WO2011158818A1 - ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法 Download PDF

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幸一 佐野
義仁 関戸
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped molded article having an excellent balance between strength and toughness.
  • the present invention relates to a hot stamping molded body having a strength of 1470 MPa or more and a sufficient energy absorption capability.
  • the present invention also relates to a method of manufacturing a hot stamping steel plate applied to a component manufactured by hot stamping, and a method of manufacturing a hot stamping molded body using the hot stamping steel plate.
  • Hot stamping technology is used from this point of view.
  • a steel sheet is heated to a high temperature in the austenite region and then press forming is performed. For this reason, the molding load is greatly reduced as compared with the normal pressing performed at room temperature.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose a method for obtaining a strength of 1000 to 2000 MPa by such hot stamping technology.
  • Patent Document 1 discloses a hot stamping steel sheet having a predetermined average austenite grain size and a martensite amount after hot stamping and having a strength of 1770 to 1940 MPa and excellent ductility. Has not been evaluated.
  • Patent Document 2 discloses a technique for limiting the cleanliness and the segregation degree of P and S to greatly improve the toughness after hot stamping. However, this Patent Document 2 does not describe the average particle size of the prior austenite grains.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving toughness by controlling the average grain size of prior austenite grains and utilizing automatic tempered martensite.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet having an aspect ratio of a predetermined prior austenite grain size and excellent in low-temperature toughness.
  • Patent Document 4 since the aspect ratio of the prior austenite grain size before hot stamping is very high, the structure cannot be controlled sufficiently after hot stamping, and a sufficient balance between strength and toughness cannot be secured. There is sex.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-174282 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-314817 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-152427 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-52321
  • Parts for automobiles especially parts such as frames, members and reinforcements, from their roles, parts that absorb energy efficiently at the time of collision, and parts that have sufficient strength and transmit energy at the time of collision without deformation are categorized.
  • parts that require a strength of 1470 MPa or more parts to which hot stamping is applied (hot stamping molded bodies) are increasing.
  • a strength member of 1770 MPa or more is particularly required.
  • the present inventors manufactured a part having sufficient toughness and a tensile strength of 1470 MPa or more by hot stamping to complete the present invention.
  • the hot stamping molded product according to an aspect of the present invention is at least selected from C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn, and Cr by mass%. Total of one type: 1 to 3%, Al: 0.005 to 0.06%, Ti: 0.002 to 0.1%, Nb: 0.002 to 0.1%, O: 0.003 to 0 .007%, P: 0.015% or less, S: 0.01% or less, N: 0.004% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, the thickness of the prior austenite grains
  • the dimension ratio of the length in the rolling direction to the length in the direction is 1.3 or more and 2.5 or less, the average grain size of the prior austenite grains is 6 ⁇ m or less, contains 98% or more martensite, and 1470 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet described in (1) above is further mass%, B: 0.005% or less, V: 0.1% or less, Mo: 0.5% or less, Ca: 0.03. %, Mg: 0.03% or less, REM: 0.03% or less, Cu: 0.5% or less, Sn: 0.1% or less, Ni: 0.5% or less, W: 1% or less It may contain more than seeds.
  • the high-strength steel sheet according to (1) or (2) may be provided with a hot dipped layer on the surface.
  • the manufacturing method of the steel sheet for hot stamping according to one aspect of the present invention is mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn, Cr Total of at least one selected from: 1 to 3%, Al: 0.005 to 0.06%, Ti: 0.002 to 0.1%, Nb: 0.002 to 0.1%, O: A slab containing 0.003 to 0.007%, P: 0.015% or less, S: 0.01% or less, N: 0.004% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities A first step of heating to a temperature range of 1270 ° C.
  • the slab is, in mass%, B: 0.005% or less, V: 0.1% or less, Mo: 0.
  • a step of performing cold rolling may be further included after the fourth step.
  • a step of performing cold rolling and continuous annealing may be further included after the fourth step.
  • a step of performing hot dipping may be further included after the fourth step.
  • the method may further include a step of performing cold rolling and performing hot dipping after the fourth step.
  • the method further includes a step of performing cold rolling and continuous annealing and performing hot dipping after the fourth step. Good.
  • the steel plate obtained by the method for manufacturing a steel sheet for hot stamped molded body according to (4) above is heated at a heating rate of 3 ° C./s or more.
  • hot stamping is performed under the condition that the temperature range of 300 ° C or higher and Ar3 point or lower is cooled at a cooling rate of 150 ° C / s or higher.
  • the steel plate obtained by the method for manufacturing a steel sheet for hot stamped molded body according to (5) above is heated at a heating rate of 3 ° C./s or more. After heating to a temperature range of Ac3 point or higher and 900 ° C or lower, hot stamping is performed under the condition that the temperature range of 300 ° C or higher and Ar3 point or lower is cooled at a cooling rate of 150 ° C / s or higher.
  • the hot press-molded article described in (1) to (2) above by appropriately controlling the prior austenite grain size and the prior austenite shape while securing a strength of 1470 MPa or more after hot stamping, The balance between strength and toughness can be improved, the energy absorption characteristics at the time of collision can be improved, and weight reduction of the member at a higher level can be achieved.
  • the prior austenite grain size and the prior austenite shape are appropriately controlled while ensuring a strength of 1470 MPa or more. It is possible to provide a hot-press formed steel sheet that can be used.
  • the method for producing a hot press molded product according to the above (11) and (12) it is possible to provide a hot press molded product excellent in the balance between strength and toughness and the absorbed energy characteristics at the time of collision.
  • the inventors melted steel containing chemical components shown in Table 1 on a laboratory scale, heated the obtained steel ingot at 1250 ° C., and then reduced the total rolling in the final rolling and the rolling immediately before the final rolling.
  • the hot rolling is performed so that the rate is 60%, the finishing temperature is 880 ° C., the sheet thickness is 1.4 mm, and cooling is performed at 200 ° C./s or less after 1 s (1 second) after the hot rolling is finished. Cooling was started at a speed and winding was performed at 600 ° C.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is pickled, heated to 850 ° C.
  • the prior austenite grain size (average value) after hot stamping thermal history
  • the prior austenite grain size ratio dimensional ratio of the length in the rolling direction to the length in the thickness direction of the prior austenite
  • the present inventors have a prior austenite grain size of 6 ⁇ m or less in the steel sheet after hot rolling, and a prior austenite grain size ratio (length in the rolling direction / length in the thickness direction) is 1.3 or more.
  • the old austenite grain size is 6 ⁇ m or less even in the steel sheet (formed body) after hot stamping, and the old austenite grain size ratio (length in the rolling direction / length in the plate thickness direction) is 1.3 or more.
  • the prior austenite grain size is as fine as 6 ⁇ m or less and the prior austenite grain size ratio (length in the rolling direction / length in the sheet thickness direction) is 1.3 or more
  • the rate of change from austenite to ferrite and cementite is as high as almost 100%, and the rate of change from ferrite and cementite to austenite is also almost 100% in heating before hot stamping. % And high.
  • the grain size is 6 ⁇ m or less, and the prior austenite grain size ratio (in the rolling direction) It is considered that old austenite grains having a length / length in the thickness direction of 1.3 or more can be secured even after hot stamping.
  • the finishing temperature in hot rolling and the cooling start time after finishing rolling is important. That is, it is necessary to finish hot rolling (finish rolling) at 900 ° C. or less and start cooling within 1 s after finishing rolling (cooling start time is 1 s or less). In the above-described experiment, the cooling rate from the start of cooling after hot rolling to winding is controlled to 200 ° C./s or less.
  • the austenite particle size can be controlled to 6 ⁇ m or less, and the prior austenite particle size ratio (length in the rolling direction / length in the plate thickness direction) can be controlled to 1.3 or more.
  • the cold rolled steel sheet having a thickness of 0.8 mm is heated to 850 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s and then cooled to room temperature at a cooling rate of 150 ° C./s.
  • the strength and toughness were investigated.
  • a tensile strength of 1470 MPa or more was obtained under any hot rolling conditions.
  • 8 and 9 show the results of the Charpy impact test conducted as described above.
  • the properties of the cold-rolled steel sheet are also considered to correlate with the hot rolling conditions, and are good with the prior austenite grain size and the prior austenite grain size ratio (length in the rolling direction / length in the thickness direction) after hot stamping. It was found to show a correlation.
  • etching is performed using an aqueous solution containing sodium dodecylbenzenesulfonate, picric acid, oxalic acid and hydrochloric acid, and the thickness is 1/8 t part ( Alternatively, 7/8 t part) was observed with an optical microscope.
  • a hot stamping body according to an embodiment of the present invention will be described.
  • the chemical composition of the hot stamping molded body of this embodiment and the steel sheet used for this hot stamping molded body will be described.
  • “%” means “mass%”.
  • the C content is an element that plays an important role in this embodiment, and has a great influence on the strength after quenching. Therefore, in order to obtain a tensile strength of 1470 MPa or more, the C content needs to be 0.20% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.35%, breakage tends to occur during impact deformation, weldability deteriorates, and the strength of the welded portion decreases. Therefore, the upper limit of the C amount is 0.35%. When it is necessary to ensure the tensile strength more reliably, the C content is preferably 0.21% or more. Moreover, when improving weldability more, it is preferable that C amount is 0.32% or less, and it is more preferable that it is 0.30% or less.
  • the amount of Si needs to be 0.1% or more.
  • the upper limit of the Si amount is 0.5%.
  • Mn and Cr are important elements for ensuring hardenability, and when hot stamping is performed, the total of at least one selected from Mn and Cr needs to be 1% or more.
  • the total of at least one selected from Mn and Cr exceeds 3%, the hardenability increases and the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too high. Therefore, in this case, when performing cold working such as cold rolling, the load becomes too large, so the upper limit of the total amount of at least one selected from Mn and Cr is 3% It is necessary and is preferably 2.7%.
  • the Mn content is preferably 1.0% or more and more preferably 1.1% or more in order to further secure hardenability.
  • the amount of Mn is preferably 3.0% or less, more preferably 2.8% or less, and 2.7% or less. Is most preferred.
  • the amount of Cr may be 0.005% or more, and is preferably 0.15% or more in order to further secure hardenability.
  • the Cr content is preferably 1.0% or less.
  • Ti and Nb are also important elements in this embodiment.
  • the Ti amount and the Nb amount must each be 0.002% or more, preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and 0.015% or more. Most preferably it is.
  • the Ti amount or the Nb amount exceeds 0.1%, the effect is saturated, so the upper limit of the Ti amount and the Nb amount is 0.1%, respectively.
  • O is an element necessary for forming an oxide.
  • the amount of O is less than 0.003%, the fine austenite grain size of 6 ⁇ m or less cannot be obtained because there are few fine oxides. Therefore, the lower limit of the O amount needs to be 0.003%.
  • the upper limit of the amount of O is 0.007%, preferably 0.006%, and more preferably 0.005%.
  • the P is a solid solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet relatively inexpensively.
  • the upper limit of the P content is 0.015%, and preferably 0.010%.
  • the P amount may be 0%, but when the P amount is lower than 0.001%, the P removal cost is extremely increased. Therefore, the lower limit of the amount of P is preferably 0.001% and more preferably 0.005% for P contained as an inevitable impurity.
  • the amount of S is an unavoidable impurity and affects the hot brittleness of steel, and deteriorates workability, particularly hot workability, so the amount of S is preferably small. Therefore, the upper limit of the amount of S is 0.01%, and preferably 0.009%. However, the amount of S may be 0%, but when the amount of S is reduced to less than 0.001%, the desulfurization cost extremely increases, so the lower limit of the amount of S is 0.001%. It is preferable that it is 0.002%.
  • the Al content is added for deoxidation and is inevitably contained in the steel. If the Al content is less than 0.005%, deoxidation is insufficient and a large amount of oxide remains in the steel. For this reason, local deformability deteriorates and characteristic variation increases. Therefore, the lower limit of the Al content is 0.005% or more, and preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.06%, a large amount of oxide mainly composed of alumina remains in the steel, and local deformability deteriorates. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.06%, and preferably 0.05%.
  • N is inevitably included in steel.
  • the amount of N may be 0%, but if the amount of N is extremely lowered, the cost increases. Therefore, the lower limit of the amount of N is preferably 0.001%, and is 0.0015%. Is more preferable.
  • the upper limit of the N amount is 0.004%, and preferably 0.0035%.
  • the chemical composition which contains the above-mentioned basic chemical component (basic element) and consists of the remaining Fe and inevitable impurities is the basic composition of the present embodiment.
  • this basic composition instead of part of the remaining Fe
  • at least one selected from the following chemical components (selected elements) can be included in the steel.
  • the selected element is not contained in the steel, the lower limit of the selected element may be 0% in order not to impair the effects in the present embodiment.
  • the effect in this embodiment is not impaired.
  • the B is an element effective for ensuring hardenability, but if the amount of B is less than 0.0005%, the effect is hardly exhibited. Therefore, in order to ensure higher hardenability, the B content is preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.005%, the effect is saturated, so the upper limit of the amount of B is 0.005%, preferably 0.002%.
  • Ca and Mg are deoxidizing elements and are effective elements for reducing the grain size of prior austenite because they form fine oxides. Therefore, when refine
  • REM (Rare Earth Metal) containing Ce and the like is a deoxidizing element, and is an element effective for reducing the grain size of prior austenite because it forms a fine oxide.
  • the REM content is preferably 0.005% or more.
  • the upper limit of the REM amount is 0.03%, preferably 0.028%, and preferably 0.025%. Is preferred.
  • V is an element added to the steel to refine the structure from the viewpoint of securing toughness. That is, V has the effect of improving toughness because when the steel sheet is heated to the Ac3 point or higher, the austenite grains are made fine by suppressing recrystallization and grain growth by forming fine carbides. If the amount of V is less than 0.005%, the effect cannot be obtained. Therefore, when securing higher toughness, the amount of V is preferably 0.005% or more, and is 0.010% or more. Is more preferable, and 0.030% or more is most preferable. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.1%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the amount of V is 0.1%, preferably 0.09%. More preferably, it is 08%.
  • Mo also improves toughness because it reduces the recrystallization and grain growth by forming fine carbides to make the austenite grains finer when the steel sheet is heated to the Ac3 point or higher. There is an effect to. Therefore, when securing higher toughness, the lower limit of the Mo amount is preferably 0.05%, more preferably 0.08%, and most preferably 0.10%. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 0.5%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the amount of Mo is 0.5%, preferably 0.45%.
  • W is added to the steel when martensite is formed more stably in the hot stamping process.
  • the amount of W is less than 0.1%, the effect is insufficient. Therefore, when the effect is sufficiently obtained, the lower limit of the amount of W is preferably 0.1%. If the amount of W exceeds 1%, the effect is saturated, so the upper limit of the amount of W is 1%.
  • the upper limit of the amount of Cu is 0.5%, preferably 0.3%, and more preferably 0.2%.
  • the upper limit of the Sn amount is 0.1%, preferably 0.05%, and more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ni amount is 0.5%, preferably 0.3%, and more preferably 0.1%.
  • the lower limit of these elements is not particularly limited, but considering the refining costs when included in steel by unavoidable incorporation, the lower limits of Cu amount, Sn amount, and Ni amount are each 0.01%. 0.005% and 0.01% are preferable.
  • the hot stamped molded body of this embodiment and the steel sheet used for this hot stamped molded body contain the above-mentioned basic elements, the chemical composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities, or the above-mentioned basic elements. And a chemical composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
  • the hot stamp molded body of the present embodiment includes martensite having an area ratio of 98% or more.
  • a part or all of the martensite may be tempered martensite.
  • the structure of the remaining part of the martensite is not particularly limited, and may be, for example, at least one structure selected from bainite and retained austenite.
  • the upper limit of the amount of martensite may be 100%.
  • the dimensional ratio of the length in the rolling direction to the length in the plate thickness direction of the prior austenite grains is 1.3 or more, and the average grain size of the prior austenite grains is The equivalent circle diameter is 6 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average grain size of the prior austenite grains is not particularly limited, but may be 3.0 ⁇ m considering the measurement resolution.
  • the prior austenite grain size ratio exceeds 2.5, the anisotropy of the steel sheet becomes too large, and there is a concern about deterioration of toughness. Therefore, the prior austenite particle size ratio needs to be 2.5 or less.
  • the prior austenite particle size ratio is preferably 2.0 or less. The amount of martensite, the prior austenite particle size, and the prior austenite particle size ratio are measured by observing the structure of the sample cross section with an optical microscope.
  • the hot stamped molded body and the steel sheet used for the hot stamped molded body of the present embodiment have a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but for example, the tensile strength is preferably 2450 MPa or less.
  • the dimension (size) is not particularly limited, and can be appropriately selected depending on the application.
  • steel having a chemical composition including the above-described basic element, further including the above-described selective element as necessary, and remaining Fe and unavoidable impurities is used.
  • This steel is continuously cast to produce a slab, and this slab is heated to a temperature range of 1250 ° C. or lower (first step).
  • This heated slab is hot-rolled, and in this hot-rolling, the total reduction amount in the three-pass rolling from rolling at the stand two steps before the final stand to rolling at the final stand is 60% or more.
  • finish rolling is performed in a temperature range of 800 to 900 ° C. (finishing temperature) (second step).
  • the steel sheet obtained by this hot rolling is cooled within 1 second after the completion of hot rolling (finish rolling) (third step).
  • the steel sheet is further wound at a temperature of 600 ° C. or lower to produce a hot-rolled steel sheet (fourth step).
  • the continuous casting method is not particularly limited, and may be a normal continuous casting method or a thin slab method having a slab thickness of 100 mm or less.
  • the effect according to the present embodiment is not changed by the type of the continuous casting method.
  • the hot rolling conditions are very important, especially for toughness after hot stamping. That is, with respect to the prior austenite grains after hot stamping, the dimensional ratio of the length in the rolling direction to the length in the plate thickness direction (old austenite grain size ratio) is controlled to 1.3 or more, and the average grain size is 6 ⁇ m or less. In order to control this, it is preferable that the heating temperature during hot rolling is low. Therefore, the heating temperature is controlled to 1270 ° C. or lower, preferably 1250 ° C. or lower. In addition, when this heating temperature is too low, since the deformation resistance during hot rolling becomes too high, the rollability deteriorates. Therefore, the lower limit of the heating temperature is preferably 1050 ° C.
  • the finishing temperature is preferably as low as possible, but a finishing temperature of 800 ° C. or higher, preferably 850 ° C. or higher, is secured in consideration of rollability.
  • the finishing temperature exceeds 900 ° C., the prior austenite particle size ratio becomes smaller than 1.3 and the toughness deteriorates, so the upper limit of the finishing temperature is 900 ° C.
  • the total amount of reduction from the stand two steps before the final stand is controlled to 60% or more, preferably 70% or more.
  • the upper limit of the total amount of rolling reduction from the two stands before the last stand is not particularly limited, but may be 95% in consideration of the thickness of the hot rolled steel sheet.
  • cooling is started immediately after finishing rolling is finished, specifically, cooling is started within 1 second, preferably within 0.5 seconds after finishing rolling.
  • the cooling rate from the start of cooling after hot rolling to winding may be 200 ° C./s or less or may exceed 200 ° C./s.
  • the prior austenite grain size ratio is controlled to 1.3 or more, and the average grain size of the prior austenite grains is controlled to 6 ⁇ m or less. can do.
  • the minimum of coiling temperature is 400 degreeC.
  • the winding temperature is more preferably 500 ° C. or higher.
  • a reheating treatment for softening may be performed after winding.
  • the cooling end temperature in the cooling started within 1 second after the finish rolling is not particularly limited as long as it can sufficiently transform from austenite to ferrite and cementite.
  • one-step cooling control When it is, it is 400 degreeC or more.
  • the lower limit of the cooling start time after finish rolling is not particularly limited, but may be 0.01 seconds in view of the capacity of the cooling facility.
  • the obtained hot-rolled steel sheet can be subjected to treatments such as cold rolling, continuous annealing, and various plating as required.
  • cold rolling can be performed on a hot-rolled steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet.
  • This cold-rolled steel sheet may be subjected to continuous annealing as necessary.
  • various plating for example, hot dipping is performed on a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet (including a cold-rolled steel sheet that has been continuously annealed) to produce a plated steel sheet.
  • the cold rolling conditions, the continuous annealing conditions, and the plating conditions are not particularly limited, and may be performed within a normal range.
  • the cold rolling is performed in the range of the cold rolling reduction that is normally performed, and specifically, the cold rolling can be performed at a rolling reduction of 40 to 80%.
  • Plating is performed immediately after hot rolling, immediately after cold rolling, or after recrystallization annealing, but heating conditions and cooling conditions are not particularly limited.
  • Zn or Al is usually used for the plating type, whether or not Zn plating is alloyed is not limited.
  • Si may be included in the plating, and the effect according to the present embodiment is not affected at all.
  • Temper rolling may be performed on hot-rolled steel sheets, cold-rolled steel sheets and plated steel sheets. This temper rolling is not particularly limited, and temper rolling can be performed at an appropriate timing as necessary in order to appropriately adjust the shape.
  • Hot stamping is performed under the condition that the temperature range of 300 ° C. or more and Ar 3 point or less is cooled at a cooling rate of 150 ° C./s or more to produce a hot stamping molded body.
  • the heating rate when hot stamping the hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and plated steel sheet, when the heating rate is less than 3 ° C / s or when heated to a temperature exceeding 900 ° C
  • the heating rate is less than 3 ° C / s or when heated to a temperature exceeding 900 ° C
  • the ratio of the length in the rolling direction to the length in the thickness direction of the prior austenite grains becomes less than 1.3.
  • the shorter heat retention time is preferable from a viewpoint of suppressing grain growth, it is set to 180 seconds or less. Further, if the cooling rate when cooling the temperature range of 300 ° C.
  • the cooling rate in the temperature range of 300 ° C. or higher and Ar 3 or lower is controlled to 150 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the cooling rate in this temperature range is not particularly limited, but may be 500 ° C./s in consideration of saturation of the effect of transformation control.
  • the heating temperature is lower than the Ac3 point, a region that does not partially transform to austenite is formed. Therefore, martensite is not formed in this region, and sufficient strength cannot be obtained.
  • the heating rate is preferably 5 ° C./s or more.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly limited, but may be 100 ° C./s due to the capability of the heating equipment.
  • heating temperature is 870 degrees C or less.
  • This hot-rolled steel sheet was cold-rolled so that a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm was obtained, and then subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 3, and plating treatment was performed after annealing as necessary.
  • the plating treatment at that time is hot dip galvanizing (GI (without alloying treatment) or GA (with alloying treatment)) or molten aluminum plating (Al) containing 10% of Si.
  • GI without alloying treatment
  • GA with alloying treatment
  • Al molten aluminum plating
  • the heat history in the hot stamping was simulated by sandwiching in a mold and cooling to room temperature by water injection (cooling at 150 to 500 ° C./s).
  • the steel plate given these heat histories contained 98% or more of martensite by area ratio.
  • a steel sheet given a thermal history was processed into a No. 5 test piece described in JIS Z 2201, and a tensile test was performed according to the test method described in JIS Z 2241. The obtained results are also shown in Table 2. Also, delayed fracture resistance and low temperature toughness were evaluated. For delayed fracture resistance, a test piece with a V-notch as shown in FIG.
  • the steels according to the present invention (A steel to K steel, U steel to Y steel) exhibited a tensile strength TS of 1470 MPa or more and sufficient delayed fracture resistance and low temperature toughness.
  • the tensile strength TS does not reach 1470 MPa.
  • the M steel having a C content of more than 0.35% the tensile strength TS was 2230 MPa, and the delayed fracture resistance and the low temperature toughness were deteriorated.
  • the ratio of the length in the rolling direction to the length in the plate thickness direction with respect to the prior austenite grains after the heat history in the hot stamping In addition to being less than 1.3, the toughness was low because the average particle size was larger than 6 ⁇ m.
  • P steel with Si exceeding 0.5% has insufficient delayed fracture resistance and has poor plating properties.
  • the prior austenite grains having an average grain size of 6 ⁇ m or less were not obtained, so that the delayed fracture characteristics were poor.
  • predetermined hot rolling conditions heating temperature: 1250 ° C., finishing temperature: 880 ° C., total reduction applied from the stand two before the final stand: 60%, finish rolling
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of 2 mm was obtained, and then pickling was performed.
  • These hot-rolled steel plates are heated as they are to 880 ° C. in a heating furnace, and after being heated for 120 seconds, are sandwiched in a mold having a water supply port from which water is ejected and a drain port from which the water is sucked. Heating and cooling treatment for cooling to room temperature was performed.
  • Example 2 the steel plate given the thermal history contained martensite with an area ratio of 98% or more.
  • the material characteristic similar to Example 1 was evaluated, and the obtained result is shown in Table 4. All the steel sheets had sufficient delayed fracture resistance and low temperature toughness.
  • the steel I in Table 2 was hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 5 and subsequently cold-rolled at a reduction rate of 50%. These steel plates were heated to 850 ° C. at the heating rate shown in Table 5, and then sandwiched between molds having a water supply port from which water was ejected and a drain port from which the water was sucked, and cooled to room temperature by water injection. In addition, as a result of observing the structure of a cross section with the optical microscope, the steel plate given these heat histories contained 98% or more of martensite by area ratio. Further, the obtained steel sheet was evaluated for material properties similar to those of Example 1, and the obtained results are shown in Table 5.
  • the present invention by controlling the heating conditions and the subsequent cooling conditions when performing hot stamping, it is possible to impart a strength of 1470 MPa or more and ductility in the member to the hot stamp molded body.
  • An ultra-high strength steel sheet for hot stamping having an excellent balance between strength and toughness afterwards can be produced, and a hot stamping molded article having such characteristics can be produced.

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Abstract

　本発明のホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計：１～３％、Ａｌ：０．００５～０．０６％、Ｔｉ：０．００２～０．１％、Ｎｂ：０．００２～０．１％、Ｏ：０．００３～０．００７％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３以上かつ２．５以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が６μｍ以下であり、９８％以上のマルテンサイトを含み、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有する。

Description

ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法
　本発明は、強度と靭性とのバランスに優れたホットスタンプ成形体に関する。特に、本発明は、１４７０ＭＰａ以上の強度と、十分なエネルギ吸収能とを具備したホットスタンプ成形体に関する。また、本発明は、ホットスタンプによって製造される部品に適用されるホットスタンプ用鋼板の製造方法及びこのホットスタンプ用鋼板を用いたホットスタンプ成形体の製造方法に関する。
　本願は、２０１０年６月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１３５２１７号と２０１１年４月１９日に、日本に出願された特願２０１１－０９２８１１号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　地球環境保護の視点から自動車車体の軽量化は喫緊の課題であり、近年、自動車車体に対して高強度鋼板を適用する検討が積極的に行われており、その鋼材強度も益々高まっている。しかし、鋼板強度が高くなるに伴い加工性が劣化するため、形状凍結性への配慮が必要になる。一方、通常使用されるプレス加工においては、その成形荷重が益々高まり、プレス能力も実用化（高強度鋼板の利用）に向けて大きな課題がある。
　こうした視点からホットスタンプ技術が使用される。ホットスタンプ技術では、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施する。そのため、室温で実施する通常のプレス加工に比べ、成形荷重が大幅に低減される。また、プレス加工と同時に、金型内において実質的な焼入れ処理が実施されるため、鋼中に含まれるＣ量に応じた強度を得ることができ、形状凍結性と強度確保とを両立する技術としてこのホットスタンプ技術が注目されている。こうしたホットスタンプ技術により１０００～２０００ＭＰａの強度を得る方法が、特許文献１～３に開示されている。特許文献１では、所定の旧オーステナイト粒の平均粒径とホットスタンプ後のマルテンサイト量とを有し、１７７０～１９４０ＭＰａの強度を有する延性に優れたホットスタンプ用鋼板が開示されているが、靭性に対する評価はなされていない。また、特許文献２には、清浄度とＰ及びＳの偏析度とを制限し、ホットスタンプ後の靭性を大幅に改善する技術が開示されている。しかし、この特許文献２では、旧オーステナイト粒の平均粒径については記載されていない。さらに、旧オーステナイト粒の平均粒径を制御し、自動焼戻しマルテンサイトを活用することにより、靭性を改善する技術が特許文献３に開示されている。しかし、この特許文献３では、ホットスタンプ後に形成される組織について、旧オーステナイトの形状（例えば、後述の旧オーステナイト粒径比）及びその制御方法が開示されておらず、ホットスタンプ後において、十分に組織を制御できず、強度と靭性とのバランスを十分に確保できない可能性がある。一方、特許文献４には、所定の旧オーステナイト粒径のアスペクト比を有し、低温靭性に優れる高強度熱延鋼板が開示されている。しかし、この特許文献４では、ホットスタンプ前の旧オーステナイト粒径のアスペクト比が非常に高いため、ホットスタンプ後において、十分に組織を制御できず、強度と靭性とのバランスを十分に確保できない可能性がある。
日本国特開２０１０－１７４２８２号公報 日本国特開２００７－３１４８１７号公報 日本国特開２００６－１５２４２７号公報 日本国特開２０１１－５２３２１号公報
　自動車用部品、とくにフレーム、メンバー及びリンフォースといった部品は、その役割から、衝突時にエネルギを効率良く吸収する部品と、十分な耐力を有し、変形せずに衝突時のエネルギを伝達させる部品とに分類される。特にリンフォースについては、その要求強度が益々高くなっているため、冷間でのプレス成形では、プレス機の能力が不足したり、形状凍結性が悪化したりする。そのため、１４７０ＭＰａ以上の強度を必要とする部品については、ホットスタンプが適用された部品（ホットスタンプ成形体）が増えている。また、さらなる軽量化を実現するためには、特に１７７０ＭＰａ以上の強度部材が要求されるようになっている。
　そこで、本発明者らは、こうした実情に鑑み、十分な靭性と１４７０ＭＰａ以上の引張強度とを有する部品をホットスタンプで製造して、本発明を完成させた。
　その要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計：１～３％、Ａｌ：０．００５～０．０６％、Ｔｉ：０．００２～０．１％、Ｎｂ：０．００２～０．１％、Ｏ：０．００３～０．００７％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３以上かつ２．５以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が６μｍ以下であり、９８％以上のマルテンサイトを含み、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｗ：１％以下の１種以上を含んでもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板が、表面に溶融メッキ層を備えてもよい。
（４）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計：１～３％、Ａｌ：０．００５～０．０６％、Ｔｉ：０．００２～０．１％、Ｎｂ：０．００２～０．１％、Ｏ：０．００３～０．００７％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２７０℃以下の温度域に加熱する第一の工程と；最終スタンドの２つ前のスタンドからの総圧下量が６０％以上になるように８００～９００℃の温度域で仕上圧延を行う第二の工程と；前記第二の工程の終了後１ｓ以内に冷却を開始する第三の工程と；６００℃以下の温度で巻取りを行う第四の工程と；を含む。
（５）上記（４）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、さらに、前記スラブが、質量％で、Ｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｗ：１％以下の１種以上を含んでもよい。
（６）上記（４）または（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延を実施する工程をさらに含んでもよい。
（７）上記（４）または（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施する工程をさらに含んでもよい。
（８）上記（４）または（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。
（９）上記（４）または（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。
（１０）上記（４）または（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。
（１１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、上記（４）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、３℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上かつ９００℃以下の温度域に加熱後、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を１５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行う。
（１２）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、上記（５）に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、３℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上かつ９００℃以下の温度域に加熱後、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を１５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行う。
　上記（１）～（２）に記載のホットプレス成形体によれば、ホットスタンプ後において、１４７０ＭＰａ以上の強度を確保しながら旧オーステナイト粒径と旧オーステナイトの形状とを適切に制御することにより、強度と靭性とのバランスを改善し、衝突時の吸収エネルギ特性を高めることができ、より高い水準での部材の軽量化を達成することができる。
　上記（３）～（１０）に記載のホットプレス成形体用鋼板の製造方法では、ホットスタンプ後において、１４７０ＭＰａ以上の強度を確保しながら旧オーステナイト粒径と旧オーステナイトの形状とを適切に制御することができるホットプレス成形体用鋼板を提供することができる。
　上記（１１）及び（１２）に記載のホットプレス成形体の製造方法では、強度と靭性とのバランス及び衝突時の吸収エネルギ特性に優れたホットプレス成形体を提供することができる。
Ｃ量とホットスタンプ後の熱延鋼板の強度との関係を示す図である。 ホットスタンプ後における、旧オーステナイト粒径と、熱延鋼板のエネルギ吸収量との関係を示す図である。 ホットスタンプ後における、旧オーステナイト粒径比と、熱延鋼板のエネルギ吸収量との関係を示す図である。 熱間圧延時の仕上温度とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。 熱間圧延時の仕上温度とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径比との関係を示す図である。 仕上圧延後の冷却開始時間とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。 仕上圧延後の冷却開始時間とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径比との関係を示す図である。 ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径と、冷延鋼板のエネルギ吸収量との関係を示す図である。 ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径比と、冷延鋼板のエネルギ吸収量との関係を示す図である。 本発明に係る実施例で耐遅れ破壊特性の試験に使用したＶノッチ試験片を示す図である。 本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法及び本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法を示すフローチャートである。
　まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。
　本発明者らは、表１に示す化学成分を含む鋼を実験室規模で溶解し、得られた鋼塊を１２５０℃で加熱後、最終圧延及び最終圧延の１つ前の圧延での総圧下率が６０％、仕上温度が８８０℃、板厚が１．４ｍｍになるように制御して熱間圧延を行い、この熱間圧延が終了した１ｓ（１秒）後に２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を開始して６００℃で巻取りを行った。得られた熱延鋼板を、酸洗し、１０℃／ｓの加熱速度で８５０℃に加熱後、２０ｓ保熱し、直ちに１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却し、熱延鋼板に熱履歴を与えた。この場合に、鋼板組織として９８％以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。その後、熱履歴を与えられた熱延鋼板をＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。得られた引張試験の結果を図１に示す。すなわち、本発明の対象として行われるホットスタンプ後に１４７０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、質量％でＣを０．２０％以上鋼中に添加する必要があることが知見された。
　さらに、表１のＮｏ．２の化学成分を含む鋼を使用し、種々の条件で熱間圧延を実施し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板及び板厚１．６ｍｍの熱延鋼板を作製した。ここで、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板については、引き続き冷間圧延を実施して板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を作製した。
　まず、板厚１．６ｍｍの熱延鋼板について、ホットスタンプを実施する際の熱処理条件（熱履歴）として、１０℃／ｓの加熱速度で９００℃に加熱後、２００℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した際の引張強度及び靭性を調査した。いずれの熱延条件においても鋼板組織として９８％以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。また、これらのマルテンサイトは、焼き戻しマルテンサイトではなかった。上記と同様の試験方法にしたがって引張試験を実施した結果、いずれの熱延条件においても１４７０ＭＰａ以上の引張強度が得られた。靭性については、Ｖノッチ試験片（幅：１０ｍｍ）を作製し、シャルピー衝撃試験を実施し、－４０℃でのエネルギ吸収量（板厚：１０ｍｍ換算）を評価した。さらに、後述の方法により、ホットスタンプ（熱履歴）後の旧オーステナイト粒径（平均値）と旧オーステナイト粒径比（旧オーステナイトの板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比）とを評価し、これらとエネルギ吸収量との関係について調査した。得られた結果を図２及び３に示す。すなわち、ホットスタンプ後の靭性を確保する視点から、ホットスタンプ後の鋼板において、旧オーステナイト粒径を６μｍ以下に制御し、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）を１．３以上に制御することが重要であることが知見された。
　さらに、本発明者らは、熱延後の鋼板において旧オーステナイト粒径が６μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）が１．３以上である場合に、ホットスタンプ後の鋼板（成形体）においても旧オーステナイト粒径が６μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）が１．３以上であることを見出した。
　このメカニズムは、次のように考えられる。例えば、旧オーステナイト粒径が６μｍ以下と微細であり、かつ、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）が１．３以上である場合には、熱間圧延後に冷却し、巻き取る工程において、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトに変態する変化の割合がほぼ１００％と高く、さらに、ホットスタンプ前の加熱においても、フェライト及びセメンタイトからオーステナイトに変態する変化の割合がほぼ１００％と高い。そのため、この場合には、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトへの変態と、フェライト及びセメンタイトからオーステナイトへの変態とを繰り返しても、粒径が６μｍ以下であり、かつ、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）が１．３以上である旧オーステナイト粒をホットスタンプ後においても確保できると考えられる。
　したがって、ホットスタンプ後に、上記旧オーステナイト粒径と旧オーステナイト粒径比とを確保するためには、図４～７に示されるように、熱間圧延における仕上温度と仕上圧延後の冷却開始時間とが重要である。すなわち、熱間圧延（仕上圧延）を９００℃以下で終了させるとともに仕上圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始する（冷却開始時間が１ｓ以下である）必要がある。上述の実験では、熱間圧延後の冷却開始から巻き取るまでの冷却速度を２００℃／ｓ以下に制御しているが、この冷却速度が２００℃／ｓを超えても、ホットプレス後の旧オーステナイト粒径を６μｍ以下、かつ、旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）を１．３以上に、制御出来る。
　一方、前述の板厚０．８ｍｍの冷延鋼板については、１０℃／ｓの加熱速度で ８５０℃に加熱後、１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却し、熱延鋼板と同様に引張強度と靭性とを調査した。これらの冷延鋼板では、いずれの熱延条件においても１４７０ＭＰａ以上の引張強度が得られた。図８及び９に前述と同様に実施したシャルピー衝撃試験の結果を示す。冷延鋼板の特性も、熱間圧延の条件と相関があると考えられ、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比（圧延方向の長さ／板厚方向の長さ）と良い相関を示すことが知見された。なお、ここで、旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比の測定では、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、ピクリン酸、シュウ酸及び塩酸を含む水溶液を用いてエッチングを行い、板厚で１／８ｔ部（あるいは７／８ｔ部）を光学顕微鏡により観察した。
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　こうした実験事実をもとに本発明を完成させるに至った。
　以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。まず、本実施形態のホットスタンプ成形体及びこのホットスタンプ成形体に使用する鋼板の化学組成について説明する。なお、以下、「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃは、本実施形態において重要な役割を果たす元素であり、とくに焼入れ後の強度に大きな影響を与える。したがって、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ量が０．２０％以上である必要がある。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると、衝撃変形時に破断が生じやすくなるとともに、溶接性が劣化し、溶接部の強度が低下する。そのため、Ｃ量の上限は、０．３５％である。より確実に引張強度を確保する必要がある場合には、Ｃ量が０．２１％以上であることが好ましい。また、溶接性をより高める場合には、Ｃ量が、０．３２％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
　Ｓｉは、固溶強化元素であるとともに、セメンタイトの析出を抑制する元素であることから、Ｓｉ量が０．１％以上である必要がある。一方、Ｓｉを過度に鋼中に添加すると、後述するように、メッキを施す場合に鋼板表面のメッキ性が劣化する。そのため、Ｓｉ量の上限は、０．５％である。
　Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性の確保に重要な元素であり、ホットスタンプを実施する場合には、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計が１％以上である必要がある。一方、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計が３％を超えると、焼入れ性が高くなり、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎる。そのため、この場合には、冷間圧延等の冷間加工を実施する場合に、その負荷が大きくなり過ぎるため、Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計量の上限が、３％である必要があり、２．７％であることが好ましい。
　ここで、例えば、Ｍｎが鋼中に含まれる場合には、焼入れ性をより確保するために、Ｍｎ量が、１．０％以上であることが好ましく、１．１％以上であることがより好ましく、１．２％以上であることが最も好ましい。また、冷間加工性をより十分に確保するために、Ｍｎ量が、３．０％以下であることが好ましく、２．８％以下であることがより好ましく、２．７％以下であることが最も好ましい。
　また、例えば、Ｃｒが鋼中に含まれる場合には、Ｃｒ量は、０．００５％以上であってもよく、焼入れ性をより確保するために、０．１５％以上であることが好ましい。また、冷間加工性をより十分に確保するために、Ｃｒ量は、１．０％以下であることが好ましい。
　Ｔｉ及びＮｂも、本実施形態において重要な元素である。ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比を１．３以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を６μｍ以下に制御するためには、Ｔｉ量及びＮｂ量が、それぞれ、０．００２％以上である必要があり、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることが最も好ましい。一方、Ｔｉ量またはＮｂ量が０．１％を超えても、その効果が飽和するため、Ｔｉ量及びＮｂ量の上限は、それぞれ０．１％である。
　Ｏは、酸化物を形成させるために必要な元素である。Ｏ量が０．００３％未満では、微細な酸化物が少ないため、６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られない。そのため、Ｏ量の下限は、０．００３％である必要がある。一方、Ｏ量が０．００７％を越えると、形成される酸化物の量が多くなり過ぎるため、加工性及び靭性が劣化する。そのため、Ｏ量の上限は、０．００７％であり、０．００６％であることが好ましく、０．００５％であることがより好ましい。
　Ｐは、固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上げることができる。しかしながら、Ｐが粒界に偏析しやすく、強度が高い場合には低温脆化の問題が生じるため、Ｐ量の上限は、０．０１５％であり、０．０１０％であることが好ましい。一方、Ｐ量は、０％であってもよいが、Ｐ量を０．００１％よりも低くすると、脱Ｐコストを極端に高める。そのため、不可避的不純物として含まれるＰについて、Ｐ量の下限が、０．００１％であることが好ましく、０．００５％であることがより好ましい。
　Ｓは、不可避的不純物であり、鋼の熱間脆性に影響を与え、加工性、特に熱間での加工性を劣化させるため、Ｓ量は、少ない方が好ましい。そのため、Ｓ量の上限は、０．０１％であり、０．００９％であることが好ましい。しかし、Ｓ量は、０％であってもよいが、Ｓ量を０．００１％未満に低減する場合には、脱硫コストが極端に上昇するため、Ｓ量の下限が、０．００１％であることが好ましく、０．００２％であることがより好ましい。
　Ａｌは、脱酸のために添加され、不可避的に鋼中に含まれる。Ａｌ量が０．００５％未満では、脱酸が不十分であり、鋼中に酸化物が多量に残存する。そのため、局部変形能が劣化するとともに、特性のバラツキも大きくなる。したがって、Ａｌ量の下限は、０．００５％以上であり、０．２０％以上であることが好ましい。一方、Ａｌ量が０．０６％を超えると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、局部変形能が劣化する。そのため、Ａｌ量の上限は、０．０６％であり、０．０５％であることが好ましい。
　Ｎも、不可避的に鋼中に含まれる。Ｎ量は、０％であってもよいが、Ｎ量を極端に下げると、コストが増加するため、Ｎ量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．００１５％であることがより好ましい。一方、Ｎ量が０．００４％を超えると、介在物が形成され、焼入れ後の靭性が劣化する。そのため、Ｎ量の上限は、０．００４％であり、０．００３５％であることが好ましい。
　なお、上述の基本的な化学成分（基本元素）を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え（残部Ｆｅの一部の代わりに）、以下の化学成分（選択元素）から選択される少なくとも１種を鋼中に含めることができる。また、選択元素が鋼中に含まれない場合であっても、本実施形態における効果を損なわないため、選択元素の下限は、０％であってもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　Ｂは、焼入れ性を確保するために有効な元素であるが、Ｂ量が０．０００５％未満では、効果が発現されにくい。そのため、より高い焼入れ性を確保する場合には、Ｂ量が、０．０００５％以上であることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５％を超えると、その効果が飽和するため、Ｂ量の上限は、０．００５％であり、０．００２％であることが好ましい。
　Ｃａ及びＭｇは、脱酸元素であり、微細な酸化物を形成するため、旧オーステナイトの粒径の微細化に有効な元素である。そのため、ＣａやＭｇにより旧オーステナイトを微細化する場合には、Ｃａ量またはＭｇ量が０．００５％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａ量またはＭｇ量が０．０３％を超えると、その効果が飽和するため、Ｃａ量及びＭｇ量の上限は、０．０３％であり、０．０２％であることが好ましく、０．０１５％であることがより好ましい。
　Ｃｅ等を含むＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、脱酸元素であり、微細な酸化物を形成するため、旧オーステナイトの粒径の微細化に有効な元素である。そのため、ＲＥＭにより旧オーステナイトを微細化する場合には、ＲＥＭ量が０．００５％以上であることが好ましい。しかし、ＲＥＭ量が０．０３％を超えると、その効果が飽和するため、ＲＥＭ量の上限は、０．０３％であり、０．０２８％であることが好ましく、０．０２５％であることが好ましい。
　Ｖは、靭性確保の視点から、組織の微細化のために鋼中に添加される元素である。すなわち、Ｖは、鋼板をＡｃ３点以上に加熱した場合に、微細な炭化物の形成により再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。Ｖ量が０．００５％未満では、その効果が得られないため、より高い靭性を確保する場合には、Ｖ量が、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０３０％以上であることが最も好ましい。一方、Ｖ量が０．１％を超えると、その効果が飽和し、コストが増加するため、Ｖ量の上限は、０．１％であり、０．０９％であることが好ましく、０．０８％であることがより好ましい。
　Ｍｏも、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶと同様に、鋼板をＡｃ３点以上に加熱した場合に、微細な炭化物の形成により再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。そのため、より高い靭性を確保する場合には、Ｍｏ量の下限が、０．０５％であることが好ましく、０．０８％であることがより好ましく、０．１０％であることが最も好ましい。一方、Ｍｏ量が０．５％を超えると、その効果が飽和し、コストが増加するため、Ｍｏ量の上限は、０．５％であり、０．４５％であることが好ましい。
　Ｗは、ホットスタンプ工程においてより安定してマルテンサイトを形成させる場合に鋼中に添加される。Ｗ量が０．１％未満では、その効果が不十分であるため、効果を十分に得る場合には、Ｗ量の下限が０．１％であることが好ましい。Ｗ量が１％を超えると、その効果が飽和するため、Ｗ量の上限は、１％である。
　なお、例えば、製鋼段階においてスクラップを利用する場合には、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ等の元素が鋼中に含まれることがある。この場合についても、本実施形態に係る効果に直接的に影響を与えない。しかしながら、これらの元素が鋼中に過度に含まれると、熱間圧延時に割れを発生させる。そのため、Ｃｕ量の上限は、０．５％であり、０．３％であることが好ましく、０．２％であることがより好ましい。同様に、Ｓｎ量の上限は、０．１％であり、０．０５％であることが好ましく、０．０２％であることがより好ましい。また、Ｎｉ量の上限は、０．５％であり、０．３％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。なお、これらの元素の下限は特に制限されないが、不可避的な混入によって鋼中に含まれた場合の精錬コストを考慮すると、Ｃｕ量、Ｓｎ量、Ｎｉ量のそれぞれの下限が、０．０１％、０．００５％、０．０１％であることが好ましい。
　以上のように、本実施形態のホットスタンプ成形体及びこのホットスタンプ成形体に使用する鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素の１種以上とを含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　さらに、本実施形態のホットスタンプ成形体は、上述したように、面積率で９８％以上のマルテンサイトを含む。このマルテンサイトの一部または全部が、焼戻しマルテンサイトであってもよい。なお、このマルテンサイトの残部の組織は、特に制限されないが、例えば、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される少なくとも１種の組織であってもよい。なお、このマルテンサイトの量の上限は、１００％であってもよい。
　加えて、本実施形態では、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比（旧オーステナイト粒径比）が１．３以上であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が円相当径で６μｍ以下である。旧オーステナイト粒の平均粒径の下限は、特に制限されないが、測定上の解像度を考慮して３．０μｍであってもよい。ここで、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒について、旧オーステナイト粒径比が２．５を超えると、鋼板の異方性が大きくなり過ぎるため、靭性の劣化が懸念される。したがって、旧オーステナイト粒径比が２．５以下であることが必要である。より鋼板の異方性を抑制する必要がある場合には、旧オーステナイト粒径比が２．０以下であることが好ましい。
　なお、上記のマルテンサイトの量、旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比は、光学顕微鏡により試料断面の組織を観察して測定される。
　また、本実施形態のホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体に使用する鋼板は、上述したように、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有する。また、引張強度の上限は、特に制限されないが、例えば、引張強度が、２４５０ＭＰａ以下であることが好ましい。なお、寸法（サイズ）は、特に制限されず、用途に応じて適宜選択することができる。
　以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上述の基本元素を含み、必要に応じて上述の選択元素をさらに含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を使用する。この鋼を連続鋳造してスラブを製造し、このスラブを１２５０℃以下の温度域に加熱する（第一の工程）。この加熱されたスラブを熱間圧延し、この熱間圧延では、最終スタンドの２つ前のスタンドでの圧延から最終スタンドでの圧延までの３パスの圧延での総圧下量が６０％以上になるように８００～９００℃の温度域（仕上温度）で仕上圧延を行う（第二の工程）。この熱間圧延により得られた鋼板に対して、熱間圧延（仕上圧延）終了後１秒以内に冷却を開始する（第三の工程）。この鋼板に対して、さらに６００℃以下の温度で巻取りを行い、熱延鋼板を製造する（第四の工程）。
　ここで、連続鋳造方法は、特に制限されず、通常の連続鋳造方法やスラブ厚みが１００ｍｍ以下の薄スラブ法であってもよい。この連続鋳造方法の種類によって、本実施形態に係る効果は何ら変わらない。
　本実施形態において、特にホットスタンプ後の靭性に対し、熱間圧延の条件は非常に重要である。すなわち、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比（旧オーステナイト粒径比）を１．３以上に制御し、かつ、平均粒径を６μｍ以下に制御するためには、熱間圧延時の加熱温度は低い方が好ましい。そのため、加熱温度を１２７０℃以下、好ましくは、１２５０℃以下に制御する。なお、この加熱温度が低すぎると、熱間圧延中の変形抵抗が高くなりすぎるため、圧延性が悪くなる。そのため、加熱温度の下限は、１０５０℃であることが好ましい。また、仕上温度も極力低い方が好ましいが、圧延性を考慮して８００℃以上、好ましくは、８５０℃以上の仕上温度を確保する。一方、仕上温度が９００℃を超えると、旧オーステナイト粒径比が１．３より小さくなり、靭性が劣化するため、仕上温度の上限は、９００℃である。その際、最終スタンドの２つ前のスタンドからの総圧下量（最終スタンドの２つ前のスタンドでの圧下量と、最終スタンドの１つ前のスタンドでの圧下量と、最終スタンドでの圧下量との合計量）を６０％以上、好ましくは７０％以上に制御する。なお、最終スタンドの２つ前のスタンドからの総圧下量の上限は、特に制限されないが、熱延鋼板の板厚を考慮して、９５％であってもよい。さらに、仕上圧延終了後は速やかに冷却を開始するが、具体的には仕上圧延終了後１秒以内、好ましくは０．５秒以内に冷却を開始する。なお、熱間圧延後の冷却開始から巻取りまでの冷却速度は、２００℃／ｓ以下でも２００℃／ｓを超えても良い。その後、６００℃以下の温度域で巻取りを実施することにより、ホットスタンプ後において、旧オーステナイト粒径比を１．３以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を６μｍ以下に制御することができる。巻取り温度が６００℃を超えたり、上記総圧下量（３パス）が６０％未満であったり、仕上圧延後の冷却開始時間が１秒を超えたりすると、ホットスタンプ後において、旧オーステナイト粒径比を１．３以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を６μｍ以下に制御することができない。なお、４００℃未満の温度で巻取りを行うと、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎるため、巻取り温度の下限は、４００℃であることが好ましい。特に、フェライトとパーライトとを含む組織を得るためには、巻取り温度が５００℃以上であることがより好ましい。一方、４００℃未満の温度で巻取りを行った場合には、巻取り後に軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもかまわない。なお、仕上圧延終了後１秒以内に開始された冷却における冷却終了温度は、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトへ十分に変態させることができる条件であれば、特に制限されないが、例えば、１段階の冷却制御である場合、４００℃以上である。また、仕上圧延後の冷却開始時間の下限は、特に制限されないが、冷却設備の能力上、０．０１秒であってもよい。
　さらに、得られた熱延鋼板に対し、必要に応じて、冷間圧延、連続焼鈍、各種メッキ等の処理を行うことができる。例えば、熱延鋼板に対して冷間圧延を行い、冷延鋼板を製造することができる。この冷延鋼板に、必要に応じて連続焼鈍を行っても良い。また、熱延鋼板、冷延鋼板（連続焼鈍された冷延鋼板を含む）に対し、各種メッキ（例えば、溶融めっき）を行い、メッキ鋼板を製造することができる。
　ここで、冷間圧延条件、連続焼鈍条件及びメッキ条件については、特に制限されず、通常の範囲で実施すれば良い。すなわち、冷間圧延は、通常実施されている冷延圧下率の範囲で実施され、具体的には、冷間圧延を４０～８０％の圧下率で実施することができる。メッキは、熱間圧延直後、冷間圧延直後、あるいは再結晶焼鈍を実施した後に実施されるが、加熱条件や冷却条件は、特に制限されない。さらに、メッキ種についてもＺｎあるいはＡｌが通常用いられるが、Ｚｎメッキの合金化の有無については限定しない。また、Ａｌメッキについてはメッキ中にＳｉを含んでもよく、本実施形態に係る効果に何ら影響を与えない。
　熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対して、調質圧延を行っても良い。この調質圧延についても、特に制限されず、形状を適切に調整するために必要に応じて適宜のタイミングで調質圧延を実施することができる。
　以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上記実施形態の条件で製造された熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対し、３℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上かつ９００℃以下の温度域に加熱後、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を１５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する条件でホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体を製造する。
　上記熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対してホットスタンプを実施する時の熱処理条件について、加熱速度が３℃／ｓ未満である場合や、９００℃を超える温度に加熱される場合には、ホットスタンプ後に、６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られないばかりでなく、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３未満になる。また、保熱時間は、粒成長を抑える観点から短い方が好ましいため、１８０秒以下にする。また、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を冷却する際の冷却速度が１５０℃／ｓ未満であると、部材内で強度の変動が生じやすいばかりでなく、粗大な炭化物の析出に起因した靭性の劣化が懸念される。そのため、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域における冷却速度を、１５０℃／ｓ以上に制御する。なお、この温度域における冷却速度の上限は、特に制限されないが、変態制御の効果が飽和することを考慮して５００℃／ｓであってもよい。一方、加熱温度がＡｃ３点より低くなると、部分的にオーステナイトへ変態しない領域ができるため、この領域ではマルテンサイトが形成されず、十分な強度が得られない。さらに、ホットスタンプにおける冷却中ないしは冷却後に、オートテンパーによるセメンタイトが析出しても、本実施形態に係る効果に影響を与えない。なお、旧オーステナイト粒の形態をより確実に制御するためには、加熱速度が５℃／ｓ以上であることが好ましい。この加熱速度の上限は、特に制限されないが、加熱設備の能力上、１００℃／ｓであってもよい。また、Ａｃ３点が８７０℃を超える場合には、加熱温度が８７０℃以下であることが好ましい。
〔実施例〕
　表２に示す成分の鋼（Ａ鋼～Ｙ鋼）を転炉から出鋼してスラブに鋳造した後、所定の熱延条件（加熱温度：１２２０℃、仕上温度：８７０℃、最終スタンドの２つ前のスタンドから加えられた総圧下量：６５％、仕上圧延終了から冷却開始までの時間：０．５秒、巻取温度：６００℃）で熱間圧延を実施し、板厚３ｍｍの熱延鋼板を製造した。鋼Ａ～Ｌ及び鋼Ｕ～Ｙにおいては、熱延鋼板での旧オーステナイト粒径は６μｍ以下、旧オーステナイトの板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３以上であった。この熱延鋼板を板厚１．４ｍｍの冷延鋼板が得られるように冷間圧延した後、表３に示す条件で連続焼鈍を行い、必要に応じて焼鈍後にメッキ処理を実施した。その際のメッキ処理は、溶融亜鉛メッキ（ＧＩ（合金化処理なし）またはＧＡ（合金化処理あり））あるいはＳｉを１０％含む溶融アルミメッキ（Ａｌ）である。これらの鋼板を、実験室の加熱炉で１５℃／ｓの加熱速度で９００℃に加熱し、６０秒保熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射（１５０～５００℃／ｓの冷却）により室温まで冷却することによりホットスタンプでの熱履歴を模擬した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、これらの熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で９８％以上のマルテンサイトを含んでいた。さらに、熱処理後の強度を評価するために、熱履歴を与えられた鋼板をＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。得られた結果を同様に表２に示す。また、耐遅れ破壊特性及び低温靭性の評価も実施した。耐遅れ破壊特性については、図１０に示すようなＶノッチを付与した試験片を使用し、室温にてチオシアン酸アンモニウム３ｇ／ｌを３％食塩水に溶かした水溶液にこの試験片を２４ｈ浸漬し、破断の有無により判定した（破断無し：Ａ、破断有り：Ｂ）。一方、低温靭性については、－４０℃でシャルピー試験を行い、１０ｍｍの板厚に換算して評価した場合に、１００～１５０Ｊ／ｃｍ２のエネルギ吸収量と、５０％以上の延性破面率とが得られる鋼板（熱履歴の付与後）を合格（Ａ）と判定した。本発明に係る鋼（Ａ鋼～Ｋ鋼、Ｕ鋼～Ｙ鋼）は、１４７０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを示すとともに、十分な耐遅れ破壊特性及び低温靭性を有していた。一方、Ｃ量が０．２０％未満であるＬ鋼では、引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａに達していない。また、Ｃ量が０．３５％超であるＭ鋼では、引張強度ＴＳが２２３０ＭＰａであり、耐遅れ破壊特性及び低温靭性が劣化した。さらに、ＴｉあるいはＮｂが添加されていないＮ、Ｏ、Ｒ、Ｓ及びＴ鋼では、ホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３に満たないばかりでなく、平均粒径が６μｍより大きいため、靭性が低かった。一方、Ｓｉが０．５％超であるＰ鋼では、耐遅れ破壊特性が十分でなく、メッキ性が悪かった。さらに、Ｏが０．００３％未満であるＱ鋼では、６μｍ以下の平均粒径の旧オーステナイト粒が得られていないため、遅れ破壊特性が悪かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２のＩ、Ｕ及びＹ鋼について、所定の熱延条件（加熱温度：１２５０℃、仕上温度：８８０℃、最終スタンドの２つ前のスタンドから加えられた総圧下量：６０％、仕上圧延終了から冷却開始までの時間：０．８秒、巻取温度：５５０℃）で板厚２ｍｍの熱延鋼板を得た後に酸洗を行った。これらの熱延鋼板を、そのまま加熱炉で８８０℃に加熱し、１２０秒保熱した後表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射により室温まで冷却する加熱冷却処理を行った。さらに、酸洗の後に溶融亜鉛メッキ（ＧＩ、ＧＡ）あるいはＳｉを１０％含む溶融アルミメッキを施した熱延鋼板に、同様の加熱冷却処理を施した。一方、所定の熱延条件（加熱温度：１２５０℃、仕上温度：８９０℃、最終スタンドの２つ前のスタンドから加えられた総圧下量：７０％、仕上圧延終了から冷却開始までの時間：０．５秒、巻取温度：５００℃）で板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、同様の酸洗を行い、５０％の冷延率で１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。これらの冷延鋼板を、実験室で９００℃に加熱された加熱炉に装入し、６０秒保熱後、実施例１と同様の方法で冷却した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で９８％以上のマルテンサイトを含んでいた。得られた鋼板について、実施例１と同様の材質特性を評価し、得られた結果を表４に示す。いずれの鋼板も、十分な耐遅れ破壊特性及び低温靭性を有していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２のＩ鋼について、表５に示す熱延条件で熱間圧延を実施し、引き続いて５０％の圧下率で冷間圧延を実施した。これらの鋼板を、表５に示す加熱速度で８５０℃に加熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射により室温まで冷却した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、これらの熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で９８％以上のマルテンサイトを含んでいた。また、得られた鋼板について、実施例１と同様の材質特性を評価し、得られた結果を表５に示す。なお、靭性については、－１２０℃でシャルピー試験を実施し、１０ｍｍの板厚に換算して評価した場合に、８５Ｊ／ｃｍ２以上のエネルギー吸収量が得られた鋼板（熱履歴の付与後）を合格（Ａ）と判定した。また、冷間圧延後に冷延鋼板のエッジ部の割れを確認し、割れが確認されなかった場合に「Ａ」と評価し、割れが確認された場合に「Ｂ」と評価した。本発明に係るＮｏ．１～５では、１７７０ＭＰａレベルの引張強度ＴＳと十分な耐遅れ破壊特性及び靭性とが得られた。一方、加熱温度が１２５０℃より高いＮｏ．６、最終スタンドの２つ前のスタンドから加えられた総圧下量が６０％未満であるＮｏ．７、さらに、ホットスタンプを実施する際の加熱速度が３℃／ｓより低いＮｏ．１０では、ホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３よりも小さいため、靭性が悪かった。一方、熱延工程での仕上圧延温度が８００℃未満（Ａｒ３点に近い温度）であるＮｏ．８では、旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が２．５を超えるため、靭性が十分でなかった。また、巻取温度（冷却終了温度）が４００℃であり、再加熱処理を行っていないＮｏ．９では、熱延鋼板の強度が高すぎるため、冷延性が悪かった。しかしながら、このＮｏ．９の冷延鋼板は、十分な耐遅れ破壊特性と靭性とを有していた。尚、これらの実施例とは別に、熱延後の鋼板において旧オーステナイト粒径が６μｍ超、例えば１５μｍである場合でも、ホットスタンプ後の鋼板（成形体）において旧オーステナイト粒径が６μｍ以下になる場合があった。しかし、この場合には、ホットスタンプでの加熱時のオーステナイト変態（再オーステナイト変態）によって旧オーステナイトの板厚方向に対する圧延方向の長さの寸法比を１．３以上に確保することが困難であり、ホットスタンプ後の成形体において靭性の値を満足することは出来なかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明によれば、ホットスタンプを実施する際の加熱条件とその後の冷却条件とを制御することにより、１４７０ＭＰａ以上の強度と部材における延性とをホットスタンプ成形体に付与することができ、ホットスタンプ後の強度と靭性とのバランスに優れたホットスタンプ用超高強度鋼板を製造でき、こうした特性を有するホットスタンプ成形体を製造できる。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．１～０．５％、
    　Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計：１～３％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．１％、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１％、
    　Ｏ：０．００３～０．００７％
    を含有し、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．００４％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が１．３以上かつ２．５以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が６μｍ以下であり、９８％以上のマルテンサイトを含み、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 　さらに、質量％で、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｖ：０．１％以下、
    　Ｍｏ：０．５％以下、
    　Ｃａ：０．０３％以下、
    　Ｍｇ：０．０３％以下、
    　ＲＥＭ：０．０３％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以下、
    　Ｓｎ：０．１％以下、
    　Ｎｉ：０．５％以下、
    　Ｗ：１％以下
    の１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　表面に溶融メッキ層を備えることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
  4. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．１～０．５％、
    　Ｍｎ、Ｃｒから選択される少なくとも１種の合計：１～３％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．１％、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１％、
    　Ｏ：０．００３～０．００７％
    を含有し、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．００４％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２７０℃以下の温度域に加熱する第一の工程と；
    　最終スタンドの２つ前のスタンドからの総圧下量が６０％以上になるように８００～９００℃の温度域で仕上圧延を行う第二の工程と；
    　前記第二の工程の終了後１秒以内に冷却を開始する第三の工程と；
    　６００℃以下の温度で巻取りを行う第四の工程と；
    を含むことを特徴とするホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  5. 　さらに、前記スラブが、質量％で、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｖ：０．１％以下、
    　Ｍｏ：０．５％以下、
    　Ｃａ：０．０３％以下、
    　Ｍｇ：０．０３％以下、
    　ＲＥＭ：０．０３％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以下、
    　Ｓｎ：０．１％以下、
    　Ｎｉ：０．５％以下、
    　Ｗ：１％以下
    の１種以上を含むことを特徴とする請求項４に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  6. 　第四の工程後、冷間圧延を実施する工程をさらに含むことを特徴とする請求項４または５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  7. 　第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施する工程をさらに含むことを特徴とする請求項４または５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  8. 　第四の工程後、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項４または５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  9. 　第四の工程後、冷間圧延を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項４または５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  10. 　第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項４または５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
  11. 　請求項４に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、３℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上かつ９００℃以下の温度域に加熱後、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を１５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行うことを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。
  12. 　請求項５に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、３℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上かつ９００℃以下の温度域に加熱後、３００℃以上かつＡｒ３点以下の温度域を１５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行うことを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。
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