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WO2022250091A1 - 自動車車体 - Google Patents

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WO2022250091A1
WO2022250091A1 PCT/JP2022/021440 JP2022021440W WO2022250091A1 WO 2022250091 A1 WO2022250091 A1 WO 2022250091A1 JP 2022021440 W JP2022021440 W JP 2022021440W WO 2022250091 A1 WO2022250091 A1 WO 2022250091A1
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WO
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less
steel plate
strength
thickness
ratio
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2022/021440
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
雅寛 久保
俊二 樋渡
豊 三日月
浩一 佐藤
孝博 相藤
健悟 竹田
克哉 中野
由梨 戸田
進一郎 田畑
皓大 村澤
大介 前田
和夫 匹田
和久 楠見
真吾 藤中
純 芳賀
亮 田畑
遼馬 加藤
光晴 山形
俊之 丹羽
洋海 浅間
淳一郎 鈴木
泰則 伊藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2022562279A priority Critical patent/JP7239079B1/ja
Priority to CN202280035835.3A priority patent/CN117320953A/zh
Priority to US18/563,240 priority patent/US20240270325A1/en
Priority to EP22811361.9A priority patent/EP4349695A4/en
Publication of WO2022250091A1 publication Critical patent/WO2022250091A1/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to automobile bodies. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-088012 filed in Japan on May 25, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 discloses a body structure with excellent productivity.
  • the high tensile strength ratio of the body in white (BIW) of an automobile is 0% to 17% for the same 1180 MPa class steel plate for current cars, and 0% to 5% for the same 1310 MPa class steel plate. It is disclosed that the 1470 MPa grade steel sheet is 6%.
  • the weight ratio of BIW to the vehicle weight is about 30%, and when converted to the weight ratio of high tensile strength steel to the vehicle weight, the ratio of 1180 MPa class or higher steel plate is less than 9%, and the ratio of 1470 MPa class steel plate is less than 2%. be.
  • an object of the present invention is to provide an automobile body capable of reducing the total amount of greenhouse gases generated in a series of life cycles ranging from manufacture, use, and disposal of automobiles.
  • the gist of this disclosure is as follows.
  • a first aspect of the present invention is a public road vehicle excellent in collision safety, comprising at least a steel material containing a steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more, a non-ferrous metal material, and a resin material.
  • a ratio of the mass m h (kg) of the steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more to the mass m (kg) of the vehicle body from which the battery, tires, and liquid containing moisture or oil are removed from is 9% or more, and when the mass of the automobile body is m (kg) and the projected area from above the automobile body is s (m 2 ), the following formulas (1) and (2) are satisfied , the car body. 6 ⁇ s ⁇ 11 (1) m ⁇ (272.37 ⁇ s ⁇ 835) ⁇ 0.98 (2)
  • a second aspect of the present invention is a public road vehicle excellent in collision safety, comprising at least a steel material containing a steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more, a non-ferrous metal material, and a resin material.
  • the ratio of the mass m h (kg) of the steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more to the mass m (kg) of the vehicle body from which the battery, tires, and liquid containing moisture or oil are removed from is 9% or more, the total amount of CO 2 emissions during manufacture, use, and disposal calculated from the material composition of the automobile body M, and the projected area from above the automobile body is s (m 2 ) , where h (m) is the height of the vehicle body, the vehicle body satisfies the following equations (3) and (4). 9 ⁇ s ⁇ h ⁇ 19 (3) M ⁇ (1925.1 ⁇ s ⁇ h ⁇ 81.4) ⁇ 0.98 (4)
  • the ratio of the mass m s (kg) of the steel material to the mass m (kg) of the automobile body is 64% or more, and the tensile strength is A ratio of the total mass m hs (kg) of the sheet metal parts made of the steel sheet of 1.9 GPa or more may be 9% or more.
  • the ratio of m ht (kg) may be 24% or more.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.30 to 0.50%, Si: 0.50 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.150%, Ti : 0-0.150%, Co: 0-2.00%, Mo: 0-1.00%, Cr: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, V: 0-1.
  • the length of the grain boundary with a rotation angle of 4° to 12° with the direction as the rotation axis, the length of the grain boundary with a rotation angle of 49° to 54°, and the grain boundary with a rotation angle of 55° to 75° A hot with a microstructure in which the ratio of the length of the grain boundary where the rotation angle is 55 ° to 75 ° is 30% or more with respect to the total length of the length and the tensile strength is 1500 MPa or more
  • the Vickers hardness of the thickness center portion of the reference flat portion is 300 Hv or more
  • the width of the reference flat portion is 2.0 times or less than the effective width
  • the chemical composition is mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0 .100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.15%, Ti: 0 to 0.15%, V: 0 to 0.15%, Mo: 0-1.0% Cr: 0-1.0% Cu: 0-1.0% Ni: 0-1.0% B: 0-0.0100% Ca: 0-0.010 %, and REM: 0 to 0.30%, the balance being Fe and impurities, and having a metal structure containing martensite, bainite and tempered martensite of 90% or more in total in terms of area ratio, In the texture from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface, the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> The ratio
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.15%, Ti : 0-0.15%, V: 0-0.15%, Mo: 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Ni: 0-1.
  • the texture from the surface to the 1/4 plate thickness position from the surface is ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>, the ratio of the polar density of the orientation group is less than 1.8, and from the surface In the texture from the plate thickness 1/4 position to the plate thickness 1/2 position from the surface, the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-12> A hot stamped compact having a ratio of less than 2.3 to the pole density of the orientation group, and a steel plate formed by hot stamping
  • a skeletal structure containing the above martensite, bainite and tempered martensite the texture from the surface to the 1/4 plate thickness position from the surface is ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇
  • the concave bead parts being a pair of walls having a radius of curvature of 50 mm or more, A pair of walls protruding toward the inside of the closed cross-section through a pair of bent portions that bend toward the inside of the closed cross-section from opposite ends of two flat portions, and the plate thickness of the wall
  • the Vickers hardness of the central portion is 520 Hv or more
  • the width of the wall portion is 0.5 times or more and 2.5 times or less of the effective width We obtained from Karman's effective width formula
  • the frame member may have a standard deviation ratio of less than 1.0, which is obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution at the thickness center of the wall portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution at the center portion of the wall portion.
  • the frame member is formed by cold press forming a steel plate, and the frame member has a closed cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • the closed cross-section portion has at least one flat portion that is a portion having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension in the cross section, and among the at least one flat portion, from Karman's effective width formula
  • a flat portion having a width having a maximum ratio to the required effective width is defined as a reference flat portion
  • the Vickers hardness of the thickness center portion of the reference flat portion is 300 Hv or more
  • the width of the reference flat portion is It is 2.0 times or less than the effective width, and is obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion of the reference flat portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the thickness center portion of the reference flat portion.
  • a flat portion having a width having a maximum ratio to the width is defined as a reference flat portion
  • the Vickers hardness of the plate thickness central portion of the reference flat portion is 300 Hv or more
  • the width of the reference flat portion is the effective width.
  • the closed cross-section portion has at least two flat portions which are portions having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension in the cross section, and a concave bead portion formed between the two flat portions;
  • the concave bead portion is a pair of walls having a radius of curvature of 50 mm or more, and the closed cross section is formed via a pair of bent portions that bend toward the inside of the closed cross section from the mutually opposing ends of the two flat portions.
  • the automobile body according to (8) above has a top plate portion extending in a predetermined direction, a ridgeline portion continuing to the top plate portion, and a vertical wall portion continuing to the ridgeline portion.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.15%, Ti : 0-0.15%, V: 0-0.15%, Mo: 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Ni: 0-1.
  • the texture from the surface to the 1/4 plate thickness position from the surface is ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>, the ratio of the polar density of the orientation group is less than 1.8, and from the surface In the texture from the plate thickness 1/4 position to the plate thickness 1/2 position from the surface, the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> hot stamped compacts in which the ratio of the orientation group consisting of ⁇ -1-12> to the extreme density is less than 2.3, and the first steel plate
  • the spot weld includes a molten metal portion formed by the spot welding, a heat affected zone adjacent to the outside of the molten metal portion, and a center point of the molten metal portion
  • a region from the boundary to the second region side by 100 ⁇ m to the third region is defined as the area of and the Vickers hardness is measured at a pitch of 15 ⁇ m with a load of 10 gf along a virtual straight line extending from the center of the first region to the second region side.
  • the automobile body according to (10) above has a top plate portion extending in a predetermined direction, a ridgeline portion continuing to the top plate portion, and a vertical wall portion continuing to the ridgeline portion.
  • a structural member for an automobile body made of a press-formed steel plate having a substantially groove-shaped cross-section that intersects a predetermined direction, wherein the top plate portion is formed so as to extend in the predetermined direction from an end portion in the predetermined direction.
  • the automobile body according to (10) above has a base steel plate, and the base steel plate contains, by mass %, C: more than 0.40%, 0.70% or less, and Si: 2.00.
  • Mn 0.01% or more and less than 0.50%
  • P 0.200% or less
  • S 0.0200% or less
  • Al 0.001-1.000%
  • N 0.0200% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.50%
  • B 0.0002-0.0200%
  • Ti 0-0.
  • Nb 0-0.200%
  • V 0-0.200%
  • Zr 0-0.200%
  • Cr 0-2.00%
  • W 0-2.00%
  • Cu 0-2.00%
  • Ca 0-0.0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • REM 0-0.1000%
  • Bi 0-0.0500 %
  • balance Fe and impurities, and has a thickness of 0.05 mm in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate.
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content are [Mo] mMAX : Maximum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mMIN : Minimum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mAVE : Average value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) satisfies ([Mo] mMAX - [Mo] mMIN ) / [Mo] mAVE ⁇ 0.50, the metal structure of the base steel sheet contains 90.0% or more of martensite, and the base steel sheet Vickers hardness in a region of 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction centered on the 1/4 depth position of the plate thickness of the base steel plate from the surface
  • the hot stamped product may have a standard deviation of 20 (Hv) or less and a tensile strength of the base
  • the automobile body according to (11) above has a base steel plate, and the base steel plate contains, by mass %, C: more than 0.40%, 0.70% or less, and Si: 2.00. %, Mn: 0.01% or more and less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol. Al: 0.001-1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.50%, B: 0.0002-0.0200%, Ti: 0-0.
  • Nb 0-0.200%
  • V 0-0.200%
  • Zr 0-0.200%
  • Cr 0-2.00%
  • W 0-2.00%
  • Cu 0-2.00%
  • Ca 0-0.0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • REM 0-0.1000%
  • Bi 0-0.0500 %
  • balance Fe and impurities, and has a thickness of 0.05 mm in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate.
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content are [Mo] mMAX : Maximum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mMIN : Minimum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mAVE : Average value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) satisfies ([Mo] mMAX - [Mo] mMIN ) / [Mo] mAVE ⁇ 0.50, the metal structure of the base steel sheet contains 90.0% or more of martensite, and the base steel sheet Vickers hardness in a region of 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction centered on the 1/4 depth position of the plate thickness of the base steel plate from the surface
  • the hot stamped product may have a standard deviation of 20 (Hv) or less and a tensile strength of the base
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.15%, Ti : 0-0.15%, V: 0-0.15%, Mo: 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Ni: 0-1.
  • the texture from the surface to the 1/4 plate thickness position from the surface is ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>, the ratio of the polar density of the orientation group is less than 1.8, and from the surface In the texture from the plate thickness 1/4 position to the plate thickness 1/2 position from the surface, the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>, the hot stamped body having a ratio of less than 2.3 to the pole density of the orientation group, and a cylindrical body extending in the front-re
  • the vehicle body according to (14) above has a top plate portion extending in a predetermined direction, a ridgeline portion continuing to the top plate portion, and a vertical wall portion continuing to the ridgeline portion, A structural member for an automobile body made of a press-formed steel plate having a substantially groove-shaped cross-section that intersects a predetermined direction, wherein the top plate portion is formed so as to extend in the predetermined direction from an end portion in the predetermined direction.
  • the automobile body according to (14) above has a steel plate substrate and a coating containing Al and Fe formed on the surface of the steel plate substrate, and the steel plate substrate contains , C: 0.10 to 0.65%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.30 to 3.00%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.010% or less, O: 0.010% or less, Ti: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Cr: 0-1.00%, Mo: 0-1.00 %, Ni: 0-1.00%, N
  • the automobile body according to (15) above has a steel plate substrate and a coating containing Al and Fe formed on the surface of the steel plate substrate, and the steel plate substrate contains , C: 0.10 to 0.65%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.30 to 3.00%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.010% or less, O: 0.010% or less, Ti: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Cr: 0-1.00%, Mo: 0-1.00 %, Ni: 0-1.00%, Nb: 0-0.10%, Cu: 0-1.00%, V: 0-1.00%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0 ⁇ 0.010%, Al: 0-1.00%, Sn: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Sb: 0-1.0
  • the depth of the internal oxide layer from the interface is less than 20 ⁇ m, and there may be a scale-free steel member between the steel plate substrate and the coating containing Al and Fe.
  • a molding step of pressing to include a depression having a corner on the upper surface of the bottom wall forming an inferior angle with respect to the bottom wall
  • the tray being manufactured by a manufacturing method comprising: a bottom wall; a peripheral wall standing from the outer circumference, a high-strength portion having a high tensile strength, and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion, the low-strength portions forming minor angles with each other.
  • the tray may be formed with a recess having a corner at the top surface of the bottom wall.
  • a molding step of pressing to include a depression having a corner on the upper surface of the bottom wall forming an inferior angle with respect to the bottom wall
  • the tray being manufactured by a manufacturing method comprising: a bottom wall; a peripheral wall standing from the outer circumference, a high-strength portion having a high tensile strength, and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion, the low-strength portions forming minor angles with each other.
  • the tray may be formed with a recess having a corner at the top surface of the bottom wall.
  • a molding step of pressing to include a depression having a corner on the upper surface of the bottom wall forming an inferior angle with respect to the bottom wall
  • the tray being manufactured by a manufacturing method comprising: a bottom wall; a peripheral wall standing from the outer circumference, a high-strength portion having a high tensile strength, and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion, the low-strength portions forming minor angles with each other.
  • the tray may be formed with a recess having a corner at the top surface of the bottom wall.
  • a molding step of pressing to include a depression having a corner on the upper surface of the bottom wall forming an inferior angle with respect to the bottom wall
  • the tray being manufactured by a manufacturing method comprising: a bottom wall; a peripheral wall standing from the outer circumference, a high-strength portion having a high tensile strength, and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion, the low-strength portions forming minor angles with each other.
  • the tray may be formed with a recess having a corner at the top surface of the bottom wall.
  • an automobile body capable of reducing the total amount of greenhouse gases generated in a series of life cycles ranging from automobile manufacture, use, and disposal.
  • FIG. 2 is a characteristic diagram showing the environmental load (amount of greenhouse gas generated) at the time of manufacture for each material for automobiles.
  • 1 is an exploded perspective view showing an automobile body of an automobile for traveling on public roads according to the present embodiment
  • FIG. 1 is an exploded perspective view showing an automobile body of an automobile for traveling on public roads according to the present embodiment
  • FIG. It is a perspective view which shows the exterior panel of the vehicle body which concerns on this embodiment.
  • 1 is a perspective view showing an example of a frame having a monocoque structure for an automobile body according to the present embodiment, which is provided with a shock-absorbing skeleton member.
  • FIG. 1 is a perspective view showing an example of a frame having a monocoque structure for an automobile body according to the present embodiment and having a cabin skeleton member.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a floor frame member of a monocoque structure frame of a vehicle body of an electric vehicle when the vehicle for traveling on public roads is an electric vehicle;
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the projected area s of the vehicle body shown in Table 1 and the vehicle weight.
  • FIG. 10 is a characteristic diagram showing the results of comparing the mass (equivalent mass) per projected area of the vehicle body of Invention Example 5, Comparative Example 1, and Comparative Example 8; 2 is a diagram showing the relationship between the volume v of an automobile body and the total greenhouse gas (GHG) emissions converted by the CO 2 equivalent mass shown in Table 1.
  • GFG total greenhouse gas
  • FIG. 10 is a characteristic diagram showing the results of comparison of torsional stiffness of Invention Example 5, Comparative Example 1, and Comparative Example 9;
  • FIG. 10 is a characteristic diagram showing the result of numerical simulation comparing the intrusion amount of the center pillar of the automobile body into the inside of the vehicle body at the time of a side collision between Invention Example 5 and Comparative Example 1; It is a schematic diagram for demonstrating the amount of energy absorption.
  • FIG. 10 is a perspective view showing a skeleton member A10 according to an embodiment of element technology A;
  • FIG. 15 is a cross-sectional view taken along the cutting line A1-A1 in FIG.
  • FIG. 14; 4 is a graph showing the relationship between the hardness standard deviation ratio and the VDA bending angle ratio in a VDA bending test for cold-rolled steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member A20 according to a modified example;
  • FIG. It is a schematic diagram for demonstrating the cross-sectional shape of the square tube material used in an Example. It is the graph which plotted the relationship between effective width ratio and energy absorption efficiency about an experimental example.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member A20 according to a modified example
  • FIG. 18 is a cross-sectional view taken along a cutting line A2-A2 in FIG. 17
  • 1 is a perspective view showing an automobile frame A100 as an
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member C10 according to an embodiment of element technology C;
  • FIG. 25 is a cross-sectional view taken along the cutting line A1-A1 in FIG. 24;
  • 2 is a graph showing the relationship between the hardness standard deviation ratio and the VDA bending angle ratio in a VDA bending test for 2.0 GPa grade materials.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member C20 according to a modified example;
  • FIG. 28 is a cross-sectional view taken along section line A2-A2 in FIG.
  • FIG. 27; 1 is a perspective view showing an automobile frame C100 as an example to which structural members are applied;
  • FIG. It is a schematic diagram for demonstrating the cross-sectional shape of the square tube material used in an Example. It is the graph which plotted the relationship between effective width ratio and energy absorption efficiency about an experimental example.
  • It is a schematic diagram which shows the example of the steel plate which concerns on this embodiment.
  • It is a schematic diagram which shows the example of the steel member which concerns on this embodiment.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing an example of another aspect (coated steel member) of the steel member according to the present embodiment;
  • It is a schematic diagram which shows the hardness measurement position of the steel plate for hot stamping.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member according to an embodiment of element technology G;
  • FIG. 40 is a cross-sectional view taken along the cutting line A1-A1 in FIG. 39; 41 is an enlarged view of the area enclosed by A in FIG. 40;
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the hardness standard deviation ratio and the bending angle ratio in a VDA bending test for a 2.0 GPa grade material.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member according to a modification;
  • part. FIG. 11 is a schematic diagram showing another modification of the concave bead portion; 1 is a perspective view showing an automobile skeleton as an example to which a skeleton member is applied; FIG. It is a schematic diagram for demonstrating the cross-sectional shape of the rectangular tube member used by 1st Example. It is the graph which plotted the relationship between effective width ratio and energy absorption efficiency about a 1st experiment example.
  • FIG. 11 is a perspective view showing a skeleton member according to an embodiment of element technology H; It is a schematic sectional drawing which shows the vicinity of the spot-welded part of the frame member which concerns on the same embodiment.
  • 55 is a graph showing the hardness distribution along the imaginary straight line a in FIG. 54.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing the vicinity of a spot-welded portion of a skeleton member using a steel plate member having a Mn content of 1.27% by mass.
  • 57 is a graph showing the hardness distribution along the imaginary straight line a in FIG.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a state in which spot breakage has occurred in a three-point bending test, and shows a state in which spot breakage has occurred at five locations on one side.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a state in which spot breakage occurs in a three-point bending test, and shows a state in which spot breakage occurs at one location on one side. It is an exploded perspective view showing a part of vehicle body.
  • FIG. 63 is a cross-sectional view taken along the arrow A in FIG.
  • FIG. 63 is a cross-sectional view taken along the arrow A in FIG.
  • FIG. 62 showing the side member structure according to the second embodiment; It is a cross-sectional perspective view which shows a part of side member structure which concerns on 2nd Embodiment. It is an exploded perspective view showing a part of side member structure concerning a 2nd embodiment. It is a side view which shows some webs which concern on 2nd Embodiment. It is a figure which shows the numerical analysis result of the penetration
  • FIG. 2 is a view showing an example of a cabin frame member, which is a monocoque structural frame of an automobile body according to the present embodiment.
  • FIG. 3 is a view showing an example of a high-strength frame member having an L-shape and a T-shape, which is a cabin frame member and is a monocoque structure frame of an automobile body according to the present embodiment.
  • Greenhouse Gas As described above, considering the life cycle of automobiles, in order to reduce the total amount of greenhouse gases (Green House Gas: GHG) emitted into the global environment, it is necessary to reduce ) alone is not sufficient to reduce greenhouse gases, and therefore, "1. Greenhouse gases generated during the manufacture of materials that make up automobiles,""2. It is necessary to reduce the total amount of greenhouse gases, including “Greenhouse gases generated when using automobiles” and “4. Greenhouse gases generated when disposing of automobiles”.
  • greenhouse gases such as CO2 generated during the life cycle of automobiles are referred to as "life cycle greenhouse gases”, and the amount of CO2 is referred to as CO2
  • Other greenhouse gases are also stipulated as equivalent mass equivalents and totaled.
  • Greenhouse gases other than CO 2 include ozone depleting substances such as methane, dinitrogen monoxide, and chlorofluorocarbon compounds. The method for calculating the CO2 equivalent mass is described below.
  • FIG. 1 is a characteristic diagram showing the environmental load (greenhouse gas emissions) during manufacturing for each material for automobiles. carbon fiber reinforced plastic (CFRP)), and the horizontal axis indicates the amount of greenhouse gas emissions per equivalent function [kg- CO2 equivalent/kg-equivalent part].
  • CFRP carbon fiber reinforced plastic
  • CO2 equivalent is also referred to as “ CO2 equivalent mass”, and in the present specification, “ CO2 equivalent”, “ CO2 equivalent mass”, and “ CO2 equivalent” are defined to have the same meaning.
  • CO 2 equivalent mass is CO 2 (global warming potential: 1) and gases other than CO 2 , such as methane CH 4 (greenhouse effect per unit mass is 25 times that of CO 2 : global warming potential 25 ), dinitrogen monoxide N 2 O (the greenhouse effect per unit mass is 298 times that of CO 2 : global warming potential 298), weighted by the global warming potential, and the mass converted to CO 2 is calculated.
  • the " CO2 equivalent mass” is calculated using a conversion factor (described in Table 4 below) for the " CO2 equivalent mass” set for each material.
  • Greenhouse gases emitted during use of automobiles from the viewpoint of reducing the weight of automobiles and reducing the load on the drive source such as the internal combustion engine, currently, aluminum and carbon
  • the main focus is on making automobiles multi-material by using materials such as For this reason, the weight is reduced by using materials that generate a relatively large amount of greenhouse gases, as shown in FIG.
  • the reality is that there is no consideration of compatibility with the reduction of "greenhouse gases” generated during the manufacturing of materials that make up automobiles.
  • the above-mentioned “1. Greenhouse gases emitted during the manufacture of materials that make up automobiles” and “3. Greenhouse gases emitted during automobile use” are considered to be in a trade-off relationship. This is because it does not assume any reduction in
  • the inventors of the present invention achieved both the reduction of "1. Greenhouse gases generated during the manufacturing of the materials that make up the automobile” and the reduction of "3. Greenhouse gases generated during the use of the automobile” described above. Focusing on the reduction of the effect gas, the inventors diligently studied the elemental technology of the vehicle body 100, especially its material and structure. The inventors applied a new material (high-tensile material) and a new structure according to the function of each part of the automobile body 100 . More specifically, the present inventors constructed the automobile body 100 mainly using steel materials, applied new steel materials to each part of the automobile body 100, and improved the rigidity of the automobile body, which was lacking due to the accompanying thinning of the steel plate. A new structure was applied to each part to compensate. As a result, the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads according to the present embodiment achieves both weight reduction by thinning the steel plate and high rigidity, and reduces life cycle greenhouse gases while satisfying the required strength. became possible.
  • FIGS. 2 and 3 are exploded perspective views showing the vehicle body 100 of the vehicle for public roads according to this embodiment.
  • FIG. 2 shows a car body 100 of a car (engine car) using the internal combustion engine 1 as a drive source.
  • FIG. 3 shows a vehicle body 100 of an electric vehicle using the electric motor 2 as a drive source.
  • An automobile body 100 shown in FIGS. 2 and 3 has an exterior panel 10 and a frame 20 having a monocoque structure.
  • the exterior panel 10 is attached to the frame 20 having a monocoque structure.
  • the exterior panel 10 includes a bonnet 12, doors 14, a roof 16, fenders 18, a trunk lid 19, and the like.
  • the car body 100 shown in FIGS. 2 and 3 is a public road car from which the battery, tires, and liquid containing water or oil have been removed.
  • the vehicle body 100 of the engine vehicle shown in FIG. 2 and the vehicle body 100 of the electric vehicle shown in FIG. The configuration of the floor parts is different.
  • a floor 15 is provided on a frame 20, and an internal combustion engine 1, a suspension 3, and the like are mounted on the frame 20.
  • the vehicle body 100 of the electric vehicle may also have a structure in which the motor 2 and the suspension 3 are attached to the frame 20 in the same manner as the engine vehicle. However, as shown in FIG. 3 or the like may be mounted.
  • the vehicle body 100 of the electric vehicle differs from the vehicle body 100 of the engine vehicle in that the floor frame member 30 is provided with a battery box 40 for mounting a battery.
  • 3 shows a structure in which the floor 15 is attached to the frame 20, the floor 15 may be attached to the battery box 40, and the upper surface of the battery box 40 may also serve as the floor. good too.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads according to the present embodiment can satisfy predetermined conditions that conventional vehicle bodies could not satisfy by applying a new material and a new structure.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads according to the present embodiment includes at least a steel material including a steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more, a non-ferrous metal material, and a resin material.
  • the ratio of the mass m h (kg) is 9% or more
  • the mass of the vehicle body 100 is m (kg)
  • the projected area of the vehicle body 100 from above is s (m 2 )
  • the ratio of the mass m h (kg) of the steel plate having a tensile strength of 1470 MPa or more to the mass m (kg) of the automobile body 100 is 9% or more.
  • the coefficient of 0.98 is a value when a margin of 2% is taken, and it is more preferable to set the coefficient to 0.972 and take a margin of 2.8%. Furthermore, it is more preferable to set the coefficient to 0.965 and take a margin of 3.5%.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads includes at least a steel material including a steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more, a non-ferrous metal material, and a resin material.
  • An automobile body 100 obtained by removing a battery, a tire, and a liquid containing water or oil from an excellent public road automobile, wherein the steel plate mass m has a tensile strength of 1180 MPa or more relative to the mass m (kg) of the automobile body 100.
  • the ratio of h (kg) is 9% or more, and the sum M of the CO 2 equivalent mass of each greenhouse gas emission amount M during manufacture, use, and disposal calculated from the material composition of the automobile body 100, the automobile body 100
  • the projected area from above is s (m 2 ) and the height of the vehicle body 100 is h (m)
  • the following equations (3) and (4) are satisfied.
  • the ratio of the mass m h (kg) of the steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more to the mass m (kg) of the automobile body 100 is 9% or more.
  • the coefficient of 0.98 is a value with a margin of 2%, and it is more preferable to set the coefficient to 0.975 and take a margin of 2.5%. More preferably, the coefficient is set to 0.97 and a margin of 3% is taken.
  • the ratio of the mass m s (kg) of the steel material to the mass m (kg) of the vehicle body 100 is 64% or more.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads according to the present embodiment has a weight m b (kg) of the vehicle body 100, and the total mass m ht of the sheet metal parts made of steel plates having a tensile strength of 1180 MPa or more. (kg) ratio is 24% or more, and the ratio of the total mass m hs (kg) of the sheet metal parts made of steel plates having a tensile strength of 1.9 GPa or more is 9% or more.
  • the ratio of the total mass m ht (kg) of the sheet metal parts made of steel plates having a tensile strength of 1470 MPa or more to the weight m b (kg) of the vehicle body 100 is 24% or more.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads according to the present embodiment contains 0.013% or more Cu and 0.018% or more Ni with respect to the total mass m sp (kg) of the sheet metal parts of the vehicle body 100.
  • the total mass m sc (kg) of sheet metal parts containing 0.002% or more of Sn is 20% or more.
  • Vehicles for public roads with excellent crash safety include “new car assessment program compliant vehicles” that meet the crash safety standards of countries around the world, including US NCAP. As will be described in detail later, these conditions are satisfied by the new materials and new structures of the automobile body 100 according to the present embodiment, and conventional automobiles that do not have these new materials and new structures This is something that the car body could not satisfy. It should be noted that the vehicle body 100 according to the present embodiment can be implemented (feasible) by appropriately combining a plurality of techniques among elemental techniques A to L described later. Furthermore, it is desirable that the vehicle body 100 according to the present embodiment employs at least three of the elemental technologies A to L.
  • the ratio of the mass m s (kg) of the steel material to the mass m (kg) of the automobile body is 64% or more, and the total sum of the masses of the sheet metal parts made of the steel plate having a tensile strength of 1.9 GPa or more.
  • elemental technologies A to L as follows.
  • Combination 1 Elemental technology B+C+E Combination 2: Elemental technology E+G Combination 3: Elemental technology A+C+G Combination 3-1: Elemental technology A+C+G+K+L Combination 4: Elemental technology E+H Combination 4-1: Elemental technology E+H+K+L Combination 4-2-1 ...
  • Elemental technology E + H + F Combination 4-2-2 Elemental technology E + H + K + L + F Combination 5: Elemental technology E+I Combination 5-1: Elemental technology E+I+K+L Combination 5-2-1: Elemental technology E+I+D Combination 5-2-2: Elemental technology E+I+K+L+D Combination 5-3-1: Elemental technology E+I+J Combination 5-3-2: Elemental technology E+I+K+L+J Combination 5-3-3: Elemental technology E+I+D+J Combination 5-3-4: Elemental technology E+I+K+L+D+J
  • a vehicle for driving on public roads means that it satisfies the safety standards of each country's regulations (type approval), and is an assessment test of each country NCAP (New Car Assessment Program) Collision safety performance evaluation , it is a car with excellent crash safety that is excellent in safety performance evaluation in each crash test.
  • the assessment test is stricter than the laws and regulations of each country, and it can be said that if the vehicle obtains the highest rating (5 star rating) in the assessment test, it can be sufficiently run on public roads.
  • the vehicle body 100 of the vehicle for driving on public roads is not limited to the engine vehicle shown in FIG. 2 or the vehicle body of the electric vehicle shown in FIG. It may be a vehicle body such as a hybrid vehicle, a fuel cell vehicle, or a hydrogen engine vehicle as a source.
  • 2 and 3 show an automobile body having a monocoque structure frame 20, the automobile body 100 is not limited to an automobile body having a monocoque structure frame 20, and a ladder frame structure automobile body. It may be a vehicle body.
  • Vehicle types for public roads include passenger cars and commercial vehicles such as sedans, hatchbacks, station wagons, vans, and pickup trucks.
  • road vehicles include loaded vehicles such as trucks.
  • the outline of the elemental technology applied to the automobile body 100 according to this embodiment is as follows. The details of each elemental technology will be described later.
  • Exterior Panel FIG. 4 is a perspective view showing an example of the exterior panel 10 of the vehicle body 100 according to the present embodiment.
  • the exterior panel 10 is specifically a bonnet 12, a door 14, a roof 16, etc., and is excellent in surface quality and appearance after press molding.
  • a cold-rolled high-tensile material having a tensile strength of 590 MPa or more and 780 MPa or less is mainly used as the material of the exterior panel 10 .
  • FIG. 5 is a perspective view showing an example of the frame 20 having a monocoque structure for the vehicle body 100 according to the present embodiment, and including the impact-absorbing skeleton member 22. As shown in FIG. The impact-absorbing frame member 22 is provided at a gray shaded portion in the figure, and deforms at the time of collision to absorb impact energy. Details of the materials and construction of the shock absorbing skeletal member 22 are provided below. 2.1. Structure using cold-rolled high-tensile material with a tensile strength of 980 MPa or more (component technology A) 2.2. Hot-stamped product with a tensile strength of 1470 MPa or more (component technology B) 2.3. Frame member with excellent energy absorption efficiency (elemental technology C) 2.4. Frame member having continuous flange and manufacturing method thereof (elemental technology K)
  • FIG. 6 is a perspective view showing an example of the frame 20 having a monocoque structure of the vehicle body 100 according to the present embodiment, and including the cabin frame member 24. As shown in FIG. The cabin frame member 24 is provided at a gray shaded portion in the figure. Of the cabin frame members 24, the cabin frame member 24a provided on the floor portion is provided only above the floor 15 in the case of an engine vehicle, and is provided above and below the floor 15 in the case of an electric vehicle. FIG.
  • FIG. 7 is a perspective view showing a state in which a floor frame member 30 is connected to and integrated with a monocoque structure frame 20 of a vehicle body 100 of an electric vehicle when the vehicle for driving on public roads is an electric vehicle. Details of the materials and construction of the cabin skeleton member 24 and the floor skeleton member 30 are given below. 3.1. Materials 3.1.1. Steel members with high strength and excellent bendability and weldability, and steels suitable as materials for the steel members (anti-corrosion parts for underbody parts, improvement of spot weldability performance) (elemental technology D) 3.1.2. Hot-stamped molded product with excellent strength and bendability and high load resistance (elemental technology E) 3.1.3.
  • Hot stamping steel sheet suitable as a material for hot stamping products with excellent collision resistance and tensile strength of 2300 MPa or more (elemental technology F) 3.2.
  • a frame member capable of demonstrating excellent energy absorption performance commensurate with increased strength by suppressing breakage at spot welds during collisions (elemental technology H) 3.2.3.
  • Method for manufacturing L-shaped and T-shaped high-strength frame members component technology L
  • side sill and battery box (component technology I, J) As shown in FIG. 7, side sills 28 are provided on the left and right sides of the frame 20 having a monocoque structure.
  • the side sill 28 is also called a rocker, and is a component that connects the front and rear sides of the vehicle in the vicinity of the floor.
  • a battery box is attached to the floor frame member 30 . Details of the side sill 28 and battery box materials and construction are given below.
  • Vehicle body side member structure capable of suppressing local deformation while maintaining impact absorption capacity (elemental technology I)
  • High collision performance battery box (elemental technology J) It can be applied to the upper lid of battery boxes and floor peripheral parts, etc., and it is possible to reduce greenhouse gas emissions during manufacturing by omitting the painting process.
  • All of the above-described elemental technologies A to L are characterized by the steel plate material itself or the structure using the steel plate material.
  • the weight ratio is increased to reduce the above "1.
  • Greenhouse gases generated when manufacturing the materials that make up the automobile and the weight reduction of the automobile body 100 reduces the above "3.
  • Greenhouse effect generated during use of the automobile As a result, it achieves a significant reduction in lifecycle greenhouse gases compared to conventional automobile bodies.
  • Tables 1 and 2 show various characteristic values of vehicle bodies of public road vehicles according to the present invention (Invention Examples 1-12) and vehicle bodies of comparative examples (Comparative Examples 1-8).
  • Table 1 as characteristic values of Invention Examples 1-12 and Comparative Examples 1-8, the total vehicle weight (weight or mass, the same applies hereinafter) of the vehicle traveling on public roads, the vehicle weight of the vehicle body, the width w, the height h, and the length l, projected area s, volume v, weight % of iron alloys, weight % of aluminum alloys, weight % of other non-ferrous metals, weight % of resin materials, weight % of other materials, weight % of ultra-high tensile strength materials, weight % of ultra-high tensile strength materials Material weight, scrap ratio, powertrain type, and total greenhouse gas emissions (indicated as GHG emissions in the table) are shown.
  • the total vehicle weight of a vehicle on public roads is the weight of the vehicle itself in a state in which it can be driven on public roads with passengers on board.
  • the total vehicle weight is the total weight of one automobile, for example, the vehicle body, interior, seats, accessories such as car navigation, electronic parts such as batteries and electrical wiring, suspension, engine, motor generator, transmission, brake system, heating and cooling systems, air conditioning, steering systems, safety devices such as airbags, pedal systems for acceleration and deceleration, and fluids such as oils, fuels and refrigerants.
  • the weight of the vehicle body is calculated from the total vehicle weight of the vehicle traveling on public roads, including the battery, tires, liquids containing moisture or oil (all fluids of vehicles traveling on public roads (cooling water, air conditioner refrigerant, brake oil, engine oil, differential oil, This is the weight excluding washing liquid, etc.).
  • Each weight in the comparative examples was obtained by disassembling a car body of a public road running car generally distributed, and measuring and analyzing the data obtained by measuring the shape and weight.
  • Each weight in some comparative examples and invention examples was obtained by measuring and analyzing design development data by CAD (Computer-Aided Design).
  • Width w, height h, and length l are the overall width, overall height, and overall length, respectively, specified by Japanese Industrial Standard JIS D 0302-1996 Motor Vehicles—Methods for Measuring Outer Circumference Dimensions.
  • the weight percentage of the iron alloy is the ratio of the total weight of parts made of iron (plates, strips, bars, wires, pipes, profiles, steel materials such as forgings, cast iron, etc.) to the vehicle weight of the automobile body.
  • the weight percentage of aluminum alloy is the ratio of the total weight of parts made of aluminum (plates, strips, bars, wires, pipes, shapes, aluminum materials such as forgings, aluminum castings, etc.) to the weight of the automobile body.
  • the percentage by weight of other non-ferrous metals is the ratio of the total weight of parts composed of non-ferrous metals other than iron and aluminum to the vehicle weight of the vehicle body.
  • the weight of the ultra-high tensile strength material is the total weight of parts made of materials having a part strength of 1180 MPa class or higher.
  • the scrap ratio is the usage rate of steel sheets recycled from scrap, and contains 0.013% or more of Cu, 0.018% or more of Ni, and 0.002% or more of Sn with respect to the total mass of the sheet metal parts. is the ratio of the sum of the masses of the sheet metal parts that are The inventors chemically analyzed parts using blast furnace materials and parts using recycled scrap materials, and as a result of extensive research, they determined which parts were recycled scrap based on the chemical components of Cu, Ni, and Sn. I found what I can do. The numerical ranges of chemical components that are not detected in materials using blast furnace materials are 0.013% or more for Cu, 0.018% or more for Ni, and 0.002% or more for Sn, and these elements are unavoidable from scrap.
  • the scrap contains other impurity elements such as H, Na, Cl, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb, Bi, and Po may be included.
  • the upper limit of the Cu content is 1.0% or less. If the Cu content exceeds 1.0% when steel sheets are manufactured using scrap, hot working cracks occur and the manufacturability decreases. Also, the upper limit of the Sn content is 0.5% or less. If the Sn content exceeds 0.5% when steel sheets are manufactured using scrap, hot working cracks occur, resulting in a decrease in manufacturability.
  • the upper limit of the Ni content is 5.0% or less. Ni is added to render Cu and Sn harmless, but addition of Ni in excess of 5.0% results in an increase in cost.
  • the total greenhouse gas emissions (GHG emissions) are the above “1. Greenhouse gases generated during the manufacture of materials that make up automobiles", "2. Greenhouse gases generated during the manufacture of automobiles", “3. The CO2 equivalent mass is calculated from “4. Greenhouse gases emitted during use of automobiles” and “4. Greenhouse gases emitted during disposal of automobiles", and is the sum total, which corresponds to the amount of life cycle greenhouse gas emissions.
  • the total greenhouse gas emission (GHG emission) is a value calculated by a method described later.
  • Each characteristic value of Invention Examples 1 to 12 was obtained by the present inventors by measuring and analyzing the automobile body 100 constructed by the present inventors using the elemental technologies described above.
  • each characteristic value of Comparative Examples 1 to 8 was obtained by the present inventors by measuring and analyzing the automobile body of a generally distributed public road vehicle.
  • WAS World Auto Steel
  • WAS is the automotive subcommittee of the World Steel Association and is made up of 17 steelmakers from around the world.
  • WAS analysis software for analysis in Excel format (hereinafter referred to as WAS analysis software) was used as appropriate.
  • the default setting of the WAS analysis software was used as a basic condition for the calculation of "1. Greenhouse gases generated during the manufacture of materials that constitute automobiles.”
  • the scrap charging rate to the blast furnace is set to 11.9%
  • the usage rate of recycled materials using scrap is set to 5% plate material, 85% bar and wire material, and 100% cast iron based on statistical data. ing.
  • Greenhouse gases generated during use of automobiles powertrain types (gasoline engine vehicles, diesel engine vehicles, hybrid vehicles, and electric vehicles) were selected for each target vehicle type. Based on the size and weight of each analysis target vehicle, the corresponding vehicle type (compact car, medium-sized vehicle, SUV, electric vehicle class) was classified and set. The following WLTP (Class 3b) mode was set for the driving pattern of the automobile.
  • Greenhouse gases generated during the manufacture of the materials that make up the automobile were calculated and totaled to calculate the total greenhouse gas emissions (GHG emissions) shown in Table 1.
  • In Invention Example 1-12 in order to reduce the above "1. Greenhouse gases generated during the manufacture of materials that make up automobiles", as a result of using steel materials by the above-mentioned elemental technologies, the weight of iron to the weight of the vehicle is reduced. The proportion (% by weight of iron alloy) is higher. As shown in Table 1, in any of Invention Examples 1-12, the weight percentage of the iron alloy is 64% or more. On the other hand, Comparative Examples 1-8 include those with an iron alloy weight percentage of 64% or more and those with an iron alloy weight percentage of less than 64%.
  • Invention Example 1-12 by applying the elemental technology described above, it is possible to increase the weight percentage of the ultra-high tensile strength material to a greater value than in the comparative example.
  • Table 1 in any of Invention Examples 1 to 12, the weight percentage of the ultra-high tensile strength material is 9% or more.
  • Comparative Examples 1-8 the maximum weight percentage of the ultra-high tensile strength material is 4% (Comparative Examples 1 and 3).
  • the weight of the ultra-high tensile strength material of the invention example itself is at least 102.3 kg.
  • the weight percentage of the ultra high tensile strength material of 1180 MPa or more was 14%, but the weight percentage of the ultra high strength material of 1470 MPa or more was 8%.
  • the weight percent of the ultra-high tensile strength material of 1180 MPa or more was similarly 14%, but the weight percentage of the ultra-high strength material of 1470 MPa or more was 9%. Comparing Invention Example 11 and Invention Example 5, it can be seen that although the volume v is the same, Invention Example 11 is able to reduce life cycle greenhouse gases. Therefore, more preferably, the ratio of the mass m h (kg) of the steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more to the mass m (kg) of the automobile body 100 is 9% or more.
  • invention examples 6, 7, 9, and 10 by applying the above-described elemental technology, the strength and performance can be secured in ultra-high-tensile parts of 1180 MPa class or higher. use ratio can be improved. Therefore, in invention examples 6, 7, 9, and 10, Cu is 0.015% or more, Ni is 0.01% or more, and Sn is 0.004% with respect to the total mass m sp (kg) of the sheet metal parts. The ratio of the total mass m sc (kg) of the sheet metal parts contained above is 20% or more, and the usage ratio of parts using scrap recycled materials is significantly higher than that of Comparative Example 1-8.
  • Comparing invention examples 8 and 10 by increasing the scrap ratio from 6% to 20%, it is possible to reduce life cycle greenhouse gases by 47 kg CO 2 -eq, taking into account recycling of vehicles other than automobiles. Furthermore, comparing invention examples 5 and 7, by increasing the scrap ratio from 5% to 60%, it is possible to reduce the life cycle greenhouse gas by 94 kg CO 2 -eq, considering the recycling of other than automobiles. Therefore, the higher the scrap ratio, the more preferable, and the more preferable value range is 20% or more. Further, as a result of the inventors' intensive studies, it was found that when the scrap ratio exceeded 60%, the formability and performance of the parts did not hold, and the vehicle performance at the time of collision deteriorated. Therefore, the upper limit of the scrap ratio is 60%.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the projected area s of the vehicle body and the vehicle weight shown in Table 1.
  • the horizontal axis represents the projected area s of the vehicle body, and the vertical axis represents the vehicle weight.
  • the vehicle weight increases as the projected area s increases.
  • the projected area s is greater than 6 and less than 11. , satisfies the condition of equation (1).
  • Comparative Examples 1-8 when the vehicle weight and the projected area are plotted on the horizontal and vertical axes of FIG. It is located on the straight line L1 or above the straight line L1 on the drawing.
  • the ⁇ marks indicate Comparative Examples 1-5 in which the weight percentage of the iron alloy is 64% or more, and the ⁇ marks indicate Comparative Examples 6-8 in which the weight percentage of the iron alloy is less than 64%.
  • the vehicle weight (mass) of an arbitrary vehicle body is m (kg) and the projected area is s (m 2 )
  • the vehicle weight m and the projected area s of this vehicle body are plotted on the horizontal axis and the vertical axis in FIG.
  • the condition that the points plotted on the axis are located below the straight line L1 is 0.98 of the value of y obtained by substituting the projected area s for x in Equation (6), with a margin of 2%. Since m is smaller than double, invention example 1-12 satisfies the condition of formula (2) described above. Note that the margin value may be 3.5% as described above.
  • the vehicle body 100 of Invention Example 1-12 has a reduced vehicle weight according to the projected area compared to the vehicle body of Comparative Example 1-8.
  • the automobile body 100 of Invention Example 1-12 is mainly composed of steel material, and new steel materials are applied to each part, and the accompanying thinning of the steel plate makes up for the lack of body rigidity. Since the new structure of is applied to each part, the vehicle weight according to the projected area is reduced as compared with the vehicle body of Comparative Example 1-8. Therefore, according to Invention Example 1-12, both of the above-mentioned "1. Greenhouse gases generated during manufacture of materials constituting automobiles" and "3. Greenhouse gases generated during use of automobiles" are reduced. Therefore, it is possible to reduce life cycle greenhouse gases.
  • FIG. 9 is a characteristic diagram showing the results of comparing the mass (equivalent mass) per projected area of the vehicle body 100 for Invention Example 5, Comparative Example 1, and Comparative Example 8.
  • the weight percentage of the iron alloy is as low as 59%
  • the weight percentage of the aluminum alloy is as high as 16%
  • the body of the aluminum heavy-duty vehicle using a large amount of aluminum is on the other hand
  • the weight percentage of the iron alloy is as high as 77% and the weight percentage of the aluminum alloy is as low as 6%.
  • the equivalent mass of Comparative Example 8 is smaller than that of Comparative Example 1.
  • Invention Example 5 the weight percentage of the iron alloy is as high as 75%, and although it is mainly composed of steel materials, new steel materials are applied to each part, and the thickness of the steel plate is reduced due to this. A new structure is applied to each part to compensate for the rigidity of the vehicle body. As a result, Invention Example 5 has a sufficiently smaller equivalent mass than Comparative Example 1, and has an equivalent mass equivalent to Comparative Example 8, which is an aluminum-heavy vehicle body, to a level equivalent to that of an aluminum-heavy vehicle body. It can be seen that the weight is reduced.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the volume v of the vehicle body and the total greenhouse gas emissions converted by the CO 2 equivalent mass of the greenhouse gas shown in Table 1.
  • the horizontal axis is the volume v of the vehicle body.
  • the vertical axis indicates the emissions in terms of the CO 2 equivalent mass.
  • Comparative Examples 1-8 when the greenhouse gas emissions in terms of volume and CO 2 equivalent mass are applied to the horizontal and vertical axes of FIG. is located on the straight line L2 represented by the formula (6) or above the straight line L2 on the drawing.
  • the ⁇ marks indicate Comparative Examples 1-5 in which the weight percentage of the iron alloy is 64% or more, and the ⁇ marks indicate Comparative Examples 6-8 in which the weight percentage of the iron alloy is less than 64%.
  • the volume of an arbitrary vehicle body is v (m 3 ) and the amount of greenhouse gas emissions in the CO 2 equivalent mass is M
  • the volume v of this vehicle body and the amount of greenhouse gas emissions M are shown in FIG.
  • the margin value may be 2.5% as described above.
  • the automobile body 100 of Invention Example 1-12 reduces the amount of greenhouse gas emissions according to the volume v compared to the automobile body of Comparative Example 1-8. be done. More specifically, the automobile body 100 of Invention Example 1-12 is mainly composed of steel material, and new steel materials are applied to each part, and the accompanying thinning of the steel plate makes up for the lack of body rigidity. Since the new structure of is applied to each part, the amount of greenhouse gas emissions according to the volume v is reduced compared to the automobile body of Comparative Example 1-8. Therefore, according to Invention Example 1-12, it is possible to reduce lifecycle greenhouse gases.
  • the weight of the body includes the frame 20 made of sheet metal parts, the frame 20 shown in FIGS. 18 and parts such as the bumper 17 (including parts other than sheet metal parts (interior parts, built-in parts, etc.)).
  • Weight% of aluminum alloy, weight% of resin material, weight% of iron alloy, and weight% of each high-tensile material are the weight of aluminum alloy, weight of resin material, weight of iron alloy, and weight of each high-tensile material to body weight. ratio.
  • the weight percentage of each high-tensile material is higher than in comparative example 1-8.
  • the smallest weight percent of the high tensile strength material having a tensile strength of 1.9 GPa or more is 9% (Invention Example 2).
  • no high-tensile material having a tensile strength of 1.9 GPa or more was used, and the weight percentage of the high-tensile material having a tensile strength of 1.9 GPa or more was 0.
  • the weight percentage of the high tensile strength material having a tensile strength of 1180 MPa or more and less than 1.9 GPa is 8% at the smallest (invention examples 3 and 6).
  • the maximum weight percentage of the high tensile strength material having a tensile strength of 1180 MPa or more and less than 1.9 GPa is 7% (Comparative Example 4).
  • Weight% of the high-tensile material having a tensile strength of 1.9 GPa or more and weight% of the high-tensile material having a tensile strength of 1180 MPa or more and less than 1.9 GPa are added, and the weight% of the high-tensile material having a tensile strength of 1180 MPa or more is defined.
  • weight% of the high-tensile material having a tensile strength of 1180 MPa or more is defined.
  • even the smallest is 24% (invention examples 3 and 6).
  • Invention Example 1-12 as a result of applying each elemental technology described above, the ratio of high-tensile materials of 1.9 GPa or more and 1180 MPa or more and less than 1.9 GPa can be improved, contributing to weight reduction.
  • the weight percentage of the high-tensile steel having a tensile strength of 1180 MPa or more relative to the body weight is 24% or more, preferably 38% or more.
  • the weight percentage of the high-tensile steel having a tensile strength of 1.9 GPa or more relative to the weight of the body is 9% or more, more preferably 16% or more.
  • the weight percentage of the ultra-high tensile strength material of 1180 MPa or more to the body weight was 40%, but the weight percentage of the ultra-high tensile strength material of 1470 MPa or more to the body weight was 23%.
  • the weight percentage of the ultra-high tensile strength material of 1180 MPa or more to the body weight was 41%, but the weight percentage of the ultra-high tensile strength material of 1470 MPa or more to the body weight was 24%. Comparing Invention Example 11 and Invention Example 5, it can be seen that although the volume v is the same, Invention Example 11 is able to reduce life cycle greenhouse gases. Therefore, more preferably, the ratio of the mass (kg) of the steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more to the body weight is 24% or more.
  • Table 3 shows the results of collision tests for Inventive Examples 1-12 and Comparative Examples 1-8. Table 3 shows test results for head-on collisions, offset collisions, side collisions, pole collisions, and rear collisions with evaluation values A to D, respectively.
  • the vehicle body of Comparative Example 1 which has received approval (type approval) under the laws and regulations of each country and has excellent collision safety performance for which a 5-star evaluation report in the EURO NCAP test is disclosed, was used as the reference (evaluation B). did.
  • the vehicle body of Comparative Example 2-8 is also a vehicle body that has received approval (type approval) under the laws and regulations of each country, but the safety performance evaluation results are described in comparison with Comparative Example 1.
  • evaluation C was given when the part did not break.
  • evaluation D was given when it was inferior to the safety test result of Comparative Example 1 and fracture occurred in the part. It should be noted that even if the evaluation is D, it is a level that has received approval (type approval) under the laws and regulations of each country, and it is an evaluation that does not pose any problem as a vehicle for driving on public roads.
  • FIG. 11 and 12 are characteristic diagrams showing a specific example in which the vehicle rigidity and collision safety performance of the invention example are equivalent to those of the comparative example 1.
  • FIG. 11 is a characteristic diagram showing the results of comparing the torsional rigidity of Invention Example 5, Comparative Example 1, and Comparative Example 9.
  • invention example 5 has a torsional rigidity equivalent to that of comparative example 1, although a thin sheet of ultra-high tensile strength material is used.
  • Comparative Example 9 shown in FIG. 11 shows a case where Comparative Example 1 is simply increased in strength and thinned to reduce weight without using the new structure adopted in Inventive Example 5.
  • FIG. Comparing Inventive Example 5 and Comparative Example 9 it can be seen that by applying a new structure according to Inventive Example 5, the torsional rigidity becomes similar to that of Comparative Example 1, and the rigidity of the vehicle can be ensured.
  • FIG. 12 shows the result of numerical simulation comparing the intrusion amount of the center pillar 26 of the vehicle body 100 into the inside of the vehicle body at the time of a side collision between Invention Example 5 and Comparative Example 1.
  • the center pillar 26 constitutes the cabin frame member 24 as shown in FIG.
  • the horizontal axis indicates the penetration amount of the center pillar 26 at the time of side collision
  • the vertical axis indicates the position of the center pillar 26 in the height direction.
  • the intrusion amount of the center pillar is smaller in Example 5 than in Comparative Example 1, particularly in the range of 430 to 1150 mm in the height direction of the center pillar 26 .
  • Elemental technology A is a skeleton member formed by cold press forming a steel plate, the skeleton member having a closed cross-section portion whose cross section perpendicular to the longitudinal direction is a closed cross-section, and the closed cross-section portion has at least one flat portion that is a portion with a radius of curvature larger than the maximum outer dimension in the cross section, and the ratio of the at least one flat portion to the effective width obtained from Karman's effective width formula is at the maximum
  • a flat portion having a certain width is defined as a reference flat portion
  • the Vickers hardness of the central part of the thickness of the reference flat portion is 300 Hv or more
  • the width of the reference flat portion is 2.0 times or less of the effective width.
  • the standard deviation ratio obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion of the reference flat portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the thickness center portion of the reference flat portion is more than 1.0 It is a large skeleton member.
  • the present inventors diligently studied the structure of a frame member that can exhibit excellent energy absorption efficiency.
  • elastic buckling may occur at the flat portion at the initial stage of deformation.
  • the necessary yield strength may not be obtained, and excellent energy absorption efficiency may not be exhibited.
  • the inventors of the present invention have found that elastic buckling is suppressed and bellows deformation due to axial loads is suppressed by controlling the width and hardness standard deviation ratios in the reference flat portion within appropriate ranges. It was found that breakage in the middle can be prevented. Through such control, the inventors have found that the above-mentioned problems, which are concerned when using high-strength steel sheets, can be resolved, and excellent energy absorption efficiency can be exhibited, and elemental technology A has been completed.
  • Longitudinal direction means the material axial direction of the skeleton member, that is, the direction in which the axis extends.
  • a “flat portion” means a linear portion in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the frame member, specifically, a portion having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension of the cross section. The maximum external dimension means the length of a straight line that maximizes the distance between the ends of any two points on the cross section.
  • a “corner portion” means a non-linear portion of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a frame member, excluding a flat portion.
  • “Width” means the line length along the circumferential direction of the closed section, and "width of the flat portion” means line length between one end and the other end of the flat portion.
  • the “effective width” is the effective width We obtained from the following equation (A1) based on Karman's effective width theory, that is, Karman's effective width formula .
  • W e t(4 ⁇ 2 E/12(1 ⁇ 2 ) ⁇ y ) 1/2 (A1) where, ⁇ y : Yield stress of flat part (MPa) E: Young's modulus of flat part (MPa) t: Plate thickness of flat part (mm) ⁇ : Poisson's ratio of the flat site.
  • the "effective width ratio” is the ratio of the width W of the flat portion to the effective width We , and is a value calculated by W/ We . It can be said that the smaller the value of the effective width ratio, the less elastic buckling occurs in the cross-sectional shape.
  • a “reference flat portion” means a flat portion having the largest effective width ratio among flat portions in a closed cross section at an arbitrary position in the longitudinal direction.
  • “Surface layer” refers to the depth position where the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 1% of the thickness of the steel sheet, and the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction to the thickness of the steel sheet. It means the area between the depth position which is 5%.
  • the “thickness center” means a depth position where the separation distance in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet is 3/8 of the thickness.
  • the “surface of the steel plate” used as a reference for the depth position means the surface of the base steel plate.
  • the surface of the steel sheet without plating, painting and rust is used as the reference for the depth position.
  • a surface layer coating such as plating, painting, or rust is formed on the surface of the base steel sheet, the boundary between the surface layer coating and the surface of the base steel sheet can be easily identified by various known means.
  • the “energy absorption amount” is the energy absorption amount calculated from the relationship between the impactor reaction force (load) and the stroke when the frame member is deformed into a bellows shape. As shown in Fig. 13, the impactor reaction force (load) and stroke were measured by arranging the frame members so that the longitudinal direction is in the vertical direction, and with the lower end side completely restrained, the impactor is moved from the upper end side in the direction of the white arrow. It can be obtained by colliding with a flat impactor. "Energy absorption efficiency” is the energy absorption amount per cross-sectional area (thickness x cross-sectional line length) of the frame member.
  • the cross-sectional area (plate It is the energy absorption amount per (thickness x cross-sectional line length).
  • FIG. 14 is a perspective view of the skeleton member A10.
  • the skeleton member A10 is a hollow tubular member extending in the longitudinal direction.
  • the skeleton member A10 has four flat portions A11 and four corner portions C forming a substantially rectangular closed cross section.
  • the closed cross section includes a first flat portion A11a, a second flat portion A11b connected to the first flat portion A11a through the corner portion C, and a corner portion C to the second flat portion A11b.
  • a continuous third flat portion A11c and a fourth flat portion A11d continuous with the third flat portion A11c through the corner portion C are provided, and the fourth flat portion A11d is continuous with the first flat portion through the corner portion C. It is formed by
  • All four corner sites C have the same radius of curvature r.
  • the curvature radius r should be 140 mm or less.
  • the radii of curvature of the four corner portions C do not have to be the same, and may be different from each other.
  • the upper limit of the radius of curvature is not particularly defined, a portion with a radius of curvature larger than the maximum outer dimension of the cross section is regarded as a separate flat portion rather than a corner portion, or a part of an adjacent flat portion, so the corner portion It can be said that the upper limit of the radius of curvature of C is substantially "less than the maximum outer dimension of the cross section".
  • the reference flat portion is defined as the flat portion having the maximum effective width ratio among the flat portions in the closed section.
  • the first flat portion A11a, the second flat portion A11b, the third flat portion A11c, and the fourth flat portion A11d all have the same yield stress ⁇ y , Young's modulus E, plate thickness t, and Poisson's ratio ⁇ . ing. Therefore, the effective width ratio calculated as width W/effective width We for each flat portion A11 is determined depending only on the width W of each flat portion A11. Therefore, in the present embodiment, the first flat portion A11a and the third flat portion A11c having the largest width W among the closed cross-sectional portions are set as reference flat portions.
  • the width WS of the reference flat portion is set to 2.0 times or less of the effective width W e .
  • the width W S of the reference flat portion is preferably 0.1 times or more the effective width W e .
  • the plate thickness at the reference flat portion is preferably 4.2 mm or less.
  • the plate thickness of the reference flat portion is preferably 0.4 mm or more.
  • the frame member A10 is formed by forming a cold-rolled steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more into a predetermined shape by press forming, and then joining the end faces.
  • the skeleton member A10 thus formed has a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the Vickers hardness of the plate thickness center portion of the reference flat portion of the skeleton member A10 is 300 gf (2 .9 N), it becomes 300 Hv or more.
  • the hardness of the central portion of the plate thickness at the reference flat portion is specified to be 300 Hv or more in terms of Vickers hardness, because the deformability is enhanced on the premise of high strength and excellent energy absorption efficiency is exhibited.
  • the upper limit of the hardness at the central portion of the sheet thickness is not particularly defined, the Vickers hardness may be 900 Hv or less.
  • the method for measuring the hardness at the center of the plate thickness is as follows.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is taken from the frame member, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, depending on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009. After polishing the surface to be measured using silicon carbide paper of #600 to #1500, the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is implemented by the method of JISZ2244:2009. Using a micro Vickers hardness tester, 30 points are measured at 3/8 positions of the plate thickness of the sample with a load of 300 gf at intervals of 3 times or more of the indentation, and their average value is the hardness at the center of the plate thickness. do.
  • elastic buckling can be suppressed when the width W S of the reference flat portion is 2.0 times or less the effective width W e .
  • high-strength materials such as cold-rolled steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or more, even if elastic buckling can be suppressed by controlling the effective width We , if the bending performance is insufficient, the axial direction Due to the fact that breakage occurs in the middle of the bellows deformation due to the load of , excellent energy absorption efficiency cannot be obtained.
  • the standard deviation of the hardness frequency distribution at the plate thickness central portion and the standard deviation of the hardness frequency distribution at the surface layer portion at the reference flat portion are substantially the same, and the hardness standard deviation ratio is 1.0.
  • the skeletal member A10 according to the present embodiment by appropriately controlling the ratio of the standard deviation of the hardness frequency distribution at the central portion of the thickness of the reference flat portion to the standard deviation of the hardness frequency distribution at the surface layer portion, , which improves bending performance. Therefore, even if a high-strength material is used, breakage during bellows deformation can be suppressed, making it possible to exhibit energy absorption efficiency that is significantly superior to that of the prior art.
  • the hardness is a value obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the central portion of the plate thickness.
  • the height standard deviation ratio is controlled to be greater than 1.0.
  • FIG. 16 is a graph showing the results of a VDA bending test using 1470 MPa class, 1180 MPa class, and 980 MPa class cold-rolled steel sheets with a thickness of 1.6 mm.
  • the hardness standard deviation ratio is preferably greater than 1.05, more preferably greater than 1.20. Even if the hardness standard deviation ratio is greater than 3.0, the effect of improving bendability is saturated. Therefore, the hardness standard deviation ratio is preferably 3.0 or less.
  • the hardness frequency distribution at the plate thickness central portion and the hardness frequency distribution at the surface layer portion are obtained by a Vickers hardness test.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is taken from the frame member, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, although it depends on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009.
  • the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is performed on the measurement surface thus mirror-finished by the method described in JIS Z 2244:2009.
  • the hardness of the surface layer is measured using a micro Vickers hardness tester. Under a load of 300 gf, 30 points are measured at intervals of 3 times or more of the indentation to obtain the hardness frequency distribution in the surface layer. Similarly, at a depth position of 3/8 of the plate thickness, a load of 300 gf is applied, and 30 points are measured at an interval of three times or more of the indentation to obtain the hardness frequency distribution at the center of the plate thickness.
  • the hardness frequency distribution at the surface layer is the hardness frequency distribution at the thickness center. and the hardness standard deviation ratio is 1.0.
  • the metal structure of only the surface layer portion and its vicinity is modified, the hardness standard deviation ratio becomes a value different from 1.0.
  • the metal structure of the surface layer is close to a two-phase structure by modifying the metal structure of only the surface layer and its vicinity.
  • the hardness standard deviation ratio can be controlled by adjusting the maximum heating temperature and holding time during decarburization annealing of the steel sheet, which is a known technique.
  • the conditions for decarburization annealing are as follows: in a moist atmosphere containing hydrogen, nitrogen or oxygen, the decarburization annealing temperature (maximum temperature of the steel sheet) is 700 to 950 ° C., and the residence time in the temperature range of 700 to 950 ° C. is 5. Seconds to 1200 seconds are preferred.
  • the hardness standard deviation ratio can be made larger than 1.20.
  • At least one surface layer portion of the skeleton member A10 may satisfy the above condition of the hardness standard deviation ratio. However, it is preferable that the surface layer portions on both sides of the skeleton member A10 satisfy the condition of the hardness standard deviation ratio.
  • the skeleton member A10 As described above, according to the skeleton member A10 according to the present embodiment, elastic buckling is suppressed by controlling the width WS of the reference flat portion, and the bellows is formed by controlling the hardness standard deviation ratio. Breakage during deformation can be suppressed. Therefore, the energy absorption efficiency can be remarkably improved while having a sufficient Vickers hardness of 300 Hv or more at the plate thickness central portion of the reference flat portion.
  • the skeleton member A10 described above is composed of a single member, but may be composed of a plurality of members.
  • 17 is a perspective view showing a skeletal member A20 according to a modification
  • FIG. 18 is a cross-sectional view taken along section line A2-A2 in FIG.
  • the skeleton member A20 includes a longitudinally extending first skeleton member A20A and a longitudinally extending second skeleton member A20B joined to the first skeleton member A20A.
  • a closed cross section is formed by the first skeleton member A20A and the second skeleton member A20B.
  • the first skeleton member A20A is a member with an open cross-section formed by cold press forming a steel plate having a thickness of 1.2 mm so that the cross section perpendicular to the longitudinal direction has a substantially hat shape. As shown in FIG. 18, the cross-section perpendicular to the longitudinal direction of the first skeleton member A20A has five flat portions A21 and four corner portions C. As shown in FIG. Specifically, the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the first skeleton member A20A includes a first flat portion A21a, a second flat portion A21b connected to the first flat portion A21a via a corner portion C, and a second flat portion A21b.
  • the second skeleton member A20B is a member with an open cross-section in which a cross section perpendicular to the longitudinal direction has a substantially hat-shaped shape by cold press forming a steel plate having a thickness of 0.8 mm.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the second skeleton member A20B has five flat portions A23 and four corner portions C.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the second skeleton member A20B includes a first flat portion A23a, a second flat portion A23b connected to the first flat portion A23a via a corner portion C, and a second flat portion A23b.
  • the first flat portion A21a and fifth flat portion A21e of the first skeleton member A20A and the first flat portion A23a and fifth flat portion A23e of the second skeleton member A20B are respectively joined by spot welding.
  • the skeleton member A20 has a closed cross section in a cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • the reference flat portion is defined as the flat portion having the maximum effective width ratio among the flat portions in the closed section.
  • the flat portion A21 of the first skeleton member A20A and the flat portion A23 of the second skeleton member A20B both have the same yield stress ⁇ y , Young's modulus E, and Poisson's ratio ⁇ . Therefore, the effective width ratio calculated as width W/effective width We for each flat portion A21, A23 is determined depending on the width W and plate thickness t of each flat portion A21, A23.
  • both the third flat portion A21c of the first skeleton member A20A and the third flat portion A23c of the second skeleton member A20B are flat portions having the largest width among all the flat portions. .
  • the third flat portion A23c of the second skeleton member A20B is smaller than the plate thickness of the third flat portion A21c of the first skeleton member A20A, the third flat portion A23c of the second skeleton member A20B has the largest effective width ratio. Therefore, the third flat portion A23c of the second skeleton member A20B is the reference flat portion.
  • the Vickers hardness at the center of the thickness of the third flat portion A23c of the second skeleton member A20B, which is the reference flat portion is 300 Hv or more, and the width Ws is the effective width W e .
  • Excellent energy absorption efficiency can be exhibited by controlling the ratio to 2.0 times or less and the standard deviation ratio to a value greater than 1.0.
  • the skeleton member A10 has a substantially rectangular cross-sectional shape in which the opposing sides have the same width. good. Also, the number of flat portions A11 is not particularly limited, and at least one is sufficient.
  • the skeleton member A10 has a uniform cross-sectional shape over the entire length, but the cross-sectional shape may not be uniform over the entire length. It is sufficient that the closed cross-section having the minimum cross-sectional area (thickness x cross-sectional line length) is the above-described closed cross-sectional portion, and it is sufficient that it exists in a part of the entire length in the longitudinal direction. However, the above-mentioned closed cross-section portion preferably exists in 50% or more of the total length in the longitudinal direction, and more preferably 80% or more.
  • FIG. 19 is a diagram showing an automobile frame A100 as an example to which the frame members A10 and A20 are applied.
  • frame members A10 and A20 are front side member A101, rear side member A103, side sill A105, A pillar A107, B pillar A109, roof rail A111, floor cross A113, roof It can be applied to cross A115 and underlining force A117.
  • Steel plate A and steel plate B which are 1470 MPa class cold-rolled steel plates with a plate thickness of 1.6 mm, steel plate C which is a 1180 MPa class cold-rolled steel plate with a plate thickness of 1.6 mm, and steel plate D which is a 980 MPa class cold-rolled steel plate with a plate thickness of 1.6 mm.
  • the decarburization annealing temperature (the highest temperature reached by the steel sheet) was set to 700 to 900 ° C. in a moist atmosphere in which hydrogen and nitrogen were mixed, and the temperature was 700 to 900 ° C.
  • the residence time in the region to 60 to 600 seconds, the metallographic structure of only the surface layer and its vicinity was modified.
  • steel plates A, B, C, and D were cold press-formed, and their end faces were welded to obtain rectangular cylindrical members each having a height of 300 mm.
  • Steel plate A has the same metallographic structure at the thickness center and at the surface layer. , and the hardness standard deviation ratio was 1.0.
  • steel sheets B, C, and D the metal structure of the surface layer is modified without modifying the metal structure of the central part of the plate thickness, thereby changing the hardness frequency distribution of the surface layer.
  • the hardness standard deviation ratio of the surface layer portion to the plate thickness central portion at the reference flat portion of steel plate B is 2.37
  • the hardness standard deviation ratio at the reference flat portion of steel plate C is 1.25
  • the hardness standard deviation ratio of steel plate D is 1.25.
  • the hardness standard deviation ratio at the site was 1.28.
  • Table 5 shows the material properties in the flat part after press molding.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the rectangular tubular member was designed to be a substantially square cross section in which the four flat portions have the same width. That is, in each rectangular tube member, all four flat portions are reference flat portions having the maximum effective width ratio. Based on these conditions, the width WS of the reference flat portion was set for each experimental example. The radius of curvature of each of the four corner portions C was designed to be 5 mm.
  • FIG. 21 is a graph comparing the energy absorption efficiency with respect to the effective width ratio for the experimental results shown in Table 6. As shown in this graph, the energy absorption efficiency is not improved only by reducing the effective width ratio, but when the hardness standard deviation ratio is appropriately controlled as in the present application, the effective width ratio can be reduced. It can be seen that the energy absorption efficiency is remarkably improved at .
  • Elemental technology B has a chemical composition in mass % of C: 0.30 to 0.50%, Si: 0.50 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00%, Al: 0.50%. 0002-2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0-0.150%, Ti: 0-0.150%, Co : 0-2.00%, Mo: 0-1.00%, Cr: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, V: 0-1.00%, W: 0-1.
  • the rotation angle is 4 with the ⁇ 011> direction of the grain boundaries of the bainite and the tempered martensite as the rotation axis.
  • the hot-stamped product has a microstructure in which the ratio of the grain boundary length at which the rotation angle is 55° to 75° is 30% or more, and the tensile strength is 1500 MPa or more.
  • the microstructure of the hot stamped compact contains a predetermined amount of retained austenite, bainite and tempered martensite, and the grain boundaries of said bainite and said tempered martensite ⁇ 0.11 >
  • the length of the grain boundary with a rotation angle of 4° to 12° With the direction as the axis of rotation, the length of the grain boundary with a rotation angle of 4° to 12°, the length of the grain boundary with a rotation angle of 49° to 54°, and the grain boundary with a rotation angle of 55° to 75°
  • the ratio of the length of the grain boundary (high-angle grain boundary) with a rotation angle of 55 ° to 75 ° with respect to the total length of the length hereinafter sometimes referred to as a high-angle grain boundary
  • excellent collision properties means excellent uniform deformability and crack propagation suppression properties.
  • the high-angle grain boundary is the grain boundary with the highest angle among the grain boundaries included in the grains of bainite and tempered martensite.
  • strain accompanying the transformation occurs.
  • austenite before transformation has high hardness, or when the prior austenite is in a state in which it cannot be deformed, large-angle grain boundaries that are highly effective in relieving strain are likely to be formed.
  • the present inventors put austenite in a state where it cannot be deformed by applying pressure in a predetermined temperature range after hot stamping, and then transform austenite into bainite or martensite, thereby forming many high-angle grain boundaries. I found what I can do.
  • the hot-stamped article according to this embodiment will be described in detail below. First, reasons for limiting the chemical composition of the hot stamped body according to the present embodiment will be described. In addition, the lower limit value and the upper limit value are included in the numerical limitation range described below between "-”. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the value within the numerical range. All percentages in the chemical composition are percentages by weight.
  • the hot stamped body according to the present embodiment has a chemical composition in mass % of C: 0.30 to 0.50%, Si: 0.50 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00. %, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities.
  • C 0.30 to 0.50%
  • Si 0.50 to 3.00%
  • Mn 0.50 to 3.00.
  • Al 0.0002 to 2.000%
  • P 0.100% or less
  • S 0.1000% or less
  • N 0.0100% or less
  • Fe and impurities each element will be described in detail below.
  • C 0.30 to 0.50%
  • C is an element that improves the strength of the hot stamped compact.
  • C is also an element that stabilizes retained austenite. If the C content is less than 0.30%, the desired strength cannot be obtained in the hot stamped product. Therefore, the C content is made 0.30% or more.
  • the C content is preferably 0.32% or more and 0.35% or more.
  • the C content is made 0.50% or less.
  • the C content is 0.46% or less, 0.43% or less, 0.40% or less.
  • Si: 0.50 to 3.00% Si is an element that stabilizes retained austenite. If the Si content is less than 0.50%, the above effect cannot be obtained, the stabilization of retained austenite becomes insufficient, and a desired amount of retained austenite cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.50% or more.
  • the Si content is preferably 1.00% or more and 1.10% or more.
  • the Si content exceeds 3.00%, the amount of ferrite increases and the desired microstructure cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less, 2.30% or less, or 2.00% or less.
  • Mn 0.50 to 3.00%
  • Mn is an element that segregates at prior austenite grain boundaries and suppresses the formation of ferrite and pearlite. If the Mn content is less than 0.50%, a large amount of ferrite and pearlite are produced, and the desired microstructure cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.50% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, or 1.00% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, excellent uniform deformability cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less. Preferably, the Mn content is 2.50% or less, or 2.00% or less.
  • Al: 0.0002 to 2.000% is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the formation of oxides that serve as starting points for fracture, thereby improving deformability and enhancing the collision characteristics of hot stamped bodies. If the Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed and coarse oxides are formed, and the above effects cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.0002% or more.
  • the Al content is preferably 0.001% or more, 0.050% or more, 0.100% or more, or 0.300% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 2.000%, coarse oxides are formed in the steel, and the impact resistance of the hot stamped body is deteriorated. Therefore, the Al content is set to 2.000% or less.
  • the Al content is preferably 1.700% or less, 1.500% or less, 1.000% or less, or 0.800% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity element, and when segregated at grain boundaries, it becomes a starting point of fracture. Therefore, the P content is made 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less and 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing P increases significantly, which is not economically preferable.
  • S 0.1000% or less
  • S is an impurity element and forms inclusions in steel. Since this inclusion becomes a starting point of fracture, the S content is made 0.1000% or less.
  • the S content is preferably 0.0500% or less, 0.0300% or less, or 0.0100% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the desulfurization cost will increase significantly, which is not economically preferable.
  • N 0.0100% or less
  • the N content is set to 0.0100% or less because this nitride becomes a starting point of fracture.
  • the N content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing N will increase significantly, which is not economically preferable.
  • the rest of the chemical composition of the hot stamped compact according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are inevitably mixed from steel raw materials or scraps and/or during the steelmaking process and that are permissible within a range that does not impair the properties of the hot-stamped article according to the present embodiment.
  • the hot-stamped compact according to the present embodiment may contain the following elements as arbitrary elements instead of part of Fe.
  • the content is 0% when the following optional elements are not contained.
  • Nb: 0 to 0.150% "Ti: 0 to 0.150%” Nb and Ti refine prior austenite grains during heating before hot stamping and suppress deformation of prior austenite during transformation from austenite to bainite or martensite, thereby increasing the ratio of high-angle grain boundaries.
  • the content of either one of Nb and Ti is preferably 0.010% or more.
  • the content of any one of Nb and Ti exceeds 0.150%, the above effect is saturated, so the content of Nb and Ti is preferably 0.150% or less.
  • Co, Mo, Cr, Cu, V, W, and Ni form a solid solution in the prior austenite grains during heating before hot stamping, thereby increasing the strength of the hot stamped compact.
  • deformation of prior austenite grains can be suppressed during transformation from austenite to bainite or martensite, and the ratio of high-angle grain boundaries can be increased.
  • Co 0.01% or more, Mo: 0.005% or more, Cr: 0.005% or more, Cu: 0.001% or more, V: 0.0005% or more, W: It is preferable to contain at least one of 0.001% or more and Ni: 0.001% or more. On the other hand, even if these elements are contained in large amounts, the above effects are saturated, so the Co content is 2.00% or less, and the Mo content, Cr content, Cu content, V content, and W content are each It is preferable that the Ni content be 1.00% or less and the Ni content be 3.00% or less.
  • Mg, Zr, Sb, Ca, and REM are elements that improve the deformability by suppressing the formation of oxides that act as starting points for fracture, and improve the collision characteristics of the hot stamped compact.
  • the content of any one of Mg, Zr, Sb, Ca and REM is preferably 0.001% or more.
  • the Mg content, Zr content, and Sb content are each 1.00% or less
  • the Ca content is 0.10% or less
  • the REM content is The amount is preferably 0.30% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that segregates at prior austenite grain boundaries to suppress the formation of ferrite and pearlite.
  • the B content is preferably 0.0005% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the chemical composition of the hot stamped body described above can be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Incidentally, C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the plating layer by mechanical grinding.
  • the hot stamped body according to the present embodiment has an area ratio of 5% or more and less than 10% of retained austenite, a total of more than 90% and 95% or less of bainite and tempered martensite, and a remainder of less than 5%.
  • the rotation angle is 55° to 75° with respect to the total length of the grain boundary length that is 55° to 75° and the length of the grain boundary (large tilt grain boundary) that is 55° to 75°. It has a microstructure in which the grain boundary length ratio is 30% or more.
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the hot stamped product (region of 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface) Define microstructure.
  • This depth position is the midpoint between the surface of the hot stamped body and the thickness center position, and the microstructure at this position represents the steel structure of the hot stamped body (average of the entire hot stamped body This is because it shows a fine microstructure).
  • Retained austenite 5% or more and less than 10%
  • Retained austenite improves the impact properties of hot stamped compacts. If the retained austenite is less than 5%, the desired uniform deformability cannot be obtained. Therefore, retained austenite is made 5% or more. It is preferably 6% or more and 7% or more. On the other hand, if the retained austenite is 10% or more, the desired strength cannot be obtained. Therefore, retained austenite should be less than 10%. It is preferably 9% or less and 8% or less.
  • Bainite and tempered martensite total more than 90% and less than or equal to 95%
  • Bainite and tempered martensite improve the strength of hot stamped compacts. If the sum of bainite and tempered martensite is 90% or less, desired strength cannot be obtained. Therefore, the sum of bainite and tempered martensite should be greater than 90%. It is preferably 91% or more and 92% or more. On the other hand, if the total content of bainite and tempered martensite exceeds 95%, the desired uniform deformability cannot be obtained. Therefore, the total content of bainite and tempered martensite is set to 95% or less. It is preferably 94% or less, 93% or less.
  • the microstructure of the hot stamped product according to the present embodiment may contain ferrite, pearlite, fresh martensite, and granular bainite as residual structures.
  • a high area percentage of residual tissue does not provide the desired strength and impact properties. Therefore, the residual tissue should be less than 5%. It is preferably 3% or less and 1% or less.
  • a diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a dilute solution such as alcohol or pure water to finish it to a mirror surface.
  • a dilute solution such as alcohol or pure water
  • the sample is polished for 8 minutes with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature to remove strain introduced into the surface layer of the sample.
  • electron backscattering at a measurement interval of 0.1 ⁇ m in a region of 50 ⁇ m in length, 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface Crystal orientation information is obtained by measurement using a diffraction method.
  • an EBSD apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD apparatus is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the obtained crystal orientation information is used to calculate the area ratio of retained austenite using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device.
  • a crystal structure of fcc is determined to be retained austenite.
  • Boinite and tempered martensite is obtained by subtracting the area ratio of fresh martensite obtained by the method described below from the total area ratio of "bainite, tempered martensite and fresh martensite” obtained by the above method. Get the total area ratio of
  • Measurement of area ratio of residual tissue A sample is cut from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped product (a position avoiding the end if it cannot be sampled from this position) so that a cross section perpendicular to the surface (thickness cross section) can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, it should be a size that allows observation of about 10 mm in the rolling direction.
  • a mirror finish is achieved using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. , Nital etching. Then, in an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section, a thermal field emission scanning electron microscope ( Photographs of multiple fields of view are taken using JSM-7001F manufactured by JEOL. An equidistant grid is drawn on the photograph to identify the tissue at the grid points. The area ratio of each tissue is obtained by calculating the number of grid points corresponding to each tissue and dividing it by the total number of grid points. The larger the total number of grid points, the more accurately the area ratio can be obtained. In this embodiment, the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1,500.
  • the area where cementite is precipitated in lamellar form inside the grain is judged to be pearlite.
  • a region with low brightness and no substructure is judged to be ferrite.
  • Regions with high brightness and in which the substructure is not revealed by etching are judged to be fresh martensite and retained austenite.
  • a region that does not correspond to any of the above is determined to be granular bainite.
  • the area ratio of fresh martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by the above EBSD analysis from the area ratio of fresh martensite and retained austenite obtained from the photograph.
  • the high-angle grain boundary is the grain boundary with the highest angle among the grain boundaries included in the crystal grains of bainite and tempered martensite.
  • the high-angle grain boundaries are highly effective in suppressing the propagation of cracks generated at the time of collision.
  • the ratio of the length of the high-angle grain boundaries is set to 30% or more. It is preferably 35% or more, 40% or more, or 45% or more.
  • the upper limit of the ratio of the length of the high-angle grain boundaries is not specified, the substantial upper limit is 90% according to the chemical composition and the manufacturing method according to the present embodiment.
  • Method for measuring the length ratio of high-angle grain boundaries A sample is cut from a position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped product (a position that avoids the end if it cannot be sampled from this position) so that a cross section (thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed.
  • the sample has a length that allows observation of about 10 mm in the rolling direction, depending on the measuring device.
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness area from 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface
  • EBSD a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • the EBSD analysis uses an EBSD apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL), and an electron beam irradiation level of 62. implement.
  • JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • DVC5 type detector manufactured by TSL
  • the Grain Average Image Quality value is 60000 Areas below are determined to be bainite, tempered martensite, and fresh martensite crystal grains, and among the grain boundaries of these crystal grains, the grain boundaries of the bainite and tempered martensite crystal grains are oriented in the ⁇ 011> direction.
  • the length of the grain boundary at which the rotation angle is 4° to 12° with the ⁇ 011> direction as the rotation axis of the bainite and tempered martensite crystal grains, and the grain boundary at which the rotation angle is 49° to 54° Grain boundaries with a rotation angle of 55 ° to 75 ° (high angle grain boundaries) with respect to the total length of the length and the length of the grain boundaries with a rotation angle of 55 ° to 75 ° (high angle grain boundaries) Get the length ratio of .
  • the above grain boundary length can be easily calculated using, for example, the "Inverse Pole Figure Map” and "Axis Angle” functions installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device. It is possible to With these functions, the total length of the grain boundaries can be calculated by specifying a specific rotation angle with an arbitrary direction as the axis of rotation for bainite and tempered martensite grains.
  • the above analysis was carried out for all crystal grains contained in the measurement area, and the lengths of the three types of grain boundaries described above were measured with the ⁇ 011> direction of the grain boundaries of the bainite and tempered martensite grains as the rotation axis. Just calculate.
  • the plate thickness of the hot-stamped body according to the present embodiment is not particularly limited, but it is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body. Further, from the viewpoint of weight reduction of the vehicle body, the tensile strength of the hot stamped body is set to 1500 MPa or more. Preferably, it is 1800 MPa or more and 2000 MPa or more. Although the upper limit of the tensile strength is not particularly defined, it may be 2600 MPa or less and 2550 MPa or less.
  • the plating layer may be formed on the surface of the hot-stamped article according to the present embodiment for the purpose of improving corrosion resistance.
  • the plating layer may be either an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • the electroplated layer includes, for example, an electrogalvanized layer, an electroplated Zn—Ni alloy layer, and the like.
  • the hot-dip plating layer is, for example, a hot-dip galvanizing layer, an alloyed hot-dip galvanizing layer, a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip Zn-Al alloy plating layer, a hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating layer, or a hot-dip Zn-Al-Mg-Si Including alloy plating layer, etc.
  • the coating amount of the plating layer is not particularly limited, and a general coating amount may be used.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is obtained by hot-stamping a cold-rolled steel sheet produced by a conventional method or a cold-rolled steel sheet having a plating layer on the surface, and heating in a predetermined temperature range after hot-stamping. It can be produced by cooling after holding the pressure.
  • Heating and Holding Before Hot Stamping Before hot stamping, it is preferable to hold the temperature in the range of 800 to 1000° C. for 60 to 600 seconds. If the heating temperature is less than 800° C. or the holding time is less than 60 seconds, sufficient austenitization cannot be achieved, and the desired amount of bainite and tempered martensite may not be obtained in the hot stamped compact. If the heating temperature exceeds 1000° C. or the holding time exceeds 600 seconds, the transformation to bainite and tempered martensite is delayed due to coarsening of the austenite grain size, and the desired amount of bainite and tempered martensite cannot be obtained. Sometimes.
  • the average heating rate during heating should be 0.1°C/s or more and 200°C/s or less.
  • the average heating rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature difference between the steel sheet surface temperature at the start of heating and the holding temperature by the time difference from the start of heating until reaching the holding temperature. Further, in the holding described above, the steel sheet temperature may be varied within the temperature range of 800 to 1000° C., or may be kept constant.
  • Heating methods before hot stamping include heating with an electric furnace or gas furnace, flame heating, electric heating, high-frequency heating, induction heating, and the like.
  • cooling after hot stamping After heating and holding as described above, hot stamping is performed. After hot stamping, it is preferable to cool down to a temperature range of 200 to 400° C. at an average cooling rate of 1.0 to 100° C./s. In the cooling after hot stamping, if the cooling stop temperature is less than 200°C, the stabilization of retained austenite may not be promoted and the desired amount of retained austenite may not be obtained. If the cooling stop temperature is higher than 400° C., the hardness of the prior austenite grains becomes low, and a desired amount of large tilt grain boundaries may not be formed.
  • the average cooling rate is less than 1.0° C./s, the transformation to ferrite, granular bainite, and pearlite is accelerated, and the desired amounts of bainite and tempered martensite may not be obtained.
  • the average cooling rate is more than 100 ° C./s, the driving force for the transformation to tempered martensite and bainite is large, the effect of relaxing the strain introduced by the transformation is small, and the desired amount of large-angle grain boundaries becomes difficult to obtain.
  • the average cooling rate here is a value obtained by dividing the temperature difference between the steel plate surface temperature at the start of cooling and the cooling stop temperature by the time difference from the start of cooling to the stop of cooling.
  • Pressure hold In a temperature range of 200 to 400° C., pressurization and holding is performed for a holding time of 30 seconds to 3600 seconds at a surface pressure P (MPa) that satisfies the formula (B1).
  • P surface pressure
  • the holding time is less than 30 seconds, carbon is not sufficiently distributed from martensite to untransformed austenite, and a desired amount of retained austenite may not be obtained.
  • the holding time exceeds 3600 seconds, the softening of bainite or tempered martensite progresses and the desired strength may not be obtained.
  • the surface pressure P is less than the left side of the following formula (B1), the deformation of the prior austenite grains may not be sufficiently suppressed, and the proportion of high-angle grain boundaries may decrease.
  • the upper limit of the surface pressure P is not particularly limited, 300 MPa is the substantial upper limit in order not to damage the equipment in the material of the strength class of this embodiment.
  • the temperature of the steel sheet may be varied within a temperature range of 200 to 400° C., or may be kept constant.
  • Pressurization and holding can be carried out by conveying the formed steel sheet from the hot stamping and cooling die after hot stamping to another die with a heating function.
  • the average cooling rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature difference between the steel sheet surface temperature at the start of cooling after pressure holding and the cooling stop temperature by the time difference from the start of cooling to the end of cooling.
  • Elemental technology B can adopt various conditions as long as the objective of elemental technology B is achieved without departing from the gist of elemental technology B.
  • the average heating rate in heating before hot stamping is 0.1 to 200 ° C./s, cooling after hot stamping is performed to a temperature range of 200 to 400 ° C., and cooling after pressure holding is performed to 80 ° C. or less. rice field.
  • production No. in Table 9. 16 is a hot-dip aluminum plating layer; 17 was given a hot dip galvanized layer.
  • No. 55 was held in a temperature range of 410 to 560° C. for 30 seconds after hot stamping and cooling, and before holding under pressure.
  • ⁇ r in Tables 9 and 10 indicates retained austenite
  • B indicates bainite
  • TM indicates tempered martensite.
  • the area ratio of each structure and the length ratio of the large-angle grain boundaries were measured by the above-mentioned measurement method.
  • the mechanical properties of the hot-stamped product were evaluated by the following methods.
  • the tensile strength of the hot-stamped article was obtained by preparing a No. 5 test piece described in JIS Z 2241:2011 from an arbitrary position of the hot-stamped article and determining it according to the test method described in JIS Z 2241:2011.
  • the crosshead speed was set to 3 mm/min. When the tensile strength was 1500 MPa or more, it was determined to be acceptable, and when it was less than 1500 MPa, it was determined to be unacceptable.
  • Test piece size 60 mm (rolling direction) x 30 mm (direction parallel to plate width direction)
  • Test piece plate thickness 1.01 to 1.05 mm (front and back surfaces are ground by the same amount)
  • Bending ridge line direction parallel to sheet width direction
  • Test method roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30 mm
  • Tester Shimadzu AG-100KNI
  • Element technology C is a skeleton member formed by hot-stamping a steel plate, the skeleton member having a closed cross-section portion whose cross section perpendicular to the longitudinal direction is a closed cross-section, and the closed cross-section portion includes: A width that has at least one flat portion that is a portion with a radius of curvature larger than the maximum outer dimension in the cross section, and that has the largest ratio to the effective width obtained from Karman's effective width formula among the at least one flat portion is defined as a reference flat portion, the Vickers hardness of the center portion of the plate thickness in the reference flat portion is 300 Hv or more, and the width of the reference flat portion is 2.0 times or less than the effective width.
  • a skeleton having a standard deviation ratio of less than 1.0 which is obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion of the reference flat portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the thickness center portion of the reference flat portion It is a member.
  • elemental technology C by controlling the width and hardness standard deviation ratios within the appropriate range at the reference flat portion, elastic buckling is suppressed and breakage during bellows deformation due to axial loads is prevented. can do. As a result, high energy absorption performance can be obtained even when a high-strength thin member is used. Therefore, it is possible to exhibit excellent energy absorption efficiency.
  • the present inventors diligently studied the structure of a frame member that can exhibit excellent energy absorption efficiency.
  • elastic buckling may occur at the flat portion at the initial stage of deformation.
  • the necessary yield strength may not be obtained, and excellent energy absorption efficiency may not be exhibited.
  • Longitudinal direction means the material axial direction of the skeleton member, that is, the direction in which the axis extends.
  • a “flat portion” means a linear portion in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the frame member, specifically, a portion having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension of the cross section. The maximum external dimension means the length of a straight line that maximizes the distance between the ends of any two points on the cross section.
  • a “corner portion” means a non-linear portion of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a frame member, excluding a flat portion.
  • “Width” means the line length along the circumferential direction of the closed section, and "width of the flat portion” means line length between one end and the other end of the flat portion.
  • the “effective width” is the effective width We obtained from the following equation (C1) based on Karman's effective width theory, that is, Karman's effective width formula .
  • W e t(4 ⁇ 2 E/12(1- ⁇ 2 ) ⁇ y ) 1/2 (C1) where, ⁇ y : Yield stress of flat part (MPa) E: Young's modulus of flat part (MPa) t: Plate thickness of flat portion (mm) ⁇ : Poisson's ratio of the flat site.
  • the "effective width ratio” is the ratio of the width W of the flat portion to the effective width We , and is a value calculated by W/ We . It can be said that the smaller the value of the effective width ratio, the less elastic buckling occurs in the cross-sectional shape.
  • a “reference flat portion” means a flat portion having the largest effective width ratio among flat portions in a closed cross section at an arbitrary position in the longitudinal direction.
  • “Surface layer” refers to the depth position where the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 1% of the thickness of the steel sheet, and the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction to the thickness of the steel sheet. It means the area between the depth position which is 5%.
  • the “thickness center” means a depth position where the separation distance in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet is 3/8 of the thickness.
  • the “surface of the steel plate” used as a reference for the depth position means the surface of the base steel plate.
  • the surface of the steel sheet without plating, painting and rust is used as the reference for the depth position.
  • a surface layer coating such as plating, painting, or rust is formed on the surface of the base steel sheet, the boundary between the surface layer coating and the surface of the base steel sheet can be easily identified by various known means.
  • the “energy absorption amount” is the energy absorption amount calculated from the relationship between the impactor reaction force (load) and the stroke when the frame member is deformed into a bellows shape. As shown in Fig. 23, the impactor reaction force (load) and stroke were measured by arranging the frame members so that the longitudinal direction is in the vertical direction, and with the lower end side completely restrained, the impactor is moved from the upper end side in the direction of the white arrow. It can be obtained by colliding with a flat impactor. "Energy absorption efficiency” is the energy absorption amount per cross-sectional area (thickness x cross-sectional line length) of the frame member.
  • the cross-sectional area (plate It is the energy absorption amount per (thickness x cross-sectional line length).
  • FIG. 24 is a perspective view of the skeleton member C10.
  • the skeleton member C10 is a hollow tubular member extending in the longitudinal direction.
  • FIG. 25 is a cross-sectional view taken along the section line A1-A1 in FIG. 24.
  • the skeleton member C10 has four flat portions C11 and four corner portions C forming a substantially rectangular closed cross section.
  • the closed cross-sectional portion includes a first flat portion C11a, a second flat portion C11b connected to the first flat portion C11a through the corner portion C, and a corner portion C to the second flat portion C11b through the corner portion C.
  • a continuous third flat portion C11c and a fourth flat portion C11d continuous with the third flat portion C11c through the corner portion C are provided, and the fourth flat portion C11d is continuous with the first flat portion through the corner portion C. It is formed by
  • All four corner sites C have the same radius of curvature r.
  • the curvature radius r should be 140 mm or less.
  • the radii of curvature of the four corner portions C do not have to be the same, and may be different from each other.
  • the upper limit of the radius of curvature is not particularly defined, a portion with a radius of curvature larger than the maximum outer dimension of the cross section is regarded as a separate flat portion rather than a corner portion, or a part of an adjacent flat portion, so the corner portion It can be said that the upper limit of the radius of curvature of C is substantially "less than the maximum outer dimension of the cross section".
  • the reference flat portion is defined as the flat portion having the maximum effective width ratio among the flat portions in the closed section.
  • the first flat portion C11a, the second flat portion C11b, the third flat portion C11c, and the fourth flat portion C11d all have the same yield stress ⁇ y , Young's modulus E, plate thickness t, and Poisson's ratio ⁇ . ing. Therefore, the effective width ratio calculated as width W/effective width We for each flat portion C11 is determined depending only on the width W of each flat portion C11. Therefore, in the present embodiment, the first flat portion C11a and the third flat portion C11c having the largest width W among the closed cross-sectional portions are set as reference flat portions.
  • the width WS of the reference flat portion is set to 2.0 times or less of the effective width W e .
  • the width W S of the reference flat portion is preferably 0.1 times or more the effective width W e .
  • the plate thickness at the reference flat portion is preferably 4.2 mm or less.
  • the plate thickness of the reference flat portion is preferably 0.4 mm or more.
  • the frame member C10 is formed by forming a hot stamping steel plate into a predetermined shape by hot stamping, and then joining the end faces.
  • the skeleton member C10 thus formed has a tensile strength of 1.5 GPa or more.
  • the Vickers hardness of the plate thickness center portion of the reference flat portion of the skeleton member C10 is 300 gf (2 .9 N), it becomes 300 Hv or more.
  • the hardness of the central portion of the plate thickness at the reference flat portion is specified to be 300 Hv or more in terms of Vickers hardness, because the deformability is enhanced on the premise of high strength and excellent energy absorption efficiency is exhibited.
  • the upper limit of the hardness at the central portion of the sheet thickness is not particularly defined, the Vickers hardness may be 900 Hv or less.
  • the method for measuring the hardness at the center of the plate thickness is as follows.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is taken from the frame member, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, depending on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009. After polishing the surface to be measured using silicon carbide paper of #600 to #1500, the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is implemented by the method of JISZ2244:2009. Using a micro Vickers hardness tester, 30 points are measured at 3/8 positions of the plate thickness of the sample with a load of 300 gf at intervals of 3 times or more of the indentation, and their average value is the hardness at the center of the plate thickness. do.
  • elastic buckling can be suppressed when the width W S of the reference flat portion is 2.0 times or less the effective width W e .
  • high-strength materials such as hot-stamped materials (hot-stamped compacts) with a tensile strength of 1.5 GPa or more, even if elastic buckling can be suppressed by controlling the effective width We , bending If the performance is insufficient, breakage occurs during bellows deformation due to the axial load, and excellent energy absorption efficiency cannot be obtained.
  • the standard deviation of the hardness frequency distribution at the plate thickness central portion and the standard deviation of the hardness frequency distribution at the surface layer portion at the reference flat portion are substantially the same, and the hardness standard deviation ratio is 1.0.
  • the skeletal member C10 according to the present embodiment by appropriately controlling the ratio of the standard deviation of the hardness frequency distribution at the central portion of the thickness of the reference flat portion to the standard deviation of the hardness frequency distribution at the surface layer portion, , which improves bending performance. Therefore, even if a high-strength material is used, breakage during bellows deformation can be suppressed, making it possible to exhibit energy absorption efficiency that is significantly superior to that of the prior art.
  • the hardness is a value obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the central portion of the plate thickness.
  • the standard deviation ratio is controlled to be less than 1.0.
  • FIG. 26 is a graph showing the results of a VDA bending test using a steel plate of 2.0 GPa grade with a thickness of 1.4 mm. It can be seen that the maximum bend angle (°) increases and the VDA bend angle ratio increases. That is, when the hardness standard deviation ratio is less than 1.0, breakage is less likely to occur during bellows deformation due to an axial load, and excellent energy absorption efficiency can be exhibited.
  • the hardness standard deviation ratio is preferably less than 0.95, more preferably less than 0.80.
  • the hardness standard deviation ratio is preferably as small as possible, but even if it is smaller than 0.01, the effect of improving the bendability is saturated. Therefore, the hardness standard deviation ratio is preferably 0.01 or more.
  • the hardness frequency distribution at the plate thickness central portion and the hardness frequency distribution at the surface layer portion are obtained by a Vickers hardness test.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is taken from the frame member, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, depending on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009. After polishing the surface to be measured using silicon carbide paper of #600 to #1500, the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is performed on the measurement surface thus mirror-finished by the method described in JIS Z 2244:2009.
  • the hardness of the surface layer is measured using a micro Vickers hardness tester. Under a load of 300 gf, 30 points are measured at intervals of 3 times or more of the indentation to obtain the hardness frequency distribution in the surface layer. Similarly, at a depth position of 3/8 of the plate thickness, a load of 300 gf is applied, and 30 points are measured at an interval of three times or more of the indentation to obtain the hardness frequency distribution at the center of the plate thickness.
  • the hardness frequency distribution at the surface layer is the same as the hardness frequency distribution at the thickness center.
  • the standard deviation ratio is 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio becomes a value different from 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio with the plate thickness central portion can be made smaller than 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio can be controlled by adjusting the maximum heating temperature and holding time during decarburization annealing of a steel sheet for hot stamping, which is a known technique.
  • the conditions for decarburization annealing are as follows: in a moist atmosphere containing hydrogen, nitrogen or oxygen, the decarburization annealing temperature (maximum temperature of the steel sheet) is 700 to 950 ° C., and the residence time in the temperature range of 700 to 950 ° C. is 5. Seconds to 1200 seconds are preferred. Further, within this condition range, the hardness standard deviation ratio can be made smaller than 0.80 by setting the annealing temperature to a higher temperature range and narrowing down the residence temperature to a longer time range. At least one surface layer portion of the skeleton member C10 may satisfy the above condition of the hardness standard deviation ratio. However, it is preferable that the surface layer portions on both sides of the skeleton member C10 satisfy the condition of the hardness standard deviation ratio.
  • the skeleton member C10 As described above, according to the skeleton member C10 according to the present embodiment, elastic buckling is suppressed by controlling the width WS of the reference flat portion, and the bellows is formed by controlling the hardness standard deviation ratio. Breakage during deformation can be suppressed. Therefore, the energy absorption efficiency can be remarkably improved while having a sufficient Vickers hardness of 300 Hv or more at the plate thickness central portion of the reference flat portion.
  • the skeleton member C10 described above is composed of a single member, but may be composed of a plurality of members.
  • 27 is a perspective view showing a skeletal member C20 according to a modification
  • FIG. 28 is a cross-sectional view taken along section line A2-A2 in FIG.
  • the skeleton member C20 includes a longitudinally extending first skeleton member C20A and a longitudinally extending second skeleton member C20B joined to the first skeleton member C20A.
  • a closed cross section is formed by the first skeleton member C20A and the second skeleton member C20B.
  • the first skeleton member C20A is a member having an open cross-section in which a cross section perpendicular to the longitudinal direction has a substantially hat-shaped shape by hot-stamping a steel plate having a thickness of 1.2 mm.
  • the cross-section perpendicular to the longitudinal direction of the first skeleton member C20A has five flat portions C21 and four corner portions C.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the first skeleton member C20A includes a first flat portion C21a, a second flat portion C21b connected to the first flat portion C21a via the corner portion C, and a second flat portion C21b.
  • the second skeleton member C20B is a member with an open cross-section in which a cross section perpendicular to the longitudinal direction has a substantially hat-shaped shape by hot-stamping a steel plate with a thickness of 0.8 mm.
  • the cross-section perpendicular to the longitudinal direction of the second skeleton member C20B has five flat portions C23 and four corner portions C.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the second skeleton member C20B includes a first flat portion C23a, a second flat portion C23b connected to the first flat portion C23a via the corner portion C, and a second flat portion C23b.
  • a first flat portion C21a and a fifth flat portion C21e of the first skeleton member C20A and a first flat portion C23a and a fifth flat portion C23e of the second skeleton member C20B are respectively joined by spot welding.
  • the skeleton member C20 has a closed cross-sectional portion in a cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • the reference flat portion is defined as the flat portion having the maximum effective width ratio among the flat portions in the closed section.
  • the flat portion C21 of the first skeleton member C20A and the flat portion C23 of the second skeleton member C20B both have the same yield stress ⁇ y , Young's modulus E, and Poisson's ratio ⁇ . Therefore, the effective width ratio calculated as the width W/effective width We for each flat portion C21, C23 is determined depending on the width W and plate thickness t of each flat portion C21, C23.
  • both the third flat portion C21c of the first skeleton member C20A and the third flat portion C23c of the second skeleton member C20B have the largest width among all the flat portions C21 and C23. It is a part.
  • the plate thickness of the third flat portion C23c of the second skeleton member C20B is smaller than the plate thickness of the third flat portion C21c of the first skeleton member C20A, the third flat portion C23c of the second skeleton member C20B has the largest effective width ratio. Therefore, the third flat portion C23c of the second skeleton member C20B is the reference flat portion.
  • the Vickers hardness at the center of the thickness of the third flat portion C23c of the second skeleton member C20B, which is the reference flat portion is 300 Hv or more, and the width Ws is the effective width W e .
  • the skeleton member C10 has a substantially rectangular cross-sectional shape in which the opposing sides have the same width. good. Also, the number of flat portions C11 is not particularly limited, and at least one is sufficient.
  • the skeleton member C10 has a uniform cross-sectional shape over the entire length, but the cross-sectional shape may not be uniform over the entire length. It is sufficient that the closed cross-section having the minimum cross-sectional area (thickness x cross-sectional line length) is the above-described closed cross-sectional portion, and it is sufficient that it exists in a part of the entire length in the longitudinal direction. However, the above-mentioned closed cross-section portion preferably exists in 50% or more of the total length in the longitudinal direction, and more preferably 80% or more.
  • FIG. 29 is a diagram showing an automobile skeleton C100 as an example to which the skeleton members C10 and C20 are applied.
  • frame members C10 and C20 are front side member C101, rear side member C103, side sill C105, A pillar C107, B pillar C109, roof rail C111, floor cloth C113, roof It can be applied to Cross C115 and Underlin Force C117.
  • Example 1 A steel plate A, a steel plate B, and a steel plate C having a thickness of 1.6 mm were prepared.
  • the decarburization annealing temperature (the highest temperature reached by the steel sheet) is set to 700 to 900°C in a moist atmosphere in which hydrogen and nitrogen are mixed during decarburization annealing, and the temperature range is 700 to 900°C.
  • the time is set to 60 to 600 seconds, the metal structure of only the surface layer and its vicinity was modified.
  • steel plates A, steel plate B and steel plate C are heated, held in a temperature range of 900° C., and rapidly cooled in a mold for hot stamping, and the end faces are welded to each other to form a high temperature steel plate made of each steel plate.
  • a rectangular tubular member with a thickness of 300 mm was obtained.
  • Steel plate A has the same metallographic structure at the thickness center and at the surface layer. and the hardness standard deviation ratio was 1.0.
  • steel plate B and steel plate C change the hardness frequency distribution of the surface layer by modifying the metal structure of the surface layer without modifying the metal structure at the center of the plate thickness, and the standard deviation of the surface layer is adjusted.
  • the hardness standard deviation ratio of the surface layer portion to the plate thickness central portion at the reference flat portion of steel plate B was 0.65
  • the hardness standard deviation ratio at the reference flat portion of steel plate C was 0.80.
  • Table 11 shows the material properties in the flat area after hot stamping.
  • the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the rectangular tubular member is designed to be a substantially square cross section in which the four flat portions have the same width. That is, in each rectangular tube member, all four flat portions are reference flat portions having the maximum effective width ratio. Based on these conditions, the width WS of the reference flat portion was set for each experimental example. The radius of curvature of each of the four corner portions C was designed to be 5 mm.
  • FIG. 31 is a graph comparing the energy absorption efficiency with respect to the effective width ratio for the experimental results shown in Table 12. As shown in this graph, the energy absorption efficiency is not improved only by reducing the effective width ratio, but when the hardness standard deviation ratio is appropriately controlled as in the present application, the effective width ratio can be reduced. It can be seen that the energy absorption efficiency is remarkably improved at .
  • Elemental technology D has a steel plate substrate and a coating containing Al and Fe formed on the surface of the steel plate substrate, and the steel plate substrate contains, by mass %, C: 0.10 to 0.10. 65%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.30 to 3.00%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.010% or less, O : 0.010% or less, Ti: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Cr: 0-1.00%, Mo: 0-1.00%, Ni: 0-1.00 %, Nb: 0-0.10%, Cu: 0-1.00%, V: 0-1.00%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0-0.010%, Al: 0 ⁇ 1.00%, Sn: 0-1.00%, W: 0-1.00%, Sb: 0-1.00%, Zr: 0-1.00%, Co: 0-1.00% , and REM: 0 to 0.30%, the balance being Fe and impurities
  • element technology D it is possible to provide steel members (including coated steel members) with high strength and excellent bendability and weldability, and steel plates suitable as materials for the steel members.
  • a steel plate (steel plate according to this embodiment) and a steel member (including a coated steel member) (steel member according to this embodiment) according to an embodiment of elemental technology D and their preferred manufacturing methods will be described below.
  • the steel plate D10 according to the present embodiment includes a base steel plate D11 having the chemical composition shown below, and a scale D12 containing 80% by mass or more of Fe formed on the surface of the base steel plate D11.
  • the base steel plate D11 has a decarburized layer D13 with a predetermined depth on the interface side (region in contact with the interface) with the scale D12. It has an internal oxide layer D14 on the interface side.
  • scales on only one side are shown in FIG. 32, scales may be formed on both sides. It is formed in the region in contact with the interface.
  • the “scale side” means “the scale side in the thickness direction of the base steel plate”
  • the “interface side with the scale” means “the base steel plate in the thickness direction of the base steel plate. and scale (region in contact with the interface)”.
  • C 0.10-0.65% C is an element that enhances the hardenability of steel and improves the strength of a steel member after hot stamping (obtained by hot stamping a steel plate). However, if the C content is less than 0.10%, it becomes difficult to ensure sufficient strength (more than 1.0 GPa) in the steel member after hot stamping (steel member obtained by hot stamping a steel plate). . Therefore, the C content should be 0.10% or more. The C content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.26% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.65%, the strength of the steel member after hot stamping becomes too high, resulting in significant deterioration in bendability. Weldability is also degraded. Therefore, the C content should be 0.65% or less. The C content is preferably 0.60% or less.
  • Si 0.10-2.00%
  • Si is an element effective in increasing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of steel members after hot stamping. To obtain this effect, the Si content must be 0.10% or more. The Si content is preferably 0.35% or more.
  • the Si content in the steel sheet exceeds 2.00%, the heating temperature required for austenite transformation becomes significantly high during heat treatment. This may increase the cost required for heat treatment.
  • the Si content exceeds 2.00%, the toughness of the hardened portion deteriorates. Therefore, the Si content should be 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.60% or less.
  • Mn 0.30-3.00%
  • Mn is a highly effective element for increasing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of steel members after hot stamping.
  • Mn is also an element that lowers the Ac3 point and promotes lowering of the quenching treatment temperature.
  • Mn is an element that has the effect of diffusing into the Al—Fe-based coating to improve corrosion resistance. If the Mn content is less than 0.30%, these effects are not sufficient, so the Mn content is made 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.40% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the above effects are saturated and the toughness and bendability of the hardened portion deteriorate. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.80% or less, more preferably 2.50% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that deteriorates the toughness of the steel member after hot stamping.
  • the P content is limited to 0.050% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.005% or less. Since the P content is preferably as small as possible, it may be 0%, but from the viewpoint of cost, it may be 0.001% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that deteriorates the toughness and bendability of steel members after hot stamping.
  • the S content is limited to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.0050% or less. Since the S content is preferably as small as possible, it may be 0%, but from the viewpoint of cost, it may be 0.0001% or more.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that deteriorates the toughness of the steel member after hot stamping.
  • the N content should be 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, if the N content is less than 0.0002%, the steelmaking cost will increase, which is economically undesirable. Therefore, the N content may be 0.0002% or more, or 0.0008% or more.
  • O 0.010% or less
  • O is an element that deteriorates the toughness of the steel member after hot stamping.
  • the O content should be 0.010% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%, but an O content of less than 0.0002% causes an increase in steelmaking costs, which is economically undesirable. Therefore, the O content may be 0.0002% or more, or 0.0008% or more.
  • the steel member according to the present embodiment further contains Ti, B, Cr, Mo, Ni, Nb, Cu, It may contain one or more elements selected from V, Ca, Mg, Al, Sn, W, Sb, Zr, Co, and REM. These elements are optional elements and do not necessarily need to be contained, so the lower limit is 0%.
  • Ti 0-0.100% Ti suppresses recrystallization during heat treatment by heating the steel sheet to a temperature of Ac 3 or higher, and forms fine carbides to suppress grain growth, thereby refining austenite grains. It is an element that has Therefore, the inclusion of Ti has the effect of greatly improving the toughness of the steel member after hot stamping.
  • Ti is an element that preferentially combines with N in steel to suppress the consumption of B due to the precipitation of BN, and promotes the effect of improving the hardenability due to B, which will be described later. Therefore, Ti may be contained.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ti content when the Ti content exceeds 0.100%, the amount of precipitation of TiC increases and C is consumed, so the strength of the steel member after hot stamping decreases. Therefore, the Ti content should be 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that has the effect of dramatically increasing the hardenability of steel even in a very small amount.
  • B is an element that segregates at grain boundaries to strengthen the grain boundaries and improve toughness, and is an element that suppresses grain growth of austenite during heating of the steel sheet. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is more preferably 0.0020% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less.
  • Cr 0-1.00% Cr is an element effective for enhancing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of steel members after hot stamping. Therefore, Cr may be contained. To obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.01% or more. The Cr content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.08% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the cost increases. Also, since Cr has the effect of stabilizing iron carbides, if the Cr content exceeds 1.00%, coarse iron carbides remain undissolved when the steel sheet is heated, and the toughness of the steel member after hot stamping may deteriorate. be. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 1.00% or less. The Cr content is preferably 0.80% or less.
  • Mo 0-1.00%
  • Mo is an element effective for increasing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of steel members after hot stamping. Therefore, Mo may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • Mo content is more preferably 0.05% or more.
  • Mo has the effect of stabilizing iron carbide, so if the Mo content exceeds 1.00%, coarse iron carbide remains undissolved when the steel plate is heated, and the toughness of the steel member after hot stamping may deteriorate. There is Therefore, when it is contained, the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.80% or less.
  • Ni 0-1.00%
  • Ni is an element effective for increasing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of steel members after hot stamping. Therefore, Ni may be contained.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • Nb 0-0.10%
  • Nb is an element that forms fine carbides and has the effect of increasing the toughness of steel due to its grain refining effect. Therefore, Nb may be contained.
  • the Nb content is preferably 0.02% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.03% or more.
  • the Nb content should be 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less.
  • Cu 0-1.00%
  • Cu is an element effective for enhancing the hardenability of steel and stably ensuring the strength of the steel member after hot stamping. Therefore, Cu may be contained.
  • Cu is an element that has the effect of improving the corrosion resistance of steel members.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • Cu content is more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the cost increases. Therefore, when it is contained, the content of Cu is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less.
  • V 0-1.00%
  • V is an element that forms fine carbides and increases the toughness of steel through its grain refining effect. Therefore, V may be contained.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is more preferably 0.10% or more.
  • the V content should be 1.00% or less.
  • Ca is an element that has the effect of refining inclusions in steel and improving the toughness after hot stamping. Therefore, Ca may be contained.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • Ca content is more preferably 0.002% or more.
  • the Ca content is set to 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • Mg 0-0.010%
  • Mg is an element that has the effect of refining inclusions in steel and improving the toughness of steel members after hot stamping. Therefore, Mg may be contained.
  • the Mg content is preferably 0.001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.002% or more.
  • the content of Mg should be 0.010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • Al is an element commonly used as a deoxidizing agent for steel. Therefore, Al may be contained. When obtaining the above effect, it is preferable to set the Al content to 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 1.00%, the above effects become saturated and the economy decreases. Therefore, when it is contained, the Al content is set to 1.00% or less.
  • Sn 0-1.00%
  • Sn is an element that improves corrosion resistance in corrosive environments. Therefore, Sn may be contained.
  • the Sn content is preferably 0.01% or more.
  • the Sn content exceeds 1.00%, the grain boundary strength decreases, and the toughness of the steel member after hot stamping deteriorates. Therefore, when it is contained, the Sn content is set to 1.00% or less.
  • W 0-1.00%
  • W is an element that enhances the hardenability of steel and makes it possible to stably secure the strength of steel members after hot stamping. Therefore, W may be contained.
  • W is an element that improves corrosion resistance in a corrosive environment.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content is set to 1.00% or less.
  • Sb 0-1.00%
  • Sb is an element that improves corrosion resistance in corrosive environments. Therefore, Sb may be contained.
  • the Sb content is preferably 0.01% or more. However, if the Sb content exceeds 1.00%, the grain boundary strength decreases, and the toughness of the steel member after hot stamping deteriorates. Therefore, when Sb is included, the Sb content is set to 1.00% or less.
  • Zr 0-1.00%
  • Zr is an element that improves corrosion resistance in corrosive environments. Therefore, Zr may be contained.
  • the Zr content is preferably 0.01% or more.
  • the Zr content is set to 1.00% or less.
  • Co 0-1.00%
  • Co is an element that improves corrosion resistance in corrosive environments. Therefore, Co may be contained.
  • the Co content is preferably 0.01% or more.
  • the Co content is set to 1.00% or less.
  • REM 0-0.30% REM, like Ca, is an element that has the effect of refining inclusions in steel and improving the toughness of steel members after hot stamping. Therefore, REM may be contained.
  • the REM content is preferably 0.01% or more.
  • the REM content is more preferably 0.02% or more.
  • the REM content is set to 0.30% or less.
  • the REM content is preferably 0.20% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements such as Sc, Y and lanthanoids such as La and Nd, and the content of REM means the total content of these elements.
  • REMs are added to molten steel using, for example, Fe--Si--REM alloys, which contain, for example, La, Nd, Ce, Pr.
  • elements other than the elements described above, that is, the balance are Fe and impurities.
  • impurities refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, and manufacturing processes when steel sheets are industrially manufactured. It means what is permissible within a range that does not adversely affect the characteristics of the steel member concerned.
  • the chemical composition of the base steel sheet can be obtained by the following method. It is obtained by cutting out an analysis sample from the base steel plate and performing elemental analysis such as ICP (inductively coupled plasma) emission spectrometry. C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method, N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method, and O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method. good.
  • a sample for analysis is collected so as to obtain an average chemical composition throughout the plate thickness of the base steel plate, as described in JIS G 0417:1999. Specifically, an analysis sample is collected from a position 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface, avoiding the widthwise end of the base steel plate.
  • the base steel plate D11 of the steel plate D10 has a decarburized layer D13 on the scale D12 side (interface side between the base steel plate D11 and the scale D12). That is, a portion of the base material steel plate D11 on the scale D12 side is the decarburized layer D13. Also, the decarburized layer D13 has an internal oxide layer D14 on the scale D12 side. That is, a portion of the decarburized layer D13 on the scale D12 side is the internal oxide layer D14.
  • the depth of the internal oxide layer D14 from the interface between the base steel plate D11 and the scale D12 in the cross section in the thickness direction is less than 30 ⁇ m.
  • the depth of the decarburized layer D13 from the interface between the base steel sheet D11 and the scale D12 in the cross section in the plate thickness direction is 90 ⁇ m or more.
  • a depth of 90 ⁇ m or more (thickness ) to form a decarburized layer D13 is less than 90 ⁇ m, the decarburized layer is not formed to a sufficient depth in the steel plate base material of the steel member after hot stamping, and the bendability of the steel member decreases.
  • Hot stamping recarburizes the surface of the base steel sheet and reduces the depth of the decarburized layer.
  • the decarburized layer depth of the subsequent steel member can be 60 ⁇ m or more.
  • the depth of the internal oxide layer D14 of the base steel plate D11 from the interface between the base steel plate D11 and the scale D12 is less than 30 ⁇ m.
  • the depth of the internal oxide layer is less than 5 ⁇ m. In this case, bendability becomes even more dominant.
  • the ratio of the depth (thickness) of the decarburized layer to the depth (thickness) of the internal oxide layer satisfies the relationship of 3 or more (thickness of decarburized layer/thickness of internal oxide layer ⁇ 3).
  • bendability which will be described later, becomes even more dominant. More preferably, the above ratio is 10 or more. More preferably, the above ratio is 20 or more.
  • the depth of the decarburized layer D13 from the interface between the base steel sheet D11 and the scale D12 can be determined by the following method using GDS.
  • GDS low discharge optical spectroscopy
  • the GDS is measured at a position 1/4 of the plate width (short side) from the width direction end of the steel plate, from the surface (surface of the scale) toward the plate thickness direction, at a pitch of 50 nm or less, and the C content and Measure the Fe content.
  • the position where the Fe content becomes 95% or more for the first time is defined as the interface between the base steel plate and the scale.
  • the position where the C content obtained by GDS analysis is the position where the C content is 1/4 of the plate thickness from the surface of the above-described base steel plate is defined as the deepest position of the decarburized layer.
  • the distance from the interface between the base material and the scale to the deepest position of the decarburized layer is defined as the depth of the decarburized layer from the interface between the base steel sheet and the scale (the thickness of the decarburized layer).
  • the above measurements are performed five times at different locations, and the average value of the five measurements is taken as the depth of the decarburized layer of the steel sheet according to the present embodiment from the interface between the base steel sheet and the scale (total decarburization depth also say).
  • the depth of the decarburized layer may be determined by microscopic observation as described in JIS G 0558 (2007).
  • a sample for cross-sectional observation is taken from a position 1/4 of the plate width (short side) in the width direction from the width direction end of the steel plate, this sample is subjected to nital etching, and cross-section observation is performed with an optical microscope. conduct.
  • the depth of the structure equivalent to the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the base steel plate (interface with the scale) is measured, and the depth of that position is defined as the depth of the decarburized layer.
  • the measurement is performed five times at different locations, and the average value of the five measurements is taken as the depth of the decarburized layer.
  • the depth of the internal oxide layer from the interface between the base steel sheet and the scale is determined by SEM (scanning electron microscope) observation of the cross section of the steel sheet.
  • a sample for cross-sectional observation is taken from a position 1/4 of the width (short side) of the steel sheet from the width direction end, and a COMPO image is observed by SEM.
  • Internal oxidation progresses deeper at the grain boundaries than in the grains, and the COMPO image appears darker than the stationary part (high Fe content) of the base steel sheet.
  • the steel sheet according to this embodiment has scales formed on the surface of the base steel sheet.
  • the steel sheet according to the present embodiment decarburizes the base steel sheet by utilizing O in scale formed on the surface of the base steel sheet by rolling or the like. Therefore, in the scale after decarburization occurs, the O content is greatly reduced compared to the normal scale composed of FeO, Fe 2 O 3 , Fe 3 O 4 and the like normally formed in hot rolling and the like, and the mass %, the Fe content is 80% or more. That is, by performing decarburization under the condition that the Fe content of the scale becomes 80% or more, it is possible to obtain a steel sheet having the internal oxide layer and the decarburized layer having the depths described above.
  • the steel sheet may have scale removed or peeled off during processing or the like, but the steel sheet having the depth of the internal oxide layer and the decarburized layer within the above-described range is the steel sheet according to the present embodiment. It can also be considered that it had a scale equivalent to the scale provided.
  • the thickness of the scale is preferably 5 ⁇ m or more from the viewpoint of supplying O for decarburization. It is more preferably 8 ⁇ m or more, still more preferably 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the scale is preferably less than 100 ⁇ m in terms of yield of steel sheets. More preferably, it is 50 ⁇ m or less, or 30 ⁇ m or less.
  • the scale provided by the steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, a first region containing 80% or more Fe and 0.1% or more and less than 3.0% Si, 65% or more and less than 80% Fe and Mn and a second region containing 0.8% or more and less than 7.5%. Preferably, it consists essentially of a first region and a second region.
  • the scale may have impurities, oxides mainly composed of Cr, Si, or the like, or a simple substance of a hard-to-oxidize element such as Cu, in the outermost layer as “other regions”.
  • the first region may contain C, Ni, Cr, Mo, and the like.
  • the second region may contain C, Ni, and the like.
  • the first region and the second region When the first region and the second region exist, it often takes a form in which the second region exists like an island in the first region which is a matrix.
  • the second region may be distributed as islands, or may be composed of several islands. In either case, the first area and the second area can be distinguished by the method described later.
  • the Fe content of scale is obtained by the following method. GDS (glow discharge optical spectroscopy) is performed in the plate thickness direction from the surface at a position 1/4 of the plate width (short side) from the width direction end of the steel plate to determine the Fe content and O content of the scale. A region with an O content of 0.1% or more is excluded as impurities, and the average Fe content in a region with an O content of less than 0.1% from the surface is measured. The measurement is performed 5 times at different locations, and the average value of the 5 measurements is taken as the Fe content of the scale. The Fe content and Si content in the first region of the scale and the Fe content and Mn content in the second region are determined using SEM (scanning electron microscope) and electron probe microanalyzer (EPMA).
  • SEM scanning electron microscope
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • a sample is taken from a position 1/4 of the plate width (short side) in the width direction from the width direction end of the steel plate so that the cross section in the plate thickness direction of the steel plate can be observed.
  • a COMPO image of this sample is obtained using a scanning electron microscope to confirm the presence of two types of tissues with different contrasts that constitute the scale. Since the first region contains more Fe, which is a heavy element, than the second region, it appears brighter than the second region. Therefore, the relatively bright area is defined as the first area, and the relatively dark area is defined as the second area.
  • an electron probe microanalyzer is used to perform spot elemental analysis (beam diameter of 1 ⁇ m or less).
  • the scale may also include "other regions" as described above. A region containing 10% by mass or more of Cr, Si, or Cu is referred to as the "other region".
  • the thickness of the scale is obtained by SEM.
  • a sample for cross-sectional observation is taken from a position of 1/4 of the plate width (short side) in the width direction from the width direction end of the steel plate, and COMPO image observation is performed by SEM.
  • the thickness of the scale is measured at 10 locations where the scale is not peeled off, and the average value is taken as the thickness of the scale.
  • a steel member D110 includes a steel plate substrate D111 having a predetermined chemical composition, and a scale D112 formed on the surface of the steel plate substrate D111 and containing 70% by mass or more of Fe. have. Further, the steel plate substrate D111 has a decarburized layer D113 with a predetermined depth formed on the scale D112 side (interface side with the scale D112). It has a layer D114. Further, the steel member D110 according to this embodiment is obtained by subjecting the steel plate D10 according to this embodiment described above to heat treatment (and processing) such as hot stamping. In the drawing, the steel member D110 according to this embodiment is shown in the form of a flat plate, but it is a member obtained by hot stamping and is not limited to a flat plate.
  • the chemical composition of the steel sheet base material D111 of the steel member D110 according to the present embodiment is the same as the chemical composition of the base steel sheet D11 of the steel sheet D10 according to the present embodiment. and can be measured by the same method as that for the base steel plate.
  • the steel member D110 has a decarburized layer on the side of the interface between the steel plate substrate D111 and the scale D112, and an internal oxide layer D114 on the side of the interface between the decarburized layer D113 and the scale D112. Further, the depth of the decarburized layer D113 from the interface between the steel plate substrate D111 and the scale D112 is 60 ⁇ m or more, and the depth of the internal oxide layer D114 from the interface between the steel plate substrate D111 and the scale D112 is less than 40 ⁇ m. In order to improve the bendability of a steel member, it is extremely effective to decarburize and soften the surface layer.
  • the depth (thickness) of the decarburized layer D113 formed on the surface layer of the steel member D110 according to this embodiment is 60 ⁇ m or more, bendability is improved. Therefore, the depth of the decarburized layer D113 from the interface between the steel plate substrate D111 and the scale D112 is set to 60 ⁇ m or more.
  • the depth of the internal oxide layer is 40 ⁇ m or more in the steel member, the weldability deteriorates due to the scale generated inside the steel plate during hot stamping. Therefore, the depth of the internal oxide layer D114 is set to less than 40 ⁇ m.
  • a steel member D110 according to this embodiment has a scale D112 formed on the surface of a steel plate substrate D111.
  • the steel member D110 according to this embodiment is obtained by hot stamping a steel plate having a scale containing 80% by mass or more of Fe. Although the surface layer of the scale is oxidized by hot stamping, the scale D112 of the steel member D110 according to the present embodiment contains Fe at 70% or more by mass.
  • a steel member according to another embodiment of elemental technology D is obtained by subjecting the steel sheet according to the present embodiment described above to pickling or the like to remove scale on the surface, and then forming a coating containing Al such as plating.
  • the coated steel member may be a coated steel member obtained by subjecting the coated steel plate to heat treatment such as hot stamping.
  • a steel member (coated steel member) D210 according to another embodiment of elemental technology D includes a steel plate substrate D211 and Al and Fe formed on the surface of the steel plate substrate D211. and the coating D215 containing Al and Fe, and no scale between the steel plate substrate D211 and the coating D215 containing Al and Fe.
  • the steel plate substrate D211 has a decarburized layer D213 formed on the coating D215 side
  • the decarburized layer D213 has an internal oxide layer D214 formed on the coating D215 side
  • the steel plate substrate of the decarburized layer D213 The depth from the interface between D211 and the coating D215 is 30 ⁇ m or more, and the depth of the internal oxide layer D214 from the interface between the steel plate substrate D211 and the coating D215 is less than 20 ⁇ m. If the depth (thickness) of the decarburized layer D213 is 30 ⁇ m or more, bendability is improved. Weldability is improved when the depth of the internal oxide layer D214 is less than 20 ⁇ m.
  • the surface oxidation state during heat treatment such as hot stamping is different from that of the above-mentioned steel member without a coating, so the depth of the decarburized layer and the depth of the internal oxide layer are different. .
  • the steel plate according to the present embodiment and the steel member according to the present embodiment can obtain the effects as long as they have the above characteristics regardless of the manufacturing method.
  • a manufacturing method including (IV) and steel members (I) to (V) is preferable because it can be stably manufactured.
  • a billet manufacturing step of manufacturing a billet having a predetermined chemical composition (II) A hot rolling step (III) A hot rolling step of heating and hot rolling the billet to obtain a hot rolled steel sheet
  • BAF box annealing
  • a billet such as a slab having the preferred chemical composition described above is manufactured.
  • molten steel adjusted to have a predetermined chemical composition may be made into steel slabs by continuous casting or the like.
  • Hot Rolling Step the obtained steel slab is heated and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • scale hot rolled scale
  • the hot rolling conditions are not particularly limited, and may be appropriately set within a known range of conditions according to the required properties of the steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling step is coiled into a hot-rolled coil.
  • Conditions such as winding temperature are not particularly limited.
  • the hot-rolled coil having hot-rolled scale formed on the surface is subjected to box annealing (BAF) without removing the scale (in a so-called black scale state).
  • Annealing is performed at 650 to 900° C. for 4 to 16 hours in an inert gas atmosphere (N 2 atmosphere, H 2 atmosphere, etc.).
  • an inert gas atmosphere N 2 atmosphere, H 2 atmosphere, etc.
  • high dew point annealing is performed and H 2 O in the atmosphere is used as a decarburization source.
  • the hot-rolled coil with hot-rolled scale is annealed to decarburize using O in the scale as a decarburization source.
  • C in the outermost layer of the base steel sheet reacts with O in the scale to become CO gas, resulting in decarburization.
  • the insufficient C is subsequently supplied from the inside of the base steel sheet to the outermost layer, and the C becomes CO gas, thereby further promoting the decarburization reaction.
  • O in the scale is consumed and the Fe content in the scale increases.
  • the annealing temperature is less than 650°C or the annealing time is less than 4 hours, decarburization does not proceed sufficiently. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 900° C.
  • the scale reduction reaction is completed, and C continues to be supplied from the inside of the steel sheet to the surface layer thereafter, so decarburization becomes shallow. Further, if the generated CO gas stays around the scale, further decarburization reaction does not proceed, and a deep decarburized layer cannot be obtained. Therefore, in the steel sheet manufacturing method according to the present embodiment, it is important to move the gas in the annealing furnace so that the produced CO gas does not stay around the scale. Specifically, by installing a fan or the like in the annealing furnace and setting the air volume to 250 m 3 /Hr or more, the flow velocity in the annealing furnace can be secured and the decarburization reaction can proceed.
  • the air volume is the air volume around the hot-rolled coil, and a plurality of fans or the like may be installed in accordance with the size of the annealing furnace in order to obtain a predetermined air volume.
  • the size of the hot-rolled coil it is preferable that the sheet thickness is 9 mm or less, the sheet width is 2100 mm or less, the outer diameter is 2000 mm or less, and the weight of one coil is 30 tons or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment is explained by performing box annealing by blowing air at an air volume of 250 m 3 /Hr or more in an inert gas atmosphere to the hot-rolled coil in the black skin state.
  • the desired decarburized layer depth, internal oxide layer depth, and Fe content in the scale can be obtained.
  • (V) Heat Treatment Step a blank of a predetermined size is cut out from the hot-rolled coil after the annealing step, and the blank is subjected to heat treatment to obtain a steel member.
  • Heat treatment is performed by heating from Ac3 point to (Ac3 point + 300) ° C. at an average heating rate of 1.0 to 1000 ° C./sec, and cooling to Ms point (° C.) or lower at an average cooling rate equal to or higher than the upper critical cooling rate. conditions. If the heating rate is less than 1.0° C./second, the heat treatment productivity is lowered, which is not preferable.
  • the heating rate exceeds 1000° C./, a mixed grain structure is formed and the critical amount of hydrogen is lowered, which is not preferable. Further, if the heat treatment temperature is less than the Ac3 point (° C.), ferrite remains after cooling and the strength is lowered, which is not preferable. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds the Ac3 point +300° C., the structure becomes coarser and the limit hydrogen amount decreases, which is not preferable.
  • the upper critical cooling rate is the minimum cooling rate at which austenite is supercooled to form martensite without precipitating ferrite or pearlite in the structure. and perlite are generated, and the strength is insufficient. During heating, the heating temperature may be maintained within ⁇ 10° C.
  • the steel member (including the coated steel member) according to the present embodiment is a steel member having regions with different strengths obtained by subjecting part of the steel plate as a material to hot forming or heat treatment. good too.
  • Example 1 The obtained slab is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm and a width of 1000 mm. A 14-ton hot-rolled coil was used. The obtained hot-rolled coils were box-annealed under the conditions (temperature, time, air volume) shown in Tables 14 to 16. The annealing atmosphere was a nitrogen atmosphere.
  • a steel sheet (blank) of a predetermined size is cut out from the obtained hot-rolled coil after annealing, and GDS (glow discharge emission spectroscopy), SEM observation, EPMA analysis, and optical microscope observation are performed in the manner described above, and the decarburized layer depth, The internal oxide layer depth, scale thickness, and scale Fe content were evaluated. Further, the Fe content and Si content in the first region and the Fe content and Mn content in the second region, which constitute the scale, were evaluated in the manner described above. Evaluation results are shown in Tables 2-1 to 2-3. In addition, the chemical composition of the steel plate at a position 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction was the same as the chemical composition of the slab.
  • Example 2 The steel plates shown in Tables 14 to 16 above were heat-treated under the conditions shown in Tables 17 to 19 to obtain steel members.
  • the obtained steel member was cut out and subjected to GDS (glow discharge emission spectroscopy), SEM observation, and optical microscope observation in the manner described above to determine the depth of the decarburized layer, the depth of the internal oxide layer, and the Fe content of the scale.
  • GDS low discharge emission spectroscopy
  • SEM observation SEM observation
  • optical microscope observation in the manner described above to determine the depth of the decarburized layer, the depth of the internal oxide layer, and the Fe content of the scale. The results are shown in Tables 17-19.
  • the obtained steel members were subjected to tensile tests, bending tests, and spot welding tests by the following methods to evaluate tensile strength, bendability, and weldability (proper welding current range).
  • a bending test was carried out in accordance with VDA238-100.
  • a bending test piece of 60 mm parallel to the rolling direction and 30 mm perpendicular to the rolling direction was taken from the soaked portion of the steel member.
  • the bending punch was aligned perpendicular to the rolling direction, and the bending angle at the maximum load was measured. Since the bending angle has a correlation with the strength, in this example, when the tensile strength is less than 2100 MPa, the bending angle is 55 degrees, and when the tensile strength is 2100 MPa or more, the bending angle is more than 45 degrees. and evaluated.
  • ⁇ Appropriate current range> Spot welding was performed according to JIS Z 3001-6:2013.
  • a single-phase alternating current of 60 Hz was used as the power source, the electrode had a tip diameter of 8 mm, and the welding time was 10 cycles.
  • a test piece for spot welding of 40 mm in the rolling direction and 30 mm in the vertical direction was taken from the soaked portion of the steel member. These were pasted together, and the range from the welding current at which the nugget diameter was 3 ⁇ t to the upper limit of current at which no flash was generated was determined and determined as the proper current range.
  • the nugget diameter was taken as the peel diameter obtained by the peel test, and five welding test pieces were sampled at each current, and the average value of the peel diameters was taken as the nugget diameter. It was determined that weldability was excellent when the appropriate current range was 2.5 kA or more.
  • Example 3 The steel sheets shown in Tables 14 to 16 above were subjected to pickling, cold rolling, and hot-dip Al plating to obtain coated steel sheets having a thickness of 2.0 mm. The coated steel plates were heat-treated under the conditions shown in Tables 20 to 22 to obtain coated steel members.
  • the obtained steel member was cut out and subjected to GDS (glow discharge emission spectroscopy), SEM observation, and optical microscope observation in the manner described above to determine the depth of the decarburized layer, the depth of the internal oxide layer, and the Fe content in the scale. . Further, the obtained steel member was subjected to a tensile test, a bending test and a spot welding test in the same manner as in Example 2 to evaluate tensile strength, bendability and weldability. The results are shown in Tables 20-22.
  • Elemental technology E has a chemical composition in mass % of C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.00%. 0002-2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0-0.15%, Ti: 0-0.15%, V : 0-0.15%, Mo: 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Ni: 0-1.0%, B: 0-0.
  • the ratio of the density and the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 1.8, and the position from the surface to the plate thickness 1/4 position to the above Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇
  • a hot-stamped product in which the ratio of the orientation group consisting of ⁇ -1-12> to the pole density is less than 2.3.
  • the elemental technology E it is possible to provide a hot-stamped molded body that has excellent strength and bendability and high load resistance.
  • the present inventors have investigated a method that can not only obtain a tensile (maximum) strength of 1.5 to 2.5 GPa and excellent bendability after hot stamping, but also can suppress deterioration of load resistance. did.
  • the present inventors have found that in hot stamped products, in addition to softening the surface layer of the steel plate, by controlling the texture at a predetermined position in the thickness direction, the strength is higher than before. It has been found that excellent bendability can be obtained and deterioration of load resistance can be suppressed.
  • the texture is affected by the texture and carbon concentration of the metallographic structure before hot stamping. Therefore, in order to obtain the desired texture in the hot stamped compact, the present inventors controlled the texture in the steel sheet after hot rolling, and furthermore, in the subsequent annealing, the carbon content in the surface layer of the steel sheet was reduced. We have found that it is effective to reduce
  • the steel sheet for hot stamping and the hot stamped product according to the present embodiment will be described in detail below. First, reasons for limiting the chemical composition of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment will be described.
  • the steel sheet for hot stamping has a chemical composition in mass% of C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3.000%, Mn: 0.30 to 3.00. %, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.15%, Ti: 0 to 0.15%, V: 0-0.15%, Mo: 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Cu: 0-1.0%, Ni: 0-1.0%, It contains B: 0-0.0100%, Ca: 0-0.010% and REM: 0-0.30%, and the balance consists of Fe and impurities. Each element will be described below.
  • C 0.15-0.50% C is an element that improves the strength of the hot stamped compact. If the C content is less than 0.15%, the desired strength cannot be obtained in the hot stamped product. Therefore, the C content is made 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.17% or more, 0.20% or more, or 0.23% or more.
  • the C content is made 0.50% or less.
  • the C content is 0.46% or less and 0.43% or less.
  • Si 0.0010-3.000%
  • Si is an element that improves the strength of hot-stamped products by solid-solution strengthening. If the Si content is less than 0.0010%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.0010% or more.
  • the Si content is preferably 0.050% or more, 0.100% or more, 0.300% or more, or 0.500% or more.
  • the Si content exceeds 3.000%, the amount of ferrite increases and the desired metal structure cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 3.000% or less.
  • the Si content is preferably 2.700% or less and 2.500% or less.
  • Mn 0.30-3.00%
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel.
  • the Mn content is made 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.50% or more, 0.70% or more, or 1.00% or more.
  • the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is 2.70% or less, 2.50% or less, 2.30% or less.
  • Al 0.0002-2.000%
  • Al is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the formation of oxides that serve as starting points for fracture, thereby improving deformability and enhancing the bendability of hot stamped products. If the Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed and coarse oxides are formed, and the above effects cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.0002% or more. The Al content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 2.000%, coarse oxides are formed in the steel, and the bendability of the hot-stamped product is lowered. Therefore, the Al content is set to 2.000% or less. The Al content is preferably 1.700% or less, or 1.500% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity element, and when it segregates at grain boundaries, it becomes a starting point of fracture. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited. Therefore, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.1000% or less
  • S is an impurity element and forms inclusions in steel. Since these inclusions become fracture starting points, the S content is limited to 0.1000% or less.
  • the S content is preferably 0.0500% or less and 0.0300% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the deS cost will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • N is an impurity element and forms nitrides in steel. Since this nitride becomes a starting point of fracture, the N content is limited to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0050% or less. The lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the N removal cost will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are inevitably mixed from steel raw materials or scraps and/or during the steelmaking process and that are permitted within a range that does not impair the properties of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment may contain the following elements as arbitrary elements instead of part of Fe.
  • the content is 0% when the following optional elements are not contained.
  • Nb 0-0.15%
  • Ti 0-0.15%
  • V 0-0.15%
  • Nb and Ti have the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of hot-stamped products through precipitation strengthening.
  • the content of at least one of Nb, Ti and V is preferably 0.05% or more.
  • the Nb content, Ti content and V content are each set to 0.15% or less.
  • the content of at least one of Mo, Cr, Cu and Ni is preferably 0.05% or more.
  • Mo, Cr, Cu, and Ni are contained in large amounts, the above effects are saturated, so the Mo content, Cr content, Cu content, and Ni content are each preferably 1.0% or less.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that improves the hardenability of steel.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • Ca and REM are elements that improve the deformability by suppressing the formation of oxides that act as starting points for fracture, and increase the bendability of hot-stamped products.
  • the content of at least one of Ca and REM is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is made 0.010% or less, and the REM content is made 0.30% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • the chemical composition of the hot stamping steel sheet mentioned above can be measured by a general analysis method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Incidentally, C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer by mechanical grinding.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment has a metallographic structure consisting of ferrite, granular bainite, bainite and martensite with a total area ratio of 20 to 80% and a residual structure composed of pearlite and carbide. All percentages for metallographic structures described below are area percentages.
  • Ferrite, granular bainite, bainite, martensite 20-80% Ferrite, granular bainite, bainite, and martensite are structures necessary for obtaining desired textures in hot-stamped products. If the total area ratio of these textures is less than 20%, the desired texture cannot be obtained in the hot-stamped product. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 20% or more. Preferably, it is 30% or more and 40% or more. On the other hand, if the area ratio of these structures exceeds 80%, the remaining pearlite is enriched with carbon, making it difficult for the carbides to dissolve during hot stamping heating, which causes cracks during deformation. Therefore, it is set to 80% or less. Preferably, it is 70% or less and 60% or less.
  • the residual structure of the metallographic structure of the steel sheet for hot stamping consists of pearlite and carbide. Since the metal structure of the hot stamping steel sheet does not include structures other than the structure described above, pearlite and carbide, the area ratio of the residual structure may be 20 to 80%.
  • Method for measuring metallographic structure of hot stamping steel plate A plate parallel to the rolling direction from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamping steel plate (if the sample cannot be taken from this position, avoid the end) A sample is cut so that a thick section can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, it should be a size that allows observation of about 10 mm in the rolling direction.
  • a mirror finish is achieved using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water.
  • Final polishing is performed using a colloidal silica solution.
  • a thermal field emission scanning electron microscope JEOL JSM-7001F
  • an EBSD detector TSL DVC5 type detector
  • Perlite and carbides can be identified by the following method. After polishing the cross-section of the sample using #600 to #1500 silicon carbide paper, it is mirror-finished using a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. Apply nital etching. Then, in an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section, a thermal field emission scanning electron microscope ( Photographs of multiple fields of view are taken using JSM-7001F manufactured by JEOL. An equidistant grid is drawn on the photograph to identify the tissue at the grid points. The area ratio of each tissue is obtained by calculating the number of grid points corresponding to each tissue and dividing it by the total number of grid points.
  • the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1,500.
  • Particles with bright luminance are regarded as carbides, and regions with bright luminance in the form of granules or plates arranged in lamellar fashion are regarded as perlite.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment has an orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> in the texture from the surface to the 1/4 position of the plate thickness from the surface.
  • the ratio of the density and the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 1.5, and the plate thickness 1/4 position from the surface to the plate from the surface Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ - in the texture at the 1/2 thickness position 1-12> is less than 2.0.
  • the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ -1-10> includes ⁇ 001 ⁇ 1-10>, ⁇ 001 ⁇ 1-20>, ⁇ 001 ⁇ 0 -10> and ⁇ 001 ⁇ -1-10> crystal orientations are included.
  • the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12> includes ⁇ 111 ⁇ 1-10>, ⁇ 111 ⁇ 1-20>, ⁇ 111 ⁇ 0-10 > and ⁇ 111 ⁇ -1-12> crystal orientations.
  • Texture from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> in the texture from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface (hereinafter sometimes referred to as the surface layer region),
  • the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and the pole of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> The ratio to density is less than 1.5.
  • the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> of the texture of the surface layer region and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1- 12> to the polar density is less than 1.5. Preferably, it is less than 1.2.
  • Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12> of the texture of the surface region may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring the strength of the hot stamped product.
  • Texture from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface to the plate thickness 1/2 position Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇
  • the ratio of the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 2.0 1/4 plate thickness position from the surface to 1/2 plate thickness position from the surface (hereinafter referred to as In the texture of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12>, the ratio of the orientation group to the pole density is less than 2.0.
  • the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ -1-10> of the texture of the inner region and ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1- 12> is less than 2.0. It is preferably less than 1.6.
  • Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12> of the texture of the inner region may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring toughness.
  • Polar densities in the surface layer region and the inner region are direction data measured by the EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) method using a device combining a scanning electron microscope and an EBSD analysis device and OIM Analysis (registered trademark) manufactured by TSL. can be obtained from a crystal orientation distribution function (ODF) representing a three-dimensional texture calculated using spherical harmonic functions.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • the measurement range for the surface layer area is the area from the surface to the 1/4 thickness position from the surface (the area where the surface is the starting point and the end point is the 1/4 thickness position in the thickness direction from the surface), and the inner area , the area from the 1/4th of the thickness from the surface to the 1/2th of the thickness from the surface area with the position of ) as the end point.
  • a measurement pitch is 5 ⁇ m/step.
  • the average value of the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> is the orientation consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>
  • ⁇ hkl ⁇ represents a crystal plane parallel to the rolling plane
  • ⁇ uvw> represents a crystal direction parallel to the rolling direction. That is, ⁇ hkl ⁇ uvw> indicates a crystal in which ⁇ hkl ⁇ is oriented in the plate surface normal direction and ⁇ uvw> is oriented in the rolling direction.
  • the steel sheet for hot stamping may have a plating layer on its surface.
  • a plating layer By having a plating layer on the surface, corrosion resistance can be improved after hot stamping.
  • the plating layer include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot dip galvanizing layer, an electrogalvanizing layer, and an alloyed hot dip galvanizing layer.
  • the decarburization index of the hot stamping steel sheet is 0.085 or more. It is possible to promote tissue development and improve load resistance while maintaining excellent bendability. It is preferably 0.140 or more, more preferably 0.180 or more. The upper limit is 1.000 due to the method of calculating the decarburization index.
  • the decarburization index is an index for quantifying the amount of carbon reduction in the surface layer of the steel sheet, and can be calculated by the following method.
  • a Glow Discharge Optical Emission Spectrometry (GD-OES) is used to measure the element concentration distribution in the thickness direction of the hot stamping steel sheet.
  • the measurement range is set to a depth of 200 ⁇ m from the outermost surface of the steel sheet, and the measurement interval is set to 0.02 ⁇ m or less. All elements contained in the steel sheet for hot stamping are measured.
  • part or all of the plating layer or paint is removed by mechanical polishing or chemical polishing so that measurement can be performed from the outermost surface of the steel sheet to a depth of 200 ⁇ m. It is subjected to GD-OES measurement after removal. A region where the iron concentration is 90% by mass or more in the GD-OES measurement is determined as a steel sheet, and the measurement point where the iron concentration is 90% by mass is the outermost surface position of the steel sheet.
  • the average value is calculated for the carbon concentration measured values (at least 1000 points) at a depth of 180 ⁇ m to 200 ⁇ m from the outermost surface position of the steel plate, and this average value is regarded as the carbon concentration of the steel plate base material.
  • the measured value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m is the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m, and the carbon in the region from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m.
  • the absolute value of the difference from the maximum measured value of the concentration is 0.1% or less, and the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m, and from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m If the absolute value of the difference from the minimum value of the measured carbon concentration in the region is 0.1% or less, the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side of 20 ⁇ m is the carbon concentration of the steel plate base material. may be The unit depth is 20 ⁇ m, and the deepest part means the deeper position when the position is described for each unit depth from the outermost surface position of the steel plate to a position of 200 ⁇ m deep.
  • the “measurement value of carbon concentration in the region from the deepest part to 20 ⁇ m on the surface side” means the carbon concentration at the measurement points included in the 100 ⁇ m position to the 120 ⁇ m position.
  • the amount of decrease in carbon concentration per unit depth (the value obtained by subtracting the carbon concentration at each measurement point from the carbon concentration of the base metal) is calculated, and the unit depth and carbon
  • the area of the carbon-deficient region is obtained by calculating the integral value of the product with the decrease in concentration (area A).
  • the product of the carbon concentration of the base material and 200 ⁇ m is taken as a reference area (area B), and the value obtained by dividing the carbon-deficient area (area A) by the reference area (area B) is taken as a decarburization index.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is characterized in that the deformability of the metal structure of the surface layer region is improved and the internal load resistance is increased by changing the texture between the surface layer region and the internal region.
  • the chemical composition of the hot-stamped product according to the present embodiment is the same as the chemical composition of the steel sheet for hot stamping described above, so the description is omitted.
  • the hot stamped body according to the present embodiment has a metal structure containing martensite, bainite and tempered martensite with an area ratio of 90% or more in total, and the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface.
  • the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> The ratio of the orientation group to the pole density is less than 1.8, and in the texture from the 1/4 plate thickness position from the surface to the 1/2 plate thickness position from the surface, ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> ⁇
  • the ratio of the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> to the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 2.3 is.
  • all % about the metal structure demonstrated below is area %.
  • Martensite, Bainite and Tempered Martensite Total of 90% or More Martensite, bainite and tempered martensite are structures necessary to obtain desired strength. If the total area ratio of martensite, bainite and tempered martensite is less than 90%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of martensite, bainite and tempered martensite is set to 90% or more. It is preferably 93% or more and 95% or more. Since the larger the area ratios of martensite, bainite, and tempered martensite, the better, the area ratios of martensite, bainite, and tempered martensite may be 100%.
  • two or more of martensite, bainite and tempered martensite may be contained in a total of 90% or more, and one of martensite, bainite or tempered martensite may be contained in an amount of 90% or more. You can stay.
  • the hot-stamped body according to the present embodiment may contain at least one of ferrite and granular bainite as a residual structure. If the area ratio of these residual structures exceeds 10%, the desired load bearing capacity cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the residual structure may be 10% or less. Since it is preferable that the area ratio of the remaining structure is as small as possible, the area ratio of the remaining structure may be 7% or less, 5% or less, or 0%.
  • the metal structure of the hot-stamped compact according to the present embodiment is measured by the following method.
  • a sample is cut from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped product (a position other than the end if the sample cannot be taken from this position) so that the thickness cross section parallel to the rolling direction can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, it should be a size that allows observation of about 10 mm in the rolling direction.
  • a diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a dilute solution such as alcohol or pure water to finish it to a mirror surface.
  • a dilute solution such as alcohol or pure water
  • the sample is polished for 8 minutes with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature to remove strain introduced into the surface layer of the sample.
  • electron backscattering at a measurement interval of 0.1 ⁇ m in a region of 50 ⁇ m in length, 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface Crystal orientation information is obtained by measurement using a diffraction method.
  • an EBSD analyzer composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD analysis apparatus is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the area ratio of the residual structure can be obtained by subtracting the total area ratio of "martensite, bainite and tempered martensite" from 100%.
  • Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> ratio to the polar density of the orientation group is less than 1.8 ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10>
  • the ratio of the polar density of the orientation group consisting of ⁇ ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> to the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is 1.8 Bendability can be improved by making it less than.
  • the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 12> to the polar density is less than 1.8. Preferably, it is less than 1.7 and less than 1.6.
  • the ratio of the polar density of the orientation group consisting of may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring strength.
  • Texture from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface to the plate thickness 1/2 position Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> ⁇ ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>
  • Orientation group ratio to the pole density is less than 2.3 1/4 plate thickness position from the surface to 1/2 plate thickness position from the surface (inner region ) in the texture of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>
  • a high load capacity can be obtained by setting the ratio of the polar density of the orientation group consisting of less than 2.3.
  • the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1 ⁇ 12> to the polar density is less than 2.3. Preferably, it is less than 2.2 and less than 2.1.
  • Polar density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12> of the texture of the inner region may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring toughness.
  • the pole densities of the surface layer region and the inner region may be measured by the same method as in the case of hot stamping steel sheets.
  • the rolling direction of the hot-stamped product may be determined by the following method. First, a test piece is taken so that the thickness cross-section of the hot-stamped product can be observed. After mirror-polishing the plate thickness cross-section of the sampled test piece, it is observed using an optical microscope. The observation range is the entire plate thickness, and areas with dark luminance are determined to be inclusions. Among the inclusions, the direction parallel to the extending direction of the inclusions having a major axis length of 40 ⁇ m or more is determined as the rolling direction.
  • the hot stamped body according to this embodiment may have a plating layer on its surface. Corrosion resistance can be improved by having a plating layer on the surface.
  • the plating layer include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot dip galvanizing layer, an electrogalvanizing layer, and an alloyed hot dip galvanizing layer.
  • the decarburization index of the hot stamped body is 0.085 or more. It is possible to promote tissue development and improve load resistance while maintaining excellent bendability. It is preferably 0.140 or more, more preferably 0.180 or more. Although the upper limit of the decarburization index is 1.000 from the calculation method of the decarburization index, it is preferably 0.500 or less, more preferably 0.500 or less, more preferably 0.500 or less, in order to improve load resistance while maintaining excellent bendability. 040 or less.
  • the decarburization index of the hot-stamped product can be measured by the same method as for the steel plate for hot-stamping.
  • the cast slab is heated to 1200 ° C. or higher and held for 20 minutes or longer, and then the rolling before the final rolling in hot rolling is performed at a temperature range of 850 to 900 ° C. at a reduction of 8 to 30%. It is preferable to implement at a rate.
  • hot rolling is preferably completed in a temperature range of 800° C. or more and less than 850° C. with a rolling reduction of 6 to 12%. That is, the final hot rolling is preferably carried out in a temperature range of 800° C. or more and less than 850° C. with a rolling reduction of 6 to 12%.
  • the present inventors have found that the texture that improves bending deformability and load bearing after hot stamping develops by transforming austenite containing a small amount of dislocations into ferrite or granular bainite. Therefore, if the rolling one pass before the final rolling is performed at less than 850 ° C. or at a reduction rate of more than 30%, the final rolling is performed without recovering the dislocations of the austenite before the transformation, and the dislocations are removed. Transformation from austenite to ferrite may occur with inclusion, inhibiting the development of the desired texture.
  • the rolling one pass before the final rolling is performed at more than 900 ° C. or at a rolling reduction of less than 8%, the dislocation recovery is promoted too much and the dislocation density in the austenite becomes too low. , the desired texture may not be obtained. Therefore, it is preferable to carry out the rolling one pass before the final rolling in the hot rolling at a temperature range of 850 to 900° C. and a rolling reduction of 8 to 30%.
  • the final rolling is performed at a temperature of less than 800°C or at a rolling reduction of more than 12%, the final rolling is performed without recovering the dislocations of the austenite before the transformation, and the austenite is converted to ferrite while containing the dislocations. Metamorphosis may occur and inhibit the development of the desired texture.
  • the final hot rolling is preferably carried out in a temperature range of 800° C. or more and less than 850° C. with a rolling reduction of 6 to 12%.
  • the average cooling rate in the temperature range from the hot rolling end temperature to 450 ° C. is set to less than 10 ° C./s, thereby phase transformation to ferrite or granular bainite. is promoted, and the desired texture can be fully developed. If the average cooling rate in the above temperature range is 10° C./s or more, the desired texture may not be obtained.
  • the average cooling rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • the winding temperature is preferably 700° C. or lower.
  • a steel sheet for hot stamping is obtained by the above method.
  • the steel sheet for hot stamping obtained by the above method it is preferable to subject the steel sheet for hot stamping obtained by the above method to decarburization annealing.
  • Plating may be performed on the decarburization annealing line, or after the decarburization annealing is completed, the sheet may be passed through the annealing line for plating again.
  • Examples of the coating layer applied to the surface of the steel sheet for hot stamping include an aluminum coating layer, an aluminum-zinc coating layer, an aluminum-silicon coating layer, a hot-dip galvanized layer, an electro-galvanized layer, and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the decarburization annealing temperature (the highest temperature reached by the steel sheet) is 700 to 950 ° C., and the temperature range is 700 to 950 ° C. It is preferable that the residence time is 5 seconds to 1200 seconds.
  • the residence time here means the time from when the steel plate temperature rises and reaches 700°C to when it is held at 700 to 950°C and the steel plate temperature decreases and reaches 700°C.
  • the maximum temperature reached is less than 700° C. and the residence time in the temperature range of 700 to 950° C. is less than 5 seconds, the diffusion of C is not sufficiently promoted, so decarburization does not proceed, and the texture of the surface layer region may not be able to control
  • the maximum temperature exceeds 950° C. and the residence time in the temperature range of 700 to 950° C. exceeds 1200 seconds decarburization proceeds too much, and the texture of the surface layer region is ⁇ 001 ⁇ 1 ⁇ 10> ⁇ ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> ⁇ ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> the ratio of the polar density of the orientation group to 1 In some cases, it cannot be controlled below 0.5.
  • the hot-stamped article according to the present embodiment can be obtained by hot-stamping the steel sheet for hot-stamping produced by the above-described method in a high-temperature range.
  • the average heating rate during heating may be 0.1° C./s or more and 200° C./s or less.
  • the average heating rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature difference between the steel sheet surface temperature at the start of heating and the holding temperature by the time difference from the start of heating until reaching the holding temperature.
  • the steel sheet temperature may be varied within the temperature range of 800 to 1000° C., or may be kept constant.
  • the heating temperature is less than 800°C and the holding time is less than 60 seconds, the dissolution of the carbides becomes impure, and the remaining carbides may start cracks and deteriorate the bendability. If the heating temperature exceeds 1000° C. and the holding time exceeds 600 seconds, the diffusion of C is excessively promoted, resulting in ⁇ 001 ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ 1-10> of the texture in the inner region. and the polar density of the orientation group ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ -1-12> cannot be less than 2.3.
  • Heating methods before hot stamping include heating with an electric furnace or gas furnace, flame heating, electric heating, high-frequency heating, induction heating, and the like.
  • hot stamp After holding in the above temperature range, hot stamp.
  • the molding temperature is less than 650° C.
  • the total area ratio of bainite, tempered martensite, and martensite cannot be made 90%, and the desired It may not be possible to obtain the load capacity.
  • the grain size becomes too large in the texture of the inner region, and the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇
  • a hot stamped body is obtained by the above method.
  • a tempering treatment may be performed at 150 to 600° C. after hot stamp molding.
  • a part of the hot-stamped body may be tempered by laser irradiation or the like to provide a partially softened region.
  • a steel slab produced by casting molten steel having the chemical composition shown in Tables 23 and 24 was held in a temperature range of 1200 ° C. or higher for 20 minutes or more, and then hot rolled and cold rolled under the conditions shown in Tables 25 to 30. It was subjected to rolling and decarburization annealing. If necessary, a softening heat treatment was applied before the decarburization annealing. Moreover, plating and plating annealing were performed as needed. As a result, steel sheets for hot stamping shown in Tables 31 to 33 were obtained.
  • the obtained steel plate for hot stamping was subjected to hot stamping under the conditions shown in Tables 34 to 36 to obtain hot stamped bodies. Some of the hot stamped bodies were tempered at 150 to 600° C. after hot stamping. Also, for some of the hot-stamped products, a partially softened region was formed by partially tempering the hot-stamped product by irradiating it with a laser. Tables 37 to 39 show the microstructures and mechanical properties of the resulting hot stamped compacts.
  • the "polar density ratio in the texture of the surface layer region” is " ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1- 10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and the ratio of the polar density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>
  • the “polar density ratio in the texture of the internal region” is “ ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ ⁇ 1-10> and ⁇ 111 ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ 1-12>.
  • “Increase (N/°)” in Tables 5-A-1 to 5-A-3 is "Load increase per unit bending angle (N/°) in the area from immediately after the start of the test to the bending angle of 20°. ” is shown.
  • the metallographic structure and texture of the hot stamping steel plate and the hot stamped product were measured by the above-described measurement method. Moreover, the mechanical properties of the hot-stamped product were evaluated by the following methods.
  • the tensile (maximum) strength TS and uniform elongation uEl of the hot stamped molded body were measured by preparing a No. 5 test piece from an arbitrary position of the hot stamped molded body in accordance with JIS Z 2241: 2011, and tensile It was obtained by conducting a test.
  • the crosshead speed was set to 3 mm/min.
  • Bend Angle and Load Capacity Bend angle was evaluated by the following method based on the VDA standard (VDA238-100) defined by the German Automobile Manufacturers Association.
  • VDA238-100 VDA238-100
  • the maximum bending angle ⁇ (°) was obtained by converting the displacement at the maximum load obtained in the bending test into an angle based on the VDA standard. If the product of the tensile strength TS obtained by the above method and the maximum bending angle ⁇ (TS ⁇ ⁇ ) is 75000 MPa ⁇ ° or more, it is judged to be excellent in bendability, and if it is less than 75000 MPa ⁇ °, it is bent. It was determined to be unsatisfactory due to inferiority.
  • the withstand load was evaluated by the amount of load increase per unit bending angle in the area from immediately after the start of the test to the bending angle of 20° in the load stroke curve obtained in the bending test.
  • the load increment per unit bending angle was 400 N/° or more, the load resistance was judged to be excellent, and when it was less than 400 N/°, the load resistance was judged to be poor and it was judged to be unacceptable.
  • Test piece size 60 mm (rolling direction) x 30 mm (direction parallel to plate width direction)
  • Test piece plate thickness 1.6 mm
  • Bending ridgeline direction parallel to sheet width direction
  • Test method roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30 mm
  • Punch shape: tip R 0.4 mm
  • Distance between rolls 2.0 x plate thickness (mm) + 0.5 mm
  • Elemental technology F has a base steel plate, and the base steel plate contains, in mass%, C: more than 0.40%, 0.70% or less, Si: less than 2.00%, Mn: 0.01% above, less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol. Al: 0.001-1.000%, N: 0.0200% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.50%, B: 0.0002-0.0200%, Ti: 0-0.
  • Nb 0-0.200%
  • V 0-0.200%
  • Zr 0-0.200%
  • Cr 0-2.00%
  • W 0-2.00%
  • Cu 0-2.00%
  • Ca 0-0.0100%
  • Mg 0-0.0100%
  • REM 0-0.1000%
  • Bi 0-0.0500 %
  • balance Fe and impurities, and has a thickness of 0.05 mm in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the plate thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate.
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content are [Mo] mMAX : Maximum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mMIN : Minimum value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) [Mo] mAVE : Average value of Mo content in the base steel sheet (% by mass) satisfies ([Mo] mMAX - [Mo] mMIN ) / [Mo] mAVE ⁇ 0.50, the metal structure of the base steel sheet contains 90.0% or more of martensite, and the base steel sheet Vickers hardness in a region of 0.3 mm in the plate thickness direction and 0.6 mm in the direction orthogonal to the plate thickness direction centered on the 1/4 depth position of the plate thickness of the base steel plate from the surface
  • the hot stamped product has a standard deviation of 20 (Hv) or less and a tensile strength of the base steel
  • the present inventors diligently studied methods for suppressing the occurrence of cracks during deformation due to impact on hot-stamped molded products with a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • a method for controlling the chemical composition and structure of hot-stamped steel sheets used in hot-stamped products to suppress cracking during deformation due to impact was investigated. As a result, the following findings were obtained.
  • annealing is performed by heating to Ac above 3 points and holding for a short time (also referred to as second hot-rolled sheet annealing). As a result, local variations in hardness of the steel sheet for hot stamping are reduced.
  • the steel sheet for hot stamping according to this embodiment has the chemical composition shown below.
  • the reasons for limiting each element are as follows. "%” for content in the following description means “% by mass”.
  • a numerical range shown between “-” includes numerical values at both ends thereof. On the other hand, values indicated by “less than” and “more than” are not included in the range.
  • C more than 0.40%, 0.70% or less C is an element that has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet after hot stamping (the steel sheet included in the hot stamped product).
  • the C content is 0.40% or less, the tensile strength of the steel sheet after hot stamping is less than 2300 MPa, and the strength of the hot stamped product is insufficient. Therefore, the C content is made more than 0.40%.
  • a preferred C content is greater than 0.42%, greater than 0.43%, greater than 0.44%, or greater than 0.45%.
  • the C content should be 0.70% or less.
  • a preferable C content is 0.65% or less, 0.60% or less, 0.55% or less, or 0.50% or less.
  • Si less than 2.00% Si is an element contained as an impurity in steel and embrittles the steel. If the Si content is 2.00% or more, the adverse effect is particularly large. Therefore, the Si content should be less than 2.00%. Preferred Si contents are less than 1.50%, less than 1.00%, less than 0.75%, or less than 0.50%. Although the lower limit of the Si content is not particularly limited, an excessive decrease in the Si content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, it is preferable to set the Si content to 0.001% or more. Moreover, since Si has the effect of increasing the hardenability of steel, it may be positively contained. From the viewpoint of improving hardenability, the Si content is preferably 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.30% or more.
  • Mn 0.01% or more and less than 0.50%
  • Mn is an element that deteriorates the collision resistance of hot stamped products.
  • the Mn content should be less than 0.50%.
  • the Mn content is preferably less than 0.45%, less than 0.40%, less than 0.35%, or less than 0.30%.
  • Mn is an element that combines with S, which is an impurity, to form MnS and has the effect of suppressing the harmful effects of S.
  • the Mn content is set to 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel. From the viewpoint of improving hardenability, the Mn content is preferably 0.15% or more, 0.20% or more, or 0.25% or more.
  • P 0.200% or less
  • P is an element contained as an impurity in steel and embrittles the steel. If the P content exceeds 0.200%, the adverse effect thereof becomes particularly large, and weldability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is set to 0.200% or less.
  • a preferred P content is less than 0.100%, less than 0.050%, or less than 0.020%.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, an excessive decrease in the P content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an element contained as an impurity in steel and embrittles the steel. If the S content exceeds 0.0200%, the adverse effects become particularly large. Therefore, the S content is made 0.0200% or less.
  • a preferred S content is less than 0.0050%, less than 0.0020%, or less than 0.0010%. Although the lower limit of the S content is not particularly limited, an excessive decrease in the S content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • sol. Al 0.001-1.000%
  • Al is an element that acts to deoxidize molten steel. sol. If the Al content (acid-soluble Al content) is less than 0.001%, deoxidation will be insufficient. Therefore, sol. Al content shall be 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more. On the other hand, sol. If the Al content is too high, the transformation point rises, making it difficult to heat the steel sheet to a temperature exceeding the Ac 3 point in the manufacturing process of the steel sheet for hot stamping. Therefore, sol. Al content is 1.000% or less. sol. The Al content is preferably less than 0.500%, less than 0.100%, less than 0.060%, or less than 0.040%.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element that is contained as an impurity in steel and forms nitrides during continuous casting of steel. Since this nitride deteriorates the ductility of the steel sheet after hot stamping, the lower the N content is, the better. If the N content exceeds 0.0200%, the adverse effect is particularly large. Therefore, the N content is made 0.0200% or less.
  • the N content is preferably less than 0.0100%, less than 0.0080% or less than 0.0050%. Although the lower limit of the N content is not particularly limited, an excessive decrease in the N content invites an increase in steelmaking costs. Therefore, the N content may be 0.0010% or more.
  • Mo 0.01% or more and less than 0.50%
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel. It is an effective element for ensuring strength. In order to obtain this effect, the Mo content is set to 0.01% or more. A preferred Mo content is 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more.
  • the Mo content should be less than 0.50%. Mo content is preferably less than 0.40%, less than 0.35%, or less than 0.30%.
  • B 0.0002 to 0.0200%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, forms a metal structure mainly composed of martensite in the process of hot stamping, and is an effective element for ensuring the strength of hot stamped products.
  • the B content is made 0.0002% or more.
  • a preferable B content is 0.0006% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the B content should be 0.0200% or less.
  • a preferred B content is less than 0.0050%, less than 0.0040%, or less than 0.0030%.
  • the steel sheet for hot stamping may have a chemical composition containing the above chemical components with the balance being Fe and impurities.
  • the steel sheet for steel may further contain one or more selected from Ti, Nb, V, Zr, Cr, W, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, and Bi within the following ranges. Since these elements (arbitrary elements) do not necessarily need to be contained, the lower limit is 0%.
  • the "impurities" are components that are mixed from raw materials such as ores and scraps or due to various factors in the manufacturing process when steel sheets are industrially manufactured. It means that it is permissible within a range that does not adversely affect the steel plate for use.
  • Ti, Nb, V, and Zr are elements that have the effect of improving the collision resistance of hot-stamped products through refinement of the metal structure.
  • one or more selected from Ti, Nb, V and Zr may be contained as necessary.
  • the contents of Ti, Nb, V and Zr each exceed 0.200%, the above effects are saturated and the manufacturing cost of the steel sheet increases. Therefore, when they are contained, the contents of Ti, Nb, V and Zr are each set to 0.200% or less. Also, when the content of Ti, Nb, V and Zr is high, a large amount of carbides of these elements precipitates, impairing the ductility of the steel sheet after hot stamping. From the viewpoint of ensuring ductility, the preferred Ti content is less than 0.050% or less than 0.030%, and the preferred Nb content is less than 0.050%, less than 0.030% or less than 0.020%. with a preferred V content of less than 0.100%, or less than 0.050%, and a preferred Zr content of less than 0.100%, or less than 0.050%.
  • Cr 0-2.00% W: 0-2.00% Cu: 0-2.00% Ni: 0-2.00% Cr, W, Cu and Ni are elements that act to increase the hardenability of steel. Therefore, one or more selected from Cr, W, Cu and Ni may be contained as necessary. To obtain the above effects, it is preferable to contain at least one selected from Cr, W, Cu and Ni in an amount of 0.001% or more.
  • a more preferable Cr content is 0.05% or more, or 0.10% or more, a more preferable W content is 0.05% or more, or 0.10% or more, and a more preferable Cu content is 0.05% or more. It is 10% or more, and a more preferable Ni content is 0.10% or more.
  • the contents of Cr, W, Cu and Ni each exceed 2.00%, the impact resistance of the hot-stamped product deteriorates. Therefore, when they are contained, the contents of Cr, W, Cu and Ni are each set to 2.00% or less.
  • a preferred Cr content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%, and a preferred W content is less than 0.50%, less than 0.40%, or less than 0.30%.
  • a preferred Cu content is less than 1.00%, or less than 0.50%, and a preferred Ni content is less than 1.00%, or less than 0.50%.
  • Ca, Mg and REM are elements that have the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping by adjusting the shape of inclusions. Therefore, it may be contained as necessary. In order to obtain the above effect, it is preferable to contain at least one selected from Ca, Mg and REM each in an amount of 0.0001% or more.
  • the content of Ca or Mg exceeds 0.0100%, or the content of REM exceeds 0.1000%, not only the above effects are saturated but also excessive costs are incurred. Therefore, when they are contained, the content of Ca and Mg is set to 0.0100% or less, respectively, and the REM content is set to 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanides, and REM content means the total content of these elements.
  • Lanthanides are added industrially in the form of misch metals.
  • Bi 0 to 0.0500%
  • Bi is an element that has the effect of improving the collision resistance of hot stamped products by making the solidified structure finer. Therefore, it may be contained as necessary.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • a more preferable Bi content is 0.0003% or more, or 0.0005% or more.
  • the Bi content should be 0.0500% or less.
  • a preferred Bi content is 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment contains essential elements, and the balance may be Fe and impurities, contains essential elements, and further contains one or more optional elements. and the balance may be Fe and impurities.
  • the lower limit of the left side value of the above formula (Fi) is not limited, in order to greatly reduce the left side value of the above formula (Fi), in the method for manufacturing a steel sheet for hot stamping described later, the first hot rolled sheet annealing It is necessary to excessively increase the soaking temperature or excessively lengthen the soaking time. In this case, not only is the productivity of the hot stamping steel sheet impaired, but also the local variation in hardness of the hot stamping steel sheet increases. Therefore, the left-side value of the above formula (Fi) may be 0.05 or more, 0.10 or more, or 0.15 or more.
  • the local Mo content (concentration) distribution is obtained as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and a longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with waterproof abrasive paper. Furthermore, after buffing using a diamond suspension, the thickness Line analysis is performed using a field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA) over a range of 0.05 mm in the direction. The EPMA measurement is performed at intervals of 0.2 ⁇ m in the plate thickness direction, and the Mo content at each measurement position is determined from the 5-point moving average value.
  • FE-EPMA field emission electron probe microanalyzer
  • the average value of the measured values of the Mo concentration at five consecutive points is taken as the Mo content at the third measurement position, and the Mo content at each measurement position within the above range is obtained. From the maximum value, minimum value, and average value of the Mo content (the average value of the Mo content at all measurement positions) in the range thus obtained, the left side value of the above formula (Fi) is obtained. However, this line analysis is performed at arbitrary 10 points on the steel sheet, and the average value of the left-side values obtained at 10 points is taken as the left-side value of the above formula (Fi) for that steel sheet.
  • the steel plate for hot stamping according to the present embodiment has a region of 0.18 mm 2 (0.3 mm in the plate thickness direction centering on the 1/4 depth position of the steel plate and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction. area) is 20 (Hv) or less (20 or less in unit Hv) of Vickers hardness. If the standard deviation of the Vickers hardness in the above region is more than 20 (Hv), when the hot-stamped product is deformed, cracking occurs at the initial stage of deformation, resulting in significant deterioration in impact resistance. Therefore, the standard deviation of hardness in the above region is set to 20 (Hv) or less.
  • the standard deviation of hardness is preferably 15 (Hv) or less, or 10 (Hv) or less.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is an as-cold-rolled steel sheet, and the average hardness value is an index of the strain energy accumulated in the steel sheet.
  • the average hardness is preferably 280 (Hv) or more, 295 (Hv) or more, or 310 (Hv) or more.
  • the standard deviation of hardness may be more than 5 (Hv), or more than 10 (Hv). It is preferable that the average hardness in the above region is large. to degrade. Therefore, the average hardness may be 400 (Hv) or less, or 370 (Hv) or less.
  • the hardness of the steel sheet for hot stamping is obtained as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and the longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with water-resistant abrasive paper, and then buffed with a diamond suspension. Measure the Vickers hardness at the position. Specifically, as shown in FIG. 35, in a range of 0.3 mm in the plate thickness direction centering on the 1/4 depth position of the steel plate and 0.6 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction, a predetermined interval The Vickers hardness is measured at 45 points, and the arithmetic mean value and standard deviation are obtained from the obtained measured values.
  • a micro Vickers hardness tester is used for hardness measurement, and the measurement conditions are an applied load of 0.49 N and a load holding time of 10 seconds. High applied loads lead to large indentation dimensions and do not allow evaluation of the local hardness distribution, which is closely related to the impact resistance of hot-stamped parts. Therefore, the applied load is defined as 0.49N.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 900 MPa or more in order to increase the strain energy and improve the collision resistance of the hot stamped product.
  • a more preferable tensile strength is 950 MPa or more, or 1000 MPa or more.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment Since the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is manufactured without annealing after the cold rolling process, it has a metallographic structure elongated in the rolling direction. Such a metal structure increases the strain energy of the steel sheet for hot stamping and improves the collision resistance of the hot stamped product. A steel sheet that has been annealed after cold rolling does not accumulate sufficient strain energy, and the hot stamped product has poor collision resistance. If martensite (including tempered martensite) is included in the metal structure, the steel plate will be significantly hardened, making it difficult to cut the steel plate. , perlite and/or bainite.
  • the total volume fraction of the ferrite expanded in the rolling direction, the pearlite expanded in the rolling direction, and the bainite expanded in the rolling direction is greater than 80.0%, greater than 90.0%, or greater than 95.0% is preferred.
  • the remainder other than ferrite, pearlite, and bainite extended in the rolling direction may be martensite and/or retained austenite, and may further contain precipitates such as cementite.
  • the volume fraction of the remainder is preferably 20.0% or less.
  • the volume fraction of martensite is preferably less than 10.0%, or less than 5.0%.
  • the volume fraction of each structure in the metallographic structure of the hot stamping steel sheet is obtained as follows. First, a test piece is taken from a steel plate for hot stamping, and the longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished with water-resistant abrasive paper, and then buffed with a diamond suspension. The structure is observed at a depth position of 1/4 of . Specifically, after the polished surface is subjected to nital corrosion or electrolytic polishing, the structure is observed using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). The area ratios of ferrite, pearlite, bainite, and tempered martensite are obtained by image analysis based on the difference in the morphology of iron carbide.
  • tempered martensite can be distinguished from martensite in that iron carbide exists inside, and can be distinguished from bainite in that the iron carbide existing inside extends in multiple directions. can do.
  • the steel plate for hot stamping according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps.
  • Second hot-rolled sheet annealing step (IV) in which the hot-rolled annealed steel sheet is subjected to second hot-rolled sheet annealing )
  • a cold-rolling process in which the hot-rolled annealed steel sheet subjected to the second hot-rolled sheet annealing is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the method of manufacturing the slab used in the method of manufacturing the steel plate for hot stamping according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the steel having the above-described composition (chemical composition) is melted by known means and then made into a steel ingot by continuous casting, or by any casting method. It is made into a steel billet by a method such as blooming after making a steel ingot.
  • the continuous casting process in order to suppress the occurrence of surface defects caused by inclusions, it is preferable to cause the molten steel to undergo external additional flow such as electromagnetic stirring within the mold.
  • the steel ingot or billet that has been cooled once may be reheated and subjected to hot rolling. Alternatively, the steel may be subjected to hot rolling after being kept warm or subjected to auxiliary heating. In the present embodiment, such steel ingots and billets are collectively referred to as "slabs" as materials for hot rolling.
  • the temperature of the slab subjected to hot rolling is preferably less than 1250°C, more preferably 1200°C or less, in order to prevent coarsening of austenite.
  • the slab heating temperature may be 1050° C. or higher.
  • the heated slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • Hot rolling is preferably completed in a temperature range of Ar 3 or more in order to refine the metal structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after the completion of rolling.
  • the rough rolled material When hot rolling consists of rough rolling and finish rolling, the rough rolled material may be heated between the rough rolling and finish rolling in order to complete the finish rolling at the above temperature. At this time, it is desirable to suppress temperature fluctuations over the entire length of the rough rolled material at the start of finish rolling to 140° C. or less by heating the rear end of the rough rolled material to a higher temperature than the leading end. This improves the uniformity of product properties in the coil after the winding process.
  • the method of heating the rough-rolled material may be performed using known means.
  • a solenoid type induction heating device is provided between the roughing mill and the finishing mill, and the amount of heating is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of this induction heating device.
  • the coiling temperature is preferably 660° C. or lower in order to suppress local variations in Mo concentration.
  • a more preferable winding temperature is 640° C. or lower, or 620° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably above 500°C or above 550°C.
  • the hot-rolled and coiled steel sheet is subjected to the first hot-rolled sheet annealing to become a hot-rolled and annealed steel sheet.
  • the annealing applied to the hot-rolled steel sheet is called hot-rolled sheet annealing
  • the steel sheet after hot-rolled sheet annealing is called hot-rolled annealed steel sheet.
  • flattening by skin pass rolling or the like, or descaling by pickling or the like may be performed before the first hot-rolled sheet annealing.
  • the soaking temperature is set to Ac 3 points (°C) or higher, and the soaking time (holding time at the soaking temperature) is set to over 1 hour.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to 500° C. is over 1° C./sec. This is for suppressing local variations in Mo concentration and improving the collision resistance of the hot stamped product.
  • a more preferable soaking temperature is (Ac 3 points + 50°C) or more, a more preferable soaking time is 2 hours or more or 6 hours or more, and a more preferable average cooling rate to 500°C is 2°C/second or more. .
  • the austenite will be excessively coarsened and the local hardness variation of the hot stamping steel plate will increase . +200° C.) or less or (Ac 3 points+100° C.) or less, and the soaking time is preferably 12 hours or less or 10 hours or less.
  • the Ac 3 point is the temperature at which ferrite disappears in the metal structure when the steel sheet is heated, and in this embodiment, it is determined from the change in thermal expansion when the steel sheet is heated at 8° C./sec.
  • the second hot-rolled sheet annealing is performed on the steel sheet (hot-rolled and annealed steel sheet) that has been subjected to the first hot-rolled sheet annealing.
  • Annealing applied to a hot-rolled annealed steel sheet is also called hot-rolled sheet annealing.
  • flattening by skin pass rolling or the like, or descaling by pickling or the like may be performed.
  • the soaking temperature is set to Ac 3 point or more (Ac 3 point + 50°C) or less, and the soaking time is set to 1 second or more and less than 10 minutes.
  • the average heating rate from 500° C. to the soaking temperature is more than 1° C./second, and the average cooling rate from the soaking temperature to 500° C. is more than 1° C./second. This is for the purpose of suppressing local fluctuations in hardness in hot stamping steel sheets and improving the collision resistance of hot stamped products.
  • a more preferable soaking temperature is Ac 3 points or more (Ac 3 points + 25 ° C.) or less, a more preferable soaking time is 10 seconds or more and less than 5 minutes, and a more preferable average heating rate from 500 ° C. to the soaking temperature is 2° C./second or more. If the average cooling rate from the soaking temperature to 500°C is too fast, the steel sheet will be significantly hardened and difficult to cut, so the cooling rate is preferably 15°C/sec or less.
  • Cold rolling process The steel sheet subjected to the second hot-rolled sheet annealing (hot-rolled annealed steel sheet) is cold-rolled according to a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold reduction cumulative reduction in cold rolling
  • a preferred cold compression ratio is 20% or more, 30% or more, or 40% or more.
  • the upper limit of the cold reduction rate need not be particularly limited, but excessively increasing the cold reduction rate increases the load on the rolling equipment and causes a decrease in productivity, so the cold reduction rate is less than 70% and 60%. It is preferably less than or less than 50%.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is preferably 2.0 mm or less, more preferably 1.8 mm or less, and even more preferably 1.6 mm or less.
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained may be subjected to treatments such as degreasing and oiling according to conventional methods.
  • a hot-stamped product can be obtained by hot-stamping the steel sheet for hot-stamping according to the present embodiment described above.
  • a hot-stamped article manufactured using the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment (hereinafter referred to as a hot-stamped article according to the present embodiment) will be described.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment has a base steel plate (a steel plate that constitutes the hot-stamped product obtained by hot-stamping a hot-stamping steel plate). It may consist only of the base material steel plate.
  • the chemical composition of the base steel plate of the hot stamped product (if the hot stamped product consists only of the base steel plate, it can also be said to be the chemical composition of the hot stamped product) is the same as the steel plate for hot stamping described above.
  • the hot-stamped product includes a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa, at least the portion of the base steel sheet having a tensile strength of 2300 MPa or more is as described above. It suffices if it has a chemical composition.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment is 0 in the plate thickness direction centered at a depth position of 1/4 of the thickness of the base steel plate from the surface of the base steel plate (steel plate included in the hot-stamped product).
  • the Mo content is measured by linear analysis in the range of 0.05 mm
  • the maximum Mo content, the minimum Mo content, and the average Mo content in the measurement results satisfy the following formula (Fii) .
  • the meaning of each symbol in the above formula (Fii) is as follows.
  • the left-side value of the above formula (Fii) is preferably less than 0.50. More preferably, the left side value of the above formula (Fii) is less than 0.40 or less than 0.30. Although the lower limit of the left-side value of the above formula (Fii) is not limited, a large decrease in the left-side value of the above formula (Fii) leads to a decrease in the productivity of hot stamping steel sheets. Therefore, the left-side value of the above formula (Fii) may be 0.05 or more, 0.10 or more, or 0.15 or more.
  • the distribution of the local Mo concentration in the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then measuring the hot stamping steel plate at a depth of 1/4 of the base steel plate can be determined by performing concentration analysis in the same manner as in the case of . If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is collected and concentration analysis is performed.
  • the base steel sheet preferably has the following metallographic structure.
  • the hot stamped product has a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa
  • at least the portion of the base steel plate having a tensile strength of 2300 MPa or more is as follows. It preferably has a metallographic structure.
  • Martensite more than 90.0% Martensite is an important structure for increasing the tensile strength of steel sheets after hot stamping. If the volume fraction of martensite is 90.0% or less, the tensile strength of the hot stamped product will be less than 2300 MPa, resulting in insufficient strength. Therefore, the volume fraction of martensite is preferably more than 90.0%. A more preferred volume fraction of martensite is greater than 91.0%, greater than 93.0%, or greater than 95.0%. There is no particular upper limit for the volume fraction of martensite, but in order to greatly increase the volume fraction of martensite, it is necessary to excessively raise the heating temperature of the steel sheet or excessively cool the steel sheet in the hot stamping process. The productivity of hot stamped products is greatly impaired.
  • the volume fraction of martensite is preferably 99.0% or less, or 98.0% or less.
  • the martensite includes fresh martensite that has not been tempered and tempered martensite that has been tempered and contains iron carbide therein.
  • the remainder of the metallographic structure may contain ferrite, pearlite, bainite or retained austenite, and may also contain precipitates such as cementite. Since it is not necessary to contain ferrite, pearlite, bainite, retained austenite and precipitates, the lower limit of the volume fraction of ferrite, pearlite, bainite, retained austenite and precipitates is 0%.
  • ferrite, pearlite and bainite have the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping, it is preferable to include at least one selected from ferrite, pearlite and bainite when obtaining this effect.
  • the volume ratio of ferrite is preferably 0.5% or more, or 1.0% or more, and the volume ratio of pearlite and bainite is preferably 1.0% or more, and 2.0% or more. is more preferable.
  • the volume fraction of ferrite is preferably less than 3.0%, or less than 2.0%, and the volume fractions of pearlite and bainite are preferably less than 10.0%, respectively 5.0%. It is more preferable to make it less than.
  • Retained austenite has the effect of improving the ductility of the steel sheet after hot stamping.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 0.5% or more, 1.0% or more, or 2.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably less than 9.0%, less than 7.0%, less than 5.0%, or less than 4.0%.
  • the volume ratio of each structure in the metal structure of the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then placing it at a depth of 1/4 of the base steel plate for hot stamping. It can be obtained by observing the structure in the same manner as in the steel plate. If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is collected and histologically observed.
  • All or part of the hot stamped article according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of all or part of the base steel plate of the hot stamped product is 2300 MPa or more.
  • the tensile strength of at least a portion is 2300 MPa or more.
  • the collision resistance of the hot-stamped product cannot be ensured. Therefore, the tensile strength of all or part of the hot stamped product is set to 2300 MPa or more.
  • all or part of the hot stamped article has a tensile strength of 2400 MPa or more, or 2500 MPa or more.
  • the tensile strength of the base steel plate of the hot-stamped product is preferably less than 3000 MPa or less than 2800 MPa.
  • the hot stamped product according to the present embodiment may have a tensile strength of 2300 MPa or more in the whole (the entire molded product), but a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and less than 2300 MPa in the hot stamped product may be mixed.
  • Hot-stamped products with parts with different strengths are produced by joining two or more types of steel sheets with different chemical compositions and then hot-stamping them. can be produced by a method of partially changing , a method of partially reheating a hot stamped product, or the like.
  • the hot-stamped product according to this embodiment has an area of 0.18 mm 2 (0.3 mm in the plate thickness direction centering on the quarter depth position of the base steel plate and 0.3 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction).
  • the standard deviation of the Vickers hardness within the 6 mm region) is 20 (Hv) or less. If the standard deviation of the Vickers hardness in the above region is more than 20 (Hv), when the hot-stamped product is deformed, cracking occurs at the initial stage of deformation, resulting in significant deterioration in impact resistance. Therefore, the standard deviation of hardness in the above region is set to 20 (Hv) or less.
  • the standard deviation of hardness is 15 (Hv) or less, or 10 (Hv) or less.
  • the hot stamped product has a portion having a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion having a tensile strength of less than 2300 MPa, at least the portion of the base steel plate having a tensile strength of 2300 MPa or more, It suffices if it has a uniform hardness distribution.
  • the standard deviation of hardness in the above region is preferably as small as possible, a large reduction in the standard deviation of hardness leads to a decrease in the productivity of hot-stamped products. Therefore, the standard deviation of hardness may be more than 5 (Hv), or more than 10 (Hv).
  • the hardness distribution of the base steel plate in the hot stamped product is obtained by taking a test piece from the hot stamped product, buffing the longitudinal section of the steel plate, and then placing the steel plate for hot stamping at the 1/4 depth position of the base steel plate. Hardness can be measured and determined in the same manner as in . If the hot stamped product has a portion with a tensile strength of 2300 MPa or more and a portion with a tensile strength of less than 2300 MPa, the test piece is taken and the hardness is measured.
  • the hot stamped product according to the present embodiment is obtained by performing a heating step of heating the steel plate for hot stamping according to the present embodiment described above and performing hot stamping on the heated steel plate for hot stamping to obtain a hot stamped product. and a hot stamping process.
  • the hot stamping process molding and cooling are performed using a mold.
  • the steel sheet for hot stamping is heated prior to the hot stamping step.
  • the heating temperature is preferably a temperature exceeding Ac 3 points. If the heating temperature is Ac 3 or less, the volume fraction of martensite in the metallographic structure of the hot-stamped product is insufficient, and the strength and impact resistance of the molded product are reduced.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, scale is excessively formed on the hot-stamped product, and the build-up of scale in the mold reduces the productivity of the molded product. Therefore, the heating temperature is preferably 1200° C. or lower, or 1150° C. or lower.
  • the heating rate of the steel sheet is not particularly limited, but the higher the heating rate, the more effectively the strain energy accumulated in the hot stamping steel sheet can be utilized, and the better the impact resistance of the hot stamped product. Therefore, it is preferred that the average heating rate up to 700° C. is more than 10° C./s, more than 20° C./s, more than 30° C./s, or more than 50° C./s.
  • the average heating rate is preferably less than 150°C/sec, less than 120°C/sec, or less than 90°C/sec.
  • the heated steel sheet for hot stamping it is preferable to start hot stamping at a temperature of 700° C. or higher after the heated steel sheet is removed from the heating furnace and allowed to cool in the atmosphere. If the hot stamping start temperature is lower than 700° C., the volume fraction of martensite in the metallographic structure of the hot stamped article is insufficient, and the strength and impact resistance of the molded article are deteriorated.
  • the molded article is cooled while being held in the mold and/or the molded article is removed from the mold and cooled by any method. If the cooling rate is low, the volume fraction of martensite in the metal structure of the hot stamped product will be insufficient, and the strength of the molded product will decrease.
  • the cooling stop temperature is high, similarly the volume fraction of martensite in the metal structure of the hot stamped product is insufficient, and the strength of the molded product is reduced. It is preferably less than °C.
  • the reheat treatment reduces the local hardness variation of the hot-stamped product and improves the impact resistance of the hot-stamped product.
  • the reheating temperature is too high, the steel sheet will soften and the strength of the molded product will be insufficient.
  • the holding time at the heating temperature is short, the above effect cannot be sufficiently obtained, while if the holding time is long, the strength of the molded product will be insufficient. Therefore, the lower limit of the retention time is preferably 5 minutes or more, or 10 minutes or more, and the upper limit of the retention time is preferably less than 30 minutes, or less than 20 minutes.
  • Molten steel was cast using a vacuum melting furnace to produce steels A to U having chemical compositions shown in Table 40.
  • the Ac 3 points in Table 40 were obtained from changes in thermal expansion when cold-rolled steel sheets of steels A to U were heated at 8°C/sec. Steels A to U were heated to 1200° C. and held for 60 minutes, and then hot rolled under the hot rolling conditions shown in Table 41.
  • steels A to U were subjected to 10 passes of rolling in a temperature range of Ar 3 or higher to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.2 to 3.2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to 640 to 660°C with a water spray, the cooling end temperature is taken as the coiling temperature, and the hot-rolled steel sheet is charged into an electric heating furnace held at this coiling temperature. It was held for 60 minutes, after which the hot rolled steel sheet was furnace cooled to room temperature at an average cooling rate of 20°C/hour to simulate slow cooling after coiling.
  • the first hot-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Table 41.
  • the material was heated from room temperature to the soaking temperature at a heating rate of 100° C./hour, and soaked for 0.1 to 6 hours. Subsequently, the steel plate was taken out from the heating furnace and allowed to cool to room temperature. The average cooling rate from the soaking temperature to 500°C was 9-10°C/sec.
  • the first hot-rolled sheet annealing was omitted for some of the hot-rolled steel sheets. After pickling the hot-rolled annealed steel sheet or the hot-rolled steel sheet, the second hot-rolled sheet annealing was performed under the conditions shown in Table 41. Specifically, an electric heating furnace was used to heat from 500° C.
  • the second hot-rolled sheet annealing was omitted for some of the hot-rolled and annealed steel sheets.
  • the hot-rolled annealed steel sheet was pickled, it was cold-rolled under the conditions shown in Table 41 to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm.
  • Some of the hot-rolled and annealed steel sheets were not subjected to cold rolling, and were mechanically ground into ground plates having a thickness of 1.4 mm.
  • a portion of the cold-rolled steel sheet was heated from room temperature to 780°C at a heating rate of 10°C/second and soaked for 120 seconds. Subsequently, the steel sheet was cooled to room temperature at an average cooling rate of 15°C/sec to obtain an annealed steel sheet.
  • a test piece for EPMA measurement was taken from the cold-rolled steel plate, the ground plate, and the annealed steel plate (these steel plates are collectively referred to as hot stamping steel plates) thus obtained, and the steel plate of this test piece After polishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the concentration of Mo by the above-described method at a depth position (1/4 depth position) of the thickness of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet. The distribution (maximum value, minimum value and average value) was measured and the left side value of the above formula (Di) was obtained. Specifically, JXA-8530F manufactured by JEOL Ltd.
  • the acceleration voltage is 15.0 kV
  • the irradiation current is 5.0 ⁇ 10 -8 A
  • the measurement interval is 0.20 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • a line analysis was performed on The maximum, minimum and average values of the Mo content were obtained from the 5-point moving average of the obtained measurement data. Using these values, the left side value of the above formula (Di) was calculated.
  • a JIS 13B tensile test piece was taken along the direction orthogonal to the rolling direction, and a tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm/min to determine the tensile strength. Further, a test piece for hardness measurement is taken from the hot stamping steel plate, and after polishing the longitudinal section parallel to the rolling direction of the steel plate of this test piece, at a position of 1/4 depth of the steel plate, by the method described above. Vickers hardness was measured in accordance with JISZ2244:2009 at a load of 0.49 N to obtain the average value and standard deviation of Vickers hardness.
  • Table 41 shows the results of investigating the Mo concentration distribution of the steel sheets for hot stamping and the results of investigating the mechanical properties of the steel sheets for hot stamping.
  • a hot stamping base plate having a width of 240 mm and a length of 800 mm was taken from the hot stamping steel plate, and a hat member having the shape shown in FIG. 36 was manufactured by hot stamping.
  • a gas heating furnace was used to heat a base plate (steel plate for hot stamping) to 950° C. at an average heating rate of 11° C./s up to 700° C., and the temperature was maintained for 1 minute. Thereafter, the blank was taken out from the heating furnace, allowed to cool to 800° C., sandwiched between molds equipped with a cooling device to form a hat, and then cooled to room temperature (25° C.) in the mold.
  • Test No. 34 using steel U the hat member after cooling was subjected to reheating treatment by holding at 140° C. for 10 minutes using an electric heating furnace.
  • a test piece for structure observation was taken, and after polishing the longitudinal section of this test piece, the steel plate was subjected to the above-described method at the 1/4 depth position. The metallographic structure was observed, and the volume ratio of martensite, retained austenite, and others (one or more of ferrite, pearlite, bainite, and precipitates) was determined. Also, from the vertical wall portion of the hat member (hot stamped product), a test piece for EPMA measurement was taken, and after polishing the vertical cross section of this test piece, Mo was measured, and the left side value of the above equation (Fii) was obtained.
  • a JIS 13B tensile test piece was sampled from the vertical wall portion of the hat member along the longitudinal direction of the member, and a tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm/min to determine the tensile strength. Further, a test piece for hardness measurement was sampled from the vertical wall portion of the hat member, and after polishing the longitudinal section of this test piece, a load of 0.49 N was applied at a position of 1/4 depth of the steel plate by the method described above. Vickers hardness was measured according to JISZ2244:2009, and the standard deviation of Vickers hardness was obtained.
  • a closing plate having a thickness of 1.4 mm, a width of 130 mm, and a length of 800 mm was welded to the hat member to manufacture a specimen for a three-point bending test.
  • a steel plate having a tensile strength of 1553 MPa was used for the closing plate.
  • this test piece was placed on two support rolls arranged at a roll interval of 700 mm, and the test piece with a length of 800 mm was placed so that the closing plate was on the bottom side, and a speed of 2 m / sec was applied.
  • a three-point bending test was performed at the test speed, and the maximum load, the displacement from the contact between the test piece and the impactor until the test piece started to crack, and the absorbed energy until the crack started to occur were determined.
  • the maximum load was 23.0 kN or more
  • the crack generation displacement was 35 mm or more
  • the absorbed energy was 0.80 kJ or more
  • Table 42 shows the results of investigating the Mo concentration distribution of the hat member, the results of observing the metal structure of the hat member, the results of evaluating the mechanical properties of the hat member, and the results of evaluating the collision resistance of the hat member.
  • Element technology G is a skeleton member formed by hot-stamping a steel plate, the skeleton member having a closed cross-section portion whose cross section perpendicular to the longitudinal direction is a closed cross-section, and the closed cross-section portion is At least two flat portions, which are portions having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension in the cross section, and a concave bead portion formed between the two flat portions, wherein the concave bead portion has a radius of curvature is 50 mm or more, and protrudes toward the inside of the closed cross-section from the ends of the two flat portions facing each other through a pair of bent portions that bend toward the inside of the closed cross-section.
  • the wall has a Vickers hardness of 520 Hv or more at the center of the thickness of the wall, and the width of the wall is 0.5 times the effective width We obtained from Karman's effective width formula. 2.5 times or less, and the standard deviation ratio obtained by dividing the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer of the wall by the standard deviation of the hardness frequency distribution in the center of the plate thickness of the wall Skeletal member less than 1.0.
  • Element Technology G by controlling the width of the wall of the concave bead portion and the hardness standard deviation ratio within an appropriate range, it is possible to prevent bending breakage while suppressing elastic buckling. As a result, high energy absorption performance can be obtained even when a high-strength thin member is used. Therefore, it is possible to exhibit excellent energy absorption efficiency.
  • the present inventors diligently studied the configuration of a frame member that can exhibit excellent energy absorption efficiency.
  • it is also possible to efficiently absorb impact energy by realizing deformation in the desired deformation mode of the frame member immediately after the bending load is applied due to the collision. is important.
  • Longitudinal direction means the material axial direction of the skeleton member, that is, the direction in which the axis extends.
  • the term “anticipated bending compression surface” means a portion of the skeleton member where it is assumed that longitudinal compressive stress is generated when the skeleton member receives a bending load due to a collision or the like.
  • a “flat portion” means a linear portion in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the frame member, specifically, a portion having a radius of curvature larger than the maximum outer dimension of the cross section.
  • the maximum external dimension means the length of a straight line that maximizes the distance between the ends of any two points on the cross section.
  • a “concave bead portion” means a portion of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the frame member that protrudes toward the inside of the closed cross-sectional portion from the surface assumed to be bent and compressed.
  • a “corner portion” means a non-linear portion excluding flat portions and concave bead portions in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the frame member.
  • “Width” means the line length along the circumferential direction of the closed cross section, for example, "wall width” means the line length between one end and the other end of the wall.
  • the “effective width” is the effective width We obtained from the following equation (G1) based on Karman's effective width theory, that is, Karman's effective width formula .
  • W e t(4 ⁇ 2 E/12(1- ⁇ 2 ) ⁇ y ) 1/2 (G1) where, ⁇ y : Yield stress of wall (MPa) E: Young's modulus of the wall (MPa) t: wall thickness (mm) ⁇ : Poisson's ratio of the wall.
  • the "effective width ratio" is the ratio of the wall width H0 of the recessed bead portion to the effective width We , and is a value calculated by H0 / We . It can be said that the smaller the value of the effective width ratio, the less elastic buckling occurs in the wall section.
  • “Surface layer” refers to the depth position where the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 1% of the thickness of the steel sheet, and the distance from the surface of the steel sheet in the thickness direction to the thickness of the steel sheet. It means the area between the depth position which is 5%.
  • the “thickness center” means a depth position where the separation distance in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet is 3/8 of the thickness.
  • the “surface of the steel plate” used as a reference for the depth position means the surface of the base steel plate. For example, if the steel plate is plated or painted, or if rust is formed, the surface of the steel sheet without plating, painting and rust is used as the reference for the depth position. When a surface layer coating such as plating, painting, or rust is formed on the surface of the base steel sheet, the boundary between the surface layer coating and the surface of the base steel sheet can be easily identified by various known means.
  • Energy absorption amount is the amount of energy absorption calculated from the relationship between impactor reaction force (load) and stroke when a rigid flat impactor collides with the assumed bending compression surface with both ends of the frame member fully constrained. be.
  • “Energy absorption efficiency” is the amount of energy absorption per cross-sectional area of the skeleton member. If the frame member does not have a uniform cross section in the longitudinal direction, it is the energy absorption amount per cross-sectional area of the closed cross section that has the smallest cross-sectional area among the closed cross sections perpendicular to the longitudinal direction of the member.
  • FIG. 39 is a perspective view of the skeleton member G1.
  • FIG. 40 is a cross-sectional view taken along section line A1-A1 in FIG. 39, and is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction of the skeleton member G1.
  • 41 is an enlarged view of the area enclosed by A in FIG. 40.
  • the skeleton member G1 is composed of a hollow tubular main body G10 extending in the longitudinal direction.
  • the skeleton member G1 is a member whose cross section perpendicular to the longitudinal direction is a closed cross section as a single unit.
  • a concave bead portion G100 is sandwiched between two first flat portions G11, G11 on the assumed bending compression surface. If the assumed bending compression surface is composed only of flat portions, the flat portions may flex when subjected to a compressive load, and the load resistance may not be fully exhibited. By arranging the concave bead portion G100 sandwiched between the one flat portions G11, G11, an effect of improving load resistance can be obtained.
  • First corner portions C1, C1 are formed at the outer ends of the respective first flat portions G11, G11.
  • Two second flat portions G13, G13 facing each other extend from the ends of the first corner portions C1, C1 opposite to the first flat portions G11, G11.
  • second corner portions C2 and C2 that are bent in a direction to approach each other are formed at the ends of the second flat portions G13 and G13 on the side opposite to the first corner portions C1 and C1.
  • the ends of the second corner portions C2, C2 on the side opposite to the second flat portion G13 are connected by the third flat portion G15.
  • the skeleton member G1 includes the concave bead portion G100, the first flat portions G11, G11, the second flat portions G13, G13, the third flat portion G15, the first corner portions C1, C1, and the second flat portions G13, G13.
  • the corner portions C2, C2 form a closed cross section.
  • the concave bead region G100 includes first bent portions G121, G121, wall portions G123, G123, second bent portions G125, G125, and the bottom G127.
  • the first bent portions G121, G121 are portions bent toward the inside of the closed cross section from the mutually opposing ends of the two first flat portions G11, G11.
  • a portion with a radius of curvature of 50 mm or more is regarded as part of the wall, so the radius of curvature of the first bent portion G121 is less than 50 mm.
  • the radius of curvature of the first bent portion G121 may be, for example, 3 mm to 5 mm.
  • the wall portions G123, G123 are portions that protrude toward the inside of the closed cross-sectional portion via the first bent portions G121, G121.
  • the wall portions G123, G123 are linear portions having a radius of curvature of 50 mm or more.
  • the second bent portions G125, G125 are portions bent in mutually facing directions from the ends of the wall portions G123, G123 opposite to the first bent portions G121, G121.
  • a portion having a curvature radius of 50 mm or more is regarded as part of the wall portion G123 or a portion of the bottom portion G127, so the curvature radius of the second bent portion G125 is less than 50 mm.
  • the radius of curvature of the second bent portion G125 may be, for example, 3 mm to 5 mm.
  • the bottom part 127 is a part that linearly connects the ends of the second bent parts G125, G125 opposite to the wall parts G123, G123.
  • the width H0 of the wall portion G123 of the recessed bead portion G100 is set to 2.5 times or less of the effective width We .
  • the width H0 of the wall portion G123 is set to 0.5 times or more the effective width We .
  • the upper limit of the effective width We is preferably 60 mm or less in order to obtain the necessary yield strength.
  • the plate thickness of the concave bead portion G100 is preferably 1.2 mm or less from the viewpoint of weight reduction.
  • the plate thickness of the recessed bead portion G100 is less than 0.4 mm, elastic buckling easily occurs in the wall portion G123 of the recessed bead portion G100, increasing the restriction on the setting range of the width H0 . Therefore, it is preferable that the plate thickness of the recessed bead portion G100 is 0.4 mm or more.
  • the frame member G1 is formed into a predetermined shape by hot stamping, in which a steel plate for hot stamping is heated to the austenite region, held in a predetermined temperature range, and pressed while being quenched by a press die having a rapid cooling mechanism. and then by joining the end faces.
  • the skeleton member G1 thus formed has a tensile strength of more than 1.8 GPa.
  • the Vickers hardness of the plate thickness central portion of the wall portion G123 of the recessed bead portion G100 in the skeleton member G1 can be obtained by the hardness test performed by the method described in JIS Z 2244:2009. When the load is 300gf (2.9N), it becomes 520Hv or more.
  • the hardness of the plate thickness center portion of the wall portion G123 of the concave bead portion G100 is 520 Hv or more in Vickers hardness. is set to Although the upper limit of the hardness of the plate thickness central portion is not particularly defined, the Vickers hardness may be 850 Hv or less.
  • a method of measuring the hardness of the thickness center portion of the wall portion G123 of the recessed bead portion G100 is as follows.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is taken from the wall portion G123 of the recessed bead portion G100, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, depending on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009.
  • the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is carried out by the method described in JIS Z 2244:2009 on the measurement surface thus mirror-finished. Using a micro Vickers hardness tester, 30 points are measured at 3/8 positions of the plate thickness of the sample with a load of 300 gf at intervals of 3 times or more of the indentation, and their average value is the hardness at the center of the plate thickness. do.
  • the width H0 of the wall portion G123 is 2.5 times or less the effective width W e , it is possible to suppress elastic buckling in the wall portion G123.
  • high-strength materials such as hot-stamped materials exceeding 1.8 GPa, even if elastic buckling can be suppressed by controlling the effective width We , if the bending performance is insufficient, the bending load will cause Excellent energy absorption efficiency cannot be obtained due to breakage occurring during deformation.
  • the ratio of the standard deviation of the hardness frequency distribution at the center of the plate thickness of the wall G123 in the recessed bead portion G100 to the standard deviation of the hardness frequency distribution at the surface layer is appropriately adjusted.
  • Bending performance is improved by controlling the Therefore, in the skeleton member G1 according to the present embodiment, even if a high-strength material is used, breakage during deformation is suppressed, and energy absorption efficiency that is significantly superior to that of the conventional art can be exhibited.
  • the standard deviation of the hardness frequency distribution in the surface layer portion is the thickness center portion (3/8 depth of the plate thickness position) is controlled to a value smaller than 1.0.
  • FIG. 42 is a graph showing the results of a VDA bending test using a steel plate of 2.0 GPa grade with a thickness of 1.4 mm. It can be seen that the maximum bending angle (°) increases and the bending angle ratio increases. That is, when the hardness standard deviation ratio is less than 1.0, breakage is less likely to occur during deformation due to an axial load, and excellent energy absorption efficiency can be exhibited. More preferably, the standard deviation ratio is less than 0.8.
  • the hardness frequency distribution at the plate thickness central portion and the hardness frequency distribution at the surface layer portion are obtained by a Vickers hardness test.
  • a sample having a cross section perpendicular to the plate surface is cut from an arbitrary position including the wall G123 of the recessed bead region G100, the cross section is prepared as a measurement surface, and the measurement surface is subjected to a hardness test.
  • the size of the measurement surface may be about 10 mm ⁇ 10 mm, although it depends on the measuring device.
  • the preparation method of the measurement surface is carried out according to JIS Z 2244:2009.
  • the surface to be measured is mirror-finished using a liquid prepared by dispersing diamond powder with a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in diluted liquid such as alcohol or pure water. Finish.
  • a hardness test is performed on the measurement surface thus mirror-finished by the method described in JIS Z 2244:2009.
  • the hardness of the surface layer is measured using a micro Vickers hardness tester. Under a load of 300 gf, 30 points are measured at intervals of 3 times or more of the indentation to obtain the hardness frequency distribution in the surface layer. Similarly, at the center of the plate thickness (3/8 depth position of the plate thickness), a load of 300 gf is measured at 30 points at intervals of 3 times or more of the indentation, and the hardness frequency distribution at the center of the plate thickness is obtained. .
  • a well-known statistical method is used to obtain the standard deviation of the hardness frequency distribution at the center of the plate thickness and the hardness frequency distribution at the surface layer obtained as a result of the Vickers hardness test described above.
  • the hardness frequency distribution at the surface layer is the same as the hardness frequency distribution at the thickness center.
  • the standard deviation ratio is 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio becomes a value different from 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio at the thickness center can be less than 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio can be controlled by adjusting the maximum heating temperature and holding time during decarburization annealing of a steel sheet for hot stamping, which is a known technique.
  • the conditions for decarburization annealing are as follows: in a moist atmosphere containing hydrogen, nitrogen or oxygen, the decarburization annealing temperature (maximum temperature of the steel sheet) is 700 to 950 ° C., and the residence time in the temperature range of 700 to 950 ° C. is 5. Seconds to 1200 seconds are preferred. Further, within this condition range, the hardness standard deviation ratio can be made smaller than 0.8 by setting the annealing temperature to a higher temperature range and narrowing down the residence temperature to a longer time range. At least one surface layer portion of the wall portion G123 may satisfy the above condition of the hardness standard deviation ratio. However, it is preferable that the surface layer portions on both sides of the wall portion G123 satisfy the condition of the hardness standard deviation ratio.
  • the skeleton member G1 As described above, according to the skeleton member G1 according to the present embodiment, elastic buckling is suppressed by controlling the width H0 of the wall portion G123 of the concave bead portion G100, and deformation is achieved by controlling the hardness standard deviation ratio. It is possible to suppress the breakage of time. Therefore, the energy absorption efficiency can be remarkably improved while having a sufficient Vickers hardness of 520 Hv or more at the plate thickness center portion of the wall portion G123 of the recessed bead portion G100.
  • the skeleton member G2 according to the second embodiment of the elemental technology G will be described below.
  • the skeleton member G2 according to the second embodiment differs from the skeleton member G1 according to the first embodiment in that the cross section perpendicular to the longitudinal direction is closed by two members. That is, in the skeleton member G2, the closed cross-sectional portion is composed of two joined members. Duplicate descriptions of components having substantially the same functional configurations as those described in the first embodiment will be omitted.
  • FIG. 43 is a perspective view of the skeleton member G2.
  • FIG. 44 is a cross-sectional view taken along section line A2-A2 in FIG. 43, and is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction of the skeleton member G2.
  • 45 is an enlarged view of the area enclosed by B in FIG. 44.
  • the skeleton member G2 forms a closed cross section by joining the first skeleton member G20 and the second skeleton member G30. That is, the closed cross-section portion includes the first skeleton member G20 and the second skeleton member G30.
  • the first skeleton member G20 is a member having a hat-shaped cross section, and its top plate surface functions as a surface assumed to be bent and compressed. In the assumed bending compression plane, the concave bead portion G200 is sandwiched between the two first flat portions G21, G21.
  • First corner portions C1, C1 are formed at the outer ends of the respective first flat portions G21, G21.
  • Two second flat portions G23, G23 facing each other extend from the ends of the first corner portions C1, C1 opposite to the first flat portions G21, G21.
  • second corner portions C2, C2 that are bent in directions away from each other are formed at the ends of the second flat portions G23, G23 opposite to the first corner portions C1, C1.
  • Third flat portions G25, G25 extend from the ends of the second corner portions C2, C2 on the side opposite to the second flat portion G23 in directions away from each other.
  • the second frame member G30 is a plate-like steel plate, and includes a pair of joint portions G31, G31 that are in surface contact with the third flat portions G25, G25 of the first frame member G20 and joined by spot welding or the like. and a flat portion G33 sandwiched between the joint portions G31, G31.
  • the skeletal member G2 includes the concave bead portion G200, the first flat portions G21, G21, the second flat portions G23, G23, the first corner portions C1, C1, and the second flat portions G21, G21 of the first skeletal member G20.
  • a closed cross-sectional portion is formed by the corner portions C2, C2 and the flat portion G33 of the second skeleton member G30.
  • the concave bead region G200 includes first bent portions G221, G221, wall portions G223, G223, second bent portions G225, G225, and the bottom G227. Since the configuration of the recessed bead portion G200 is the same as the configuration of the recessed bead portion G100 described in the first embodiment, detailed description thereof will be omitted.
  • the closed cross-section portion may be composed of two or more joined members.
  • one concave bead portion is provided on the bending compression assumed surface, but two or more concave bead portions may be formed on the bending compression assumed surface. That is, like a skeleton member G1A according to the first modified example shown in FIG. 46, two concave bead portions G100A, G100A may be formed on the surface assumed to be bent and compressed.
  • the width H0 of the wall portion G123A of the two recessed bead portions G100A, G100A satisfies the condition that the effective width We calculated from Karman's effective width formula is not less than 0.5 times and not more than 2.5 times. This makes it possible to exhibit even better energy absorption efficiency.
  • the number of flat portions is not particularly limited, and at least two flat portions connected to the bent portion of the concave bead portion are sufficient.
  • the recessed bead portion G100 described above has a pair of wall portions G123, G123 extending facing each other, but like the recessed bead portion G100B according to the second modification shown in FIG. may have a pair of wall portions G123B, G123B extending in parallel.
  • the concave bead G100B according to this modification includes first bent portions G121B and G121B that bend toward the inside of the closed cross section, and the first bent portions G121B and G121B that bend toward the inside of the closed cross section.
  • the concave bead portion G100 described above has a pair of second bent portions G125, G125 and a bottom portion G127.
  • a mode in which a pair of wall portions G123C, G123C extending at an angle may be connected by a single second bent portion G125C.
  • the concave bead G100C according to this modification includes first bent portions G121C, G121C that bend toward the inside of the closed cross section, and the first bent portions G121C, G121C that bend toward the inside of the closed cross section. It is composed of wall portions G123C, G123C projecting at an angle, and a second bent portion G125C connecting ends of the wall portions G123C, G123C opposite to the first bent portions G121C, G121C. That is, the concave bead G100C does not have a configuration like the linear bottom G27 shown in the first embodiment.
  • the skeleton members G1 and G2 have a uniform cross-sectional shape over the entire length, but the cross-sectional shape may not be uniform over the entire length. It suffices if it exists in a part of the total length of the direction. However, the above-mentioned closed cross-section portion preferably exists in 50% or more of the total length in the longitudinal direction, and more preferably 80% or more.
  • FIG. 49 is a diagram showing an automobile skeleton G300 as an example to which the skeleton members G1 and G2 are applied.
  • frame members G1 and G2 are, among the structural members of the vehicle body, a front side member G301, a rear side member G303, a side sill G305, an A pillar G307, a B pillar G309, a roof rail G311, a floor cloth G313, and a roof cloth. It can be applied to G315, Underlin Force G317, and the like.
  • Elemental technology G is not limited to these condition examples.
  • Various conditions can be adopted for the elemental technology G as long as the purpose of the elemental technology G is achieved without departing from the gist of the elemental technology G.
  • a steel plate A and a steel plate B having a thickness of 0.5 mm were prepared.
  • Steel sheet A and steel sheet B are both hot stamping steel sheets that are subjected to hot stamping.
  • the decarburization annealing temperature (the highest temperature reached by the steel sheet) was set to 750° C. in a moist atmosphere in which hydrogen and nitrogen were mixed, and the residence time in the temperature range of 700 to 750° C. was set to 300 seconds. By doing so, the metal structure of only the surface layer and its vicinity was modified.
  • FIG. 50 is a schematic diagram for explaining the cross-sectional shape of the square tubular member of each experimental example.
  • the basic design was a substantially square cross-sectional design with a side of 74 mm.
  • the square tube member of this basic design was adopted.
  • Experimental Examples 2A to 7B by changing the shape of the press mold used in the hot stamp molding, a recessed bead portion having a predetermined width H 0 was provided on one side of the basic designed rectangular tubular member.
  • the radius of curvature of each of the four corner portions C was designed to be 5 mm, and the radius of curvature of each curved portion of the concave bead portion was set to 3 mm.
  • Table 43 shows the material properties of the flat portion of the rectangular tubular member after hot stamping.
  • the hardness standard deviation ratio at the flat portion was 1.0 because the metallographic structure was the same at the plate thickness central portion and the surface layer portion. That is, in Experimental Examples 2A, 3A, 4A, 5A, 6A, and 7A in which concave bead portions were provided, the hardness standard deviation ratio of the walls of the concave bead portions was 1.0.
  • the hardness standard deviation ratio at the flat part was 0.65 by modifying the metal structure of the surface layer without modifying the metal structure of the center part of the plate thickness. Met. That is, in Experimental Examples 2B, 3B, 4B, 5B, 6B, and 7B in which concave bead portions were provided, the hardness standard deviation ratio of the walls of the concave bead portions was 0.65.
  • FIG. 51 is a graph comparing the energy absorption efficiency with respect to the effective width ratio for the experimental results shown in Table 44. As shown in this graph, it can be seen that the energy absorption efficiency can be remarkably improved by appropriately controlling the hardness standard deviation ratio after forming a bead shape in which the effective width ratio is within an appropriate range.
  • Element technology H is a skeleton member in which a first steel plate member and a second steel plate member are spot-welded at a spot welded portion, and the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the skeleton member is a closed cross section.
  • the first steel plate member has a tensile strength of 1900 MPa or more
  • the spot welded portion includes a molten metal portion formed by the spot welding and a heat area adjacent to the outside of the molten metal portion.
  • a region corresponding to the molten metal portion is defined as a first region in a cross section perpendicular to the longitudinal direction including the center point of the molten metal portion, and corresponds to the heat affected zone.
  • the region is defined as a second region, and a region from the boundary between the first region and the second region to the first region side by 100 ⁇ m, and from the boundary to the second region side A region formed by a region separated by 100 ⁇ m is defined as a third region, and a load of 10 gf is applied along an imaginary straight line extending from the center of the first region toward the second region.
  • the Vickers hardness is measured at a pitch of 15 ⁇ m
  • the average Vickers hardness Hv Ave at the measurement point corresponding to the first region on the virtual straight line and the third region on the virtual straight line A skeletal member that satisfies the minimum Vickers hardness Hv Min at the measurement point of Hv Ave ⁇ Hv Min ⁇ 100.
  • the hardness distribution in the vicinity of the boundary between the molten metal and the HAZ is optimized. It is possible to exhibit excellent energy absorption performance.
  • the present inventors diligently studied the configuration of a frame member capable of exhibiting excellent energy absorption performance commensurate with the increase in strength.
  • the present inventors analyzed the spot fracture that occurs when a hot stamping material of more than 2.0 GPa is applied as the material for the skeleton member, and found that the spot fracture occurs when the Mn content is different even if the strength is the same. We paid attention to the fact that the frequency of occurrence is different.
  • the present inventors have found that by optimizing the hardness distribution in the vicinity of the boundary between the molten metal and the HAZ, spot fractures can be prevented even in skeleton members to which a hot stamping material of more than 2.0 GPa is applied. We found that it is possible to suppress this and exhibit excellent energy absorption performance commensurate with the increase in strength.
  • a skeleton member H1 according to an embodiment of the element technology H will be described below.
  • constituent elements having substantially the same functional configuration are denoted by the same reference numerals, thereby omitting redundant description.
  • Longitudinal direction Z means the material axial direction of the skeleton member, that is, the direction in which the axis extends.
  • the "width direction X” is a direction perpendicular to the longitudinal direction Z in which joint surfaces of two steel plate members to be spot-welded extend.
  • the “height direction Y” is a direction perpendicular to the longitudinal direction Z and the width direction X.
  • a "molten metal part” means a part where superimposed steel plate members are melted and integrated by spot welding heat. Molten metal parts are sometimes called nuggets.
  • a "heat-affected zone” is a portion formed adjacent to and outside the molten metal portion, and is a portion having a structure different from that of the base metal portion due to the influence of spot welding heat.
  • the heat affected zone is sometimes called HAZ (Heat Affected Zone).
  • HAZ Heat Affected Zone
  • FIG. 53 is a perspective view of the skeleton member H1.
  • the skeleton member H1 is a hollow cylindrical elongated member extending along the longitudinal direction Z. As shown in FIG.
  • the skeleton member H1 is configured by joining a first steel plate member H10 and a second steel plate member H20 by a plurality of spot welds H50.
  • the first steel plate member H10 is a member obtained by press forming a steel plate into a hat-shaped cross section.
  • the plate thickness of the first steel plate member H10 (that is, the plate thickness of the steel plate before press forming) should be 0.4 mm or more and 4.2 mm or less.
  • the first steel plate member H10 includes a top plate H11, a pair of side walls H13, H13 bent and extending from the edge of the top plate H11 in the width direction X, a pair of side walls H13, It has a pair of flanges H15, H15 bent from the edge of H13 opposite to the top plate H11 and extending outward in the width direction X. As shown in FIG.
  • the first steel plate member H10 has a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • the first steel plate member H10 has a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • excellent energy absorption performance can be exhibited.
  • the first steel plate member H10 has a tensile strength of 1900 MPa or more, so that the energy absorption performance is sufficiently improved. It is not possible to demonstrate Therefore, in the present application, as will be described later, it is important to optimize the hardness distribution in the vicinity of the spot-welded portion H50 to suppress spot breakage while using a high-strength member.
  • the first steel plate member H10 can be manufactured by a method (hot stamping method) in which a steel plate is heated to a temperature equal to or higher than the austenite transformation temperature and quenched while forming with a water-cooled mold.
  • the second steel plate member H20 is a flat steel plate.
  • the plate thickness of the second steel plate member H20 should be 0.4 mm or more and 4.2 mm or less.
  • the tensile strength of the second steel plate member H20 is not particularly limited, a tensile strength of 1900 MPa or more is preferable in terms of exhibiting even better energy absorption performance, like the first steel plate member H10.
  • the spot-welded portion H50 is formed by spot-welding the second steel plate member H20 overlaid on the pair of flanges H15, H15 of the first steel plate member H10.
  • a plurality of spot-welded portions H50 are formed at a pitch of about 15 mm to 50 mm along the longitudinal direction Z of the skeleton member H1.
  • Conditions for spot welding are not particularly limited.
  • the nugget diameter that is, the diameter of the molten metal portion
  • t is the thickness of the first steel plate member H10 or the thickness of the second steel plate member H20, whichever is thinner. It is sufficient if the heat input condition is
  • FIG. 54 is a schematic diagram of a cross section along line A1-A1 in FIG. 53.
  • FIG. 54 is a schematic diagram showing a cross section perpendicular to the longitudinal direction Z including the center point P of the spot welded portion H50.
  • the spot welded portion H50 is composed of a molten metal portion H51 and a heat affected zone H53 formed adjacent to the outside of the molten metal portion H51.
  • the region corresponding to the molten metal portion H51 is defined as the first region ⁇
  • the region corresponding to the heat affected zone H53 is defined as the second region ⁇ .
  • the second region ⁇ Define the second region ⁇ .
  • a region up to 100 ⁇ m away from the first region ⁇ side and a region up to 100 ⁇ m away from the second region ⁇ side is defined as a third region ⁇ .
  • the third region ⁇ overlaps part of the first region ⁇ and part of the second region ⁇ .
  • FIG. 55 is a graph showing the hardness distribution of the spot welded portion H50.
  • the horizontal axis corresponds to the position of the imaginary straight line a indicated by the two-dot chain line in FIG. 55
  • the vertical axis corresponds to the Vickers hardness measured along the imaginary straight line a.
  • the virtual straight line a extends from the central portion of the first area ⁇ to the second area ⁇ side. More specifically, the imaginary straight line a is spaced 200 ⁇ m from the joint surface (chain line in FIG. 54) between the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20 toward the first steel plate member H10. Extends parallel to the plane.
  • a pair of a2 points are points on the imaginary straight line a that intersect the fusion boundary, which is the boundary between the first region ⁇ and the second region ⁇ .
  • a pair of a1 points that exist inside the pair of a2 points are points on the imaginary straight line a that intersect the inner edge of the third region ⁇ .
  • a pair of a3 points outside the pair of a2 points are points on the imaginary straight line a that intersect the outer edge of the third region ⁇ .
  • a pair of a4 points that are further outside the pair of a3 points are points on the imaginary straight line a that intersect the outer edge of the second region ⁇ .
  • a line segment connecting a pair of a2 points corresponds to the first region ⁇
  • Two line segments connecting points a2 and a4 correspond to the second region ⁇
  • Two line segments connecting points a1 and a3 correspond to the third region ⁇ .
  • the hardness is lowered in the outer region (between the points a3 and a4) of the second region ⁇ due to the existence of the HAZ softened portion.
  • the hardness does not decrease in the third region ⁇ . Therefore, the average (arithmetic mean) Vickers hardness Hv Ave in the first region ⁇ and the minimum Vickers hardness Hv Min in the third region ⁇ satisfy Hv Ave ⁇ Hv Min ⁇ 100.
  • spot breakage during deformation of the skeleton member H1 due to local decrease in hardness in the third region ⁇ is suppressed, and the closed cross section is maintained.
  • the skeleton member H1 can exhibit excellent energy absorption performance commensurate with the increase in strength.
  • FIG. 56 shows that instead of the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20 of the skeleton member H1 according to the present embodiment, the Mn content is 1.27% by mass and the tensile strength is 1900 MPa.
  • the spot welded portion H150 4 is a schematic diagram showing a cross section perpendicular to the longitudinal direction Z including the center point P; FIG. As shown in FIG. 56, the spot welded portion H150 includes a molten metal portion H151 and a heat affected portion H153.
  • FIG. 57 is a graph showing the hardness distribution of the spot welded portion H150.
  • the horizontal axis corresponds to the position of the imaginary straight line a indicated by the two-dot chain line in FIG. 56
  • the vertical axis corresponds to the Vickers hardness measured along the imaginary straight line a.
  • the hardness is increased in the third region ⁇ separately from the HAZ softened portion existing in the outer region (between points a3 and a4) in the second region ⁇ .
  • the average Vickers hardness Hv Ave in the first region ⁇ and the minimum Vickers hardness Hv Min in the third region ⁇ are Hv Ave ⁇ Hv Min >100.
  • this phenomenon is presumed to be caused by a Mn-deficient layer that occurs when steel sheets having a high Mn content and high strength are spot-welded.
  • the skeleton member H101 Since the skeleton member H101 has a softened portion in the third region ⁇ , a closed cross section cannot be maintained due to spot breakage occurring during deformation, and excellent energy absorption performance commensurate with the increase in strength cannot be exhibited. Sometimes.
  • the average Vickers hardness Hv Ave at the measurement points corresponding to the first region ⁇ on the virtual straight line a and the lowest When the Vickers hardness Hv Min satisfies Hv Ave ⁇ Hv Min ⁇ 100, spot breakage during deformation due to local decrease in hardness is suppressed, and the closed cross section is maintained. Therefore, the skeleton member H1 can exhibit excellent energy absorption performance commensurate with the increase in strength.
  • Hv Ave ⁇ Hv Min ⁇ 50 is preferable, and Hv Ave ⁇ Hv Min ⁇ 30 is more preferable.
  • the material of the first steel plate member H10 has a Mn content of 1.0% by mass or less, preferably 0.50% by mass. % or less.
  • Mn content By reducing the Mn content in this way, it is possible to suppress the occurrence of Mn segregation in the third region ⁇ , thereby preventing the occurrence of local softening in the third region ⁇ .
  • the amount of alloying elements other than Mn it is possible to prevent the occurrence of local softening in the third region ⁇ .
  • the average Vickers hardness Hv Ave at the measurement points corresponding to the first region ⁇ and the minimum Vickers hardness Hv Min at the measurement points corresponding to the third region ⁇ can be measured as follows. can.
  • the Vickers hardness is measured continuously at a measurement pitch of 15 ⁇ m along an imaginary straight line a under a load of 10 gf in accordance with JIS Z 2244. From the Vickers hardness values obtained by such measurements, the average Vickers hardness Hv Ave in the first region ⁇ and the minimum Vickers hardness Hv Min in the third region ⁇ can be obtained.
  • a measurement pitch of 15 ⁇ m which is narrower than usual, is adopted.
  • the measurement pitch is too large, even if there is a local decrease in hardness in the vicinity of the third region ⁇ , such decrease in hardness cannot be detected.
  • a method of measuring along an imaginary straight line a extending parallel to the joint surface at a distance of 200 ⁇ m is shown. Measurements may be made at 15 ⁇ mm pitch across the melt boundary.
  • the chemical compositions of the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20 are not particularly limited. However, for each of the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20, if the Mn content is excessive, Mn segregation tends to occur, so the Mn content is preferably 1.0% by mass or less. It is preferably 0.5% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or less. For each of the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20, the Mn content is preferably 0.1% by mass or more from the viewpoint of ensuring hardenability. Also, when the Mn content is reduced, the C (carbon) content should be 0.30 to 0.60% by mass in order to ensure strength.
  • the skeleton member H1 according to the above embodiment is configured using the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20, it may be configured using a plurality of three or more steel plate members. .
  • the first steel plate member H10 has a hat-shaped cross-sectional shape and the second steel plate member H20 has a flat cross-sectional shape. do not have.
  • the first steel plate member H10 may have a flat cross-sectional shape
  • the second steel plate member H20 may have a hat-shaped cross-sectional shape
  • the first steel plate member H10 and the second steel plate member H20 may Both may have a hat-shaped cross-sectional shape.
  • the pair of side walls H13, H13 have the same height, but may have different heights.
  • a cross-sectional area along the direction perpendicular to the plate thickness direction of the portion of the one steel plate member H10 where the spot welded portion H50 is formed has a ratio h1/w to the width w of the skeleton member H1 of 0.6 or less. is preferred. According to such a configuration, it is possible to suppress breakage of the spot-welded portion H50 by using a steel plate with increased strength of the spot-welded portion H50 and using a member with an appropriate aspect ratio of the cross section of the member.
  • the average length of the heights of the side walls H13, H13 on both sides is defined as the height h1.
  • the second steel plate member H20 has a flat plate shape, so the height h2 is 0 mm. If the second steel plate member H20 is not flat plate-shaped, it preferably has a cross-sectional area in which the ratio h2/w of the height h2 to the width w of the skeleton member H1 is 0.6 or less.
  • the skeleton member H1 has a uniform cross-sectional shape over the entire length, it does not have to have a uniform cross-sectional shape over the entire length.
  • the cross-sectional area where the ratio h1/w is 0.6 or less preferably exists in 50% or more, preferably 80% or more, of the entire length in the longitudinal direction Z of the skeleton member H1.
  • the cross-sectional area where the ratio h2/w is 0.6 or less preferably exists in 50% or more of the total length in the longitudinal direction Z of the skeleton member H1, and preferably in 80% or more. According to such a configuration, it is possible to more reliably suppress breakage from the spot welded portion at the time of collision, and to exhibit further excellent energy absorption performance.
  • Example The effects of one aspect of the elemental technology H will be described more specifically with reference to examples.
  • the conditions in the examples are merely one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of elemental technology H.
  • Elemental technology H is not limited to this one conditional example. Elemental technology H can adopt various conditions as long as the purpose of elemental technology H is achieved without departing from the gist of elemental technology H.
  • the three-point bending test shown in Fig. 59 was reproduced using a numerical analysis model, and the number of spot breaks was evaluated.
  • the results of a shear type joint welding test were used for spot weld strength.
  • Tensile test results were used for material properties.
  • the spot welding pitch was 40 mm.
  • Experimental Examples 8 to 13 a hat-shaped steel plate member using a steel plate C and having a predetermined member height h1, and a flat plate having properties equivalent to those of the steel plate C, which were spot-welded to the flange of the hat-shaped steel plate member.
  • the spot welding pitch was 40 mm.
  • the length of the skeleton member was 800 mm, and a structure was adopted in which the cross-sectional shape was constant over the entire length.
  • FIG. 59 shows an example in which the number of spot breaks is 10 (5 on one side). In this example, a spot rupture occurred and the back plate turned up and the closed cross section was not maintained.
  • FIG. 60 shows an example in which the number of spot breaks is 10 (5 on one side). In this example, a spot rupture occurred and the back plate turned up and the closed cross section was not maintained.
  • 61 shows an example in which the number of spot breaks is 2 (one spot on one side). In this example, a spot fracture occurs and the back plate enters the steel plate member side, but the closed cross section is maintained. In the examples, the case where the number of spot breaks was 4 or less was judged to be acceptable. Table 47 shows the evaluation results.
  • the spot welded portion obtained by superimposing the two steel plates A and performing spot welding extends parallel to the joint surface at a distance of 200 ⁇ m from the joint surface of the steel plate members to the hat-shaped steel plate member side. It was assumed that the Vickers hardness was measured at a pitch of 15 ⁇ m with a load of 10 gf according to JIS Z 2244 along the imaginary straight line. From the value of the Vickers hardness assumed in this way, the difference (Hv Ave ⁇ Hv Min ) between the average Vickers hardness Hv Ave in the first region ⁇ and the minimum Vickers hardness Hv Min in the third region ⁇ is 45. set.
  • Hv Ave ⁇ Hv Min The value of Hv Ave ⁇ Hv Min was set to 90 in the same manner for the spot welded portion obtained by spot welding the two steel plates B superimposed on each other. Similarly, the value of Hv Ave ⁇ Hv Min was set to 140 for the spot-welded portion obtained by spot-welding the two steel sheets C overlaid.
  • Element technology I includes a cylinder extending in the longitudinal direction of the vehicle body, and a shock absorbing member disposed inside the cylinder.
  • the shock absorbing member extends along the longitudinal direction and extends in the vehicle width direction.
  • the side member structure of the vehicle body of elemental technology I can suppress local deformation while maintaining impact absorption capability.
  • FIG. 62 is an exploded perspective view showing part of the vehicle body I1 including the side member structure I100 according to the first embodiment.
  • FIG. 63 is a cross-sectional view taken along arrow A in FIG. 62, showing the side member structure I100 according to the first embodiment. Note that FIG. 63 shows a structure in which the battery case I20 and the side member structure I100 are integrated.
  • the direction along the traveling direction of the vehicle body is referred to as the front-rear direction or X direction
  • the traveling direction of the vehicle body is referred to as the front side
  • the opposite side is referred to as the rear side
  • the direction along the direction of gravity is referred to as the vertical direction or Z direction.
  • the direction along the horizontal direction is called the vehicle width direction or the Y direction
  • the direction away from the center of the vehicle body in the vehicle width direction is called the vehicle outer side
  • the opposite direction is sometimes called the vehicle inner side.
  • the vehicle body I1 includes a frame I10 that constitutes the framework of the vehicle body I1, and a battery case I20 that houses a battery pack I21 such as a lithium ion battery.
  • the vehicle body I1 is, for example, an electric vehicle, which is driven by a battery as a power source.
  • the frame I10 extends along the longitudinal direction of the vehicle body I1 and has a side member structure I100 (also referred to as a "side sill") located under the door of the side opening.
  • the frame I10 also has a cross member I200 that extends along the vehicle width direction of the vehicle body I1 and bridges between the pair of side member structures I100.
  • the side member structure I100 of the vehicle body I1 protects the battery pack I21 from a side collision with a utility pole (pole side collision) and protects the occupants. It is arranged on the outside (on the right side in FIG. 63) with its longitudinal direction facing the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the side member structure I100 is supported in the vehicle width direction (lateral direction) by cross members I200.
  • Cross member I200 supports floor panel I300.
  • Side member structure I100 is connected to battery case I20 via fasteners I160.
  • a pair of side member structures I100 are normally provided on the left and right sides of the vehicle body I1 in the vehicle width direction.
  • the side member structure I100 is supported in the vehicle width direction by the cross member I200 at the supporting portion I100S (see FIG. 62). That is, the cylindrical body I110 of the side member structure I100 has a support portion I100S supported in the vehicle width direction by a cross member I200 crossing the vehicle body I1 in the vehicle width direction.
  • the cross member I200 spans between the pair of side member structures I100.
  • the cross member I200 is joined to the support portions I100S of the side member structure I100 at both ends of the cross member I200.
  • a plurality of cross members I200 are appropriately provided.
  • each of the left and right side member structures I100 in the pair of side member structures I100 is symmetrical in the vehicle width direction. Below, as a representative, the side member structure I100 on the left side when viewed in the traveling direction will be described.
  • FIG. 64 is a cross-sectional perspective view showing part of the side member structure I100 according to the first embodiment.
  • FIG. 65 is an exploded perspective view showing part of the side member structure I100 according to the first embodiment.
  • FIG. 66 is a side view showing part of the web I121 according to the first embodiment.
  • the side member structure I100 according to the first embodiment includes a cylindrical body I110 (a hollow beam) extending in the front-rear direction of the vehicle body I1, and a shock absorbing structure disposed inside the cylindrical body I110. and a member I120.
  • the barrel I110 is a hollow elongated structure.
  • the cylindrical body I110 is arranged with its longitudinal direction along the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the cylindrical body I110 is made of, for example, a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa, and has desired performance including bending rigidity around the Z direction and buckling strength in the vehicle width direction.
  • the tubular body I110 is divided into two, and has a vehicle-exterior tubular body I110A and a vehicle-interior tubular body I110B.
  • the vehicle-exterior tubular body I110A and the vehicle-interior tubular body I110B each have a hat-shaped cross section with flanges at the top and bottom.
  • the vehicle-exterior tubular body I110A and the vehicle-interior tubular body I110B are joined together by appropriate joining means such as welding and bolts, with their flanges facing each other.
  • the cylindrical body I110 may not be divided into two parts, and may be divided into three parts or more.
  • the shock absorbing member I120 is arranged inside the tubular body I110 with its longitudinal direction along the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the shock absorbing member I120 is made of, for example, a high-strength steel plate.
  • the shock absorbing member I120 is made of a high-strength steel plate, it can absorb high energy with a low mass, has high mass efficiency, and is suitable for a vehicle member that requires weight reduction.
  • the shock absorbing member I120 extends along the front-rear direction of the vehicle body I1, is joined to a web I121 that is flat in the vehicle width direction of the vehicle body I1, and a vehicle-outside end portion I121e of the web I121, and extends along the front-rear direction. and a vehicle-interior flange I123 joined to the vehicle-interior end I121i of the web I121 and extending in the longitudinal direction.
  • the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 have ribs I122R and I123R that are arranged to sandwich the web I121 from above and below and extend along the front-rear direction.
  • the shock absorbing member I120 Since the shock absorbing member I120 has such a structure, the web I121 undergoes buckling deformation in the vehicle width direction toward the vehicle interior when an impact load is applied. As a result, the web I121 is crushed and deformed while resisting an averagely high load (reaction force) while suppressing the peak load (reaction force) generated when an impact load acts, so that the impact energy can be efficiently absorbed. Absorbable. Further, since the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 are joined to both ends of the web I121 in the vehicle width direction, the deformation mode when the web I121 undergoes buckling deformation is set to a high-order mode with a short buckling wavelength. can be maintained.
  • the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 are joined to both ends of the web I121 in the vehicle width direction. Also, in the process of transmitting the impact load from the side member structure I100 to the web I121 via the vehicle exterior flange I122, the impact load can be dispersed in the front-rear direction, and the impact energy can be absorbed over a wide area in the front-rear direction. Therefore, it is possible to reduce the maximum value of local deformation of the side member structure I100 toward the vehicle interior due to concentrated impact loads.
  • the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 can efficiently increase the second moment of area of the impact-absorbing member I120 around the Z direction, bending deformation of the impact-absorbing member I120 in the vehicle-interior direction in the vehicle width direction (Bending deformation around the Z direction) can be efficiently resisted. Therefore, it is possible to suppress deformation toward the inside of the vehicle from the shock absorbing member I120. Further, the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 are arranged to sandwich the web I121 from above and below, and have ribs I122R and I123R extending in the front-rear direction. The secondary polar moment of area around the direction can be increased.
  • the impact absorbing member I120 can be compactly deformed without causing large deformation. In this manner, the impact absorbing member I120 can efficiently absorb the impact energy and suppress deformation toward the vehicle interior even if an impact load acts from the vehicle width direction. Therefore, the battery case I20 that houses the battery pack I21 can be effectively protected.
  • the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 are made of steel, for example. From the viewpoint of restraining deformation of the web I121, the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 desirably have a tensile strength of 590 MPa or more, preferably 780 MPa or more, and more preferably 980 MPa or more. As shown in FIG.
  • the cross-section of the vehicle-exterior flange I122 perpendicular to the front-rear direction is formed by a base portion I122B extending in the vertical direction, and an upper rib I122RU and a lower rib I122RD extending toward the vehicle interior from both upper and lower ends of the base portion I122B. It is approximately C-shaped.
  • the cross-sectional shape of the vehicle-exterior flange I122 may be uniform along the front-rear direction.
  • the cross-section of the vehicle interior flange I123 perpendicular to the front-rear direction is formed by a base portion I123B extending in the vertical direction, and an upper rib I123RU and a lower rib I123RD extending outward from the upper and lower ends of the base portion I123B. It is C-shaped.
  • the cross-sectional shape of the vehicle inner side flange I123 may be uniform along the front-rear direction. Both the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 sandwich the web I121 inside the substantially C-shaped cross section.
  • the web I121 is sandwiched between the upper rib I122RU and the lower rib I122RD of the vehicle outer flange I122, and the web I121 is sandwiched between the upper rib I123RU and the lower rib I123RD of the vehicle inner flange I123. It is possible to more efficiently resist bending deformation toward the vehicle interior in the vehicle width direction (bending deformation around the Z direction), and further suppress deformation toward the vehicle interior from the shock absorbing member I120.
  • the vehicle-exterior flange I122 is joined to the vehicle-exterior end I121e of the web I121 by arc welding, for example.
  • the shock absorbing member I120 forms a joint I124 at the boundary between the vehicle exterior flange I122 and the web I121.
  • the joint portion I124 is formed by, for example, fillet welding the rib I122R of the vehicle outer flange I122 and the web I121. may be formed only at the boundary between That is, the first vertical surface portion I121b (see FIG. 66) and the second vertical surface portion I121d (see FIG.
  • the web I121 and the vehicle exterior flange I122 do not have to be directly joined.
  • the vehicle-interior flange I123 is joined to the vehicle-interior end I121i of the web I121 by, for example, welding.
  • the shock absorbing member I120 forms a joint I125 at the boundary between the vehicle interior flange I123 and the web I121.
  • the web I121 has a corrugated shape without the first horizontal surface portion I121a and the second horizontal surface portion I121c as shown in FIG. It suffices if it can be sufficiently joined to the web I121.
  • the first horizontal surface portion I121a is formed between the upper rib I122RU and the upper rib I123RU
  • the second horizontal surface portion I121c is formed between the lower rib I122RD and the lower rib I122RD. Bonding with I123RD can be made easier and stronger.
  • Web I121 and rib I122R or web I121 and rib I123R are joined to each other. Thereby, the dimensional error of the positional relationship between the web I121 and the vehicle-exterior flange I122 or the vehicle-interior flange I123 can be absorbed. Also, after assembling the web I121 and the rib I122R or rib I123R, they can be joined together. Therefore, it is easy to manufacture. Further, cross-sectional stress can be continuously and reliably transmitted between the web I121 and the vehicle-exterior flange I122 or the vehicle-interior flange I123 via the rib I122R or the rib I123R.
  • the joint portion I125 may be formed only at the boundary portion between the rib I123R of the vehicle interior flange I123 and the web I121 by, for example, fillet welding.
  • the vehicle-interior surface of the base portion I122B of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-exterior end surface of the web I121 may be in contact with each other or may be separated from each other. If there is a gap between the vehicle-interior side surface of the base portion I122B of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-exterior end surface of the web I121, the dimensional tolerance of the web I121 in the vehicle width direction can be absorbed by the gap.
  • the vehicle-outside surface of the base portion I123B of the vehicle-interior flange I123 and the vehicle-interior end surface of the web I121 may be in contact with each other or may be separated from each other.
  • the upper rib I122RU of the vehicle-exterior flange I122 and the upper rib I123RU of the vehicle-interior flange I123 are configured such that the respective lower surfaces I122CU and I123CU constrain the upward deformation of the web I121. , along the upper end of the web I121 (here, the upper surface of the first horizontal surface portion I121a).
  • the lower surfaces I122CU and I123CU of the upper rib I122RU and the upper rib I123RU may be parallel to the upper surface of the first horizontal surface portion I121a without a gap. Further, the lower surfaces I122CU, I123CU of the upper rib I122RU of the vehicle-exterior flange I122 and the upper rib I123RU of the vehicle-interior flange I123 are preferably in contact with the upper surface of the first horizontal surface portion I121a.
  • the lower surface I122CU of the upper rib I122RU is in contact with at least the outermost end P1 of the first horizontal surface portion I121a
  • the lower surface I123CU of the upper rib I123RU is in contact with at least the innermost end P2 of the first horizontal surface portion I121a.
  • the lower rib I122RD of the vehicle-interior flange I122 and the lower rib I123RD of the vehicle-interior flange I123 are arranged so that the upper surfaces I122CD and I123CD of the vehicle restrain the downward deformation of the web I121. Then, it is preferably provided along the lower surface of the second horizontal surface portion I121c.
  • the upper surfaces I122CD and I123CD of the lower rib I122RD and the lower rib I123RD may be parallel to the lower surface of the second horizontal surface portion I121c without a gap. Further, the upper surfaces I122CD and I123CD of the lower rib I122RD of the vehicle-exterior flange I122 and the lower rib I123RD of the vehicle-interior flange I123 are preferably in contact with the lower surface of the second horizontal surface portion I121c.
  • the upper surface I122CD of the lower rib I122RD is in contact with at least the outermost end P3 of the second horizontal surface portion I121c, and the upper surface I123CD of the lower rib I123RD is in contact with at least the innermost end P4 of the second horizontal surface portion I121c. is preferred.
  • the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 appropriately restrain the deformation of both ends of the web I121 in the vehicle width direction, so that the buckling load of the web I121 can be increased.
  • the web I121 of the impact absorbing member I120 is, for example, a corrugated plate that alternately bends up and down along the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the web I121 is made of steel, for example.
  • the web I121 has a tensile strength of 590 MPa or more, preferably 780 MPa or more, more preferably 980 MPa or more, from the viewpoint of suppressing deformation and increasing buckling strength to obtain high energy absorption performance. desirable. If the shock absorbing member I120 has a ridgeline RL, the direction of the ridgeline RL is substantially parallel to the vehicle width direction.
  • the shock absorbing member I120 has a wavy shape when viewed in the vehicle width direction, that is, when viewed from the side, as shown in FIG. In other words, in plan view, it has a rectangular shape that is long in the front-rear direction and has a predetermined width. In this way, the shock absorbing member I120 is a corrugated plate that alternately bends up and down along the longitudinal direction of the vehicle body I1. second moment) is high. Therefore, in the elastic region, the shock absorbing member I120 is less likely to bend in the X direction, and the buckling strength in the vehicle width direction can be enhanced.
  • the impact-absorbing member I120 at that local area is deformed by crushing, and the impact-absorbing member in front of and behind that local area is deformed. Since I120 is also deformed and crushed in tandem, the impact energy can be dispersed and absorbed in the front-rear direction of the impact-absorbing member I120. Therefore, even if an impact such as a pole side collision is applied to any part in the front-rear direction, deformation of the entire impact-absorbing member I120 is suppressed, and local large impact energy is efficiently absorbed by the entire impact-absorbing member I120. Absorbable.
  • the impact absorption member I120 is configured to have a high energy absorption capacity, which will be described later. can be buckled in a lantern buckling mode such as
  • the wavy shape of the web I121 of the shock absorbing member I120 has a predetermined pitch 2D (twice the length D, for example, 120 mm) and a predetermined height when viewed from the vehicle width direction. Alternately bent up and down at H (distance from the center of the plate thickness tw at the upper end of the shock absorbing member I120 to the center of the plate thickness tw at the lower end of the shock absorbing member I120, twice the amplitude, for example, 30 mm) It is a shape that repeats Specifically, the web I121 has a first horizontal surface portion I121a extending in the front-rear direction (extending left and right when viewed in the vehicle width direction) with a predetermined length.
  • the first vertical surface portion I121b is bent downward (for example, at an angle of about 120 degrees) and obliquely extends at a predetermined height H (for example, 30 mm). have.
  • a second horizontal surface portion I121c that bends in the front-rear direction and extends in the front-rear direction for a predetermined length.
  • it bends upward for example, at an angle of about 120 degrees
  • the first horizontal surface portion I121a, the first vertical surface portion I121b, the second horizontal surface portion I121c, and the second vertical surface portion I121d are periodically repeated in the front-rear direction to form a wave shape.
  • the bent portion may be formed to draw an arc with a predetermined radius of curvature (eg, 5 mm).
  • a predetermined radius of curvature eg, 5 mm.
  • the pitch 2D is within the range of 60 mm or more and 180 mm or less.
  • the height H is in the range of 20 mm to 60 mm, preferably 20 mm to 50 mm.
  • the first horizontal surface portion I121a and the second horizontal surface portion I121c are 30 mm or more and 90 mm or less.
  • the angle formed by the first horizontal surface portion I121a with the first vertical surface portion I121b or the second vertical surface portion I121d is ⁇ 2.0° maximum from the angle formed with the second horizontal surface portion I121c with the first vertical surface portion I121b or the second vertical surface portion I121d. They match within the range of the difference, and the angle formed is within the range of 45° or more and 135° or less.
  • the overall width of the shock absorbing member I120 is 120 mm or more and 180 mm or less. Note that the wave shape is not limited to the above.
  • each joint between the web I121 and the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 ensures at least 40% or more of the line length ratio of the ends of the web I121 on the vehicle-exterior flange I122 side and the vehicle-interior flange I123 side.
  • it when viewed in the width direction of the vehicle, it may have a shape in which upwardly convex circular arcs and downwardly convex circular arcs are alternately repeated, or may have a shape like a sine curve.
  • Dimensions such as the pitch 2D and the height H of the corrugation may not be constant over the longitudinal direction.
  • the values of D/H and D/tw are set to appropriate values from the viewpoint of obtaining high absorbed energy by crushing in an appropriate buckling mode.
  • the web I121 of the shock absorbing member I120 has a predetermined plate thickness tw (for example, 1.0 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 2.0 mm, 2.3 mm) and a predetermined width B (depending on the dimensions of the vehicle body I1). , 100 mm or more and 200 mm or less, for example, 150 mm), and a predetermined total length L (1,500 mm or more and 3,000 mm or less, for example, 2,000 mm, depending on the size of the vehicle body I1). It can be easily formed by pressing with a mold or by repeatedly bending up and down alternately.
  • tw for example, 1.0 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 2.0 mm, 2.3 mm
  • a predetermined width B depending on the dimensions of the vehicle body I1.
  • a predetermined total length L (1,500 mm or more and 3,000 mm or less, for example, 2,000 mm, depending
  • the plate thickness tw of the web I121 is preferably 0.7 mm or more and 2.6 mm or less from the viewpoint of suppressing bending deformation around the Z direction while ensuring the amount of energy absorption due to crushing. Further, the plate thickness tw of the web I121 is preferably 1.2 mm or more and 2.6 mm or less. Further, the plate thickness tw of the web I121 is desirably 1.0 mm or more and 2.3 mm or less from the viewpoint of energy absorption stability and weight reduction. Further, the plate thickness tw of the web I121 is desirably 1.2 mm or more and 2.0 mm or less from the viewpoint of further improving energy absorption stability and formability.
  • the plate thickness tw of the web I121 is preferably equal to or less than the plate thickness tf of the vehicle outer flange I122 and the vehicle inner flange I123. preferable.
  • the thickness tf of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 becomes thicker than the thickness tw of the web I121.
  • the amount of intrusion d (see (A) in FIG. 67), which is the maximum amount of deformation of the structure I100 toward the inside of the vehicle, becomes smaller.
  • the side member structure I100 having the impact absorbing member I120 is supported by cross members I200, and the side member structure I100 is supported by cross members I200.
  • the impact-absorbing member I120 includes, for example, a steel web I121 having a tensile strength of 980 MPa and a plate thickness tw of 2.0 mm, and a steel vehicle-exterior flange I122 and a steel vehicle-interior flange I123 having a tensile strength of 980 MPa.
  • tf is 3.6 mm.
  • the penetration depth d was 57 mm.
  • the thickness tw of the web I121 is 3.1 mm, and the thickness tf of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 is 1.8 mm.
  • the penetration amount d was 91 mm. Therefore, from the viewpoint of protecting the battery case I20 by reducing the intrusion amount d, the thickness tf of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 is preferably equal to or greater than the thickness tw of the web I121.
  • tf is desirably 3.0 mm or more and 4.5 mm or less under the condition of tf ⁇ tw. Furthermore, from the viewpoint of further improving the energy absorption stability, it is more desirable that the length is 3.3 mm or more and 4.2 mm or less.
  • the web I121 has a shape in which, when viewed in the vehicle width direction, it alternately bends up and down at a predetermined pitch 2D and a predetermined height H. Therefore, without causing buckling deformation (whole buckling mode) in which the entire shock absorbing member I120 is locally bent around the X direction in the vehicle width direction, the bellows-shaped, paper lantern-shaped or encased structure ( boudinage-like buckling deformation (lantern buckling mode) can be generated.
  • the buckling strength of the shock absorbing member I120 can be efficiently used in a wide area of the cross section perpendicular to the vehicle width direction, and the load is reduced as soon as the maximum load (peak load) is reached as in the overall buckling mode.
  • Buckling deformation can be performed while maintaining a high load without the deformation progressing. Therefore, it is possible to suppress the amount of deformation while maintaining a large amount of energy absorption.
  • the lantern buckling mode is a buckling deformation in which undulations occur continuously in small increments in the longitudinal and vertical directions along the width of the vehicle, and expansion and contraction are repeated in the direction perpendicular to the width of the vehicle. be.
  • a vehicle-exterior end portion I121e of the web I121 is joined to a vehicle-exterior flange I122.
  • the impact load is locally biased from the cylindrical body I110 to the outer end portion I121e of the web I121 via the outer flange I122. It is possible to disperse and uniformly transmit the cross section perpendicular to the vehicle width direction. Therefore, the lantern buckling mode can be stably generated in the shock absorbing member I120, and high absorption energy can be obtained.
  • the vehicle-exterior flange I122 when an impact load acts on the impact absorbing member I120 in the vehicle width direction, the vehicle-exterior flange I122, on which compressive stress mainly acts, resists the bending moment. Furthermore, the second moment of area of the shock absorbing member I120 around the Z direction is efficiently increased. Therefore, the bending deformation of the shock absorbing member I120 around the Z direction can be suppressed.
  • the vehicle-interior end I121i of the web I121 is joined to the vehicle-interior flange I123.
  • the load transmitted from the tubular body I110 via the vehicle outside flange I122 and the web I121 is distributed to the front and rear of the vehicle inside flange I123 without being locally biased.
  • As a tensile force acting on a cross section perpendicular to the direction it can be dispersed and uniformly transmitted in the front-rear direction. Therefore, when an impact load acts on the impact absorbing member I120 in the vehicle width direction, the vehicle inner flange I123, on which tensile stress mainly acts, resists the bending moment around the Z direction. Furthermore, the second moment of area of the shock absorbing member I120 around the Z direction is efficiently increased. Therefore, the bending deformation of the shock absorbing member I120 around the Z direction can be suppressed.
  • the web I121 is vertically compressed while being sandwiched between the ribs I122R. Similarly, the web I121 is vertically compressed while being sandwiched between the ribs I123R. For example, by fitting the vehicle-exterior end I121e and the vehicle-interior end I121i of the web I121 to the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123, respectively, the web I121 is sandwiched between the ribs I122R and I123R from above and below. Can be compressed vertically.
  • the web I121 Since the web I121 is thus compressed in the vertical direction, the web I121, the vehicle-exterior flange I122, and the vehicle-interior flange I123 are less likely to be misaligned due to mutual friction, and can be easily joined together. . Therefore, the shock absorbing member I120 can be easily assembled. Moreover, since the web I121 is compressed in the vertical direction, it is possible to increase the buckling load in the vehicle width direction. Therefore, impact energy can be efficiently absorbed.
  • the web I121 may have different tensile strengths on the vehicle inner side and on the vehicle outer side. For example, the web I121 may have a higher tensile strength on the vehicle exterior side than on the vehicle interior side. Alternatively, the web I121 may have a higher tensile strength on the vehicle interior side than on the vehicle exterior side.
  • the shock absorbing member I120 may have its longitudinal end joined to the longitudinal end of the cylindrical body I110. As a result, the shock absorbing member I120 can be joined to the cylindrical body I110 after the shock absorbing member I120 is inserted into the cylindrical body I110. Note that the shock absorbing member I120 does not have an intermediate portion excluding its front-rear end portions joined to the cylinder I110. may be joined to As a result, after inserting the shock absorbing member I120 into the cylindrical body I110, it is not necessary to join only the ends of the shock absorbing member I120 to the cylindrical body I110 without joining the middle portion. Therefore, manufacturing efficiency can be improved.
  • the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 may be uniform in the front-rear direction.
  • the optimum dimensions of the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 may vary depending on design conditions. Under general design conditions, the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 are 1.3 times or more and 3.8 times or less, preferably 1.6 times, the thickness of the web I121tw. It is found that the mass efficiency of impact absorption energy is improved when the ratio is 2.0 times or more and 3.0 times or less, more preferably 2.0 times or more and 2.5 times or less, which is desirable.
  • FIG. 67A and 67B are diagrams for explaining the bending moment distribution MD acting on the side member structure I100 and the deformation mode Q of the shock absorbing member I120 according to the first embodiment.
  • FIG. (B) of 67 is a side view. Note that in FIG. 67, the solid line indicates the shape of the shock absorbing member I120 before deformation. A two-dot chain line indicates the shape of the shock absorbing member I120 after deformation and the rigid body RB imitating an obstacle.
  • the pole-shaped obstacle comes into contact with the outer side of the cylindrical body I110, and the cylindrical body I110 is pushed locally toward the inner side of the vehicle. transform. Then, following the deformation of the tubular body I110, the vehicle-exterior flange I122 of the impact-absorbing member I120 is pushed toward the vehicle interior and bends in the Z direction. Then, following the deformation, the vehicle-outside end portion I121e of the web I121 of the shock absorbing member I120 is deformed so as to be locally crushed. At this time, if the web I121 is deformed while resisting a certain load, buckling occurs in the vehicle width direction.
  • a pole-shaped obstacle such as a utility pole installed on the ground surface
  • the buckling mode is a high-order mode, and the buckling occurs uniformly in the cross section perpendicular to the vehicle width direction when viewed locally, so the web I121 is in a state of receiving a high load. , and further transform.
  • higher-order mode buckling occurs continuously in the vehicle width direction, and the web I121 is locally crushed into a lantern shape that continuously undulates in the vehicle width direction.
  • a portion adjacent to the local area in the front-rear direction is also involved in the local deformation and crushed.
  • the impact energy causes the impact absorbing member I120 to bend toward the vehicle interior while being locally crushed in a shape (deformation mode Q) indicated by a two-dot chain line. transform.
  • the deformation in the Z direction increases the moment of inertia of area around the Y direction and around the Z direction and the polar moment of area around the X direction in the shock absorbing member I120 by the vehicle outer flange I122 and the vehicle inner flange I123. suppressed by the effect. Since the deformation in the Z direction can be suppressed in this way, the impact absorbing member I120 effectively absorbs the impact energy and is crushed in the vehicle width direction, while maintaining the bending rigidity in the Z direction. Inward deformation can be suppressed.
  • the side member structure I100 suppresses the deformation of the side member structure I100 toward the vehicle interior by cooperating with the cylindrical body I110 and the shock absorbing member I120, and reduces the impact energy due to the local pole side collision. can be absorbed. Therefore, it is possible to effectively protect the battery pack I21 arranged inside the vehicle from the side member structure I100.
  • the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 are such that when a load acts in the vehicle width direction on the intermediate portion of the cylinder I110 excluding the support portion I100S, the cylinder I110 It may have different parts in the front-rear direction according to the bending moment distribution MD (see FIG. 67) occurring in the cross section perpendicular to the front-rear direction.
  • the maximum bending moment in which the bending moment around the Z direction generated in the cross section perpendicular to the front-rear direction of the tubular body I110 is the largest.
  • the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 at the portion N that becomes the moment MM may be relatively large.
  • the maximum value of bending deformation (deformation toward the vehicle interior) of the shock absorbing member I120 in the Z direction can be efficiently suppressed. Therefore, the maximum bending deformation of the side member structure I100 can be efficiently suppressed.
  • the cylinder I110 is prepared (cylinder preparation step). Specifically, the vehicle-exterior tubular body I110A and the vehicle-interior tubular body I110B are combined to form a tubular body I110 extending in the front-rear direction.
  • the impact absorbing member I120 is prepared (impact absorbing member preparing step). Specifically, a vehicle-exterior flange I122 and a vehicle-interior flange I123 are provided at both ends of the web I121.
  • the rib I123R of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123 and the web I121 are welded and joined by arc welding or the like.
  • the impact absorbing member I120 is inserted into the cylindrical body I110 from at least one end of the cylindrical body I110 (insertion step).
  • the end of the cylinder and the end of the shock absorbing member I120, which is at least one end of the shock absorbing member I120 are joined together (joining step).
  • the cylindrical body I110 and the shock absorbing member I120 can be assembled. Therefore, the side member structure I100 can be manufactured by inserting the shock absorbing member I120 after completing the cylinder I110. Therefore, the side member structure I100 having high impact absorption energy absorption and high bending rigidity can be easily manufactured.
  • the web I521 mainly includes a plurality of pipes I521p having central axes along the vehicle width direction. They are different in that they are arranged side by side in the front-rear direction.
  • 68 is a cross-sectional view taken along arrow A in FIG. 62, showing the side member structure I500 according to the second embodiment.
  • FIG. 69 is a cross-sectional perspective view showing a portion of the side member structure I500 according to the second embodiment.
  • FIG. 70 is an exploded perspective view showing part of the side member structure I500 according to the second embodiment.
  • FIG. 71 is a side view showing part of the web I521 according to the second embodiment.
  • the side member structure I500 is supported in the vehicle width direction (lateral direction) by the cross member I200.
  • Cross member I200 supports floor panel I300.
  • Side member structure I500 is connected to battery case I20 via fasteners I560.
  • the side member structure I500 includes a tubular body I510 extending in the longitudinal direction of the vehicle body I1, and an impact absorbing member I520 arranged inside the tubular body I510. ing.
  • the barrel I510 is a hollow elongated structure.
  • the cylindrical body I510 is arranged with its longitudinal direction along the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the tubular body I510 is divided into two, and has a vehicle-exterior tubular body I510A and a vehicle-interior tubular body I510B.
  • the shock absorbing member I520 is arranged inside the tubular body I510 with its longitudinal direction along the longitudinal direction of the vehicle body I1.
  • the impact absorbing member I520 extends along the front-rear direction of the vehicle body I1, is joined to a web I521 that is flat in the vehicle width direction of the vehicle body I1, and a vehicle-outside end portion I521e of the web I521, and extends along the front-rear direction with a vehicle-exterior flange. and a vehicle-interior flange I523 joined to the vehicle-interior end I521i of the web I521 and extending in the longitudinal direction.
  • the vehicle-exterior flange I522 and the vehicle-interior flange I523 are arranged to sandwich the web I521 from above and below, and have ribs I522R and I523R extending in the front-rear direction.
  • the cross section perpendicular to the front-rear direction of the vehicle-exterior flange I522 includes a base portion I522B extending in the vertical direction, and an upper rib I522RU and a lower rib extending toward the vehicle interior from both upper and lower ends of the base portion I522B. It is substantially C-shaped (grooved) formed from I522RD.
  • the cross-sectional shape of the vehicle-exterior flange I522 may be uniform along the front-rear direction.
  • the cross section perpendicular to the front-rear direction of the vehicle interior flange I523 is formed by a base portion I523B extending in the vertical direction, and an upper rib I523RU and a lower rib I523RD extending outward from the upper and lower ends of the base portion I523B. It is C-shaped.
  • the cross-sectional shape of the vehicle inner side flange I523 may be uniform along the front-rear direction.
  • the vehicle-exterior flange I522 is joined to the vehicle-exterior end I521e of the web I521 by, for example, welding. Specifically, the shock absorbing member I520 forms a joint I524 at the boundary between the vehicle exterior flange I522 and the web I521. Similarly, the vehicle-interior flange I523 is joined to the vehicle-interior end I521i of the web I521 by, for example, welding. Specifically, the impact absorbing member I520 forms a joint I525 at the boundary between the vehicle interior flange I523 and the web I521.
  • Web I521 and rib I522R or web I521 and rib I523R are joined to each other. This makes it possible to absorb dimensional errors in the positional relationship between the web I521 and the vehicle-exterior flange I522 or the vehicle-interior flange I523. Also, after assembling the web I521 and the rib I522R or rib I523R, they can be joined together. Therefore, it is easy to manufacture. Further, cross-sectional stress can be continuously and reliably transmitted between the web I521 and the vehicle-exterior flange I522 or the vehicle-interior flange I523 via the rib I522R or the rib I523R.
  • the joint portion I525 may be formed only at the boundary portion between the rib I523R of the vehicle interior flange I523 and the web I521 by, for example, fillet welding.
  • the vehicle-interior surface of the base portion I522B of the vehicle-exterior flange I522 and the vehicle-exterior end surface of the web I521 may be in contact with each other or may be separated from each other.
  • the vehicle-interior surface of the base portion I522B of the vehicle-exterior flange I522 and the vehicle-exterior end surface of the web I521 can be absorbed by the gap, and the width of the cylindrical body I510 in the vehicle width direction can be absorbed. It is possible to easily adjust the dimension of the shock absorbing member I520 in the vehicle width direction so as to match the inner dimension.
  • the vehicle-outside surface of the base portion I523B of the vehicle-interior flange I523 and the vehicle-interior end surface of the web I521 may be in contact with each other or may be separated from each other.
  • the upper rib I522RU of the vehicle-exterior flange I522 and the upper rib I523RU of the vehicle-interior flange I523 are configured such that the respective lower surfaces I522CU and I523CU constrain the upward deformation of the web I521.
  • the lower surfaces I522CU and I523CU of the upper rib I522RU and the upper rib I523RU may be parallel to the upper surface of the first horizontal surface portion I521a without any gap.
  • the lower surfaces I522CU, I523CU of the upper rib I522RU of the vehicle-exterior flange I522 and the upper rib I523RU of the vehicle-interior flange I523 are in contact with the upper surface of the first horizontal surface portion I521a. Further, the lower surface I522CU of the upper rib I522RU is in contact with at least the outermost end Q1 of the first horizontal surface portion I521a, and the lower surface I523CU of the upper rib I523RU is in contact with at least the innermost end Q2 of the first horizontal surface portion I521a. is preferred.
  • the lower rib I522RD of the vehicle-exterior flange I522 and the lower rib I523RD of the vehicle-interior flange I523 are arranged such that the upper surfaces I522CD and I523CD of the vehicle restrain the downward deformation of the web I521. Then, it is preferably provided along the lower surface of the second horizontal surface portion I521c. That is, the upper surfaces I522CD and I523CD of the lower rib I522RD and the lower rib I523RD may be parallel to the lower surface of the second horizontal surface portion I521c without a gap.
  • the upper surfaces I522CD, I523CD of the lower rib I522RD of the vehicle-exterior flange I522 and the lower rib I523RD of the vehicle-interior flange I523 are preferably in contact with the lower surface of the second horizontal surface portion I521c. Furthermore, the upper surface I522CD of the lower rib I522RD is in contact with at least the outermost end Q3 of the second horizontal surface portion I521c, and the upper surface I523CD of the lower rib I523RD is in contact with at least the innermost end Q4 of the second horizontal surface portion I521c. is preferred.
  • the vehicle-exterior flange I522 and the vehicle-interior flange I523 appropriately restrain the deformation of both ends of the web I521 in the vehicle width direction, so that the buckling load of the web I521 can be increased.
  • the web I521 of the shock absorbing member I520 is formed by arranging a plurality of pipes I521p having central axes along the vehicle width direction along the longitudinal direction.
  • Each pipe I521p has, for example, a rectangular cross section perpendicular to the central axis along the vehicle width direction. The cross section has a rectangular shape flattened in the front-rear direction.
  • Each pipe I521p has a plate thickness tp of about 1 mm, for example.
  • Each pipe I521p is made of steel, for example, and has a tensile strength of 980 MPa.
  • the web I521 of the shock absorbing member I520 is formed by arranging a plurality of pipes I521p having a center axis along the vehicle width direction and arranging them along the front-rear direction.
  • bending rigidity shape of inertia
  • the shock absorbing member I520 is less likely to bend in the X direction, and the buckling strength in the vehicle width direction can be enhanced.
  • the central axis of the pipe I521p is substantially parallel to the vehicle width direction along the direction of the impact load, when the impact load is applied, the impact absorbing member I520 is configured to have a high energy absorption capacity. It can be buckled in buckling mode.
  • Adjacent pipes I521p are joined together in a state in which the flat surfaces of the respective pipes I521p in the front-rear direction are in contact with each other. That is, the adjacent first pipe I521p1 and second pipe I521p2 are joined to each other.
  • the adjacent first pipe I521p1 and second pipe I521p2 are joined to each other, the local Along with the crushing deformation of the group of pipes I521p at , the groups of pipes I521p before and after that local area are also deformed and crushed together.
  • the impact energy can be dispersed and absorbed in the longitudinal direction of the impact absorbing member I520. Therefore, even if an impact such as a pole side collision is applied to any part in the front-rear direction, deformation of the entire impact-absorbing member I520 is suppressed, and local large impact energy is efficiently absorbed by the entire impact-absorbing member I520. Absorbable.
  • the form of the web in the shock absorbing member is not limited to the web I121 in the first embodiment or the web I521 in the second embodiment.
  • the web in the shock absorbing member may be, for example, a porous body made of metal, preferably steel.
  • the impact absorbing member I120 or the impact absorbing member I520 is described as being used alone.
  • a plurality of shock absorbing members I120 may be used, a plurality of shock absorbing members I520 may be used, and a plurality of shock absorbing members I120 and shock absorbing members I520 may be used in combination. In these cases, the plurality of shock absorbing members I120 or shock absorbing members I520 may be arranged vertically so as to be parallel to each other.
  • Example 2 Next, the results of numerical analysis performed on the side member structure I100 of the example will be described.
  • the side member structure I100 of the first embodiment as shown in FIGS. 62 to 67 was used as an example.
  • a comparative example was a side member structure in which a web-only shock absorbing member having a mass equivalent to that of the shock absorbing member of the example was used, and other structures were the same as those of the example.
  • Numerical analysis was performed on the structural model for Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 72 is a diagram showing numerical analysis results of the penetration amount d.
  • a shock absorbing member is obtained by assembling a web I121 having a plate thickness tw, and a vehicle outer flange I122 and a vehicle inner flange I123 having a plate thickness tf.
  • a structural model of a side member structure I100 with I120 was prepared.
  • the web I121, the vehicle-exterior flange I122, and the vehicle-interior flange I123 were all made of steel having a tensile strength of 980 MPa.
  • the plate thickness tfe of the vehicle-exterior flange I122 and the plate thickness tfi of the vehicle-interior flange I123 are set to be the same plate thickness tf.
  • the height H of the web I121 was set to 27 mm.
  • the full width of the shock absorbing member I120 was set to 137 mm.
  • the upper surfaces of all the first horizontal portions I121a of the web I121 are fillet-welded to the inner end face of the upper rib I122RU of the outer flange I122 and the outer end face of the upper rib I123RU of the inner flange I123.
  • the lower surface of all the second horizontal surface portions I121c of the web I121 is fillet welded to the inner end face of the lower rib I122RD of the outer flange I122 and the outer end face of the lower rib I123RD of the inner flange I123.
  • a plurality of structural models including shock absorbing members I120 having different combinations of plate thickness tw and plate thickness tf as shown in FIG. 72 were prepared.
  • the plate thickness tw of the web I121 and the plate thicknesses of the flanges I122 and I123 are set so that the mass of the shock absorbing member I120, which is the combination of the vehicle-exterior flange I122 and the vehicle-interior flange I123, and the web I121, is the same in any structural model. tf.
  • the combination of the thickness tw of the web I121 and the thickness tf of the flanges I122 and I123 is (tw, tf); 3.9 mm), (1.8 mm, 3.6 mm), (2.0 mm, 3.3 mm), (2.2 mm, 3.0 mm), (2.4 mm, 2.7 mm), (2.6 mm, 2.4 mm).
  • a comparative example except that it has a structure excluding the vehicle inner flange I123 and the vehicle outer flange I122, and that the web has the same full width as the impact absorbing member I120 of the example,
  • a plurality of comparative examples having different web thicknesses tw were prepared, and the web thicknesses tw of the respective comparative examples were set to 1.2 mm, 1.4 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.4 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, 1.2 mm, 1.6 mm, and 1.2 mm. 8 mm, 2.0 mm, 2.2 mm, 2.4 mm, and 2.6 mm.
  • the side member structure I100 of the embodiment is supported by the cross members I200.
  • Deformation including the penetration amount d when a load F is applied to the rigid body RB in the vehicle width direction from the vehicle outer side to the vehicle inner side while a cylindrical rigid body RB imitating an obstacle is in contact with the side surface of the Numerical analysis was performed to calculate the response of Similarly, numerical analysis was performed on the side member structure of the comparative example.
  • the penetration amount d is 63 mm when (tw, tf) is (1.4 mm, 4.2 mm), and 59 mm when (tw, tf) is (1.6 mm, 3.9 mm).
  • the penetration amount d in the comparative example exceeded 90 mm at any web thickness tw corresponding to the example, and was larger than the penetration amount d in the example.
  • the side member structure I100 of the embodiment has the vehicle-exterior flange joined to the vehicle-exterior end of the web I121 and the vehicle-interior flange joined to the vehicle-interior end of the web I121. , the intrusion amount d can be reliably reduced.
  • the intrusion amount d can be reliably increased. can be reduced.
  • Elemental technology J includes a welding process of welding a high-strength portion having a high tensile strength and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion; a corner portion of the first sidewall inner surface of the first sidewall and the second sidewall inner surface of the second sidewall, and a bottom wall forming a minor angle with respect to each of the first sidewall inner surface and the second sidewall inner surface at the corner portion.
  • a tray manufactured by a manufacturing method comprising: a molding step of press working so as to include a recessed portion having corners on the upper surface, the tray comprising a bottom wall, a peripheral side wall extending from the outer periphery of the bottom wall, a high-strength portion having a high tensile strength and a low-strength portion having a lower tensile strength than the high-strength portion; a corner portion of the sidewall inner surface and the second sidewall inner surface of the second sidewall; and a corner portion of the top surface of the bottom wall forming a minor angle with respect to each of the first sidewall inner surface and the second sidewall inner surface at the corner portion; A tray formed including a recess having a.
  • Battery trays installed in vehicles are required to have high rigidity so that they are not excessively crushed in the vehicle width direction against external forces caused by side collisions with obstacles, etc., in order to protect the mounted batteries. be done.
  • the battery tray provided in the vehicle be light in weight in order to improve the fuel consumption or power consumption of the vehicle.
  • the tray of elemental technology J includes a bottom wall and peripheral side walls that stand upright from the outer periphery of the bottom wall.
  • the tray has a high strength portion with a high tensile strength and a low strength portion with a lower tensile strength than the high strength portion.
  • the low-strength portion includes a corner portion of the peripheral sidewall having a first sidewall surface of the first sidewall and a second sidewall surface of the second sidewall forming an inferior angle to each other, and the first sidewall surface at the corner and the a corner of the bottom wall having a bottom wall surface forming a minor angle with respect to each of the second sidewall surfaces.
  • the region that mainly bears the impact load acting on the tray from the vehicle width direction can be a high-strength portion, and the region that is difficult to press can be a low-strength portion. Therefore, the high-strength portion can prevent the tray from being plastically deformed in an early stage and can be made relatively lightweight. At the same time, due to the low-strength portion, the tray can be easily manufactured by pressing a steel plate as a base material. Therefore, a robust and lightweight tray can be provided.
  • An embodiment of elemental technology J will be described below.
  • FIG. 73 is an explanatory diagram of the tray J20 according to the embodiment.
  • FIG. 74 is a perspective view of the tray J20 according to the embodiment.
  • FIG. 75 is a plan view of the tray J20 according to the embodiment.
  • 76 is a cross-sectional view taken along the arrow A in FIG. 75.
  • the direction perpendicular to the direction or the direction of gravity (vertical direction) is called the up-down direction.
  • the vehicle body J1 includes a frame J10 that constitutes the skeleton of the vehicle body J1, and a tray J20 (also referred to as a case or container) on which a battery J30 such as a lithium ion battery is placed.
  • the vehicle body J1, such as an electric vehicle, is driven by a battery J30 as a power source.
  • the tray J20 is arranged inside the vehicle from the position of the side member structure J100 (also called side sill).
  • the tray J20 is normally arranged between a pair of side member structures J100 provided on the left and right sides of the vehicle body J1 in the vehicle width direction.
  • the tray J20 includes a bottom wall J21 and a peripheral side wall J22 erected from the outer periphery of the bottom wall J21.
  • the bottom wall J21 is a polygon having a triangle or more in a plan view.
  • the bottom wall J21 is rectangular in plan view, as shown in FIG.
  • the bottom wall J21 has four corners J21C. Each corner J21C of the bottom wall J21 is arranged adjacent to corresponding to each later-described corner J22C of the peripheral side wall J22.
  • the bottom wall J21 has a flat plate shape.
  • the bottom wall J21 is made of steel, for example.
  • the bottom wall J21 has an upper surface J21a arranged along the horizontal plane. In-vehicle components such as a battery J30 are appropriately placed on the upper surface J21a.
  • the bottom wall J21 has such rigidity that the battery J30 can be placed and supported on the upper surface J21a.
  • the upper surface J21a is appropriately formed with a reinforcing portion J21R along the vehicle width direction in order to increase rigidity against deformation of the bottom wall J21 in the vehicle width direction caused by an impact load directed from the vehicle outer side to the vehicle inner side, such as a side collision.
  • the reinforcing portion J21R may be a ridge or groove formed along the vehicle width direction.
  • the peripheral side wall J22 has a polygonal shape corresponding to the polygonal shape of the peripheral edge of the bottom wall J21. For example, as shown in FIG. 75, when the bottom wall J21 is square, the peripheral side wall J22 is square. Specifically, the peripheral sidewall J22 includes a first sidewall J221, a second sidewall J222 adjacent to the first sidewall J221, a third sidewall J223 adjacent to the second sidewall J222, and a third sidewall J223 adjacent to the third sidewall J223. 4 side walls J224. The fourth side wall J224 is adjacent to the first side wall J221.
  • the side walls from the first side wall J221 to the fourth side wall J224 are arranged in a closed ring so as to surround the bottom wall J21 from the periphery of the bottom wall J21.
  • the number of side walls forming the peripheral side wall J22 is not limited to four as in the present embodiment, and may be three or more depending on the polygonal shape of the peripheral edge of the bottom wall J21.
  • Each side wall of the peripheral side wall J22 has an inner surface facing the center surrounded by the peripheral side wall J22. That is, as shown in FIG. 74, the first sidewall J221 has a first sidewall inner surface J221a. Similarly, the second side wall J222 has a second side wall inner surface J222a. The third sidewall J223 has a third sidewall inner surface J223a. The fourth sidewall J224 has a fourth sidewall inner surface J224a.
  • the peripheral side wall J22 includes a peripheral side wall web J22W extending upward from the vehicle-outside end of the bottom wall J21 and a peripheral side wall flange J22F. It has a cross section.
  • the tray J20 including the peripheral side wall J22 can be easily formed from a flat steel plate by press working, and at the same time, it can reasonably ensure rigidity capable of resisting loads such as shear forces and moments.
  • the cross section of the peripheral side wall J22 may be uniform along the peripheral edge of the bottom wall J21.
  • the tray J20 includes a high-strength portion HT having high tensile strength and a low-strength portion LT having a lower tensile strength than the high-strength portion HT.
  • the high-strength portion HT preferably has a tensile strength of 980 MPa or more, and more preferably has a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • the low-strength portion LT has a tensile strength of 270 MPa to 440 MPa.
  • the low-strength portion LT has a tensile strength of, for example, 270 MPa, 440 MPa or 590 MPa.
  • a steel plate having a tensile strength of 1470 MPa is used as the high strength portion HT
  • a steel plate having a tensile strength of 270 MPa is used as the low strength portion LT having a tensile strength lower than that of the high strength portion HT.
  • the low-strength portion LT includes a corner portion J22C at a first side wall inner surface J221a of the first side wall J221 and a second side wall inner surface J222a of the second side wall J222, which are adjacent to each other with a minor angle, and a first corner portion J22C at the corner portion J22C.
  • a corner portion J21C on the upper surface J21a of the bottom wall J21 forms a minor angle with respect to each of the side wall inner surface J221a and the second side wall inner surface J222a.
  • the low-strength portion LT of the tray J20 has a recessed portion C (first sidewall inner surface J221a, second sidewall inner surface J222a, and upper surface J21a) where the corner J22C of the peripheral sidewall J22 and the corner J21C of the bottom wall J21 are arranged so that the three faces of are included in the adjacent parts).
  • the minor angle is the angle of the smaller one of the angles sharing two sides with the vertex. Since the tray J20 has such a structure, the high-strength portion HT can be a region that mainly shares and receives the impact load acting on the tray J20 from the vehicle width direction. At the same time, such recessed portion C that is difficult to press can be made into low-strength portion LT.
  • the high-strength portion HT can prevent the tray J20 from being plastically deformed in an early stage and can be made relatively lightweight.
  • the low-strength portion LT allows the tray J20 to be easily formed into a three-dimensional box-like shape having the recessed portion C by pressing the steel plate serving as the base material of the tray J20. Therefore, a robust and lightweight tray J20 can be provided.
  • the tray J20 has a high-strength portion HT at the intermediate portion in the front-rear direction.
  • the high-strength portion HT is formed from the first side wall J221 through the bottom wall J21 to the third side wall J223 facing the first side wall J221.
  • the range of the load transmission path when the impact load acts can be set to the high strength portion HT. Therefore, even if the plate thickness of the tray J20 is reduced, the rigidity in the vehicle width direction can be increased, and the weight can be efficiently reduced.
  • the tray J20 has a low-strength portion LT in a region including a recessed portion C having two corners J21C arranged in the front and a corner J22C corresponding to the corners J21C.
  • the tray J20 has a low-strength portion LT in a region including recessed portions C having two rear corners J21C and corners J22C corresponding to the corners J21C. In this way, since the region including the recessed portion C having the corners J21C and J22C is the low-strength portion LT, the tray J20 can be easily manufactured by pressing the base material steel plate.
  • the tray J20 has an inner reinforcing member J24 extending from the first side wall J221 to the third side wall J223 facing the first side wall J221 on the bottom wall J21.
  • a plurality of inner reinforcing members J24 may be provided.
  • the inner reinforcing members J24 may be arranged in a plurality in the front-rear direction.
  • an impact load in the vehicle width direction applied to one of the first side wall J221 and the third side wall J223 due to a side collision or the like can be distributed to the plurality of inner reinforcing members J24 and transmitted to the third side wall J223. Therefore, the cross section perpendicular to the longitudinal direction (vehicle width direction) per one inner reinforcing member J24 can be reduced, and the size can be made compact. In addition, a single inner reinforcing member J24 may be provided.
  • One end of the inner reinforcing member J24 is joined to the first side wall inner surface J221a of the first side wall J221 by welding or the like.
  • the other end of the inner reinforcing member J24 is joined to the third side wall inner surface J223a of the third side wall J223 by welding or the like.
  • the inner reinforcing member J24 preferably overlaps the high-strength portion HT.
  • the rigidity improvement effect of the inner reinforcing member J24 and the rigidity improvement effect of the high-strength portion HT are combined to effectively increase the rigidity in the range of the load transmission path when an impact load acts in the vehicle width direction. can be done. Therefore, it is possible to improve the protection performance of the inner side of the tray J20.
  • the first side wall J221 and the third side wall J223 are provided with an outer stiffener J25 extending along the first side wall J221 and the third side wall J223.
  • the outer reinforcing member J25 generally includes a first outer reinforcing member J25A extending along the first side wall J221 and a second outer reinforcing member J25B extending along the third side wall J223.
  • the outer reinforcing member J25 (first outer reinforcing member J25A) provides bending rigidity per unit mass and impact energy performance against an impact load acting from the outer side to the inner side of the vehicle. For security, it has a hollow cross-section.
  • the outer reinforcing member J25 has a plurality of members each extending along the front-rear direction, that is, a first member J251, a second member J252, and a third member J253.
  • the cross section of the outer reinforcing member J25 has a closed annular shape by joining the first member J251, the second member J252, and the third member J253 together.
  • the first member J251, the second member J252, and the third member J253 are joined together by, for example, welding.
  • the first member J251, the second member J252, and the third member J253 are each, for example, a flat steel plate or a steel plate formed by bending a flat steel plate.
  • the outer reinforcing member J25 and the peripheral side wall J22 are joined to each other by welding or the like. Note that the outer reinforcing member J25 is not limited to being formed from three members as in the present embodiment, and may be formed from a single member, may be formed from two members, or may be formed from four or more members. may be formed from a plurality of members of
  • a steel plate serving as the high-strength portion HT having a high tensile strength and a steel plate serving as the low-strength portion LT having a lower tensile strength than the high-strength portion HT are welded together (welding step).
  • a steel plate having a tensile strength of 1470 MPa is used as the high strength portion HT.
  • a steel plate having a tensile strength of 270 MPa is used as the low strength portion LT.
  • the plate thickness of the steel plate forming the high-strength portion HT and the plate thickness of the steel plate forming the low-strength portion LT be the same.
  • Pressing is performed so as to include a recessed portion C having a corner portion J21C in the top surface J21a of the bottom wall J21 forming a minor angle with respect to each of the first side wall inner surface J221a and the second side wall inner surface J222a in (forming step).
  • the high-strength portion HT is pressed.
  • Work hardening by press working can increase the tensile strength of the high-strength portion HT or low-strength portion LT after press-working, compared to the tensile strength of the high-strength portion HT or low-strength portion LT before press working.
  • the tray J20 even if the tray J20 has the high-strength portion HT, the recessed portion C, which is difficult to form by press working, is the low-strength portion LT. , and a peripheral side wall J22 erected from the outer periphery of the bottom wall J21. Therefore, it is possible to provide a method for manufacturing a robust and lightweight tray J20.
  • Elemental technology K is formed extending in a predetermined direction and has a top plate portion, a ridgeline portion continuing to the top plate portion, and a vertical wall portion continuing to the ridgeline portion, and a cross section intersecting the predetermined direction is
  • 77 is a diagram showing an example of a cabin frame member, which is a frame 20 having a monocoque structure of the automobile body 100 according to the present embodiment.
  • the skeleton member having the continuous flange K50 where the sheet metal parts are joined effectively improves the impact energy absorption efficiency, and has excellent load transmission characteristics and rigidity.
  • An example of the manufacturing method is described in Japanese Patent No. 5958644.
  • Elemental technology L is a high-strength frame member having L-shaped and T-shaped shapes. More specifically, by pressing a material metal plate, it is composed of a top plate portion, two vertical walls connected to both sides of the top plate, and two flanges connected to each of the two vertical walls.
  • a pressed part that has an L-shaped hat cross-sectional shape by having a hat-shaped cross section and a curved part that curves in the longitudinal direction in plan view, or a pressed part that has the L-shaped hat cross-sectional shape as a part thereof A method for manufacturing a pressed part to be formed into a shape, wherein a material metal plate is arranged between a punch and a blank holder, a pad, a die and a bending die, and a portion of the material metal plate to be formed into the top plate portion is The pad is pressed against the punch and sandwiched, and the blank holder presses and sandwiches a portion of the material metal plate that is outside the curved portion from the portion formed on the top plate portion against the die, A vertical wall on the inner peripheral side of the curved portion and a flange portion connected to the vertical wall are formed by processing the material metal plate by relatively moving the bending die in the direction in which the punch is arranged.
  • FIG. 78 is a view showing an example of a high-strength frame member L51 having an L-shape and a T-shape in the cabin frame member 24 of the monocoque structure frame 20 of the automobile body 100 according to the present embodiment.
  • an automobile body capable of reducing the total amount of greenhouse gases generated in a series of life cycles ranging from automobile manufacture, use, and disposal.

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Abstract

この自動車車体は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリ、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体であって、前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、前記自動車車体の質量をｍ（ｋｇ）、前記自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）としたとき、以下の式（１）および式（２）を満たす。　６＜s＜１１　・・・（１）　ｍ＜（２７２．３７×ｓ－８３５）×０．９８　・・・（２）

Description

自動車車体
　本発明は、自動車車体に関する。
　本願は、２０２１年５月２５日に、日本に出願された特願２０２１－０８８０１２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近時においては、地球温暖化防止の観点から、温室室効果ガスの排出を抑制することがより重要となっている。このような状況の中、従来の内燃機関を動力とする自動車よりも二酸化炭素（ＣＯ２）をはじめとする温室効果ガスの排出が抑えられた電気自動車、ハイブリッド自動車などの出現により、走行時に自動車から排出される温室効果ガス量を削減することが期待されている。また、自動車を構成する素材としてアルミニウムやカーボンなど軽量化に優位な材料を採用することで、走行時に自動車から排出される温室効果ガス量を削減することが期待されている。
　自動車車体に関し、例えば下記の特許文献１には、生産性に優れる車体構造が開示されている。また、下記の非特許文献１には、自動車のホワイトボディ（ＢＩＷ）のハイテン比率は、同１１８０ＭＰa級鋼板が現行車で０％から１７％、同１３１０ＭＰa級鋼板が同じく０％から５％、同１４７０ＭＰa級鋼板が６％となることが開示されている。一般的に、車両重量に対するＢＩＷの重量割合は３０％程度であり、車両重量に対するハイテンの重量比率に換算すると、１１８０ＭＰa級以上の鋼板比率は９％未満、同１４７０ＭＰa級鋼板比率は２％未満である。
国際公開第２０２１／００１８１３号
日刊工業新聞2017年10月12日記事　https://www.nikkan.co.jp/articles/view/00446307
　しかしながら、自動車のライフサイクルを考慮すると、地球環境下に排出される温室効果ガスの総量を削減するためには、上述したような車両の使用時（走行時）のみに着目した温室効果ガスの削減では不十分であり、「１．自動車を構成する材料の製造時に発生する温室効果ガス」、「２．自動車の製造時に発生する温室効果ガス」、「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」、「４．自動車の廃棄時に発生する温室効果ガス」、を含めたトータルでの温室効果ガス量を削減する必要がある。
　そこで、本発明は、自動車の製造、使用、および廃棄に渡る一連のライフサイクルの中で発生する温室効果ガスの総量を低減することが可能な自動車車体を提供することを目的とする。
　本開示の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の第一の態様は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリ、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体であって、前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、前記自動車車体の質量をｍ（ｋｇ）、前記自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）としたとき、以下の式（１）および式（２）を満たす、自動車車体である。
　６＜s＜１１　　　・・・（１）
　ｍ＜（２７２．３７×ｓ－８３５）×０．９８　　　・・・（２）
（２）本発明の第二の態様は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリ、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体であって、前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、前記自動車車体の素材構成から算出される製造時、使用時および廃棄時の各ＣＯ２排出量の総和Ｍ、前記自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）、前記自動車車体の高さをｈ（ｍ）としたとき、以下の式（３）および式（４）を満たす、自動車車体である。
　９＜ｓ×ｈ＜１９　　　・・・（３）
　Ｍ＜（１９２５．１×ｓ×ｈ―８１．４）×０．９８　　　・・・（４）
（３）上記（１）又は（２）に記載の自動車車体では、前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する前記鉄鋼材料の質量ｍｓ（ｋｇ）の比が６４％以上であり、引張強度が１．９ＧＰａ以上の前記鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｓ（ｋｇ）の比が９％以上であってもよい。
（４）上記（１）又は（２）に記載の自動車車体では、前記自動車車体を構成するボディ重量ｍｂ（ｋｇ）に対し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｔ（ｋｇ）の比が２４％以上、であってもよい。
（５）上記（１）又は（２）に記載の自動車車体では、前記自動車車体の板金部品の質量の総和ｍｓp（ｋｇ）に対し、Ｃｕが０．０１３％以上、Ｎｉが０．０１８％以上、およびＳｎが０．００２％以上含まれている板金部品の質量の総和ｍsc（ｋｇ）の比が２０％以上であってもよい。
（６）上記（３）に記載の自動車車体では、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｃｏ：０～２．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｇ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．１０％、ＲＥＭ：０～０．３０％、およびＢ：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、５％以上、１０％未満の残留オーステナイトと、合計で９０％超、９５％以下のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと、５％未満の残部組織とからなり、前記ベイナイトおよび前記焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が５５°～７５°となる粒界の長さの割合が３０％以上であるミクロ組織を有し、引張強さが１５００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形体、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材、及び、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体を有してもよい。
（７）上記（３）に記載の自動車車体では、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも二つの平坦部位と、前記二つの平坦部位の間に形成される凹ビード部位と、を有し、前記凹ビード部位は、曲率半径が５０ｍｍ以上である一対の壁部であって、前記二つの平坦部位における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する一対の屈曲部を介して前記閉断面部の内側に向かって突出する一対の壁部を有し、前記壁部における板厚中心部のビッカース硬度が５２０Ｈｖ以上であり、前記壁部の幅が、カルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下であり、前記壁部の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記壁部の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材を有してもよい。
（８）上記（３）に記載の自動車車体では、鋼板を冷間プレス成形することにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より大きい骨格部材、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材、及び、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも二つの平坦部位と、前記二つの平坦部位の間に形成される凹ビード部位と、を有し、前記凹ビード部位は、曲率半径が５０ｍｍ以上である一対の壁部であって、前記二つの平坦部位における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する一対の屈曲部を介して前記閉断面部の内側に向かって突出する一対の壁部を有し、前記壁部における板厚中心部のビッカース硬度が５２０Ｈｖ以上であり、前記壁部の幅が、カルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下であり、前記壁部の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記壁部の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材を有してもよい。
（９）上記（８）に記載の自動車車体では、所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材を有してもよい。
（１０）上記（３）に記載の自動車車体では、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、第一の鋼板部材と第二の鋼板部材をスポット溶接部でスポット溶接することにより接合した骨格部材であって、前記骨格部材の長手方向に垂直な断面が閉断面である断面領域を有し、前記第一の鋼板部材は１９００ＭＰａ以上の引張強さを有し、前記スポット溶接部は、前記スポット溶接により形成された溶融金属部と、前記溶融金属部の外側に隣接する熱影響部と、を有し、前記溶融金属部の中心点を含む前記長手方向に垂直な断面において、前記溶融金属部に相当する領域を第一の領域と定義し、前記熱影響部に相当する領域を第二の領域と定義し、前記第一の領域と前記第二の領域との境界から前記第一の領域側に１００μｍ離間するまでの領域と、前記境界から前記第二の領域側に１００μｍ離間するまでの領域とにより構成される領域を第三の領域と定義し、前記第一の領域の中央部から前記第二の領域側に延在する仮想直線に沿って、１０ｇｆの荷重で１５μｍピッチでビッカース硬度を測定したとき、前記仮想直線の上における、前記第一の領域に対応する測定箇所における平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと、前記仮想直線の上における、前記第三の領域に対応する測定箇所における最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たす骨格部材を有してもよい。
（１１）上記（１０）に記載の自動車車体では、所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材、を有してもよい。
（１２）上記（１０）に記載の自動車車体では、母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
として（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品を有してもよい。
（１３）上記（１１）に記載の自動車車体では、母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
として（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品を有してもよい。
（１４）上記（３）に記載の自動車車体では、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、車体の前後方向に延びる筒体と、前記筒体の内部に配置された衝撃吸収部材とを備え、前記衝撃吸収部材は、前記前後方向に沿って延び、車幅方向に扁平なウェブと、前記ウェブの車外側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車外側フランジと、前記ウェブの車内側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車内側フランジと、を有し、前記車外側フランジ及び前記車内側フランジは、前記ウェブを上下から挟むように配置され、前記前後方向に沿って延びるリブを有する車体の側面部材構造を有してもよい。
（１５）上記（１４）に記載の自動車車体では、所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材を有してもよい。
（１６）上記（１４）に記載の自動車車体では、鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆とを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記被覆側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記被覆側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記被覆との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、２０μｍ未満であり、前記鋼板基材とＡｌ及びＦｅを含有する前記被覆との間にスケールを含まない鋼部材を有してもよい。
（１７）上記（１５）に記載の自動車車体では、鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆とを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記被覆側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記被覆側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記被覆との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、２０μｍ未満であり、前記鋼板基材とＡｌ及びＦｅを含有する前記被覆との間にスケールを含まない鋼部材を有してもよい。
（１８）上記（１４）に記載の自動車車体では、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイを有してもよい。
（１９）上記（１５）に記載の自動車車体では、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイを有してもよい。
（２０）上記（１６）に記載の自動車車体では、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイを有してもよい。
（２１）上記（１７）に記載の自動車車体では、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイを有してもよい。
　本発明によれば、自動車の製造、使用、および廃棄に渡る一連のライフサイクルの中で発生する温室効果ガスの総量を低減することが可能な自動車車体を提供することができる。
自動車用の素材毎の製造時の環境負荷（温室効果ガス発生量）を示す特性図である。 本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体を示す分解斜視図である。 本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体を示す分解斜視図である。 本実施形態に係る自動車車体の外装パネルを示す斜視図である。 本実施形態に係る自動車車体のモノコック構造のフレームであって、衝撃吸収骨格部材を備えるフレームの一例を示す斜視図である。 本実施形態に係る自動車車体のモノコック構造のフレームであって、キャビン骨格部材を備えるフレームの一例を示す斜視図である。 公道走行用自動車が電気自動車の場合に、電気自動車の自動車車体のモノコック構造のフレームのフロア骨格部材を示す斜視図である。 表１に示した自動車車体の投影面積ｓと車重との関係を示す図である。 発明例５、比較例１、比較例８について、自動車車体の投影面積当たりの質量（等価質量）を比較した結果を示す特性図である。 自動車車体の体積ｖと表１に示したＣＯ２等価質量で換算した温室効果ガス（ＧＨＧ）総排出量との関係を示す図である。 発明例５、比較例１、比較例９について、ねじり剛性を比較した結果を示す特性図である。 発明例５、比較例１について、側面衝突時の自動車車体のセンターピラーの車体内側への侵入量を数値シミュレーションで比較した結果を示す特性図である。 エネルギー吸収量を説明するための模式図である。 要素技術Ａの一実施形態に係る骨格部材Ａ１０を示す斜視図である。 図１４の切断線Ａ１－Ａ１の断面図である。 引張強度が９８０ＭＰａ以上の冷延鋼板について、硬さ標準偏差比とＶＤＡ曲げ試験でのＶＤＡ曲げ角度比との関係を示すグラフである。 変形例に係る骨格部材Ａ２０を示す斜視図である。 図１７の切断線Ａ２－Ａ２の断面図である。 構造部材が適用される一例としての自動車骨格Ａ１００を示す斜視図である。 実施例で用いる角筒材の断面形状を説明するための模式図である。 実験例について、有効幅比とエネルギー吸収効率との関係をプロットしたグラフである。 曲げ試験により得られるＦ－Ｓカーブの一例を示す図である。 エネルギー吸収量を説明するための模式図である。 要素技術Ｃの一実施形態に係る骨格部材Ｃ１０を示す斜視図である。 図２４の切断線Ａ１－Ａ１の断面図である。 ２．０ＧＰａ級材について、硬さ標準偏差比とＶＤＡ曲げ試験でのＶＤＡ曲げ角度比との関係を示すグラフである。 変形例に係る骨格部材Ｃ２０を示す斜視図である。 図２７の切断線Ａ２－Ａ２の断面図である。 構造部材が適用される一例としての自動車骨格Ｃ１００を示す斜視図である。 実施例で用いる角筒材の断面形状を説明するための模式図である。 実験例について、有効幅比とエネルギー吸収効率との関係をプロットしたグラフである。 本実施形態に係る鋼板の例を示す模式図である。 本実施形態に係る鋼部材の例を示す模式図である。 本実施形態に係る鋼部材の別の態様（被覆鋼部材）の例を示す模式図である。 ホットスタンプ用鋼板の硬さ測定位置を示す模式図である。 ホットスタンプ成形品の形状の例を示す模式図である。 ３点曲げ試験体の形状を示す模式図である。 ３点曲げ試験における試験機および試験体の配置を示す模式図である。 要素技術Ｇの一実施形態に係る骨格部材を示す斜視図である。 図３９の切断線Ａ１－Ａ１の断面図である。 図４０のＡで囲む領域の拡大図である。 ２．０ＧＰａ級材について、硬さ標準偏差比とＶＤＡ曲げ試験での曲げ角度比との関係を示すグラフである。 変形例に係る骨格部材を示す斜視図である。 図４３の切断線Ａ２－Ａ２の断面図である。 図４３のＢで囲む領域の拡大図である。 骨格部材の変形例を示す断面図である。 凹ビード部位の変形例を示す模式図である。 凹ビード部位の他の変形例を示す模式図である。 骨格部材が適用される一例としての自動車骨格を示す斜視図である。 第一実施例で用いる角筒部材の断面形状を説明するための模式図である。 第一実験例について、有効幅比とエネルギー吸収効率との関係をプロットしたグラフである。 第二実施例で用いる角筒部材の断面形状を説明するための模式図である。 要素技術Ｈの一実施形態に係る骨格部材を示す斜視図である。 同実施形態に係る骨格部材のスポット溶接部の近傍を示す概略断面図である。 図５４の仮想直線ａに沿う硬度分布を示すグラフである。 Ｍｎ含有量が１．２７質量％である鋼板部材を用いた骨格部材のスポット溶接部の近傍を示す概略断面図である。 図５６の仮想直線ａに沿う硬度分布を示すグラフである。 実施例で用いる部材の断面形状を説明するための模式図である。 実験例の３点曲げ試験条件を説明するための模式図である。 ３点曲げ試験によりスポット破断が生じた状態を示す模式図であって、片側５箇所にスポット破断が生じた状態を示す。 ３点曲げ試験によりスポット破断が生じた状態を示す模式図であって、片側１箇所にスポット破断が生じた状態を示す。 車体の一部を示す分解斜視図である。 第１実施形態に係る側面部材構造を示す、図６２におけるＡ矢視断面図である。 第１実施形態に係る側面部材構造の一部を示す断面斜視図である。 第１実施形態に係る側面部材構造の一部を示す分解斜視図である。 第１実施形態に係るウェブの一部を示す側面図である。 第１実施形態に係る側面部材構造に作用する曲げモーメント分布及び側面部材構造の変形モードを説明する図であり、図６７の（Ａ）は平面視であり、図６７の（Ｂ）は側面視である。 第２実施形態に係る側面部材構造を示す、図６２におけるＡ矢視断面図である。 第２実施形態に係る側面部材構造の一部を示す断面斜視図である。 第２実施形態に係る側面部材構造の一部を示す分解斜視図である。 第２実施形態に係るウェブの一部を示す側面図である。 侵入量の数値解析結果を示す図である。 実施形態に係るトレイの説明図である。 実施形態に係るトレイの斜視図である。 実施形態に係るトレイの平面図である。 図７５におけるＡ矢視断面図である。 本実施形態に係る自動車車体のモノコック構造のフレームであって、キャビン骨格部材の一例を示す図である。 本実施形態に係る自動車車体のモノコック構造のフレームであって、キャビン骨格部材で、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材の一例を示す図である。
　以下、本発明に係る幾つかの実施形態について図を参照しながら説明する。しかしながら、これらの説明は、本発明の好ましい実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の実施形態に限定することを意図するものではない。
　前述したように、自動車のライフサイクルを考慮すると、地球環境下に排出される温室効果ガス（Ｇｒｅｅｎ　Ｈｏｕｓｅ　Ｇａｓ：ＧＨＧ）の総量を削減するためには、上述したような車両の使用時（走行時）のみに着目した温室効果ガス削減では不十分であり、「１．自動車を構成する材料の製造時に発生する温室効果ガス」、「２．自動車の製造時に発生する温室効果ガス」、「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」、「４．自動車の廃棄時に発生する温室効果ガス」、を含めたトータルでの温室効果ガス量を削減する必要がある。なお、本明細書では、このような観点で捉えた、自動車のライフサイクルの中で発生するＣＯ２をはじめとする温室効果ガスを「ライフサイクル温室効果ガス」と称し、ＣＯ２量はＣＯ２以外の温室効果ガスも等価質量換算し合算したものと規定する。ＣＯ２以外の温室効果ガスとしては、メタン、一酸化二窒素、フロン化合物などのオゾン層破壊物質があげられる。ＣＯ２等価質量の計算方法は後述する。
　上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」に関し、素材としての鉄鋼材料は他素材と比較して自動車１台当たりの温室効果ガス排出量が最小である。図１は、自動車用の素材毎の製造時の環境負荷（温室効果ガス発生量）を示す特性図であって、縦軸は自動車用の材料（通常鋼板、高強度鋼板（ハイテン）、アルミニウム、炭素繊維強化プラスチック（ＣＦＲＰ））を示しており、横軸は等価機能当たりの温室効果ガス発生量［ｋｇ－ＣＯ２当量／ｋｇ－等価部品］を示している。図１に示すように、鉄鋼素材（通常鋼板、高強度鋼板）は、他素材（アルミニウム、炭素繊維強化プラスチック）と比較して温室効果ガス発生量が圧倒的に小さく、自動車を構成する素材として鉄鋼材料を主体的に用いることで、温室効果ガス排出量が削減され、ライフサイクル温室効果ガス削減に大きく寄与することが判る。なお、「ＣＯ２当量」は、「ＣＯ２等価質量」ともいい、本明細書中では、「ＣＯ２当量」、「ＣＯ２等価質量」「ＣＯ２換算量」は同意味と定義する。「ＣＯ２等価質量」は、ＣＯ２（地球温暖化係数：１）と、ＣＯ２以外のガス、例えば、メタンＣＨ４(単位質量あたりの温室効果がＣＯ２の２５倍：地球温暖化係数２５)、一酸化二窒素Ｎ２Ｏ(単位質量あたりの温室効果がＣＯ２の２９８倍：地球温暖化係数２９８)、を地球温暖化係数で重みづけして、ＣＯ２換算した質量を計算したものである。なお、本明細書では、素材ごとに設定された「ＣＯ２等価質量」の換算係数（後述する表４記載のもの）で「ＣＯ２等価質量」を計算している。
　また、上記の「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」に関し、自動車を軽量化して内燃機関などの駆動源の負荷を減らして温室効果ガスを削減する観点からは、現状、アルミニウムやカーボンなどの素材を用いて自動車をマルチマテリアル化し、自動車を軽量化することに主眼が置かれている。このため、図１に示したような温室効果ガス発生量が比較的大きな素材により軽量化が行われており、上記の「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」の削減と、「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」の削減との両立が考慮されていないのが実情である。現状、上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」と「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」はトレードオフの関係と考えられており、双方を両立して削減することが何ら想定されていないことが要因である。
　本発明者らは、上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」の削減と「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」の削減を両立させてライフサイクル温室効果ガスを削減することに着目し、自動車車体１００の要素技術、特にその材料と構造について鋭意検討を行った。本発明者らは、自動車車体１００の各部の機能に応じた新材料（ハイテン材）および新規な構造を適用した。より詳細には、本発明者らは、鉄鋼材料を主体として自動車車体１００を構成し、自動車車体１００の各部に鉄鋼の新材料を適用するとともに、これに伴う鋼板薄肉化により不足する車体剛性を補うための新規構造を各部に適用した。これにより、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、鋼板薄肉化による軽量化と高い剛性が両立されたものとなり、必要な強度を満たしつつ、ライフサイクル温室効果ガスを削減することが可能となった。
　図２及び図３は、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００を示す分解斜視図である。図２は、内燃機関１を駆動源とする自動車（エンジン車）の自動車車体１００を示している。また、図３は、電動モータ２を駆動源とする電気自動車の自動車車体１００を示している。図２及び図３に示す自動車車体１００は、外装パネル１０と、モノコック構造のフレーム２０を有し、モノコック構造のフレーム２０に外装パネル１０が装着されて構成される。なお、外装パネル１０は、ボンネット１２、ドア１４、ルーフ１６、フェンダー１８、トランクリッド１９等を含む。図２及び図３に示す自動車車体１００は、いずれも、公道走行用自動車からバッテリー、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれたものである。
　なお、図２に示したエンジン車の自動車車体１００と図３に示した電気自動車の自動車車体１００とでは、電気自動車が車体のフロア近傍に大容量のバッテリーを搭載していることから、主にフロア部品の構成が相違している。エンジン車の自動車車体１００では、フレーム２０にフロア１５が設けられ、フレーム２０に内燃機関１、サスペンション３等が装着されている。電気自動車の自動車車体１００についても、エンジン車と同様にフレーム２０にモータ２、サスペンション３などが装着される構造であってよいが、図３に示したようにフロア骨格部材３０にモータ２、サスペンション３等が搭載されている構造であってもよい。さらに、電気自動車の自動車車体１００は、バッテリーを搭載するためのバッテリーボックス４０をフロア骨格部材３０に備えている点でエンジン車の自動車車体１００と相違する。また、図３では、フロア１５がフレーム２０に取り付けられた構造が示されているが、フロア１５はバッテリーボックス４０に取り付けられていてもよく、バッテリーボックス４０の上面がフロアを兼ねる構造であってもよい。
　本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、新規材料および新規構造を適用することにより、従来の自動車車体が満たすことのできなかった所定の条件を満たすことが可能となっている。具体的には、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリー、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体１００であって、自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、自動車車体１００の質量をｍ（ｋｇ）、自動車車体１００の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）としたとき、以下の式（１）および式（２）を満たす。
　６＜s＜１１　　　・・・（１）
　ｍ＜（２７２．３７×ｓ－８３５）×０．９８　　　・・・（２）
　より好ましくは、前記自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上である。
　なお、係数０．９８は２％のマージンをとったときの値であり、係数を０．９７２として２．８％のマージンをとるとより好ましい。さらに、係数を０．９６５として３．５％のマージンをとるとより好ましい。
　また、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリー、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体１００であって、自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、自動車車体１００の素材構成から算出される製造時、使用時および廃棄時の各温室効果ガス排出量のＣＯ２等価質量の総和Ｍ、自動車車体１００の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）、自動車車体１００の高さをｈ（ｍ）としたとき、以下の式（３）および式（４）を満たす。
　９　＜ｓ×ｈ＜１９　　　・・・（３）
　Ｍ＜（１９２５．１×ｓ×ｈ―８１．４）×０．９８　　　・・・（４）
　より好ましくは、前記自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上である。
　なお、係数０．９８は２％のマージンをとったときの値であり、係数を０．９７５として２．５％のマージンをとるとより好ましい。さらに好ましくは係数を０．９７として３％のマージンをとるとより好ましい。
　また、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する前記鉄鋼材料の質量ｍｓ（ｋｇ）の比が６４％以上である。
　また、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、自動車車体１００を構成するボディ重量ｍｂ（ｋｇ）に対し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｔ（ｋｇ）の比が２４％以上、引張強度が１．９ＧＰａ以上の鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｓ（ｋｇ）の比が９％以上である。より好ましくは、自動車車体１００を構成するボディ重量ｍｂ（ｋｇ）に対し、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｔ（ｋｇ）の比が２４％以上である。
　また、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、自動車車体１００の板金部品の質量の総和ｍｓp（ｋｇ）に対し、Ｃｕが０．０１３％以上、Ｎｉが０．０１８％以上、およびＳｎが０．００２％以上含まれている板金部品の質量の総和ｍsc（ｋｇ）の比が２０％以上である。
　なお、「衝突安全性に優れる公道走行用自動車」は、Ｕ.Ｓ.ＮＣＡＰをはじめとする世界各国の衝突安全基準を満たし得る「新車アセスメントプログラム適合車」を含む。
　後で詳細に説明するが、これらの条件は、本実施形態に係る自動車車体１００が有する新規材料および新規構造により満たされるものであり、これらの新規材料および新規構造を有していない従来の自動車車体では満たすことのできなかったものである。なお、本実施形態に係る自動車車体１００は、あくまで、後述する要素技術Ａ～Ｌのうち複数の技術を適宜組み合わせて採用することで実施可能（実現可能）である。更に、本実施形態に係る自動車車体１００は、要素技術Ａ～Ｌのうち３技術以上採用することが望ましい。
　特に、自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する前記鉄鋼材料の質量ｍｓ（ｋｇ）の比が６４％以上であり、且つ、引張強度が１．９ＧＰａ以上の前記鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｓ（ｋｇ）の比が９％以上である自動車車体の条件を満たすためには、要素技術Ａ～Ｌを下記のように組み合わせることが好ましい。

組み合わせ１・・・要素技術Ｂ＋Ｃ＋Ｅ
組み合わせ２・・・要素技術Ｅ＋Ｇ
組み合わせ３・・・要素技術Ａ＋Ｃ＋Ｇ
　組み合わせ３－１・・・要素技術Ａ＋Ｃ＋Ｇ＋Ｋ＋Ｌ
組み合わせ４・・・要素技術Ｅ＋Ｈ
　組み合わせ４－１・・・要素技術Ｅ＋Ｈ＋Ｋ＋Ｌ
　組み合わせ４－２－１・・・要素技術Ｅ＋Ｈ＋Ｆ
　組み合わせ４－２－２・・・要素技術Ｅ＋Ｈ＋Ｋ＋Ｌ＋Ｆ
組み合わせ５・・・要素技術Ｅ＋Ｉ
　組み合わせ５－１・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｋ＋Ｌ
　組み合わせ５－２－１・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｄ
　組み合わせ５－２－２・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｋ＋Ｌ＋Ｄ
　組み合わせ５－３－１・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｊ
　組み合わせ５－３－２・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｋ＋Ｌ＋Ｊ
　組み合わせ５－３－３・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｄ＋Ｊ
　組み合わせ５－３－４・・・要素技術Ｅ＋Ｉ＋Ｋ＋Ｌ＋Ｄ＋Ｊ
　なお、本明細書において、公道走行用自動車とは、各国の法規（型式認定）での安全基準を満たし、各国のアセスメント試験であるＮＣＡＰ（新車アセスメントプログラム：New Car Assessment Programme）の衝突安全性能評価において、各衝突試験における安全性能評価に優れる衝突安全性に優れる自動車である。なお、前記アセスメント試験は、各国の法規よりも厳しい試験となっており、前記アセスメント試験で最高評価（５ｓｔａｒ評価）を得れば、十分に公道走行が可能であると言える。
　また、本実施形態に係る公道走行用自動車の自動車車体１００は、図２に示したエンジン車、または図３に示した電気自動車の車体に限定されるものではなく、内燃機関と電動モータを駆動源とするハイブリッド自動車、燃料電池自動車、水素エンジン自動車等の自動車車体であってもよい。また、図２および図３ではモノコック構造のフレーム２０を有する自動車車体が示されているが、自動車車体１００はモノコック構造のフレーム２０を有する自動車車体に限定されるものではなく、ラダーフレーム構造の自動車車体であってもよい。また、公道走行用自動車の車種としては、セダン、ハッチバック、ステーションワゴン、ワンボックス、ピックアップトラック等の乗用車または商用車を含む。更に、公道走行用自動車は、トラック等の積載車を含む。
　本実施形態に係る自動車車体１００に適用された要素技術の概要は、以下の通りである。なお、各要素技術の詳細については後述する。
　１．外板パネル
　図４は、本実施形態に係る自動車車体１００の外装パネル１０の一例を示す斜視図である。外装パネル１０は、具体的には、ボンネット１２、ドア１４、ルーフ１６などであり、プレス成形後の面品質、外観に優れるものとされている。外装パネル１０の素材として、主に引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰa以下の冷延ハイテン材が用いられている。
　２．衝撃吸収骨格部材（要素技術Ａ、Ｂ、Ｃ）
　図５は、本実施形態に係る自動車車体１００のモノコック構造のフレーム２０であって、衝撃吸収骨格部材２２を備えるフレーム２０の一例を示す斜視図である。衝撃吸収骨格部材２２は、図中にグレーの濃度を付した部位に備えられ、衝突時に変形して衝突エネルギーを吸収する。衝撃吸収骨格部材２２の材料および構造の詳細は以下に示される。
　２．１．引張強度９８０ＭＰａ以上の冷延ハイテン材料を用いた構造（要素技術Ａ）
　２．２．引張強度１４７０ＭＰａ以上のホットスタンプ成形体（要素技術Ｂ）
　２．３．エネルギー吸収効率に優れた骨格部材（要素技術Ｃ）
　２．４．連続フランジを有する骨格部材およびその製造方法（要素技術Ｋ）
　３．キャビン骨格部材、フロア骨格部材（要素技術Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ）
　図６は、本実施形態に係る自動車車体１００のモノコック構造のフレーム２０であって、キャビン骨格部材２４を備えるフレーム２０の一例を示す斜視図である。キャビン骨格部材２４は、図中にグレーの濃度を付した部位に備えられる。なお、キャビン骨格部材２４のうち、フロア部分に設けられるキャビン骨格部材２４ａは、エンジン車の場合はフロア１５の上部のみに設けられ、電気自動車の場合はフロア１５の上部および下部に設けられる。また、図７は、公道走行用自動車が電気自動車の場合に、電気自動車の自動車車体１００のモノコック構造のフレーム２０にフロア骨格部材３０が接続されて一体化された状態を示す斜視図である。キャビン骨格部材２４、およびフロア骨格部材３０の材料および構造の詳細は以下に示される。
　３．１．材料
　３．１．１．高強度かつ曲げ性及び溶接性に優れる鋼部材と、その鋼部材の素材として好適な鋼（車体アンダー部位の防錆部品対象、スポット溶接性性能改善）（要素技術Ｄ）
　３．１．２．優れた強度および曲げ性を有し、且つ耐荷重が高いホットスタンプ成形体（要素技術Ｅ）
　３．１．３．耐衝突性に優れる、引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品の素材として好適なホットスタンプ用鋼板（要素技術Ｆ）
　３．２．構造
　３．２．１．エネルギー吸収効率に優れた骨格部材（要素技術Ｇ）
　３．２．２．衝突時のスポット溶接部での破断を抑制することにより高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮可能な骨格部材（要素技術Ｈ）
　３．２．３．連続フランジを有する骨格部材およびその製造方法（要素技術Ｋ）
　３．２．４．Ｌ字およびＴ字の高強度骨格部材の製造方法（要素技術Ｌ）
　４．サイドシルおよびバッテリーボックス（要素技術Ｉ、Ｊ）
　図７に示すように、モノコック構造のフレーム２０の左右にはサイドシル２８が設けられている。サイドシル２８は、ロッカーとも呼ばれており、車両の側面部のフロア近傍を前後につなぐ部品である。電気自動車の場合、フロア骨格部材３０にはバッテリーボックスが装着される。サイドシル２８およびバッテリーボックスの材料および構造の詳細は以下に示される。
　４．１．衝撃吸収能力を保持しつつ局部的な変形を抑制できる車体の側面部材構造（サイドシル）（要素技術Ｉ）
　４．２．高衝突性能バッテリーボックス（要素技術Ｊ）
　バッテリーボックスの上蓋やフロア周辺部品などに適用し、塗装工程を省略し製造時の温室効果ガス排出量の削減が可能である。
　上記の要素技術Ａ～Ｌは、いずれも鋼板材料自体、または鋼板材料を用いた構造に特徴があり、本実施形態は、これらの材料および構造を採用することで、自動車車体１００における鉄鋼材料の重量比を増加して上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」を削減するとともに、自動車車体１００の軽量化により上記の「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」を削減し、結果として従来の自動車車体と比較してライフサイクル温室効果ガスの大幅な削減を達成するものである。
（実施例）
　以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明する。なお、実施例の条件は、本開示の実施可能性および効果を確認するために採用した一例であり、本開示は実施例の条件に限定されるものではない。本開示は、その要旨を逸脱せず、そ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。
　表１及び表２に本発明に係る公道走行自動車の自動車車体（発明例１－１２）と比較例の自動車車体（比較例１－８）の各種特性値を示す。表１には、発明例１－１２及び比較例１－８の特性値として、公道走行自動車の全車重（重量または質量、以下同じ）、自動車車体の車重、幅ｗ、高さｈ、長さｌ、投影面積ｓ、体積ｖ、鉄合金の重量％、アルミ合金の重量％、その他非鉄金属の重量％、樹脂材料の重量％、その他材料の重量％、超ハイテン材の重量％、超ハイテン材の重量、スクラップ比率、パワートレイン種、温室効果ガス総排出量（表中にはＧＨＧ　ｅｍｉｓｓｉｏｎと表記）が示されている。
　公道走行自動車の全車重は、乗員を乗せて公道を走行できる状態の自動車そのものの重量である。全車重は、自動車の１台の全重量であり、例えば車体、インテリア、シート、カーナビゲーションなどのアクセサリ、バッテリーや電気配線などの電子部品、サスペンション、エンジン、モータジェネレータ、トランスミッション、ブレーキシステム、加熱冷却システム、エアコン、ステアリングシステム、エアバックなどの安全装置、加速および減速のためのペダルシステム、オイル、燃料、冷媒などの流体が含まれる。
　自動車車体の車重は、前記公道走行自動車の全車重から、バッテリー、タイヤ、水分または油分を含む液体（公道走行自動車のすべての流体（冷却水、エアコンの冷媒、ブレーキオイル、エンジンオイル、デフオイル、洗浄液など））を除いた重量である。
　比較例における各重量は、一般に流通している公道走行自動車の自動車車体を分解し、形状および重量測定したデータを測定、解析して求めた。一部の比較例、および発明例における各重量は、ＣＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ―Ａｉｄｅｄ　Ｄｅｓｉｇｎ）による設計開発データを測定、解析することにより求めた。
　幅ｗ、高さｈ、長さｌは、それぞれ日本工業規格JIS D 0302-1996 自動車－外周り寸法の測定方法によって指定される全幅、全高、全長である。
　また、投影面積ｓは、自動車車体の上方からの投影面積であり、投影面積ｓ＝幅ｗ×長さｌの関係がある。また、本明細書に記載している体積ｖは車両サイズの指標であり、体積ｖ＝投影面積ｓ×高さｈと規定する。
　鉄合金の重量％は、前記自動車車体の車重に対する、鉄（板材、条、棒、線、管、形材、鍛造品などの鋼材、鋳鉄など）からなる部品総重量の割合である。
　アルミ合金の重量％は、前記自動車車体の車重に対する、アルミ（板材、条、棒、線、管、形材、鍛造品などのアルミ材、アルミ鋳物など）からなる部品総重量の割合である。
　その他非鉄金属の重量％は、前記自動車車体の車重に対する、鉄とアルミ以外の非鉄金属からなる部品総重量の割合である。
　超ハイテン材の重量は、部品強度１１８０ＭＰａ級以上の材料からなる部品の総重量である。前記部品強度は、部品からＪＩＳ５号試験片を採取し、JISZ2241:2011 金属材料引張試験方法に準じ計測した引張強さσｔｓの値である。部品からＪＩＳ５号試験片が取得できない場合は、JISZ2244:2009 ビッカース硬さ試験－試験方法に準じて、試験荷重50kgで測定したビッカース硬さを用い、前記ビッカース硬さＨＶから以下式（５）を用いて、引張強さを算出し、前記部品強度とした。
　引張強さσｔｓ＝ＨＶ×３．２７　・・・・（５）
　また、スクラップ比率は、スクラップをリサイクルした鋼板の使用率であり、板金部品の質量の総和に対する、Ｃｕが０．０１３％以上、Ｎｉが０．０１８％以上、およびＳｎが０．００２％以上含まれている板金部品の質量の総和の比である。発明者らが、高炉材を用いた部品とスクラップリサイクル材を用いた部品をそれぞれ化学分析し、鋭意検討を重ねた結果、前記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎの化学成分によって、スクラップをリサイクルした部品を判断できることを見出した。高炉材を用いた素材では検出されない化学成分の数値範囲は、Ｃｕが０．０１３％以上、Ｎｉが０．０１８％以上、およびＳｎが０．００２％以上であり、これら元素はスクラップから不可避的に混入する元素であると判断できる。スクラップには、ほかの不純物元素として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐｏが含まれていてもよい。Ｃｕの含有量の上限値は１．０％以下である。スクラップを利用した鋼板の製造時に、Ｃｕが１．０％を超えると熱間加工割れが生じ、製造性が低下する。また、Ｓｎの含入量の上限値は０．５％以下である。スクラップを利用した鋼板の製造時に、Ｓｎが０．５％を超えると熱間加工割れが生じ、製造性が低下する。また、Ｎｉの含有量の上限値は５．０％以下である。ＮｉはＣｕ，Ｓｎを無害化するために添加されるが、Ｎｉの５．０％超える添加はコスト上昇を招く。
　温室効果ガス総排出量（ＧＨＧ　ｅｍｉｓｓｉｏｎ）は、上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」、「２．自動車の製造時に発生する温室効果ガス」、「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」、および「４．自動車の廃棄時に発生する温室効果ガス」からＣＯ２等価質量を計算し、総和したもので、ライフサイクル温室効果ガスの排出量に相当する。温室効果ガス総排出量（ＧＨＧ　ｅｍｉｓｓｉｏｎ）は、後述する方法で算出する値である。
　発明例１－１２の各特性値は、上述した各要素技術を用いて本発明者らが構成した自動車車体１００を本発明者らが測定、解析して得たものである。また、比較例１－８の各特性値は、一般に流通している公道走行自動車の自動車車体を本発明者らが測定、解析して得たものであるが、一部の比較例についてはワールド・オート・スチール（ＷＡＳ：World Auto Steel、以下、ＷＡＳという）のウェブサイトにデフォルト値として記載されている値を用いた。ＷＡＳは、ワールド・スチール・アソシエーション（世界鉄鋼連盟）の自動車分科会で、世界の鉄鋼メーカー１７社で構成される。なお、前記ライフサイクル温室効果ガスの排出量の解析にあたり、ＷＡＳのホームページ（https://www.worldautosteel.org/life-cycle-thinking/case-studies/comparing-material-usage-in-production-vehicle-efficient-designs/）からダウンロードした、エクセル形式の解析用のソフトウェア（以下、ＷＡＳ解析用ソフトウェアと称する）を適宜用いた。
　「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」の計算に関し、ＷＡＳ解析用ソフトウェアのデフォルト設定を基本条件とした。このデフォルト設定では、スクラップの高炉への装入率は１１．９％、スクラップを利用したリサイクル材料の使用率は、統計データに基づき、板材５％、棒線材８５％、鋳鉄１００％と設定されている。これらをベース条件として仮定し、表１に示す各種素材構成となるよう数値を入力して計算した。上述した各要素技術を用いることにより、スクラップを利用したリサイクル材料の使用率の向上が可能であるので、発明例６、７、９、１０に関しては、引張強度１１８０ＭＰa級以下の板材に関してリサイクル材料の使用率をそれぞれ設定し、解析した。
　「２．自動車の製造時に発生する温室効果ガス」の計算に関しても、ＷＡＳ解析用ソフトウェアのデフォルト設定を基本条件とし、自動車部品生産における素材歩留まりは、鋼板５５％、アルミ合金板５２％、板棒線材７５％、鋳鉄、アルミ押し出し材、およびアルミ鋳物材は８０％と仮定し、表１に示す各種素材構成となるよう数値を入力して計算した。
　「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」の計算においては、対象車種のパワートレイン種（ガソリンエンジン車、ディーゼルエンジン車、ハイブリット車、電気自動車）をそれぞれ選択した。各分析対象の自動車のサイズ、重量から相当する車種（コンパクトカー、中型自動車、ＳＵＶ、電気自動車クラス）を分類し設定した。自動車の走行パターンは、以下のＷＬＴＰ（Ｃｌａｓｓ 3ｂ）モードの設定とした。
ＷＬＴＰモード
・平均速度・・・３６．５７ｋｍ／ｈ
・最高速度・・・９７．４ｋｍ／ｈ
・走行時間・・・１４７７秒
・走行距離・・・１５．０１ｋｍ
・アイドリング比率・・・１５．４％
・コールドスタート比率・・・１００％
　走行距離は１００，０００ｋｍを仮定し，車体軽量化分を折り込んでパワートレインのリサイズを考慮する設定とした。また、電気自動車の電力は、日本で発電されたものを使用する設定とし、表１に示す発明者らが解析で得た車体重量の数値を入力して計算した。
　「４．自動車の廃棄時に発生する温室効果ガス」の計算においても、ＷＡＳ解析用ソフトウェアのデフォルト設定を基本条件とし、鋼材のリサイクル率は９０．３％、アルミ合金材のリサイクル率は７８．６％を仮定し、自動車以外へのリサイクルによるエネルギー回収もＣＯ２吸収量として考慮に入れる設定とした。
　ＣＯ２等価質量の計算は、表３に示す素材の製造プロセス、車両の製造プロセス、燃料の製造および使用プロセス、素材および車両のリサイクルプロセスにおける温室効果ガスをＣＯ２等価質量として計算する係数を使用し、重量またはエネルギー量を用いてＣＯ２等価質量を求めた。これら数値は、ＷＡＳ解析用ソフトウェアのデフォルト設定値であり、各物質および各プロセスにおける温室効果ガス排出量の統計データをもとに設定された値である。
　以上の手順で、「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」、「２．自動車の製造時に発生する温室効果ガス」、「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」、および「４．自動車の廃棄時に発生する温室効果ガス」からＣＯ２等価質量を計算し、総和することで表１に記載の温室効果ガス総排出量（ＧＨＧ　ｅｍｉｓｓｉｏｎ）を計算した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例１－１２では、上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」を削減するため、上述した各要素技術により鉄鋼材料を使用した結果、車重に対する鉄重量の割合（鉄合金の重量％）が高くなっている。表１に示したように、発明例１－１２のいずれにおいても、鉄合金の重量％は６４％以上である。一方、比較例１－８には、鉄合金の重量％は６４％以上のものと、鉄合金の重量％は６４％未満のものが含まれている。
　また、発明例１－１２では、上述した要素技術の適用により、超ハイテン材の重量％を比較例よりも大きくすることが可能となっている。表１に示したように、発明例１－１２のいずれにおいても、超ハイテン材の重量％は９％以上である。一方、比較例１－８では、超ハイテン材の重量％は最大でも４％である（比較例１、３）。また、発明例の超ハイテン材の重量そのものも、最低でも１０２．３ｋｇとなっている。発明例５においては、１１８０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は１４％であるが、１４７０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は８％であった。一方、発明例１１においては、１１８０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は同様に１４％であるが、１４７０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は９％であった。発明例１１と発明例５を比較すると、体積ｖは同等であるが、発明例１１のほうが、ライフサイクル温室効果ガスが低減できていることがわかる。よって、より好ましくは、前記自動車車体１００の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であるといえる。
　また、発明例６，７，９，１０では、上述した要素技術の適用により、１１８０ＭＰａ級以上の超ハイテン部品で強度と性能を担保することができるため、前記超ハイテン部品以外へのスクラップリサイクル材を使用比率が向上できる。よって、発明例６，７，９，１０では、板金部品の質量の総和ｍｓp（ｋｇ）に対し、Ｃｕが０．０１５％以上、Ｎｉが０．０１％以上、およびＳｎが０．００４％以上含まれている板金部品の質量の総和ｍsc（ｋｇ）の比が２０％以上であり、スクラップリサイクル材を使用した部品の使用割合が比較例１－８よりも大幅に高められている。発明例８と１０を比較すると、前記スクラップ比率を６％から２０％に増やすことで、自動車以外のリサイクルも考慮したライフサイクル温室効果ガスを４７ｋｇＣＯ２-ｅｑの削減ができる。さらに、発明例５と７を比
較すると、前記スクラップ比率を５％から６０％に増やすことで、自動車以外のリサイクルも考慮したライフサイクル温室効果ガスを９４ｋｇＣＯ２-ｅｑの削減ができる。よって、前記スクラップ比率は多いほど好ましく、より好ましい数値範囲は２０％以上である。また、発明者らが鋭意検討の結果、スクラップ比率が６０％を超えた場合、部品の成形性および性能が成り立たず、衝突時の車両性能に低下が見られた。そのため、スクラップ比率の上限は６０％である。
　図８は、表１に示した自動車車体の投影面積ｓと車重との関係を示す図であって、横軸は自動車車体の投影面積ｓを、縦軸は車重を示している。図８に示すように、投影面積ｓが大きくなるほど車重は大きくなる。なお、発明例１－１２および比較例１－８のいずれにおいても、自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）としたとき、投影面積ｓは６よりも大きく、且つ１１未満であり、式（１）の条件を満たしている。
　図８に示すように、上述した各要素技術を用いた発明例１－１２では、新規素材（超ハイテン材）の使用率を増加しているため、投影面積ｓに応じた車重が比較例１－８よりも低下していることが判る。より詳細には、車重をｙ、投影面積をｘとしたとき、発明例１－１２のそれぞれについて、投影面積ｓと車重を図８の横軸と縦軸に当てはめて〇印の点をプロットすると、各点は以下の式（６）で表される直線Ｌ１よりも図面上で下に位置している。
　ｙ＝２７２．３７×ｘ－８４０　　　・・・（６）
　一方、比較例１－８のそれぞれについて、車重と投影面積を図８の横軸と縦軸に当てはめて△印、□印の点をプロットすると、各点は式（６）で表される直線Ｌ１上または直線Ｌ１よりも図面上で上に位置している。なお、△印は鉄合金の重量％が６４％以上の比較例１－５を示しており、□印は鉄合金の重量％が６４％未満の比較例６－８を示している。
　ここで、任意の自動車車体の車重（質量）がｍ（ｋｇ）、投影面積がｓ（ｍ２）であるとき、この自動車車体の車重ｍと投影面積ｓを図８の横軸と縦軸に当てはめてプロットした点が直線Ｌ１より下側に位置する条件は、２％のマージンをとると、式（６）のｘに投影面積ｓを代入して得られるｙの値の０．９８倍よりもｍが小さいことであるので、発明例１－１２は上述した式（２）の条件を満たすことになる。なお、上述したようにマージンの値は３．５％であってもよい。
　以上のように、上述した各要素技術を適用した結果、発明例１－１２の自動車車体１００は、比較例１－８の自動車車体に比べて投影面積に応じた車重が低下する。より具体的には、発明例１－１２の自動車車体１００は、鉄鋼材料を主体として構成され、各部に鉄鋼の新材料を適用するとともに、これに伴う鋼板薄肉化により不足する車体剛性を補うための新規構造を各部に適用しているので、比較例１－８の自動車車体に比べて投影面積に応じた車重が低下する。したがって、発明例１－１２によれば、特に上記の「１．自動車を構成する素材の製造時に発生する温室効果ガス」と「３．自動車の使用時に発生する温室効果ガス」の双方が削減されるので、ライフサイクル温室効果ガスを削減することが可能である。
　図９は、発明例５、比較例１、比較例８について、自動車車体１００の投影面積当たりの質量（等価質量）を比較した結果を示す特性図である。表１に示したように、比較例８は、鉄合金の重量％が５９％と低く、アルミ合金の重量％が１６％と高く、アルミニウムを多く用いたアルミ多用車の車体である。一方、比較例１は、鉄合金の重量％が７７％と高く、アルミ合金の重量％が６％と低く、鉄鋼材料を多く用いた車体である。このため、図９に示したように、比較例１と比較例５とでは、比較例８の方が比較例１よりも等価質量は小さくなる。発明例５は、鉄合金の重量％が７５％と高く、鉄鋼材料を主体として構成されているにも関わらず、各部に鉄鋼の新材料を適用するとともに、これに伴う鋼板薄肉化により不足する車体剛性を補うための新規構造を各部に適用している。これにより、発明例５は、比較例１よりも等価質量が十分に小さくなり、アルミ多用車の車体である比較例８と同等の等価質量を有し、アルミ多用車の車体と同等のレベルまで軽量化されていることが判る。
　図１０は、自動車車体の体積ｖと表１に示した温室効果ガスのＣＯ２等価質量で換算した温室効果ガス総排出量との関係を示す図であって、横軸は自動車車体の体積ｖを、縦軸は前記ＣＯ２等価質量での排出量をそれぞれ示している。図１０に示すように、体積ｖが大きくなるほど、自動車車体１００を構成する鉄鋼材料、非鉄金属材料、樹脂材料などの材料の使用量が増加するので、温室効果ガス排出量は大きくなる。なお、発明例１－１２および比較例１－８のいずれにおいても、自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）、自動車車体の高さをｈ（ｍ）としたとき、体積ｖ（＝ｓ×ｈ）（ｍ３）の値は９よりも大きく、且つ１９未満であり、式（３）の条件を満たしている。
　図１０に示すように、上述した要素技術を用いた発明例１－１２では、車重に対する鉄重量の割合（鉄合金の重量％）を増加させ、車重に対するアルミニウム、炭素繊維強化プラスチック（ＣＦＲＰ）などの材料の重量の割合を低下させているため、比較例１－８よりも前記ＣＯ２等価質量での温室効果ガス排出量が削減されていることが判る。より詳細には、前記ＣＯ２等価質量での温室効果ガス排出量排出量をｙ、自動車車体の体積をｘとしたとき、発明例１－１２のそれぞれについて、体積と前記ＣＯ２等価質量での温室効果ガス排出量を図１０の横軸と縦軸に当てはめて〇印の点をプロットすると、各点は以下の式（７）で表される直線Ｌ２よりも図面上で下に位置している。
　ｙ＝１９２５．１×ｘ―１２１．４　　　・・・（７）
　一方、比較例１－８のそれぞれについて、体積と前記ＣＯ２等価質量での温室効果ガス排出量を図１０の横軸と縦軸に当てはめて△印、□印の点をプロットすると、各点は式（６）で表される直線Ｌ２上または直線Ｌ２よりも図面上で上に位置している。なお、△印は鉄合金の重量％が６４％以上の比較例１－５を示しており、□印は鉄合金の重量％が６４％未満の比較例６－８を示している。
　ここで、任意の自動車車体の体積がｖ（ｍ３）、前記ＣＯ２等価質量での温室効果ガス排出量がＭであるとき、この自動車車体の体積ｖと前記温室効果ガス排出量Ｍを図１０の横軸と縦軸に当てはめてプロットした点が直線Ｌ２より図面上で下側に位置する条件は、２％のマージンをとると、式（７）のｘに体積ｖ（＝投影面積ｓ×高さｈ）を代入して得られるｙの値の０．９８倍よりもＭが小さいことであるので、発明例１－１２は上述した式（４）の条件を満たすことになる。なお、上述したようにマージンの値は２．５％であってもよい。
　以上のように、上述した各要素技術を適用した結果、発明例１－１２の自動車車体１００は、比較例１－８の自動車車体に比べて体積ｖに応じた前記温室効果ガス排出量が削減される。より具体的には、発明例１－１２の自動車車体１００は、鉄鋼材料を主体として構成され、各部に鉄鋼の新材料を適用するとともに、これに伴う鋼板薄肉化により不足する車体剛性を補うための新規構造を各部に適用しているので、比較例１－８の自動車車体に比べて体積ｖに応じた前記温室効果ガス排出量が低下する。したがって、発明例１－１２によれば、ライフサイクル温室効果ガスを削減することが可能である。
　表２には、発明例１－１２及び比較例１－８の特性値として、ボディ重量、アルミ合金の重量％、樹脂材料の重量％、鉄合金の重量％、引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材の重量％、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１．９ＧＰａ未満のハイテン材の重量％、引張強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満のハイテン材の重量％、引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満のハイテン材の重量％、引張強度が３９０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満のハイテン材の重量％が示されている。
　表２において、ボディ重量は、板金部品から構成されるフレーム２０と、自動車車体を構成する部品のうち、図１及び図２に示した、フレーム２０、ボンネット１２およびトランクリッド１９などの蓋物、フェンダー１８、ならびにバンパー１７などの部品（板金部品以外の部品（内装部品、内蔵部品等）を含む）の総和の質量である。アルミ合金の重量％、樹脂材料の重量％、鉄合金の重量％、各ハイテン材の重量％は、ボディ重量に対するアルミ合金の質量、樹脂材料の質量、鉄合金の質量、各ハイテン材の質量の比である。
　表２に示すように、発明例１－１２では、比較例１－８に比べて各ハイテン材の重量％がより高くなっていることが判る。例えば、発明例１－１２では、引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材の重量％は、最も小さなものでも９％である（発明例２）。一方、比較例１－８のいずれにおいても、引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材は使用されておらず、引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材の重量％は０である。また、発明例１－１２では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１．９ＧＰａ未満のハイテン材の重量％は、最も小さなものでも８％である（発明例３，６）。一方、比較例１－８では、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１．９ＧＰａ未満のハイテン材の重量％は最大でも７％である（比較例４）。前記引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材の重量％と前記引張強度が１１８０ＭＰａ以上１．９ＧＰａ未満のハイテン材の重量％を合算し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上のハイテン材の重量％を定義すると、発明例１－１２では、最も小さなものでも２４％である（発明例３，６）。
　発明例１－１２では、上述した各要素技術を適用した結果、１．９ＧＰａ以上および１１８０ＭＰａ以上１．９ＧＰａ未満のハイテン材比率が向上でき、軽量化に寄与している。そのため、表１に示すように、発明例１－１２によれば、ライフサイクル温室効果ガスを削減することが可能となっていることがわかる。表１、２の結果から、ボディ重量に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上のハイテン材の重量％の比率は２４％以上であり，より好ましくは３８％以上である。またボディ重量に対する引張強度が１．９ＧＰａ以上のハイテン材の重量％の比率は９％以上であり，より好ましくは１６％以上である。
　発明例５においては、ボディ重量に対する１１８０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は４０％であるが、ボディ重量に対する１４７０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は２３％であった。一方、発明例１１においては、ボディ重量に対する１１８０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は４１％であるが、ボディ重量に対する１４７０ＭＰａ以上の超ハイテン材の重量％は２４％であった。発明例１１と発明例５を比較すると、体積ｖは同等であるが、発明例１１のほうが、ライフサイクル温室効果ガスが低減できていることがわかる。よって、より好ましくは、前記ボディ重量に対する引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板の質量（ｋｇ）の比が２４％以上であるといえる。
　表３に発明例１－１２及び比較例１－８について衝突試験を行った結果を示す。表３には、正面衝突、オフセット衝突、側面衝突、ポール衝突、後方からの衝突のそれぞれについての試験結果が、評価値Ａ～Ｄで示されている。この評価では、各国の法規での認定（型式認定）を受けており，かつ，EURO NCAP試験における　5star評価レポートが開示されている衝突安全性能に優れる比較例１の車体を基準（評価Ｂ）とした。なお、比較例２－８の車体についても，各国の法規での認定（型式認定）を受けている車体となっているが、比較例１との比較で安全性能評価結果を記載した。
　数値シミュレーションを用いて、正面衝突、オフセット衝突、側面衝突、ポール衝突、後方からの衝突のそれぞれについてキャビン骨格の変形量、エネルギー吸収量を評価し、比較例１と試験結果を比較することで安全性能を評価した．正面衝突、オフセット衝突においてはフロントピラーのキャビンへの相対侵入量、側面衝突においてはセンターピラーのキャビンへの相対侵入量、ポール衝突においてはサイドシル（ロッカーパネル）のキャビンへの侵入量、後方からの衝突についてはリアピラーのキャビンへの侵入量を比較した。
　そして、EURO NCAP試験における　5star評価の車両(比較例1)よりも試験結果がよりも優れるものを評価Ａとした。また、比較例1の安全試験結果よりも劣るが、部品の分断が起こらなかったものを評価Ｃとした。更に、比較例1の安全試験結果よりも劣り、部品に破断が生じたものを評価Ｄとした。なお、評価Ｄであっても各国の法規での認定（型式認定）を受けている水準であり、公道走行用自動車として問題ない評価である。
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　表３に示すように、発明例１，３－６，８－１２では、正面衝突、オフセット衝突、側面衝突、ポール衝突、後方からの衝突のいずれも、EURO NCAP試験における　5star評価の車両の安全試験結果と同等以上の結果（評価Ａまたは評価Ｂ）が得られた。発明例２については、正面衝突とオフセット衝突のみ評価Ｃであったが、側面衝突、ポール衝突、および後方からの衝突については、いずれもEURO NCAP試験における　5star評価の車両の安全試験結果と同等以上の結果（評価Ａまたは評価Ｂ）が得られた。また、発明例７については、オフセット衝突のみ評価Ｃであったが、正面衝突、側面衝突、ポール衝突、および後方からの衝突については、いずれもEURO NCAP試験における　5star評価の車両の安全試験結果と同等以上の結果（評価Ａまたは評価Ｂ）が得られた。
　したがって、発明例１－１２によれば、EURO NCAP試験における　5star評価の車両の安全試験結果と同等程度またはそれ以上の衝突試験性能を満たしつつ、上述したライフサイクル温室効果ガスを削減することが可能である。
　図１１及び図１２は、発明例の車両の剛性および衝突安全性能が比較例１と同等である具体例を示す特性図である。図１１は、発明例５、比較例１、比較例９について、ねじり剛性を比較した結果を示す特性図である。図１１に示すように、発明例５は、薄板の超ハイテン材が使用されているにも関わらず、比較例１と同等のねじり剛性を有している。図１１に示す比較例９は、発明例５に採用している新規構造を用いずに、比較例１を単純に高強度、薄肉化して軽量化した場合を示している。発明例５と比較例９を比較すると、発明例５によれば新規構造を適用することにより、ねじり剛性が比較例１と同様になり車両の剛性を担保できることが判る。
　図１２は、発明例５、比較例１について、側面衝突時の自動車車体１００のセンターピラー２６の車体内側への侵入量を数値シミュレーションで比較した結果を示している。なお、センターピラー２６は、図６に示されるようにキャビン骨格部材２４を構成する。図１２において、横軸は側面衝突時のセンターピラー２６の侵入量を示しており、縦軸はセンターピラー２６の高さ方向の位置を示している。図１２に示すように、特にセンターピラー２６の高さ方向の位置で４３０～１１５０ｍｍの範囲において、発明例５は比較例１よりもセンターピラーの侵入量が低減されていることが判る。発明例５によれば新規素材および構造を適用することにより、センターピラーの侵入量が比較例１と同等であるため、EURO NCAP試験における5star評価の車両と同等以上の衝突安全性能であることがわかる。
　次に、上述した要素技術Ａ～Ｌのそれぞれについて詳細を説明する。尚、各要素技術の説明における構成要素、式、実施例等の符号は、説明を簡潔にするために要素技術ごとに付与している。従って、同一符号が付与される場合がある。
　（要素技術Ａ）
　要素技術Ａは、鋼板を冷間プレス成形することにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より大きい骨格部材である。
　上記の要素技術Ａによれば、基準平坦部位において、幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断を防止することができる。これによって、高強度の薄肉部材を用いた場合であっても高度なエネルギー吸収性能を得ることができる。従って、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となる。
　本発明者らは、優れたエネルギー吸収効率を発揮可能とする骨格部材の構成について鋭意検討した。
　まず、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、一定以上の耐力を有することが重要である。衝突により軸方向への入力荷重が加えられた際には、変形初期に平坦部位での弾性座屈が生じる場合がある。弾性座屈が発生すると、必要な耐力が得られず、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　また、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、衝突により軸方向への入力荷重が加えられた直後に、骨格部材が所望の変形モードでの折り畳み変形を実現することで衝撃エネルギーを効率的に吸収することも重要である。特に、軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断（折り畳まれ部での破断）が発生すると、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　従って、平坦部位において弾性座屈が発生しにくい断面設計とするとともに、破断しにくい高い曲げ性能を付与することができれば、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となると言える。
　ここで、軽量化を実現するための手段として部材を高強度化して薄肉化する場合、下記の問題点が生じる。
・薄肉化により部材の平坦部位での弾性座屈が発生し易くなるため必要な耐力を得ることが困難となる。
・高強度化により鋼板の曲げ性能が低下し、変形開始後の折り畳まれ部での破断が発生し易くなるため、衝撃エネルギーを効率的に吸収することが困難となる。
　上記の問題点が、高強度鋼板の更なる高強度化及び薄肉化を妨げる要因となっていることに本発明者らは着目した。
　本発明者らは更に検討を進めたことにより、基準平坦部位において、幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断を防止することができることを見出した。このような制御により、高強度鋼板を用いる場合において懸念される上記の問題点を解消し、優れたエネルギー吸収効率を発揮できることを見出し、要素技術Ａを完成させた。
　以下、上記知見に基づきなされた要素技術Ａの第一実施形態に係る骨格部材Ａ１０について説明する。
　なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
　まず、本明細書における語句について説明する。
　「長手方向」とは、骨格部材の材軸方向、すなわち、軸線が延びる方向を意味する。
　「平坦部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面において直線状の部位、具体的には、断面の最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位を意味する。最大外形寸法とは、当該断面における任意の二点の端部間距離が最大となる直線の長さを意味する。
　「コーナ部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面のうち、平坦部位を除いた非直線状の部位を意味する。
　「幅」は、閉断面部の周方向に沿う線長を意味し、「平坦部位の幅」とは、平坦部位における一端と他端との間の線長を意味する。
　「有効幅」は、カルマンの有効幅理論に基づく以下の（Ａ１）式、すなわちカルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅである。
Ｗｅ＝ｔ（４π２Ｅ／１２（１－ν２）σｙ）１／２　　・・・（Ａ１）式
　ここで、
σｙ：平坦部位の降伏応力（ＭＰａ）
Ｅ：平坦部位のヤング率（ＭＰａ）
ｔ：平坦部位の板厚（ｍｍ）
ν：平坦部位のポアソン比
である。
　また、鋼板においては、上記平坦部位のヤング率や平坦部位のポアソン比は、一般的な物性値を用いれば良く、更に平坦部位の降伏応力を板厚中心部のビッカース硬度に置き換えることで、有効幅ＷｅはＷｅ＝５７７ｔ/√ｈの式から求めることもできる。
ここで、
ｔ：平坦部位の板厚（ｍｍ）
ｈ：平坦部位の板厚中心部のビッカース硬度（Ｈｖ）
である。（Ａ１）式にて有効幅Ｗｅを求めることが困難な場合には、上記式により求めることができる。
　「有効幅比」とは、有効幅Ｗｅに対する平坦部位の幅Ｗの割合であり、Ｗ／Ｗｅで算出される値である。有効幅比の値が小さいほど、弾性座屈が生じにくい断面形状であると言える。
　「基準平坦部位」は、長手方向の任意の位置での閉断面部における平坦部位のうち、有効幅比が最大である平坦部位を意味する。
　「表層部」とは、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の１％である深さ位置と、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の５％である深さ位置との間の領域を意味する。
　「板厚中心部」とは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向への離間距離が板厚の３／８である深さ位置を意味する。
　深さ位置の基準としている「鋼板の表面」とは、母材鋼板の表面を意味する。例えば、めっき又は塗装がされている場合や錆等が形成されている場合には、めっき、塗装および錆を除いた状態の鋼板の表面を深さ位置の基準とする。なお、母材鋼板の表面にめっき、塗装、錆等の表層被膜が形成される場合、当該表層被膜と母材鋼板の表面との境界は様々な公知の手段で容易に識別される。
　「エネルギー吸収量」は、骨格部材を蛇腹変形させた時のインパクタ反力（荷重）とストロークとの関係から算出されるエネルギー吸収量である。インパクタ反力（荷重）とストロークは、図１３に示すように、骨格部材を長手方向が上下方向になるように配置し、下端側を完全拘束した状態で上端側から白抜き矢印の方向に剛体フラットインパクタを衝突させることで得ることができる。
　「エネルギー吸収効率」は、骨格部材の断面積（板厚×断面線長）あたりのエネルギー吸収量である。骨格部材が長手方向に一様の断面を有していない場合は、部材長手方向に垂直な閉断面のうち、断面積（板厚×断面線長）が最小となる閉断面における断面積（板厚×断面線長）あたりのエネルギー吸収量である。
　図１４は、骨格部材Ａ１０の斜視図である。骨格部材Ａ１０は、長手方向に延在する中空筒状の部材である。
　図１５は、図１４の切断線Ａ１－Ａ１の断面図である。この図１５に示すように、骨格部材Ａ１０は四つの平坦部位Ａ１１と四つのコーナ部位Ｃにより略矩形状の閉断面部を形成している。
　具体的には、この閉断面部は、第一平坦部位Ａ１１ａと、第一平坦部位Ａ１１ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ａ１１ｂと、第二平坦部位Ａ１１ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ａ１１ｃと、第三平坦部位Ａ１１ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ａ１１ｄと、を備えるとともに、第四平坦部位Ａ１１ｄがコーナ部位Ｃを介して第一平坦部位に連なることにより形成されている。
　四つのコーナ部位Ｃはいずれも同一の曲率半径ｒを有する。例えば、最大外形寸法が１４０ｍｍであった場合、曲率半径ｒは１４０ｍｍ以下であればよい。四つのコーナ部位Ｃの曲率半径は同一である必要はなく、互いに異なっていてもよい。曲率半径の上限値は特に規定されないが、断面の最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位は、コーナ部位ではなく別個の平坦部位、又は、隣接する平坦部位の一部としてみなされるため、コーナ部位Ｃの曲率半径の上限値は実質的には「断面の最大外形寸法未満」であると言える。
　本願において、基準平坦部位は、閉断面部における平坦部位のうち有効幅比が最大である平坦部位と定義されている。
　第一平坦部位Ａ１１ａ、第二平坦部位Ａ１１ｂ、第三平坦部位Ａ１１ｃ、及び第四平坦部位Ａ１１ｄは、いずれも同一の降伏応力σｙ、ヤング率Ｅ、板厚ｔ、及びポアソン比νを有している。
　従って、それぞれの平坦部位Ａ１１についての幅Ｗ／有効幅Ｗｅで算出される有効幅比は、それぞれの平坦部位Ａ１１の幅Ｗのみに依存して決定される。
　このため、本実施形態においては、閉断面部のうち幅Ｗが最も大きい第一平坦部位Ａ１１ａと第三平坦部位Ａ１１ｃが基準平坦部位として設定される。
　基準平坦部位では、骨格部材Ａ１０が軸方向への圧縮力を受けたときに、変形初期に弾性座屈が最も生じやすい。従って、この基準平坦部位の幅ＷＳが大きすぎると、必要な耐力が得られず、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが困難となる。従って、基準平坦部位の幅ＷＳの上限は、有効幅Ｗｅの２．０倍以下に設定される。
　尚、基準平坦部位の幅ＷＳの下限は特に設定されるものではないが、基準平坦部位の幅ＷＳが小さすぎると、骨格部材Ａ１０の閉断面部の面積が低下し、耐力を確保することが困難となる。
　従って、基準平坦部位の幅ＷＳは、有効幅Ｗｅの０．１倍以上であることが好ましい。
　基準平坦部位における板厚は、軽量化の観点から、４．２ｍｍ以下であることが好ましい。
　一方、基準平坦部位の板厚が０．４ｍｍ未満である場合、基準平坦部位における弾性座屈が生じやすくなるため、基準平坦部位の幅ＷＳの設定範囲の制約が大きくなる。従って、基準平坦部位の板厚は０．４ｍｍ以上であることが好ましい。
　骨格部材Ａ１０は、引張強度が９８０ＭＰａ以上である冷延鋼板をプレス成形加工により所定の形状に成形し、その後、端面を接合することで形成される。このようにして形成された骨格部材Ａ１０は、引張強度で９８０ＭＰａ以上の強度を有する。また、このように形成されることで、骨格部材Ａ１０における基準平坦部位の板厚中心部のビッカース硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で実施する硬度試験において、試験荷重を３００ｇｆ（２．９Ｎ）とした場合に、３００Ｈｖ以上となる。
　本願においては、高強度化を前提に変形能を高めて優れたエネルギー吸収効率を発揮させるものであるため、基準平坦部位における板厚中心部の硬度はビッカース硬さで３００Ｈｖ以上に規定する。
　板厚中心部の硬度の上限は特に規定しないが、ビッカース硬さで９００Ｈｖ以下としてもよい。
　板厚中心部の硬さの測定方法は以下の通りである。
　骨格部材から板面に垂直な断面を有する試料を採取し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じて実施する。＃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測定面を鏡面に仕上げる。硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で実施する。マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、試料の板厚の３／８位置に、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、それらの平均値を板厚中心部の硬度とする。
　上述のように、基準平坦部位の幅ＷＳが有効幅Ｗｅの２．０倍以下である場合には、弾性座屈を抑制することが可能である。しかし、高強度材、例えば、引張強度が９８０ＭＰａ以上の冷延鋼板においては、有効幅Ｗｅを制御することで弾性座屈を抑制できたとしても、曲げ性能が不十分であれば、軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断が発生してしまうことにより、優れたエネルギー吸収効率が得られない。
　従来であれば、基準平坦部位における板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と表層部における硬さ頻度分布の標準偏差はほぼ同一であり、硬さ標準偏差比は１．０となる。
　しかしながら、本実施形態に係る骨格部材Ａ１０においては、基準平坦部位における板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と表層部における硬さ頻度分布の標準偏差との比を適切に制御することによって、曲げ性能を高めている。
　従って、高強度材を適用しても蛇腹変形の途中での破断を抑制し、従来と比べて格段に優れたエネルギー吸収効率を発揮することを可能としている。
　具体的には、本実施形態に係る骨格部材Ａ１０では、基準平坦部位において、表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割った値である硬さ標準偏差比が、１．０より大きくなるように制御されている。
　引張強度が９８０ＭＰａ以上の冷延鋼板を適用する場合において、硬さ標準偏差比を１．０より大きい値とする場合、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づくＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角度が大幅に向上することができることを本発明者らは実験により見出している。
　図１６は、厚さ１．６ｍｍの１４７０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級、９８０ＭＰａ級の冷延鋼板を用いた場合のＶＤＡ曲げ試験の結果を示すグラフであり、各強度クラスの鋼板において、従来のように硬さ標準偏差比が１．０となる鋼板に対して、硬さ標準偏差比が１．０より大きい鋼板の場合、ＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角（°）が高くなり、ＶＤＡ角度比が高くなることがわかる。すなわち、硬さ標準偏差比が１．０より大きい場合に、軸方向の荷重により蛇腹変形の途中で破断が発生しにくくなり、優れたエネルギー吸収効率を発揮できる。
　従って、硬さ標準偏差比は１．０５より大きいことが好ましく、１．２０より大きいことがより好ましい。
　硬さ標準偏差比は、３．０より大きくても曲げ性を高める効果は飽和する。従って、硬さ標準偏差比は３．０以下であることが好ましい。
　ここで、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布は、ビッカース硬さ試験により取得される。
　骨格部材から板面に垂直な断面を有する試料を採取し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じて実施する。＃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測定面を鏡面に仕上げる。
　このようにして鏡面に仕上げた測定面に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で硬さ試験を実施する。
　マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、表層部における硬さを測定する。
　荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、表層部における硬さ頻度分布を求める。
　同様に、板厚の３／８の深さ位置においても、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、板厚中心部における硬さ頻度分布を求める。
　また、上述のビッカース硬さ試験の結果得られた、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布において、標準偏差を求めるには、公知の統計学的手法が用いられる。
　従来のように、引張強度が９８０ＭＰａ以上の冷延鋼板の板厚中心部と表層部で金属組織が同一である場合には、表層部における硬さ頻度分布は板厚中心部における硬さ頻度分布と同一となり、硬さ標準偏差比は１．０となる。
　一方、表層部とその近傍のみの金属組織を改質した場合、硬さ標準偏差比は、１．０とは異なる値となる。
　本実施形態に係る引張強度が９８０ＭＰａ以上の冷延鋼板で形成された骨格部材Ａ１０では、表層部とその近傍のみの金属組織を改質することにより、表層部の金属組織が二相組織に近い組織となるため、表層部での硬度の分布、ばらつきが大きくなり、表層部と板厚中心部との硬さ標準偏差比を１．０より大きくすることができる。
　具体的には、硬さ標準偏差比は、公知の技術である、鋼板の脱炭焼鈍時の最高加熱温度と保持時間とを調整することにより制御できる。脱炭焼鈍の条件は、水素、窒素または酸素を含有する湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９５０℃とし、７００～９５０℃の温度域での滞留時間を５秒～１２００秒とすることが好ましい。
　また、この条件範囲内において焼鈍温度をより高い温度範囲と、滞留温度をより長い時間範囲に絞り込むことで、硬さ標準偏差比を１．２０より大きくすることができる。
　なお、硬さ標準偏差比の上記条件は、骨格部材Ａ１０の少なくとも一方の表層部が満たせばよい。ただし、骨格部材Ａ１０の両側の表層部が上記硬さ標準偏差比の条件を満たすことが好ましい。
　このように、本実施形態に係る骨格部材Ａ１０によれば、基準平坦部位において、基準平坦部位の幅ＷＳを制御することにより弾性座屈を抑制するとともに、硬さ標準偏差比の制御により蛇腹変形の途中での破断を抑制することができる。
　従って、基準平坦部位の板厚中心部のビッカース硬さが３００Ｈｖ以上という十分な硬さを有しながらも、エネルギー吸収効率を格段に向上させることができる。
　以上、添付図面を参照しながら要素技術Ａの好適な実施形態について詳細に説明したが、要素技術Ａはかかる例に限定されない。
　要素技術Ａの属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、本願技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に要素技術Ａの技術的範囲に属するものと了解される。
　例えば、上記の骨格部材Ａ１０は単一の部材で構成されているが、複数の部材で構成されてもよい。図１７は、変形例に係る骨格部材Ａ２０を示す斜視図であり、図１８は、図１７の切断線Ａ２－Ａ２の断面図である。
　この骨格部材Ａ２０は、長手方向に延在する第一骨格部材Ａ２０Ａと長手方向に延在するとともに第一骨格部材Ａ２０Ａに接合される第二骨格部材Ａ２０Ｂを含む。そして、第一骨格部材Ａ２０Ａと第二骨格部材Ａ２０Ｂにより閉断面部を形成している。
　第一骨格部材Ａ２０Ａは、板厚が１．２ｍｍの鋼板を冷間プレス成形することで長手方向に垂直な断面が略ハット型形状とされた開断面の部材である。
　図１８に示すように、第一骨格部材Ａ２０Ａの長手方向に垂直な断面部は、五つの平坦部位Ａ２１と四つのコーナ部位Ｃとを備える。
　具体的には、第一骨格部材Ａ２０Ａの長手方向に垂直な断面部は、第一平坦部位Ａ２１ａと、第一平坦部位Ａ２１ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ａ２１ｂと、第二平坦部位Ａ２１ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ａ２１ｃと、第三平坦部位Ａ２１ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ａ２１ｄと、第四平坦部位Ａ２１ｄにコーナ部位Ｃを介して連なる第五平坦部位Ａ２１ｅと、を備える。
　第二骨格部材Ａ２０Ｂは、板厚が０．８ｍｍの鋼板を冷間プレス成形することで長手方向に垂直な断面が略ハット型形状とされた開断面の部材である。
　図１８に示すように、第二骨格部材Ａ２０Ｂの長手方向に垂直な断面部は、五つの平坦部位Ａ２３と四つのコーナ部位Ｃとを備える。
　具体的には、第二骨格部材Ａ２０Ｂの長手方向に垂直な断面部は、第一平坦部位Ａ２３ａと、第一平坦部位Ａ２３ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ａ２３ｂと、第二平坦部位Ａ２３ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ａ２３ｃと、第三平坦部位Ａ２３ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ａ２３ｄと、第四平坦部位Ａ２３ｄにコーナ部位Ｃを介して連なる第五平坦部位Ａ２３ｅと、を備える。
　そして、第一骨格部材Ａ２０Ａの第一平坦部位Ａ２１ａ及び第五平坦部位Ａ２１ｅと、第二骨格部材Ａ２０Ｂの第一平坦部位Ａ２３ａ及び第五平坦部位Ａ２３ｅとがそれぞれスポット溶接により接合されている。
　このように構成されていることにより、骨格部材Ａ２０は、長手方向に垂直な断面が閉断面部を有する。
　本願において、基準平坦部位は、閉断面部における平坦部位のうち有効幅比が最大である平坦部位と定義されている。
　第一骨格部材Ａ２０Ａの平坦部位Ａ２１と第二骨格部材Ａ２０Ｂの平坦部位Ａ２３は、いずれも同一の降伏応力σｙ、ヤング率Ｅ、及びポアソン比νを有している。従って、それぞれの平坦部位Ａ２１，Ａ２３についての幅Ｗ／有効幅Ｗｅで算出される有効幅比は、それぞれの平坦部位Ａ２１，Ａ２３の幅Ｗと板厚ｔに依存して決定される。
　この閉断面部においては、第一骨格部材Ａ２０Ａの第三平坦部位Ａ２１ｃと、第二骨格部材Ａ２０Ｂの第三平坦部位Ａ２３ｃが共に、すべての平坦部位の中で幅が最大である平坦部位である。しかし、第一骨格部材Ａ２０Ａの第三平坦部位Ａ２１ｃの板厚よりも、第二骨格部材Ａ２０Ｂの第三平坦部位Ａ２３ｃの板厚の方が小さいため、第二骨格部材Ａ２０Ｂの第三平坦部位Ａ２３ｃの有効幅比が最も大きい。従って、第二骨格部材Ａ２０Ｂの第三平坦部位Ａ２３ｃが基準平坦部位である。
　従って、変形例に係る骨格部材Ａ２０においては、基準平坦部位である第二骨格部材Ａ２０Ｂの第三平坦部位Ａ２３ｃについて、板厚中心部のビッカース硬度を３００Ｈｖ以上、幅Ｗｓを有効幅Ｗｅの２．０倍以下、標準偏差比を１．０より大きい値、に制御することによって優れたエネルギー吸収効率を発揮することができる。
　尚、骨格部材Ａ１０は対向する辺同士が同一の幅を有する略矩形の断面形状を有しているが、四つの平坦部位Ａ１１が同一の幅を有する略正方形の断面形状を有していてもよい。
　また、平坦部位Ａ１１の数は特に限られるものではなく、少なくとも一つあればよい。
　また、実施形態に係る骨格部材Ａ１０は、全長に亘り一様の断面形状を有するが、全長に亘り一様の断面形状を有さなくてもよく、部材長手方向に垂直な閉断面のうち、断面積（板厚×断面線長）が最小となる閉断面が上記の閉断面部であれば良く、長手方向の全長の一部に存在していればよい。ただし、上記の閉断面部が、長手方向の全長の５０％以上に存在することが好ましく、８０％以上であることが更に好ましい。
　尚、骨格部材Ａ１０、Ａ２０は、自動車車体の構造部材のうち、衝突時に主に軸方向に圧縮の入力が負荷されることが予期される部材に適用される。図１９は、骨格部材Ａ１０、Ａ２０が適用される一例としての自動車骨格Ａ１００を示す図である。
　この図１９を参照すると、骨格部材Ａ１０，Ａ２０は、自動車車体の構造部材のうち、フロントサイドメンバＡ１０１、リアサイドメンバＡ１０３、サイドシルＡ１０５、ＡピラーＡ１０７、ＢピラーＡ１０９、ルーフレールＡ１１１、フロアクロスＡ１１３、ルーフクロスＡ１１５、及びアンダーリンフォースＡ１１７に適用することができる。
（実施例）
　板厚１．６ｍｍの１４７０ＭＰａ級冷延鋼板である鋼板Ａ及び鋼板Ｂ、板厚１．６ｍｍの１１８０ＭＰａ級冷延鋼板である鋼板Ｃ、板厚１．６ｍｍの９８０ＭＰａ級冷延鋼板である鋼板Ｄを準備した。
　鋼板Ｂ、鋼板Ｃ、及び鋼板Ｄでは、脱炭焼鈍時に、水素と窒素を混合した湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９００℃とし、７００～９００℃の温度域での滞留時間を６０～６００秒とすることにより、表層部とその近傍のみの金属組織を改質させた。
　これらの鋼板Ａ、鋼板Ｂ、鋼板Ｃ及び鋼板Ｄを冷間プレス成形し、端面同士を溶接することにより、それぞれの鋼板からなる高さ３００ｍｍの角筒部材を得た。
　鋼板Ａは、板厚中心部と表層部で金属組織が同じであるため、基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差とが等しく、硬さ標準偏差比は１．０となった。一方、鋼板Ｂ、鋼板Ｃ及び鋼板Ｄは、板厚中心部の金属組織は改質させずに表層部の金属組織を改質することで、表層部の硬さ頻度分布を変化させ、表層部の標準偏差を調整した。これによって、鋼板Ｂの基準平坦部位における板厚中心部に対する表層部の硬さ標準偏差比は２．３７、鋼板Ｃの基準平坦部位における硬さ標準偏差比は１．２５、鋼板Ｄの基準平坦部位における硬さ標準偏差比は１．２８となった。
　プレス成形後の平坦部位における材料特性を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　角筒部材の長手方向に垂直な断面は、図２０に示すように、４つの平坦部位が同一の幅を有する略正方形の断面設計とした。つまり、それぞれの角筒部材においては、４つの平坦部位の全てが最大の有効幅比を有する基準平坦部位である。このような条件を前提に、基準平坦部位の幅ＷＳを実験例毎に設定した。尚、四つのコーナ部Ｃの曲率半径はいずれも５ｍｍに設計した。
　これらの角筒部材に対して、下端側を完全拘束した状態で、上端側から剛体フラットインパクタを時速９０ｋｍで衝突させ、この時の変形状態、破断発生状況及びインパクタ反力（荷重）とストロークから吸収エネルギーを算出し、比較した。実験例毎の設定条件とその結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　尚、図２１は、表６に示す実験結果について、有効幅比に対するエネルギー吸収効率を比較したグラフである。このグラフに示す通り、有効幅比を小さくするだけではエネルギー吸収効率の向上は見られないが、本願のように硬さ標準偏差比を適切に制御した場合においては、有効幅比を小さくすることでエネルギー吸収効率が格段に向上することがわかる。
　（要素技術Ｂ）
　要素技術Ｂは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｃｏ：０～２．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｇ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．１０％、ＲＥＭ：０～０．３０％、およびＢ：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、５％以上、１０％未満の残留オーステナイトと、合計で９０％超、９５％以下のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと、５％未満の残部組織とからなり、前記ベイナイトおよび前記焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が５５°～７５°となる粒界の長さの割合が３０％以上であるミクロ組織を有し、引張強さが１５００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形体である。
　要素技術Ｂによれば、強度および衝突特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることができる。
　本発明者らは、ホットスタンプ成形体のミクロ組織において、所定量の残留オーステナイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含ませ、且つ前記ベイナイトおよび前記焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界（以下、大傾角粒界と記載する場合がある）の長さとの合計の長さに対して、回転角が５５°～７５°となる粒界（大傾角粒界）の長さの割合を３０％以上とすることで、高強度でありながら、衝突特性を向上できることを見出した。
　なお、本実施形態において衝突特性に優れるとは、均一変形能および亀裂伝播抑制特性に優れることをいう。
　大傾角粒界は、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒に含まれる粒界のうち、最も高角度な粒界である。オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトに変態する際には、変態に伴う歪みが発生する。変態前のオーステナイトが高硬度の場合、または旧オーステナイトが変形できない状態の場合には、歪みを緩和する効果が高い大傾角粒界が形成されやすくなる。本発明者らは、ホットスタンプ後の所定の温度域で圧力を付与することでオーステナイトを変形できない状態とした上で、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトに変態させることで、大傾角粒界を多く形成できることを見出した。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、並びに残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下、各元素について詳細に説明する。
「Ｃ：０．３０～０．５０％」
　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。またＣは、残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。Ｃ含有量が０．３０％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０．３０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上、０．３５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超では優れた均一変形能が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．４６％以下、０．４３％以下、０．４０％以下である。
「Ｓｉ：０．５０～３．００％」
　Ｓｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素である。Ｓｉ含有量が０．５０％未満では上記効果が得られず、残留オーステナイトの安定化が不十分となり、所望量の残留オーステナイトを得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％以上、１．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、フェライト量が増加し、所望のミクロ組織が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、２．３０％以下、２．００％以下である。
「Ｍｎ：０．５０～３．００％」
　Ｍｎは、旧オーステナイト粒界に偏析してフェライトおよびパーライトの生成を抑制する元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、フェライトおよびパーライトが多量に生成し、所望のミクロ組織を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上、または１．００％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、優れた均一変形能が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、または２．００％以下である。
「Ａｌ：０．０００２～２．０００％」
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の衝突特性を高める元素である。Ａｌ含有量が０．０００２％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、上記効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上、０．３００％以上である。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の衝突特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．７００％以下、１．５００％以下、１．０００％以下、０．８００％以下である。
「Ｐ：０．１００％以下」
　Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析することで破壊の起点となる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、０.０３０％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ため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
「Ｓ：０．１０００％以下」
　Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は破壊の起点となるため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０５００％以下、０．０３００％以下、０．０１００％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ため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
「Ｎ：０．０１００％以下」
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は破壊の起点となるため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％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ため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
「Ｎｂ：０～０．１５０％」
「Ｔｉ：０～０．１５０％」
　ＮｂおよびＴｉは、ホットスタンプ前の加熱において旧オーステナイト粒を細粒化し、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトへの変態時に旧オーステナイトの変形を抑制することで、大傾角粒界の割合を高める。この効果を確実に発揮させる場合、ＮｂおよびＴｉのいずれか１種でも、その含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、ＮｂおよびＴｉのいずれか１種でも０．１５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するので、ＮｂおよびＴｉの含有量はそれぞれ０．１５０％以下とすることが好ましい。
「Ｃｏ：０～２．００％」
「Ｍｏ：０～１．００％」
「Ｃｒ：０～１．００％」
「Ｃｕ：０～１．００％」
「Ｖ　：０～１．００％」
「Ｗ　：０～１．００％」
「Ｎｉ：０～３．００％」
　Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、ＷおよびＮｉは、ホットスタンプ前の加熱において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作用を有する。これにより、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトへの変態時に旧オーステナイト粒の変形を抑制し、大傾角粒界の割合を高めることができる。この効果を確実に得る場合、Ｃｏ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｖ：０．０００５％以上、Ｗ：０．００１％以上およびＮｉ：０．００１％以上のいずれか１種以上を含有させることが好ましい。一方、これらの元素を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２．００％以下、Ｍｏ含有量、Ｃｒ含有量、Ｃｕ含有量、Ｖ含有量およびＷ含有量はそれぞれ１．００％以下、Ｎｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。
「Ｍｇ：０～１．００％」
「Ｚｒ：０～１．００％」
「Ｓｂ：０～１．００％」
「Ｃａ：０～０．１０％」
「ＲＥＭ：０～０．３０％」
　Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の衝突特性を高める元素である。この効果を確実に得る場合、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｂ、ＣａおよびＲＥＭのいずれか１種でもその含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素を多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｇ含有量、Ｚｒ含有量およびＳｂ含有量はそれぞれ１．００％以下、Ｃａ含有量は０．１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
「Ｂ：０～０．０１００％」
　Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析してフェライトおよびパーライトの生成を抑制する元素である。この効果を確実に発揮させる場合、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．０１００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。
　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およびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。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。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、面積率で、５％以上、１０％未満の残留オーステナイトと、合計で９０％超、９５％以下のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと、５％未満の残部組織とからなり、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界（大傾角粒界）の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が５５°～７５°となる粒界の長さの割合が３０％以上であるミクロ組織を有する。
　なお、本実施形態では、ホットスタンプ成形体の表面から板厚の１／４の深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）のミクロ組織を規定する。この深さ位置が、ホットスタンプ成形体の表面と板厚中心位置との中間点であり、当該位置におけるミクロ組織が、ホットスタンプ成形体の鋼組織を代表する（ホットスタンプ成形体全体の平均的なミクロ組織を示す）からである。
「残留オーステナイト：５％以上、１０％未満」
　残留オーステナイトは、ホットスタンプ成形体の衝突特性を向上させる。残留オーステナイトが５％未満であると、所望の均一変形能を得ることができない。そのため、残留オーステナイトは５％以上とする。好ましくは６％以上、７％以上である。一方、残留オーステナイトが１０％以上であると、所望の強度を得ることができない。そのため、残留オーステナイトは１０％未満とする。好ましくは９％以下、８％以下である。
「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト：合計で９０％超、９５％以下」
　ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる。ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９０％以下であると、所望の強度を得ることができない。そのため、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは合計で９０％超とする。好ましくは９１％以上、９２％以上である。一方、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９５％超であると、所望の均一変形能を得ることができない。そのため、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは合計で９５％以下とする。好ましくは９４％以下、９３％以下である。
「残部組織：５％未満」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織中には、残部組織として、フェライト、パーライト、フレッシュマルテンサイトおよびグラニュラーベイナイトが含まれる場合がある。残部組織の面積率が高いと、所望の強度および衝突特性を得ることができない。そのため、残部組織は５％未満とする。好ましくは３％以下、１％以下である。
「残留オーステナイト、並びにベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の測定」
　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。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に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、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、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（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ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、電子線の照射レベルは６２とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、残留オーステナイトの面積率を算出する。結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。
　次に、結晶構造がｂｃｃであるものをベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、グラニュラーベイナイトおよびフェライトと判断し、これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ値が６００００未満の領域をベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイトと判定し、これらの面積率の合計を算出することで、「ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト」の合計の面積率を得る。上述の方法により得た「ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト」の合計の面積率から、後述の方法により得られるフレッシュマルテンサイトの面積率を差し引くことで、「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積率を得る。
「残部組織の面積率の測定」
　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。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に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、ナイタールエッチングを施す。次いで、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて複数視野の写真を撮影する。撮影写真上に等間隔の格子を描き、格子点における組織を同定する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の面積率を得る。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。
　粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判断する。上記のいずれにも該当しない領域をグラニュラーベイナイトと判断する。フレッシュマルテンサイトの面積率については、撮影写真から求めたフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率から、上述のＥＢＳＤ解析により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことで得る。
「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が５５°～７５°となる粒界（大傾角粒界）の長さの割合：３０％以上」
　大傾角粒界は、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒に含まれる粒界のうち、最も高角度な粒界である。大傾角粒界は、衝突時に発生した亀裂の伝播を抑制する効果が高い。大傾角粒界の長さの割合が３０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の衝突特性を得ることができない。そのため、大傾角粒界の長さの割合は３０％以上とする。好ましくは３５％以上、４０％以上、４５％以上である。大傾角粒界の長さの割合の上限は、特に規定しないが、本実施形態に係る化学組成および製造方法によれば、実質的な上限は９０％となる。
「大傾角粒界の長さの割合の測定方法」
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置（この位置から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、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる長さとする。切り出したサンプルについて、板厚１／４の深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）を、０．１μｍ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）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用い、電子線の照射レベルを６２で実施する。
　次に、得られた結晶方位情報に対して、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ値が６００００未満の領域をベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの結晶粒と判断し、これらの結晶粒の粒界のうち、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界について、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さとを算出し、それぞれの粒界の長さを合計した値に対する、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さの割合を算出する。これにより、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界（大傾角粒界）の長さとの合計の長さに対する、回転角が５５°～７５°となる粒界（大傾角粒界）の長さの割合を得る。
　なお、残部組織の面積率の測定方法と同様の方法により撮影写真を得て、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの結晶粒からフレッシュマルテンサイトを判別して、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの結晶粒からフレッシュマルテンサイトを除外すればよい。大傾角粒界の測定において、フレッシュマルテンサイトの結晶粒の粒界を含めないのは、フレッシュマルテンサイトは高硬度であり破壊の起点となるためである。
　上記の結晶粒界の長さは、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「Ａｘｉｓ　Ａｎｇｌｅ」機能を用いれば、簡便に算出することが可能である。これらの機能では、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒について、任意の方向を回転軸として、特定の回転角を指定することにより、当該粒界の合計の長さ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について上記解析を実施し、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として、前述の３種類の粒界の長さを算出すればよい。
「板厚および引張強さ」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。また、車体軽量化の観点から、ホットスタンプ成形体の引張強さは１５００ＭＰａ以上とする。好ましくは、１８００ＭＰａ以上、２０００ＭＰａ以上である。引張強さの上限は特に規定しないが、２６００ＭＰａ以下、２５５０ＭＰａ以下としてもよい。
「めっき層」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層が形成されていてもよい。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。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、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合金めっき層等を含む。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。
「ホットスタンプ成形体の製造方法」
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、常法により製造した冷延鋼板に対し、あるいは表面にめっき層を備えた冷延鋼板に対し、ホットスタンプを行い、ホットスタンプ後に所定の温度域で加圧保持を行った後、冷却することで製造することができる。
「ホットスタンプ前の加熱および保持」
　ホットスタンプ前に、８００～１０００℃の温度域で、６０～６００秒間保持することが好ましい。加熱温度が８００℃未満、または保持時間が６０秒未満では、十分にオーステナイト化することができず、ホットスタンプ成形体において所望量のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを得ることができない場合がある。加熱温度が１０００℃超、または保持時間が６００秒超では、オーステナイト粒径の粗大化によりベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトへの変態が遅延し、所望量のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを得ることができない場合がある。
　加熱時の平均加熱速度は０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下とすればよい。ここでいう平均加熱速度は、加熱開始時の鋼板表面温度と保持温度との温度差を、加熱開始時から保持温度まで達した時までの時間差で除した値である。また、上記の保持において、８００～１０００℃の温度域で鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　ホットスタンプ前の加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
「ホットスタンプ後の冷却」
　上述の加熱および保持の後、ホットスタンプを行う。ホットスタンプ後には、２００～４００℃の温度域まで、１．０～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却を行うことが好ましい。ホットスタンプ後の冷却において、冷却停止温度が２００℃未満であると、残留オーステナイトの安定化が促進せずに、所望量の残留オーステナイトを得ることができない場合がある。冷却停止温度が４００℃超であると旧オーステナイト粒の硬度が低くなり、所望量の大傾角粒界を形成させることができない場合がある。また、平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満であるとフェライトやグラニュラーベイナイト、パーライトへの変態が促進してしまい、所望量のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを得ることができない場合がある。平均冷却速度が１００℃／ｓ超であると、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトへの変態の駆動力が大きくなり、変態によって導入されるひずみを緩和する作用が小さくなり、所望量の大傾角粒界を得ることが難しくなる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、冷却開始時の鋼板表面温度と冷却停止温度との温度差を、冷却開始時から冷却停止時までの時間差で除した値である。
「加圧保持」
　２００～４００℃の温度域で、式（Ｂ１）を満たす面圧Ｐ（ＭＰａ）で保持時間３０秒～３６００秒の加圧保持を行う。
　保持時間が３０秒未満であるとマルテンサイトから未変態のオーステナイトへ炭素が十分に分配されず、所望量の残留オーステナイトを得ることができない場合がある。保持時間が３６００秒超であるとベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトの軟化が進行して所望の強度を得ることができない場合がある。面圧Ｐが下記式（Ｂ１）の左辺未満であると、旧オーステナイト粒の変形が十分に抑制されず、大傾角粒界の割合が低下する場合がある。
　面圧Ｐの上限は特に限定しないが、本実施形態の強度クラスの材料においては、設備を破損させないために３００ＭＰａが実質的な上限となる。加圧保持では、２００～４００℃の温度域で鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　加圧保持は、ホットスタンプおよびホットスタンプ後の冷却を行った金型から、加熱機能を有する別の金型に成形後の鋼板を搬送して行えばよい。
　なお、ホットスタンプして冷却した後、且つ加圧保持前に、４００℃以上の温度域に加熱すると、ベイナイトが生成してしまい、結果として、所望量の大傾角粒界を得ることができなくなる。そのため、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造する際に、ホットスタンプして冷却した後、且つ加圧保持前に、４００℃以上の温度域に加熱することは望ましくない。
　－１．８５×Ｍｓ＋７５５≦Ｐ≦３００　…　式（Ｂ１）
　Ｍｓ(℃)＝５３９－４２３×Ｃ－３０×Ｍｎ－１２×Ｃｒ－１７×Ｎｉ－７．５×Ｍｏ　…　式（Ｂ２）
　なお、上記式（Ｂ２）中の元素記号は各元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
「加圧保持後の冷却」
　加圧保持後は、１．０～１００℃／ｓの平均冷却速度で、８０℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満であると残留オーステナイトが分解してしまう場合がある。平均冷却速度が１００℃／ｓ超であると装置に負荷がかかる。残留オーステナイトが分解してしまう。ここでいう平均冷却速度とは、加圧保持後の冷却開始時の鋼板表面温度と冷却停止温度との温度差を、冷却開始時から冷却停止時までの時間差で除した値である。
　次に、要素技術Ｂの実施例について説明するが、実施例での条件は、要素技術Ｂ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、要素技術Ｂは、この一条件例に限定されるものではない。要素技術Ｂは、要素技術Ｂの要旨を逸脱せず、要素技術Ｂ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。
　表７および表８に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に対し、熱間圧延、冷間圧延を施し、必要に応じてめっきを付与することで、冷延鋼板を得た。次に、冷延鋼板に対し、表９および表１０に示す条件で、表９および表１０に示すホットスタンプ成形体を製造した。
　なお、ホットスタンプ前の加熱における平均加熱速度は０．１～２００℃／ｓとし、ホットスタンプ後の冷却は２００～４００℃の温度域まで行い、加圧保持後の冷却は８０℃以下まで行った。
　また、表９の製造Ｎｏ．１６には溶融アルミニウムめっき層、製造Ｎｏ．１７には溶融亜鉛めっき層を付与した。
　表１０の製造Ｎｏ．５５は、ホットスタンプして冷却した後、且つ加圧保持前に、４１０～５６０℃の温度域で３０秒間保持してから、表１０に示す加圧保持を行った。
　表９および表１０中のγｒは残留オーステナイトを示し、Ｂはベイナイトを示し、ＴＭは焼き戻しマルテンサイトを示す。
　ホットスタンプ成形体のミクロ組織について、各組織の面積率の測定、大傾角粒界の長さの割合の測定は、上述の測定方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
「引張強さ」
　ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。なお、クロスヘッド速度は３ｍｍ／ｍｉｎとした。引張強さが１５００ＭＰａ以上の場合を合格と判定し、１５００ＭＰａ未満の場合を不合格と判定した。
「衝突特性（均一変形能および亀裂伝播抑制効果）」
　ホットスタンプ成形体の衝突特性は、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、以下の方法により評価した。
　本実施例では、曲げ試験で得られる、図２２に示すようなＦ－Ｓカーブ（荷重－曲げ角線図）から均一変形能の指標として吸収エネルギーＳ１を、亀裂伝播抑制効果の指標としてＳ２を求めた。Ｓ１は、Ｆ－Ｓカーブの勾配に従って、試験開始から最大荷重に到達するまでの単位曲げ角あたりの荷重の上昇量を算出し、これら微小面積の積分値（吸収エネルギーＳ１）として算出した。Ｓ２は、Ｆ－Ｓカーブの勾配に従って、最大荷重に到達してから最大荷重の１／２に低下するまでの単位曲げ角あたりの荷重の変化量を算出し、これら微小面積の積分値（吸収エネルギーＳ２）として算出した。
　本実施例では、Ｓ１が１００（°・ｋＮ）以上となる場合を均一変形能に優れるとして合格と判定し、１００（°・ｋＮ）以上の場合を「Ｆａｉｒ」、１２０（°・ｋＮ）以上の場合を「Ｇｏｏｄ」、１８０（°・ｋＮ）以上の場合を「Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ」と表９および表１０中に記載した。１００（°・ｋＮ）未満の場合を均一変形能に劣るとして不合格と判定し、表９及び表１０中に「Ｂａｄ」と記載した。
　Ｓ２をＳ１およびＳ２の合計で除した値（Ｓ２／（Ｓ１＋Ｓ２））が０．０１以上の場合を亀裂伝播抑制特性に優れるとして合格と判定し、０．０１以上の場合を「Ｆａｉｒ」、０．０２以上の場合を「Ｇｏｏｄ」、０．０７以上の場合を「Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ」と表９および表１０中に記載した。０．０１未満の場合を亀裂伝播特性に劣るとして不合格と判定し、表９および表１０中に「Ｂａｄ」と記載した。
　曲げ試験の条件は以下の通りとした。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×３０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）
　試験片板厚：１．０１～１．０５ｍｍ（表裏面を同量ずつ研削）
　曲げ稜線：板幅方向に平行な方向
　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：島津製作所　ＡＧ－１００ＫＮＩ
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　（要素技術Ｃ）
　要素技術Ｃは、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材である。
　要素技術Cによれば、基準平坦部位において、幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断を防止することができる。これによって、高強度の薄肉部材を用いた場合であっても高度なエネルギー吸収性能を得ることができる。従って、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となる。
　本発明者らは、優れたエネルギー吸収効率を発揮可能とする骨格部材の構成について鋭意検討した。
　まず、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、一定以上の耐力を有することが重要である。衝突により軸方向への入力荷重が加えられた際には、変形初期に平坦部位での弾性座屈が生じる場合がある。弾性座屈が発生すると、必要な耐力が得られず、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　また、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、衝突により軸方向への入力荷重が加えられた直後に、骨格部材が所望の変形モードでの折り畳み変形を実現することで衝撃エネルギーを効率的に吸収することも重要である。特に、軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断（折り畳まれ部での破断）が発生すると、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　従って、平坦部位において弾性座屈が発生しにくい断面設計とするとともに、破断しにくい高い曲げ性能を付与することができれば、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となると言える。
　ここで、軽量化を実現するための手段として部材を高強度化して薄肉化する場合、下記の問題点が生じる。
・薄肉化により部材の平坦部位での弾性座屈が発生し易くなるため必要な耐力を得ることが困難となる。
・高強度化により鋼板の曲げ性能が低下し、変形開始後の折り畳まれ部での破断が発生し易くなるため、衝撃エネルギーを効率的に吸収することが困難となる。
　上記の問題点が、高強度鋼板の更なる高強度化及び薄肉化を妨げる要因となっていることに本発明者らは着目した。
　本発明者らは更に検討を進めたことにより、基準平坦部位において、幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断を防止することができることを見出した。このような制御により、高強度鋼板を用いる場合において懸念される上記の問題点を解消し、優れたエネルギー吸収効率を発揮できることを見出し、要素技術Ｃを完成させた。
　以下、上記知見に基づきなされた要素技術Ｃの第一実施形態に係る骨格部材Ｃ１０について説明する。
　なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
　まず、本明細書における語句について説明する。
　「長手方向」とは、骨格部材の材軸方向、すなわち、軸線が延びる方向を意味する。
　「平坦部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面において直線状の部位、具体的には、断面の最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位を意味する。最大外形寸法とは、当該断面における任意の二点の端部間距離が最大となる直線の長さを意味する。
　「コーナ部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面のうち、平坦部位を除いた非直線状の部位を意味する。
　「幅」は、閉断面部の周方向に沿う線長を意味し、「平坦部位の幅」とは、平坦部位における一端と他端との間の線長を意味する。
　「有効幅」は、カルマンの有効幅理論に基づく以下の（Ｃ１）式、すなわちカルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅである。
Ｗｅ=t(4π２E／12（1-ν2）σｙ)1/2　　・・・（Ｃ１）式
　ここで、
σｙ：平坦部位の降伏応力（ＭＰａ）
Ｅ：平坦部位のヤング率（ＭＰａ）
ｔ：平坦部位の板厚（ｍｍ）
ν：平坦部位のポアソン比
である。
　また、鋼板においては、上記平坦部位のヤング率や平坦部位のポアソン比は、一般的な物性値を用いれば良く、更に平坦部位の降伏応力を板厚中心部のビッカース硬度に置き換えることで、有効幅ＷｅはＷｅ＝５７７ｔ/√ｈの式から求めることもできる。
ここで、
ｔ：平坦部位の板厚（ｍｍ）
ｈ：平坦部位の板厚中心部のビッカース硬度（Hv）
である。（Ｃ１）式にて有効幅Ｗｅを求めることが困難な場合には、上記式により求めることができる。
　「有効幅比」とは、有効幅Ｗｅに対する平坦部位の幅Ｗの割合であり、Ｗ／Ｗｅで算出される値である。有効幅比の値が小さいほど、弾性座屈が生じにくい断面形状であると言える。
　「基準平坦部位」は、長手方向の任意の位置での閉断面部における平坦部位のうち、有効幅比が最大である平坦部位を意味する。
　「表層部」とは、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の１％である深さ位置と、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の５％である深さ位置との間の領域を意味する。
　「板厚中心部」とは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向への離間距離が板厚の３／８である深さ位置を意味する。
　深さ位置の基準としている「鋼板の表面」とは、母材鋼板の表面を意味する。例えば、めっき又は塗装がされている場合や錆等が形成されている場合には、めっき、塗装および錆を除いた状態の鋼板の表面を深さ位置の基準とする。なお、母材鋼板の表面にめっき、塗装、錆等の表層被膜が形成される場合、当該表層被膜と母材鋼板の表面との境界は様々な公知の手段で容易に識別される。
　「エネルギー吸収量」は、骨格部材を蛇腹変形させた時のインパクタ反力（荷重）とストロークとの関係から算出されるエネルギー吸収量である。インパクタ反力（荷重）とストロークは、図２３に示すように、骨格部材を長手方向が上下方向になるように配置し、下端側を完全拘束した状態で上端側から白抜き矢印の方向に剛体フラットインパクタを衝突させることで得ることができる。
　「エネルギー吸収効率」は、骨格部材の断面積（板厚×断面線長）あたりのエネルギー吸収量である。骨格部材が長手方向に一様の断面を有していない場合は、部材長手方向に垂直な閉断面のうち、断面積（板厚×断面線長）が最小となる閉断面における断面積（板厚×断面線長）あたりのエネルギー吸収量である。
　図２４は、骨格部材Ｃ１０の斜視図である。骨格部材Ｃ１０は、長手方向に延在する中空筒状の部材である。
　図２５は、図２４の切断線Ａ１－Ａ１の断面図である。この図２５に示すように、骨格部材Ｃ１０は四つの平坦部位Ｃ１１と四つのコーナ部位Ｃにより略矩形状の閉断面部を形成している。
　具体的には、この閉断面部は、第一平坦部位Ｃ１１ａと、第一平坦部位Ｃ１１ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ｃ１１ｂと、第二平坦部位Ｃ１１ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ｃ１１ｃと、第三平坦部位Ｃ１１ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ｃ１１ｄと、を備えるとともに、第四平坦部位Ｃ１１ｄがコーナ部位Ｃを介して第一平坦部位に連なることにより形成されている。
　四つのコーナ部位Ｃはいずれも同一の曲率半径ｒを有する。例えば、最大外形寸法が１４０ｍｍであった場合、曲率半径ｒは１４０ｍｍ以下であればよい。四つのコーナ部位Ｃの曲率半径は同一である必要はなく、互いに異なっていてもよい。曲率半径の上限値は特に規定されないが、断面の最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位は、コーナ部位ではなく別個の平坦部位、又は、隣接する平坦部位の一部としてみなされるため、コーナ部位Ｃの曲率半径の上限値は実質的には「断面の最大外形寸法未満」であると言える。
　本願において、基準平坦部位は、閉断面部における平坦部位のうち有効幅比が最大である平坦部位と定義されている。
　第一平坦部位Ｃ１１ａ、第二平坦部位Ｃ１１ｂ、第三平坦部位Ｃ１１ｃ、及び第四平坦部位Ｃ１１ｄは、いずれも同一の降伏応力σｙ、ヤング率Ｅ、板厚ｔ、及びポアソン比νを有している。
　従って、それぞれの平坦部位Ｃ１１についての幅Ｗ／有効幅Ｗｅで算出される有効幅比は、それぞれの平坦部位Ｃ１１の幅Ｗのみに依存して決定される。
　このため、本実施形態においては、閉断面部のうち幅Ｗが最も大きい第一平坦部位Ｃ１１ａと第三平坦部位Ｃ１１ｃが基準平坦部位として設定される。
　基準平坦部位では、骨格部材Ｃ１０が軸方向への圧縮力を受けたときに、変形初期に弾性座屈が最も生じやすい。従って、この基準平坦部位の幅ＷＳが大きすぎると、必要な耐力が得られず、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが困難となる。従って、基準平坦部位の幅ＷＳの上限は、有効幅Ｗｅの２．０倍以下に設定される。
　尚、基準平坦部位の幅ＷＳの下限は特に設定されるものではないが、基準平坦部位の幅ＷＳが小さすぎると、骨格部材Ｃ１０の閉断面部の面積が低下し、耐力を確保することが困難となる。
　従って、基準平坦部位の幅ＷＳは、有効幅Ｗｅの０．１倍以上であることが好ましい。
　基準平坦部位における板厚は、軽量化の観点から、４．２ｍｍ以下であることが好ましい。
　一方、基準平坦部位の板厚が０．４ｍｍ未満である場合、基準平坦部位における弾性座屈が生じやすくなるため、基準平坦部位の幅ＷＳの設定範囲の制約が大きくなる。従って、基準平坦部位の板厚は０．４ｍｍ以上であることが好ましい。
　骨格部材Ｃ１０は、ホットスタンプ用鋼板をホットスタンプ加工により所定の形状に成形し、その後、端面を接合することで形成される。このようにして形成された骨格部材Ｃ１０は、引張強度で１．５ＧＰａ以上の強度を有する。また、このように形成されることで、骨格部材Ｃ１０における基準平坦部位の板厚中心部のビッカース硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で実施する硬度試験において、試験荷重を３００ｇｆ（２．９Ｎ）とした場合に、３００Ｈｖ以上となる。
　本願においては、高強度化を前提に変形能を高めて優れたエネルギー吸収効率を発揮させるものであるため、基準平坦部位における板厚中心部の硬度はビッカース硬さで３００Ｈｖ以上に規定する。
　板厚中心部の硬度の上限は特に規定しないが、ビッカース硬さで９００Ｈｖ以下としてもよい。
　板厚中心部の硬さの測定方法は以下の通りである。
　骨格部材から板面に垂直な断面を有する試料を採取し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じて実施する。＃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測定面を鏡面に仕上げる。硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で実施する。マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、試料の板厚の３／８位置に、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、それらの平均値を板厚中心部の硬度とする。
　上述のように、基準平坦部位の幅ＷＳが有効幅Ｗｅの２．０倍以下である場合には、弾性座屈を抑制することが可能である。しかし、高強度材、例えば、引張強度で１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ材（ホットスタンプされた成形体）においては、有効幅Ｗｅを制御することで弾性座屈を抑制できたとしても、曲げ性能が不十分であれば、軸方向の荷重による蛇腹変形の途中での破断が発生してしまうことにより、優れたエネルギー吸収効率が得られない。
　従来であれば、基準平坦部位における板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と表層部における硬さ頻度分布の標準偏差はほぼ同一であり、硬さ標準偏差比は１．０となる。
　しかしながら、本実施形態に係る骨格部材Ｃ１０においては、基準平坦部位における板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と表層部における硬さ頻度分布の標準偏差との比を適切に制御することによって、曲げ性能を高めている。
　従って、高強度材を適用しても蛇腹変形の途中での破断を抑制し、従来と比べて格段に優れたエネルギー吸収効率を発揮することを可能としている。
　具体的には、本実施形態に係る骨格部材Ｃ１０では、基準平坦部位において、表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割った値である硬さ標準偏差比が、１．０より小さくなるように制御されている。
　引張強度で１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ材を適用する場合において、硬さ標準偏差比を１．０より小さい値とする場合、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づくＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角度が大幅に向上することができることを本発明者らは実験により見出している。
　図２６は、厚さ１．４ｍｍの２．０ＧＰａ級材の鋼板を用いた場合のＶＤＡ曲げ試験の結果を示すグラフであり、硬さ標準偏差比が１．０より小さい程、ＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角（°）が高くなり、ＶＤＡ曲げ角度比が高くなることがわかる。すなわち、硬さ標準偏差比が１．０より小さい場合に、軸方向の荷重により蛇腹変形の途中で破断が発生しにくくなり、優れたエネルギー吸収効率を発揮できる。
　従って、硬さ標準偏差比は０．９５より小さいことが好ましく、０．８０より小さいことがより好ましい。
　硬さ標準偏差比は、小さいほど好ましいが、０．０１より小さくても曲げ性を高める効果は飽和する。従って、硬さ標準偏差比は０．０１以上であることが好ましい。
　ここで、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布は、ビッカース硬さ試験により取得される。
　骨格部材から板面に垂直な断面を有する試料を採取し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じて実施する。
　＃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測定面を鏡面に仕上げる。
　このようにして鏡面に仕上げた測定面に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法で硬さ試験を実施する。
　マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、表層部における硬さを測定する。
　荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、表層部における硬さ頻度分布を求める。
　同様に、板厚の３／８の深さ位置においても、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、板厚中心部における硬さ頻度分布を求める。
　また、上述のビッカース硬さ試験の結果得られた、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布において、標準偏差を求めるには、公知の統計学的手法が用いられる。
　従来のように、ホットスタンプ用鋼板の板厚中心部と表層部で金属組織が同一である場合には、表層部における硬さ頻度分布は板厚中心部における硬さ頻度分布と同一となり、硬さ標準偏差比は１．０となる。
　一方、表層部とその近傍のみの金属組織を改質した場合、硬さ標準偏差比は、１．０とは異なる値となる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板で形成された骨格部材Ｃ１０では、表層部とその近傍のみの金属組織を改質することにより、表層部での硬度の分布、ばらつきが抑制され、表層部と板厚中心部との硬さ標準偏差比を１．０より小さくすることができる。
　具体的には、硬さ標準偏差比は、公知の技術である、ホットスタンプ用鋼板の脱炭焼鈍時の最高加熱温度と保持時間とを調整することにより制御できる。脱炭焼鈍の条件は、水素、窒素または酸素を含有する湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９５０℃とし、７００～９５０℃の温度域での滞留時間を５秒～１２００秒とすることが好ましい。
　また、この条件範囲内において焼鈍温度をより高い温度範囲とし、滞留温度をより長い時間範囲に絞り込むことで、硬さ標準偏差比を０．８０より小さくすることができる。
　なお、硬さ標準偏差比の上記条件は、骨格部材Ｃ１０の少なくとも一方の表層部が満たせばよい。ただし、骨格部材Ｃ１０の両側の表層部が上記硬さ標準偏差比の条件を満たすことが好ましい。
　このように、本実施形態に係る骨格部材Ｃ１０によれば、基準平坦部位において、基準平坦部位の幅ＷＳを制御することにより弾性座屈を抑制するとともに、硬さ標準偏差比の制御により蛇腹変形の途中での破断を抑制することができる。
　従って、基準平坦部位の板厚中心部のビッカース硬さが３００Ｈｖ以上という十分な硬さを有しながらも、エネルギー吸収効率を格段に向上させることができる。
　以上、添付図面を参照しながら要素技術Ｃの好適な実施形態について詳細に説明したが、要素技術Ｃはかかる例に限定されない。
　要素技術Ｃの属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、本願技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に要素技術Ｃの技術的範囲に属するものと了解される。
　例えば、上記の骨格部材Ｃ１０は単一の部材で構成されているが、複数の部材で構成されてもよい。図２７は、変形例に係る骨格部材Ｃ２０を示す斜視図であり、図２８は、図２７の切断線Ａ２－Ａ２の断面図である。
　この骨格部材Ｃ２０は、長手方向に延在する第一骨格部材Ｃ２０Ａと長手方向に延在するとともに第一骨格部材Ｃ２０Ａに接合される第二骨格部材Ｃ２０Ｂを含む。そして、第一骨格部材Ｃ２０Ａと第二骨格部材Ｃ２０Ｂにより閉断面部を形成している。
　第一骨格部材Ｃ２０Ａは、板厚が１．２ｍｍの鋼板をホットスタンプ成形することで長手方向に垂直な断面が略ハット型形状とされた開断面の部材である。
　図２８に示すように、第一骨格部材Ｃ２０Ａの長手方向に垂直な断面部は、五つの平坦部位Ｃ２１と四つのコーナ部位Ｃとを備える。
　具体的には、第一骨格部材Ｃ２０Ａの長手方向に垂直な断面部は、第一平坦部位Ｃ２１ａと、第一平坦部位Ｃ２１ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ｃ２１ｂと、第二平坦部位Ｃ２１ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ｃ２１ｃと、第三平坦部位Ｃ２１ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ｃ２１ｄと、第四平坦部位Ｃ２１ｄにコーナ部位Ｃを介して連なる第五平坦部位Ｃ２１ｅと、を備える。
　第二骨格部材Ｃ２０Ｂは、板厚が０．８ｍｍの鋼板をホットスタンプ成形することで長手方向に垂直な断面が略ハット型形状とされた開断面の部材である。
　図２８に示すように、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの長手方向に垂直な断面部は、五つの平坦部位Ｃ２３と四つのコーナ部位Ｃとを備える。
　具体的には、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの長手方向に垂直な断面部は、第一平坦部位Ｃ２３ａと、第一平坦部位Ｃ２３ａにコーナ部位Ｃを介して連なる第二平坦部位Ｃ２３ｂと、第二平坦部位Ｃ２３ｂにコーナ部位Ｃを介して連なる第三平坦部位Ｃ２３ｃと、第三平坦部位Ｃ２３ｃにコーナ部位Ｃを介して連なる第四平坦部位Ｃ２３ｄと、第四平坦部位Ｃ２３ｄにコーナ部位Ｃを介して連なる第五平坦部位Ｃ２３ｅと、を備える。
　そして、第一骨格部材Ｃ２０Ａの第一平坦部位Ｃ２１ａ及び第五平坦部位Ｃ２１ｅと、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第一平坦部位Ｃ２３ａ及び第五平坦部位Ｃ２３ｅとがそれぞれスポット溶接により接合されている。
　このように構成されていることにより、骨格部材Ｃ２０は、長手方向に垂直な断面が閉断面部を有する。
　本願において、基準平坦部位は、閉断面部における平坦部位のうち有効幅比が最大である平坦部位と定義されている。
　第一骨格部材Ｃ２０Ａの平坦部位Ｃ２１と第二骨格部材Ｃ２０Ｂの平坦部位Ｃ２３は、いずれも同一の降伏応力σｙ、ヤング率Ｅ、及びポアソン比νを有している。従って、それぞれの平坦部位Ｃ２１，Ｃ２３についての幅Ｗ／有効幅Ｗｅで算出される有効幅比は、それぞれの平坦部位Ｃ２１，Ｃ２３の幅Ｗと板厚ｔに依存して決定される。
　この閉断面部においては、第一骨格部材Ｃ２０Ａの第三平坦部位Ｃ２１ｃと、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第三平坦部位Ｃ２３ｃが共に、すべての平坦部位Ｃ２１，Ｃ２３の中で幅が最大である平坦部位である。しかし、第一骨格部材Ｃ２０Ａの第三平坦部位Ｃ２１ｃの板厚よりも、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第三平坦部位Ｃ２３ｃの板厚の方が小さいため、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第三平坦部位Ｃ２３ｃの有効幅比が最も大きい。従って、第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第三平坦部位Ｃ２３ｃが基準平坦部位である。
　従って、変形例に係る骨格部材Ｃ２０においては、基準平坦部位である第二骨格部材Ｃ２０Ｂの第三平坦部位Ｃ２３ｃについて、板厚中心部のビッカース硬度を３００Ｈｖ以上、幅Ｗｓを有効幅Ｗｅの２．０倍以下、標準偏差比を１．０より小さい値、に制御することによって、優れたエネルギー吸収効率を発揮することができる。
　尚、骨格部材Ｃ１０は対向する辺同士が同一の幅を有する略矩形の断面形状を有しているが、四つの平坦部位Ｃ１１が同一の幅を有する略正方形の断面形状を有していてもよい。
　また、平坦部位Ｃ１１の数は特に限られるものではなく、少なくとも一つあればよい。
　また、実施形態に係る骨格部材Ｃ１０は、全長に亘り一様の断面形状を有するが、全長に亘り一様の断面形状を有さなくてもよく、部材長手方向に垂直な閉断面のうち、断面積（板厚×断面線長）が最小となる閉断面が上記の閉断面部であれば良く、長手方向の全長の一部に存在していればよい。ただし、上記の閉断面部が、長手方向の全長の５０％以上に存在することが好ましく、８０％以上であることが更に好ましい。
　尚、骨格部材Ｃ１０，Ｃ２０は、自動車車体の構造部材のうち、衝突時に主に軸方向に圧縮の入力が負荷されることが予期される部材に適用される。図２９は、骨格部材Ｃ１０，Ｃ２０が適用される一例としての自動車骨格Ｃ１００を示す図である。
　この図２９を参照すると、骨格部材Ｃ１０，Ｃ２０は、自動車車体の構造部材のうち、フロントサイドメンバＣ１０１、リアサイドメンバＣ１０３、サイドシルＣ１０５、ＡピラーＣ１０７、ＢピラーＣ１０９、ルーフレールＣ１１１、フロアクロスＣ１１３、ルーフクロスＣ１１５、及びアンダーリンフォースＣ１１７に適用することができる。
（実施例）
　板厚１．６ｍｍの鋼板Ａ、鋼板Ｂ及び鋼板Ｃを準備した。
　鋼板Ｂ及び鋼板Ｃでは、脱炭焼鈍時に、水素と窒素を混合した湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９００℃とし、７００～９００℃の温度域での滞留時間を６０～６００秒とすることにより、表層部とその近傍のみの金属組織を改質させた。
　これらの鋼板Ａ、鋼板Ｂ及び鋼板Ｃを加熱し、９００℃の温度域に保持し、金型内で急冷することによりホットスタンプ成形し、端面同士を溶接することにより、それぞれの鋼板からなる高さ３００ｍｍの角筒部材を得た。
　鋼板Ａは、板厚中心部と表層部で金属組織が同じであるため、基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差とが等しく、硬さ標準偏差比は１．０となった。一方、鋼板Ｂ及び鋼板Ｃは、板厚中心部の金属組織は改質させずに表層部の金属組織を改質することで、表層部の硬さ頻度分布を変化させ、表層部の標準偏差を調整した。これによって、鋼板Ｂの基準平坦部位における板厚中心部に対する表層部の硬さ標準偏差比は０．６５、鋼板Ｃの基準平坦部位における硬さ標準偏差比は０．８０となった。
　ホットスタンプ後の平坦部位における材料特性を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　角筒部材の長手方向に垂直な断面は、図３０に示すように、４つの平坦部位が同一の幅を有する略正方形の断面設計とした。つまり、それぞれの角筒部材においては、４つの平坦部位の全てが最大の有効幅比を有する基準平坦部位である。このような条件を前提に、基準平坦部位の幅ＷＳを実験例毎に設定した。
　尚、四つのコーナ部Ｃの曲率半径はいずれも５ｍｍに設計した。
　これらの角筒部材に対して、下端側を完全拘束した状態で、上端側から剛体フラットインパクタを時速９０ｋｍで衝突させ、この時の変形状態、破断発生状況及びインパクタ反力（荷重）とストロークから吸収エネルギーを算出し、比較した。実験例毎の設定条件とその結果を表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　尚、図３１は、表１２に示す実験結果について、有効幅比に対するエネルギー吸収効率を比較したグラフである。このグラフに示す通り、有効幅比を小さくするだけではエネルギー吸収効率の向上は見られないが、本願のように硬さ標準偏差比を適切に制御した場合においては、有効幅比を小さくすることでエネルギー吸収効率が格段に向上することがわかる。
　（要素技術Ｄ）
　要素技術Ｄは、鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆とを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記被覆側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記被覆側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記被覆との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、２０μｍ未満であり、前記鋼板基材とＡｌ及びＦｅを含有する前記被覆との間にスケールを含まない鋼部材である。
　要素技術Ｄに依れば、高強度かつ曲げ性及び溶接性に優れる鋼部材（被覆鋼部材を含む）と、その鋼部材の素材として好適な鋼板を提供することができる。
　以下、要素技術Ｄの一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及び鋼部材（被覆鋼部材を含む）（本実施形態に係る鋼部材）並びにそれらの好ましい製造方法について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。図３２に示すように、本実施形態に係る鋼板Ｄ１０は、以下に示す化学組成を有する母材鋼板Ｄ１１と、母材鋼板Ｄ１１の表面に形成された、Ｆｅを８０質量％以上含むスケールＤ１２とを有する。また、この母材鋼板Ｄ１１は、スケールＤ１２との界面側（界面に接する領域）に、所定の深さの脱炭層Ｄ１３を有し、この脱炭層Ｄ１３は、母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面側に内部酸化層Ｄ１４を有する。
　図３２では片面のスケールのみが示されているが、スケールは、両面に形成されていてもよく、その場合、脱炭層Ｄ１３、内部酸化層Ｄ１４は、母材鋼板Ｄ１１の、スケールとの両側の界面に接する領域に形成される。
　本実施形態において、「スケール側」とは、「母材鋼板の板厚方向におけるスケール側」を意味し、「スケールとの界面側」とは、「母材鋼板の板厚方向における母材鋼板とスケールとの界面側（界面に接する領域）」を意味する。
＜母材鋼板＞
［化学組成］
　下記する「～」を挟む数値限定範囲には、両端の値が下限値及び上限値としてその範囲に含まれる。ただし、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、断りがない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．６５％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の（鋼板をホットスタンプして得られる）鋼部材の強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１０％未満では、ホットスタンプ後の鋼部材（鋼板をホットスタンプすることによって得られる鋼部材）において十分な強度（１．０ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は０．１５％以上が好ましく、０．２６％以上がより好ましい。
　一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、ホットスタンプ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、曲げ性の劣化が著しくなる。また、溶接性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～２．００％
　Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材において強度を安定して確保するために効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
　一方、鋼板中のＳｉ含有量が２．００％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇する場合がある。さらに、Ｓｉ含有量が２．００％超であると、焼入れ部の靱性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．６０％以下が好ましい。
　Ｍｎ：０．３０～３．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材において強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎはさらに、Ａｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。また、Ｍｎは、Ａｌ－Ｆｅ系被覆中に拡散して耐食性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上が好ましい。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると上記の効果が飽和する上、焼入れ部の靭性や曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．８０％以下が好ましく、２．５０％以下がより好ましい。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性や曲げ性を劣化させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、靭性や曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
　Ｏ：０．０１０％以下
　Ｏは、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｏ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が形成され、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｏ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼部材は、強度、靱性、曲げ性、耐食性、脱酸性の向上のため、上記の元素に加えてさらに、下記に示すＴｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｃｏ、およびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が大きく向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。そのため、Ｔｉを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、ホットスタンプ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有する元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性を高める元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｂを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｂ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｃｒを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。またＣｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性が劣化する場合がある。したがって、含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｍｏを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。またＭｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性が劣化する場合がある。したがって、含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｎｉを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の靱性を高める作用を有する元素である。そのため、Ｎｂを含有させてもよい。上記の効果を十分に得る場合、Ｎｂ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、鋼部材の靭性が劣化する。したがってＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、Ｃｕを含有させてもよい。また、Ｃｕは、鋼部材の耐食性を向上させる効果を有する元素である。上記の効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
　Ｖ：０～１．００％
　Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の靱性を高める元素である。そのため、Ｖを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、Ｃａを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、Ｍｇを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好まし。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
　Ａｌ：０～１．００％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、Ａｌを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。
　Ｓｎ：０～１．００％
　Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｓｎを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。
　Ｗ：０～１．００％
　Ｗは鋼の焼入れ性を高め、かつホットスタンプ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。そのため、Ｗを含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｗ含有量は１．００％以下とする。
　Ｓｂ：０～１．００％
　Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｓｂを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　しかしながら、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合、Ｓｂ含有量は１．００％以下とする。
　Ｚｒ：０～１．００％
　Ｚｒは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｚｒを含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、ホットスタンプ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｚｒ含有量は１．００％以下とする。
　Ｃｏ：０～１．００％
　Ｃｏは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｃｏを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。
　ＲＥＭ：０～０．３０％
　ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、ホットスタンプ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素である。そのため、ＲＥＭを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等ランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ－Ｓｉ－ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
　本実施形態に係る鋼板の母材鋼板の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る鋼板、本実施形態に係る鋼部材の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　母材鋼板の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
　母材鋼板から分析試料を切り出し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分光分析法などの元素分析を行うことによって得られる。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定すればよく、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。
　分析試料は、ＪＩＳ　Ｇ　０４１７：１９９９に記載されているように、母材鋼板の板厚全体の平均的な化学組成が得られるように採取する。具体的には、母材鋼板の幅方向端部を避け、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置から、分析試料を採取する。
　［脱炭層］
　［内部酸化層］
　図３２に示すように、本実施形態に係る鋼板Ｄ１０が有する母材鋼板Ｄ１１は、スケールＤ１２側（母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面側）に脱炭層Ｄ１３を有する。すなわち、母材鋼板Ｄ１１のスケールＤ１２側の一部は脱炭層Ｄ１３である。また、脱炭層Ｄ１３は、は、スケールＤ１２側に内部酸化層Ｄ１４を有する。すなわち、脱炭層Ｄ１３のスケールＤ１２側の一部は内部酸化層Ｄ１４である。内部酸化層Ｄ１４の、板厚方向断面における母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面からの深さ（界面からの板厚方向の距離）が、３０μｍ未満である。脱炭層Ｄ１３の、板厚方向断面における母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面からの深さ（界面からの板厚方向の距離）が、９０μｍ以上である。
　鋼板をホットスタンプして得られる鋼部材において、曲げ性を向上させるには、表層を脱炭して軟質化することが極めて有効である。曲げ変形は曲げ外の表層ほど発生する応力やひずみが大きいので、表層を軟質化して破壊限界を向上させることによって曲げ性を向上させることができる。
　本実施形態に係る鋼板Ｄ１０では、ホットスタンプ後の鋼部材の表層に脱炭層を形成するため、母材鋼板Ｄ１１の、後述するスケールＤ１２との界面側に、界面から９０μｍ以上の深さ（厚さ）となる脱炭層Ｄ１３を形成する。脱炭層Ｄ１３の形成される深さ（厚み）が９０μｍ未満では、ホットスタンプ後の鋼部材の鋼板基材において十分な深さまで脱炭層が形成されず、鋼部材の曲げ性が低下する。ホットスタンプによって母材鋼板の表面が復炭し、脱炭層深さが小さくなるものの、母材鋼板Ｄ１１の脱炭層深さを９０μｍ以上とすることで、通常のホットスタンプ条件であれば、ホットスタンプ後の鋼部材の脱炭層深さを６０μｍ以上とすることができる。
　上述のように、鋼板の表層を脱炭させる技術として、鋼板を高露点で焼鈍し、雰囲気中のＨ２Ｏにより脱炭する方法（高露点焼鈍）が知られている。しかしながら、本発明者らが検討した結果、このような高露点焼鈍を行った場合、脱炭と同時に生じる内部酸化（鋼中のＳｉ、Ｍｎ等の易酸化元素の酸化）が様々な問題を引き起こすことが分かった。具体的には、ホットスタンプして得られる鋼部材においては、ホットスタンプ時に内部酸化層を起点として鋼板内部にスケール（内部スケール）が生成し、この鋼板内部から生成したスケールが溶接性を阻害する場合があることが分かった。
　本発明者らがさらに検討を行った結果、ホットスタンプに供される鋼板（母材鋼板Ｄ１１）において、内部酸化層Ｄ１４の深さを３０μｍ未満とすることで、ホットスタンプ時の鋼板内部のスケールの生成を抑制できることが分かった。そのため、本実施形態に係る鋼板Ｄ１０は、母材鋼板Ｄ１１の内部酸化層Ｄ１４の、母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面からの深さ（厚さ）を３０μｍ未満とする。
　内部酸化層の深さは５μｍ未満であることが好ましい。この場合、曲げ性がさらに優位となる。
　脱炭層１３の深さを確保しつつ、内部酸化層Ｄ１４の深さを抑制するためには、後述するように、焼鈍条件を制御する必要がある。
　また、内部酸化層の深さ（厚さ）に対する脱炭層の深さ（厚さ）の比が、３以上（脱炭層の厚さ／内部酸化層の厚さ≧３）の関係を満たすことが好ましい。この場合、後述の曲げ性がさらに優位となる。より好ましくは上記比が１０以上である。さらに好ましくは上記比が２０以上である。
　脱炭層Ｄ１３の、母材鋼板Ｄ１１とスケールＤ１２との界面からの深さについては、ＧＤＳを用いて、以下の方法で求めることができる。
　鋼板の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、脱炭層の深さを求める。ＧＤＳの測定は、鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、表面（スケールの表面）から板厚方向に向かって、５０ｎｍ以下のピッチで、Ｃ含有量及びＦｅ含有量を測定する。測定の結果、Ｆｅ含有量が初めて９５％以上となる位置を、母材鋼板とスケールとの界面とする。また、ＧＤＳ分析で得られるＣ含有量が、上述した母材鋼板の表面から板厚の１／４の位置のＣ含有量となる位置を、脱炭層の最も深い位置とする。母材とスケールとの界面から脱炭層の最も深い位置までの距離を、脱炭層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さ（脱炭層の厚み）とする。ただし、上記の測定は、箇所を変えて５回行い、５回の平均値を、本実施形態に係る鋼板の脱炭層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さとする（全脱炭深さとも云う）。
　脱炭層がＧＤＳの測定限界を超えるほど深い場合は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５８（２００７）に記載されているように顕微鏡観察から脱炭層の深さを求めても良い。この場合、鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、このサンプルに、ナイタールエッチングを施し、光学顕微鏡による断面観察を行う。母材鋼板の表面（スケールとの界面）から板厚の１／４の位置と同等の組織となる深さを測定し、その位置の深さを脱炭層の深さとする。ただし、測定は箇所を変えて５回行い、５回の平均値を脱炭層深さとする。
　内部酸化層の母材鋼板とスケールとの界面からの深さについては、鋼板断面のＳＥＭ（電子走査型電子顕微鏡）観察によって求める。
　鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、ＳＥＭによるＣＯＭＰＯ像観察を行う。内部酸化は粒内より粒界の方が深く進行し、ＣＯＭＰＯ像には母材鋼板の定常部（Ｆｅ含有量が高い）より暗く映るので、色の違いにより内部酸化層を同定し、母材鋼板とスケールとの界面から最も深い内部酸化層の深さを測定する。ただし、上記の測定は、箇所を変えて５回行い、５回の平均値を本実施形態に係る鋼板の内部酸化層スケールとの界面からの深さとする。
　［スケール］
　本実施形態に係る鋼板は、母材鋼板の表面に形成されたスケールを有する。本実施形態に係る鋼板は、後述するように、圧延等で母材鋼板の表面に形成されたスケールのＯを活用して母材鋼板の脱炭を行う。そのため、脱炭が生じた後のスケールでは、熱間圧延等で通常形成されるＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４等からなる通常のスケールに対し、Ｏ含有量が大きく低下し、質量％で、Ｆｅを８０％以上含むことになる。
　すなわち、スケールのＦｅ含有量が８０％以上になる条件で脱炭を行うことで、上述した深さの内部酸化層及び脱炭層を有する鋼板を得ることができる。
　言い換えれば、鋼板は、加工等に際しスケールが除去される、またはスケールが剥離する場合があるが、内部酸化層及び脱炭層の深さが上述した範囲にある鋼板は、本実施形態に係る鋼板が備えるスケールと同等のスケールを有していたとも考えることができる。
　また、脱炭のためのＯの供給という点で、スケールの厚みは５μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは８μｍ以上、さらに好ましくは１０μｍ以上である。鋼板の歩留まりの点で、スケールの厚みは１００μｍ未満であることが好ましい。より好ましくは５０μｍ以下、または３０μｍ以下である。
　本実施形態に係る鋼板が備えるスケールは、質量％で、Ｆｅを８０％以上及びＳｉを０．１％以上３．０％未満含む第１の領域と、Ｆｅを６５％以上８０％未満及びＭｎを０．８％以上７．５％未満含む第２の領域と、を含むことが好ましい。実質的に、第１の領域と第２の領域とからなることが好ましい。ただし、スケールは、「その他の領域」として、最表層に不純物やＣｒ、Ｓｉ等を主とした酸化物、あるいはＣｕ等の難酸化元素の単体が存在することもあり得る。
　このような構成のスケールを有することで、車体を組付ける際のスポット溶接において、チリが発生する電流限界を向上させ、適正電流範囲が広い、すなわち溶接性が良い鋼板を得ることができる。
　第１の領域にはＦｅ、Ｓｉ、Ｏ以外にＣ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどが含まれる場合がある。第２の領域にはＦｅ、Ｍｎ、Ｏ以外にＣ、Ｎｉなどが含まれる場合がある。
　第１の領域と第２の領域とが存在する場合、マトリックスである第１の領域に、第２の領域が島状に存在する形態をとることが多い。第２の領域は島状に分散している場合もあれば、いくつかの島が結合している場合もある。いずれにおいても、後述の方法によって第１の領域と第２の領域とを区別することができる。
　スケールのＦｅ含有量は、以下の方法で求める。鋼板の幅方向端部から板幅（短手）の１／４の位置において、表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、スケールのＦｅ含有量、Ｏ含有量を求める。Ｏ含有量が０．１％以上となる領域を不純物として除き、表面からＯ含有量が０．１％未満である領域におけるＦｅ含有量の平均値を測定する。測定は箇所を変えて５回行い、５回の平均値をスケールのＦｅ含有量とする。
　スケールの第１の領域におけるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量、および第２の領域におけるＦｅ含有量、Ｍｎ含有量はＳＥＭ（電子走査型電子顕微鏡）および電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて求める。鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から、鋼板の板厚方向の断面が観察できるようにサンプルを採取する。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いてＣＯＭＰＯ像を取得し、スケールを構成するコントラストの異なる２種類の組織の存在を確認する。第１の領域は、重元素であるＦｅを第２の領域より多く含むため、第２の領域より明るく見える。そのため、相対的に明るい領域を第１の領域とし、相対的に暗い領域を第２の領域とする。この２種類の組織（第１の領域及び第２の領域）のそれぞれに対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を行うことでスケールの第１の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量および第２の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｍｎの含有量を求めることができる。測定に際しては、それぞれに１０点の分析を行い、その平均値をスケールの第１の領域に含まれるＦｅ、Ｓｉ含有量および第２の領域に含まれるＦｅ含有量、Ｍｎの含有量とする。スケールは、上記のように「その他の領域」を含む場合もある。Ｃｒ、Ｓｉ、またはＣｕを１０質量％以上含む領域は、上記「その他の領域」とする。
　スケールの厚みは、ＳＥＭによって求める。鋼板の幅方向端部から幅方向に板幅（短手）の１／４の位置から断面観察用サンプルを採取し、ＳＥＭによるＣＯＭＰＯ像観察を行う。スケールが剥離していない箇所のスケール厚を１０か所測定し、その平均値をスケールの厚みとする。
　＜鋼部材＞
　図３３に示すように、本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は、所定の化学組成を有する鋼板基材Ｄ１１１と、鋼板基材Ｄ１１１の表面に形成され、Ｆｅを７０質量％以上含むスケールＤ１１２とを有する。また、鋼板基材Ｄ１１１は、スケールＤ１１２側（スケールＤ１１２との界面側）に形成された所定の深さの脱炭層Ｄ１１３を有し、この脱炭層Ｄ１１３が、スケールＤ１１２側に形成された内部酸化層Ｄ１１４を有する。
　また、本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は、上述した本実施形態に係る鋼板Ｄ１０をホットスタンプ等の熱処理（及び加工）に供することで得られる。
　図では本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は平板の形態で示されているが、ホットスタンプして得られる部材であり、平板に限られない。
［化学組成］
　ホットスタンプによって鋼板の化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０の鋼板基材Ｄ１１１の化学組成は、本実施形態に係る鋼板Ｄ１０の母材鋼板Ｄ１１の化学組成と同じであり、母材鋼板と同等の測定方法で測定できる。
　［脱炭層］
　［内部酸化層］
　本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は、鋼板基材Ｄ１１１のスケールＤ１１２との界面側に脱炭層が存在し、脱炭層Ｄ１１３のスケールＤ１１２との界面側に、内部酸化層Ｄ１１４が存在する。また、脱炭層Ｄ１１３の、鋼板基材Ｄ１１１とスケールＤ１１２との界面からの深さが、６０μｍ以上であり、内部酸化層Ｄ１１４の、鋼板基材Ｄ１１１とスケールＤ１１２との界面からの深さが、４０μｍ未満である。
　鋼部材において、曲げ性を向上させるには、表層を脱炭して軟質化することが極めて有効である。曲げ変形は曲げ外の表層ほど発生する応力やひずみが大きいので、表層を軟質化して破壊限界を向上させることによって曲げ性を向上させることができる。
　本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０の表層に形成される脱炭層Ｄ１１３の深さ（厚さ）が、６０μｍ以上であれば、曲げ性が向上する。そのため、脱炭層Ｄ１１３の、鋼板基材Ｄ１１１とスケールＤ１１２との界面からの深さを６０μｍ以上とする。
　また、鋼部材において、内部酸化層深さが、４０μｍ以上であると、ホットスタンプ時に鋼板内部に生成したスケールによって溶接性が低下する。そのため、内部酸化層Ｄ１１４の深さを４０μｍ未満とする。
　＜スケール＞
　本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は、鋼板基材Ｄ１１１の表面に形成されたスケールＤ１１２を有する。本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０は、Ｆｅを８０質量％以上含むスケールを有する鋼板をホットスタンプして得られる。スケールは、ホットスタンプによって表層の酸化が進むものの、本実施形態に係る鋼部材Ｄ１１０が有するスケールＤ１１２は、質量％で、Ｆｅを７０％以上含む。
　要素技術Ｄの別の実施形態に係る鋼部材は、上述した本実施形態に係る鋼板を、酸洗等に供し、表面のスケールを除去した後、めっき等のＡｌを含有する被覆を成して被覆鋼板とし、この被覆鋼板をホットスタンプ等の熱処理に供することで得られる被覆鋼部材であってもよい。
　この場合、図３４に示すように、要素技術Ｄの別の実施形態に係る鋼部材（被覆鋼部材）Ｄ２１０は、鋼板基材Ｄ２１１と、鋼板基材Ｄ２１１の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆Ｄ２１５とを有し、鋼板基材Ｄ２１１とＡｌ及びＦｅを含有する被覆Ｄ２１５との間にスケールを含まない。
　また、鋼板基材Ｄ２１１が、被覆Ｄ２１５側に形成された脱炭層Ｄ２１３を有し、脱炭層Ｄ２１３が、被覆Ｄ２１５側に形成された内部酸化層Ｄ２１４を有し、脱炭層Ｄ２１３の、鋼板基材Ｄ２１１と被覆Ｄ２１５との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、内部酸化層Ｄ２１４の、鋼板基材Ｄ２１１と被覆Ｄ２１５との界面からの深さが、２０μｍ未満である。
　脱炭層Ｄ２１３の深さ（厚さ）が、３０μｍ以上であれば、曲げ性が向上する。また、内部酸化層Ｄ２１４の深さが、２０μｍ未満であると、溶接性が向上する。
　被覆を有する被覆鋼部材の場合は、ホットスタンプ等の熱処理の際における表面の酸化状態が被覆を有しない前述の鋼部材の場合と異なるため、脱炭層の深さや内部酸化層の深さが異なる。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板、本実施形態に係る鋼部材は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば効果を得ることができるが、以下に示す工程（鋼板は（Ｉ）～（ＩＶ）、鋼部材は（Ｉ）～（Ｖ））を含む製造方法であれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋼片を製造する鋼片製造工程
（ＩＩ）前記鋼片を加熱し、熱間圧延し、熱延鋼板とする熱間圧延工程
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を巻き取って熱延コイルとする巻取工程
（ＩＶ）熱延スケールが形成された前記熱延コイルを箱焼鈍（ＢＡＦ）する焼鈍工程
（Ｖ）前記焼鈍工程後の前記熱延コイルから、所定のサイズのブランクを切出し、熱処理を行って鋼部材を得る熱処理工程
　以下、各工程について説明する。以下で説明していない工程や条件は、適宜公知の方法で行うことができる。
（Ｉ）鋼片製造工程
　鋼片製造工程では、上述した好ましい化学組成を有するスラブ等の鋼片を製造する。公知の条件で、所定の化学組成に調整した溶鋼を連続鋳造等によって鋼片とすればよい。
（ＩＩ）熱間圧延工程
　熱間圧延工程では、得られた鋼片を加熱し、熱間圧延することによって、熱延鋼板とする。熱間圧延工程では、鋼板の表面にスケール（熱延スケール）が形成される。
　熱間圧延条件は、特に限定されず、要求される鋼板の特性に応じて、公知の条件範囲で適宜設定すればよい。
（ＩＩＩ）巻取工程
　巻取工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板をコイル状に巻き取り、熱延コイルとする。
　巻取温度等の条件は特に限定されない。
（ＩＶ）焼鈍工程
　焼鈍工程では、表面に熱延スケールが形成された熱延コイルに対し、スケール除去を行わないで（いわゆる黒皮の状態で）、箱焼鈍（ＢＡＦ）を行う。
　焼鈍に際しては、焼鈍雰囲気を、不活性ガス雰囲気（Ｎ２雰囲気、Ｈ２雰囲気等）とし、６５０～９００℃で４～１６時間焼鈍する。通常の脱炭焼鈍では、高露点焼鈍を行い、雰囲気中のＨ２Ｏを脱炭源とする。これに対し、本実施形態にでは、熱延スケールがついた状態の熱延コイルに対して焼鈍を行うことで、スケール中のＯを脱炭源として脱炭を行う。具体的には、母材鋼板の最表層のＣは、スケール中のＯと反応してＣＯガスとなることで脱炭が生じる。また、続いて不足したＣが母材鋼板の内部から最表層へ供給され、そのＣがＣＯガスとなることで、さらに脱炭反応が進む。このとき、スケール中のＯが消費され、スケール中のＦｅ含有量が高くなる。
　しかしながら、焼鈍温度が６５０℃未満である、または焼鈍時間が４時間未満であると、十分に脱炭が進まない。一方、焼鈍温度が９００℃超、または焼鈍時間が１６時間超だと、スケールの還元反応が完了し、その後も鋼板内部から表層へのＣの供給が続くため、脱炭が浅くなる。また、生成したＣＯガスがスケールの周辺に滞留すると、さらなる脱炭反応が進まず、深い脱炭層が得られない。そのため、本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、焼鈍炉内の気体を移動させ、生成したＣＯガスがスケールの周辺に滞留しないようにすることが重要である。具体的には、焼鈍炉内にファン等を設置し、その風量を２５０ｍ３／Ｈｒ以上とすることで、焼鈍炉内の流速を確保し、脱炭反応を進めることができる。風量が２５０ｍ３／Ｈｒ未満では、ＣＯガスのスケール周辺への滞留を十分に抑制できず、脱炭が不十分となる。風量は熱延コイル周辺の風量とし、所定の風量を得るため焼鈍炉のサイズに応じてファン等を複数設置しても良い。熱延コイルのサイズは、板厚９ｍｍ以下、板幅２１００ｍｍ以下、外形２０００ｍｍ以下、コイル１個の重量が３０トン以下であることが望ましい。
　高露点焼鈍で雰囲気中のＨ２Ｏを脱炭源とする場合に比べ、スケール中のＯを脱炭源とした場合、脱炭源のＯが母材鋼板の内部へ侵入しにくく、その結果、内部酸化が進行しにくくなる。
　すなわち、上述のように黒皮状態の熱延コイルに対し、不活性ガス雰囲気で風量が２５０ｍ３／Ｈｒ以上となるように送風して箱焼鈍を行うことで、本実施形態に係る鋼板で説明した、所望の、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、及びスケール中のＦｅ含有量が得られる。
（Ｖ）熱処理工程
　熱処理工程では、焼鈍工程後の熱延コイルから、所定のサイズのブランクを切出し、このブランクに熱処理を行って鋼部材とする。
　熱処理は、１．０～１０００℃／秒の平均昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点（℃）以下まで上部臨界冷却速度以上の平均冷却速度で冷却する条件で行うことが好ましい。
　昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
　また、熱処理温度がＡｃ３点（℃）未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が低くなるので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
　上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満の平均冷却速度で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
　加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。
　また、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後に、鋼材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
　この熱処理では、同時に加工を行ってもよい。すなわち、いわゆるホットスタンプを行ってもよい。
　また、本実施形態に係る鋼部材（被覆鋼部材を含む）は、熱間成形または熱処理を素材となる鋼板の一部に対して行って得られる、強度の異なる領域を持つ鋼部材であってもよい。
（ＶＩ）酸洗、冷間圧延、及び被覆
　鋼部材を、被覆鋼部材とする場合、焼鈍工程と、熱処理工程との間において、熱延コイルを、酸洗し、冷間圧延し、さらに、Ａｌを含む被覆を表面に形成してもよい。
　この場合、酸洗、冷間圧延、被覆は、公知の条件で行えばよい。酸洗時にスケールが十分に剥離されない場合は、酸洗前にショットブラストを行い、機械的にスケール剥離を助長させても良い。ショット粒度は例えば＃６０を使えば良い。
（実施例）
　まず、表１３に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。
＜実施例１＞
　得られたスラブに熱間圧延を施して、厚さ３．２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を８００℃以下の温度で巻き取り、外形１７００ｍｍ、コイル１個の重量が１４トンの熱延コイルとした。
　得られた熱延コイルに表１４～表１６に記載の条件（温度、時間、風量）で、箱焼鈍を行った。焼鈍雰囲気は、窒素雰囲気とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　得られた焼鈍後の熱延コイルから所定のサイズの鋼板（ブランク）を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、ＥＰＭＡ分析、光学顕微鏡観察を上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケール厚、スケールのＦｅ含有量を評価した。また、スケールを構成する第１の領域におけるＦｅ含有量、Ｓｉ含有量、第２の領域におけるＦｅ含有量、Ｍｎ含有量を上述した要領で評価した。評価結果を表２－１～表２－３に示す。
　また、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
＜実施例２＞
　上記表１４～表１６に示す鋼板に、表１７～表１９に示す条件で熱処理を施し、鋼部材を得た。
　得られた鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、光学顕微鏡観察を、上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケールのＦｅ含有量を求めた。
　結果を表１７～表１９に示す。
　また、得られた鋼部材に対し、以下の方法で、引張試験、曲げ試験、スポット溶接試験を行い、引張強さ、曲げ性、溶接性（溶接適正電流範囲）を評価した。
　＜引張強さ（引張強度）＞
　引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。
　鋼部材の均熱部位を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強さ（最大強度）を測定した。
　本実施例においては、１０００ＭＰａを超える引張強さを有する場合を高強度であると評価した。
　＜曲げ性＞
　曲げ試験はＶＤＡ２３８―１００の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位より、圧延方向に平行に６０ｍｍ、垂直に３０ｍｍの曲げ用試験片を採取した。曲げパンチを圧延方向と垂直となるように合わせ、最大荷重時の曲げ角度を測定した。曲げ角度は強度と相関があるため、本実施例においては、引張強さが２１００ＭＰａ未満では５５度、引張強さが２１００ＭＰａ以上では４５度を超える曲げ角度を有する場合を従来技術より曲げ性に優れると評価した。
　＜適正電流範囲＞
　スポット溶接をＪＩＳ　Ｚ　３００１－６：２０１３に準拠して実施した。電源は単相交流式の６０Ｈｚを用い、電極は先端径８ｍｍを用いて、溶接時間は１０サイクルとした。鋼部材の均熱部位より、圧延方向に４０ｍｍ、垂直に３０ｍｍのスポット溶接用試験片を採取した。これらを張り合わせ、ナゲット径が３√ｔとなる溶接電流からチリが発生しない上限の電流までの範囲を求め、適正電流範囲とした。
　ナゲット径はピール試験より得られるピール径とし、各電流において５回溶接試験片を採取し、それらピール径の平均値をナゲット径とした。
　適正電流範囲が、２．５ｋＡ以上であれば、溶接性に優れると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
＜実施例３＞
　上記表１４～表１６に示す鋼板に、酸洗、冷間圧延、溶融Ａｌめっきを施し、厚さ２．０ｍｍの被覆鋼板を得た。被覆鋼板に、表２０～表２２に示す条件で熱処理を施し、被覆鋼部材を得た。
　得られた鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、ＳＥＭ観察、光学顕微鏡観察を、上述した要領で行い、脱炭層深さ、内部酸化層深さ、スケール中のＦｅ含有量を求めた。
　また得られた鋼部材に対し、実施例２と同じ要領で引張試験、曲げ試験、スポット溶接試験を行い、引張強さ、曲げ性、溶接性を評価した。
　結果を表２０～表２２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　（要素技術Ｅ）
　要素技術Ｅは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体である。
　要素技術Ｅによれば、優れた強度および曲げ性を有し、且つ耐荷重が高いホットスタンプ成形体を提供することができる。
　本発明者らは、ホットスタンプ後において、１．５～２．５ＧＰａの引張（最大）強さおよび優れた曲げ性が得られるだけでなく、耐荷重の劣化を抑制することができる方法について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体において、鋼板の表層を軟質化させることに加えて、板厚方向の所定位置における集合組織を制御することにより、高強度であり、従来よりも優れた曲げ性を得ることができ、且つ耐荷重の劣化を抑制できることを知見した。
　集合組織は、ホットスタンプ前の金属組織の集合組織および炭素濃度に影響を受ける。そのため、本発明者らは、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得るためには、熱間圧延後の鋼板において集合組織を制御しておき、更に、その後の焼鈍において鋼板表層の炭素量を減少させることが有効であることを知見した。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
　以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０．１５～０．５０％
　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０．１５％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０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７％以上、０．２０％以上、０．２３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超では、優れた曲げ性を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．４６％以下、０．４３％以下である。
　Ｓｉ：０．００１０～３．０００％
　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０．００１０％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０．００１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、０．３００％以上、０．５００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０００％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。そのため、Ｓｉ含有量は３．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７００％以下、２．５００％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～３．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を向上させて、ホットスタンプ後において所望量のマルテンサイトを得るために、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上、０．７０％以上、１．００％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、Ｍｎ偏析に起因する割れが発生しやすくなり、優れた曲げ性を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．７０％以下、２．５０％以下、２．３０％以下である。
　Ａｌ：０．０００２～２．０００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める元素である。Ａｌ含有量が０．０００２％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、上記効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．７００％以下、または１．５００％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析することで破壊の起点となる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％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：０．１０００％以下
　Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は破壊の起点となるため、Ｓ含有量は０．１０００％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０５００％以下、０．０３００％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：０．０１００％以下
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は破壊の起点となるため、Ｎ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％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。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｎｂ：０～０．１５％
　Ｔｉ：０～０．１５％
　Ｖ：０～０．１５％
　Ｎｂおよび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効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうち１種でもその含有量を０．１５％超とした場合には、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量およびＶ含有量はそれぞれ０．１５％以下とする。
　Ｍｏ：０～１．０％
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｎｉ：０～１．０％
　Ｍｏおよび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作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量Ｃｒ含有量、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量を０．０１００％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　ＲＥＭ：０～０．３０％
　ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める元素である。この効果を確実に得る場合、ＣａおよびＲＥＭの１種でもその含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭを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０．０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成は、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およびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ用鋼板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。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、面積率で、合計で２０～８０％のフェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトと、パーライトおよび炭化物からなる残部組織と、からなる金属組織を有する。以下に説明する金属組織についての％は全て面積％である。
　フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイト、マルテンサイト：２０～８０％
　フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイト、マルテンサイトは、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得るために必要な組織である。これら組織の合計の面積率が２０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は２０％以上とする。好ましくは、３０％以上、４０％以上である。一方、これらの組織の面積率が８０％超であると、残部のパーライトに炭素が濃化してしまい、ホットスタンプ加熱時に炭化物が溶解しにくくなり、変形時に割れの起点となる。そのため、８０％以下とする。好ましくは、７０％以下、６０％以下である。
　残部組織：パーライトおよび炭化物
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織の残部組織は、パーライトおよび炭化物からなる。ホットスタンプ用鋼板の金属組織には、上述した組織と、パーライトおよび炭化物以外の組織は含まれないため、残部組織の面積率は２０～８０％としてもよい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織の測定方法
　ホットスタンプ用鋼板の端面から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、圧延方向に平行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、圧延方向に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、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を施す。次いで、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、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）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｂｃｃである領域の面積率を算出することで、フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率を得ることができる。
　パーライトおよび炭化物は次の方法で同定することができる。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や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。次いで、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて複数視野の写真を撮影する。撮影写真上に等間隔の格子を描き、格子点における組織を同定する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の面積率を得る。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。輝度が明るい粒子を炭化物とみなし、輝度が明るい領域が粒状あるいは板状でラメラ状に配置している領域をパーライトとみなす。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の集合組織について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、表面～表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５未満であり、表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０未満である。
　なお、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群には、｛００１｝＜１－１０＞、｛００１｝＜１－２０＞、｛００１｝＜０－１０＞および｛００１｝＜－１－１０＞の結晶方位が含まれる。｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群には、｛１１１｝＜１－１０＞、｛１１１｝＜１－２０＞、｛１１１｝＜０－１０＞および｛１１１｝＜－１－１２＞の結晶方位が含まれる。
　表面～表面から板厚１／４位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５未満
　表面～表面から板厚１／４位置（以下、表層領域と記載する場合がある）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を１．５未満とする。
　ホットスタンプ用鋼板の表層領域の集合組織を好ましく制御することで、ホットスタンプの加熱時に、表層領域に炭素が復炭する（低Ｃ濃度の表層領域に内部領域から炭素が拡散する）ことを抑制することができ、なおかつ、鋼板表面近傍のように変形によるエネルギー吸収を担う表層領域において曲げ変形により導入されたひずみを緩和しやすい集合組織を発達させることにより、ホットスタンプ後において、曲げ性に優れたホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５以上であると、上記効果を得ることができない。そのため、表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は１．５未満とする。好ましくは、１．２未満である。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、ホットスタンプ成形体における強度確保の観点から０．４以上としてもよい。
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０未満
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置（以下、内部領域と記載する場合がある）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．０未満とする。
　ホットスタンプ用鋼板の内部領域の集合組織を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織を発達させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０以上であると、上記効果を得ることができない。そのため、内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の比は２．０未満とする。好ましくは１．６未満である。
　内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、靱性確保の観点から０．４以上としてもよい。
　極密度の測定方法
　表層領域および内部領域の極密度は、以下の方法により測定する。
　表層領域および内部領域の極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置およびＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法で測定した方位データを、球面調和関数を用いて計算して算出した３次元集合組織を表示する結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から求めることができる。
　測定範囲は、表層領域については、表面～表面から板厚１／４位置の領域（表面を始点とし、表面から板厚方向に板厚１／４の位置を終点とする領域）とし、内部領域については、表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の領域（表面から板厚方向に板厚１／４位置を始点とし、表面から板厚方向に板厚１／２の位置を終点とする領域）とする。測定ピッチは５μｍ／ｓｔｅｐとする。
　｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度の平均値を｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の平均値で除した値を、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比とする。
　なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層としては、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などが例示される。
　ホットスタンプ用鋼板の脱炭指標が０．０８５以上
　ホットスタンプ用鋼板の脱炭指標を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織の発達を促進させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。好ましくは０．１４０以上であり、より好ましくは０．１８０以上である。脱炭指標の算出方法から、上限値は１．０００となる。
　脱炭指標の測定方法
　脱炭指標は鋼板表層における炭素の減少量を定量化する指標であり、次の方法で算出することができる。グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤ－ＯＥＳ）を用いてホットスタンプ用鋼板における板厚方向の元素濃度分布を測定する。ここで、測定範囲は鋼板の最表面から深さ２００μｍとし、測定間隔は０．０２μｍ以下とする。測定はホットスタンプ用鋼板に含まれる全ての元素について実施する。
　表面にめっき層や塗装膜等を有する鋼板については、鋼板の最表面から深さ２００μｍ位置までの測定が可能となるように、機械研磨もしくは化学研磨によりめっき層や塗装等を一部もしくは全てを除去してからＧＤ－ＯＥＳ測定に供する。ＧＤ－ＯＥＳ測定において鉄の濃度が９０質量％以上となる領域を鋼板と判定し、鉄濃度が９０質量％となる測定点を鋼板の最表面位置とする。
　次に、鋼板の最表面位置から深さ１８０μｍ～深さ２００μｍにおける炭素濃度の測定値（１０００点以上）について平均値を算出し、この平均値を鋼板母材の炭素濃度とみなす。
　または、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値が、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値と、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値の最大値との差の絶対値が０．１％以下であり、かつ最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値と、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値の最小値との差の絶対値が０．１％以下である場合は、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値を鋼板母材の炭素濃度としてもよい。
　単位深さは２０μｍであり、最深部とは、鋼板の最表面位置から深さ２００μｍの位置までにおいて、単位深さ毎に位置を記した場合の深い方の位置を言う。例えば、最深部が１２０μｍである場合、「最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値」とは１００μｍ位置から１２０μｍ位置に含まれる測定点における炭素濃度という意味である。
　鋼板の最表面位置から深さ２００μｍの位置までにおいて、単位深さあたりの炭素濃度の減少量（母材の炭素濃度から各測定点における炭素濃度を差し引いた値）を算出し、単位深さと炭素濃度の減少量との積の積分値を求めて炭素の欠乏領域の面積とする（面積Ａ）。次に、母材の炭素濃度と２００μｍとの積を基準面積（面積Ｂ）とし、炭素欠乏面積（面積Ａ）を基準面積（面積Ｂ）で除した値を脱炭指標とする。
　次に、上述したホットスタンプ用鋼板に、後述する製造方法を適用することで得ることができるホットスタンプ成形体について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、表層領域と内部領域とで集合組織を変化させることにより、表層領域の金属組織の変形能を向上させるとともに、内部の耐荷重を高めることを特徴とする。なお、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成は上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成と同一のため、説明は省略する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であって、前記表面から板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満である。なお、以下に説明する金属組織についての％は全て面積％である。
　マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト：合計で９０％以上
　マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、所望の強度を得るために必要な組織である。マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計が９０％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、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率は合計で９０％以上とする。好ましくは９３％以上、９５％以上である。マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率は多い程好ましいため、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率は１００％としてもよい。
　なお、本実施形態では、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの２種以上を合計で９０％以上含んでいてもよく、マルテンサイト、ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトのうち１種を９０％以上含んでいてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、残部組織として、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの１種以上を含む場合がある。これらの残部組織の面積率が１０％超であると、所望の耐荷重を得ることができない。そのため、残部組織の面積率は１０％以下としてもよい。残部組織の面積率は少ない程好ましいため、残部組織の面積率は７％以下、５％以下、０％としてもよい。
　マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト面積率の測定方法
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の金属組織は、以下の方法により測定する。
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（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）から圧延方向に平行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、圧延方向に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、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、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（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。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、電子線の照射レベルは６２とする。
　得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｂｃｃである領域を特定する。結晶構造がｂｃｃであるものをベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイト、グラニュラーベイナイトおよびフェライトと判断する。これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が３．０°超の領域をマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判定し、これらの面積率の合計を算出することで、「マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積率の合計を得る。
　残部組織の面積率は、１００％から「マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積率の合計を引くことで得ればよい。
　表面～表面から板厚１／４位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満
　表面～表面から板厚１／４位置（表層領域）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を１．８未満とすることで、曲げ性を向上することができる。そのため、表層領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は１．８未満とする。好ましくは、１．７未満、１．６未満である。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、強度を確保する観点から０．４以上としてもよい。
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置（内部領域）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．３未満とすることで、高い耐荷重を得ることができる。そのため、内部領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は２．３未満とする。好ましくは、２．２未満、２．１未満である。
　内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、靱性を確保する観点から０．４以上としてもよい。
　表層領域および内部領域の極密度は、ホットスタンプ用鋼板のときと同様の方法により測定すればよい。ただし、ホットスタンプ成形体における圧延方向は以下の方法により判別すればよい。
　まず、ホットスタンプ成形体の板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、光学顕微鏡を用いて観察する。観察範囲は板厚の全厚とし、輝度が暗い領域を介在物と判定する。介在物のうち長軸の長さが４０μｍ以上である介在物において、介在物が伸展している方向と平行な方向を圧延方向と判別する。
　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、耐食性を向上することができる。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などが例示される。
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標が０．０８５以上
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織の発達を促進させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。好ましくは０．１４０以上であり、より好ましくは０．１８０以上である。脱炭指標の算出方法から脱炭指標の上限値は１．０００となるが、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させるためには、好ましくは０．５００以下、より好ましくは０．０４０以下である。
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標はホットスタンプ用鋼板のときと同様の方法により測定すればよい。
　ホットスタンプ用鋼板の製造方法
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　まず、鋳造した鋳片を１２００℃以上に加熱して、２０分以上保持した後、熱間圧延における最終圧延の１パス前の圧延を、８５０～９００℃の温度域で８～３０％の圧下率で実施することが好ましい。次に、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で熱間圧延を完了することが好ましい。すなわち、熱間圧延の最終圧延は、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で実施することが好ましい。
　熱間圧延終了後、２．５秒以上経過した後に、熱間圧延終了温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である冷却を行うことが好ましい。その後、７００℃以下の温度域で巻取ることが好ましい。更に、脱炭焼鈍を行うことにより、上記の化学組成を有するホットスタンプ用鋼板を製造することが好ましい。
　ホットスタンプ後に曲げ変形能および耐荷重を向上させる集合組織は、少量の転位を含んだオーステナイトから、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへと変態させることによって発達することを本発明者らは知見した。そのため、最終圧延の１パス前の圧延が、８５０℃未満で実施される、または圧下率が３０％超で実施されると、変態前のオーステナイトの転位が回復しないまま最終圧延されて、転位を含んだままオーステナイトからフェライトへの変態が起きて、所望の集合組織の発達が阻害される場合がある。
　一方、最終圧延の１パス前の圧延が、９００℃超で実施される、または圧下率が８％未満で実施されると、転位の回復が促進され過ぎてオーステナイト中の転位密度が低くなりすぎ、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　そのため、熱間圧延における最終圧延の１パス前の圧延は、８５０～９００℃の温度域で８～３０％の圧下率で実施することが好ましい。
　最終圧延が、８００℃未満で実施される、または圧下率が１２％超で実施されると、変態前のオーステナイトの転位が回復しないまま最終圧延されて、転位を含んだままオーステナイトからフェライトへの変態が起きて、所望の集合組織の発達が阻害される場合がある。
　一方、最終圧延が、８５０℃以上で実施される、または圧下率が６％未満で実施されると、転位の回復が促進され過ぎてオーステナイト中の転位密度が低くなりすぎるため、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　そのため、熱間圧延の最終圧延は、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で実施することが好ましい。
　熱間圧延終了後は、２．５秒以上経過してから冷却を開始することが好ましい。冷却開始までの時間を２．５秒以上確保することにより、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへの相変態が促進されて、所望の集合組織を十分に発達させることができる。経過時間が２．５秒未満であると、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　熱間圧延完了後、２．５秒以上経過した後は、熱間圧延終了温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／ｓ未満とすることで、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへの相変態が促進されて、所望の集合組織を十分に発達させることができる。上記温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であると、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
　巻取温度が７００℃超であると、転位の回復が促進しすぎて、所望の集合組織が発達しない場合がある。そのため、巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。
　以上の方法により、ホットスタンプ用鋼板を得る。
　以上の方法により得たホットスタンプ用鋼板に対し、脱炭焼鈍を施すことが好ましい。脱炭焼鈍を施す前に、必要に応じて、軟質化を目的とした熱処理を施してもよく、更に、累積圧下率（＝｛１－（冷間圧延後板厚／冷間圧延前板厚）｝×１００）が３０～７０％の冷間圧延を施してもよい。脱炭焼鈍ラインにてめっきを施してもよいし、脱炭焼鈍終了後に再度めっき用の焼鈍ラインを通板させてもよい。ホットスタンプ用鋼板の表面に付与す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などが例示される。
　脱炭焼鈍を施すことで、ホットスタンプ用鋼板の表層領域のＣ量を低減する。脱炭焼鈍の条件としては、雰囲気は、水素または窒素または酸素を含有する湿潤雰囲気とし、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９５０℃とし、７００～９５０℃の温度域での滞留時間を５秒～１２００秒の条件とすることが好ましい。ここでいう滞留時間とは、鋼板温度が上昇して７００℃に到達した時から、７００～９５０℃で保持され、鋼板温度が低下して７００℃に到達した時までの時間のことをいう。
　最高到達温度が７００℃未満、７００～９５０℃の温度域での滞留時間が５秒未満であると、Ｃの拡散が十分に促進しないため、脱炭が進行せずに、表層領域の集合組織を制御することができない場合がある。一方、最高到達温度が９５０℃超、７００～９５０℃の温度域での滞留時間が１２００秒超であると、脱炭が進行しすぎて、表層領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を１．５未満に制御できない場合がある。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を用いた、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述の方法により製造したホットスタンプ用鋼板に対して、高温域でホットスタンプすることで得ることができる。
　まず、ホットスタンプ用鋼板を加熱して、８００～１０００℃の温度域で、６０～６００秒間保持することが好ましい。加熱時の平均加熱速度は０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下とすればよい。ここでいう平均加熱速度は、加熱開始時の鋼板表面温度と保持温度との温度差を、加熱開始時から保持温度まで達した時までの時間差で除した値である。また、上記の保持において、８００～１０００℃の温度域で鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　加熱温度が８００℃未満、保持時間が６０秒未満であると、炭化物の溶解が不純となり、残存した炭化物が割れの起点となって曲げ性が低下する場合がある。加熱温度が１０００℃超、保持時間が６００秒超であると、Ｃの拡散が促進されすぎて、内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．３未満にすることができない場合がある。
　ホットスタンプ前の加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
　上記温度域で保持した後、ホットスタンプする。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、６５０℃以上、１０００℃未満の温度域で成形することが好ましい。ホットスタンプ後は３００℃以下の温度域まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法において、成形温度が６５０℃未満であると、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイトの面積率の合計を９０％とすることができず、所望の耐荷重を得ることができない場合がある。１０００℃以上で成形すると、内部領域の集合組織において、粒径が大きくなりすぎて｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の比を２．３未満に制御できない場合がある。
　以上の方法により、ホットスタンプ成形体を得る。なお、ホットスタンプ成形後に１５０～６００℃で焼き戻し処理を行ってもよい。また、ホットスタンプ成形体の一部をレーザー照射等により焼き戻して部分的に軟化領域を設けても良い。
（実施例）
　次に、要素技術Ｅの実施例について説明するが、実施例での条件は、要素技術Ｅ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、要素技術Ｅは、この一条件例に限定されるものではない。要素技術Ｅは、要素技術Ｅの要旨を逸脱せず、要素技術Ｅ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。
　表２３および表２４に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持した後、表２５～表３０に示す条件で熱間圧延、冷間圧延および脱炭焼鈍を施した。必要に応じて、脱炭焼鈍を施す前に軟質化熱処理を施した。また、必要に応じて、めっきおよびめっき焼鈍を施した。これにより、表３１～表３３に示すホットスタンプ用鋼板を得た。
　得られたホットスタンプ用鋼板に、表３４～３６に示す条件でホットスタンプ成形を行うことで、ホットスタンプ成形体を得た。一部のホットスタンプ成形体については、ホットスタンプ後に１５０～６００℃で焼き戻し処理を行った。また、一部のホットスタンプ成形体については、ホットスタンプ成形体の一部分をレーザー照射して焼戻すことで、部分軟化領域を形成した。表３７～表３９に、得られたホットスタンプ成形体のミクロ組織および機械特性を示す。
　また、表５－Ａ－１～表５－Ａ－３における「表層領域の集合組織における極密度比」は「表面～表面から板厚１／４位置の集合組織における、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比」を示し、「内部領域の集合組織における極密度比」は「表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織における、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比」を示す。表５－Ａ－１～表５－Ａ－３における「増加量（Ｎ／°）」は「試験開始直後から曲げ角２０°までの領域における単位曲げ角あたりの荷重増加量（Ｎ／°）」を示す。
　ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体の金属組織および集合組織の測定は、上述の測定方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
　引張強度および均一伸び
　ホットスタンプ成形体の引張（最大）強度ＴＳおよび均一伸びｕＥｌ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求めた。なお、クロスヘッド速度は３ｍｍ／ｍｉｎとした。
　引張強度ＴＳが１５００ＭＰａ以上の場合を強度に優れるとして合格と判定し、１５００ＭＰａ未満の場合を強度に劣るとして不合格と判定した。
　曲げ角度および耐荷重
　曲げ角度は、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、以下の方法により評価した。本実施例では、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α（°）を求めた。上述の方法により得た引張強度ＴＳと最大曲げ角αとの積（ＴＳ×α）が７５０００ＭＰａ・°以上である場合を曲げ性に優れるとして合格と判定し、７５０００ＭＰａ・°未満である場合を曲げ性に劣るとして不合格と判定した。
　耐荷重は、曲げ試験で得られる荷重ストローク曲線において、試験開始直後から曲げ角２０°までの領域における単位曲げ角あたりの荷重増加量で評価した。単位曲げ角あたりの荷重増加量が、４００Ｎ／°以上である場合を耐荷重に優れるとして合格と判定し、４００Ｎ／°未満である場合を耐荷重に劣るとして不合格とし、判定した。
　曲げ試験における条件は以下の通りとした。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×３０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）
　試験片板厚：１．６ｍｍ
　曲げ稜線：板幅方向に平行な方向
　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：ＳＨＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000036
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000037
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000039
　（要素技術Ｆ）
　要素技術Ｆは、母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
として（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品である。
　要素技術Ｆによれば、耐衝突性に優れ引張強さが２３００ＭＰa以上であるホットスタンプ成形品を得ることができる。
　本発明者らは、引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品について、衝突による変形時に割れの発生を抑制する方法を鋭意検討した。特に、ホットスタンプ成形品に用いるホットスタンプ用鋼板の化学組成や組織の制御によって、ホットスタンプ成形品の衝突による変形時に割れの発生を抑制する方法を鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
　（Ａ）引張強さが２３００ＭＰａ以上のホットスタンプ成形品では、局所的な硬さの変動が生じやすく、ホットスタンプ成形品が変形する際、硬さの低い部分に応力が集中し、変形初期に割れが発生する。
　（Ｂ）ホットスタンプ用鋼板として、局所的なＭｏ濃度の変動が小さい鋼板を用いることにより、ホットスタンプ成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）Ｍｏの濃度が低い部分は、ホットスタンプを行う工程において、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｂ）一方で、Ｍｏの濃度が高い部分は、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが高くなりやすいこと、に起因すると推定される。
　（Ｃ）ホットスタンプ用鋼板において、局所的な硬さの変動を小さくしておくことにより、ホットスタンプ成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）ホットスタンプ用鋼板では、軟質なフェライトが局在すると硬さの変動が増すこと、（ｂ）フェライト分率が高い部分は、ホットスタンプを行う工程において、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが低くなりやすいこと、（ｃ）一方で、フェライト分率が低い部分は、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品において、硬さが高くなりやすいこと、に起因すると推定される。
　（Ｄ）ホットスタンプ用鋼板として、冷間圧延する工程を経た後、焼鈍を施すことなく製造した鋼板（冷延まま鋼板またはフルハードとも呼ぶ）を用いることにより、成形品が変形する際の割れの発生が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）冷延まま鋼板では、冷間圧延時の加工ひずみが蓄積されているため、ホットスタンプを行う工程において、鋼板を加熱する過程でオーステナイトが微細化し、ホットスタンプ成形品の硬さが上昇すること、（ｂ）この効果はＭｏの濃度が低い部分およびフェライト分率が高い部分において強く、冷延まま鋼板を用いることにより、ホットスタンプ成形品において局所的な硬さの変動が小さくなること、に起因すると推定される。
　（Ｅ）ホットスタンプ用鋼板を製造する工程において、熱間圧延後の鋼板に対し、Ａｃ３点超に加熱し長時間保持する焼鈍（１回目の熱延板焼鈍とも呼ぶ）を行うことにより、ホットスタンプ用鋼板の局所的なＭｏ濃度の変動が小さくなる。
　（Ｆ）ホットスタンプ用鋼板を製造する工程において、上記１回目の熱延板焼鈍に続いて、Ａｃ３点超に加熱し短時間保持する焼鈍（２回目の熱延板焼鈍とも呼ぶ）を行うことにより、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が小さくなる。
　この理由は明らかではないが、（ａ）１回目の熱延板焼鈍では、焼鈍中にオーステナイトが粗大化しやすく、焼鈍後に粗大なフェライトが局在すること、（ｂ）２回目の熱延板焼鈍では、焼鈍中にオーステナイトが粗大化しにくく、焼鈍後にフェライトが均一微細分散すること、に起因すると推定される。
　以上の（Ａ）～（Ｆ）の知見から、本発明者らは、局所的なＭｏ濃度の変動が小さく、さらに、局所的な硬さの変動が小さい、ホットスタンプ用鋼板を用いてホットスタンプすることにより、局所的な硬さの変動が小さく、引張強さが２３００ＭＰａ以上である、耐衝突性に優れたホットスタンプ成形品を製造できることを見出した。
　以下、要素技術Ｆの実施形態に係るホットスタンプ用鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板）の各要件について詳しく説明する。
　＜ホットスタンプ用鋼板の化学組成＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下に示す化学組成を有する。各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
　Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下
　Ｃは、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の引張強さを上昇させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ未満となりホットスタンプ成形品の強度が不足する。そのため、Ｃ含有量を０．４０％超とする。好ましいＣ含有量は０．４２％超、０．４３％超、０．４４％超、または０．４５％超である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、ホットスタンプ成形品の強度が高くなりすぎ、耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．６５％以下、０．６０％以下、０．５５％以下、または０．５０％以下である。
　Ｓｉ：２．００％未満
　Ｓｉは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓｉ含有量が２．００％以上であるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％未満とする。好ましいＳｉ含有量は１．５０％未満、１．００％未満、０．７５％未満、または０．５０％未満である。
　Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。焼入れ性向上の観点からは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であることが好ましい。
　Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満
　Ｍｎは、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を劣化させる元素である。特に、Ｍｎ含有量が０．５０％以上であると、耐衝突性が著しく劣化し、後述するホットスタンプ用鋼板の製造方法を適用しても、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．４５％未満、０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
　一方、Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる弊害を抑制する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．０５％以上、または０．１０％以上である。また、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性向上の観点からは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上、０．２０％以上、または０．２５％以上であることが好ましい。
　Ｐ：０．２００％以下
　Ｐは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなり、さらに溶接性も著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．２００％以下とする。好ましいＰ含有量は０．１００％未満、０．０５０％未満、または０．０２０％未満である。
　Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００５０％未満、０．００２０％未満、または０．００１０％未満である。
　Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量（酸可溶Ａｌ含有量）が０．００１％未満であると脱酸が不十分となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．００５％以上、０．０１０％以上、または０．０２０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎると、変態点が上昇し、ホットスタンプ用鋼板の製造工程でＡｃ３点を超える温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．５００％未満、０．１００％未満、０．０６０％未満、または０．０４０％未満である。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、鋼中に不純物として含有され、鋼の連続鋳造中に窒化物を形成する元素である。この窒化物はホットスタンプ後の鋼板の延性を劣化させるので、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０２００％超であると、その悪影響が特に大きくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％未満、または０．００５０％未満である。
　Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプを行う工程でマルテンサイトを主体とする金属組織を形成してホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましいＭｏ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、または０．１５％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５０％以上であると、後述するホットスタンプ用鋼板の製造方法を適用しても、ホットスタンプ用鋼板において、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制することができず、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を十分に確保することができなくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｏ含有量は好ましくは０．４０％未満、０．３５％未満、または０．３０％未満である。
　Ｂ：０．０００２～０．０２００％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプを行う工程でマルテンサイトを主体とする金属組織を形成し、ホットスタンプ成形品の強度を確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。好ましいＢ含有量は０．０００６％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０２００％を超える場合、炭硼化物が形成され、Ｂ含有による焼入れ性向上効果が損なわれる。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＢ含有量は０．００５０％未満、０．００４０％未満、または０．００３０％未満である。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、上記の化学成分を含み、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有していてもよいが、特性等を向上させるため、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉから選択される１種以上を、以下に示す範囲で含有してもよい。これらの元素（任意元素）は必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、または、製造工程の種々の要因によって、混入する成分であって、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｔｉ：０～０．２００％
　Ｎｂ：０～０．２００％
　Ｖ：０～０．２００％
　Ｚｒ：０～０．２００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましく、それぞれ０．００５％以上含有させることがより好ましく、それぞれ０．０１０％以上含有させることがさらに好ましい。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が、それぞれ０．２００％を超える場合、上記効果が飽和する上、鋼板の製造コストが上昇する。そのため、含有させる場合、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。
　また、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が多い場合、これらの元素の炭化物が多量に析出してホットスタンプ後の鋼板の延性が損なわれる。延性確保の観点からは、好ましいＴｉ含有量は０．０５０％未満、または０．０３０％未満であり、好ましいＮｂ含有量は０．０５０％未満、０．０３０％未満、または０．０２０％未満であり、好ましいＶ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満であり、好ましいＺｒ含有量は０．１００％未満、または０．０５０％未満である。
　Ｃｒ：０～２．００％
　Ｗ：０～２．００％
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｎｉ：０～２．００％
　Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。したがって、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＷ含有量は０．０５％以上、または０．１０％以上であり、より好ましいＣｕ含有量は０．１０％以上であり、より好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量が、それぞれ２．００％を超えると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、含有させる場合、Ｃｒ、Ｗ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＷ含有量は０．５０％未満、０．４０％未満、または０．３０％未満であり、好ましいＣｕ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満であり、好ましいＮｉ含有量は１．００％未満、または０．５０％未満である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．１０００％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、それぞれ０．０００１％以上含有させることが好ましい。
　一方、ＣａもしくはＭｇの含有量が０．０１００％超である場合、またはＲＥＭの含有量が０．１０００％超である場合、上記効果が飽和するだけでなく過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。
　本実施形態において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　Ｂｉ：０～０．０５００％
　Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。より好ましいＢｉ含有量は０．０００３％以上、または０．０００５％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超える場合、上記効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。好ましいＢｉ含有量は０．０１００％以下、または０．００５０％以下である。
　上述の通り、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成は、必須元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよく、必須元素を含有し、さらに任意元素の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
　＜ホットスタンプ用鋼板のＭｏ濃度分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の局所的な元素濃度分布について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、鋼板の表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において鋼板のＭｏ含有量を線分析で測定したとき、測定結果におけるＭｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値およびＭｏ含有量の平均値が、下記（Ｆｉ）式を満足する。
　（[Ｍｏ]ＭＡＸ－[Ｍｏ]ＭＩＮ）／[Ｍｏ]ＡＶＥ＜０．５０　・・・（Ｆｉ）
　但し、上記（Ｆｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ＭＡＸ：Ｍｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ＭＩＮ：Ｍｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ＡＶＥ：Ｍｏ含有量の平均値（質量％）
　上記範囲におけるホットスタンプ用鋼板のＭｏ含有量が、上記（Ｆｉ）式を満足することによって、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させることができる。上記（Ｆｉ）式の左辺値は、０．４０未満、または０．３０未満であることが好ましい。
　上記（Ｆｉ）式の左辺値の下限は限定されないが、上記（Ｆｉ）式の左辺値を大きく低下させるためには、後述するホットスタンプ用鋼板の製造方法において、１回目の熱延板焼鈍の均熱温度を過度に高めたり、均熱時間を過度に長くしたりする必要がある。この場合、ホットスタンプ用鋼板の生産性が損なわれるばかりか、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が増加する。したがって、上記（Ｆｉ）式の左辺値は、０．０５以上、０．１０以上、または０．１５以上であってもよい。
　本実施形態において、局所的なＭｏ含有量（濃度）の分布は以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を耐水研磨紙で研磨する。さらに、ダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板の表面から鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）を中心として、板厚方向に０．０５ｍｍの範囲で、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて線分析を行う。ＥＰＭＡ測定は板厚方向に０．２μｍの間隔で行い、５点移動平均値から各測定位置のＭｏ含有量を求める。具体的には、連続する５点のＭｏ濃度の測定値の平均値を３点目の測定位置におけるＭｏ含有量とし、上記範囲における各測定位置のＭｏ含有量を求める。このようにして得られた、上記範囲におけるＭｏ含有量の最大値、最小値、および平均値（全測定位置のＭｏ含有量の平均値）から、上記（Ｆｉ）式の左辺値を求める。ただし、この線分析は鋼板の任意の１０ヶ所で行い、１０ヶ所で得た左辺値の平均値を、その鋼板における上記（Ｆｉ）式の左辺値とする。
　＜ホットスタンプ用鋼板の硬さ分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、０．１８ｍｍ２の領域（鋼板の１／４深さ位置を中心として板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域）内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下（単位Ｈｖで２０以下）である。
　上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であると、ホットスタンプ成形品が変形する際に、変形の初期に割れが生じ、耐衝突性が著しく劣化する。そのため、上記領域内の硬さの標準偏差を２０（Ｈｖ）以下とする。硬さの標準偏差は１５（Ｈｖ）以下、または１０（Ｈｖ）以下とすることが好ましい。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷延ままの鋼板であり、硬さの平均値は鋼板に蓄積されるひずみエネルギーの指標となる。ひずみエネルギーを高め、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるために、硬さの平均値を２８０（Ｈｖ）以上、２９５（Ｈｖ）以上、または３１０（Ｈｖ）以上とすることが好ましい。
　上記領域内の硬さの標準偏差は小さい方がよいが、硬さの標準偏差を大きく低下させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招く。そのため、硬さの標準偏差は５（Ｈｖ）超、または１０（Ｈｖ）超であってもよい。上記領域内の硬さの平均値は大きい方がよいが、硬さの平均値を大きく上昇させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招くばかりか、ホットスタンプ用鋼板の切断性が劣化する。そのため、硬さの平均値は４００（Ｈｖ）以下、または３７０（Ｈｖ）以下であってもよい。
　本実施形態において、ホットスタンプ用鋼板の硬さは以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を耐水研磨紙で研磨し、さらにダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板の１／４深さ位置においてビッカース硬さを測定する。
　具体的には、図３５に示すように、鋼板の１／４深さ位置を中心として板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの範囲において、所定の間隔でビッカース硬さを４５点測定し、得られた測定値から算術平均値および標準偏差を求める。硬さの測定にはマイクロビッカース硬さ試験機を用い、測定条件は負荷荷重０．４９Ｎ、荷重保持時間１０秒とする。負荷荷重が高いと圧痕の寸法が大きくなり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性と密接に関連する局所的な硬さの分布を評価することができない。そのため、負荷荷重を０．４９Ｎと定める。
　＜ホットスタンプ用鋼板の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ひずみエネルギーを高め、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるために、引張強さが９００ＭＰa以上であることが好ましい。より好ましい引張強さは９５０ＭＰa以上、または１０００ＭＰa以上である。
　＜ホットスタンプ用鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、冷間圧延工程の後に焼鈍を施すことなく製造されるため、圧延方向に展伸した金属組織を有する。このような金属組織とすることにより、ホットスタンプ用鋼板のひずみエネルギーが高まり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。冷間圧延後に焼鈍を施した鋼板では、蓄積されるひずみエネルギーが十分ではなく、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。
　金属組織にマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）が含まれると鋼板が著しく硬質化し、鋼板を切断することが困難となるので、ホットスタンプ用鋼板の金属組織は、圧延方向に展伸した、フェライト、パーライトおよび／またはベイナイトを主体とすることが好ましい。圧延方向に展伸したフェライトと圧延方向に展伸したパーライトと圧延方向に展伸したベイナイトとの合計の体積率は８０．０％超、９０．０％超、または９５．０％超であることが好ましい。
　金属組織において、圧延方向に展伸した、フェライト、パーライト、ベイナイト以外の残部は、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトであってもよく、さらにセメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。残部の体積率は２０．０％以下であることが好ましい。マルテンサイトの体積率は１０．０％未満、または５．０％未満であることが好ましい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織における各組織の体積率は、以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ用鋼板から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を耐水研磨紙で研磨し、さらにダイヤモンド懸濁液を用いてバフ研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置において組織観察する。
　具体的には、研磨面をナイタール腐食または電解研磨した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して、輝度差または相内に存在する鉄炭化物の形態の違いに基づく画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
　また、同様の観察位置について、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、結晶構造の違いに基づいて残留オーステナイトの面積率を測定する。
　これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とする。
　組織観察において、焼戻しマルテンサイトは、内部に鉄炭化物が存在する点でマルテンサイトと区別することができ、また、内部に存在する鉄炭化物が複数の方向に伸長している点で、ベイナイトと区別することができる。
　＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）上述の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延を施した後、巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程
（ＩＩ）上記熱延鋼板に対して、１回目の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする１回目の熱延板焼鈍工程
（ＩＩＩ）上記熱延焼鈍鋼板に対して、２回目の熱延板焼鈍を施す２回目の熱延板焼鈍工程
（ＩＶ）上記２回目の熱延板焼鈍が施された熱延焼鈍鋼板に対して、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。例示されるスラブの好ましい製造方法では、上述した成分組成（化学組成）を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延に供するスラブの温度（スラブ加熱温度）は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃以下とすることがより好ましい。一方、スラブ加熱温度が低いと圧延が困難になるので、スラブ加熱温度は１０５０℃以上としてもよい。
　加熱されたスラブに対して、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。
　熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、巻取工程後コイル内の製品特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
　熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る場合、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制するために、巻取温度を６６０℃以下とすることが好ましい。より好ましい巻取温度は６４０℃以下、または６２０℃以下である。
　一方、巻取温度が低くなりすぎると、鋼板が著しく硬質化し、鋼板の製造工程において鋼板に割れが生じる場合がある。したがって、巻取温度は５００℃超、または５５０℃超とすることが好ましい。
［１回目の熱延板焼鈍工程］
　熱間圧延され、巻取られた鋼板は、１回目の熱延板焼鈍が施され熱延焼鈍鋼板となる。本実施形態において、熱延鋼板に施す焼鈍を熱延板焼鈍といい、熱延板焼鈍後の鋼板を熱延焼鈍鋼板という。１回目の熱延板焼鈍の前に、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。
　１回目の熱延板焼鈍工程では、均熱温度をＡｃ３点（℃）以上とし、均熱時間（均熱温度における保持時間）を１時間超とする。また、均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を１℃／秒超とする。これは、局所的なＭｏ濃度の変動を抑制し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるためである。より好ましい均熱温度は（Ａｃ３点＋５０℃）以上であり、より好ましい均熱時間は２時間以上または６時間以上であり、より好ましい５００℃までの平均冷却速度は２℃／秒以上である。均熱温度が高すぎる場合、または均熱時間が長すぎる場合は、オーステナイトが過度に粗大化し、ホットスタンプ用鋼板の局所的な硬さの変動が大きくなるので、均熱温度は（Ａｃ３点＋２００℃）以下または（Ａｃ３点＋１００℃）以下とすることが好ましく、均熱時間は１２時間以下または１０時間以下とすることが好ましい。
　Ａｃ３点とは、鋼板を加熱した際に金属組織中でフェライトが消失する温度であり、本実施形態においては、鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求める。
［２回目の熱延板焼鈍工程］
　１回目の熱延板焼鈍が行われた鋼板（熱延焼鈍鋼板）に対して、２回目の熱延板焼鈍が施される。熱延焼鈍鋼板に施す焼鈍も熱延板焼鈍という。２回目の熱延板焼鈍の前に、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。
　２回目の熱延板焼鈍工程では、均熱温度をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋５０℃）以下とし、均熱時間を１秒以上１０分未満とする。また、５００℃から均熱温度までの平均加熱速度を１℃／秒超、均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を１℃／秒超とする。これは、ホットスタンプ用鋼板において局所的な硬さの変動を抑制し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を向上させるためである。より好ましい均熱温度はＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２５℃）以下であり、より好ましい均熱時間は１０秒以上５分未満であり、より好ましい５００℃から均熱温度までの平均加熱速度は２℃／秒以上である。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度が速すぎると、鋼板が著しく硬質化し、鋼板を切断することが困難となるので、冷却速度を１５℃／秒以下とすることが好ましい。
［冷間圧延工程］
　２回目の熱延板焼鈍が施された鋼板（熱延焼鈍鋼板）は、常法にしたがって冷間圧延され冷延鋼板となる。冷間圧延工程では、冷圧率（冷間圧延における累積圧下率）を１０％以上とする。冷圧率が１０％未満であると、鋼板に蓄積されるひずみエネルギーが不足するとともに、鋼板における局所的な硬さの変動が増し、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が低下する。好ましい冷圧率は２０％以上、３０％以上、または４０％以上である。冷圧率の上限は特に限定する必要がないが、冷圧率を過度に上昇させることは、圧延設備への負荷を高め生産性の低下を招くので、冷圧率は７０％未満、６０％未満、または５０％未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ成形品を軽量化するために、冷延鋼板の板厚は２．０ｍｍ以下であることが好ましく、１．８ｍｍ以下であるとより好ましく、１．６ｍｍ以下であるとさらに好ましい。冷間圧延の前に、公知の方法にしたがって、スキンパス圧延等による平坦矯正や、酸洗等による脱スケールを行ってもよい。
　冷延鋼板には焼鈍を施さないことが好ましい。冷延鋼板に対し焼鈍を施すと、冷間圧延時に蓄積されたひずみエネルギーが解放される。また、鋼板の局所的な硬さの変動が増加する場合がある。このような鋼板をホットスタンプ用鋼板として用いた場合、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。このようにして得られた冷延鋼板には、常法にしたがって脱脂や塗油等の処置を施してもよい。
　上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形品を得ることができる。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を用いて製造されるホットスタンプ成形品（以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形品）について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、母材鋼板（ホットスタンプ用鋼板がホットスタンプされてなる、ホットスタンプ成形品を構成する鋼板）を有する。母材鋼板のみからなってもよい。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の化学組成＞
　ホットスタンプによって化学組成は実質的に変化しないので、ホットスタンプ成形品の母材鋼板の化学組成（ホットスタンプ成形品が母材鋼板のみからなる場合には、ホットスタンプ成形品の化学組成とも言える）は、上述したホットスタンプ用鋼板と同じである。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が上述した化学組成を有していればよい。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板のＭｏ濃度分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、母材鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において、Ｍｏ含有量を線分析で測定したとき、測定結果におけるＭｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値およびＭｏ含有量の平均値が、下記（Ｆｉｉ）式を満足する。
　（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ]ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ]ｍＡＶＥ＜０．５０　・・・（Ｆｉｉ）
　但し、上記（Ｆｉｉ）式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
　ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分において、上記（Ｆｉｉ）式を満足していればよい。
　ホットスタンプ成形品における局所的なＭｏ濃度の変動が小さいほど、ホットスタンプ成形品が変形する際に、軟質な部分への応力集中が緩和され、割れの発生が抑制される。そのため、上記（Ｆｉｉ）式の左辺値は０．５０未満であることが好ましい。上記（Ｆｉｉ）式の左辺値は、０．４０未満、または０．３０未満であることがさらに好ましい。
　上記（Ｆｉｉ）式の左辺値の下限は限定されないが、上記（Ｆｉｉ）式の左辺値を大きく低下させることは、ホットスタンプ用鋼板の生産性の低下を招く。そのため、上記（Ｆｉｉ）式の左辺値は、０．０５以上、０．１０以上、または０．１５以上であってもよい。
　ホットスタンプ成形品における局所的なＭｏ濃度の分布は、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板の場合と同じ方法で濃度分析を行い、求めることができる。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して濃度分析を行う。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を用いて製造されるホットスタンプ成形品は、母材鋼板が以下の金属組織を有していることが好ましい。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分が以下の金属組織を有することが好ましい。
　マルテンサイト：９０．０％超
　マルテンサイトは、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さを高めるために重要な組織である。マルテンサイトの体積率が９０．０％以下であると、ホットスタンプ成形品の引張強さが２３００ＭＰａ未満となり強度が不足する。そのため、マルテンサイトの体積率を９０．０％超とすることが好ましい。さらに好ましいマルテンサイトの体積率は９１．０％超、９３．０％超、または９５．０％超である。
　マルテンサイトの体積率の上限は特に定める必要がないが、マルテンサイトの体積率を大きく上昇させるためには、ホットスタンプを行う工程において、鋼板の加熱温度を過度に高めたり、冷却速度を過度に高めたりする必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大きく損なわれる。したがって、マルテンサイトの体積率は９９．０％以下、または９８．０％以下とすることが好ましい。
　上記マルテンサイトには、焼戻しされていないフレッシュマルテンサイトのほかに、焼戻しを受け、内部に鉄炭化物が存在する焼戻しマルテンサイトが含まれる。
　金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物を含有する必要はないので、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
　フェライト、パーライトおよびベイナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有するので、この効果を得る場合、フェライト、パーライトおよびベイナイトから選択される１種以上を含むことが好ましい。フェライトの体積率は０．５％以上、または１．０％以上とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１．０％以上とすることが好ましく、それぞれ２．０％以上とすることがより好ましい。
　一方、フェライト、パーライトおよびベイナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する。そのため、フェライトの体積率は３．０％未満、または２．０％未満とすることが好ましく、パーライトおよびベイナイトの体積率は、それぞれ１０．０％未満とすることが好ましく、それぞれ５．０％未満とすることがより好ましい。
　残留オーステナイトはホットスタンプ後の鋼板の延性を向上させる作用を有する。この効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率を０．５％以上、１．０％以上または、２．０％以上とすることが好ましい。
　一方、残留オーステナイトの体積率を過度に上昇させるためには、ホットスタンプ後に高温でオーステンパー処理を施す必要があり、ホットスタンプ成形品の生産性が大幅に低下する。また、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が劣化する場合がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を９．０％未満、７．０％未満、５．０％未満、または４．０％未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ成形品の金属組織における各組織の体積率は、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板の場合と同じ方法で組織観察を行い、求めることができる。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して組織観察を行う。
　＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、引張強さで２３００ＭＰａ以上であることが好ましい。このためには、ホットスタンプ成形品の母材鋼板の全部または一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上である。少なくとも一部の引張強さが２３００ＭＰａ以上でないと、ホットスタンプ成形品の耐衝突性を確保することができなくなる。そのため、ホットスタンプ成形品の全部または一部の引張強さを２３００ＭＰa以上とする。好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、引張強さが２４００ＭＰａ以上、または２５００ＭＰａ以上である。一方、ホットスタンプ成形品の強度を過度に高めることは耐衝突性の低下を招くので、ホットスタンプ成形品の母材鋼板の引張強さを３０００ＭＰａ未満、または２８００ＭＰａ未満とすることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、全部（成形品の全体）が引張強さで２３００ＭＰａ以上であってもよいが、ホットスタンプ成形品内に引張強さが２３００ＭＰa以上である部分と２３００ＭＰａ未満である部分とが混在していてもよい。強度の異なる部位を設けることで、衝突時のホットスタンプ成形品の変形状態を制御することが可能となる。強度の異なる部位を有するホットスタンプ成形品は、化学組成が異なる二種類以上の鋼板を接合してからホットスタンプする方法や、ホットスタンプを行う工程において、鋼板の加熱温度またはホットスタンプ後の冷却速度を部分的に変化させる方法や、ホットスタンプ成形品に部分的に再加熱処理を施す方法などにより製造することができる。
＜ホットスタンプ成形品の母材鋼板の硬さ分布＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、０．１８ｍｍ２の領域（母材鋼板の１／４深さ位置を中心として板厚方向に０．３ｍｍ、かつ板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域）内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下である。
　上記領域内のビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）超であると、ホットスタンプ成形品が変形する際に、変形の初期に割れが生じ、耐衝突性が著しく劣化する。そのため、上記領域内の硬さの標準偏差を２０（Ｈｖ）以下とする。硬さの標準偏差は１５（Ｈｖ）以下、または１０（Ｈｖ）以下とすることがさらに好ましい。
　ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分において、上記した硬さ分布を有していればよい。
　上記領域内の硬さの標準偏差は小さい方がよいが、硬さの標準偏差を大きく低下させることは、ホットスタンプ成形品の生産性の低下を招く。そのため、硬さの標準偏差は５（Ｈｖ）超、または１０（Ｈｖ）超であってもよい。
　ホットスタンプ成形品における母材鋼板の硬さ分布は、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の縦断面をバフ研磨した後、母材鋼板の１／４深さ位置においてホットスタンプ用鋼板の場合と同じ方法で硬さを測定し、求めることができる。ホットスタンプ成形品が、２３００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分と、２３００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分とを備えている場合、母材鋼板の少なくとも引張強さが２３００ＭＰａ以上となる部分から試験片を採取して硬さの測定を行う。
　＜ホットスタンプ成形品の製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、上述の本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程と、加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行ってホットスタンプ成形品を得るホットスタンプ工程と、を含む製造方法によって製造される。ホットスタンプ工程では、金型による成形及び冷却が行われる。
　加熱工程では、ホットスタンプ工程に先立ち、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を加熱する。ホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程では、加熱温度をＡｃ３点超である温度とすることが好ましい。加熱温度がＡｃ３点以下であると、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、成形品の強度が低下するとともに、耐衝突性が劣化する。
　加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎるとホットスタンプ成形品にスケールが過剰に生成し、金型内へのスケールの堆積により成形品の生産性が低下する。そのため、加熱温度は１２００℃以下、または１１５０℃以下であることが好ましい。
　鋼板の加熱速度は特に限定する必要がないが、加熱速度が高いほど、ホットスタンプ用鋼板に蓄積されたひずみエネルギーを有効に活用することができ、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。そのため、７００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒超、２０℃／秒超、３０℃／秒超、または５０℃／秒超とすることが好ましい。一方、加熱速度が高すぎると、ホットスタンプ成形品の金属組織において粗大な鉄炭化物の生成量が過剰となり、ホットスタンプ後の鋼板の延性が低下する。そのため、平均加熱速度を１５０℃／秒未満、１２０℃／秒未満、または９０℃／秒未満とすることが好ましい。
　加熱後のホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行う工程では、加熱された鋼板を加熱炉から取り出し大気中で放冷した後、７００℃以上の温度でホットスタンプを開始することが好ましい。ホットスタンプ開始温度が７００℃未満であると、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、成形品の強度が低下するとともに、耐衝突性が劣化する。
　ホットスタンプにより成形を行った後、金型内で成形品を保持しながら冷却、および／または、金型から成形品を取り出して任意の方法で冷却する。冷却速度が低いと、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、成形品の強度が低下するので、ホットスタンプ開始温度から４００℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上、６０℃／秒以上、または９０℃／秒以上とすることが好ましい。また、冷却停止温度が高いと、同様にホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトの体積率が不足し、成形品の強度が低下するので、上記冷却による冷却停止温度を９０℃未満、または５０℃未満とすることが好ましい。
　ホットスタンプ成形品に対して再加熱処理を施してもよい。再加熱処理により、ホットスタンプ成形品の局所的な硬さの変動が小さくなり、ホットスタンプ成形品の耐衝突性が向上する。この効果を十分に得るためには、再加熱温度を９０℃以上とすることが好ましい。一方、再加熱温度が高すぎると、鋼板が軟質化し成形品の強度が不足するので、再加熱温度を２００℃未満、または１５０℃未満とすることが好ましい。
　加熱温度での保持時間が短いと上記効果を十分に得ることができず、一方、保持時間が長いと成形品の強度が不足する。そのため、保持時間の下限は５分以上、または１０分以上とすることが好ましく、保持時間の上限は３０分未満、または２０分未満とすることが好ましい。
（実施例）
　以下、実施例によって要素技術Ｆをより具体的に説明するが、要素技術Ｆはこれらの実施例に限定されるものではない。
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表４０に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｕを製造した。表４０中のＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｕの冷延鋼板を８℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｕを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表４１に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000040
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000041
　具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｕに１０パスの圧延を施し、厚さ２．２～３．２ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を６４０～６６０℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　熱延鋼板を酸洗した後、表４１に示す条件で１回目の熱延板焼鈍を施した。具体的には、電気加熱炉を用いて１００℃／時間の加熱速度で室温から均熱温度まで加熱し０．１～６時間均熱した。続いて鋼板を加熱炉から取り出し室温まで放冷した。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度は９～１０℃／秒であった。一部の熱延鋼板に対しては、１回目の熱延板焼鈍を省略した。
　熱延焼鈍鋼板または熱延鋼板を酸洗した後、表４１に示す条件で２回目の熱延板焼鈍を施した。具体的には、電気加熱炉を用いて５００℃から均熱温度までの平均加熱速度を２～５℃／秒として均熱温度まで加熱し３０秒間から１時間均熱した。続いて鋼板を加熱炉から取り出し室温まで放冷した。均熱温度から５００℃までの平均冷却速度は７～１０℃／秒であった。一部の熱延焼鈍鋼板に対しては、２回目の熱延板焼鈍を省略した。
　熱延焼鈍鋼板を酸洗した後、表４１に示す条件で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
　一部の熱延焼鈍鋼板に対しては、冷間圧延を施さず、機械研削により厚さ１．４ｍｍの研削板とした。
　また、冷延鋼板の一部を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、１０℃／秒の加熱速度で室温から７８０℃まで加熱し１２０秒間均熱した。続いて１５℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却して焼鈍鋼板とした。
　このようにして得られた冷延鋼板、研削板、および、焼鈍鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、ＥＰＭＡ測定用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から鋼板の板厚方向に鋼板の板厚の１／４の深さ位置（１／４深さ位置）で、上述の方法によりＭｏの濃度分布（最大値、最小値及び平均値）の測定を行い、上記（Ｄｉ）式の左辺値を求めた。具体的には、ＥＰＭＡ測定には日本電子株式会社製ＪＸＡ－８５３０Ｆを使用し、加速電圧を１５．０ｋＶ、照射電流を５．０×１０－８Ａとし、測定間隔０．２０μｍで板厚方向に線分析を行った。得られた測定データの５点移動平均値からＭｏ含有量の最大値、最小値および平均値を求めた。これらの値を用いて上記（Ｄｉ）式の左辺値を算出した。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から、圧延方向に直交する方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板の１／４深さ位置で、上述した方法により負荷荷重０．４９ＮでＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ測定を行い、ビッカース硬さの平均値および標準偏差を求めた。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から組織観察用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、上述した方法により鋼板の１／４深さ位置における金属組織を観察した。表４１に、ホットスタンプ用鋼板のＭｏ濃度分布を調査した結果、および、ホットスタンプ用鋼板の機械特性を調査した結果を示す。
　上記ホットスタンプ用鋼板から、幅２４０ｍｍ、長さ８００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図３６に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板（ホットスタンプ用鋼板）を７００℃までの平均加熱速度を１１℃／ｓとして９５０℃まで加熱し、その温度で１分間保持した。その後、素板を加熱炉から取り出して８００℃まで放冷し、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形し、続いて室温（２５℃）まで金型内で冷却した。鋼Ｕを用いた試験番号３４では、冷却後のハット部材に対し、電気加熱炉を用いて１４０℃で１０分間保持する再加熱処理を施した。
　得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、組織観察用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述した方法により鋼板の１／４深さ位置における金属組織を観察し、マルテンサイト、残留オーステナイト、それ以外（フェライト、パーライト、ベイナイトおよび析出物の１種以上）の体積率を求めた。
　また、ハット部材（ホットスタンプ成形品）の縦壁部から、ＥＰＭＡ測定用試験片を採取し、この試験片の縦断面を研磨した後、上述の方法により鋼板の１／４深さ位置においてＭｏの濃度分布の測定を行い、上記（Ｆｉｉ）式の左辺値を求めた。
　また、ハット部材の縦壁部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。
　また、ハット部材の縦壁部から、硬さ測定用試験片を採取し、この試験片
の縦断面を研磨した後、鋼板の１／４深さ位置で、上述した方法により負荷
荷重０．４９ＮでＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ測
定を行い、ビッカース硬さの標準偏差を求めた。
　また、図３７に示すように、ハット部材に厚さ１．４ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ８００ｍｍのクロージングプレートを溶接し、３点曲げ試験用の試験体を製造した。クロージングプレートには引張強さが１５５３ＭＰａである鋼板を用いた。
　この試験体を、図３８に示すように、ロール間隔７００ｍｍで配置された２本の支持ロールの上に、長さ８００ｍｍの試験体をクロージングプレートが下側になるように乗せ、２ｍ／秒の試験速度で３点曲げ試験を行い、最高荷重、試験体とインパクターが接触してから試験体に割れが生じ始めるまでの変位、および、割れが生じ始めるまでの吸収エネルギーを求めた。最高荷重が２３．０ｋＮ以上、割れ発生変位が３５ｍｍ以上、吸収エネルギーが０．８０ｋＪ以上であれば、耐衝突性が良好であると判断した。
　表４２に、ハット部材のＭｏ濃度分布を調査した結果、ハット部材の金属組織を観察した結果、ハット部材の機械特性を評価した結果、および、ハット部材の耐衝突性を評価した結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000042
　（要素技術Ｇ）
　要素技術Ｇは、鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも二つの平坦部位と、前記二つの平坦部位の間に形成される凹ビード部位と、を有し、前記凹ビード部位は、曲率半径が５０ｍｍ以上である一対の壁部であって、前記二つの平坦部位における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する一対の屈曲部を介して前記閉断面部の内側に向かって突出する一対の壁部を有し、前記壁部における板厚中心部のビッカース硬度が５２０Ｈｖ以上であり、前記壁部の幅が、カルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下であり、前記壁部の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記壁部の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材である。
　要素技術Ｇによれば、凹ビード部位の壁部の幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら曲げ破断を防止することができる。これによって、高強度の薄肉部材を用いた場合であっても高度なエネルギー吸収性能を得ることができる。従って、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となる。
　本発明者らは、優れたエネルギー吸収効率を発揮可能とする骨格部材の構成について鋭意検討した。
　まず、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、一定以上の曲げ耐力を有することが重要である。部材の長手方向に沿ってビードを形成することにより、衝突により曲げ方向への入力荷重が加えられた際の曲げ耐力を向上することができるが、変形初期にビード壁面での弾性座屈（たわみ）が発生すると、必要な曲げ耐力が得られず、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　また、優れたエネルギー吸収効率を発揮するためには、衝突により曲げ荷重が加えられた直後に、骨格部材が所望の変形モードでの変形を実現することで衝撃エネルギーを効率的に吸収することも重要である。特に、変形開始後の曲げ部で破断が発生すると、優れたエネルギー吸収効率を発揮できない場合がある。
　従って、ビードを形成した面において弾性座屈が発生しにくい断面設計とするとともに、破断しにくい高い曲げ性能を付与することができれば、優れたエネルギー吸収効率を発揮することが可能となると言える。
　ここで、軽量化を実現するための手段として部材を高強度化して薄肉化する場合、下記の問題点が生じる。
・薄肉化により弾性座屈が発生し易くなるため必要な耐力を得ることが困難となる。
・高強度化により鋼板の曲げ性能が低下し、変形開始後の曲げ部での破断が発生し易くなるため、衝撃エネルギーを効率的に吸収することが困難となる。
　上記の問題点が、高強度鋼板の更なる高強度化及び薄肉化を妨げる要因となっていることに本発明者らは着目した。
　本発明者らは更に検討を進めたことにより、凹ビードの壁部の幅及び硬さ標準偏差比を適正な範囲に制御することにより、弾性座屈を抑制しながら曲げ破断を防止することができることを見出した。このような制御により、高強度鋼板を用いる場合において懸念される上記の問題点を解消し、優れたエネルギー吸収効率を発揮できることを見出し、要素技術Ｇを完成させた。
（第一実施形態）
　以下、要素技術Ｇの第一実施形態に係る骨格部材Ｇ１について説明する。
　まず、本明細書における語句について説明する。
　「長手方向」は、骨格部材の材軸方向、すなわち、軸線が延びる方向を意味する。
　「曲げ圧縮想定面」とは、骨格部材のうち、骨格部材が衝突等により曲げ荷重を受けた際に長手方向の圧縮応力が生じることが想定される部位を意味する。
　「平坦部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面において直線状の部位、具体的には、断面の最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位を意味する。最大外形寸法とは、当該断面における任意の二点の端部間距離が最大となる直線の長さを意味する。凹ビード部位を構成する部位のうち、直線状の部位は平坦部位と見做さない。
　「凹ビード部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面のうち、曲げ圧縮想定面から閉断面部の内側に向かって突出する部位を意味する。
　「コーナ部位」は、骨格部材の長手方向に垂直な断面のうち、平坦部位と凹ビード部位を除いた非直線状の部位を意味する。
　「幅」は、閉断面部の周方向に沿う線長を意味し、例えば「壁部の幅」とは、壁部における一端と他端との間の線長を意味する。
　「有効幅」は、カルマンの有効幅理論に基づく以下の（Ｇ１）式、すなわちカルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅである。
Ｗｅ=t(4π２E／12（1-ν2）σｙ)1/2　　・・・（Ｇ１）式
　ここで、
σｙ：壁部の降伏応力（ＭＰａ）
Ｅ：壁部のヤング率（ＭＰａ）
ｔ：壁部の板厚（ｍｍ）
ν：壁部のポアソン比
である。
　また、鋼板においては、上記の壁部のヤング率や壁部のポアソン比は、一般的な物性値を用いれば良く、更に壁部の降伏応力を板厚中心部のビッカース硬度に置き換えることで、有効幅ＷｅはＷｅ＝５７７ｔ/√ｈの式から求めることもできる。
ここで、
ｔ：壁部の板厚（ｍｍ）
ｈ：壁部の板厚中心部のビッカース硬度（Hv）
である。（Ｇ１）式にて有効幅Ｗｅを求めることが困難な場合には、上記式により求めることができる。
　「有効幅比」とは、有効幅Ｗｅに対する凹ビード部位の壁部の幅Ｈ０の割合であり、Ｈ０／Ｗｅで算出される値である。有効幅比の値が小さいほど、壁部における弾性座屈が生じにくい断面形状であると言える。
　「表層部」とは、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の１％である深さ位置と、鋼板の表面から板厚方向への離間距離が鋼板の板厚の５％である深さ位置との間の領域を意味する。
　「板厚中心部」とは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向への離間距離が板厚の３／８である深さ位置を意味する。
　深さ位置の基準としている「鋼板の表面」とは、母材鋼板の表面を意味する。例えば、めっき又は塗装がされている場合や錆等が形成されている場合には、めっき、塗装および錆を除いた状態の鋼板の表面を深さ位置の基準とする。なお、母材鋼板の表面にめっき、塗装、錆等の表層被膜が形成される場合、当該表層被膜と母材鋼板の表面との境界は様々な公知の手段で容易に識別される。
　「エネルギー吸収量」は、骨格部材の両端を完全拘束した状態で曲げ圧縮想定面に剛体フラットインパクタを衝突させた時のインパクタ反力（荷重）とストロークとの関係から算出されるエネルギー吸収量である。
　「エネルギー吸収効率」は、骨格部材の断面積あたりのエネルギー吸収量である。骨格部材が長手方向に一様の断面を有していない場合は、部材長手方向に垂直な閉断面のうち、断面積が最小となる閉断面における断面積あたりのエネルギー吸収量である。
　図３９は、骨格部材Ｇ１の斜視図である。図４０は、図３９の切断線Ａ１－Ａ１の断面図であり、骨格部材Ｇ１の長手方向に垂直な断面図である。図４１は、図４０のＡで囲む領域の拡大図である。
　図３９及び図４０に示すように、骨格部材Ｇ１は、長手方向に延在する中空筒状の本体Ｇ１０により構成されている。つまり、骨格部材Ｇ１は、長手方向に垂直な断面が単体として閉断面とされた部材である。
　骨格部材Ｇ１は、曲げ圧縮想定面が車体の外側を向くように配置されることにより、衝突を受けた際に、曲げ圧縮想定面において圧縮応力への耐荷重を発揮する。
　曲げ圧縮想定面においては、凹ビード部位Ｇ１００が二つの第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１の間に挟まれて設けられる。
　仮に、曲げ圧縮想定面が平坦部位のみで構成される場合、圧縮荷重を受けた際には平坦部位のたわみにより耐荷重を発揮しきれない場合があるが、骨格部材Ｇ１のように二つの第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１に挟まれる凹ビード部位Ｇ１００を配置することにより、耐荷重の向上効果が得られる。
　それぞれの第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１の外側端部には、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１が形成される。そして、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１における第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１とは反対側の端部からは、互いの面が向かい合う二つの第二平坦部位Ｇ１３，Ｇ１３が延在する。
　さらに、それぞれの第二平坦部位Ｇ１３，Ｇ１３における第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１とは反対側の端部には、互いに近接する方向に向けて屈曲する第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２が形成される。そして、第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２における第二平坦部位Ｇ１３とは反対側の端部同士が第三平坦部位Ｇ１５により接続される。
　従って、本実施形態に係る骨格部材Ｇ１は、凹ビード部位Ｇ１００、第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１、第二平坦部位Ｇ１３，Ｇ１３、第三平坦部位Ｇ１５、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１、及び第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２によって閉断面部を形成している。
　図４１に示すように、骨格部材Ｇ１の長手方向に垂直な断面において、凹ビード部位Ｇ１００は、第一屈曲部Ｇ１２１，Ｇ１２１と、壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３と、第二屈曲部Ｇ１２５，Ｇ１２５と、底部Ｇ１２７と、により構成されている。
　第一屈曲部Ｇ１２１，Ｇ１２１は、二つの第一平坦部位Ｇ１１，Ｇ１１における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する部分である。曲率半径が５０ｍｍ以上の部分は壁部の一部と見做されるため、第一屈曲部Ｇ１２１の曲率半径は５０ｍｍ未満である。第一屈曲部Ｇ１２１の曲率半径は例えば３ｍｍ～５ｍｍであればよい。
　壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３は、第一屈曲部Ｇ１２１，Ｇ１２１を介して閉断面部の内側に向かって突出する部分である。壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３は、曲率半径が５０ｍｍ以上の直線状の部分である。
　第二屈曲部Ｇ１２５，Ｇ１２５は、壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３における第一屈曲部Ｇ１２１，Ｇ１２１とは反対側の端部から、互いに向かい合う方向に屈曲する部分である。曲率半径が５０ｍｍ以上の部分は壁部Ｇ１２３の一部又は底部Ｇ１２７の一部と見做されるため、第二屈曲部Ｇ１２５の曲率半径は５０ｍｍ未満である。第二屈曲部Ｇ１２５の曲率半径は例えば３ｍｍ～５ｍｍであればよい。
　底部１２７は、第二屈曲部Ｇ１２５，Ｇ１２５における、壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３とは反対側の端部の間を直線状に繋ぐ部分である。
　凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３の幅Ｈ０が大きすぎると、骨格部材Ｇ１が曲げ荷重を受けたときに、変形初期に弾性座屈が生じやすくなり、必要な耐力を得ることができない。このため、骨格部材Ｇ１が優れたエネルギー吸収効率を発揮することが困難となる。従って、壁部Ｇ１２３の幅Ｈ０は、有効幅Ｗｅの２．５倍以下に設定される。
　一方、壁部Ｇ１２３の幅Ｈ０が小さすぎると、凹ビード付与による曲げ耐力の向上効果が小さくなる。従って、幅Ｈ０は、有効幅Ｗｅの０．５倍以上に設定される。
　尚、有効幅Ｗｅの上限は、必要な耐力を得るために、６０ｍｍ以下であることが好ましい。
　凹ビード部位Ｇ１００の板厚は、軽量化の観点から、１．２ｍｍ以下であることが好ましい。
　一方、凹ビード部位Ｇ１００の板厚が０.４ｍｍ未満である場合、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３における弾性座屈が生じやすくなるため、幅Ｈ０の設定範囲の制約が大きくなる。従って、凹ビード部位Ｇ１００の板厚は０．４ｍｍ以上であることが好ましい。
　骨格部材Ｇ１は、ホットスタンプ用鋼板をオーステナイト域まで加熱し、所定温度域に保持した状態で、急冷機構を有するプレス金型により焼き入れ処理をしながらプレス加工するホットスタンプにより所定の形状に成形し、その後、端面を接合することで形成される。このようにして形成された骨格部材Ｇ１は、引張強度で１．８ＧＰａ超の強度を有する。また、このように形成されることで、骨格部材Ｇ１における凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３の板厚中心部のビッカース硬度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に記載の方法で実施する硬度試験において、試験荷重を３００ｇｆ（２．９Ｎ）とした場合に、５２０Ｈｖ以上となる。
　本願においては、高強度化を前提に変形能を高めて優れたエネルギー吸収効率を発揮させるものであるため、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３における板厚中心部の硬度はビッカース硬さで５２０Ｈｖ以上に設定される。
　板厚中心部の硬度の上限は特に規定しないが、ビッカース硬さで８５０Ｈｖ以下であってもよい。
　凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３における板厚中心部の硬さの測定方法は以下の通りである。
　凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３から、板面に垂直な断面を有する試料を採取し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準じて実施する。
　＃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測定面を鏡面に仕上げる。
　このようにして鏡面に仕上げた測定面に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に記載の方法で硬さ試験を実施する。
　マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、試料の板厚の３／８位置に、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、それらの平均値を板厚中心部の硬度とする。
　上述のように、壁部Ｇ１２３の幅Ｈ０が有効幅Ｗｅの２．５倍以下である場合には、壁部Ｇ１２３における弾性座屈を抑制することが可能である。しかし、高強度材、例えば、１．８ＧＰａ超のホットスタンプ材においては、有効幅Ｗｅを制御することで弾性座屈を抑制できたとしても、曲げ性能が不十分であれば、曲げ荷重により変形の途中で破断が発生してしまうことにより、優れたエネルギー吸収効率が得られない。
　しかしながら、本実施形態に係る骨格部材Ｇ１においては、凹ビード部位Ｇ１００における壁部Ｇ１２３の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差と表層部における硬さ頻度分布の標準偏差との比を適切に制御することによって、曲げ性能を高めている。
　従って、本実施形態に係る骨格部材Ｇ１では、高強度材を適用しても変形の途中での破断を抑制し、従来と比べて格段に優れたエネルギー吸収効率を発揮することを可能としている。
　具体的には、本実施形態に係る骨格部材Ｇ１では、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３において、表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を板厚中心部（板厚の３／８の深さ位置）における硬さ頻度分布の標準偏差で割った値である硬さ標準偏差比が、１．０より小さい値に制御されている。
　１．８ＧＰａ超のホットスタンプ材を適用する場合において、硬さ標準偏差比を１．０より小さい値とする場合、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づくＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角度が大幅に向上することができることを本発明者らは実験により見出している。
　図４２は、厚さ１．４ｍｍの２．０ＧＰａ級材の鋼板を用いた場合のＶＤＡ曲げ試験の結果を示すグラフであり、硬さ標準偏差比が１．０より小さい程、ＶＤＡ曲げ試験における最大曲げ角（°）が高くなり、曲げ角度比が高くなることがわかる。すなわち、硬さ標準偏差比が１．０より小さい場合に、軸方向の荷重により変形の途中で破断が発生しにくくなり、優れたエネルギー吸収効率を発揮できる。標準偏差比は０．８より小さいことがより好ましい。
　ここで、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布は、ビッカース硬さ試験により取得される。
　まず、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３を含む任意の位置から板面に垂直な断面を有する試料を切り出し、当該断面を測定面として調製し、当該測定面を硬さ試験に供する。
　測定面のサイズは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ×１０ｍｍ程度で良い。
　測定面の調製方法は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準じて実施する。
　＃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測定面を鏡面に仕上げる。
　このようにして鏡面に仕上げた測定面に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に記載の方法で硬さ試験を実施する。
　マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、表層部における硬さを測定する。
　荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、表層部における硬さ頻度分布を求める。
　同様に、板厚中心部（板厚の３／８の深さ位置）においても、荷重３００ｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で３０点測定し、板厚中心部における硬さ頻度分布を求める。
　上述のビッカース硬さ試験の結果得られた、板厚中心部における硬さ頻度分布と、表層部における硬さ頻度分布において、標準偏差を求めるには、公知の統計学的手法が用いられる。
　従来のように、ホットスタンプ用鋼板の板厚中心部と表層部で金属組織が同一である場合には、表層部における硬さ頻度分布は板厚中心部における硬さ頻度分布と同一となり、硬さ標準偏差比は１．０となる。
　一方、表層部とその近傍のみの金属組織を改質した場合、硬さ標準偏差比は、１．０とは異なる値となる。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板で形成された骨格部材Ｇ１では、表層部とその近傍のみの金属組織を改質することにより、表層部での硬度の分布、ばらつきが抑制され、表層部と、板厚中心部の硬さ標準偏差比を１．０より小さくすることができる。
　具体的には、硬さ標準偏差比は、公知の技術である、ホットスタンプ用鋼板の脱炭焼鈍時の最高加熱温度と保持時間とを調整することにより制御できる。脱炭焼鈍の条件は、水素、窒素または酸素を含有する湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９５０℃とし、７００～９５０℃の温度域での滞留時間を５秒～１２００秒とすることが好ましい。
　また、この条件範囲内において焼鈍温度をより高い温度範囲とし、滞留温度をより長い時間範囲に絞り込むことで、硬さ標準偏差比を０．８より小さくすることができる。
　なお、硬さ標準偏差比の上記条件は、壁部Ｇ１２３の少なくとも一方の表層部が満たせばよい。ただし、壁部Ｇ１２３の両側の表層部が上記硬さ標準偏差比の条件を満たすことが好ましい。
　このように、本実施形態に係る骨格部材Ｇ１によれば、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３の幅Ｈ０を制御することにより弾性座屈を抑制するとともに、硬さ標準偏差比の制御により変形時の破断を抑制することができる。
　従って、凹ビード部位Ｇ１００の壁部Ｇ１２３の板厚中心部のビッカース硬さが５２０Ｈｖ以上という十分な硬さを有しながらも、エネルギー吸収効率を格段に向上させることができる。
（第二実施形態）
　以下、要素技術Ｇの第二実施形態に係る骨格部材Ｇ２について説明する。
　第二実施形態に係る骨格部材Ｇ２は、長手方向に垂直な断面が二つの部材により閉断面とされている点において、第一実施形態に係る骨格部材Ｇ１とは異なっている。すなわち、骨格部材Ｇ２においては、閉断面部は、接合された二つの部材により構成される。
　第一実施形態で説明した機能構成と実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、重複説明を省略する。
　図４３は、骨格部材Ｇ２の斜視図である。図４４は、図４３の切断線Ａ２－Ａ２の断面図であり、骨格部材Ｇ２の長手方向に垂直な断面図である。図４５は、図４４のＢで囲む領域の拡大図である。
　図４３及び図４４に示すように、骨格部材Ｇ２は、第一骨格部材Ｇ２０と第二骨格部材Ｇ３０とが接合されることにより閉断面部を形成している。すなわち、閉断面部は、第一骨格部材Ｇ２０と、第二骨格部材Ｇ３０とを含んで構成される。
　第一骨格部材Ｇ２０は、ハット型断面を有する部材であり、その天板面が曲げ圧縮想定面として機能する。
　曲げ圧縮想定面においては、凹ビード部位Ｇ２００が二つの第一平坦部位Ｇ２１，Ｇ２１の間に挟まれている。
　それぞれの第一平坦部位Ｇ２１，Ｇ２１の外側端部には、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１が形成される。そして、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１における第一平坦部位Ｇ２１，Ｇ２１とは反対側の端部からは、互いの面が向かい合う二つの第二平坦部位Ｇ２３，Ｇ２３が延在する。
　さらに、それぞれの第二平坦部位Ｇ２３，Ｇ２３における第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１とは反対側の端部には、互いに離間する方向に向けて屈曲する第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２が形成される。そして、第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２における第二平坦部位Ｇ２３とは反対側の端部から、互いに離間する方向に向かって第三平坦部位Ｇ２５，Ｇ２５が延在する。
　第二骨格部材Ｇ３０は、平板状の鋼板であって、第一骨格部材Ｇ２０の第三平坦部位Ｇ２５，Ｇ２５と面接触してスポット溶接等により接合される一対の接合部位Ｇ３１，Ｇ３１と、一対の接合部位Ｇ３１，Ｇ３１の間に挟まれる平坦部位Ｇ３３とを有する。
　従って、本実施形態に係る骨格部材Ｇ２は、第一骨格部材Ｇ２０における凹ビード部位Ｇ２００、第一平坦部位Ｇ２１，Ｇ２１、第二平坦部位Ｇ２３，Ｇ２３、第一コーナ部位Ｃ１，Ｃ１、及び第二コーナ部位Ｃ２，Ｃ２と、第二骨格部材Ｇ３０における平坦部位Ｇ３３とによって閉断面部を形成している。
　図４５に示すように、骨格部材Ｇ２の長手方向に垂直な断面において、凹ビード部位Ｇ２００は、第一屈曲部Ｇ２２１，Ｇ２２１と、壁部Ｇ２２３，Ｇ２２３と、第二屈曲部Ｇ２２５，Ｇ２２５と、底部Ｇ２２７とにより構成されている。
　凹ビード部位Ｇ２００の構成は第一実施形態で説明した凹ビード部位Ｇ１００と同様の構成であるため、詳細な説明は省略する。
　このように、接合された二つの部材により閉断面部が構成された骨格部材Ｇ２においても、骨格部材Ｇ１と同様、凹ビード部位Ｇ２００の壁部Ｇ２２３の幅Ｈ０を制御することにより弾性座屈を抑制するとともに、変形時の破断を硬さ標準偏差比の制御により抑制することができる。尚、閉断面部は、接合された二つ以上の部材により構成されてもよい。
　以上、添付図面を参照しながら要素技術Ｇの好適な実施形態について詳細に説明したが、要素技術Ｇはかかる例に限定されない。
　要素技術Ｇの属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に要素技術Ｇの技術的範囲に属するものと了解される。
　例えば、第一実施形態に係る骨格部材Ｇ１では曲げ圧縮想定面に一つの凹ビード部位を設ける構成としているが、曲げ圧縮想定面に二つ以上の凹ビード部位が形成されていてもよい。すなわち、図４６に示す第一変形例に係る骨格部材Ｇ１Ａのように、二つの凹ビード部位Ｇ１００Ａ，Ｇ１００Ａが曲げ圧縮想定面に形成されていてもよい。この場合、二つの凹ビード部位Ｇ１００Ａ，Ｇ１００Ａの壁部Ｇ１２３Ａの幅Ｈ０が、カルマンの有効幅式から計算される有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下となる条件を満たすことで、更に優れたエネルギー吸収効率を発揮することができる。
　また、平坦部位の数は特に限定されるものではなく、少なくとも、凹ビード部位の屈曲部に連なる二つの平坦部位があればよい。
　また、例えば、上述の凹ビード部位Ｇ１００は、互いに向かい合って延びる一対の壁部Ｇ１２３，Ｇ１２３を有しているが、図４７に示す第二変形例に係る凹ビード部位Ｇ１００Ｂのように、互いに傾斜して延びる一対の壁部Ｇ１２３Ｂ，Ｇ１２３Ｂを有してもよい。
　より詳細には、この変形例に係る凹ビードＧ１００Ｂは、閉断面内部に向かい屈曲する第一屈曲部Ｇ１２１Ｂ，Ｇ１２１Ｂと、第一屈曲部Ｇ１２１Ｂ，Ｇ１２１Ｂを介して閉断面部の内側に向かって互いに傾斜して突出する壁部Ｇ１２３Ｂ，Ｇ１２３Ｂと、壁部Ｇ１２３Ｂ，Ｇ１２３Ｂにおける第一屈曲部Ｇ１２１Ｂ，Ｇ１２１Ｂとは反対側の端部から、互いに向かい合う方向に屈曲する第二屈曲部Ｇ１２５Ｂ，Ｇ１２５Ｂと、第二屈曲部Ｇ１２５Ｂ，Ｇ１２５Ｂにおける壁部Ｇ１２３Ｂ，Ｇ１２３Ｂとは反対側の端部の間を直線状に繋ぐ底部Ｇ１２７Ｂとにより構成されている。
　また、例えば、上述の凹ビード部位Ｇ１００は、一対の第二屈曲部Ｇ１２５，Ｇ１２５と底部Ｇ１２７を有しているが、図４８に示す第三変形例に係る凹ビード部位Ｇ１００Ｃのように、互いに傾斜して延びる一対の壁部Ｇ１２３Ｃ，Ｇ１２３Ｃを単一の第二屈曲部Ｇ１２５Ｃで接続する態様であってもよい。
　より詳細には、この変形例に係る凹ビードＧ１００Ｃは、閉断面内部に向かい屈曲する第一屈曲部Ｇ１２１Ｃ，Ｇ１２１Ｃと、第一屈曲部Ｇ１２１Ｃ，Ｇ１２１Ｃを介して閉断面部の内側に向かって互いに傾斜して突出する壁部Ｇ１２３Ｃ，Ｇ１２３Ｃと、壁部Ｇ１２３Ｃ，Ｇ１２３Ｃにおける第一屈曲部Ｇ１２１Ｃ，Ｇ１２１Ｃとは反対側の端部同士を繋ぐ第二屈曲部Ｇ１２５Ｃとにより構成されている。すなわち、凹ビードＧ１００Ｃは、第一実施形態で示した直線状の底部Ｇ２７のような構成を有さない。
　また、上記実施形態に係る骨格部材Ｇ１，Ｇ２は、全長に亘り一様の断面形状を有するが、全長に亘り一様の断面形状を有さなくてもよく、上記の閉断面部が、長手方向の全長の一部に存在していればよい。ただし、上記の閉断面部が、長手方向の全長の５０％以上に存在することが好ましく、８０％以上であることが更に好ましい。
　尚、骨格部材Ｇ１，Ｇ２は、自動車車体の構造部材のうち、衝突時に主に軸方向に圧縮の入力が負荷されることが予期される部材に適用される。図４９は、骨格部材Ｇ１，Ｇ２が適用される一例としての自動車骨格Ｇ３００を示す図である。
　この図を参照すると、骨格部材Ｇ１，Ｇ２は、自動車車体の構造部材のうち、フロントサイドメンバＧ３０１、リアサイドメンバＧ３０３、サイドシルＧ３０５、ＡピラーＧ３０７、ＢピラーＧ３０９、ルーフレールＧ３１１、フロアクロスＧ３１３、ルーフクロスＧ３１５、及びアンダーリンフォースＧ３１７等に適用することができる。
　以下、実施例に基づき要素技術Ｇの効果を更に具体的に説明する。ただし、実施例での条件は、要素技術Ｇの実施可能性及び効果を確認するために採用した条件例に過ぎない。要素技術Ｇは、これらの条件例に限定されない。要素技術Ｇは、要素技術Ｇの要旨を逸脱せず、要素技術Ｇの目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
（第一実施例）
　板厚０．５ｍｍの鋼板Ａ及び鋼板Ｂを準備した。
　鋼板Ａ及び鋼板Ｂは、共にホットスタンプに供されるホットスタンプ用鋼板である。
　鋼板Ｂでは、脱炭焼鈍時に、水素と窒素を混合した湿潤雰囲気において、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７５０℃とし、７００～７５０℃の温度域での滞留時間を３００秒とすることにより、表層部とその近傍のみの金属組織を改質させた。
　これらの鋼板Ａ、鋼板Ｂをオーステナイト域まで加熱し、９００～９５０℃の温度域に保持し、急冷機構を有するプレス金型によりホットスタンプを行った。そして、ホットスタンプ後の部材における端面同士を溶接することにより、長さ２９６ｍｍの角筒部材を得た。
　図５０は、各実験例の角筒部材の断面形状を説明するための模式図である。図５０に示すように、いずれの実験例においても、一辺が７４ｍｍである略正方形の断面設計を基本設計とした。
　実験例１Ａ及び実験例１Ｂでは、この基本設計の角筒部材を採用した。
　実験例２Ａ～実験例７Ｂでは、ホットスタンプ成形で用いたプレス金型の形状を変更することにより、基本設計の角筒部材の一辺に、所定の幅Ｈ０を有する凹ビード部位を付与した。
　尚、四つのコーナ部位Ｃの曲率半径はいずれも５ｍｍに設計し、凹ビード部位における屈曲部の曲率半径はいずれも３ｍｍに設定した。
　表４３に、ホットスタンプ後の角筒部材の平坦部位における材料特性を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000043
　鋼板Ａを用いた角筒部材では、板厚中心部と表層部で金属組織が同じであることにより、平坦部位における硬さ標準偏差比は１．０であった。すなわち、凹ビード部位を付与した実験例２Ａ、３Ａ、４Ａ、５Ａ、６Ａ、７Ａにおいては、凹ビード部位の壁部における硬さ標準偏差比は１．０となった。
　一方、鋼板Ｂを用いた角筒部材では、板厚中心部の金属組織は改質させずに表層部の金属組織を改質させたことにより、平坦部位における硬さ標準偏差比は０．６５であった。すなわち、凹ビード部位を付与した実験例２Ｂ、３Ｂ、４Ｂ、５Ｂ、６Ｂ、７Ｂにおいては、凹ビード部位の壁部における硬さ標準偏差比は０．６５となった。
　これらの角筒部材に対して、長手方向の両端を完全拘束した状態で、曲げ圧縮想定面に剛体フラットインパクタを時速８０ｋｍで衝突させた。この時の変形状態、破断発生状況及びインパクタ反力（荷重）とストロークから吸収エネルギーを算出し、比較した。
　実験例毎の設定条件とその結果を表４４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000044
　尚、図５１は、表４４に示す実験結果について、有効幅比に対するエネルギー吸収効率を比較したグラフである。このグラフに示す通り、有効幅比を適切な範囲としたビード形状とした上で、硬さ標準偏差比を適切に制御することによりエネルギー吸収効率が格段に向上することがわかる。
（第二実施例）
　更に、第二実施例として、第一実施例と同様の鋼板Ａ、鋼板Ｂを用い、複数の凹ビード部位を付与することにより優れたエネルギー吸収効率を発揮できることを検証するための実験を行った。
　実験例８Ａ、８Ｂ、９Ａ、９Ｂでは、角筒部材の長手方向に垂直な断面を、図５２に示すように、一辺が７４ｍｍの略正方形であって１辺に幅Ｈ０の凹ビード部位を３つ有する断面設計を基本設計とし、壁部の幅Ｈ０を実験例毎に変更した。
　四つのコーナ部位Ｃの曲率半径はいずれも５ｍｍに設計し、凹ビード部位の曲率半径はいずれも３ｍｍに設定した。
　これらの角筒部材に対して、長手方向の両端を完全拘束した状態で、曲げ圧縮想定面に剛体フラットインパクタを時速８０ｋｍで衝突させた。この時の変形状態、破断発生状況及びインパクタ反力（荷重）とストロークから吸収エネルギーを算出し、比較した。
　実験例毎の設定条件とその結果を表４５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000045
　（要素技術Ｈ）
　要素技術Ｈは、第一の鋼板部材と第二の鋼板部材をスポット溶接部でスポット溶接することにより接合した骨格部材であって、前記骨格部材の長手方向に垂直な断面が閉断面である断面領域を有し、前記第一の鋼板部材は１９００ＭＰａ以上の引張強さを有し、前記スポット溶接部は、前記スポット溶接により形成された溶融金属部と、前記溶融金属部の外側に隣接する熱影響部と、を有し、前記溶融金属部の中心点を含む前記長手方向に垂直な断面において、前記溶融金属部に相当する領域を第一の領域と定義し、前記熱影響部に相当する領域を第二の領域と定義し、前記第一の領域と前記第二の領域との境界から前記第一の領域側に１００μｍ離間するまでの領域と、前記境界から前記第二の領域側に１００μｍ離間するまでの領域とにより構成される領域を第三の領域と定義し、前記第一の領域の中央部から前記第二の領域側に延在する仮想直線に沿って、１０ｇｆの荷重で１５μｍピッチでビッカース硬度を測定したとき、前記仮想直線の上における、前記第一の領域に対応する測定箇所における平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと、前記仮想直線の上における、前記第三の領域に対応する測定箇所における最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たす骨格部材である。
　要素技術Ｈによれば、溶融金属とＨＡＺ部との境界の近傍の硬度分布が適正化されていることにより、衝突時のスポット溶接部での破断を抑制することができ、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮可能となる。
　本発明者らは、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮できる骨格部材の構成について鋭意検討した。
　本発明者らは、２．０ＧＰａ超のホットスタンプ材を骨格部材の材料として適用した場合に発生するスポット破断について分析する中で、同じ強度であってもＭｎ含有量が異なる場合にスポット破断の発生頻度が異なることに着目した。
　そして、本発明者らは、２．０ＧＰａ超のホットスタンプ材を二枚重ね合わせてスポット溶接した骨格部材のスポット溶接部の近傍の硬度分布を精細に調査した。その結果、スポット破断が生じやすい骨格部材においては、ＨＡＺ軟化部とは別に、溶融金属とＨＡＺ部との境界の近傍において、溶融金属の平均硬度よりも硬度が１００Ｈｖ以上低下する部位が存在する傾向があることを発見した。
　また、この傾向は、Ｍｎ含有量が高い鋼板材料を用いた場合において顕著であることに着目し、更なる研究を行った。その結果、溶融金属とＨＡＺ部との境界の近傍に生じるＭｎ欠乏層の存在が上記の傾向の原因であることを本発明者らは発見した。
　これらの発見に基づき、本発明者らは、溶融金属とＨＡＺ部との境界の近傍の硬度分布を適正化することによって、２．０ＧＰａ超のホットスタンプ材を適用した骨格部材においてもスポット破断を抑制することができ、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮できることを見出し、要素技術Ｈを完成させた。
　以下、要素技術Ｈの一実施形態に係る骨格部材Ｈ１について説明する。
　なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
　まず、本明細書における語句について説明する。
　「長手方向Ｚ」は、骨格部材の材軸方向、すなわち、軸線が延びる方向を意味する。「幅方向Ｘ」は、長手方向Ｚに垂直な方向のうち、スポット溶接される二つの鋼板部材の接合面が延びる方向である。「高さ方向Ｙ」は、長手方向Ｚと幅方向Ｘに垂直な方向である。
　「溶融金属部」とは、重ね合わされた鋼板部材がスポット溶接熱により溶融し一体となった部位を意味する。溶融金属部はナゲットと呼称される場合もある。
　「熱影響部」とは、溶融金属部よりも外側に隣接して形成される部位であり、スポット溶接熱の影響によって母材金属部の組織とは異なる組織を有する部位である。熱影響部はＨＡＺ（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）と呼称される場合もある。
　尚、通常、熱影響部における外周領域では、スポット溶接熱の影響によって溶融金属部及び母材金属部よりも軟化したＨＡＺ軟化部が存在する。
　図５３は、骨格部材Ｈ１の斜視図である。骨格部材Ｈ１は、長手方向Ｚに沿って延在する中空筒状の長尺部材である。骨格部材Ｈ１は、第一の鋼板部材Ｈ１０と第二の鋼板部材Ｈ２０とが複数のスポット溶接部Ｈ５０により接合されることで構成される。
　第一の鋼板部材Ｈ１０は、鋼板を、ハット型断面形状にプレス成形することにより得られる部材である。第一の鋼板部材Ｈ１０の板厚（すなわち、プレス成形前の鋼板の板厚）は０．４ｍｍ以上４．２ｍｍ以下であればよい。
　図５３に示すように、第一の鋼板部材Ｈ１０は、天板Ｈ１１と、天板Ｈ１１の幅方向Ｘの端縁から屈曲して延在する一対の側壁Ｈ１３，Ｈ１３と、一対の側壁Ｈ１３，Ｈ１３における天板Ｈ１１とは反対側の端縁から屈曲して幅方向Ｘに外方に向けて延在する一対のフランジＨ１５，Ｈ１５とを有する。
　第一の鋼板部材Ｈ１０は、１９００ＭＰａ以上の引張強さを有する。第一の鋼板部材Ｈ１０が１９００ＭＰａ以上の引張強さを有することにより、優れたエネルギー吸収性能を発揮することができる。
　ただし、骨格部材Ｈ１の衝撃変形時にスポット溶接部Ｈ５０からの破断が生じ、閉断面が崩壊する場合においては、第一の鋼板部材Ｈ１０が１９００ＭＰａ以上の引張強さを有することによるエネルギー吸収性能を十分に発揮することができない。従って、本願においては、後述するように、スポット溶接部Ｈ５０の近傍の硬度分布を適正化することで、高強度部材を用いながらもスポット破断を抑制することが肝要である。
　第一の鋼板部材Ｈ１０は、鋼板をオーステナイト変態温度以上に加熱し、水冷金型で成形しながら焼き入れる工法（ホットスタンプ工法）により製造され得る。
　第二の鋼板部材Ｈ２０は、平板状の鋼板である。第二の鋼板部材Ｈ２０の板厚は０．４ｍｍ以上４．２ｍｍ以下であればよい。
　第二の鋼板部材Ｈ２０の引張強さは特に限定されないが、第一の鋼板部材Ｈ１０と同様、１９００ＭＰａ以上である場合には、更に優れたエネルギー吸収性能を発揮することができる点で好ましい。
　スポット溶接部Ｈ５０は、第一の鋼板部材Ｈ１０の一対のフランジＨ１５，Ｈ１５に第二の鋼板部材Ｈ２０を重ね合わせた状態でスポット溶接を行うことにより形成される。
　スポット溶接部Ｈ５０は、骨格部材Ｈ１の長手方向Ｚに沿って１５ｍｍ～５０ｍｍ程度のピッチで複数形成される。
　スポット溶接の条件は、特に限定されるものではない。例えば、ナゲット径（すなわち、溶融金属部の直径）が６√ｔ（ｔは第一の鋼板部材Ｈ１０の板厚と第二の鋼板部材Ｈ２０の板厚のうち、薄い方の板厚）程度となる入熱条件であればよい。
　図５４は、図５３のＡ１－Ａ１線に沿う断面の模式図である。換言すると、図５４は、スポット溶接部Ｈ５０の中心点Ｐを含む、長手方向Ｚに垂直な断面を示す模式図である。
　この図５４に示すように、スポット溶接部Ｈ５０は、溶融金属部Ｈ５１と、溶融金属部Ｈ５１の外側に隣接して形成される熱影響部Ｈ５３とにより構成される。
　ここで、スポット溶接部Ｈ５０の中心点Ｐを含む長手方向Ｚに垂直な断面において、溶融金属部Ｈ５１に相当する領域を第一の領域αと定義し、熱影響部Ｈ５３に相当する領域を第二の領域βと定義する。
　更に、第一の領域αと第二の領域βの境界である溶融境界から、第一の領域α側に１００μｍ離間するまでの領域と、第二の領域β側に１００μｍ離間するまでの領域とにより構成される領域を第三の領域γと定義する。
　尚、第三の領域γは、第一の領域αの一部と第二の領域βの一部とに重複する。
　図５５は、スポット溶接部Ｈ５０の硬度分布を示すグラフである。このグラフにおいて、横軸は、図５５に二点鎖線で示す仮想直線ａの位置に対応し、縦軸は、仮想直線ａに沿って測定されるビッカース硬度に対応する。
　仮想直線ａは、第一の領域αの中央部から第二の領域β側に延在する。より具体的には、仮想直線ａは、第一の鋼板部材Ｈ１０と第二の鋼板部材Ｈ２０との接合面（図５４における一点鎖線）から、第一の鋼板部材Ｈ１０側に２００μｍ離間して接合面に平行に延在する。
　一対のａ２点は、仮想直線ａのうち、第一の領域αと第二の領域βとの境界である溶融境界に交差する点である。
　一対のａ２点よりも内側に存在する一対のａ１点は、仮想直線ａのうち、第三の領域γの内縁に交差する点である。
　一対のａ２点よりも外側に存在する一対のａ３点は、仮想直線ａのうち、第三の領域γの外縁に交差する点である。
　一対のａ３点よりも更に外側に存在する一対のａ４点は、仮想直線ａのうち、第二の領域βの外縁に交差する点である。
　従って、仮想直線ａにおいては、
　　一対のａ２点を結ぶ線分が第一の領域αに対応し、
　　ａ２点とａ４点とを結ぶ二つの線分が第二の領域βに対応し、
　　ａ１点とａ３点とを結ぶ二つの線分が第三の領域γに対応する。
　図５５に示すように、本実施形態に係る骨格部材Ｈ１においては、第二の領域βにおける外側の領域（ａ３点とａ４点の間）においてはＨＡＺ軟化部が存在することにより硬度が低下しているものの、第三の領域γにおいては硬度が低下していない。
　従って、第一の領域αにおける平均（算術平均）ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと第三の領域γにおける最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たしている。
　この場合、第三の領域γにおける局所的な硬度低下に起因する、骨格部材Ｈ１の変形途中でのスポット破断が抑制され、閉断面が維持される。これにより、骨格部材Ｈ１は、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮することができる。
　ここで、図５６は、本実施形態に係る骨格部材Ｈ１の第一の鋼板部材Ｈ１０と第二の鋼板部材Ｈ２０の代わりに、Ｍｎ含有量が１．２７質量％であり、引張強さが１９００ＭＰａ以上である第一の鋼板部材Ｈ１１０と、Ｍｎ含有量が１．２７質量％であり、引張強さが１９００ＭＰａ以上である第二の鋼板部材Ｈ１２０を用いた骨格部材Ｈ１０１について、スポット溶接部Ｈ１５０の中心点Ｐを含む長手方向Ｚに垂直な断面を示す模式図である。図５６に示すように、スポット溶接部Ｈ１５０は、溶融金属部Ｈ１５１と熱影響部Ｈ１５３を有して構成されている。
　また、図５７は、スポット溶接部Ｈ１５０の硬度分布を示すグラフである。このグラフも、図５５と同様、横軸は図５６における二点鎖線で示す仮想直線ａの位置に対応し、縦軸は仮想直線ａに沿って測定されるビッカース硬度に対応する。
　図５７に示すように、骨格部材Ｈ１０１においては、第二の領域βにおける外側の領域（ａ３点とａ４点の間）に存在するＨＡＺ軟化部とは別に、第三の領域γにおいて、硬度が急激に低下している部位が存在する。
　従って、第一の領域αにおける平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと第三の領域γにおける最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ＞１００となる。
この現象は、本発明者らの研究の結果によれば、Ｍｎ含有量が高く且つ高強度の鋼板をスポット溶接した場合に生じるＭｎ欠乏層に起因するものと推察される。
　この骨格部材Ｈ１０１においては、第三の領域γに軟化部が存在するため、変形途中でスポット破断が生じることにより閉断面が維持されず、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮できない場合がある。
　一方、本実施形態に係る骨格部材Ｈ１によれば、仮想直線ａのうち、第一の領域αに対応する測定箇所における平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと、第三の領域γに対応する測定箇所における最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たすことにより、局所的な硬度低下に起因する、変形途中でのスポット破断が抑制され、閉断面が維持される。従って、骨格部材Ｈ１は、高強度化に見合った優れたエネルギー吸収性能を発揮することができる。
　尚、変形途中でのスポット破断をより確実に防止するためには、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦５０であることが好ましく、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦３０であることが更に好ましい。
　ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たすような硬度分布を得るための方策としては、例えば、第一の鋼板部材Ｈ１０の材料として、Ｍｎ含有量が１．０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下である鋼板を用いることが考えられる。このように、Ｍｎ含有量を低減することで、第三の領域γにおけるＭｎ偏析の発生を抑えることができるため、第三の領域γに局所的な軟化部が生じることを防ぐことができる。また、Ｍｎ以外の合金元素量を調整することによっても、第三の領域γに局所的な軟化部が生じることを防ぐことができる。
（測定方法）
　仮想直線ａのうち、第一の領域αに対応する測定箇所における平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと、第三の領域γに対応する測定箇所における最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎは、下記のように測定することができる。
　ビッカース硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し、１０ｇｆの荷重で仮想直線ａに沿って１５μｍの測定ピッチで連続的に測定する。
　このような測定によって得られたビッカース硬度の値から、第一の領域αにおける平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと第三の領域γにおける最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎをそれぞれ求めることができる。
　尚、本願では、２００μｍ程度の狭い第三の領域γにおける硬度低下を抑制することによりスポット破断を回避しようとするものである。従って、通常よりも狭い１５μｍという測定ピッチを採用している。
　換言すると、測定ピッチが大きすぎる場合には、第三の領域γの近傍における局所的な硬度低下があったとしても、そのような硬度低下を検出することができない。
　尚、ここでは、２００μｍ離間して接合面に平行に延在する仮想直線ａに沿って測定する方法を示すが、この方法での測定が困難な場合は、溶融部中央から外側に向かって、溶融境界をまたぐように１５μｍｍピッチで測定してもよい。
　第一の鋼板部材Ｈ１０及び第二の鋼板部材Ｈ２０の化学成分は特に限定されない。ただし、第一の鋼板部材Ｈ１０及び第二の鋼板部材Ｈ２０のそれぞれについて、Ｍｎ含有量が過剰であると、Ｍｎ偏析が生じやすくなるため、Ｍｎ含有量は１．０質量％以下であることが好ましく、０．５質量％以下であることが更に好ましい。
　第一の鋼板部材Ｈ１０及び第二の鋼板部材Ｈ２０のそれぞれについて、焼き入れ性の確保の観点からは、Ｍｎ含有量が０．１質量％以上であることが好ましい。
　また、Ｍｎ含有量を低減する場合、強度を確保するためにＣ（炭素）含有量は０．３０～０．６０質量％であればよい。
　以上、添付図面を参照しながら要素技術Ｈの好適な実施形態について詳細に説明したが、要素技術Ｈはかかる例に限定されない。要素技術Ｈの属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に要素技術Ｈの技術的範囲に属するものと了解される。
　例えば、上記実施形態に係る骨格部材Ｈ１では第一の鋼板部材Ｈ１０と第二の鋼板部材Ｈ２０とを用いて構成されているが、三つ以上の複数の鋼板部材を用いて構成されてもよい。
　また、上記実施形態に係る骨格部材Ｈ１では第一の鋼板部材Ｈ１０がハット型断面形状を有し第二の鋼板部材Ｈ２０が平板の断面形状を有するが、閉断面を有する限り、断面形状は問わない。例えば、第一の鋼板部材Ｈ１０が平板状の断面形状を有し、第二の鋼板部材Ｈ２０がハット型断面形状を有してもよく、第一の鋼板部材Ｈ１０と第二の鋼板部材Ｈ２０が共にハット型断面形状を有してもよい。
　また、上記実施形態に係る骨格部材Ｈ１では、一対の側壁Ｈ１３，Ｈ１３の高さは互いに同じであるが、互いに異なっていてもよい。
　骨格部材Ｈ１の長手方向Ｚに垂直な断面における、第一の鋼板部材Ｈ１０におけるスポット溶接部Ｈ５０が形成されている部位の板厚方向に沿う、第一の鋼板部材Ｈ１０の高さｈ１と、第一の鋼板部材Ｈ１０におけるスポット溶接部Ｈ５０が形成されている部位の板厚方向に垂直な方向に沿う、骨格部材Ｈ１の幅ｗとの比率ｈ１／ｗが０．６以下である断面領域を有することが好ましい。
　このような構成によれば、スポット溶接部Ｈ５０の強度を高めた鋼板を用いて部材断面の縦横比を適正化した部材とすることで、スポット溶接部Ｈ５０の破断を抑制することができる。これにより、更に優れたエネルギー吸収性能を発揮することができる。
　尚、一対の側壁Ｈ１３，Ｈ１３の高さが互いに異なるハット型断面形状の場合、両側の側壁Ｈ１３，Ｈ１３の高さの平均の長さを高さｈ１とする。
　本実施形態に係る骨格部材Ｈ１において、第二の鋼板部材Ｈ２０は平板状であるため、高さｈ２は０ｍｍである。第二の鋼板部材Ｈ２０が平板状ではない部材の場合、その高さｈ２は骨格部材Ｈ１の幅ｗとの比率ｈ２／ｗが０．６以下である断面領域を有することが好ましい。
　なお、本実施形態に係る骨格部材Ｈ１は、全長に亘り一様の断面形状を有するが、全長に亘り一様の断面形状を有さなくてもよい。
　比率ｈ１／ｗが０．６以下である断面領域は、骨格部材Ｈ１の長手方向Ｚの全長の５０％以上に存在することが好ましく、８０％以上に存在することが好ましい。
　また、同様に、比率ｈ２／ｗが０．６以下である断面領域は、骨格部材Ｈ１の長手方向Ｚの全長の５０％以上に存在することが好ましく、８０％以上に存在することが好ましい。
　このような構成によれば、より確実に衝突時のスポット溶接部からの破断を抑制することができ、更に優れたエネルギー吸収性能を発揮できる。
（実施例）
　実施例により要素技術Ｈの一態様の効果を更に具体的に説明する。ただし、実施例での条件は、要素技術Ｈ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に過ぎない。要素技術Ｈは、この一条件例に限定されない。要素技術Ｈは、要素技術Ｈの要旨を逸脱せず、要素技術Ｈの目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
　図５９に示す三点曲げ試験を数値解析モデルで再現し、スポット破断数を評価した。スポット溶接部をナゲット径：６√t（ｔ=１．４ｍｍ）でモデル化した。スポット溶接部強度には、せん断型継手溶接試験結果を用いた。材料物性には、引張試験結果を用いた。
　まず、評価に用いる鋼板の特定を表４６に示す通りとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000046
　実験例１～３、５～７では、鋼板Ａを用いた所定の部材高さｈ１を有するハット型鋼板部材と、当該ハット型鋼板部材のフランジにスポット溶接で接合された、鋼板Ａと同等の特性を有する平板状の鋼板部材（ｈ２＝０ｍｍ）と、からなる骨格部材を用いた。スポット溶接のピッチを４０ｍｍとした。
　実験例４では、鋼板Ｂを用いた所定の部材高さｈ１を有するハット型鋼板部材と、当該ハット型鋼板部材のフランジにスポット溶接で接合された、鋼板Ｂと同等の特性を有する平板状の鋼板部材（ｈ２＝０ｍｍ）と、からなる骨格部材を用いた。スポット溶接のピッチを４０ｍｍとした。
　実験例８～１３では、鋼板Ｃを用いた所定の部材高さｈ１を有するハット型鋼板部材と、当該ハット型鋼板部材のフランジにスポット溶接で接合された、鋼板Ｃと同等の特性を有する平板状の鋼板部材（ｈ２＝０ｍｍ）と、からなる骨格部材を用いた。スポット溶接のピッチを４０ｍｍとした。
　これにより、図５８に示すように、部材幅ｗが１３０ｍｍであり、部材高さｈ１が下記表４７に示す通りの断面形状の骨格部材とした。なお、骨格部材の長さは８００ｍｍであり、全長に亘って断面形状が一定である構造を採用した。
　次に、図５９に示すように、７００ｍｍの間隔で配置された一対のダイ（Ｒ５０ｍｍ）の上に、これらのダイの中間地点と骨格部材の長手方向の中央とが高さ方向に重なるように骨格部材を配置した。その後、骨格部材の長手方向の中央に剛体半円形（Ｒ５０ｍｍ）インパクタを一定速度７．２ｋｍ／ｈｒで衝突させ、この時の変形状態からスポット破断数を評価した。
　図６０は、スポット破断数が１０（片側５箇所）となった場合の例である。この例においては、スポット破断が発生して背板がめくり上がり、閉断面は維持されていない。
　図６１は、スポット破断数が２（片側１箇所）となった場合の例である。この例においては、スポット破断が発生して背板が鋼板部材側に入り込んでいるが、閉断面は維持されている。
　実施例においては、スポット破断数が４以下の場合を合格と判定した。評価結果を表４７に示す。
　尚、二枚の鋼板Ａを重ね合わせてスポット溶接を行うことで得られたスポット溶接部について、鋼板部材同士の接合面からハット型鋼板部材側に２００μｍ離間して接合面に平行に延在する仮想直線に沿って、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し１０ｇｆの荷重で１５μｍピッチでビッカース硬度を測定したと仮定した。
　このように仮定したビッカース硬度の値から、第一の領域αにおける平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと第三の領域γにおける最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとの差（ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ）が４５となるように設定した。
　二枚の鋼板Ｂを重ね合わせてスポット溶接を行うことで得られたスポット溶接部についても同様にして、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎの値を９０とした。
　二枚の鋼板Ｃを重ね合わせてスポット溶接を行うことで得られたスポット溶接部についても同様にして、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎの値を１４０とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000047
　（要素技術Ｉ）
　要素技術Ｉは、前記車体の前後方向に延びる筒体と、前記筒体の内部に配置された衝撃吸収部材とを備え、前記衝撃吸収部材は、前記前後方向に沿って延び、車幅方向に扁平なウェブと、前記ウェブの車外側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車外側フランジと、前記ウェブの車内側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車内側フランジと、を有し、前記車外側フランジ及び前記車内側フランジは、前記ウェブを上下から挟むように配置され、前記前後方向に沿って延びるリブを有する車体の側面部材構造である。
　要素技術Ｉの車体の側面部材構造は、衝撃吸収能力を保持しつつ局部的な変形を抑制できる。
（第１実施形態）
　図６２は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００を含む車体Ｉ１の一部を示す分解斜視図である。図６３は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００を示す、図６２におけるＡ矢視断面図である。なお、図６３は、バッテリーケースＩ２０と側面部材構造Ｉ１００とが一体となった構造を示している。なお、以下、車体（車両）の進行方向に沿う方向を前後方向又はＸ方向といい、車体の進行方向を前方といい、その反対側を後方といい、重力方向に沿う方向を上下方向又はＺ方向といい、水平方向に沿う方向を車幅方向又はＹ方向といい、車体の中心から車幅方向に離れる方向を車外側といい、その反対方向を車内側という場合がある。
　図６２に示すように、車体Ｉ１は、車体Ｉ１の骨格を構成するフレームＩ１０と、リチウムイオン電池等のバッテリーパックＩ２１を収容するバッテリーケースＩ２０と、を備えている。車体Ｉ１は、電気自動車等、バッテリーを動力源として駆動するものである。
　フレームＩ１０は、車体Ｉ１の前後方向に沿って延び、側面開口部のドア下に位置する側面部材構造Ｉ１００（「サイドシル」ともいう。）を有している。また、フレームＩ１０は、車体Ｉ１の車幅方向に沿って延び、一対の側面部材構造Ｉ１００の間に架け渡される交差部材Ｉ２００を有している。
　第１実施形態に係る車体Ｉ１の側面部材構造Ｉ１００は、電柱等との側面衝突（ポール側突）からバッテリーパックＩ２１を防護して乗員を保護するため、バッテリーパックＩ２１が配置された位置より車外側（図６３において右側）において、その長手方向を車体Ｉ１の前後方向に向けて配置されている。
　図６３に示すように、側面部材構造Ｉ１００は、交差部材Ｉ２００によって車幅方向（横方向）を支持されている。交差部材Ｉ２００は、フロアパネルＩ３００を支持している。側面部材構造Ｉ１００は、バッテリーケースＩ２０に対して締結具Ｉ１６０を介して接続されている。
　側面部材構造Ｉ１００は、通常、車体Ｉ１の車幅方向における左右に、一対設けられている。側面部材構造Ｉ１００は、支持部Ｉ１００Ｓ（図６２参照）において、交差部材Ｉ２００によって車幅方向を支持されている。すなわち、側面部材構造Ｉ１００の筒体Ｉ１１０は、車体Ｉ１を車幅方向に交差する交差部材Ｉ２００によって車幅方向を支持される支持部Ｉ１００Ｓを有している。これにより、車体Ｉ１の側面部材構造Ｉ１００の側面に障害物が衝突する際に生じる、側面部材構造Ｉ１００に作用するＺ方向周りの曲げモーメントを抑えることができる。よって、側面部材構造Ｉ１００の車幅方向、特に、車内側への曲げ変形量を抑制できる。
　交差部材Ｉ２００は、一対の側面部材構造Ｉ１００の間に架け渡されている。交差部材Ｉ２００は、交差部材Ｉ２００の両端部は、側面部材構造Ｉ１００の支持部Ｉ１００Ｓに接合されている。交差部材Ｉ２００は、適宜、複数設けられている。
　一対の側面部材構造Ｉ１００における左右それぞれの側面部材構造Ｉ１００の構造は、車幅方向で左右対称である。以下では、代表して、進行方向を見て左側の側面部材構造Ｉ１００について説明する。
　図６４は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００の一部を示す断面斜視図である。図６５は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００の一部を示す分解斜視図である。図６６は、第１実施形態に係るウェブＩ１２１の一部を示す側面図である。
　図６４から図６６に示すように、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００は、車体Ｉ１の前後方向に延びる筒体Ｉ１１０（a hollow beam）と、筒体Ｉ１１０の内部に配置された衝撃吸収部材Ｉ１２０とを備えている。
（筒体）
　筒体Ｉ１１０は、中空の細長い構造である。筒体Ｉ１１０は、その長手方向を車体Ｉ１の前後方向に沿わせて配置されている。筒体Ｉ１１０は、例えば、９８０ＭＰａの引張強度を有する高強度鋼板で形成されており、Ｚ方向周りの曲げ剛性、車幅方向への座屈耐力等を含む、所望の性能を有している。筒体Ｉ１１０は、２分割されており、車外側の車外側筒体Ｉ１１０Ａ及び車内側の車内側筒体Ｉ１１０Ｂを有している。車外側筒体Ｉ１１０Ａ及び車内側筒体Ｉ１１０Ｂは、それぞれ、上下それぞれに鍔部を備えたハット形状の断面を有している。車外側筒体Ｉ１１０Ａと車内側筒体Ｉ１１０Ｂとは、互いの鍔部同士を突き合わせた状態で、溶接、ボルト等の適宜の接合手段によって接合されている。なお、筒体Ｉ１１０は、分割されていなくてよく、２分割に限らず、３分割以上であってもよい。
（衝撃吸収部材）
　衝撃吸収部材Ｉ１２０は、その長手方向を車体Ｉ１の前後方向に沿わせて、筒体Ｉ１１０の内部に配置されている。衝撃吸収部材Ｉ１２０は、例えば、高強度鋼板で形成されている。衝撃吸収部材Ｉ１２０は、高強度鋼板で形成されていると、低い質量で高いエネルギーを吸収でき、質量効率が大きく、軽量化が要求される車両用部材に適している。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車体Ｉ１の前後方向に沿って延び、車体Ｉ１の車幅方向に扁平なウェブＩ１２１と、ウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅに接合され、前後方向に沿って延びる車外側フランジＩ１２２と、ウェブＩ１２１の車内側端部Ｉ１２１ｉに接合され、前後方向に沿って延びる車内側フランジＩ１２３と、を有している。そして、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１を上下から挟むように配置され、前後方向に沿って延びるリブＩ１２２Ｒ，Ｉ１２３Ｒを有している。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０は、このような構造であるので、衝撃荷重が作用した際に、ウェブＩ１２１が、車内側に向けて車幅方向に座屈変形する。これにより、ウェブＩ１２１は、衝撃荷重が作用した際に発生するピーク荷重（反力）を低く抑えつつ、平均的に高い荷重（反力）で抵抗しながら圧潰変形するので、効率よく衝撃エネルギーを吸収できる。
　また、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１の車幅方向における両端部に接合されているので、ウェブＩ１２１が座屈変形する際の変形モードを座屈波長の短い高次モードに維持できる。車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１の車幅方向における両端部に接合されているので、障害物が衝突することによって側面部材構造Ｉ１００の局所に集中的に衝撃荷重が作用しても、その衝撃荷重が側面部材構造Ｉ１００から車外側フランジＩ１２２を介してウェブＩ１２１へと伝達する過程で、衝撃荷重を前後方向に分散でき、衝撃エネルギーを前後方向の広域で吸収できる。よって、集中的な衝撃荷重による側面部材構造Ｉ１００の車内側への局所的な変形の最大値を低減できる。そして、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの断面２次モーメントを効率良く大きくできるので、衝撃吸収部材Ｉ１２０の車内側に向けた車幅方向への曲げ変形（Ｚ方向周りの曲げ変形）に対して効率よく抵抗できる。したがって、衝撃吸収部材Ｉ１２０より車内側への変形を抑制できる。
　さらに、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、それぞれ、ウェブＩ１２１を上下から挟むように配置され、前後方向に沿って延びるリブＩ１２２Ｒ，Ｉ１２３Ｒを有するので、Ｙ方向周りの断面２次モーメント及びＸ方向周りの断面２次極モーメントを大きくできる。したがって、Ｙ方向周りに曲げ変形しにくく、すなわち、上下にたわみにくく、Ｘ方向周りにねじれにくくできる。よって、衝撃荷重が作用した際に、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、大きな変形を生じることなく、コンパクトに変形することができる。
　このように、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車幅方向から衝撃荷重が作用しても、効率よく衝撃エネルギーを吸収するとともに、車内側への変形を抑制できる。よって、バッテリーパックＩ２１を収容するバッテリーケースＩ２０を効果的に防護できる。
　具体的には、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、例えば、鋼製である。車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１の変形を拘束する観点から、５９０ＭＰａ以上、好ましくは、７８０ＭＰａ以上、より好ましくは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有していることが望ましい。
　車外側フランジＩ１２２の前後方向に垂直な断面は、図６３に示すように、上下方向に延びる基部Ｉ１２２Ｂと、基部Ｉ１２２Ｂの上下両端部から車内側に延びる上リブＩ１２２ＲＵ及び下リブＩ１２２ＲＤとをから形成された、略Ｃ字形状である。車外側フランジＩ１２２の断面形状は、前後方向に沿って一様でよい。
　同様に、車内側フランジＩ１２３の前後方向に垂直な断面は、上下方向に延びる基部Ｉ１２３Ｂと、基部Ｉ１２３Ｂの上下両端部から車外側に延びる上リブＩ１２３ＲＵ及び下リブＩ１２３ＲＤとをから形成された、略Ｃ字形状である。車内側フランジＩ１２３の断面形状は、前後方向に沿って一様でよい。
　車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、両方ともその断面略Ｃ字形状の内側にウェブＩ１２１を挟み込んでいる。すなわち、ウェブＩ１２１を、車外側フランジＩ１２２の上リブＩ１２２ＲＵ及び下リブＩ１２２ＲＤで挟み、かつ、ウェブＩ１２１を、車内側フランジＩ１２３の上リブＩ１２３ＲＵ及び下リブＩ１２３ＲＤで挟んでいるので、衝撃吸収部材Ｉ１２０の車内側に向けた車幅方向への曲げ変形（Ｚ方向周りの曲げ変形）に対して、より効率よく抵抗でき、衝撃吸収部材Ｉ１２０より車内側への変形を、より抑制できる。
　具体的には、車外側フランジＩ１２２は、ウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅに対して、例えば、アーク溶接によって接合されている。詳細には、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車外側フランジＩ１２２とウェブＩ１２１との境界部分に、接合部Ｉ１２４を形成している。なお、接合部Ｉ１２４は、高い溶接性を得るため、すなわち、溶接工数の低減、及び、溶接部健全性の確保の観点から、例えば、隅肉溶接によって、車外側フランジＩ１２２のリブＩ１２２ＲとウェブＩ１２１との境界部分にのみ、形成されてもよい。すなわち、ウェブＩ１２１の第１縦面部Ｉ１２１ｂ（図６６参照）及び第２縦面部Ｉ１２１ｄ（図６６参照）と車外側フランジＩ１２２とは、直接的に接合されなくてもよい。
　同様に、車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１の車内側端部Ｉ１２１ｉに対して、例えば、溶接によって接合されている。詳細には、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車内側フランジＩ１２３とウェブＩ１２１との境界部分に、接合部Ｉ１２５を形成している。
　ここで、ウェブＩ１２１は、図６６で示される、第１水平面部Ｉ１２１ａ及び第２水平面部Ｉ１２１ｃを有さない波型形状であっても、車外側フランジＩ１２２がウェブＩ１２１と、車内側フランジＩ１２３がウェブＩ１２１と十分に接合できればよい。ウェブＩ１２１に、第１水平面部Ｉ１２１ａ及び第２水平面部Ｉ１２１ｃが設けられていると、第１水平面部Ｉ１２１ａは上リブＩ１２２ＲＵ及び上リブＩ１２３ＲＵとの、第２水平面部Ｉ１２１ｃは下リブＩ１２２ＲＤ及び下リブＩ１２３ＲＤとの接合を、より容易で、より強固にできる。
　ウェブＩ１２１とリブＩ１２２Ｒ、又は、ウェブＩ１２１とリブＩ１２３Ｒとは、互いに接合している。これにより、ウェブＩ１２１と車外側フランジＩ１２２又は車内側フランジＩ１２３との位置関係の寸法誤差を吸収できる。また、ウェブＩ１２１とリブＩ１２２Ｒ又はリブＩ１２３Ｒとを組み立てた後に、互いを接合できる。よって、製造しやすい。さらに、リブＩ１２２Ｒ又はリブＩ１２３Ｒを介して、ウェブＩ１２１と車外側フランジＩ１２２又は車内側フランジＩ１２３との間で、断面応力を連続的に確実に伝達できる。
　なお、接合部Ｉ１２５は、溶接工数の低減の観点から、例えば、隅肉溶接によって、車内側フランジＩ１２３のリブＩ１２３ＲとウェブＩ１２１との境界部分にのみ、形成されてもよい。
　なお、車外側フランジＩ１２２の基部Ｉ１２２Ｂの車内側面とウェブＩ１２１の車外側端面とは、接していてよく、離れていてもよい。車外側フランジＩ１２２の基部Ｉ１２２Ｂの車内側面とウェブＩ１２１の車外側端面との間に隙間があると、その隙間でウェブＩ１２１の車幅方向の寸法公差を吸収でき、筒体Ｉ１１０の車幅方向の内寸法と一致するように、衝撃吸収部材Ｉ１２０の車幅方向の寸法を調節しやすくできる。同様に、車内側フランジＩ１２３の基部Ｉ１２３Ｂの車外側面とウェブＩ１２１の車内側端面とは、接していてよく、離れていてもよい。
　ここで、図６３に示すように、車外側フランジＩ１２２の上リブＩ１２２ＲＵ及び車内側フランジＩ１２３の上リブＩ１２３ＲＵは、それぞれの下面Ｉ１２２ＣＵ，Ｉ１２３ＣＵが、ウェブＩ１２１の上方向への変形を拘束するように、ウェブＩ１２１の上端（ここでは、第１水平面部Ｉ１２１ａの上面）に沿って設けられていることが好ましい。すなわち、上リブＩ１２２ＲＵ及び上リブＩ１２３ＲＵのそれぞれの下面Ｉ１２２ＣＵ，Ｉ１２３ＣＵは、第１水平面部Ｉ１２１ａの上面に対して、隙間なく並行していてよい。
　また、車外側フランジＩ１２２の上リブＩ１２２ＲＵ及び車内側フランジＩ１２３の上リブＩ１２３ＲＵのそれぞれの下面Ｉ１２２ＣＵ，Ｉ１２３ＣＵは、それぞれ、第１水平面部Ｉ１２１ａの上面と接した状態とすることが好ましい。
　さらに、上リブＩ１２２ＲＵの下面Ｉ１２２ＣＵは、少なくとも第１水平面部Ｉ１２１ａにおける最も車外側の端Ｐ１と接し、上リブＩ１２３ＲＵの下面Ｉ１２３ＣＵは、少なくとも第１水平面部Ｉ１２１ａにおける最も車内側の端Ｐ２と接することが好ましい。
　同様に、車外側フランジＩ１２２の下リブＩ１２２ＲＤ及び車内側フランジＩ１２３の下リブＩ１２３ＲＤは、それぞれの上面Ｉ１２２ＣＤ，Ｉ１２３ＣＤが、ウェブＩ１２１の下方向への変形を拘束するように、ウェブＩ１２１の下端（ここでは、第２水平面部Ｉ１２１ｃの下面）に沿って設けられていることが好ましい。すなわち、下リブＩ１２２ＲＤ及び下リブＩ１２３ＲＤのそれぞれの上面Ｉ１２２ＣＤ，Ｉ１２３ＣＤは、第２水平面部Ｉ１２１ｃの下面に対して、隙間なく並行していてよい。
　また、車外側フランジＩ１２２の下リブＩ１２２ＲＤ及び車内側フランジＩ１２３の下リブＩ１２３ＲＤのそれぞれの上面Ｉ１２２ＣＤ，Ｉ１２３ＣＤは、第２水平面部Ｉ１２１ｃの下面と接した状態とすることが好ましい。
　さらに、下リブＩ１２２ＲＤの上面Ｉ１２２ＣＤは、少なくとも第２水平面部Ｉ１２１ｃにおける最も車外側の端Ｐ３と接し、下リブＩ１２３ＲＤの上面Ｉ１２３ＣＤは、少なくとも第２水平面部Ｉ１２１ｃにおける最も車内側の端Ｐ４と接することが好ましい。
　これらにより、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３がウェブＩ１２１の車幅方向における両端部の変形を適切に拘束するので、ウェブＩ１２１の座屈荷重を高めることができる。
　図６５に示すように、衝撃吸収部材Ｉ１２０のウェブＩ１２１は、例えば、車体Ｉ１の前後方向に沿って上下に交互に屈曲を繰り返す波形状の板である。ウェブＩ１２１は、例えば、鋼製である。ウェブＩ１２１は、変形を抑えつつ、座屈強度を高めて、高いエネルギー吸収性能を得る観点から、５９０ＭＰａ以上、好ましくは、７８０ＭＰａ以上、より好ましくは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有していることが望ましい。衝撃吸収部材Ｉ１２０に稜線ＲＬがある場合、稜線ＲＬの方向が車幅方向に対して略平行になっている。衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車幅方向に見たとき、すなわち、側面視において、図６６に示すように、波形状になっており、図６７の（Ａ）に示すように、上下方向に見たとき、すなわち、平面視において、前後方向に長く所定の幅を有する矩形状になっている。このように、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、車体Ｉ１の前後方向に沿って上下に交互に屈曲を繰り返す波形状の板であるので、前後方向に亘って斑なく、Ｘ方向周りの曲げ剛性（断面二次モーメント）が高い。よって、弾性域において、衝撃吸収部材Ｉ１２０がＸ方向周りに曲がりにくくでき、車幅方向の座屈耐力を高められる。また、側面部材構造Ｉ１００の前後方向におけるいずれかの局所にポール側突による衝撃荷重が入力されても、その局所における衝撃吸収部材Ｉ１２０が圧潰する変形に伴って、その局所の前後における衝撃吸収部材Ｉ１２０も連動して変形して圧潰するので、衝撃エネルギーを、衝撃吸収部材Ｉ１２０の前後方向に分散して吸収できる。よって、前後方向のいずれの局所にポール側突のような衝撃が加わっても、衝撃吸収部材Ｉ１２０の全体の変形を抑制しつつ、局所的な大きな衝撃エネルギーを衝撃吸収部材Ｉ１２０の全体で効率よく吸収できる。また、稜線ＲＬの方向が、衝撃荷重の方向に沿って、車幅方向に対して略平行になっているので、衝撃荷重が作用した際に、衝撃吸収部材Ｉ１２０を、エネルギー吸収量の高い後述のような提灯座屈モードで座屈させることができる。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０のウェブＩ１２１の波形状は、図６６に示すように、車幅方向から見たとき、所定のピッチ２Ｄ（長さＤの２倍であり、例えば、１２０ｍｍ）で所定の高さＨ（衝撃吸収部材Ｉ１２０の上端部での板厚ｔｗの中心から衝撃吸収部材Ｉ１２０の下端部での板厚ｔｗの中心までの距離、振幅の２倍、例えば、３０ｍｍ）で上下に交互に屈曲を繰り返す形状である。
　具体的には、ウェブＩ１２１は、所定の長さで前後方向に延びる（車幅方向に見て左右に延びる）第１水平面部Ｉ１２１ａを有している。また、その第１水平面部Ｉ１２１ａに続いて、下方向に向けて（例えば、約１２０度の角度で）屈曲して、所定の高さＨ（例えば、３０ｍｍ）で斜めに延びる第１縦面部Ｉ１２１ｂを有している。また、その第１縦面部Ｉ１２１ｂの下部に続いて、前後方向に向けて屈曲して、所定の長さで前後方向に延びる第２水平面部Ｉ１２１ｃを有している。また、その第２水平面部Ｉ１２１ｃに続いて、上方向に向けて（例えば、約１２０度の角度で）屈曲して、所定の高さＨで斜め方向に延び、次の水平面部に続く第２縦面部Ｉ１２１ｄを有している。
　そして、これらの第１水平面部Ｉ１２１ａ、第１縦面部Ｉ１２１ｂ、第２水平面部Ｉ１２１ｃ及び第２縦面部Ｉ１２１ｄが、前後方向に周期的に繰り返されて、波形状を形成している。屈曲している部分は、所定の曲率半径（例えば、５ｍｍ）により弧を描くように形成されていてよい。
　ここで、ウェブＩ１２１と、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３とのそれぞれの接合部が、第１水平面部Ｉ１２１ａ及び第２水平面部Ｉ１２１ｃのそれぞれの長さの７０％以上で設けられる条件下であれば、衝撃吸収部材Ｉ１２０の寸法に関する以下の数値範囲において、後述の衝撃吸収エネルギー吸収量が十分に確保できる。
　ここで、上述の数値範囲として、ピッチ２Ｄは６０ｍｍ以上１８０ｍｍ以下の範囲内である。高さＨは２０ｍｍ以上６０ｍｍ以下、好ましくは、２０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の範囲内である。第１水平面部Ｉ１２１ａ及び第２水平面部Ｉ１２１ｃは３０ｍｍ以上９０ｍｍ以下である。第１水平面部Ｉ１２１ａが第１縦面部Ｉ１２１ｂまたは第２縦面部Ｉ１２１ｄと成す角は、第２水平面部Ｉ１２１ｃが第１縦面部Ｉ１２１ｂまたは第２縦面部Ｉ１２１ｄと成す角と最大±２．０°の差の範囲内で一致し、その成す角が４５°以上１３５°以下の範囲内である。衝撃吸収部材Ｉ１２０の全幅は１２０ｍｍ以上１８０ｍｍ以下である。
　なお、波形状は、上記のものに限らない。例えば、ウェブＩ１２１と、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３とのそれぞれの接合部が、車外側フランジＩ１２２側及び車内側フランジＩ１２３側のウェブＩ１２１の端部の線長割合で少なくとも４０％以上確保できる条件下で、例えば、車幅方向に見て、上に凸の円弧と下に凸の円弧とを交互に繰り返すような形状であってよく、サインカーブのような形状であってもよい。波形状のピッチ２Ｄ、高さＨ等の寸法は、それぞれ、長手方向に亘って一定でなくてもよい。Ｄ／Ｈの値及びＤ／ｔｗの値は、適切な座屈モードで圧潰して高い吸収エネルギーを得る観点から適切な値に設定される。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０のウェブＩ１２１は、所定の板厚ｔｗ（例えば、１．０ｍｍ、１．２ｍｍ、１．６ｍｍ、２．０ｍｍ、２．３ｍｍ）、所定の幅Ｂ（車体Ｉ１の寸法に応じて、１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下、例えば、１５０ｍｍ）、所定の全長Ｌ（車体Ｉ１の寸法に応じて、１，５００ｍｍ以上３，０００ｍｍ以下、例えば、２，０００ｍｍ）の平板材に対して、波形状のプレス型でプレス加工したり、上下に交互に曲げ加工を繰り返して成形したりすることにより、簡単に形成できる。ウェブＩ１２１の板厚ｔｗは、圧潰によるエネルギー吸収量を確保しつつ、Ｚ方向周りの曲げ変形を抑制する観点から、０．７ｍｍ以上２．６ｍｍ以下が良い。また、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗは、１．２ｍｍ以上２．６ｍｍ以下が好ましい。また、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗは、エネルギー吸収安定性及び軽量化の高度化の観点から望ましくは１．０ｍｍ以上２．３ｍｍ以下がよい。さらに、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗは、エネルギー吸収安定性と成形性のさらなる高度化の観点から望ましくは１．２ｍｍ以上２．０ｍｍ以下が良い。
　また、圧潰によるエネルギー吸収量を確保しつつ、Ｚ方向周りの曲げ変形を抑制する観点から、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗは、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆ以下であることが好ましい。
　特に、ウェブＩ１２１並びに車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の構造が板厚を除いて同じであり、衝撃吸収部材Ｉ１２０の長手方向に沿う単位長さ当たりの重量が等しいという重量等価の構造条件で、側面部材構造Ｉ１００への衝撃荷重等の入力条件が同じである場合、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆが、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗに比べて厚くなればなるほど、側面部材構造Ｉ１００の車内側への最大変形量である侵入量ｄ（図６７の（Ａ）参照）が小さくなる。
　ここで、衝撃吸収部材Ｉ１２０を備えた側面部材構造Ｉ１００に対して、図６７の（Ａ）及び図６７の（Ｂ）に示すように、交差部材Ｉ２００によって側面部材構造Ｉ１００を支持し、側面部材構造Ｉ１００の側面に障害物を模した円柱状の剛体ＲＢを接触させた状態で、剛体ＲＢに対して、車外側から車内側に向けて車幅方向に荷重Ｆを加えた際の侵入量ｄを含む変形等を測定する実験を行った。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０は、例えば、９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼製のウェブＩ１２１の板厚ｔｗが２．０ｍｍで、９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼製の車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆが３．６ｍｍである。
　実験の結果、侵入量ｄは、５７ｍｍであった。また、例えば、他の条件を変えず、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗが３．１ｍｍで、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆが１．８ｍｍである場合で、上記と同様の実験を行ったところ、侵入量ｄは、９１ｍｍであった。
　したがって、侵入量ｄを小さくして、バッテリーケースＩ２０を防護する観点から、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆは、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗ以上であることが好ましい。また、剛性を更に確保しつつ更に軽量化を図る観点から、ｔｆ≧ｔｗの条件下において、ｔｆは、３．０ｍｍ以上４．５ｍｍ以下が望ましい。さらに、エネルギー吸収安定性を更に向上させる観点から、３．３ｍｍ以上４．２ｍｍ以下がより望ましい。
　また、ウェブＩ１２１は、車幅方向に見たとき、所定のピッチ２Ｄで所定の高さＨで上下に交互に屈曲を繰り返す形状である。したがって、衝撃吸収部材Ｉ１２０の全体が車幅方向の局所でＸ方向周りに折れ曲がるような座屈変形（全体座屈モード）を発生させることなく、蛇腹状、提灯（paper lantern）状又は腸詰構造（boudinage）状の座屈変形（提灯座屈モード）を発生させることができる。よって、衝撃吸収部材Ｉ１２０の座屈耐力を、車幅方向に垂直な断面の広域で効率的に利用でき、全体座屈モードのように最大荷重（ピーク荷重）に至ると直ぐに荷重が低下した状態になって変形が進んでしまうことなく、高荷重を維持したまま座屈変形させることができる。このため、大きなエネルギー吸収量を保持しながらも、変形量を抑制できる。なお、提灯座屈モードは、車幅方向に沿って前後方向及び上下方向に偏ることなく連続して小刻みに波打ち、車幅方向に対して垂直方向に膨縮が繰り返されるような座屈変形である。
　ウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅは、車外側フランジＩ１２２に接合されている。これにより、筒体Ｉ１１０の車外側から衝撃荷重が入力される際、その衝撃荷重を、筒体Ｉ１１０から、車外側フランジＩ１２２を介して、ウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅへと局所に偏ることなく、車幅方向に垂直な断面に分散して一様に伝達させることができる。よって、衝撃吸収部材Ｉ１２０に対して、安定して提灯座屈モードを発生させることができ、高い吸収エネルギーを得られる。また、衝撃吸収部材Ｉ１２０に対して車幅方向に衝撃荷重が作用する際に、主に圧縮応力が作用する車外側フランジＩ１２２が曲げモーメントに抵抗する。さらに、衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの断面２次モーメントを効率良く高める。したがって、衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの曲げ変形を抑制できる。
　ウェブＩ１２１の車内側端部Ｉ１２１ｉは、車内側フランジＩ１２３に接合されている。これにより、筒体Ｉ１１０の車外側から衝撃荷重が入力される際、筒体Ｉ１１０から車外側フランジＩ１２２及びウェブＩ１２１を介して伝達される荷重を、局所に偏ることなく、車内側フランジＩ１２３の前後方向に垂直な断面に作用する引張力として、前後方向に分散して一様に伝達させることができる。よって、衝撃吸収部材Ｉ１２０に対して車幅方向に衝撃荷重が作用する際に、主に引張応力が作用する車内側フランジＩ１２３がＺ方向周りの曲げモーメントに抵抗する。さらに、衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの断面２次モーメントを効率良く高める。したがって、衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの曲げ変形を抑制できる。
　ウェブＩ１２１は、リブＩ１２２Ｒによって上下から挟まれた状態で上下方向に圧縮されている。同様に、ウェブＩ１２１は、リブＩ１２３Ｒによって上下から挟まれた状態で上下方向に圧縮されている。例えば、ウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅ及び車内側端部Ｉ１２１ｉを、それぞれ、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３に嵌め込むことで、ウェブＩ１２１をリブＩ１２２Ｒ及びリブＩ１２３Ｒによって上下から挟んだ状態で上下方向に圧縮できる。
　このように、ウェブＩ１２１は、上下方向に圧縮されているので、ウェブＩ１２１と、車外側フランジＩ１２２と、車内側フランジＩ１２３とが、互いの摩擦によって位置ずれしにくくなり、互いを接合しやすくでき。よって、衝撃吸収部材Ｉ１２０を組み立てやすくできる。また、ウェブＩ１２１は、上下方向に圧縮されているので、車幅方向への座屈荷重を高めることができる。よって、効率よく衝撃エネルギーを吸収できる。
　ウェブＩ１２１は、車内側の引張強度と車外側の引張強度とを異ならせてもよい。例えば、ウェブＩ１２１は、車内側より車外側の方が高い引張強度を有していてよい。または、ウェブＩ１２１は、車外側より車内側の方が高い引張強度を有していてよい。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０は、その前後方向における端部を、筒体Ｉ１１０の前後方向における端部に接合してよい。これにより、筒体Ｉ１１０に衝撃吸収部材Ｉ１２０を挿入した後で、筒体Ｉ１１０に、衝撃吸収部材Ｉ１２０を接合できる。なお、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、その前後方向における端部を除く中間部を筒体Ｉ１１０に接合することなく、衝撃吸収部材Ｉ１２０の前後方向における端部のみを、筒体Ｉ１１０の前後方向における端部に接合してよい。これにより、筒体Ｉ１１０に衝撃吸収部材Ｉ１２０を挿入した後で、筒体Ｉ１１０に対して、衝撃吸収部材Ｉ１２０の端部のみを接合し、中間部を接合しなくてよい。よって、製造効率を上げることができる。
　車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅ及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉは、前後方向に一様であってよい。車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅ及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉの最適な寸法は、設計条件で変化し得る。一般的な設計条件である場合、車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅ及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉは、ウェブＩ１２１ｔｗの板厚の１．３倍以上３．８倍以下、望ましくは１．６倍以上３．０倍以下、更に望ましくは２．０倍以上２．５倍以下であると、衝撃吸収エネルギーの質量効率が良好になることがわかり、望ましい。
（作用）
　次に、車体Ｉ１が地表に設置された電柱等のポール状の障害物に衝突して、側面部材構造Ｉ１００に車外側から衝撃荷重（衝撃エネルギー）が入力された際の作用について説明する。
　図６７は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００に作用する曲げモーメント分布ＭＤ及び衝撃吸収部材Ｉ１２０の変形モードＱを説明する図であり、図６７の（Ａ）は平面視であり、図６７の（Ｂ）は側面視である。なお、図６７において、実線は、変形前の衝撃吸収部材Ｉ１２０の形状を示す。２点鎖線は、変形した後の衝撃吸収部材Ｉ１２０の形状と、障害物を模した剛体ＲＢを示す。
　車体Ｉ１が地表に設置された電柱等のポール状の障害物に衝突すると、まず、ポール状の障害物が筒体Ｉ１１０の車外側に接し、筒体Ｉ１１０が押されて局所的に車内側に変形する。
　すると、筒体Ｉ１１０の変形に追従して、衝撃吸収部材Ｉ１２０の車外側フランジＩ１２２が車内側に押されてＺ方向周りに曲げ変形する。そして、その変形に追従して、衝撃吸収部材Ｉ１２０のウェブＩ１２１の車外側端部Ｉ１２１ｅが局所的に潰れるように変形する。この際、ある荷重まで抵抗しながら変形すると、ウェブＩ１２１に車幅方向での座屈が生じる。ここで、座屈のモードは高次モードであり、その座屈は、局所的にみると、車幅方向に垂直な断面に一様に生じるので、ウェブＩ１２１は、高い荷重を受けている状態のまま、更に変形する。
　変形が進むと、高次モードの座屈が車幅方向に連続して起こり、ウェブＩ１２１は、局所的に車幅方向に連続して小刻みに波打つような提灯状に圧潰する。そして、その局所の前後方向に隣接する部分も、局所の変形に巻き込まれて圧潰する。
　ここで、図６７に示すように、衝撃エネルギーにより、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、２点鎖線で示されたような形状（変形モードＱ）で、局所的に圧潰しながらも、車内側に撓むように変形する。この際、Ｚ方向への変形は、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３による、衝撃吸収部材Ｉ１２０におけるＹ方向周り及びＺ方向周りの断面２次モーメント並びにＸ方向周りの断面２次極モーメントの増大効果により、抑制されている。このように、Ｚ方向への変形を抑制できるので、衝撃吸収部材Ｉ１２０は、効果的に衝撃エネルギーを吸収しながら車幅方向へ圧潰しながらも、Ｚ方向周りの曲げ剛性を維持して、車内側への変形を抑制できる。
　このように、側面部材構造Ｉ１００は、筒体Ｉ１１０と衝撃吸収部材Ｉ１２０とで協働することにより、側面部材構造Ｉ１００の車内側への変形を抑制しつつ、局所的なポール側突による衝撃エネルギーを吸収できる。よって、側面部材構造Ｉ１００より車内側に配置されるバッテリーパックＩ２１を効果的に防護できる。
　ここで、車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅ及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉは、筒体Ｉ１１０における支持部Ｉ１００Ｓを除く中間部に対して車幅方向に荷重が作用した際に、筒体Ｉ１１０の前後方向に垂直な断面に生じる曲げモーメント分布ＭＤ（図６７参照）に応じて、前後方向で異なる部分を有してもよい。例えば、筒体Ｉ１１０における支持部Ｉ１００Ｓを除く中間部に対して車幅方向に荷重が作用した際に、筒体Ｉ１１０の前後方向に垂直な断面に生じるＺ方向周りの曲げモーメントが最も大きい最大曲げモーメントＭＭとなる部分Ｎの車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅ及び車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉを、比較的大きくしてよい。これにより衝撃吸収部材Ｉ１２０のＺ方向周りの曲げ変形（車内側への変形）の最大値を、効率良く抑制できる。よって、側面部材構造Ｉ１００の曲げ変形の最大値を、効率良く抑制できる。
（製造方法）
　次に、側面部材構造Ｉ１００の製造方法を説明する。
（１）まず、筒体Ｉ１１０を準備する（筒体準備工程）。詳細には、車外側筒体Ｉ１１０Ａと車内側筒体Ｉ１１０Ｂとを組み合わせて、前後方向に延びる筒体Ｉ１１０とする。
（２）次に、衝撃吸収部材Ｉ１２０を準備する（衝撃吸収部材準備工程）。詳細には、ウェブＩ１２１の両端部に、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３を設ける。そして、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３のリブＩ１２３ＲとウェブＩ１２１とを、アーク溶接等で溶接して接合する。
（３）次に、筒体Ｉ１１０の内部に、筒体Ｉ１１０の少なくとも一方の端部である筒体端部から、衝撃吸収部材Ｉ１２０を挿入する（挿入工程）。
（４）最後に、筒体端部と、衝撃吸収部材Ｉ１２０の少なくとも一方の端部である衝撃吸収部材端部とを接合する（接合工程）。
　このように、筒体Ｉ１１０の中間部と、衝撃吸収部材Ｉ１２０の中間部とを接合することが必須でなく、筒体Ｉ１１０の端部と、衝撃吸収部材Ｉ１２０の端部とを接合するのみで、筒体Ｉ１１０と衝撃吸収部材Ｉ１２０とを組み立てることができる。したがって、筒体Ｉ１１０を完成させた後から、衝撃吸収部材Ｉ１２０を挿入することで、側面部材構造Ｉ１００を製造できる。よって、高い衝撃吸収エネルギー吸収量を有し、高い曲げ剛性を有する側面部材構造Ｉ１００を、簡単に製造できる。
（第２実施形態）
　次に、第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００について説明する。第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００は、第１実施形態に係る側面部材構造Ｉ１００と比べて、主に、ウェブＩ５２１が、車幅方向に沿う中心軸を有する複数のパイプ（pipe）Ｉ５２１ｐを前後方向に沿って並べて形成されている点で異なっている。以下、第１実施形態と第２実施形態とで共通する部分については、説明が省略される場合がある。
　図６８は、第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００を示す、図６２におけるＡ矢視断面図である。図６９は、第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００の一部を示す断面斜視図である。図７０は、第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００の一部を示す分解斜視図である。図７１は、第２実施形態に係るウェブＩ５２１の一部を示す側面図である。
　図６８に示すように、側面部材構造Ｉ５００は、交差部材Ｉ２００に車幅方向（横方向）を支持されている。交差部材Ｉ２００は、フロアパネルＩ３００を支持している。側面部材構造Ｉ５００は、バッテリーケースＩ２０に対して締結具Ｉ５６０を介して接続されている。
　図６９から図７１に示すように、第２実施形態に係る側面部材構造Ｉ５００は、車体Ｉ１の前後方向に延びる筒体Ｉ５１０と、筒体Ｉ５１０の内部に配置された衝撃吸収部材Ｉ５２０とを備えている。
（筒体）
　筒体Ｉ５１０は、中空の細長い構造である。筒体Ｉ５１０は、その長手方向を車体Ｉ１の前後方向に沿わせて配置されている。筒体Ｉ５１０は、２分割されており、車外側の車外側筒体Ｉ５１０Ａ及び車内側の車内側筒体Ｉ５１０Ｂを有している。
（衝撃吸収部材）
　衝撃吸収部材Ｉ５２０は、その長手方向を車体Ｉ１の前後方向に沿わせて、筒体Ｉ５１０の内部に配置されている。
　衝撃吸収部材Ｉ５２０は、車体Ｉ１の前後方向に沿って延び、車体Ｉ１の車幅方向に扁平なウェブＩ５２１と、ウェブＩ５２１の車外側端部Ｉ５２１ｅに接合され、前後方向に沿って延びる車外側フランジＩ５２２と、ウェブＩ５２１の車内側端部Ｉ５２１ｉに接合され、前後方向に沿って延びる車内側フランジＩ５２３と、を有している。そして、車外側フランジＩ５２２及び車内側フランジＩ５２３は、ウェブＩ５２１を上下から挟むように配置され、前後方向に沿って延びるリブＩ５２２Ｒ，Ｉ５２３Ｒを有している。
　具体的には、車外側フランジＩ５２２の前後方向に垂直な断面は、図６８に示すように、上下方向に延びる基部Ｉ５２２Ｂと、基部Ｉ５２２Ｂの上下両端部から車内側に延びる上リブＩ５２２ＲＵ及び下リブＩ５２２ＲＤとをから形成された、略Ｃ字形状（溝状）である。車外側フランジＩ５２２の断面形状は、前後方向に沿って一様でよい。
　同様に、車内側フランジＩ５２３の前後方向に垂直な断面は、上下方向に延びる基部Ｉ５２３Ｂと、基部Ｉ５２３Ｂの上下両端部から車外側に延びる上リブＩ５２３ＲＵ及び下リブＩ５２３ＲＤとをから形成された、略Ｃ字形状である。車内側フランジＩ５２３の断面形状は、前後方向に沿って一様でよい。
　車外側フランジＩ５２２は、ウェブＩ５２１の車外側端部Ｉ５２１ｅに対して、例えば、溶接によって接合されている。詳細には、衝撃吸収部材Ｉ５２０は、車外側フランジＩ５２２とウェブＩ５２１との境界部分に、接合部Ｉ５２４を形成している。
　同様に、車内側フランジＩ５２３は、ウェブＩ５２１の車内側端部Ｉ５２１ｉに対して、例えば、溶接によって接合されている。詳細には、衝撃吸収部材Ｉ５２０は、車内側フランジＩ５２３とウェブＩ５２１との境界部分に、接合部Ｉ５２５を形成している。
　ウェブＩ５２１とリブＩ５２２Ｒ、又は、ウェブＩ５２１とリブＩ５２３Ｒとは、互いに接合している。これにより、ウェブＩ５２１と車外側フランジＩ５２２又は車内側フランジＩ５２３との位置関係の寸法誤差を吸収できる。また、ウェブＩ５２１とリブＩ５２２Ｒ又はリブＩ５２３Ｒとを組み立てた後に、互いを接合できる。よって、製造しやすい。さらに、リブＩ５２２Ｒ又はリブＩ５２３Ｒを介して、ウェブＩ５２１と車外側フランジＩ５２２又は車内側フランジＩ５２３との間で、断面応力を連続的に確実に伝達できる。
　なお、接合部Ｉ５２５は、溶接工数の低減の観点から、例えば、隅肉溶接によって、車内側フランジＩ５２３のリブＩ５２３ＲとウェブＩ５２１との境界部分にのみ、形成されてもよい。
　なお、車外側フランジＩ５２２の基部Ｉ５２２Ｂの車内側面とウェブＩ５２１の車外側端面とは、接していてよく、離れていてもよい。車外側フランジＩ５２２の基部Ｉ５２２Ｂの車内側面とウェブＩ５２１の車外側端面との間に隙間があると、その隙間でウェブＩ５２１の車幅方向の寸法公差を吸収でき、筒体Ｉ５１０の車幅方向の内寸法と一致するように、衝撃吸収部材Ｉ５２０の車幅方向の寸法を調節しやすくできる。同様に、車内側フランジＩ５２３の基部Ｉ５２３Ｂの車外側面とウェブＩ５２１の車内側端面とは、接していてよく、離れていてもよい。
　ここで、図６８に示すように、車外側フランジＩ５２２の上リブＩ５２２ＲＵ及び車内側フランジＩ５２３の上リブＩ５２３ＲＵは、それぞれの下面Ｉ５２２ＣＵ，Ｉ５２３ＣＵが、ウェブＩ５２１の上方向への変形を拘束するように、ウェブＩ５２１の上端（ここでは、第１水平面部Ｉ５２１ａの上面）に沿って設けられていることが好ましい。すなわち、上リブＩ５２２ＲＵ及び上リブＩ５２３ＲＵのそれぞれの下面Ｉ５２２ＣＵ，Ｉ５２３ＣＵは、第１水平面部Ｉ５２１ａの上面に対して、隙間なく並行していてよい。
　また、車外側フランジＩ５２２の上リブＩ５２２ＲＵ及び車内側フランジＩ５２３の上リブＩ５２３ＲＵのそれぞれの下面Ｉ５２２ＣＵ，Ｉ５２３ＣＵは、それぞれ、第１水平面部Ｉ５２１ａの上面と接した状態とすることが好ましい。
　さらに、上リブＩ５２２ＲＵの下面Ｉ５２２ＣＵは、少なくとも第１水平面部Ｉ５２１ａにおける最も車外側の端Ｑ１と接し、上リブＩ５２３ＲＵの下面Ｉ５２３ＣＵは、少なくとも第１水平面部Ｉ５２１ａにおける最も車内側の端Ｑ２と接することが好ましい。
　同様に、車外側フランジＩ５２２の下リブＩ５２２ＲＤ及び車内側フランジＩ５２３の下リブＩ５２３ＲＤは、それぞれの上面Ｉ５２２ＣＤ，Ｉ５２３ＣＤが、ウェブＩ５２１の下方向への変形を拘束するように、ウェブＩ５２１の下端（ここでは、第２水平面部Ｉ５２１ｃの下面）に沿って設けられていることが好ましい。すなわち、下リブＩ５２２ＲＤ及び下リブＩ５２３ＲＤのそれぞれの上面Ｉ５２２ＣＤ，Ｉ５２３ＣＤは、第２水平面部Ｉ５２１ｃの下面に対して、隙間なく並行していてよい。
　また、車外側フランジＩ５２２の下リブＩ５２２ＲＤ及び車内側フランジＩ５２３の下リブＩ５２３ＲＤのそれぞれの上面Ｉ５２２ＣＤ，Ｉ５２３ＣＤは、第２水平面部Ｉ５２１ｃの下面と接した状態とすることが好ましい。
　さらに、下リブＩ５２２ＲＤの上面Ｉ５２２ＣＤは、少なくとも第２水平面部Ｉ５２１ｃにおける最も車外側の端Ｑ３と接し、下リブＩ５２３ＲＤの上面Ｉ５２３ＣＤは、少なくとも第２水平面部Ｉ５２１ｃにおける最も車内側の端Ｑ４と接することが好ましい。
　これらにより、車外側フランジＩ５２２及び車内側フランジＩ５２３がウェブＩ５２１の車幅方向における両端部の変形を適切に拘束するので、ウェブＩ５２１の座屈荷重を高めることができる。
　図７０及び図７１に示すように、衝撃吸収部材Ｉ５２０のウェブＩ５２１は、車幅方向に沿う中心軸を有する複数のパイプＩ５２１ｐを前後方向に沿って並べて形成されている。
　各パイプＩ５２１ｐは、例えば、車幅方向に沿う中心軸に対して垂直な断面が矩形状である。断面は、前後方向に扁平な矩形状である。各パイプＩ５２１ｐは、例えば、１ｍｍ程度の板厚ｔｐを有している。各パイプＩ５２１ｐは、例えば、鋼製であり、９８０ＭＰａの引張強度を有している。
　このように、衝撃吸収部材Ｉ５２０のウェブＩ５２１は、車幅方向に沿う中心軸を有する複数のパイプＩ５２１ｐを前後方向に沿って並べて形成されているので、前後方向に亘って斑なく、Ｘ方向周りの曲げ剛性（断面二次モーメント）が高い。よって、弾性域において、衝撃吸収部材Ｉ５２０がＸ方向周りに曲がりにくくでき、車幅方向の座屈耐力を高められる。また、パイプＩ５２１ｐの中心軸が、衝撃荷重の方向に沿って、車幅方向に対して略平行になっているので、衝撃荷重が作用した際に、衝撃吸収部材Ｉ５２０を、エネルギー吸収量の高い座屈モードで座屈させることができる。
　隣り合うパイプＩ５２１ｐ同士は、それぞれのパイプＩ５２１ｐが前後方向に有する平坦面同士が接した状態で互いに接合されている。すなわち、隣り合う第１パイプＩ５２１ｐ１及び第２パイプＩ５２１ｐ２は、互いに接合されている。これにより、側面部材構造Ｉ５００の前後方向におけるいずれかの局所にポール側突による衝撃荷重が入力されても、隣り合う第１パイプＩ５２１ｐ１及び第２パイプＩ５２１ｐ２が、互いに接合されているので、その局所におけるパイプＩ５２１ｐ群が圧潰する変形に伴って、その局所の前後におけるパイプＩ５２１ｐ群も連動して変形して圧潰する。したがって、衝撃エネルギーを、衝撃吸収部材Ｉ５２０の前後方向に分散して吸収できる。よって、前後方向のいずれの局所にポール側突のような衝撃が加わっても、衝撃吸収部材Ｉ５２０の全体の変形を抑制しつつ、局所的な大きな衝撃エネルギーを衝撃吸収部材Ｉ５２０の全体で効率よく吸収できる。
（その他の実施形態）
　衝撃吸収部材におけるウェブの形態は、第１実施形態におけるウェブＩ１２１又は第２実施形態におけるウェブＩ５２１に限らない。衝撃吸収部材におけるウェブは、例えば、金属製、好ましくは鋼製の多孔質体であってもよい。
　また、上述の第１実施形態及び第２実施形態では、衝撃吸収部材Ｉ１２０又は衝撃吸収部材Ｉ５２０を、それぞれ単体で用いた場合で説明したが、これに限らず、単体の筒体Ｉ１１０又はＩ５１０に対して、衝撃吸収部材Ｉ１２０を複数用いてよく、衝撃吸収部材Ｉ５２０を複数用いてよく、衝撃吸収部材Ｉ１２０及び衝撃吸収部材Ｉ５２０を組み合わせて複数用いてもよい。これらの際、複数の衝撃吸収部材Ｉ１２０又は衝撃吸収部材Ｉ５２０は、互いに平行になるように上下に配置してよい。
（実施例）
　次に、実施例の側面部材構造Ｉ１００に対して行った数値解析の結果について説明する。図６２から図６７に示すような第１実施形態の側面部材構造Ｉ１００を実施例とした。また、実施例の衝撃吸収部材と質量等価のウェブのみの衝撃吸収部材を用い、その他の構造を実施例と同じとした側面部材構造を比較例とした。実施例及び比較例に対して構造モデルに対して数値解析を行った。
　図７２は、侵入量ｄの数値解析結果を示す図である。
　具体的には、実施例として、図６２から図６７に示すように、板厚ｔｗを有するウェブＩ１２１と、板厚ｔｆを有する車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３と、を組み立てた衝撃吸収部材Ｉ１２０を備えた側面部材構造Ｉ１００の構造モデルを用意した。
　ウェブＩ１２１、車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３の材質は、いずれも、９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼製とした。
　車外側フランジＩ１２２の板厚ｔｆｅと車内側フランジＩ１２３の板厚ｔｆｉとを、同じ板厚ｔｆとした。ウェブＩ１２１の高さＨを２７ｍｍとした。
　衝撃吸収部材Ｉ１２０の全幅を１３７ｍｍとした。
　ウェブＩ１２１における全ての第１水平面部Ｉ１２１ａの上面を、車外側フランジＩ１２２の上リブＩ１２２ＲＵの車内側の端面と車内側フランジＩ１２３の上リブＩ１２３ＲＵの車外側の端面とに隅肉溶接した。
　ウェブＩ１２１における全ての第２水平面部Ｉ１２１ｃの下面を、車外側フランジＩ１２２の下リブＩ１２２ＲＤの車内側の端面と車内側フランジＩ１２３の下リブＩ１２３ＲＤの車外側の端面とに隅肉溶接した。図７２に示すような板厚ｔｗと板厚ｔｆの組み合わせの異なる衝撃吸収部材Ｉ１２０を含む複数の構造モデルを用意した。車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３とウェブＩ１２１とを合わせた衝撃吸収部材Ｉ１２０の質量が、いずれの構造モデルにおいても同じになるように、ウェブＩ１２１の板厚ｔｗとフランジＩ１２２，Ｉ１２３の板厚ｔｆとを組み合わせた。
　ウェブＩ１２１の板厚ｔｗとフランジＩ１２２，Ｉ１２３の板厚ｔｆの組み合わせは、（ｔｗ，ｔｆ）；（１．２ｍｍ，４．５ｍｍ），（１．４ｍｍ，４．２ｍｍ），（１．６ｍｍ，３．９ｍｍ），（１．８ｍｍ，３．６ｍｍ），（２．０ｍｍ，３．３ｍｍ），（２．２ｍｍ，３．０ｍｍ），（２．４ｍｍ，２．７ｍｍ），（２．６ｍｍ，２．４ｍｍ）、とした。
　また、具体的には、比較例として、車内側フランジＩ１２３及び車外側フランジＩ１２２を除いた構造であること、実施例の衝撃吸収部材Ｉ１２０の全幅と同じ全幅のウェブであることを除き、実施例と同じ構造の衝撃吸収部材を含む側面部材構造の構造モデルを用意した。すなわち、比較例の衝撃吸収部材を車幅方向に見た場合の形状を実施例のウェブＩ１２１の形状と同じとした。そして、ウェブの板厚ｔｗの異なる複数の比較例を用意し、それぞれの比較例のウェブの板厚ｔｗを、実施例に対応して、１．２ｍｍ，１．４ｍｍ，１．６ｍｍ，１．８ｍｍ，２．０ｍｍ，２．２ｍｍ，２．４ｍｍ，２．６ｍｍとした。
　そして、実施例の側面部材構造Ｉ１００に対して、図６７の（Ａ）及び図６７の（Ｂ）に示すように、側面部材構造Ｉ１００が交差部材Ｉ２００によって支持された状態で、側面部材構造Ｉ１００の側面に障害物を模した円柱状の剛体ＲＢを接触させた状態で、車外側から車内側に向けて車幅方向に剛体ＲＢに対して荷重Ｆを加えた際の侵入量ｄを含む変形等の応答を計算する数値解析を行った。同様に、比較例の側面部材構造に対して数値解析を行った。
　結果、図７２に示すように、（ｔｗ，ｔｆ）が（１．２ｍｍ，４．５ｍｍ）である場合の実施例における侵入量ｄは、６５ｍｍであった。以下同様に、侵入量ｄは、（ｔｗ，ｔｆ）が（１．４ｍｍ，４．２ｍｍ）である場合６３ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（１．６ｍｍ，３．９ｍｍ）である場合５９ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（１．８ｍｍ，３．６ｍｍ）である場合６０ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（２．０ｍｍ，３．３ｍｍ）である場合６７ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（２．２ｍｍ，３．０ｍｍ）である場合６３ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（２．４ｍｍ，２．７ｍｍ）である場合７４ｍｍであり、（ｔｗ，ｔｆ）が（２．６ｍｍ，２．４ｍｍ）である場合７８ｍｍであった。
　これに対して、比較例における侵入量ｄは、実施例に対応するいずれのウェブの板厚ｔｗにおいても、９０ｍｍを超えるものであり、実施例における侵入量ｄよりも大きかった。
　このように、実施例の側面部材構造Ｉ１００は、ウェブＩ１２１の車外側端部に接合される車外側フランジと、ウェブＩ１２１の車内側端部に接合される車内側フランジとを有しているので、侵入量ｄを確実に低減できる。しかも、実施例の側面部材構造Ｉ１００における車外側フランジＩ１２２及び車内側フランジＩ１２３は、ウェブＩ１２１を上下から挟むように配置されるリブＩ１２２Ｒ，Ｉ１２３Ｒを有しているので、侵入量ｄを確実に大きく低減できる。
　（要素技術Ｊ）
　要素技術Ｊは、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイである。
　要素技術Ｊによれば、堅牢で軽量なトレイを提供できる。
　車両（車体）に設けられるバッテリートレイには、載置されるバッテリーの保護のため、障害物の側面衝突等に起因する外力に対して、車幅方向へ過度に圧潰しないような高い剛性が求められる。また、同時に、車両に設けられるバッテリートレイは、車両の燃費又は電費の向上のため、軽量であることが好ましい。
　要素技術Ｊのトレイは、底壁と、底壁の外周から立設する周側壁と、を備えている。トレイは、高い引張強度を有する高強度部と、高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備えている。そして、低強度部は、互いに劣角をなす第１側壁の第１側壁面及び第２側壁の第２側壁面を有する前記周側壁の角部と、前記角部における前記第１側壁面及び前記第２側壁面のそれぞれに対して劣角をなす底壁面を有する前記底壁の隅部と、を含んで形成される。これにより、車幅方向からトレイに作用する衝撃荷重を主に分担して受ける領域を高強度部にでき、プレス加工し難い領域を低強度部にできる。したがって、高強度部により、トレイが早期に塑性して大きく変形することを抑制できるとともに、比較的軽量にできる。同時に、低強度部により、トレイを、母材となる鋼板にプレス加工することで簡易に製造できる。よって、堅牢で軽量なトレイを提供できる。
　以下、要素技術Ｊの実施形態を説明する。
（実施形態）
　図７３は、実施形態に係るトレイＪ２０の説明図である。図７４は、実施形態に係るトレイＪ２０の斜視図である。図７５は、実施形態に係るトレイＪ２０の平面図である。図７６は、図７５におけるＡ矢視断面図である。なお、特に説明のない限り、車両（車体Ｊ１）の進行方向に沿う方向を前後方向といい、前後方向に見たときの水平方向を車幅方向といい、前後方向に見たときの車幅方向と直行する方向又は重力方向（鉛直方向）を上下方向という。
　図７３に示すように、車体Ｊ１は、車体Ｊ１の骨格を構成するフレームＪ１０と、リチウムイオン電池等のバッテリーＪ３０を載せるトレイＪ２０（ケース又は容器ともいう。）と、を備えている。車体Ｊ１は、電気自動車等、バッテリーＪ３０を動力源として駆動するものである。
　電柱等との側面衝突（ポール側突）からバッテリーＪ３０を防護することで、バッテリーＪ３０の爆発等による乗員への危害を抑制できる。したがって、バッテリーＪ３０を防護するため、トレイＪ２０は、側面部材構造Ｊ１００（サイドシルともいう。）の位置より車内側に配置されている。なお、トレイＪ２０は、通常、車体Ｊ１の車幅方向における左右に設けられた、一対の側面部材構造Ｊ１００の間に配置されている。
　詳細には、図７４に示すように、トレイＪ２０は、底壁Ｊ２１と、底壁Ｊ２１の外周から立設する周側壁Ｊ２２と、を備えている。
　底壁Ｊ２１は、平面視において、３角形以上の多角形である。例えば、底壁Ｊ２１は、図７５に示すように、平面視において４角形である。底壁Ｊ２１は、４箇所の隅部Ｊ２１Ｃを有している。
　底壁Ｊ２１のそれぞれの隅部Ｊ２１Ｃは、周側壁Ｊ２２の後述するそれぞれの角部Ｊ２２Ｃに対応して、隣接して配置されている。
　底壁Ｊ２１は、平らな板状である。底壁Ｊ２１は、例えば、鋼製である。底壁Ｊ２１は、水平面に沿って配置される上面Ｊ２１ａを有している。上面Ｊ２１ａの上には、適宜、バッテリーＪ３０等の車載部品が載置されている。底壁Ｊ２１は、上面Ｊ２１ａにバッテリーＪ３０を載せて支持できる剛性を有している。上面Ｊ２１ａは、側面衝突等の車外側から車内側へ向く衝撃荷重によって生じる、底壁Ｊ２１の車幅方向への変形に対する剛性を高めるため、適宜、車幅方向に沿って形成された補強部Ｊ２１Ｒを有してよい。なお、補強部Ｊ２１Ｒは、車幅方向に沿って形成された突条又は溝であってよい。
　周側壁Ｊ２２は、底壁Ｊ２１の周縁の多角形形状に対応する多角形形状を有している。例えば、図７５に示すように、底壁Ｊ２１が４角形である場合、周側壁Ｊ２２は４角形である。具体的には、周側壁Ｊ２２は、第１側壁Ｊ２２１と、第１側壁Ｊ２２１に隣接する第２側壁Ｊ２２２と、第２側壁Ｊ２２２に隣接する第３側壁Ｊ２２３と、第３側壁Ｊ２２３に隣接する第４側壁Ｊ２２４と、を有している。そして、第４側壁Ｊ２２４は、第１側壁Ｊ２２１に隣接している。このように、第１側壁Ｊ２２１から第４側壁Ｊ２２４までの各側壁は、底壁Ｊ２１を、底壁Ｊ２１の周縁から囲むようにして、閉じた環状に配置されている。なお、周側壁Ｊ２２を構成する側壁の数は、本実施形態のような４個に限らず、底壁Ｊ２１の周縁の多角形形状に応じて、３個以上であればよい。
　周側壁Ｊ２２の各側壁は、周側壁Ｊ２２で取り囲んだ中央を向く内面を有している。すなわち、図７４に示すように、第１側壁Ｊ２２１は、第１側壁内面Ｊ２２１ａを有している。以下同様に、第２側壁Ｊ２２２は、第２側壁内面Ｊ２２２ａを有している。第３側壁Ｊ２２３は、第３側壁内面Ｊ２２３ａを有している。第４側壁Ｊ２２４は、第４側壁内面Ｊ２２４ａを有している。
　周側壁Ｊ２２は、図７６に示すように、底壁Ｊ２１の車外側端部から上方に延びる周側壁ウェブＪ２２Ｗと、周側壁フランジＪ２２Ｆと、を含む、周側壁Ｊ２２が伸びる方向に対して垂直な断面を有している。これにより、周側壁Ｊ２２を含むトレイＪ２０は、平らな鋼板からプレス加工によって簡易に成形可能でありながらも、せん断力等の荷重及びモーメントに対して抵抗可能な剛性を合理的に確保できる。なお、周側壁Ｊ２２の断面は、底壁Ｊ２１の周縁に沿って一様であってよい。
　図７４及び図７５に示すように、トレイＪ２０は、高い引張強度を有する高強度部ＨＴと、高強度部ＨＴより低い引張強度を有する低強度部ＬＴとを備えている。なお、軽量化の観点から、高強度部ＨＴは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することが好ましく、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有することが更に好ましい。なお、加工のし易さの観点から、低強度部ＬＴは、２７０ＭＰａから４４０ＭＰａまでの引張強度を有している。低強度部ＬＴは、例えば、２７０ＭＰａ、４４０ＭＰａ又は５９０ＭＰａの引張強度を有している。例えば、高強度部ＨＴとして１４７０ＭＰａの引張強度を有する鋼板を用いる場合、高強度部ＨＴより低い引張強度を有する低強度部ＬＴとして２７０ＭＰａの引張強度を有する鋼板を用いる。
　ここで、低強度部ＬＴは、互いに劣角をなして隣接する第１側壁Ｊ２２１の第１側壁内面Ｊ２２１ａ及び第２側壁Ｊ２２２の第２側壁内面Ｊ２２２ａにおける角部Ｊ２２Ｃと、角部Ｊ２２Ｃにおける第１側壁内面Ｊ２２１ａ及び前記第２側壁内面Ｊ２２２ａのそれぞれに対して劣角をなす底壁Ｊ２１の上面Ｊ２１ａにおける隅部Ｊ２１Ｃと、を有する窪み部Ｃを含んで形成されている。このように、トレイＪ２０の低強度部ＬＴは、周側壁Ｊ２２の角部Ｊ２２Ｃと底壁Ｊ２１の隅部Ｊ２１Ｃとが隣り合う窪み部Ｃ（第１側壁内面Ｊ２２１ａ、第２側壁内面Ｊ２２２ａ及び上面Ｊ２１ａの３つの面が隣り合う部分）を含むように配置されている。なお、劣角角度（miner angle）とは、頂点と２辺を共有する角のうち、小さい方の角の角度をいう。
　トレイＪ２０はこのような構造であるので、車幅方向からトレイＪ２０に作用する衝撃荷重を主に分担して受ける領域を高強度部ＨＴにできる。同時に、そのようなプレス加工し難い窪み部Ｃを低強度部ＬＴにできる。したがって、高強度部ＨＴにより、トレイＪ２０が早期に塑性して大きく変形することを抑制できるとともに、比較的軽量にできる。同時に、低強度部ＬＴにより、トレイＪ２０を、母材となる鋼板にプレス加工することで窪み部Ｃを有する箱状の立体形状の成形を、簡易にできる。よって、堅牢で軽量なトレイＪ２０を提供できる。
　具体的には、トレイＪ２０は、図７４及び図７５に示すように、前後方向の中間部を高強度部ＨＴとしている。
　高強度部ＨＴは、第１側壁Ｊ２２１から、底壁Ｊ２１を経て、第１側壁Ｊ２２１に対向する第３側壁Ｊ２２３までに亘って形成されている。これにより、衝撃荷重が作用した際の荷重伝達経路の範囲を高強度部ＨＴにできる。よって、トレイＪ２０の板厚を小さくしても、車幅方向の剛性を高められるので、効率良く軽量化できる。
　トレイＪ２０は、前方の２箇所に配置された隅部Ｊ２１Ｃ及びそれらの隅部Ｊ２１Ｃに対応する角部Ｊ２２Ｃを有する窪み部Ｃを含む領域を低強度部ＬＴとしている。また、トレイＪ２０は、後方の２箇所に配置された隅部Ｊ２１Ｃ及びそれらの隅部Ｊ２１Ｃに対応する角部Ｊ２２Ｃを有する窪み部Ｃを含む領域を低強度部ＬＴとしている。このように、隅部Ｊ２１Ｃ及び角部Ｊ２２Ｃを有する窪み部Ｃを含む領域を低強度部ＬＴとしているので、母材となる鋼板にプレス加工することでトレイＪ２０を簡易に製造できる。
　トレイＪ２０は、底壁Ｊ２１の上に、第１側壁Ｊ２２１から第１側壁Ｊ２２１に対向する第３側壁Ｊ２２３までに亘って延びる内側補強材Ｊ２４を備えている。これにより、第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３の一方に対して車幅方向の衝撃荷重が作用しても、その衝撃荷重の一部を第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３の他方にも分担させることができる。また、車幅方向に衝撃荷重が作用する際における、荷重伝達経路の範囲の剛性及び座屈強度を上げることができる。よって、トレイＪ２０の内側の保護性能を上げることができる。
　内側補強材Ｊ２４は、複数設けられてもよい。また、内側補強材Ｊ２４は、前後方向に並んで複数設けられてもよい。これにより、第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３に対して車幅方向に衝撃荷重が加わった際に、第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３の前後方向に垂直な断面に作用する鉛直方向周りの最大曲げモーメントを小さくでき、第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３の車幅方向への変位を抑制できる。また、側面衝突等によって第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３の一方に対して加わる車幅方向への衝撃荷重を、複数の内側補強材Ｊ２４に分散し、第３側壁Ｊ２２３に伝達できる。よって、一つの内側補強材Ｊ２４当たりの長手方向（車幅方向）に垂直な断面を小さくでき、コンパクトにできる。なお、内側補強材Ｊ２４は、単数設けられてもよい。
　内側補強材Ｊ２４の一方の端部は、第１側壁Ｊ２２１の第１側壁内面Ｊ２２１ａに対して、溶接等によって接合されている。内側補強材Ｊ２４の他方の端部は、第３側壁Ｊ２２３の第３側壁内面Ｊ２２３ａに対して、溶接等によって接合されている。
　内側補強材Ｊ２４は、高強度部ＨＴと重なっていることが好ましい。これにより、内側補強材Ｊ２４による剛性の向上効果と高強度部ＨＴによる剛性の向上効果とが相まって、車幅方向に衝撃荷重が作用した際における荷重伝達経路の範囲の剛性を効果的に上げることができる。よって、トレイＪ２０の内側の保護性能を上げることができる。
　第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３は、第１側壁Ｊ２２１及び第３側壁Ｊ２２３に沿って延びる外側補強材Ｊ２５を備えている。なお、外側補強材Ｊ２５は、通常、第１側壁Ｊ２２１に沿って延びる第１外側補強材Ｊ２５Ａと、第３側壁Ｊ２２３に沿って延びる第２外側補強材Ｊ２５Ｂを含んでいる。これにより、車外側から車内側に向けて作用する衝撃荷重は、外側補強材Ｊ２５の前後方向に分散してから、第１側壁Ｊ２２１又は第３側壁Ｊ２２３を経て、底壁Ｊ２１に伝達されるので、荷重伝達経路の範囲を広くでき、トレイＪ２０が受ける荷重を分散させて、局所に集中しないようにできる。よって、トレイＪ２０の内側の保護性能を上げることができる。
　詳細には、図７６に示すように、外側補強材Ｊ２５（第１外側補強材Ｊ２５Ａ）は、車外側から車内側に向けて作用する衝撃荷重に対する、単位質量当たりの曲げ剛性及び衝撃エネルギー性能を確保するため、中空の断面を有している。また、外側補強材Ｊ２５は、それぞれ前後方向に沿って延びる複数の部材、すなわち、第１部材Ｊ２５１と、第２部材Ｊ２５２と、第３部材Ｊ２５３とを有している。そして、外側補強材Ｊ２５の断面は、第１部材Ｊ２５１と、第２部材Ｊ２５２と、第３部材Ｊ２５３とが互いに繋ぎ合わされることにより、閉じた環状になっている。第１部材Ｊ２５１と、第２部材Ｊ２５２と、第３部材Ｊ２５３とは、例えば、溶接等によって互いに接合されている。第１部材Ｊ２５１、第２部材Ｊ２５２及び第３部材Ｊ２５３は、それぞれ、例えば、平らな鋼板又は平らな鋼板から曲げ成形された鋼板である。外側補強材Ｊ２５と周側壁Ｊ２２とは、溶接等によって互いに接合されている。なお、外側補強材Ｊ２５は、本実施形態のように３つの部材から形成されたものに限らず、単数の部材から形成されていてもよく、２つの部材から形成されていてもよく、４以上の複数の部材から形成されていてもよい。
（製造方法）
　次に、トレイＪ２０の製造方法について説明する。
（１）まず、高い引張強度を有する高強度部ＨＴとなる鋼板と、高強度部ＨＴより低い引張強度を有する低強度部ＬＴとなる鋼板と、を溶接する（溶接工程）。ここで、例えば、高強度部ＨＴとして、１４７０ＭＰａの引張強度を有する鋼板を用いる。また、低強度部ＬＴとして、２７０ＭＰａの引張強度を有する鋼板を用いる。なお、高強度部ＨＴとなる鋼板の板厚と低強度部ＬＴとなる鋼板の板厚は、同じであることが好ましい。
（２）次に、低強度部ＬＴを、互いに劣角をなして隣接する第１側壁Ｊ２２１の第１側壁内面Ｊ２２１ａ及び第２側壁Ｊ２２２の第２側壁内面Ｊ２２２ａにおける角部Ｊ２２Ｃと、角部Ｊ２２Ｃにおける第１側壁内面Ｊ２２１ａ及び第２側壁内面Ｊ２２２ａのそれぞれに対して劣角をなす底壁Ｊ２１の上面Ｊ２１ａにおける隅部Ｊ２１Ｃとを有する窪み部Ｃを含むようにプレス加工する（成形工程）。同時に、高強度部ＨＴをプレス加工する。なお、プレス加工による加工硬化により、プレス加工後の高強度部ＨＴ又は低強度部ＬＴの引張強度を、プレス加工前の高強度部ＨＴ又は低強度部ＬＴの引張強度よりも高めることができる。
　このようなトレイＪ２０の製造方法によれば、トレイＪ２０が、高強度部ＨＴを有していても、プレス加工による成形が困難な窪み部Ｃは低強度部ＬＴであるので、底壁Ｊ２１と、底壁Ｊ２１の外周から立設する周側壁Ｊ２２と、を備えたトレイＪ２０を簡易に製造できる。よって、堅牢で軽量なトレイＪ２０の製造方法を提供できる。
　（要素技術Ｋ）
　要素技術Ｋは、所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
の関係を充足する、自動車車体用構造部材である。
　図７７は、本実施形態に係る自動車車体１００のモノコック構造のフレーム２０であって、キャビン骨格部材の一例を示す図である。特許第６０７５４６３号公報に記載の通り、板金部品の接合部位が連続フランジＫ５０を有する骨格部材により、衝突エネルギー吸効率の向上効果を有効に発揮し、荷重伝達特性や剛性に優れる特徴を有する。製造方法の一例は、特許第５９５８６４４号公報に記載されている。
　（要素技術Ｌ）
　要素技術Ｌは、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材である。
　より具体的には、素材金属板にプレス加工を行うことにより、天板部と、該天板の両側につながる２つの縦壁と、該２つの縦壁それぞれにつながる２つのフランジとにより構成されるハット形状の断面を有するとともに平面視で長手方向へ湾曲する湾曲部を有することによりＬ字状ハット断面形状を有するプレス部品、もしくは、該Ｌ字状ハット断面形状をその一部に有するプレス部品に成形するプレス部品の製造方法であって、パンチおよびブランクホルダーと、パッド、ダイおよび曲げ型との間に素材金属板を配置し、該素材金属板における前記天板部に成形される部分を前記パッドにより前記パンチに押し付けて挟持し、さらに、前記素材金属板における前記天板部に成形される部分より前記湾曲部の外側になる部分を前記ブランクホルダーで該ダイに押し付けて挟持し、前記曲げ型を前記パンチが配置されている方向へ相対的に移動して前記素材金属板を加工することにより、前記湾曲部の内周側の縦壁と、該縦壁につながるフランジ部とを成形した後に、前記素材金属板を該ブランクホルダーで該ダイに押し付けて挟持する状態を維持しながら、前記ダイと前記ブランクホルダーを該素材金属板に対して該ブランクホルダーが配置されている方向へ相対的に移動して前記素材金属板を加工することにより、前記湾曲部の外周側の縦壁と該縦壁につながるフランジ部を成形することによって、前記プレス部分を成形することにより製造される、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材である。
　図７８は、本実施形態に係る自動車車体１００のモノコック構造のフレーム２０であって、キャビン骨格部材２４で、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材Ｌ５１の一例を示す図である。特許６０２０５９６号公報に記載の製造方法を用いることにより、引張強度１１８０ＭＰａ以上の冷延ハイテン材料を用いて、Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材Ｌ５１の製造が可能となる。これにより、車体部品のさらなる高強度・薄肉化が可能となる。
　本発明によれば、自動車の製造、使用、および廃棄に渡る一連のライフサイクルの中で発生する温室効果ガスの総量を低減することが可能な自動車車体を提供することができる。
　１　　内燃機関
　２　　電動モータ
　１０　　外装パネル
　１２　　ボンネット
　１４　　ドア
　１５　　フロア
　１６　　ルーフ
　１７　　バンパー
　１８　　フェンダー
　１９　　トランクリッド
　２０　　フレーム
　２２　　衝撃吸収骨格部材
　２４　　キャビン骨格部材
　２６　　センターピラー
　３０　　フロア骨格部材
　３２　　サイドシル
　１００　　自動車車体

Claims (21)

  1. 　引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリ、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体であって、
    　前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、
    　前記自動車車体の質量をｍ（ｋｇ）、前記自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）としたとき、以下の式（１）および式（２）を満たす、自動車車体。
    　６＜s＜１１　　　・・・（１）
    　ｍ＜（２７２．３７×ｓ－８３５）×０．９８　　　・・・（２）
  2. 　引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を含む鉄鋼材料と、非鉄金属材料と、樹脂材料とを少なくとも有して構成される衝突安全性に優れる公道走行用自動車から、バッテリ、タイヤ、および水分または油分を含む液体が除かれた自動車車体であって、
    　前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板の質量ｍｈ（ｋｇ）の比が９％以上であり、
    　前記自動車車体の素材構成から算出される製造時、使用時および廃棄時の各ＣＯ２排出量の総和Ｍ、前記自動車車体の上方からの投影面積をｓ（ｍ２）、前記自動車車体の高さをｈ（ｍ）としたとき、以下の式（３）および式（４）を満たす、自動車車体。
    　９＜ｓ×ｈ＜１９　　　・・・（３）
    　Ｍ＜（１９２５．１×ｓ×ｈ―８１．４）×０．９８　　　・・・（４）
  3. 　前記自動車車体の質量ｍ（ｋｇ）に対する前記鉄鋼材料の質量ｍｓ（ｋｇ）の比が６４％以上であり、
    　引張強度が１．９ＧＰａ以上の前記鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｓ（ｋｇ）の比が９％以上である、
    請求項１又は２に記載の自動車車体。
  4. 　前記自動車車体を構成するボディ重量ｍｂ（ｋｇ）に対し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の前記鋼板からなる板金部品の質量の総和ｍｈｔ（ｋｇ）の比が２４％以上、である、請求項１又は２に記載の自動車車体。
  5. 　前記自動車車体の板金部品の質量の総和ｍｓp（ｋｇ）に対し、Ｃｕが０．０１３％以上、Ｎｉが０．０１８％以上、およびＳｎが０．００２％以上含まれている板金部品の質量の総和ｍsc（ｋｇ）の比が２０％以上である請求項１又は２に記載の自動車車体。
  6. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．５０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｃｏ：０～２．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～３．００％、Ｍｇ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．１０％、ＲＥＭ：０～０．３０％、およびＢ：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、５％以上、１０％未満の残留オーステナイトと、合計で９０％超、９５％以下のベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと、５％未満の残部組織とからなり、前記ベイナイトおよび前記焼き戻しマルテンサイトの結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５４°となる粒界の長さと、回転角が５５°～７５°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が５５°～７５°となる粒界の長さの割合が３０％以上であるミクロ組織を有し、引張強さが１５００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形体、
    　鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材、及び、
    　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体
    を有する請求項３に記載の自動車車体。
  7. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、
    　鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも二つの平坦部位と、前記二つの平坦部位の間に形成される凹ビード部位と、を有し、前記凹ビード部位は、曲率半径が５０ｍｍ以上である一対の壁部であって、前記二つの平坦部位における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する一対の屈曲部を介して前記閉断面部の内側に向かって突出する一対の壁部を有し、前記壁部における板厚中心部のビッカース硬度が５２０Ｈｖ以上であり、前記壁部の幅が、カルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下であり、前記壁部の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記壁部の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材
    を有する請求項３に記載の自動車車体。
  8. 　鋼板を冷間プレス成形することにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より大きい骨格部材、
    　鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも１つの平坦部位を有し、前記少なくとも１つの平坦部位のうち、カルマンの有効幅式から求められる有効幅に対する割合が最大である幅を有する平坦部位を基準平坦部位と定義したとき、前記基準平坦部位における板厚中心部のビッカース硬度が３００Ｈｖ以上であり、前記基準平坦部位の幅が、前記有効幅の２．０倍以下であり、前記基準平坦部位の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記基準平坦部位の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材、及び、
    　鋼板をホットスタンプすることにより形成される骨格部材であって、前記骨格部材は、長手方向に垂直な断面が閉断面である閉断面部を有し、前記閉断面部は、当該断面における最大外形寸法よりも曲率半径が大きい部位である少なくとも二つの平坦部位と、前記二つの平坦部位の間に形成される凹ビード部位と、を有し、前記凹ビード部位は、曲率半径が５０ｍｍ以上である一対の壁部であって、前記二つの平坦部位における互いに対向する端部から、閉断面内部に向かい屈曲する一対の屈曲部を介して前記閉断面部の内側に向かって突出する一対の壁部を有し、前記壁部における板厚中心部のビッカース硬度が５２０Ｈｖ以上であり、前記壁部の幅が、カルマンの有効幅式から求められる有効幅Ｗｅの０．５倍以上２．５倍以下であり、前記壁部の表層部における硬さ頻度分布の標準偏差を、前記壁部の板厚中心部における硬さ頻度分布の標準偏差で割って求められる標準偏差比が１．０より小さい骨格部材
    を有する請求項３に記載の自動車車体。
  9. 　所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
    ０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
    Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
    の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、
    　Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材
    を有する請求項８に記載の自動車車体。
  10. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、
    　第一の鋼板部材と第二の鋼板部材をスポット溶接部でスポット溶接することにより接合した骨格部材であって、前記骨格部材の長手方向に垂直な断面が閉断面である断面領域を有し、前記第一の鋼板部材は１９００ＭＰａ以上の引張強さを有し、前記スポット溶接部は、前記スポット溶接により形成された溶融金属部と、前記溶融金属部の外側に隣接する熱影響部と、を有し、前記溶融金属部の中心点を含む前記長手方向に垂直な断面において、前記溶融金属部に相当する領域を第一の領域と定義し、前記熱影響部に相当する領域を第二の領域と定義し、前記第一の領域と前記第二の領域との境界から前記第一の領域側に１００μｍ離間するまでの領域と、前記境界から前記第二の領域側に１００μｍ離間するまでの領域とにより構成される領域を第三の領域と定義し、前記第一の領域の中央部から前記第二の領域側に延在する仮想直線に沿って、１０ｇｆの荷重で１５μｍピッチでビッカース硬度を測定したとき、前記仮想直線の上における、前記第一の領域に対応する測定箇所における平均ビッカース硬度ＨｖＡｖｅと、前記仮想直線の上における、前記第三の領域に対応する測定箇所における最低ビッカース硬度ＨｖＭｉｎとが、ＨｖＡｖｅ－ＨｖＭｉｎ≦１００を満たす骨格部材
    を有する請求項３に記載の自動車車体。
  11. 　所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
    ０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
    Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
    の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、
    　Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材、
    を有する請求項１０に記載の自動車車体。
  12. 　母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、
    　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
    として（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品
    を有する請求項１０に記載の自動車車体。
  13. 　母材鋼板を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：２．００％未満、Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｂ：０．０００２～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物、である化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から前記母材鋼板の板厚の１／４の深さ位置を中心とする板厚方向に０．０５ｍｍの範囲において前記母材鋼板のＭｏ含有量を、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したとき、Ｍｏ含有量の最大値、Ｍｏ含有量の最小値、およびＭｏ含有量の平均値が、
    　[Ｍｏ]ｍＭＡＸ：母材鋼板のＭｏ含有量の最大値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＭＩＮ：母材鋼板のＭｏ含有量の最小値（質量％）
    　[Ｍｏ]ｍＡＶＥ：母材鋼板のＭｏ含有量の平均値（質量％）
    として（[Ｍｏ]ｍＭＡＸ－[Ｍｏ] ｍＭＩＮ）／[Ｍｏ] ｍＡＶＥ＜０．５０を満足し、前記母材鋼板の金属組織が、マルテンサイトを９０．０％以上含有し、前記母材鋼板の前記表面から前記母材鋼板の前記板厚の１／４深さ位置を中心とする前記板厚方向に０．３ｍｍかつ前記板厚方向と直交する方向に０．６ｍｍの領域におけるビッカース硬さの標準偏差が２０（Ｈｖ）以下であり、前記母材鋼板の引張強さが２３００ＭＰａ以上であるホットスタンプ成形品
    を有する請求項１１に記載の自動車車体。
  14. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％、およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、面積率で、合計で９０％以上のマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを含む金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満であるホットスタンプ成形体、及び、
    　車体の前後方向に延びる筒体と、前記筒体の内部に配置された衝撃吸収部材とを備え、前記衝撃吸収部材は、前記前後方向に沿って延び、車幅方向に扁平なウェブと、前記ウェブの車外側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車外側フランジと、前記ウェブの車内側端部に接合され、前記前後方向に沿って延びる車内側フランジと、を有し、前記車外側フランジ及び前記車内側フランジは、前記ウェブを上下から挟むように配置され、前記前後方向に沿って延びるリブを有する車体の側面部材構造
    を有する請求項３に記載の自動車車体。
  15. 　所定方向に延びて形成され、天板部、前記天板部に連続する稜線部及び前記稜線部に連続する縦壁部を有し、前記所定方向に対して交差する断面が略溝型断面を成す、鋼板製のプレス成形体からなる自動車車体用構造部材において、前記天板部に前記所定方向の端部から前記所定方向に延びて形成された少なくとも一つの溝部と、前記端部における少なくとも前記稜線部の範囲に形成された外向きフランジと、を備え、前記端部における、前記溝部の深さ（ｈ）と、前記溝部の幅（ｗ）と、前記鋼板の板厚（ｔ）とが
    ０．２×Ｈ0≦ｈ≦３．０×Ｈ0、
    Ｈ0＝（０．０３７ｔ－０．２５）×ｗ－５．７ｔ＋２９．２
    の関係を充足する、自動車車体用構造部材、及び、
    　Ｌ字およびＴ字の形状を有する高強度骨格部材
    を有する請求項１４に記載の自動車車体。
  16. 　鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆とを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記被覆側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記被覆側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記被覆との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、２０μｍ未満であり、前記鋼板基材とＡｌ及びＦｅを含有する前記被覆との間にスケールを含まない鋼部材
    を有する請求項１４に記載の自動車車体。
  17. 　鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されるＡｌ及びＦｅを含有する被覆とを有し、前記鋼板基材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｃｏ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記鋼板基材が、前記被覆側に形成された脱炭層を有し、前記脱炭層が、前記被覆側に形成された内部酸化層を有し、前記脱炭層の、前記鋼板基材と前記被覆との界面からの深さが、３０μｍ以上であり、前記内部酸化層の、前記界面からの深さが、２０μｍ未満であり、前記鋼板基材とＡｌ及びＦｅを含有する前記被覆との間にスケールを含まない鋼部材
    を有する請求項１５に記載の自動車車体。
  18. 　高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイ
    を有する請求項１４に記載の自動車車体。
  19. 　高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイ
    を有する請求項１５に記載の自動車車体。
  20. 　高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイ
    を有する請求項１６に記載の自動車車体。
  21. 　高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部と、を溶接する溶接工程と、前記低強度部を、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす底壁の上面における隅部とを有する窪み部を含むようにプレス加工する成形工程と、を含む製造方法により製造されるトレイであって、底壁と、前記底壁の外周から立設する周側壁と、を備え、高い引張強度を有する高強度部と、前記高強度部より低い引張強度を有する低強度部とを備え、前記低強度部は、互いに劣角をなして隣接する第１側壁の第１側壁内面及び第２側壁の第２側壁内面における角部と、前記角部における前記第１側壁内面及び前記第２側壁内面のそれぞれに対して劣角をなす前記底壁の上面における隅部と、を有する窪み部を含んで形成されるトレイ
    を有する請求項１７に記載の自動車車体。
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