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JP7678395B2 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

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JP7678395B2
JP7678395B2 JP2024502956A JP2024502956A JP7678395B2 JP 7678395 B2 JP7678395 B2 JP 7678395B2 JP 2024502956 A JP2024502956 A JP 2024502956A JP 2024502956 A JP2024502956 A JP 2024502956A JP 7678395 B2 JP7678395 B2 JP 7678395B2
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ひとみ 西畑
真吾 藤中
由梨 戸田
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Nippon Steel Corp
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Description

本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。一方で、鋼板を高強度化すると成形性が低下するため、鋼板において強度と成形性の両立を図ることは一般に困難である。
これに関連して、特許文献１では、所定の化学組成を有し、Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖで定義されるＣｅｑが０．１０～１．００であり、金属組織が、体積％で、９５．０％以上のマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下であり、かつ、旧オーステナイト粒内のパケットの数が３．０以下である鋼材が記載されている。また、特許文献１では、平均結晶粒径が５．０μｍ以下の超微細組織を有し、強度、延性および靱性に優れる鋼材を得ることが可能になると教示されている。
特許文献１に記載されるような強度が高く、それゆえ成形が困難な鋼材をプレス成形する技術としてホットスタンプ（熱間プレス）が知られている。ホットスタンプは、成形に供される材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には鋼材が軟質で良好な成形性を有する。したがって、高強度の鋼材であっても複雑な形状に精度よく成形することが可能であり、また、プレス金型によって成形と同時に焼き入れを行うため、成形後の鋼材は十分な強度を有することが知られている。
これに関連して、特許文献２では、所定の成分組成を有し、ミクロ組織が、平均結晶粒径が３μｍ以下の旧オーステナイトを含み、さらに、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を面積率で９０％以上含み、Ｚ＝（粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）／（溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）で定義される粒界固溶比Ｚが０．３以上であるホットスタンプ成形体が記載されている。また、特許文献２では、旧オーステナイトの粒径を３μｍ以下とし、さらにＮｂ及びＭｏの１種又は２種を旧オーステナイト粒界に固溶させて粒界の脆化強度を上昇させることにより、従来よりも優れた衝撃吸収能が得られることが教示され、より具体的には、上記の構成を有するホットスタンプ成形体は、引張強度が２０００ＭＰａ以上であり、早期破断が抑制されることが開示されている。
特許文献３では、所定の成分組成を有し、ミクロ組織が、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を面積率で９０％以上含み、Ｚ＝（粒界におけるＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）／（溶解時のＮｂ及びＭｏの１種又は２種の質量％）で定義される粒界固溶比Ｚが０．４以上であり、上記下部ベイナイト、マルテンサイト、又は焼戻しマルテンサイトを構成する結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比が２．８以上であり、粒径が５０ｎｍ以下のセメンタイト及びイプシロン炭化物の個数密度が合計で１×１０16個／ｃｍ3以上であるホットスタンプ用鋼板が記載されている。また、特許文献３では、ホットスタンプ用鋼板において、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の結晶方位である｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を制御することにより、オーステナイトとマルテンサイトのテクスチャーメモリー効果によって、ホットスタンプ成形体においてき裂進展抑制効果が高い結晶方位が生成し、ホットスタンプ成形体において優れた曲げ変形能が得られることが教示され、より具体的には、上記の構成を有するホットスタンプ成形体は、引張強度が２０００ＭＰａ以上であり、最大曲げ角が５０°以上であることが開示されている
特開２０２０-０１２１７３号公報 国際公開第２０１９／１８６９２８号 国際公開第２０１９／１８６９２７号
降伏強さを超える衝撃を受けると塑性変形が生じることから、自動車の衝突安全性を確保する観点からは、ホットスタンプ成形体において引張強さだけでなく降伏強さについても向上させることが求められている。しかしながら、このような高強度を有するホットスタンプ成形体においては、水素脆化割れ（遅れ破壊などともいう）が問題となる場合がある。水素脆化割れとは、使用状況下において高い応力が作用している鋼部材が、環境から鋼中に侵入した水素に起因して突然破壊する現象である。一般に、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られている。一方で、自動車業界等では、鋼材のさらなる軽量化も求められており、このような軽量化を達成するためには、鋼材をこれまで以上に高強度化する必要が生じる。したがって、従来と同等又はそれ以上の高強度化を行った場合においても水素脆化の課題を解決し得る鋼材、より具体的にはホットスタンプ成形体に対して高いニーズがある。
そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、特にホットスタンプ成形体の金属組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒を微細化及び整粒化し、これに関連して当該ホットスタンプ成形体の金属組織における硬さのばらつきを低減することで微視的な応力集中を抑制又は低減することができること、さらには旧オーステナイト粒の微細化及び整粒化に伴う粒界面積の増大によって単位粒界面積当たりに捕捉される水素量を減少させることができることを見出し、このような微視的な応力集中の抑制又は低減と単位粒界面積当たりの捕捉水素量の低減との組み合わせによって、ホットスタンプ成形体において高い引張強さ及び降伏強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性を顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．４０～０．７０％、
Ｓｉ：０．０１～１．３０％、
Ｍｎ：０．０５～３．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０２００％以下、
Ｏ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｎｂ：０～０．２００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ ：０～０．１０００％、
Ｃｏ：０～４．００％、
Ｎｉ：０～３．００％、
Ｃｕ：０～３．００％、
Ｖ ：０～３．００％、
Ｗ ：０～１．００％、
Ｃａ：０～１．０００％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ａｓ：０～０．１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
体積率で、マルテンサイトを９０％以上含み、
旧オーステナイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差が１．５μｍ以下であり、
板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差が前記ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下である金属組織を有する、ホットスタンプ成形体。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ ：０．０００１～０．１０００％、
Ｃｏ：０．００１～４．００％、
Ｎｉ：０．００１～３．００％、
Ｃｕ：０．００１～３．００％、
Ｖ ：０．００１～３．００％、
Ｗ ：０．００１～１．００％、
Ｃａ：０．０００１～１．０００％、
Ｍｇ：０．０００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．０００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００１～１．０００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、及び
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含む、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
本発明によれば、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体を提供することができる。
＜ホットスタンプ成形体＞
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、
Ｃ ：０．４０～０．７０％、
Ｓｉ：０．０１～１．３０％、
Ｍｎ：０．０５～３．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０２００％以下、
Ｏ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｎｂ：０～０．２００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ ：０～０．１０００％、
Ｃｏ：０～４．００％、
Ｎｉ：０～３．００％、
Ｃｕ：０～３．００％、
Ｖ ：０～３．００％、
Ｗ ：０～１．００％、
Ｃａ：０～１．０００％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ａｓ：０～０．１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
体積率で、マルテンサイトを９０％以上含み、
旧オーステナイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下であり、
旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差が１．５μｍ以下であり、
板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差が前記ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下である金属組織を有することを特徴としている。
先に述べたとおり、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られている。例えば、高強度の鋼材では、高強度を確保するために金属組織が一般にマルテンサイトを含み、とりわけ２０００ＭＰａ以上の引張強さを有するホットスタンプ成形体では、マルテンサイトを主相とする金属組織に制御されている場合が多い。このようなマルテンサイト主体組織は転位密度が高く、一方で転位は水素のトラップサイトになり得る。したがって、マルテンサイトを主相とする高強度のホットスタンプ成形体では、水素脆化の課題解決に対して継続したニーズがある。そこで、本発明者らは、このようなマルテンサイトを主相とする高強度のホットスタンプ成形体において、水素脆化割れの起点となり得る領域を低減又は抑制するという観点から、特に当該ホットスタンプ成形体の金属組織に着目して検討を行った。より具体的には、本発明者らは、まず、ホットスタンプ成形体の金属組織において旧オーステナイト粒径のばらつきが大きいと、旧オーステナイト粒径がより小さい領域において硬さが高くなり、このような局所的な高硬度領域が水素脆化割れの起点となり得ることを見出した。これに対し、本発明者らは、旧オーステナイト粒を微細化して平均粒径を３．０μｍ以下に低減するとともに粒径分布における標準偏差を１．５μｍ以下に制御して整粒化し、これに関連して板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差を当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下に制御することで、このような局所的な硬さの上昇を抑制して微視的な応力集中を確実に抑制又は低減することができることを見出した。
何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、ホットスタンプ成形の際、オーステナイト粒の粒径に応じてマルテンサイト変態の開始温度が変化するものと考えられる。より詳しく説明すると、より大きな粒径を有するオーステナイト粒は、より小さな粒径を有するオーステナイト粒と比べてマルテンサイト変態の開始温度が高く、変態完了から室温に冷却されるまでの間にオートテンパーが進むために硬さが低くなると考えられる。より小さな粒径を有するオーステナイト粒は、大きな粒よりも低い温度でマルテンサイト変態するため硬さが上昇する。したがって、このような局所的な硬さの上昇を抑制又は低減するためには、マルテンサイト変態前のオーステナイト粒径におけるばらつきを低減することが重要となる。言い換えると、マルテンサイト変態前のオーステナイト粒径におけるばらつきを低減することで、マルテンサイト変態後の旧オーステナイト粒径におけるばらつきを低減することができ、その結果としてホットスタンプ成形体の金属組織において硬さのばらつきを低減することができると考えられる。このような理由から、ホットスタンプ成形体の金属組織におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差を当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下に制御して硬さのばらつきを低減することにより、マルテンサイト変態のタイミングの相違に基づく局所的な硬さの上昇を顕著に抑制することが可能になるものと考えられる。局所的に硬さが高い領域があると、特に硬さの差がある旧オーステナイト粒の界面に応力が集中して水素脆化割れを引き起こす可能性が高いと考えられることから、ホットスタンプ成形体の金属組織において硬さのばらつきを低減することは、微視的な応力集中を抑制又は低減して耐水素脆化特性を向上させる上で非常に有効である。
さらに、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体では、旧オーステナイト粒が３．０μｍ以下の平均粒径を有し、それゆえ非常に微細であり、しかも旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差が１．５μｍ以下に制御され、すなわち旧オーステナイト粒が高度に整粒化されている。微細な旧オーステナイト粒は、上記のようにより低い温度でマルテンサイト変態していると考えられ、しかもそれらが高度に整粒化されていることから、このような微細化及び整粒化された旧オーステナイト粒を含む金属組織は、金属組織全体としてより低い温度でマルテンサイト変態しているものと考えられる。このため、このような金属組織を含むホットスタンプ成形体は、全体としての硬さを顕著に向上させることができるので、極めて高い強度、具体的には極めて高い引張強さ及び降伏強さを達成することが可能となる。加えて、このような微細化及び整粒化された旧オーステナイト粒を含む金属組織では、粒界面積が大きく増大するため、その結果として単位粒界面積当たりに捕捉される水素量を顕著に減少させることができる。水素脆化割れは、例えば、高い応力が作用している状態で、環境から鋼中に侵入した水素が粒界に捕捉されて引き起こされる。このため、単位粒界面積当たりに捕捉される水素量を減少させることで、水素脆化割れのリスクを大きく低減することが可能となる。したがって、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、先に述べた硬さばらつきの低減に起因する耐水素脆化特性の向上効果に加えて、旧オーステナイト粒の微細化及び整粒化に起因する粒界面積の増大の観点からも、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させることができる。
以下、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．４０～０．７０％］
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満では、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％超、０．４２％以上、０．４４％以上又は０．４５％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、強度が高くなりすぎてしまい、優れた耐水素脆化特性を得ることができない場合がある。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．６８％以下、０．６７％以下、０．６５％以下又は０．６０％以下である。
［Ｓｉ：０．０１～１．３０％］
Ｓｉは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、所望の強度を得ることができない。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０．０５％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．２５％超、０．２６％以上、０．２７％以上、０．３０％以上又は０．４０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が１．３０％超では、フェライト量が増加し、所望の金属組織を得ることができない場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．３０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下、１．００％以下、０．８０％以下、０．６０％以下又は０．５０％以下である。
［Ｍｎ：０．０５～３．００％］
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、このような効果を十分に得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上、０．５０％以上、１．００％以上、１．３０％以上又は１．５０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、Ｍｎ偏析が顕著となり、これに起因して旧オーステナイト粒径のばらつきを十分に抑制することができない場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８０％以下、２．５０％以下、２．３０％以下又は２．００％以下である。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０７０％以下、０．０５０％以下又は０．０１０％以下である。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は耐水素脆化特性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下である。
Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｎ：０．０２００％以下］
Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は耐水素脆化特性を劣化させるため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下である。
Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
［Ｏ：０．０２００％以下］
Ｏは、鋼中に多く含まれると粗大な酸化物を形成し、耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００７０％以下又は０．００４０％以下とすることが好ましい。
精錬コスト低減の観点から、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
［Ａｌ：０．００１～１．０００％］
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、脱酸が十分に行われず、粗大な酸化物が生成して耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００３％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０３０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が１．０００％超であると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下、０．６００％以下、０．４００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下である。
［Ｃｒ：０．０１～１．００％］
Ｃｒは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、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、Ｃｒ含有量が１．００％超であると、ホットスタンプ成形体において粗大な金属間化合物が形成され、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下又は０．４０％以下である。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該ホットスタンプ成形体は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に替えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、ホットスタンプ成形体は、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．１０００％、Ｃｏ：０～４．００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｃｕ：０～３．００％、Ｖ：０～３．００％及びＷ：０～１．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｃａ：０～１．０００％、Ｍｇ：０～１．０００％及びＲＥＭ：０～１．０００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ｓｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％及びＳｎ：０～１．０００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、ホットスタンプ成形体は、Ａｓ：０～０．１００％を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｎｂ：０～０．２００％］
Ｎｂは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｎｂ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上又は０．０２０％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．１８０％以下、０．１５０％以下、０．１００％以下、０．０８０％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０～０．２００％］
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｔｉ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上又は０．０２０％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、０．１８０％以下、０．１５０％以下、０．１００％以下、０．０８０％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
［Ｍｏ：０～１．００％］
Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。Ｍｏ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量は０．００５％以上又は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｂ：０～０．１０００％］
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｂ含有量は０．０００５％以上又は０．００１０％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０５００％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００１５％以下であってもよい。
［Ｃｏ：０～４．００％］
Ｃｏは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃｏ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｏ含有量は４．００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、３．００％以下、２．００％以下、１．００％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～３．００％］
Ｎｉは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。Ｎｉ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｎｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、２．８０％以下、２．５０％以下、２．００％以下、１．５０％以下、１．００％以下又は０．８０％以下であってもよい。
［Ｃｕ：０～３．００％］
Ｃｕは、ホットスタンプ成形工程における加熱時にオーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。Ｃｕ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｖ：０～３．００％］
Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。Ｖ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｖ含有量は０．０１％以上又は０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｖ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｗ：０～１．００％］
Ｗは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。Ｗ含有量は０．００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｗ含有量は０．００５％以上又は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｗ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～１．０００％］
Ｃａは、硫化物の形態を制御することができる元素である。Ｃａ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
［Ｍｇ：０～１．０００％］
Ｍｇは、硫化物の形態を制御することができる元素である。Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｇ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
［ＲＥＭ：０～１．０００％］
ＲＥＭは、硫化物の形態を制御することができる元素である。ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であってもよいが、この効果を確実に得る場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上又は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、０．５００％以下、０．１００％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下であってもよい。
なお、本実施形態においてＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
［Ｓｂ：０～１．０００％］
Ｓｂは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｂ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、０．８００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｚｒ：０～１．０００％］
Ｚｒは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｚｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｚｒ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、０．８００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０～１．０００％］
Ｓｎは、酸化物の生成を抑制する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、０．８００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ａｓ：０～０．１００％］
Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒の細粒化に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ａｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ａｓ含有量は、０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０２０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、ホットスタンプ成形体を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
ホットスタンプ成形体の表面にめっき層を備える場合は、機械研削によりめっき層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。
［マルテンサイト：９０％以上］
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の金属組織は、体積率で、マルテンサイトを９０％以上含む。残部組織は、特に限定されないが、１０％以下のベイナイト、フェライト、残留オーステナイト及びパーライトの少なくとも１種からなっていてもよい。マルテンサイトは非常に硬質な組織であり、それゆえホットスタンプ成形体においてマルテンサイトを体積率で９０％以上含むことで、高い引張強さ及び降伏強さ、具体的には２２００ＭＰａ以上の引張強さ及び１８００ＭＰａ以上の降伏強さを達成することが可能となる。一方で、マルテンサイトの体積率が低く、フェライト等の軟質組織の割合が高くなると、板厚方向における硬さのばらつきが顕著となり、板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差の平均値に対する割合が大きくなってしまう。したがって、マルテンサイトの体積率は大きいほど好ましく、例えば９２％以上、９４％以上、９６％以上又は９８％以上であってもよい。マルテンサイトの体積率の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。
［金属組織の同定及び体積率の算出］
ホットスタンプ成形体における金属組織の同定及び体積率の算出は以下のようにして行われる。まず、ホットスタンプ成形体の板厚方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。次いで、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。上記観察面の板厚１／４深さ位置を中心として、１０００倍で３００μｍ×３００μｍの範囲を撮影する。得られたミクロ組織写真を白黒の二値化処理を施してから画像解析を行い、パーライト、ベイナイト及びフェライトを特定し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に定められる「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に基づく方法を用いて、それらの面積率の合計量を求める。さらに、上記組織の面積率から体積率への換算は、線分法により行う。当該線分法は、例えば、Ｒｏｂｅｒｔ Ｔ．ＤｅＨｏｆｆ，Ｆｒｅｄｅｒｉｋ Ｎ．Ｒｈｉｎｅｓ共編（Ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，１９６８年）に記載される手法に基づく。残留オーステナイトは、ＳＥＭではマルテンサイトとの区別が困難であるため、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトの体積率の測定を行う。最後に、上記の方法によって得られたパーライト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトの合計体積率を１００％から差し引くことによってマルテンサイトの体積率を決定する。
［旧オーステナイト粒の平均粒径：３．０μｍ以下］
本発明の実施形態においては、旧オーステナイト粒の平均粒径は３．０μｍ以下である。このような旧オーステナイト粒の微細化は、後で説明する旧オーステナイト粒の整粒化との組み合わせにより、ホットスタンプ成形体の高強度化に寄与するとともに、粒界面積を増大させて単位粒界面積当たりに捕捉される水素量を減少させることで、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させることができる。ホットスタンプ成形体の高強度化及び耐水素脆化特性の向上の観点からは、旧オーステナイト粒の平均粒径は小さいほど好ましく、例えば２．８μｍ以下、２．５μｍ以下、２．３μｍ以下又は２．０μｍ以下であってもよい。下限は特に限定されないが、旧オーステナイト粒の平均粒径は、例えば１．０μｍ以上、１．２μｍ以上又は１．５μｍ以上であってもよい。
［旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差：１．５μｍ以下］
本発明の実施形態においては、旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差は１．５μｍ以下である。このような旧オーステナイト粒の整粒化によって旧オーステナイト粒径のばらつきを抑えることで、旧オーステナイト粒の平均粒径に関連して説明したとおり、ホットスタンプ成形体を高強度化し、さらには粒界面積の増大に起因して耐水素脆化特性を向上させることができる。加えて、本発明の実施形態によれば、旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差を１．５μｍ以下に制御して旧オーステナイト粒径のばらつきを低減することにより、硬さのばらつきを低減することができ、ひいてはホットスタンプ成形体における局所的な硬さの上昇を顕著に抑制することができる。ホットスタンプ成形体における局所的な硬さの上昇を抑制することで、微視的な応力集中を確実に抑制又は低減することができるため、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性をさらに向上させることが可能となる。これらの効果を向上させる観点からは、旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差は小さいほど好ましく、例えば１．４μｍ以下、１．２μｍ以下、１．０μｍ以下又は０．８μｍ以下であってもよい。下限は特に限定されないが、当該標準偏差は、例えば０．１μｍ以上、０．２μｍ以上又は０．４μｍ以上であってもよい。
［旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径分布における標準偏差の決定方法］
旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径分布における標準偏差は、以下のようにして決定される。まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から表面に垂直な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置で板厚の１／４深さ位置を中心とした長さ５０μｍ、板厚方向に５０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０-5Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する。旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は、以下の方法が用いられる。まず、Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。得られた全旧オーステナイト粒の粒径から平均粒径及び標準偏差を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径分布における標準偏差が決定される。
［板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差：当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下］
本発明の実施形態においては、板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差は、当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下である。ビッカース硬さ分布におけるばらつきをこのような範囲内に抑えることで、ホットスタンプ成形体における局所的な硬さの上昇を顕著に抑制することができる。その結果として、微視的な応力集中を確実に抑制又は低減することができるため、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させることが可能となる。ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させる観点からは、ビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差は小さいほど好ましく、例えば当該ビッカース硬さ分布の平均値の３０％以下、２５％以下、２０％以下又は１５％以下であってもよい。下限は特に限定されないが、ビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差は、例えば当該ビッカース硬さ分布の平均値の１％以上、３％以上又は５％以上であってもよい。
先に述べたとおり、旧オーステナイト粒径のばらつきを低減することにより、硬さのばらつきを低減することが可能である。しかしながら、本発明の実施形態では、旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差は、同じ板厚１／４深さ位置を中心とした領域において測定されそして決定されるものであるのに対し、ビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差は、板厚方向の種々の深さ位置において測定されたビッカース硬さの値に基づいて決定されるものである。したがって、旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差が３．０μｍ以下を満たすことで、当然に板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差が当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下になると言うことはできない。加えて、旧オーステナイト粒径のばらつきを低減することによって得られる効果と、硬さのばらつきを低減することによって得られる効果も完全に一致するわけではない。例えば、上で説明したとおり、旧オーステナイト粒径のばらつきの低減（整粒化）は、旧オーステナイト粒径との組み合わせにより、ホットスタンプ成形体の高強度化や粒界面積の増大に起因して耐水素脆化特性の向上に寄与するものであるのに対し、硬さのばらつきの低減は、ホットスタンプ成形体における局所的な硬さの上昇を抑制して微視的な応力集中を抑制又は低減し、それによってホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を向上させるものである。本発明に係る「高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体を提供する」という目的は、ホットスタンプ成形体の化学組成に加えて、旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径分布における標準偏差、並びにビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差の全ての要件を満足させることで達成されるものであり、例えばホットスタンプ成形体の化学組成と旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径分布における標準偏差の規定のみによって達成することができるものではない。
［板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差の決定方法］
板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差は、以下のようにして決定される。まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ観察できる大きさとする。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液及び純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。鏡面に仕上げた断面に対し、ホットスタンプ成形体の表面（表面にめっき層が存在する場合には、めっき層を除くホットスタンプ成形体の表面）から１００μｍの深さ位置から板厚方向に２５～３０μｍ間隔でマイクロビッカース硬さ試験機を用いて荷重２５ｇｆでビッカース硬さを測定し、ホットスタンプ成形体の表裏面から各１００μｍを除く板厚の半分以上の距離についてビッカース硬さの測定値を得る。板厚方向に並ぶ各測定点の間隔（圧痕中心同士の間隔）は、圧痕の３倍以上の距離とすることが必要である。圧痕の３倍以上の距離とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの３倍以上の距離を意味するものである。測定対象のホットスタンプ成形体が薄く、各測定点の間隔を圧痕の３倍以上の距離としつつ板厚方向に直線的に打刻することが難しい場合には、各測定点の間隔を圧痕の３倍以上の距離としつつ板厚方向にジグザグに打刻してもよい。最後に、全てのビッカース硬さの測定値から最大値と最小値を選択してそれらの差を算出し、算出された最大値と最小値の差と、全てのビッカース硬さの測定値を算術平均することによって得られた平均値とから、板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差の平均値に対する割合を決定する。
［めっき］
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耐食性を向上させることができる。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、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、亜鉛－ニッケルめっき層、アルミ－マグネシウム－亜鉛系めっき層などが例示される。
［機械特性］
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、優れた機械特性、例えば２２００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは２３００ＭＰａ以上であり、より好ましくは２４００ＭＰａ以上であり、最も好ましくは２５００ＭＰａ以上ある。上限は特に限定されないが、例えば、引張強さは３５００ＭＰａ以下、３３００ＭＰａ以下又は３０００ＭＰａ以下であってもよい。同様に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体によれば、１８００ＭＰａ以上の降伏強さを達成することができる。降伏強さは、好ましくは１９００ＭＰａ以上であり、より好ましくは２０００ＭＰａ以上であり、最も好ましくは２１００ＭＰａ以上ある。上限は特に限定されないが、例えば、降伏強さは３０００ＭＰａ以下、２８００ＭＰａ以下又は２５００ＭＰａ以下であってもよい。ホットスタンプ成形体の引張強さ及び降伏強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで測定される。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上記のように、例えば２２００ＭＰａ以上の高い引張強さ及び１８００ＭＰａ以上の高い降伏強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性に優れるため、例えば自動車の骨格部材や、バンパー、その他、強度が必要な他の構造部材及び補強部材としての使用に非常に有用である。
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該ホットスタンプ成形体を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は、旧オーステナイト粒を微細化及び整粒化し、それに関連して硬さのばらつきを低減するために、特に焼き戻しマルテンサイトを主体とする金属組織を有する熱延鋼板を冷間加工し、さらにそれをホットスタンプ成形の際に急速加熱することを特徴としている。より具体的には、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、
ホットスタンプ成形体に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを熱間圧延し、次いで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却してＭｓ点以下の温度で巻き取る工程（熱間圧延工程）、
得られた熱延鋼板を４００～６００℃の温度域で焼き戻す工程（焼き戻し工程）、
焼き戻された熱延鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延する工程（冷間圧延工程）、及び
得られた冷延鋼板を１００℃／秒超の平均加熱速度で６００℃から熱処理温度：Ａ３＋５０～Ａ３＋１５０℃まで加熱して３０秒以下保持し、次いで温度が５５０℃になるまでの間にホットスタンプ成形を開始して１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程（ホットスタンプ成形工程）
を含むことを特徴としている。
最終的に得られるホットスタンプ成形体の金属組織において微細な旧オーステナイト粒を得るためには、ホットスタンプ成形工程における加熱時に多数のオーステナイト核生成サイトを形成しておくことが重要である。これに関連して、マルテンサイト組織では、旧オーステナイト粒界がオーステナイトの核生成サイトとなり得るが、マルテンサイト組織は、旧オーステナイト粒の中にさらにパケット、ブロック、ラス等の下部組織を有しており、それらの境界（界面）などについてもオーステナイトの核生成サイトとなり得ることが知られている。このため、マルテンサイト組織は、例えば、フェライトやパーライトなどの組織と比較してオーステナイトの核生成サイトが非常に多い。そこで、本製造方法では、まず、熱間圧延工程において、熱間圧延されたスラブを臨界冷却速度以上の冷却速度、より具体的には５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却してＭｓ点以下の温度で巻き取ることで、マルテンサイトを主体とする組織を有する熱延鋼板を形成する。次に、得られた熱延鋼板を焼き戻し工程において適切な温度域で熱処理することで、マルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒界、パケット・ブロック境界及びラス間等に多数の炭化物を生成（析出）させる。析出した多数の炭化物とこれらの下部組織の界面についても、ホットスタンプ成形工程における加熱時に主要なオーステナイト核生成サイトとなる。このため、焼き戻し工程を経た上でホットスタンプ成形工程を実施することで、焼き戻し工程を経ずにホットスタンプ成形工程を実施した場合と比較して、より多くのオーステナイト核生成サイトからオーステナイトを生成させることが可能となる。
次に、焼き戻された熱延鋼板を所定の圧下率で冷間加工（冷間圧延）することで、金属組織を微細化して上記下部組織の界面を増加させることができ、その結果としてオーステナイト核生成サイトをさらに増加させることができる。例えば、焼き戻し工程において、同一粒内のパケット、ブロック及びラスなどの下部組織の界面に析出した炭化物は方位関係が近いために、そのままホットスタンプ成形工程において加熱してしまうと、これらの炭化物と下部組織との界面を核生成サイトとして生成するオーステナイトの方位関係も近いものとなり得る。このような場合には、生成したオーステナイト粒が連結しやすくなり、最終的な金属組織を微細に保つことが困難となる。これに対し、所定の圧下率で冷間圧延することで、上記のような炭化物同士の方位関係を変化させて、これらの炭化物と下部組織との界面を核生成サイトとして生成するオーステナイトの方位関係をランダム化することが可能となる。このため、生成したオーステナイトが連結しにくくなり、それゆえその後のホットスタンプ成形工程において最終的に得られる金属組織を微細なだけでなく、整粒な状態に保つことが可能となる。最後に、冷間加工された焼き戻しマルテンサイトを主体とする金属組織を有する冷延鋼板は、ホットスタンプ成形の加熱時において、再結晶が進行する温度帯を所定の平均加熱速度で急速加熱される。ホットスタンプ成形の加熱時において再結晶が進行すると、それまでの工程において形成したオーステナイト核生成サイトが低減又は消失してしまうため、最終的な金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができなくなる。そこで、本製造方法では、このような再結晶進行温度帯を所定の急速加熱にて短時間で通過することにより再結晶を抑制し、ひいては当該再結晶の進行に起因するオーステナイト核生成サイトの低減又は消失を抑制して、最終的に得られる金属組織の微細化及び整粒化を可能としている。本製造方法によれば、製造工程の過程で微細化されたオーステナイト粒が連結することがないか又は連結しにくいため、ホットスタンプ成形工程において加熱及び冷却後に得られる旧オーステナイト粒を単に微細化できるだけでなく、整粒化することも可能となり、その結果として旧オーステナイト粒径のばらつきを低減するとともに、硬さのばらつきを確実に低減することが可能となる。以下、各工程についてより詳しく説明する。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、まず、ホットスタンプ成形体に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが加熱される。溶鋼の鋳造方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。熱間圧延前の加熱は特に限定されないが、使用されるスラブは、高強度鋼板を得るために合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に加熱して当該合金元素をスラブ中に固溶させる目的で加熱温度は１１００℃以上であってもよい。また、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延は、特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で行われる。仕上げ圧延の完了温度が低すぎると、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となるからである。上限は特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度は９５０℃以下である。
［巻き取り］
次に、仕上げ圧延された熱延鋼板は、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却されてＭｓ点以下の温度で巻き取られる。平均冷却速度を５０℃／秒以上、好ましくは１００℃／秒以上としかつ巻取温度をＭｓ点以下とすることにより、巻き取り後の熱延鋼板においてマルテンサイトを主体とする金属組織を形成することができ、その後の焼き戻し工程において焼き戻しマルテンサイトを主体とする金属組織を有する冷延鋼板を確実に形成することが可能となる。平均冷却速度が５０℃／秒未満であるか及び／又は巻取温度がＭｓ点よりも高いと、巻き取り後の熱延鋼板においてマルテンサイトを主体とする金属組織を形成することができず、以降の工程を適切に実施したとしても、最終的に得られるホットスタンプ成形体において、所望の硬質組織が得られないか及び／又は旧オーステナイト粒の微細化及び整粒化、さらには硬さばらつきの低減を達成することができなくなる。金属組織を微細化する観点からは、平均冷却速度は１００℃／秒以上としかつ巻取温度はＭｆ点以下とすることが好ましい。平均冷却速度を１００℃／秒以上とするとともに巻取温度をＭｆ点以下とすることで、得られるマルテンサイト組織の分率をより高めることができる。マルテンサイト組織は、先に述べたとおり、複数の下部組織を有し、これらの下部組織と焼き戻し工程において析出する炭化物などによって多くのオーステナイト核生成サイトを作り出すことができる。それゆえ、マルテンサイト組織は、金属組織の微細化を促進させる上で非常に有効な組織と言える。しかしながら一方で、熱延鋼板において硬質組織であるマルテンサイト組織の分率を高めてしまうと、その後の冷間圧延工程において圧延機の圧延負荷が顕著に高まることになる。したがって、Ｍｓ点以下の低温巻き取りと、その後の焼き戻し及び冷間圧延、さらにはホットスタンプ成形工程における急速加熱との組み合わせによって、旧オーステナイト粒の微細化と整粒化の両方を達成しようという技術思想はこれまでになかったものであり、今回、本発明者らによって初めて見出されたものである。ここで、Ｍｓ点（℃）及びＭｆ点（℃）は、下記式１及び２に基づいて近似的に算出することができる。
Ｍｓ＝５５０－３６１×［Ｃ］－３９×［Ｍｎ］－３５×［Ｖ］－２０×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］－１０×［Ｃｕ］－５×（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］ ・・・式１
Ｍｆ＝４１０．５－４０７．３×［Ｃ］－７．３×［Ｓｉ］－３７．８×［Ｍｎ］－２０．５×［Ｃｕ］－１９．５×［Ｎｉ］－１９．８×［Ｃｒ］－４．５×［Ｍｏ］
・・・式２
式中、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｃｏ］、［Ａｌ］及び［Ｓｉ］はホットスタンプ成形体中の各元素の含有量（質量％）である。
［焼き戻し工程］
次に、得られた熱延鋼板は、焼き戻し工程において４００～６００℃の温度域で焼き戻される。熱延鋼板を当該温度域で焼き戻すことで、マルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒界、パケット・ブロック境界及びラス間等に多数の炭化物を析出させることができ、その結果として析出した多数の炭化物とこれらの下部組織の界面に多くのオーステナイト核生成サイトを生成することが可能となる。焼き戻し工程を実施しないか又は焼き戻し温度が４００℃よりも低い場合には、十分に炭化物を析出させることができず、したがってたとえその後の工程を適切に実施したとしても、金属組織において所望の微細化及び／又は整粒化を達成することができなくなる。好ましくは、焼き戻し温度は４５０℃以上である。一方で、焼き戻し温度が６００℃よりも高い場合には、析出する炭化物が粗大化してしまい、同様に金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができなくなる。好ましくは、焼き戻し温度は５５０℃以下である。炭化物を十分に析出させる観点から、焼き戻し時間は１２００秒以上とすることが好ましい。上限は特に限定されないが、例えば、焼き戻し時間は７２００秒以下であってもよい。
［酸洗工程］
冷間圧延工程前に、任意選択で、熱延鋼板の表面に形成された酸化スケールを除去するために酸洗を実施してもよい。酸洗は、酸化スケールを除去するのに適切な条件下で実施すればよく、一回でもよいし、又は酸化スケールを確実に取り除くために複数回に分けて実施してもよい。このような酸洗工程の実施は、必ずしも冷間圧延工程の前には限定されず、例えば冷間圧延工程の後に実施してもよい。
［冷間圧延工程］
焼き戻された熱延鋼板は、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施される。３０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことで、上記のとおり、金属組織を微細化してマルテンサイトの下部組織の界面を増加させるとともに、焼き戻し工程で析出した炭化物の方位関係を変化させて、これらの炭化物と下部組織との界面を核生成サイトとして生成するオーステナイトの方位関係を確実にランダム化することができる。冷間圧延の圧下率が低い場合には、このような効果を十分に得ることができない。好ましくは、冷間圧延の圧下率は４０％以上である。上限は特に限定されないが、冷間圧延の圧下率は、圧延機の圧延負荷を低減する観点から、例えば８０％以下又は７０％以下であってもよい。
［焼鈍工程］
例えば、冷間圧延工程後に、金属組織及び／又は特性を調整するために任意選択で焼鈍を実施してもよい。特に限定されないが、それまでの工程において作り込んだ金属組織の消失、例えば再結晶の進行に起因するオーステナイト核生成サイトの消失などを回避する観点からは、焼鈍工程の加熱温度は、例えば６００℃以下とすることが好ましい。
［めっき工程］
耐食性の向上等を目的として、冷延鋼板の表面にめっき処理を施してもよい。めっき処理は、溶融めっき、合金化溶融めっき、電気めっき等の処理であってよい。例えば、めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行ってもよく、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、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、亜鉛－ニッケルめっき層、アルミ－マグネシウム－亜鉛系めっき層などが例示される。めっき処理及び合金化処理の具体的な条件は特に限定されず、当業者に公知の任意の適切な条件であってよい。しかしながら、焼鈍工程の場合と同様に、再結晶の進行に起因するオーステナイト核生成サイトの消失などを回避する観点からは、めっき処理及び合金化処理は、できるだけ低温かつ短時間での処理とすることが好ましい。
［調質圧延工程］
鋼板の形状矯正や表面粗さの調整等を目的として、例えば冷間圧延工程後、焼鈍工程後又はめっき工程後の鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は、例えば１．０％以下であることが好ましい。
［ホットスタンプ成形工程］
最後に、得られた冷延鋼板は、ホットスタンプ成形工程において、１００℃／秒超の平均加熱速度で６００℃から熱処理温度：Ａ３＋５０～Ａ３＋１５０℃まで加熱されて当該熱処理温度で３０秒以下保持され、次いで温度が５５０℃になるまでの間にホットスタンプ成形が開始され、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却される。１００℃／秒超の平均加熱速度で６００℃から上記熱処理温度まで急速加熱することで、再結晶が進行する温度域を回避することができるため、再結晶の進行に起因してそれまでの工程において形成したオーステナイト核生成サイトが低減又は消失するのを抑制することが可能となる。したがって、その後の冷却過程におけるマルテンサイト変態により、最終的なホットスタンプ成形体において、微細化及び整粒化された旧オーステナイト粒を含み、かつ板厚方向における硬さのばらつきが顕著に低減された金属組織を得ることが可能となる。鋼材の高強度化に伴い、鋼材の焼き入れ性を改善するために比較的多量のＭｎが添加される場合があり、このような場合には、Ｍｎ偏析が顕著となって旧オーステナイト粒径のばらつきを適切に抑制することができないことがある。しかしながら、本製造方法によれば、１００℃／秒超の高い平均加熱速度で急速加熱することで、Ｍｎ含有量が比較的高い場合であっても、旧オーステナイト粒の粒径及び硬さのばらつきを低減して、所望の金属組織を得ることが可能である。一方で、平均加熱速度が１００℃／秒以下であるか又は１００℃／秒超の平均加熱速度での加熱開始温度が６００℃よりも高いと、再結晶が進行してオーステナイト核生成サイトが低減又は消失してしまい、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができなくなる。所望の微細化及び整粒化を達成する観点からは、平均加熱速度は１２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、１００℃／秒超のような高い平均加熱速度で急速加熱を行った場合には、一般にＡ３点は上昇する傾向がある。したがって、金属組織を十分にオーステナイト化して所望の硬質組織を得るとともに、所望の微細化及び整粒化を達成するためには、急速加熱は、ホットスタンプ成形体の化学組成から近似的に求められる下記式３のＡ３点（℃）よりも５０～１５０℃高い温度まで加熱する必要がある。
Ａ３＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］ ・・・式３
式中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］はホットスタンプ成形体中の各元素の含有量（質量％）である。
上記熱処理温度がＡ３＋５０℃よりも低いと、オーステナイト化が不十分となり、所望の硬質組織が得られないか並びに／又は所望の微細化及び整粒化を達成することができなくなる。一方で、上記熱処理温度がＡ３＋１５０℃を超えると、オーステナイトが過度に粒成長してしまい、同様に所望の微細化及び整粒化を達成することができず、その結果として板厚方向における所望のビッカース硬さ分布が得られなくなる。また、上記熱処理温度における保持時間が３０秒を超えた場合においても、オーステナイトが過度に粒成長してしまい、所望の微細化及び整粒化を達成することができなくなる。したがって、上記熱処理温度における保持時間は好ましくは１０秒以下、より好ましくは３秒以下である。下限は特に限定されないが、当該保持時間は１秒以上であってもよい。
加熱雰囲気は特に限定されず、通常の条件でよく、例えば、大気中や、空気と燃料の比率を制御したガス燃焼雰囲気や、窒素雰囲気であればよく、これらガスにおいて露点を制御してもよい。また、加熱方法としては、例えば、電気炉やガス炉等による炉加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。上記熱処理温度で保持した後、温度が５５０℃になるまでの間にホットスタンプ成形が開始される。５５０℃よりも低い温度でホットスタンプ成形を開始した場合には、ベイナイト変態などが進行してしまい、このような場合にはマルテンサイトが９０体積％以上の所望の硬質組織を得ることができなくなる。ホットスタンプ成形後には、マルテンサイトが９０体積％以上の所望の硬質組織を得るために２５０℃以下の温度域まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却すればよい。また、ホットスタンプ成形後に塗装後の焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）、例えば１７０～２００℃で２０～３０分のＢＨ処理を行ってもよい。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
以下の実施例では、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を種々の条件下で製造し、得られたホットスタンプ成形体の引張強さ、降伏強さ及び耐水素脆化特性について調べた。
まず、表１に示す化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法にて鋳造し、スラブを作製した。表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。これらのスラブを１１００℃以上の温度に加熱して所定の条件下で粗圧延し、次いで表２に示す条件下で、仕上げ圧延、冷却、巻き取り、焼き戻し及び冷間圧延を行った。次に、得られた冷延鋼板を表３に示す平均加熱速度で６００℃から表３に示す熱処理温度まで加熱して保持し、次いで温度が５５０℃になるまでの間にホットスタンプ成形を開始して、表３に示す平均冷却速度で２５０℃以下の温度域まで冷却した。比較例４２、４４及び４６並びに発明例４３及び４５については、冷間圧延により得られた冷延鋼板を表４に示す平均加熱速度で同様に表４に示す温度Ｔ１から熱処理温度まで加熱して保持し、次いで温度が５５０℃になるまでの間にホットスタンプ成形を開始して、表４に示す平均冷却速度で２５０℃以下の温度域まで冷却した。ホットスタンプ成形工程における加熱雰囲気及び加熱方法はガス燃焼雰囲気（空燃比０．８５）及び通電加熱であった。また、実際の製品により近い条件での性能を評価する観点から、得られたホットスタンプ成形体に対して、塗装後焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）として１７０℃で２０分の熱処理（塗装なし）を行った。
Figure 0007678395000001
Figure 0007678395000002
Figure 0007678395000003
Figure 0007678395000004
得られたホットスタンプ成形体の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［引張強さ（ＴＳ）及び降伏強さ（ＹＳ）］
ホットスタンプ成形体の引張強さ（ＴＳ）及び（ＹＳ）は、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで得た。なお、クロスヘッド速度は１ｍｍ／ｍｉｎとした。
［耐水素脆化特性］
ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ）により以下のようにして評価した。まず、１．０ｔ×９．０Ｗ×１４０Ｌ（ｍｍ）の試験片を作製し、当該試験片は、平行部長さを２５ｍｍ、平行部の直径を２．０ｍｍとし、平行部の中央両側にノッチ深さ０．３５ｍｍ及びノッチ底半径０．１ｍｍのＵノッチを設けた。この試験片を３％ＮａＣｌ溶液に浸漬し、電源としてガルバノスタットを用いて試験片表面の浸漬部位での電流密度が０．１ｍＡ／ｃｍ2になるように制御して水素チャージを行った。次に、水素をチャージした試験片に引張速度０．００６０ｍｍ／分にて低ひずみ速度引張試験を行い、破断時の荷重を調査した。このような水素環境下での破断荷重が６００ＭＰａ以上の場合を合格、当該破断荷重が６００ＭＰａ未満の場合を不合格として評価した。
引張強さ（ＴＳ）が２２００ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＳ）が１８００ＭＰａ以上でかつ耐水素脆化特性の評価が合格の場合を、高強度でかつ水素脆化を抑制可能なホットスタンプ成形体として評価した。その結果を表３に示す。表３では、ホットスタンプ成形体の板厚１／４深さ位置を中心とした領域におけるマルテンサイトの体積率並びに旧オーステナイト粒（旧γ粒）の平均粒径及び粒径分布の標準偏差を示している。また、表３では、板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差の平均値に対する割合（硬さ規定）を示している。表３に示すホットスタンプ成形体において、マルテンサイト以外の残部組織は、ベイナイト、フェライト、残留オーステナイト及び／又はパーライトであった。
表１～４を参照すると、比較例２では、ホットスタンプ成形工程における平均加熱速度が遅かったために、再結晶が進行してオーステナイト核生成サイトが低減してしまったものと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、これに関連して所望のγ粒の平均粒径、粒径分布の標準偏差及び硬さ規定を得ることができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例３では、焼き戻し工程を実施しなかったために、炭化物の析出に起因するオーステナイト核生成サイトを十分に生成することができなかったと考えられる。その結果として、金属組織において所望のγ粒の平均粒径及び硬さ規定を得ることができず、ＴＳ及び耐水素脆化特性が低下した。比較例４では、冷間圧延工程を実施しなかったために、炭化物とマルテンサイトの下部組織との界面を核生成サイトとして生成するオーステナイトの方位関係をランダム化することができず、オーステナイトが連結しやしくなったものと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、ＹＳが低下した。比較例６では、ホットスタンプ成形工程における熱処理温度が低かったために、オーステナイト化が不十分となり、所望の硬質組織及び硬さ規定を達成することができず、ＹＳ及び耐水素脆化特性が低下した。比較例７では、巻取温度が高かったために、巻き取り後の熱延鋼板においてマルテンサイトを主体とする金属組織を形成することができなかったと考えられる。その結果として、最終的に得られるホットスタンプ成形体の金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、ＹＳが低下した。
比較例９では、焼き戻し温度が高かったために、析出する炭化物が粗大化してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、ＹＳが低下した。一方で、比較例１０では、焼き戻し温度が低かったために、炭化物を十分に析出させることができなかったと考えられる。その結果として、同様に金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例１１では、ホットスタンプ成形工程における保持時間が長かったために、オーステナイトが過度に粒成長してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例１２では、ホットスタンプ成形工程における平均加熱速度が遅く、また保持時間も長かったために、再結晶が進行してオーステナイト核生成サイトが低減し、さらに生成したオーステナイトも過度に粒成長してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例１４では、ホットスタンプ成形工程における熱処理温度が高かったために、オーステナイトが過度に粒成長してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例１５では、ホットスタンプ成形工程における平均冷却速度が遅かったために、金属組織中のマルテンサイトの体積率が大きく低下した。このため、本明細書に規定した方法によっては、γ粒の平均粒径、粒径分布の標準偏差及び硬さ規定の適切な測定を行うことができず、また、ＹＳ及びＴＳも大きく低下した。比較例１８～２０では、Ｃ含有量が低かったためにＹＳ及びＴＳが低下した。比較例２２では、巻取温度が高かったために、巻き取り後の熱延鋼板においてマルテンサイトを主体とする金属組織を形成することができなかったと考えられる。その結果として、最終的に得られるホットスタンプ成形体の金属組織において所望の硬質組織及び硬さ規定を達成することができず、ＹＳ及びＴＳが低下した。比較例２４では、ホットスタンプ成形工程における熱処理温度が低かったために、オーステナイト化が不十分となり、所望の硬質組織及び硬さ規定を達成することができず、ＹＳ及びＴＳが低下した。
比較例３８では、熱間圧延工程における仕上げ圧延後の平均冷却速度が遅かったために、巻き取り後の熱延鋼板においてマルテンサイトを主体とする金属組織を形成することができなかったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例３９では、ホットスタンプ成形工程における平均加熱速度が低かったために、再結晶が進行してオーステナイト核生成サイトが低減又は消失してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例４０では、冷間圧延の圧下率が低かったために、炭化物とマルテンサイトの下部組織との界面を核生成サイトとして生成するオーステナイトの方位関係をランダム化することができず、オーステナイトが連結しやしくなったものと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。比較例４２、４４及び４６では、ホットスタンプ成形工程における１００℃／秒超の平均加熱速度での加熱開始温度（表４中の速度変更温度Ｔ１）が６００℃よりも高かったために、再結晶が進行してオーステナイト核生成サイトが低減又は消失してしまったと考えられる。その結果として、金属組織において所望の微細化及び整粒化を達成することができず、耐水素脆化特性が低下した。
これとは対照的に、全ての発明例に係るホットスタンプ成形体において所定の化学組成及びマルテンサイトが９０体積％以上の金属組織を有し、旧オーステナイト粒を微細化して平均粒径を３．０μｍ以下に低減するとともに粒径分布における標準偏差を１．５μｍ以下に制御して整粒化し、これに関連して板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差を当該ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下に制御することにより、高いＣ含有量及びマルテンサイト体積率等に起因して２２００ＭＰａ以上の高い引張強さ及び１８００ＭＰａ以上の高い降伏強さを有するにもかかわらず、６００ＭＰａ以上の高い破断荷重を達成することができ、それゆえ優れた耐水素脆化特性を達成することができた。

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．４０～０．７０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．３０％、
    Ｍｎ：０．０５～３．００％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下、
    Ｎ ：０．０２００％以下、
    Ｏ ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｎｂ：０～０．２００％、
    Ｔｉ：０～０．２００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｂ ：０～０．１０００％、
    Ｃｏ：０～４．００％、
    Ｎｉ：０～３．００％、
    Ｃｕ：０～３．００％、
    Ｖ ：０～３．００％、
    Ｗ ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～１．０００％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    体積率で、マルテンサイトを９０％以上含み、
    旧オーステナイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下であり、
    旧オーステナイト粒の粒径分布における標準偏差が１．５μｍ以下であり、
    板厚方向におけるビッカース硬さ分布の最大値と最小値の差が前記ビッカース硬さ分布の平均値の３５％以下である金属組織を有する、ホットスタンプ成形体。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    Ｍｏ：０．００１～１．００％、
    Ｂ ：０．０００１～０．１０００％、
    Ｃｏ：０．００１～４．００％、
    Ｎｉ：０．００１～３．００％、
    Ｃｕ：０．００１～３．００％、
    Ｖ ：０．００１～３．００％、
    Ｗ ：０．００１～１．００％、
    Ｃａ：０．０００１～１．０００％、
    Ｍｇ：０．０００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００１～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、及び
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含む、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
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