定結果により評価した。全断面領域の板厚中心を通り、成形体の表面に対して平行な直線上において、ビッカース硬さ試験機を用いて、ビッカース硬さを荷重１ｋｇｆ、１ｍｍピッチで測定した。ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂのそれぞれに関して、測定された硬度の平均値及び最小硬さを表Ｂ−３−１、表Ｂ−３−２に「平均断面硬度」及び「最小硬さ」の項目に示す。「平均断面硬度-最小硬さ」は、前記平均断面硬度と最小硬さとの差である。また、ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂのそれぞれに関して、平均値から１００ＨＶより硬度が低下する領域が無い場合を合格とした。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＭｎ含有量が乏しいために成形体断面の硬さばらつきが大きくなった。

No.25B〜27Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.25Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができず、優れた曲げ性を得ることができなかった。

また、No.26Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.26Bのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。

No.27Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．４９Ｂのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５０Ｂのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５１Ｂのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ５２Ｂのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｃ］
表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｃ−１−３、表Ｃ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜５９を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とした。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。Ｎｏ．３８以外の積層鋼板には、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面に表層用鋼板が溶接されている。表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−４の積層鋼板のNo.１〜５９のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜５９のそれぞれに対して、表Ｃ−２−１〜表Ｃ−２−２に示す製造条件No.１〜５９の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｃ−２−１、表Ｃ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｃ−３−１及び表Ｃ−３−２の項目「成形体」）No.１Ｃ〜５９Ｃをそれぞれ製造した。尚、No.３６Ｃ、３７Ｃのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｃ−２−１〜表Ｃ−２−２の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｃ−３−１、表Ｃ−３−２に、ホットスタンプ成形体No.１Ｃ〜５９Ｃの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置（板厚中心部）および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−４の積層鋼板No.１〜５９の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｃ−３−１〜表Ｃ−３−２の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｃ−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＳｉ含有量が乏しいために、残留オーステナイトの面積分率が１％未満となり、均一伸びが不十分であった。

表Ｃ−１−３、表Ｃ−１−４の「板厚中央部用鋼板と表層用鋼板との成分比」は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量に関して、板厚中央部用鋼板における含有量に対する表層用鋼板における含有量の割合である。No.30C、37Cのホットスタンプ成形体は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のいずれも、板厚中央部の対応する元素含有量の０．６倍超である。

No.30C〜32Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.30Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.31Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.31Cのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.32Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．５６Ｃのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５７Ｃのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５８Ｃのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ．５９Ｃのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｄ］
表Ｄ−１−１、表Ｄ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板No.１〜３８（表中の「鋼No.１〜３８」）の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｄ−１−３〜表Ｄ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜６０を作製した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とした。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。Ｎｏ．３８以外の積層鋼板には、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面に表層用鋼板が溶接されている。表Ｄ−１−１〜表Ｄ−１−３の積層鋼板のNo.１〜６０のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜６０のそれぞれに対して、表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３に示す製造条件No.１〜６０の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３の項目「成形体」）No.１Ｄ〜６０Ｄをそれぞれ製造した。尚、No.３８、３９のホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３に、ホットスタンプ成形体No.１Ｄ〜６０Ｄの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置（板厚中心部）および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｄ−１−１〜表Ｄ−１−４の積層鋼板No.１〜６０の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°〜１５°の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を延性の観点からも評価した。具体的には、ホットスタンプ後の鋼板の引張試験により当該鋼板の均一伸びを求めて耐衝突特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大引張荷重が得られた伸びを均一伸びとした。

局所的な軟化部は衝突時に変形が集中し、割れ発生の要因となるため、成形体における硬さのばらつきが小さいこと、すなわち安定的な強度を確保することは、耐衝突特性を確保する上で重要である。そこで、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を、硬さばらつきの観点からも評価した。長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、縦壁を含む全断面領域の板厚中心位置の硬さを測定した。測定にはビッカース試験機を用い、測定荷重は１ｋｇｆ、測定点数は１０点、測定間隔は１ｍｍとした。平均断面硬度と最小硬さとの差を表Ｄ−３−１〜表Ｄ−３−３に示す。全測定点の平均値から１００Ｈｖを下回る測定点が無い場合を硬さばらつきが小さい、すなわち強度安定性に優れ、結果として耐衝突特性に優れるとして合格とし、１００Ｈｖを下回る測定点がある場合を不合格とした。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.10D、11Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＳｉ含有量が乏しいために、残留オーステナイトの面積分率が１％未満となり、均一伸びが不十分であった。また、No.12D、13Dのホットスタンプ成形体はＭｎ含有量が不十分であったために、板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分であった。No.14D及びNo.15Dのホットスタンプ成形体は、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量が乏しいので、残留オーステナイトの面積分率が１．０％未満となり、均一伸びが不十分であった。

No.33D〜35Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No. 33Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.34Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.34Dのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.35Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

No.40Dのホットスタンプ成形体はＳｉ含有量が過剰であったために、残留オーステナイトが面積分率で５％を超えるまで過剰に生成した。そのため、No.40Dのホットスタンプ成形体は、曲げ性に劣る。No.41Dのホットスタンプ成形体は、Ｍｎ含有量が過剰であったために、曲げ性が劣化した。No.42Dのホットスタンプ成形体は酸可溶性のアルミニウムの含有量に乏しいので、曲げ性が劣化した。また、No.45Dのホットスタンプ成形体は酸可溶性のアルミニウムの含有量を過剰に含むため、曲げ性が劣化した。

Ｎｏ．５７Ｄのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５８Ｄのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５９Ｄのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ６０Ｄのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°〜１５°である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

本発明のホットスタンプ成形体は、曲げ性、延性、耐衝突特性、及び、耐水素脆化特性に優れ、かつ硬度ばらつきが小さいので、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に好適に使用することができる。

本発明は、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に使用するホットスタンプ成形体、特に、ホットスタンプ後の強度、耐衝突特性及び耐水素脆化特性に優れるホットスタンプ成形体に関する。

近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、そのため、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。しかし、鋼板の高強度化に伴い成形性は劣化するので、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。

このような課題を解決するため、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプの適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施するので、鋼板のＣ量に応じた強度を得ることができ、自動車用部材への成形と強度確保を両立する技術として注目されている。

しかしながら、プレス焼入れにより製造された従来のホットプレス部品は、板厚全域が硬質組織（主にマルテンサイト）で形成されているために、自動車の衝突時に曲げ変形が生じると、部品の座屈部に最も大きな歪みが入り、鋼板の表層近傍を起点に割れが進展し、最終的に破断に至りやすい。

上記の問題に対し、ホットプレス部品の変形能を高めて割れを抑制する技術が提案されている。特許文献１では、ホットプレス部品の板厚中央の硬さを４００Ｈｖ以上とする一方、表層に厚さ２０μｍ以上２００μｍ以下であり硬さ３００Ｈｖ以下の軟質層を形成することにより、引張強さ１３００ＭＰａ以上の強度を確保しつつ、自動車衝突時の割れを抑制する技術が開示されている。特許文献２では、板厚表層の炭素濃度を板厚中心部の炭素濃度の１／５以下に制御することにより、表層の格子欠陥の密度を低減させて耐水素脆性を改善させる技術が開示されている。特許文献３では、板厚中心部をフェライトとマルテンサイトの複合組織とし、表層部分のフェライトの組織分率を高めることにより、表層部が厳しい曲げ変形を受けても応力を緩和できる技術が開示されている。

しかしながら、特許文献１および特許文献２では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織で構成することにより、板厚方向に急激な硬さの勾配が発生してしまうため、曲げ変形を受けた際に、急激な硬さの勾配が発生している軟質組織と硬質組織の境界付近で割れが発生しやすいという課題がある。また、特許文献３では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織と軟質組織の複合組織とすることで、板厚方向に急激な硬さの勾配を低減させているが、板厚の中央部を複合組織とするため、引張強さの上限が１３００ＭＰａ程度となってしまい、ホットプレス部品に求められる引張強さ１５００ＭＰa以上を確保することは困難である。

特開２０１５−３０８９０号公報 特開２００６−１０４５４６号公報 国際公開第２０１５／０９７８８２号

本発明は、従来技術の課題に鑑み、引張強さ１５００ＭＰａ以上の強度を有するとともに、耐衝突特性を実現するための高い曲げ性と耐水素脆化特性を両立させることを課題とし、該課題を解決するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、耐水素脆化特性を向上させるためには、板厚表層の格子欠陥の密度を低減させることが有効であり、そのためには、表層に軟質組織を形成させる必要がある。一方、１５００ＭＰa以上の引張強度を確保するためには、板厚の中央部を硬質組織のみで構成する必要がある。このように、板厚の表層を軟質組織とし、板厚の中央部に硬質組織で構成した場合に、硬質組織と軟質組織の境界近傍で発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減させることができれば、引張強さ１５００ＭＰａ以上の強度と良好な耐水素脆化特性を担保しながら、良好な曲げ性が得られると考えた。

そこで、発明者らは、軟質組織である表層の組織制御を行うことにより、良好な曲げ性が得られた鋼板の金属組織について調査を行い、且つ鋭意検討を重ねた。その結果、軟化層を構成する金属組織が、板厚断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒で構成されていると良いことが見出された。また、これらの測定は、表層の表面下２０μｍの深さ位置から表層の厚さ１／２の深さ位置（表層中心）までの領域において測定すると良いことが見出された。これにより、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から表層に至る遷移部分の影響を排除することができることが見出された。

さらに、板厚の中央部におけるＭｎとＳｉの添加量を制御することにより、延性を向上させると共に、焼入れ性を高めて安定的に高い強度を確保した。その結果、曲げ変形時の割れの発生を抑制させることができ、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、優れた曲げ性及び延性とを実現し、かつ硬さばらつきを抑えることに成功し、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）板厚中央部と、前記板厚中央部の両側又は片側に配置された軟化層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
前記板厚中央部は、
質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満
Ｓｉ：３．００％未満、
Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．１０％以下、
ｓｏｌ.Ａｌ：０．０００２％以上、３．００００％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有し、
軟化層の表面下の２０μｍの深さから軟化層の厚さの１／２の深さまでの金属組織が、板厚方向に平行な断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が２０％以上５０％未満であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
（２）Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であることを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（３）Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であることを特徴とする、（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（４）Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（５）Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（６）板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１％以上３．００％以下を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
（７）板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体。
（８）軟化層上にめっき層が形成されていることを特徴とする（１）〜（７）のうちいずれかに記載のホットスタンプ成形体。

本発明によれば、耐衝突特性及び耐水素脆化特性に優れるホットスタンプ成形体を提供することができる。

本発明のホットスタンプ成形体を製造する際のＣ原子の拡散を説明する模式図である。 本発明のホットスタンプ成形体を製造する方法において用いられる粗圧延に関する圧延パス後の転位密度変化を示すグラフである。

（本発明に係るホットスタンプ成形体の構造）
本発明に係るホットスタンプ成形体は、その両側、または片側の表面上に軟化層が配置される構造である。前記軟化層は、板厚中央部の硬さよりも１０Ｈｖ以上低い硬さを有する領域である。

（板厚中央部）
本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部は、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有することを要件とする。板厚中央部の硬度を前述の範囲にするため、板厚中央部の成分組成を限定する理由について以下の通り説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。

（Ｃ：０.２０％以上、０.７０％未満）
Ｃは、板厚中央部において５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下の硬さ得るために重要な元素である。０.２０％未満では、板厚中央部において５００Ｈｖ以上を確保することが困難であるので、Ｃは０.２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上である。一方、０．７０％を超えると、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えて、曲げ性が低下するので、Ｃは０．７０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。

（Ｓｉ：３．００％未満）
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度向上の観点からは０．５０％を上限として添加してもよい。一方、０．５０％を超えて添加しても強度向上の効果は飽和するため０．５０％を上限とする。好ましくは０．３０％以下である。

Ｓｉはまた、表層の組織制御により発現した耐水素脆化特性及び曲げ性を損なうことなく、延性を高める効果を持つ元素でもある。特に、自動車の衝突時に曲げ変形が生じた場合、ハット部材が座屈することで変形が局在化し、部材としての耐荷重が低下する。すなわち部材と最大荷重は部材強度だけでなく、座屈の起こりやすさにも影響を受ける。部材状態において鋼板の延性が高いと変形領域が局在化しにくくなる。すなわち座屈しにくい。

ホットスタンプ部材においても延性が重要であるが、一般にマルテンサイトの延性は低い。０．５０％を超えてＳｉを添加することにより、残留オーステナイトを面積分率で１．０％以上確保することができ、延性を向上させることができる。このような観点から、Ｓｉは０．５０％超添加することが好ましい。より好ましくは１．００％以上である。一方、３．００％以上添加すると、残留オーステナイトが面積分率で５．０％以上となり、曲げ性の劣化を招くため、上限を３．００％未満とする。好ましくは２．００％未満である。

（Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満）
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。金属組織中へのＭｎの固溶による鋼板の強度を向上する効果は、０．２０％未満の添加量では効果が得られないため、０．２０％以上添加する。好ましくは０．７０％以上である。一方、１．５０％以上添加してもその効果は飽和する。

また、Ｍｎは、焼き入れ性を高める効果も有する。１．５０％以上添加することにより、焼き入れ性を高めて安定的に高い強度を得ることができる。焼き入れ性を向上する効果を得るための好ましい添加量は、１．７０％以上である。３．００％以上添加しても、上記効果は飽和するため、Ｍｎ添加量の上限を３．００％とする。好ましくは、２．００％未満である。

（Ｐ：０.１０％以下）
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０.１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｓ：０．１０％以下）
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上、３．００００％以下）
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。本発明において、脱酸作用を得るために、鋼に含有される全てのＡｌでなく、いわゆる酸可溶性のアルミニウム(ｓｏｌ.Ａｌ)としての含有量の範囲が規定される。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０.０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ.Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．００００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００００％以下とする。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下）
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５０％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

（Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下）
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１００％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。

（Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下）
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。

板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明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である。

（板厚中央部の硬さ：５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下）
板厚中央部の硬さは５００Ｈｖ以上であると、本発明のホットスタンプ成形体の引張強度として１５００ＭＰa以上を確保することができる。好ましくは、６００Ｈｖ以上である。一方、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えると、軟化層との硬さの差が大きくなりすぎ、曲げ性の劣化を招くため、８００Ｈｖを上限とする。好ましくは７２０Ｈｖ以下である。

板厚中央部の硬さの測定方法は以下の通りである。ホットスタンプ成形体の板面に垂直な断面を採取し、測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製方法は、ＪＩ Ｚ ２２４４に準じて実施すれば良く、例えば、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げれば良い。硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法で実施すれば良く、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板厚の１／２位置に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で１０点測定し、その平均値をホットスタンプ成形体の板厚中央部の硬さとする。

（板厚中央部の金属組織）
板厚中央部は、残留オーステナイトを面積分率で１％以上含むことにより、延性を向上させることができる。板厚中央部における残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは２％以上である。但し、面積分率で５％以上とすると、曲げ性の劣化を招くため、上限を５％未満とする。好ましくは４．５％未満である。

板厚中央部における残留オーステナイトの面積分率は以下の方法で測定できる。ホットスタンプ成形後の部材から、試料を採取し、圧延面の法線方向から板厚の１／２深さまで面削し、面削して得られた面をＸ線回折測定に供する。ＭｏのＫα線を用いたＸ線回折法により得られる像から、次式を用いて残留オーステナイトの面積率Ｖγを求めることができる。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ここで、α（２１１）はフェライトの（２１１）面におけるＸ線回折強度、γ（２２０）はオーステナイトの（２２０）面におけるＸ線回折強度、γ（３１１）はオーステナイトの（３１１）面におけるＸ線回折強度である。

（軟化層）
前述したように、本発明において軟化層とは、ホットプレス成形体の板厚断面の板厚方向において、板厚中央部の硬さ（板厚の１／２位置における硬さ）から１０Ｈｖ以上低下した位置から、前記成形体表面までの領域である。以下、軟化層の金属組織及び組成等について説明する。

（軟化層の金属組織）
発明者らが鋭意検討を重ねた結果、良好な曲げ性が得られた鋼板の金属組織を調査した結果、軟化層を構成する金属組織が、板厚断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒で構成されていると良いことが見出された。これらの測定は、軟化層の表面下２０μｍの深さ位置から軟化層の厚さ１／２の深さ位置（軟化層中心）までの領域において測定すると良いことが見出された。本発明者らが鋭意検討した結果、曲げ性等の効果の観点から、軟化層の表面から２０μｍの位置から軟化層の厚さ１／２の深さ位置までの組織分率が重要である。これにより、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができることが見出された。

軟化層の前記金属組織において、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒の合計の面積率が２０％未満では、その効果が十分に得られないため、下限を２０％とする。好ましくは、面積率が２０％以上であり、更に好ましくは２５％以上であるとよい。一方、軟化層の前記金属組織の合計の面積率が５０％以上では、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなり、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が十分得られないため、５０％未満とする。更に好ましくは、４５％以下にすると良い。

なお、軟化層の厚さ１／２の深さ位置（軟化層中心）から板厚中央部との間については、軟化層の板厚中央部側（板厚中央部との境）における硬さをＨｖＡ、軟化層中心の硬さをＨｖＢとすると、ＨｖＡ−ＨｖＢ≧１０Ｈｖの関係にある。

軟化層表面下２０μｍから当該軟化層の厚さの１／２位置までの領域を決定する方法を以下に説明する。測定対象のホットスタンプ成形体表面に対して垂直な断面（板厚断面）を採取して測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製方法は、ＪＩ Ｚ ２２４４に準じて実施すれば良く、例えば、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げれば良い。測定面を調製した試料に対し、ＪＩ Ｚ ２２４４記載の方法に準じてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて、２回の測定を実施する。１回目は、前記ホットスタンプ成形体の表面から板厚方向に２０μｍ以内の領域から板厚中心部（板厚の１／２位置）までを、前記表面に対して直角な方向（板厚方向）に、荷重０．３ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で測定する。但し、めっき層が存在する場合は、めっき、または、めっきと軟化層の素材との合金層の直下２０μｍ以内の領域から測定する。前記の板厚中央部の硬さ（板厚の１／２位置における硬さ）から１０Ｈｖ以上低下し始める位置を決定し、その板厚位置から前記ホットスタンプ成形体の表面までを軟化層とする。軟化層が両面に存在する場合は、２回目の測定は、１回目と反対側の表面（裏面）にて同様の方法で実施して、板厚中央部の硬さから１０Ｈｖ以上低下し始める位置を決定する。

次に、軟化層の金属組織の面積率の算出方法について説明する。ホットスタンプ成形体からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、５０μｍ程度で良い。サンプルの板厚方向に、軟化層の表面から前記軟化層の厚さ１／２位置（軟化層中心）までの領域を、０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。

次に、得られた結晶方位情報に対して、１５°以上の方位差を持つ粒界に囲まれた領域を一つの結晶粒と定義し、板面方向の結晶方位マップを作成する。得られた結晶方位マップを用いて、一つの結晶粒の長軸線と結晶粒界との交点を求める。２つの交点のうち、いずれかの１点を始点とし、もう１点を終点として、結晶粒の長軸線上に含まれる全ての測定点間の方位差を算出する。得られた方位差の最大値を、当該結晶粒における最大結晶方位差とし、上記解析を測定領域に含まれる全ての結晶粒について実行した後、それらの値の平均値を１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差と定義する。

上記で定義した最大結晶方位差は、例えば、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」および「Ｐｒｏｆｉｌｅ Ｖｅｃｔｏｒ」機能を用いれば、簡便に算出することが可能である。「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」機能では、大傾角粒界として１５°以上の傾角を持つ粒界を描くことが可能であり、さらに、板面方向の結晶方位マップを作成することができる。「Ｐｒｏｆｉｌｅ Ｖｅｃｔｏｒ」機能では、任意の直線上に含まれる全ての測定点間のＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ａｎｇｌｅ（結晶方位差）を算出することができる。測定領域に含まれる全ての結晶粒（測定領域の端部にある結晶粒は含まない）について、上記解析を実施し、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を算出する。軟化層が両面に形成されている場合は、上記手順をホットスタンプ成形体の裏面側でも実施し、表面側と裏面側から得られた面積率の平均値を採用する。

（軟化層の組成）
軟化層の組成は、強度及び／或いは曲げ性を阻害する不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｎ以外、特に限定されないが、ホットスタンプ成形体の強度及び優れた曲げ性を示す鋼を確保するために、以下の組成にすることが好ましい。

軟化層の組成は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が、板厚中央部の対応する元素含有量の０．６倍以下であることが好ましく、その場合の各々の成分の好適な範囲については以下のとおりである。

（Ｃ：０．０５％以上、０．４２％未満）
Ｃは、強度を高めるために０．０５％以上添加しても良い。部材としての耐荷重を高めて衝撃特性を向上させる観点では、好ましくは、０．１０％以上である。軟化層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための軟化層の好ましいＣの含有量は０．４２％未満であり、更に好ましくは０．３５％以下である。

（Ｓｉ：２．００％未満）
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。但し、軟化層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。

板厚中央部のＳｉ含有量が０．５０％以下である場合、軟化層の好ましいＳｉ含有量は０．３０％以下であり、好ましくは０．２０％以下である。また、板厚中央部のＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満の場合、軟化層の好ましいＳｉの含有量は２．００％未満であり、更に好ましくは１．５０％以下である。

（Ｍｎ：０．０１％以上、１．８０％以下）
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。表層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための表層の好ましいＭｎの含有量は１．８０％未満、好ましくは１．４０％以下、より好ましくは０．９０％未満であり、さらにより好ましくは０．７０％以下である。

板厚中央部のＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満である場合、軟化層の好ましいＭｎの含有量は０．９０％未満であり、更に好ましくは０．７０％以下である。また、軟化層の好ましいＭｎ含有量は、０．１２％以上０．９０％未満であり、好ましくは０．７０％以下である。また、板厚中央部のＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満である場合、軟化層の好ましいＭｎの含有量は１．８０％以下である。

（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０.１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｓ：０．１０％以下）
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％以上、３．００００％以下）
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。本発明において、脱酸作用を得るために、鋼に含有される全てのＡｌでなく、いわゆる酸可溶性のアルミニウム(ｓｏｌ.Ａｌ)としての含有量の範囲が規定される。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０.０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ.Ａｌは０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．０％以下とする。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用上、０．０００１％が実質的な下限である。

なお、軟化層の成分については、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量の１種又は２種以上が、板厚中央部のＣ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量に対してそれぞれ０．６倍以下であることが好ましく、強度及び／或いは曲げ性を阻害する不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｎの上限が規定される以外、他の成分については特に限定されない。一般的には、軟化層は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ以外に、任意選択で、下記の成分のうち１種又は２種以上を含んでもよい。

（Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下）
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

（Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下）
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。

（Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下）
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。

（Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下）
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。

（ホットスタンプ成形体の断面硬さ分布）
ホットスタンプ成形体の表面に対して垂直な断面において、硬さ分布は均一であることが好ましい。ハット構造においては縦壁部には金型が接触しにくく、冷却速度が小さくなるため硬さが低下する場合がある。ハット成形体の長手方向に対して垂直な断面の平均硬さに対して１００ＨＶ以上硬さが低下する領域があった場合、衝突時に変形が軟化部に集中し早期に破断するため高い衝突特性が得られない。このためホットスタンプ成形体の表面に垂直な断面における硬さ分布の平均値（以下、「断面平均硬さ」という。）から１００ＨＶを下回る点があってはならない。前記断面における硬さ分布及び断面平均硬さは、ビッカース硬さ試験機（荷重１ｋｇｆ）を用いて、長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、１ｍｍピッチ以下の等間隔で、前記断面の端部間のビッカース硬さを測定することによって得られる。

（めっき層の形成）
軟化層の表面上に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を形成してもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。

（本発明に係るホットスタンプ成形体の製造方法）
次に、本発明に係るホットスタンプ成形体を得るための製造方法の形態を説明するが、本発明は、以下に説明するような複層鋼板の形態に限定されない。

本発明の製造方法の一実施形態として、まず、上記の板厚中央部の成分組成の要件を満足する鋼板の表面及び／或いは裏面を研削して表面酸化物を除去した後、研削された面側に軟化層用鋼板を積層する。前記軟化層用鋼板と板厚中央部用の前記鋼板との固定方法は特に限定されないが、アーク溶接で接着することによって行っても良い。なお、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が板厚中央部用鋼板の対応する元素含有量の０．６倍以下である軟化層用鋼板を積層することが好ましい。

また、軟化層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御することにより、軟化層用鋼鈑においてＭｎのミクロ偏析を抑制され、軟化層用鋼鈑におけるＭｎの濃度分布を均一にすることができる。Ｍｎは、オーステナイトの降伏強度を上昇させることにより、変態後の組織において粒界の生成挙動に影響を与えるため、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の生成を促進させる効果を持つ。そのため、上記ミクロ組織の生成促進を目的として、軟化層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｈｒ以上に制御しても良い。

また、上記の方法で作製した複層鋼板を、更に１１００℃以上、１３５０℃以下の温度で６０分以上保持したものを、本発明に係るホットスタンプ成形体用の鋼板として用いることが好ましい。発明者らが検討した結果、１１００℃以上、１３５０℃以下で６０分以上保持する熱処理を行うことにより、軟化層の表面下２０μｍの深さ位置から軟化層中心までの領域の金属組織は、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が２０％以上、５０％未満となり、優れた曲げ性と耐水素脆化特性が得られることがわかった。上限は特に限定しないが、３００分を超えて保持すると、加熱コストが大幅に上昇し経済的に不利になるので、実操業上、３００分が実質的な上限である。

上記の製法にて製造された積層体（複層鋼板）に熱間圧延、冷間圧延、ホットスタンプ、連続溶融めっきなどを施すことで、本発明に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。

熱間圧延は、通常の条件で実施する熱間圧延でよい。例えば、仕上げ温度も８１０℃以上の温度域で実施すれば良く、その後に続く冷却条件も特に規定する必要はなく、７５０℃以下の温度域で巻取を実施する。また、熱延後の前記複層鋼板の軟質化を目的とした再加熱処理を実施しても構わない。

但し、板厚中央部の形成をより促進させるため、複層鋼板の上記熱処理後の熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延を含み、当該粗圧延は、１１００℃以上の温度にて１パス当たりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われることが好ましい。

具体的には、本発明における板厚中央部の形成をより促進させるためには、合金元素、特にＣ原子の濃度が緩やかに分布するように制御する必要がある。Ｃ濃度の分布はＣ原子の拡散によって得られ、Ｃ原子の拡散頻度は高温ほど増加する。したがって、Ｃ濃度を制御するためには、熱延加熱から粗圧延における制御が重要となる。熱延加熱では、Ｃ原子の拡散を促すために、加熱温度を高温化する必要があり、好ましくは１１００℃以上１３５０℃以下、より好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下である。熱延加熱では、図１に示す（ｉ）及び（ｉｉ）の変化が生じる。（ｉ）は板厚中央部から表層へのＣ原子の拡散であり、（ｉｉ）は表層から外部へと脱離するＣの脱炭反応である。この（ｉ）と（ｉｉ）のＣ原子の拡散と脱離反応の兼ね合いによりＣ濃度に分布が生じる。１１００℃未満では、（ｉ）の反応が不足するため、好ましいＣ濃度分布が得られない。一方、１３５０℃超では、（ｉｉ）の反応が過度に生じるため、同様に好ましい濃度分布が得られない。

熱延加熱温度の調節により好ましいＣ濃度分布に制御した上で、さらに最適なＣ濃度分布を得るためには、粗圧延でのパス制御が極めて重要となる。粗圧延は、粗圧延温度が１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われる。これは、粗圧延で導入される歪により、図１中の（ｉ）のＣ原子の拡散を促すためである。仮に、熱延加熱でＣ濃度を好ましい状態に制御したスラブを常法で粗圧延及び仕上げ圧延すると、Ｃ原子が表層内で十分に拡散できないまま板厚が減少することになる。したがって、２００ｍｍを超える厚みをもつスラブから、厚さ数ｍｍの熱延鋼板を常法の熱延にて製造すると、表層でＣ濃度が急激に変化する鋼板となり、緩やかな硬さ変化が得られなくなる。これを解決するために見出された方法が上記の粗圧延のパス制御である。Ｃ原子の拡散は、温度だけでなく歪（転位密度）の影響を大きく受ける。特に、格子拡散に比べて、転位拡散では１０倍以上に拡散頻度が高まるため、転位密度を残しつつ、圧延により板厚を薄くする工夫が必要となる。図２の曲線１は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が小さい場合の、圧延パス後の転位密度変化を示しており、長時間にわたって歪が残存していることがわかる。このように長時間にわたって歪を表層に残存させることで、表層内のＣ原子の拡散が十分に起こり、最適なＣ濃度分布を得ることが可能となる。一方、曲線２は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が大きな場合の転位密度の変化であり、圧延により導入される歪量が高まると、回復が促進されやすくなり、転位密度が急激に低下する。このため、最適なＣ濃度分布を得るためには、曲線２のような転位密度の変化を生じさせないことが必要である。このような観点から、１パスあたりの板厚減少率の上限が５０％未満となる。なお、表層でのＣ原子の拡散を促すために、ある量の転位密度と保持時間の確保が必要となるため、板厚減少率の下限が５％となり、パス間時間として３秒以上の確保が必要となる。

冷間圧延は、通常の圧下率、例えば、３０〜９０％で行う冷間圧延でよい。熱延鋼板及び冷延鋼板には、そのまま、又は前記熱延鋼板または冷延鋼板に通常の条件で再結晶焼鈍を施した鋼板や、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。

ホットスタンプ時の加熱、成型、冷却工程も、通常の条件で実施すればよい。例えば、熱間圧延工程で巻き取った熱延鋼板を巻き戻した熱延鋼板、又は、巻き取った熱延鋼板を巻き戻して冷間圧延を施した冷延鋼板、若しくは冷延鋼板にめっきを施して、０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓの加熱速度で、８１０℃以上、１０００℃以下の温度まで加熱し、この温度に保持した鋼板を、所要の形状に通常のホットスタンプで成形する。

保持時間は、成形態様に応じて設定すればよいので、特に限定しない。例えば、３０秒以上、６００秒以下であれば良いホットスタンプ後の成形体を室温まで冷却する。

冷却速度も通常の条件に設定すれば良く、例えば、加熱温度から４００℃超までの温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上であればよい。板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満である鋼鈑、および、板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり鋼鈑の場合は、残留オーステナイトの生成量を増加させて延性を向上させることを目的として、加熱保持後の冷却において、２００℃以上、４００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｓ未満に制御することが好ましい。

強度の調整等を目的として、室温まで冷却した成形体に１５０℃〜６００℃の範囲で焼戻し処理を施してもよい。

前述の実施形態のホットスタンプ成形体の製造方法では、板厚中央部及び軟化層をそれぞれ別々の鋼板で構成している。しかし、本発明のホットスタンプ成形体は、前述したような２つの鋼板を積層した複層鋼板に限定されない。板厚中央部及び軟化層は単一の素材の鋼板内に形成されていても良く、例えば、単層鋼板を脱炭処理してその表層部分を軟化することにより、軟化層と板厚中央部とからなる高強度鋼板を製造することも可能である。

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。

［製造例Ａ］
表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板No.１〜１９（表中の「鋼No.１〜１９」）の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２に示す化学組成を持つ軟化層形成用鋼板（以下、「表層用鋼板」という。）をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜４４を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２の積層鋼板のNo.１〜４４のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜４４のそれぞれに対して、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２に示す製造条件No.１〜４４の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ａ−３の項目「成形体」）No.１Ａ〜４４Ａをそれぞれ製造した。尚、No.３６Ａ、３７Ａのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。

表中、「粗圧延」の項目「板厚減少率」は粗圧延の１パス当たりの板厚減少率を意味し、項目「圧延回数」はパス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数を意味する。また、表中の項目「加熱速度(℃/s)」は、冷間圧延工程後「ホットスタンプ時の熱処理」の加熱温度に到達するまでの昇温速度を意味する。また、表中、「ホットスタンプ時の熱処理」の項目「加熱温度（℃）」はホットスタンプ成形時の温度であり、「平均冷却速度（℃／ｓ）（400℃超）」は前記加熱温度から４００℃超までの温度域における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味し、「平均冷却速度（℃／ｓ）（400℃以下）」は、２００℃以上４００℃以下の温度域における平均冷却速度（℃／ｓ）を意味する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ａ−３に、ホットスタンプ成形体No.１Ａ〜４４Ａの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ａ−１−１〜表Ａ−１−２の積層鋼板No.１〜４４の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ａ−３の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ａ−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。一般にホットスタンプ成形体はスポット溶接等の接合手法を用いてその他部品を接合され、部品形状精度によってはホットスタンプ成形体にねじりが加わり応力が付加される。応力は部品の位置によって異なり、これを正確に算出することは難しいが、降伏応力で遅れ破壊しなければ実用上問題無いと考えられている。そこで、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）、または、３０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）
曲げ稜線：圧延と直角な方向
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２.０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＩＭＡＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Aのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＭｎ含有量が乏しいために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。

No.30A〜32Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.30Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができず、優れた曲げ性を得ることができなかった。また、No.31Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.31Aのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.32Aのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．４１Ａのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．４２Ａのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．４３Ａのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ４４Ａのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｂ］
表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｂ−１−３〜表Ｂ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜５２を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。積層鋼板Ｎｏ．３２は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−３の積層鋼板のNo.１〜５２のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜５２のそれぞれに対して、表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２に示す製造条件No.１〜５２の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｂ−３−１及び表Ｂ−３−２の項目「成形体」）No.１Ｂ〜５２Ｂをそれぞれ製造した。尚、No.３０Ｂ、３１Ｂのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｂ−２−１〜表Ｂ−２−２の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｂ−３−１及び表Ｂ−３−２に、ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｂ−１−１〜表Ｂ−１−４の積層鋼板No.１〜５２の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｂ−３−１〜表Ｂ−３−２の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｂ−３−１〜表Ｂ−３−２に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

成形体の硬さばらつきは、成形体の長手方向に対して垂直な断面における硬度の測定結果により評価した。全断面領域の板厚中心を通り、成形体の表面に対して平行な直線上において、ビッカース硬さ試験機を用いて、ビッカース硬さを荷重１ｋｇｆ、１ｍｍピッチで測定した。ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂのそれぞれに関して、測定された硬度の平均値及び最小硬さを表Ｂ−３−１、表Ｂ−３−２に「平均断面硬度」及び「最小硬さ」の項目に示す。「平均断面硬度-最小硬さ」は、前記平均断面硬度と最小硬さとの差である。また、ホットスタンプ成形体No.１Ｂ〜５２Ｂのそれぞれに関して、平均値から１００ＨＶより硬度が低下する領域が無い場合を合格とした。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Bのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＭｎ含有量が乏しいために成形体断面の硬さばらつきが大きくなった。

No.25B〜27Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.25Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、ホットスタンプ成形体の表面性状の影響や、板厚中央部から軟化層に至る遷移部分の影響を排除することができず、優れた曲げ性を得ることができなかった。

また、No.26Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.26Bのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。

No.27Bのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．４９Ｂのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５０Ｂのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５１Ｂのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ５２Ｂのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｃ］
表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｃ−１−３、表Ｃ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜５９を作製した。表中、成分組成が０の欄は、該当する成分が意図的に添加されていないことを示す。

なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とした。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。Ｎｏ．３８以外の積層鋼板には、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面に表層用鋼板が溶接されている。表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−４の積層鋼板のNo.１〜５９のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜５９のそれぞれに対して、表Ｃ−２−１〜表Ｃ−２−２に示す製造条件No.１〜５９の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｃ−２−１、表Ｃ−２−２に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｃ−３−１及び表Ｃ−３−２の項目「成形体」）No.１Ｃ〜５９Ｃをそれぞれ製造した。尚、No.３６Ｃ、３７Ｃのホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｃ−２−１〜表Ｃ−２−２の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｃ−３−１、表Ｃ−３−２に、ホットスタンプ成形体No.１Ｃ〜５９Ｃの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置（板厚中心部）および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｃ−１−１〜表Ｃ−１−４の積層鋼板No.１〜５９の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｃ−３−１〜表Ｃ−３−２の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｃ−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.11Cのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＳｉ含有量が乏しいために、残留オーステナイトの面積分率が１％未満となり、均一伸びが不十分であった。

表Ｃ−１−３、表Ｃ−１−４の「板厚中央部用鋼板と表層用鋼板との成分比」は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量に関して、板厚中央部用鋼板における含有量に対する表層用鋼板における含有量の割合である。No.30C、37Cのホットスタンプ成形体は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のいずれも、板厚中央部の対応する元素含有量の０．６倍超である。

No.30C〜32Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No.30Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.31Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.31Cのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.32Cのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

Ｎｏ．５６Ｃのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５７Ｃのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５８Ｃのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ．５９Ｃのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

［製造例Ｄ］
表Ｄ−１−１、表Ｄ−１−２に示す化学組成を持つ板厚中央部用鋼板No.１〜３８（表中の「鋼No.１〜３８」）の表面を研削して表面酸化物を除去した。その後、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面又は片側面に表Ｄ−１−３〜表Ｄ−１−４に示す化学組成を持つ表層用鋼板をアーク溶接で積層して、ホットスタンプ成形体用の積層鋼板No.１〜６０を作製した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と板厚中央部用鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、板厚中央部用鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とした。積層鋼板Ｎｏ．３８は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。Ｎｏ．３８以外の積層鋼板には、それぞれの板厚中央部用鋼板の両面に表層用鋼板が溶接されている。表Ｄ−１−１〜表Ｄ−１−３の積層鋼板のNo.１〜６０のうち、板厚中央部用鋼板が本発明に係るホットスタンプ成形体の板厚中央部の組成要件を満たさないものは、備考欄に「比較鋼」として示されている。

積層鋼板No.１〜６０のそれぞれに対して、表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３に示す製造条件No.１〜６０の条件にて、熱間圧延前熱処理、粗圧延および熱間圧延、冷間圧延を施して鋼板とした。次いで、該鋼板に対して表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３に示す熱処理（表中、「ホットスタンプ成形体の熱処理」）を施すことによってホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体（表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３の項目「成形体」）No.１Ｄ〜６０Ｄをそれぞれ製造した。尚、No.３８、３９のホットスタンプ成形体には、溶融めっきラインにて、鋼板母材表面に、付着量120〜160g/m²のアルミニウムめっきをした。尚、表Ｄ−２−１〜表Ｄ−２−３の各項目は、表Ａ−２−１〜表Ａ−２−２の項目にそれぞれ対応する。また、表中、符号「−」が付された欄は、該当する処理がされなかったことを示す。

表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３に、ホットスタンプ成形体No.１Ｄ〜６０Ｄの金属組織と特性を示す。ホットスタンプ成形体から採取したサンプルの板厚１／２の位置（板厚中心部）および、軟化層の表面から２０μｍの位置を分析した成分は、表Ｄ−１−１〜表Ｄ−１−４の積層鋼板No.１〜６０の板厚中央部用鋼板および、表層用鋼板の成分と同等であった。

ホットスタンプ後の鋼板の金属組織を、先述の方法により測定し、板厚中央部を構成する板厚中央部用鋼板の硬さ、軟化層を構成する表層用鋼板の表面から当該軟化層の厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を算出した。前記面積率の算出値を表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３の項目「大角粒界内の最大結晶方位差１°以下の結晶粒と、最大結晶方位差８°以上１５°未満の結晶粒の合計の面積率(%)」に示す。

ホットスタンプ成形体の引張試験を行った。その結果を表Ｄ−３−１〜Ｄ−３−３に示す。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。

ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、製造例Ａと同様に、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。すなわち、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価する目的で、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、製造例Ａと同じ測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求めることにより、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を評価した。

ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を延性の観点からも評価した。具体的には、ホットスタンプ後の鋼板の引張試験により当該鋼板の均一伸びを求めて耐衝突特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大引張荷重が得られた伸びを均一伸びとした。

局所的な軟化部は衝突時に変形が集中し、割れ発生の要因となるため、成形体における硬さのばらつきが小さいこと、すなわち安定的な強度を確保することは、耐衝突特性を確保する上で重要である。そこで、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を、硬さばらつきの観点からも評価した。長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、縦壁を含む全断面領域の板厚中心位置の硬さを測定した。測定にはビッカース試験機を用い、測定荷重は１ｋｇｆ、測定点数は１０点、測定間隔は１ｍｍとした。平均断面硬度と最小硬さとの差を表Ｄ−３−１〜表Ｄ−３−３に示す。全測定点の平均値から１００Ｈｖを下回る測定点が無い場合を硬さばらつきが小さい、すなわち強度安定性に優れ、結果として耐衝突特性に優れるとして合格とし、１００Ｈｖを下回る測定点がある場合を不合格とした。

引張強度が１５００ＭＰa以上であり、なおかつ、最大曲げ角度（°）が９０（°）以上であり、なおかつ、耐水素脆性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れるとして、発明例とした。上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。

本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率が、２０％以上５０％未満であった。また、本発明例のホットスタンプ成形体はいずれも、引張強度、曲げ性と耐水素脆化特性に優れている。

これに対して、No.5Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が少なかったために板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分となった。No.9Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板の炭素含有量が過剰であったため、板厚中央部の硬さも過剰となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.10D、11Dのホットスタンプ成形体は、板厚中央部用鋼板のＳｉ含有量が乏しいために、残留オーステナイトの面積分率が１％未満となり、均一伸びが不十分であった。また、No.12Dのホットスタンプ成形体はＭｎ含有量が不十分であったために、板厚中央部の硬さが不十分となり、引張強度が不十分であった。No.15Dのホットスタンプ成形体は、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量が乏しいので、残留オーステナイトの面積分率が１．０％未満となり、均一伸びが不十分であった。

No.33D〜35Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前に好ましい熱処理が適用されなかったホットスタンプ成形体用の積層鋼板を用いて製造された比較例である。No. 33Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が低すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。また、No.34Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理温度が過剰に高かったため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が過剰となり、軟化層と板厚中央部の硬度差が大きくなりすぎて、曲げ変形時に発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減する効果が得られなかった。そのため、No.34Dのホットスタンプ成形体は、優れた曲げ性を得ることができなかった。No.35Dのホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ工程前の熱処理時間が短すぎたため、軟化層の表面から厚さ１／２までの当該軟化層の金属組織において、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、目標とする曲げ性が得られなかった。

No.40Dのホットスタンプ成形体はＳｉ含有量が過剰であったために、残留オーステナイトが面積分率で５％を超えるまで過剰に生成した。そのため、No.40Dのホットスタンプ成形体は、曲げ性に劣る。No.41Dのホットスタンプ成形体は、Ｍｎ含有量が過剰であったために、曲げ性が劣化した。No.42Dのホットスタンプ成形体は酸可溶性のアルミニウムの含有量に乏しいので、曲げ性が劣化した。また、No.45Dのホットスタンプ成形体は酸可溶性のアルミニウムの含有量を過剰に含むため、曲げ性が劣化した。

Ｎｏ．５７Ｄのホットスタンプ成形体は、粗圧延の圧延温度が低かった。また、Ｎｏ．５８Ｄのホットスタンプ成形体は、粗圧延の板厚減少率が低かった。また、Ｎｏ．５９Ｄのホットスタンプ成形体は、パス間時間が３秒以上の条件下での圧延回数が少ない。これらのホットスタンプ成形体は、好適な粗圧延条件で製造されていないため、軟質組織及び中間の硬さの金属組織の成長が不十分となり、曲げ変形によって発生するひずみを緩和することができず、目標とする曲げ性を得ることができなかった。

Ｎｏ６０Ｄのホットスタンプ成形体は、表層用鋼鈑の連続鋳造工程において鋳込み速度を６ｔｏｎ／ｍｉｎ以上に制御した鋼鈑であり、表層用鋼板の表面から厚さ１／２までの金属組織における、１５°以上の粒界で囲まれた領域内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、結晶方位差が８°以上１５°未満である結晶粒の合計の面積率を高めることができ、曲げ性に優れている。

本発明のホットスタンプ成形体は、耐衝突特性及び耐水素脆化特性に優れるので、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に好適に使用することができる。

Claims (8)

1. 板厚中央部と、前記板厚中央部の両側又は片側に配置された軟化層とを備えるホットスタンプ成形体であって、
   前記板厚中央部は、
   質量％で、
   Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満
   Ｓｉ：３．００％未満、
   Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．１０％以下、
   ｓｏｌ.Ａｌ：０．０００２％、以上３．００００％以下、
   Ｎ：０．０１％以下を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、５００Ｈｖ以上８００Ｈｖ以下の硬さを有し、
   軟化層の表面下の２０μｍの深さから軟化層の厚さの１／２の深さまでの金属組織が、板厚方向に平行な断面において、１５°以上の方位差を持つ粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義したときに、結晶粒内部の最大結晶方位差が１°以下の結晶粒と、前記結晶粒内部の最大結晶方位差が８°以上１５°以下である結晶粒の合計の面積率が２０％以上５０％未満であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
2. Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満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. Ｓｉ含有量が０．５０％以下であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満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。
4. Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
5. Ｓｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、Ｍｎ含有量が１．５０％以上、３．０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
6. 板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１％以上３．００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
7. 板厚中央部は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
8. 軟化層上にめっき層が形成されていることを特徴とする請求項１〜７のうちいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。

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