WO2018134872A1 - ホットスタンプ用鋼板 - Google Patents

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玄紀 虻川
邦夫 林
匹田　和夫
薫 川▲崎▼
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot stamping.
  • a method for forming a high-strength steel plate As a method for forming a high-strength steel plate, a method called hot stamping is known.
  • hot stamping a steel sheet having a C content of about 0.20 mass% to 0.22 mass% is press-molded at a high temperature range of 700 ° C. or higher, and is quenched in or outside the press mold. According to the hot stamping, since the forming is performed in a high temperature range where the strength of the steel sheet is reduced, it is possible to suppress a forming defect that occurs in a cold press.
  • a low-stress fracture may occur in a hot stamped molded body having a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • a hot stamped molded body that causes low stress fracture is used for a structural part for automobiles, the part may be broken even when subjected to a calculated impact that can be withstood in the design stage. Therefore, suppression of low stress fracture is extremely important for ensuring collision safety of automotive structural components. So far, low-stress fracture of marage steel is known, but low-stress fracture of hot stamped compacts is not known.
  • JP 2014-161854 A Japanese Patent No. 5756773 Japanese Patent No. 5402191 Japanese Patent No. 5287770 JP 2014-118613 A
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet for hot stamping suitable for manufacturing a hot stamping molded body having high strength and capable of suppressing low stress fracture.
  • the inventors of the present invention have studied to elucidate the cause of low stress fracture in a hot stamping molded body having a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • the present inventors first investigated the relationship between the structure of the hot stamped product and low stress fracture. As a result, it was found that the smaller the old ⁇ grains and the smaller the coarse carbides, the less likely the low stress fracture occurs.
  • the present inventors examined improvement of the structure of the steel sheet used for hot stamping in order to achieve both the refinement of the old ⁇ grains of the hot stamping compact and the reduction of coarse carbides.
  • bainite, fresh martensite and tempered martensite be the main phase, and it is preferable to reduce ferrite and pearlite that are likely to contain coarse carbide, and heating of a hot stamp.
  • finely disperse carbides that are nucleation sites for reverse transformation to ⁇ in the steel sheet.
  • the carbide includes iron-based carbides such as cementite and ⁇ carbide, and carbides of alloy elements such as TiC and NbC. Carbonitride is also included in the carbide.
  • the present inventors conducted further intensive studies. As a result, the present inventors have found that by performing cold-rolled sheet annealing under a predetermined condition, a steel sheet suitable for manufacturing a hot stamped molded article having excellent fracture characteristics can be obtained. Based on the knowledge, the inventors have arrived at the following aspects of the invention.
  • a steel sheet for hot stamping characterized by having a steel structure represented by:
  • thermoforming steel plate suitable for manufacturing a hot stamping molded body having high strength and capable of suppressing low stress fracture.
  • the steel structure of the steel sheet for hot stamping according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite 80% or more in total
  • the number density of carbides (pieces / ⁇ m 2 ) and carbides in the old austenite grains It has a steel structure represented by the product of the ratio of precipitated carbide: 0.50 or more.
  • the area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite is 80% or more, the area fraction of pearlite is inevitably less than 20%, and the hot stamped molded body is less likely to contain coarse carbides. . Accordingly, the total area fraction of bainite, fresh martensite, and tempered martensite is 80% or more, preferably 90% or more, and more preferably 100%. In comparison, the total area fraction of ferrite and pearlite is less than 20%, preferably 10% or less, and more preferably 0%.
  • the mechanical properties of the material depend on the volume fraction of the structure or phase, but if the steel structure is isotropic, the volume fraction is equivalent to the area fraction. The area fraction can be measured more simply than the volume fraction. Therefore, the area fraction is used in the present application.
  • the product (T ⁇ M) is less than 0.50 and hot The old ⁇ grains of the stamp molded body become coarse and sufficient fracture characteristics cannot be obtained. Accordingly, the product (T ⁇ M) is 0.50 or more, preferably 0.60 or more, and more preferably 0.70 or more.
  • the upper limit of the product (T ⁇ M) is not limited, but it is difficult to produce a hot stamping steel plate exceeding 10.
  • the particle size of the carbide is not limited, but the number ratio of coarse carbides having a particle size of 0.5 ⁇ m or more is preferably 0.15 or less. Carbides are classified as either carbides precipitated in old ⁇ grains or carbides precipitated in old ⁇ grain boundaries.
  • Common steel structures include, for example, ferrite, pearlite, upper bainite, lower bainite, retained austenite, fresh martensite or tempered martensite, or any combination thereof.
  • ferrite ferrite
  • pearlite upper bainite
  • lower bainite retained austenite
  • fresh martensite fresh martensite or tempered martensite, or any combination thereof.
  • an example of a method for measuring the area fraction of these structures or phases will be described.
  • a sample is taken from the steel sheet using a cross section parallel to the rolling direction and parallel to the thickness direction as an observation surface.
  • the observation surface is polished, nital etched, and the range from the depth of the steel plate to the depth of t / 8 to the depth of 3t / 8 when the thickness of the steel plate is t is an electrolytic radiation type at a magnification of 5000 times.
  • FE-SEM scanning electron microscope
  • each area fraction of ferrite, pearlite, upper bainite, lower bainite, and tempered martensite is obtained from the average value of 10 visual fields.
  • the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite can be distinguished from each other by the presence and absence of iron-based carbides in the lath-like crystal grains and the elongation direction.
  • Upper bainite is a collection of lath-like crystal grains, and contains carbides between the laths.
  • Lower bainite is an aggregate of lath-like crystal grains, and contains iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside.
  • the iron-based carbide contained in the lower bainite has a single variant, and the iron-based carbide existing in one crystal grain extends substantially in a single direction.
  • substantially single direction means a direction in which the angle difference is within 5 °.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains and contains iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside.
  • the iron-based carbide contained in the tempered martensite has a plurality of variants, and the iron-based carbide existing in one crystal grain extends in a plurality of directions. Therefore, tempered martensite and lower bainite can be distinguished depending on whether the direction in which the iron-based carbide extends is plural or single.
  • the area fraction S ⁇ of retained austenite is expressed by the following equation.
  • the area fraction of fresh martensite can be specified by subtracting the area fraction S ⁇ of retained austenite from the area fraction of the remainder in FE-SEM observation.
  • Ferrite is a massive crystal grain and does not contain substructure such as lath inside.
  • Pearlite is a structure in which ferrite and cementite are alternately layered.
  • layered ferrite in pearlite is distinguished from the massive ferrite described above.
  • the particle size of carbide means an equivalent circle diameter obtained from the area of the carbide measured on the observation surface of the sample.
  • the density and composition of the carbide can be determined, for example, by a transmission electron microscope (TEM) or a three-dimensional atom probe electrolysis ion having an analysis function by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). It can be measured using a microscope (atom probe field micro ion: AP-FIM).
  • the chemical composition of the hot stamping steel plate according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the steel sheet for hot stamping according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, cold rolled sheet annealing, and the like. Therefore, the chemical composition of the hot stamping steel sheet takes into account not only the properties of the hot stamping steel sheet but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of the content of each element contained in the steel sheet for hot stamping means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel sheet for hot stamping according to this embodiment has C: 0.27% to 0.60%, Mn: 0.50% to 5.00%, Si: 2.00% or less, P: 0.030% or less. S: 0.0100% or less, acid-soluble Al (sol.
  • Al 0.100% or less
  • N 0.0100% or less
  • B 0.0000% to 0.0050%
  • Cr 0.00% ⁇ 0.50%
  • Mo 0.00% ⁇ 0.50%
  • Ti 0.000% ⁇ 0.100%
  • Nb 0.000% ⁇ 0.100%
  • V 0.000% ⁇ 0 100%
  • Cu 0.000% to 1.000%
  • Ni 0.000% to 1.000%
  • O 0.00% to 0.02%
  • W 0.0% to 0.1 %
  • Ta 0.0% to 0.1%
  • Sn 0.00% to 0.05%
  • Sb 0.00% to 0.05%
  • Ca 0.00% to 0.05%
  • Y 0.00% to 0.05%
  • Zr 0.00% to 0.05%
  • Ce 0.00% to 0.05%
  • the balance Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap
  • C (C: 0.27% to 0.60%) C is inexpensive and greatly contributes to improvement in strength.
  • the C content is preferably 0.27% or more, more preferably 0.35% or more, and further preferably 0.40% or more.
  • the C content is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.55% or less.
  • Mn decreases the Ac3 point and improves the hardenability of the steel sheet for hot stamping. If the Mn content is less than 0.50%, sufficient hardenability may not be obtained. Therefore, the Mn content is preferably 0.50% or more, more preferably 1.00% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.00%, the workability of the steel sheet for hot stamping before quenching may be deteriorated, and pre-forming before quenching may be difficult. In addition, a band-like structure due to segregation of Mn is likely to occur, and the toughness of the hot stamping steel sheet may be deteriorated. Therefore, the Mn content is preferably 5.00% or less.
  • Si (Si: 2.00% or less) Si is contained as an impurity in steel, for example. If the Si content exceeds 2.00%, the Ac3 point is excessively high, and the quenching heating must be performed at over 1200 ° C, and the chemical conversion processability of the hot stamping steel sheet and the galvanizing ability of the galvanizing decrease. Sometimes. Therefore, the Si content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.00% or less. Since Si has the effect
  • P 0.030% or less
  • P is contained, for example, as an impurity in steel. P deteriorates the workability of the steel sheet for hot stamping or deteriorates the toughness of the hot stamping molded body. For this reason, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.030%, the workability and toughness are significantly reduced. Therefore, the P content is preferably 0.030% or less.
  • S is contained as an impurity in steel. S deteriorates the formability of the steel sheet for hot stamping or deteriorates the toughness of the hot stamping molded body. For this reason, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.0100%, the moldability and toughness are significantly reduced. Accordingly, the S content is preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • sol.Al 0.100% or less
  • Al is contained as an impurity in steel. sol. If the Al content exceeds 0.100%, the Ac3 point is excessively high, and the quenching heating may have to be performed above 1200 ° C. Therefore, sol.
  • the Al content is preferably 0.100% or less. sol. Since Al has the effect
  • N (N: 0.0100% or less) N is contained as an impurity in steel, for example. N deteriorates the formability of the steel sheet for hot stamping. For this reason, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.0100%, the moldability is significantly reduced. Therefore, the N content is preferably 0.0100% or less.
  • B, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu, and Ni are optional elements that may be appropriately contained within a predetermined amount in the hot stamping steel plate.
  • B improves the hardenability of the steel sheet for hot stamping. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.005% or less.
  • Cr 0.00% to 0.50%
  • Cr improves the hardenability of the steel sheet for hot stamping. Therefore, Cr may be contained.
  • the Cr content is preferably 0.18% or more.
  • the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.00% to 0.50%
  • Mo improves the hardenability of the steel sheet for hot stamping. Therefore, Mo may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Mo content is preferably 0.03% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.50%, the workability of the steel sheet for hot stamping before quenching may deteriorate, and pre-formation before quenching may be difficult. Therefore, the Mo content is preferably 0.50% or less.
  • Ti, Nb and V are strengthening elements, and contribute to an increase in strength of the steel sheet for hot stamping by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the Ti content, the Nb content, and the V content are all preferably 0.01% or more.
  • the Ti content, the Nb content, or the V content exceeds 0.100%, precipitation of carbonitrides increases and formability may deteriorate. Accordingly, the Ti content, Nb content, and V content are all preferably 0.100% or less.
  • both the Cu content and the Ni content are preferably 0.01% or more.
  • both Cu content and Ni content are preferably 1.000% or less.
  • B 0.0000% to 0.0050%, Cr: 0.00% to 0.50%, Mo: 0.00% to 0.50%, Ti: 0.000% to 0.100%, Nb: 0.000% to 0.100%, V: 0.000% to 0.100%, Cu: 0.000% to 1.000%, or Ni: 0.000% to 1.000%, or Any combination of these is preferable.
  • the steel sheet for hot stamping may contain the following elements intentionally or unavoidably within a predetermined amount. That is, O: 0.001% to 0.02%, W: 0.001% to 0.1%, Ta: 0.001% to 0.1%, Sn: 0.001% to 0.05%, Sb: 0.001% to 0.05%, As: 0.001% to 0.05%, Mg: 0.0001% to 0.05%, Ca: 0.001% to 0.05%, Y: 0.001% to 0.05%, Zr: 0.001% to 0.05%, La 0.001% to 0.05%, or Ce: 0.001% to 0.05%, or any of these A combination may be established.
  • the Vickers hardness of the hot stamping steel plate according to this embodiment is not limited, but is preferably 500 Hv or more, more preferably 550 Hv or more.
  • a tensile strength of 1900 MPa or more can be obtained in the hot stamped molded body, and even when low stress fracture occurs, stress that causes fracture Can be 1800 MPa or more.
  • the vehicle body can be reduced in weight while obtaining excellent collision safety.
  • the collision safety is a neck characteristic of the plate thickness and the collision safety.
  • the plate thickness can be reduced to 1/5 by increasing the tensile strength by five times. This reduction in plate thickness has a great effect on reducing the weight of the automobile and improving the fuel consumption.
  • a steel having the above chemical composition is melted by a conventional method and continuously cast to obtain a slab.
  • Steel may be cast to obtain a steel ingot, and the steel ingot may be rolled into pieces to obtain a steel piece. From the viewpoint of productivity, continuous casting is preferable.
  • the casting speed of continuous casting is preferably less than 2.0 m / min in order to effectively suppress Mn center segregation and V-shaped segregation. Moreover, in order to keep the cleanness of the surface of a slab favorable and to ensure productivity, the casting speed is preferably set to 1.2 m / min or more.
  • hot rolling is performed on the slab or steel slab.
  • the starting temperature is set to 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower from the viewpoint of more uniformly generating carbides.
  • the finishing temperature of hot rolling is 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. If the finishing temperature is less than 850 ° C., the rolling load becomes excessive. When the finishing temperature exceeds 1000 ° C., the old ⁇ grain size becomes coarse.
  • the winding temperature is 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. When the coiling temperature is less than 400 ° C., the strength of the hot-rolled steel sheet becomes excessive, and breakage and shape defects are likely to occur during cold rolling. When the coiling temperature exceeds 700 ° C., an excessive amount of oxide is generated on the surface of the hot-rolled steel sheet, and the pickling property is deteriorated.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is descaled by pickling or the like.
  • the hot rolled steel sheet is subjected to hot rolled sheet annealing.
  • the hot-rolled annealed steel sheet is cold-rolled after the hot-rolled sheet annealing.
  • Cold rolling may be performed by a conventional method.
  • the rolling reduction in the cold rolling is preferably 30% or more from the viewpoint of securing a good flatness, and preferably 80% or less in order to avoid an excessive load.
  • the cold rolled steel sheet obtained by cold rolling is subjected to cold rolled sheet annealing.
  • cold-rolled sheet annealing it is heated to a first temperature of Ac3 point or higher and 1100 ° C or lower, held at the first temperature for 1 second or longer and 1000 seconds or shorter (heating time), and a second temperature of -150 ° C or lower Allow to cool.
  • the first temperature is higher than the Ac3 point.
  • the first temperature is higher than 1100 ° C.
  • the effect of dissolving the carbide is saturated, and the cost increases greatly.
  • the first temperature is higher than 1100 ° C.
  • the ⁇ grains are likely to be coarsened, and the old ⁇ grains of the hot stamped product are likely to be coarse. Therefore, the first temperature is preferably 1100 ° C. or lower.
  • the heating rate up to the first temperature is not limited and is, for example, 1 ° C./second to 5000 ° C./second. As the heating method, electric heating is preferable because a heating rate of 100 ° C./second or more can be easily obtained.
  • the heating time is less than 1.0 second, the carbide is not sufficiently dissolved and coarse carbide remains, and the number density of the cooled carbide is insufficient. Accordingly, the heating time is 1.0 second or more. If the heating time exceeds 1000 seconds, the effect of dissolving the carbide is saturated, and the cost increases significantly. In addition, when the heating time exceeds 1000 seconds, the ⁇ grains are likely to be coarse, and the old ⁇ grains of the hot stamped product are likely to be coarse. Therefore, the heating time is preferably 1000 seconds or less.
  • the second temperature which is the cooling stop temperature
  • the cold-rolled annealed steel sheet may contain residual ⁇ . If the cold-rolled annealed steel sheet contains residual ⁇ , the carbide is not sufficiently precipitated during the heat treatment after the cold-rolled plate annealing due to the concentration of the solid solution C in the residual ⁇ . Therefore, the second temperature is ⁇ 150 ° C. or lower.
  • the average cooling rate in the temperature range from the first temperature to 100 ° C. (first temperature range) is 1000 ° C./second or more, and from 100 ° C. to ⁇ 150
  • the average cooling rate in the temperature range up to 50 ° C. is 50 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from the first temperature to 100 ° C. is less than 1000 ° C./second, carbides are likely to precipitate at the prior ⁇ grain boundaries after the martensitic transformation.
  • the average cooling rate in the temperature range from 100 ° C. to ⁇ 150 ° C. is less than 50 ° C./second, solid solution C tends to concentrate in ⁇ during cooling, and residual ⁇ tends to remain.
  • Cold-rolled sheet annealing may be performed twice or more. As the cold-rolled sheet annealing is performed, the old ⁇ grains become finer, which leads to the refinement of the old ⁇ grains of the hot stamped product.
  • heat treatment of the cold-rolled annealed steel sheet is performed.
  • heating is performed to a temperature of 100 ° C. to 300 ° C. (heating temperature), the temperature is maintained for 10 minutes to 480 minutes (heating time), and the temperature is cooled to about room temperature.
  • the carbide can be finely dispersed in the old ⁇ grains.
  • the heating temperature is less than 100 ° C., the carbide is not sufficiently precipitated. Accordingly, the heating temperature is 100 ° C. or higher.
  • the heating temperature exceeds 300 ° C., the carbide grows coarsely and the number density of the carbide decreases. Accordingly, the heating temperature is 300 ° C. or lower.
  • the heating time is less than 10 minutes, the carbide is not sufficiently precipitated. Therefore, the heating time is 10 minutes or more.
  • the heating time exceeds 480 minutes, the carbide grows coarsely and the number density of the carbide decreases. Accordingly, the heating time is 480 minutes or less.
  • ⁇ Plating may be applied to the steel sheet for hot stamping.
  • hot-dip zinc-based plating is preferably performed in a continuous hot-dip galvanizing line.
  • annealing may be performed prior to hot dip galvanizing, or the soaking temperature may be lowered and galvanizing may be performed without annealing.
  • An alloying treatment may be performed after hot dip galvanizing to form an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • Zinc-based plating may be performed by electroplating.
  • Examples of the zinc-based plating include hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, electrogalvanizing, hot dip zinc-aluminum alloy plating, electric nickel-zinc alloy plating, and electric iron-zinc alloy plating.
  • the adhesion amount of plating is not particularly limited, and may be approximately the same as the adhesion amount of a conventional plated steel sheet.
  • Zinc-based plating can be applied to at least a part of the surface of the steel material, but in general, zinc-based plating of a steel sheet is applied to one or both surfaces of the steel sheet.
  • a blank material is formed from the hot stamping steel plate according to the embodiment of the present invention, the blank material is quenched, and the blank material is formed during the quenching.
  • a blank material is formed by blanking a steel sheet for hot stamping by shear cutting, laser cutting or punching.
  • the Vickers hardness of the hot stamping steel plate according to the present embodiment is, for example, 500 Hv or more. When the Vickers hardness is high, it is preferable to perform laser cutting.
  • the blank In quenching, the blank is heated to a third temperature of Ac3 to 1000 ° C. at an average heating rate of 2 ° C./second or more, and the blank is held at the third temperature for 0.1 seconds to 3 minutes, The material is cooled from a third temperature to a fourth temperature of 400 ° C. or lower. Molding is performed during this cooling, and the average cooling rate is set to 100 ° C./second or more in the temperature range from the Ar 3 point to 400 ° C. By holding the blank material at the third temperature, the steel structure at the start of forming becomes a ⁇ single-phase structure, and the main phase of the steel structure becomes martensite during subsequent cooling to the fourth temperature.
  • the third temperature is less than the Ac3 point, ferrite is contained in the steel structure during forming, and ferrite grows during cooling, and the area fraction of martensite is low, and sufficient strength may not be obtained.
  • the third temperature exceeds 1000 ° C., the effect is saturated and ⁇ grains grow excessively, and the old ⁇ grains of the hot stamped article become coarse, and low stress fracture is likely to occur.
  • the average heating rate up to the third temperature is less than 2 ° C./second, the ⁇ grains become coarse during the temperature rise, and the low-stress fracture tends to occur in the hot stamping molded body.
  • the heating method is not limited, and furnace heating, infrared heating, and electric heating are exemplified. Of these, electric heating is most preferred. This is because electric heating can achieve the highest average heating rate. As the average heating rate is higher, the ⁇ grains are more easily refined, and higher productivity is obtained.
  • the holding time at the third temperature is less than 0.1 seconds, the reverse transformation to ⁇ is insufficient, and it may be difficult to obtain a sufficient tensile strength, for example, a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • a sufficient tensile strength for example, a tensile strength of 1900 MPa or more.
  • the holding time is 3 minutes or more, the ⁇ grains become coarse, and low stress fracture is likely to occur in the hot stamped product.
  • the average cooling rate is set to 100 ° C./second or more in the temperature range from the Ar3 point to 400 ° C. If the average cooling rate in this temperature range is less than 100 ° C./second, ferrite transformation, pearlite transformation, or bainite transformation occurs, and a steel structure whose main phase is martensite cannot be obtained, and sufficient strength may not be obtained. is there.
  • the average cooling rate is not limited. For example, the average cooling rate may be set to 100 ° C./second or more even in a temperature range of Ar 3 or higher.
  • the upper limit of the cooling rate from the third temperature to the fourth temperature is not limited, but even if a special apparatus for cooling is used, the cooling rate is usually 2000 ° C./second or less industrially.
  • the cooling rate is generally 1000 ° C./second or less for simple water cooling and 500 ° C./second or less for simple mold cooling.
  • air cooling accompanying the transportation of the blank material may be performed.
  • the blank material is cooled from the third temperature to the fourth temperature in the mold.
  • the blank material may be cooled by heat removal from the mold, or the blank material may be cooled by spraying water on the blank material in the mold.
  • the cooling rate in the temperature range of 400 ° C. or lower is not limited.
  • the average cooling rate in the temperature range of 400 ° C. or less is less than 100 ° C./second, tempered martensite or bainite in which fine carbides are precipitated is obtained, and a residual ⁇ of about several percent is obtained. These contribute to the improvement of ductility.
  • pressing is performed with a mold heated to a temperature between room temperature and 400 ° C., or when the temperature reaches a temperature of 400 ° C. from room temperature. Remove from the press and intentionally reduce the cooling rate.
  • the average cooling rate in the temperature range of 400 ° C. or lower is 100 ° C./second or higher, a martensite single structure is obtained, the formation of carbides in martensite is suppressed, and particularly high strength is obtained.
  • Ac3 point (degreeC) and Ar3 point (degreeC) can be calculated by the following formula.
  • [X] indicates the content (% by mass) of the element X.
  • Ac3 point 910 ⁇ 203 ⁇ [C] ⁇ 30 [Mn] ⁇ 11 [Cr] +44.7 [Si] +400 [Al] +700 [P] -15.2 [Ni] -20 [Cu] +400 [Ti] +104 [V] +31.5 [Mo]
  • Ar3 point 901-325 [C] +33 [Si] -92 ([Mn] + [Ni] / 2 + [Cr] / 2 + [Cu] / 2 + [Mo] / 2)
  • the hot stamping molded body may be subjected to heating at a temperature of 50 ° C. to 650 ° C. within 6 hours.
  • the heating temperature is 50 ° C. to 400 ° C.
  • fine carbides are precipitated in the martensite during the heating, and the delayed fracture resistance and mechanical properties are improved.
  • the heating temperature is 400 to 650 ° C.
  • alloy carbides and / or intermetallic compounds are precipitated during the heating, and the strength increases due to particle dispersion strengthening.
  • a hot-rolled steel sheet was obtained by hot rolling a slab having the chemical composition shown in Table 1.
  • the balance of the chemical composition shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • the starting temperature was 1200 ° C
  • the finishing temperature was 900 ° C
  • the winding temperature was 600 ° C.
  • the average cooling rate was 20 ° C./second.
  • the hot-rolled steel sheet was descaled by pickling and cold-rolled with a rolling reduction of 60% to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.6 mm.
  • the cold-rolled sheet annealing of the cold-rolled steel sheet was performed with an electric heating facility.
  • Table 2 shows the conditions for cold-rolled sheet annealing.
  • the first temperature range in Table 2 is a temperature range from the heating temperature to 100 ° C.
  • the second temperature range is a temperature range from 100 ° C. to the cooling stop temperature.
  • the average heating rate up to the heating temperature was 500 ° C./second.
  • the cold-rolled annealed steel sheet was heat treated (reheated). The conditions for this heat treatment are also shown in Table 2.
  • the cold-rolled annealed steel sheet was subjected to hot-dip aluminum plating, hot-dip galvanizing, or alloyed hot-dip galvanizing.
  • hot-dip aluminum plating hot-dip galvanizing
  • alloyed hot-dip galvanizing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • an alloying treatment at 550 ° C. was performed, cooled to room temperature, and wound up.
  • hot-rolled steel sheets, cold-rolled steel sheets, aluminum-plated steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets, and galvannealed steel sheets were prepared as hot stamping steel sheets.
  • a blank material was formed by blanking the steel sheet for hot stamping, and the blank material was quenched. Quenching was performed under either of the following two conditions A or B.
  • condition A heating to 900 ° C. at an average heating rate of 10 ° C./second by atmospheric heating, holding at 900 ° C. for 2 minutes, air cooling to 700 ° C., average cooling rate of 100 ° C./second from 700 ° C. to 100 ° C.
  • the mold was cooled.
  • Condition B rapid heating to 900 ° C. at an average heating rate of 100 ° C./s by electric heating, holding at 900 ° C. for 1 second, air cooling to 700 ° C., average cooling at 100 ° C./s from 700 ° C. to 100 ° C.
  • the mold was cooled at speed. In this way, various hot stamping molded articles were produced.
  • the underline in Tables 1 to 3 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the steel structure of the hot stamping steel sheet and the steel structure of the hot stamping compact were observed.
  • the results are shown in Tables 4 and 5.
  • a range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness was observed with FE-SEM.
  • the thing of 20 micrometers or less was evaluated as fine, and the thing over 20 micrometers was evaluated as coarse.
  • the coarse carbide in the field of view, the number ratio of carbides having a particle size of 0.5 ⁇ m or more was evaluated as “none” when the number ratio was 0.15 or less, and “above” when the number ratio exceeded 0.15.
  • a tensile test piece based on JIS Z 2201 was collected from the hot stamped article, and the maximum tensile strength was measured by a tensile test based on JIS Z 2241. Test No. Each time five tensile tests were performed, the average value of the five maximum tensile strengths was determined as the test No. Of tensile strength. The results are also shown in Tables 4 and 5. The reason why the average value is the tensile strength is that when low stress fracture occurs, even if the manufacturing conditions are the same, a large variation in breaking stress is likely to occur. With respect to a certain true strain ⁇ a and true stress ⁇ a , it was determined that a low stress fracture occurred for a sample that had broken before the following Equation 1 was satisfied.
  • Test No. 8 since the heating temperature of cold-rolled sheet annealing was too low, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No. 9, because the heating time for cold-rolled sheet annealing was too short, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No. In No. 8, since the heating temperature of cold-rolled sheet annealing was too low, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No. In No.
  • Test No. 24 because the heating temperature of cold-rolled sheet annealing was too low, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained.
  • Test No. 25 because the heating time for cold-rolled sheet annealing was too short, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite is insufficient, the product (T ⁇ M) is insufficient, and low stress fracture occurs. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No. In No.
  • Test No. No. 36 because the heating temperature of cold-rolled sheet annealing was too low, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained.
  • Test No. 37 because the heating time of cold-rolled sheet annealing was too short, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite is insufficient, the product (T ⁇ M) is insufficient, and low stress fracture occurs. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No. In No.
  • Test No. 48 because the heating temperature of cold-rolled sheet annealing was too low, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite was insufficient, the product (T ⁇ M) was insufficient, and low stress fracture occurred. Sufficient tensile strength was not obtained.
  • Test No. 49 because the heating time of cold-rolled sheet annealing was too short, the total area fraction of bainite, fresh martensite and tempered martensite is insufficient, the product (T ⁇ M) is insufficient, and low stress fracture occurs. Sufficient tensile strength was not obtained. Test No.
  • test No. 1 in the first experiment was performed. 57, no. 60, no. 63 and no.
  • a cold-rolled steel sheet was obtained in the same manner as 66, and the cold-rolled steel sheet was subjected to two cold-rolled sheet annealing, heat treatment (reheating), and quenching.
  • Table 6 shows conditions for the first cold-rolled sheet annealing, conditions for the second cold-rolled sheet annealing, conditions for the heat treatment (reheating), and quenching conditions. In this way, various hot stamping molded articles were produced.
  • the old ⁇ grain size is smaller than that of the invention example (test No. 57, No. 60, No. 63 or No. 66) in which cold-rolled sheet annealing is performed once. Smaller and better mechanical properties were obtained.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel sheets for hot stamping bodies suitable for automobile parts.

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Abstract

ホットスタンプ用鋼板は、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、炭化物の数密度（個／μｍ２）と炭化物のうち旧オーステナイト粒内に析出した炭化物の割合との積：０．５０以上、で表される鋼組織を有する。

Description

ホットスタンプ用鋼板
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板に関する。
　従来、地球環境問題及び衝突安全性能の観点から、自動車用構造部品の薄肉化及び高強度化が求められている。これらの要求に応えるべく、高強度鋼板を素材とする自動車用構造部品が増加している。また、高強度鋼板の成形方法として、ホットスタンプとよばれる方法が知られている。ホットスタンプでは、Ｃ含有量が０．２０質量％～０．２２質量％程度の鋼板を７００℃以上の高温域でプレス成形し、プレス金型内又はプレス金型外で焼入れを行う。ホットスタンプによれば、鋼板の強度が低下する高温域で成形を施すため、冷間プレスで生じるような成形不良を抑制することができる。また、成形後の焼入れによりマルテンサイトを主相とする組織が得られるため、高い強度を得ることができる。このため、引張強度が１５００ＭＰａ程度のホットスタンプ成形体が世界的に広く用いられている。
　しかしながら、本発明者らが更なる高強度化のための研究を行ったところ、１９００ＭＰａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形体では、低応力破壊が生じることがあることが明らかになった。低応力破壊が生じるホットスタンプ成形体が自動車用構造部品に用いられると、設計段階で耐え得ると計算された衝撃を受けた場合でも当該部品が破壊される可能性がある。従って、低応力破壊の抑制は、自動車用構造部品の衝突安全性の確保に極めて重要である。これまで、マルエージ鋼の低応力破壊は知られているが、ホットスタンプ成形体の低応力破壊は知られていない。
特開２０１４－１６１８５４号公報 特許第５７５６７７３号公報 特許第５４０２１９１号公報 特許第５２８７７７０号公報 特開２０１４－１１８６１３号公報
河部義邦：鉄と鋼，６８，（１９８２），２５９５
　本発明は、高強度で低応力破壊を抑制することができるホットスタンプ成形体の製造に好適なホットスタンプ用鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、１９００ＭＰａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形体において低応力破壊が生じる原因を解明すべく検討を行った。本発明者らは、この検討にあたり、まず、ホットスタンプ成形体の組織と低応力破壊との関係を調査した。この結果、旧γ粒が微細であるほど、また、粗大な炭化物が少ないほど、低応力破壊が生じにくいことが明らかになった。
　しかしながら、従来のホットスタンプでは、旧γ粒の微細化及び粗大炭化物の減少を両立することは困難であり、低応力破壊を抑制して破断特性を十分に向上することはできない。すなわち、旧γ粒の微細化には、ホットスタンプの加熱温度及び加熱時間の低下が好ましいが、加熱温度及び加熱時間の低下は加熱中の炭化物の溶解量の減少につながり、粗大炭化物が残留しやすくなる。逆に、粗大炭化物の減少には、ホットスタンプの加熱温度及び加熱時間の増加が好ましいが、加熱温度及び加熱時間の増加は旧γ粒の粗大化につながる。
　そこで、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の旧γ粒の微細化及び粗大炭化物の減少を両立するため、ホットスタンプに供する鋼板の組織の改良について検討した。この結果、粗大炭化物を残留しにくくするために、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主相とし、粗大な炭化物を含みやすいフェライト及びパーライトを低減することが好ましいこと、及び、ホットスタンプの加熱中に微細なγを得るために、γへの逆変態の核生成サイトとなる炭化物を鋼板内に微細に分散させておくことが好ましいことが明らかになった。更に、炭化物の数密度が高く、炭化物のうちで旧γ粒界以外に析出した炭化物の割合が高いことが好ましいことも明らかになった。このような組織を有する鋼板をホットスタンプすることで、非常に破断特性に優れたホットスタンプ成形体が得られた。炭化物には、セメンタイト及びε炭化物等の鉄系炭化物、並びにＴｉＣ及びＮｂＣ等の合金元素の炭化物が含まれる。炭窒化物も炭化物に含まれる。
　そこで、本発明者らは、更に鋭意検討を行った。この結果、本発明者らは、所定の条件で冷延板焼鈍を行うことで、優れた破断特性を備えたホットスタンプ成形体の製造に好適な鋼板が得られることを知見し、このような知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、
　炭化物の数密度（個／μｍ２）と炭化物のうち旧オーステナイト粒内に析出した炭化物の割合との積：０．５０以上、
　で表される鋼組織を有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
　（２）
　Ｃ含有量が０．２７質量％以上０．６０質量％以下であることを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
　（３）
　ビッカース硬さが５００Ｈｖ以上であることを特徴とする（１）又は（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
　（４）
　めっき層を有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板。
　本発明によれば、高強度で低応力破壊を抑制できるホットスタンプ成形体の製造に好適なホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の鋼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、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、炭化物の数密度（個／μｍ２）と炭化物のうち旧オーステナイト粒内に析出した炭化物の割合との積：０．５０以上、で表される鋼組織を有している。
　（ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上）
　ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率が高いほど、ホットスタンプの加熱中に微細なオーステナイト（γ）が得やすく、ホットスタンプ成形体の旧γ粒が微細になる。ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、低温変態組織ともよばれる。ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率が合計で８０％未満では、ホットスタンプ成形体の旧γ粒が粗大になり、十分な破断特性が得られない。また、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率が８０％以上であれば、必然的にパーライトの面積分率は２０％未満であり、ホットスタンプ成形体に粗大炭化物が含まれにくくなる。従って、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率は合計で８０％以上であり、好ましくは９０％以上であり、より好ましくは１００％である。相対的に、フェライト及びパーライトの面積分率は合計で２０％未満であり、好ましくは１０％以下であり、より好ましくは０％である。材料の機械的特性は組織又は相の体積分率に依存するが、鋼組織が等方的であれば、体積分率は面積分率と等価である。そして、面積分率は体積分率よりも簡易に測定することができる。そこで、本願では、面積分率を用いる。
　（炭化物の数密度（個／μｍ２）と炭化物のうち旧γ粒内に析出した炭化物の割合との積：０．５０以上）
　炭化物は、γへの逆変態の核生成サイトとなり、炭化物の数密度が高いほど、ホットスタンプの加熱中に微細なγが得やすく、ホットスタンプ成形体の旧γ粒が微細になる。ホットスタンプ用鋼板の旧γ粒界も核生成サイトとなるため、旧γ粒界に析出した炭化物は核生成サイトの増加にほとんど寄与せず、旧γ粒内に析出した炭化物が旧γ粒界とは異なる核生成サイトとなり得る。そして、炭化物の数密度をＴ（個／μｍ２）、炭化物のうち旧γ粒内に析出した炭化物の割合をＭとしたとき、これらの積（Ｔ×Ｍ）が０．５０未満では、ホットスタンプ成形体の旧γ粒が粗大になり、十分な破断特性が得られない。従って、積（Ｔ×Ｍ）は０．５０以上であり、好ましくは０．６０以上であり、より好ましくは０．７０以上である。積（Ｔ×Ｍ）の上限は制限されないが、１０超となるホットスタンプ用鋼板を製造することは困難である。炭化物の粒径は限定されないが、粒径が０．５μｍ以上の粗大な炭化物の個数比率は０．１５以下であることが好ましい。炭化物は、旧γ粒内に析出した炭化物又は旧γ粒界に析出した炭化物のいずれかに分類される。
　一般的な鋼組織には、例えば、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト若しくは焼戻しマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせが含まれる。ここで、これらの組織又は相の面積分率を測定する方法の例について説明する。
　フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率の測定では、鋼板から圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を観察面として試料を採取する。次いで、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、鋼板の厚さをｔとしたときの鋼板表面からｔ／８の深さから３ｔ／８の深さまでの範囲を５０００倍の倍率で電解放射型走査型電子顕微鏡（field emission scanning electron microscope：ＦＥ－ＳＥＭ）で観察する。この方法により、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定することができる。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値からフェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの各面積分率が得られる。後述のように、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒内の鉄基炭化物の有無及び伸長方向により互いから区別することができる。
　上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含む。下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。下部ベイナイトに含まれる鉄基炭化物は単一のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は実質的に単一の方向に伸長している。ここでいう「実質的に単一の方向」とは、角度差が５°以内の方向を意味する。焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。但し、下部ベイナイトとは異なり、焼戻しマルテンサイトに含まれる鉄基炭化物は複数のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は複数の方向に伸長している。従って、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとは、鉄基炭化物が伸長する方向が複数か単一かによって判別することができる。
　残留オーステナイトの面積分率の測定では、鋼板から試料を採取し、鋼板表面からのｔ／４の深さまでの部分を化学研磨し、圧延面に平行な鋼板表面からの深さがｔ／４の面におけるＸ線回折強度を測定する。例えば、残留オーステナイトの面積分率Ｓγは次の式で表される。
　Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれ面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれ体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されないため、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトから区別できる。従って、ＦＥ－ＳＥＭ観察における残部の面積分率から残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることでフレッシュマルテンサイトの面積分率を特定することができる。
　フェライトは塊状の結晶粒であって、内部にラス等の下部組織を含まない。パーライトは、フェライト及びセメンタイトが交互に層状になっている組織である。例えば、パーライト中の層状のフェライトは上記の塊状のフェライトから区別する。
　炭化物の粒径は、試料の観察面において測定された当該炭化物の面積から求められる円相当直径を意味する。炭化物の密度及び組成は、例えば、エネルギ分散型Ｘ線分光法（energy dispersive X-ray spectrometry：ＥＤＸ）による分析機能を備えた透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope：ＴＥＭ）又は三次元アトムプローブ電解イオン顕微鏡（atom probe field ion microscope：ＡＰ－ＦＩＭ）を用いて測定することができる。
　次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成について説明する。後述のように、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び冷延板焼鈍等を経て製造される。従って、ホットスタンプ用鋼板の化学組成は、ホットスタンプ用鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、ホットスタンプ用鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、Ｃ：０．２７％～０．６０％、Ｍｎ：０．５０％～５．００％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｂ：０．００００％～０．００５０％、Ｃｒ：０．００％～０．５０％、Ｍｏ：０．００％～０．５０％、Ｔｉ：０．０００％～０．１００％、Ｎｂ：０．０００％～０．１００％、Ｖ：０．０００％～０．１００％、Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、Ｎｉ：０．０００％～１．０００％、Ｏ：０．００％～０．０２％、Ｗ：０．０％～０．１％、Ｔａ：０．０％～０．１％、Ｓｎ：０．００％～０．０５％、Ｓｂ：０．００％～０．０５％、Ａｓ：０．００％～０．０５％、Ｍｇ：０．００％～０．０５％、Ｃａ：０．００％～０．０５％、Ｙ：０．００％～０．０５％、Ｚｒ：０．００％～０．０５％、Ｌａ０．００％～０．０５％、若しくはＣｅ：０．００％～０．０５％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．２７％～０．６０％）
　Ｃは、安価で強度の向上に大きく寄与する。Ｃ含有量が０．２７％未満では、高価な元素が含有されていなければ、十分な強度、例えば１９００ＭＰａ以上の強度を得にくい。従って、Ｃ含有量は、好ましくは０．２７％以上であり、より好ましくは０．３５％以上であり、更に好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．６０％超では、ホットスタンプ成形体の耐遅れ破壊性が劣化することがある。また、十分な加工性が得られず、ホットスタンプ前の予成形が困難になることもある。従って、Ｃ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。
　（Ｍｎ：０．５０％～５．００％）
　Ｍｎは、Ａｃ３点を低下させてホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を向上する。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、十分な焼入れ性が得られないことがある。従って、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５．００％超では、焼入れ前のホットスタンプ用鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。また、Ｍｎの偏析に起因したバンド状組織が生じやすくなり、ホットスタンプ用鋼板の靭性が劣化することがある。従って、Ｍｎ含有量は、好ましくは５．００％以下である。
　（Ｓｉ：２．００％以下）
　Ｓｉは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓｉ含有量が２．００％超では、Ａｃ３点が過度に高く、焼入れの加熱を１２００℃超で行わなければならなかったり、ホットスタンプ用鋼板の化成処理性及び亜鉛めっきのめっき性が低下したりすることがある。従って、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。Ｓｉはホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を高める作用を有するため、Ｓｉが含有されていてもよい。
　（Ｐ：０．０３０％以下）
　Ｐは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、ホットスタンプ用鋼板の加工性を劣化させたり、ホットスタンプ成形体の靱性を劣化させたりする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０３０％超で、加工性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、ホットスタンプ用鋼板の成形性を劣化させたり、ホットスタンプ成形体の靱性を劣化させたりする。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０１００％超で、成形性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．１００％以下）
　ｓｏｌ．Ａｌは、例えば鋼中に不純物として含有される。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％超では、Ａｃ３点が過度に高く、焼入れの加熱を１２００℃超で行わなければならないことがある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有するため、ｓｏｌ．Ａｌが含まれていてもよい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、ホットスタンプ用鋼板の成形性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１００％超で、成形性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、ホットスタンプ用鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｂ：０．００００％～０．００５０％）
　Ｂは、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。その一方で、Ｂ含有量が０．００５０％超では、上記の作用による効果は飽和して、コスト的に不利となる。従って、Ｂ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。
　（Ｃｒ：０．００％～０．５０％）
　Ｃｒは、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１８％以上である。その一方で、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、焼入れ前のホットスタンプ用鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。従って、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｍｏ：０．００％～０．５０％）
　Ｍｏは、ホットスタンプ用鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。その一方で、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、焼入れ前のホットスタンプ用鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。従って、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｔｉ：０．０００％～０．１００％、Ｎｂ：０．０００％～０．１００％、Ｖ：０．０００％～０．１００％）
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、ホットスタンプ用鋼板の強度の上昇に寄与する。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。その一方で、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量又はＶ含有量が０．１００％超では、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化することがある。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．１００％以下である。
　（Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、Ｎｉ：０．０００％～１．０００％）
　Ｃｕ及びＮｉは、強度の向上に寄与する。この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。その一方で、Ｃｕ含有量又はＮｉ含有量が１．０００％超では、酸洗性、溶接性及び熱間加工性等が劣化することがある。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは１．０００％以下である。
　つまり、Ｂ：０．００００％～０．００５０％、Ｃｒ：０．００％～０．５０％、Ｍｏ：０．００％～０．５０％、Ｔｉ：０．０００％～０．１００％、Ｎｂ：０．０００％～０．１００％、Ｖ：０．０００％～０．１００％、Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、若しくはＮｉ：０．０００％～１．０００％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　ホットスタンプ用鋼板に、下記の元素が所定量を限度に意図的又は不可避的に含有されていてもよい。すなわち、Ｏ：０．００１％～０．０２％、Ｗ：０．００１％～０．１％、Ｔａ：０．００１％～０．１％、Ｓｎ：０．００１％～０．０５％、Ｓｂ：０．００１％～０．０５％、Ａｓ：０．００１％～０．０５％、Ｍｇ：０．０００１％～０．０５％、Ｃａ：０．００１％～０．０５％、Ｙ：０．００１％～０．０５％、Ｚｒ：０．００１％～０．０５％、Ｌａ０．００１％～０．０５％、若しくはＣｅ：０．００１％～０．０５％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立ってもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のビッカース硬さは限定されないが、好ましくは５００Ｈｖ以上であり、より好ましくは５５０Ｈｖ以上である。
　本発明の実施形態によれば、適切なホットスタンプを行うことで、ホットスタンプ成形体において、１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることができ、低応力破壊が生じる場合であっても、破壊が生じる応力を１８００ＭＰａ以上とすることができる。そして、このホットスタンプ成形体を自動車部品に用いると、優れた衝突安全性を得ながら、車体を軽量化することができる。例えば、引張強度が５００ＭＰａ程度の鋼板が用いられている自動車部品を、引張強度が２５００ＭＰａ程度のホットスタンプ成形体の部品で置き換えた場合、衝突安全性が板厚のネック特性であり、かつ衝突安全性が板厚と鋼板強度に比例すると仮定すると、引張強度が５倍になることで板厚を１／５に減少させることが可能である。この板厚減は自動車の軽量化及び燃費の向上に非常に大きな効果をもたらす。
　次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。この製造方法では、上記の化学組成を有する鋼の鋳造、スラブの熱間圧延、熱延鋼板の熱延板焼鈍、熱延焼鈍鋼板の冷間圧延、冷延鋼板の冷延板焼鈍、及び冷延焼鈍鋼板の熱処理等を行う。
　この例では、先ず、上記の化学組成を有する鋼を、常法により溶製し、連続鋳造してスラブを得る。鋼を鋳造して鋼塊を得、鋼塊を分塊圧延して鋼片を得てもよい。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。
　連続鋳造の鋳造速度は、Ｍｎの中心偏析及びＶ字状偏析を効果的に抑制するために、好ましくは２．０ｍ／分未満とする。また、スラブの表面の清浄度を良好に保つため、かつ生産性を確保するために、鋳造速度は好ましくは１．２ｍ／分以上とする。
　次いで、スラブ又は鋼片に熱間圧延を施す。熱間圧延では、炭化物をより均一に生成させる観点から開始温度を１０００℃以上１３００℃以下とする。熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とする。仕上げ温度が８５０℃未満では、圧延荷重が過剰となる。仕上げ温度が１０００℃超では、旧γ粒径が粗大化する。巻取り温度は４００℃以上７００℃以下とする。巻取り温度が４００℃未満では、熱延鋼板の強度が過剰となり、冷間圧延中に破断及び形状不良が生じやすい。巻取り温度が７００℃超では、熱延鋼板の表面に酸化物が過剰に生成し、酸洗性が低下する。
　その後、熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗等により脱スケール処理を施す。脱スケール処理後に熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍後に熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延は常法により行えばよい。冷間圧延における圧下率は、良好な平坦を確保する観点から、好ましくは３０％以上とし、荷重が過大となることを避けるために、好ましくは８０％以下とする。
　次いで、冷間圧延により得られた冷延鋼板に冷延板焼鈍を施す。冷延板焼鈍では、Ａｃ３点以上１１００℃以下の第１の温度まで加熱し、第１の温度に１秒以上１０００秒以下の時間（加熱時間）保持し、－１５０℃以下の第２の温度まで冷却する。
　第１の温度がＡｃ３点未満では、炭化物が十分に溶解せずに粗大な炭化物が残存し、冷却後の炭化物の数密度が不足する。従って、第１の温度はＡｃ３点以上である。第１の温度が１１００℃超では、炭化物を溶解させる効果が飽和し、徒にコストが大きく上昇する。また、第１の温度が１１００℃超では、γ粒が粗大化しやすく、ホットスタンプ成形体の旧γ粒も粗大なものになりやすい。従って、第１の温度は、好ましくは１１００℃以下である。第１の温度までの加熱速度は限定されず、例えば、１℃／秒～５０００℃／秒とする。加熱方法としては、１００℃／秒以上の加熱速度が得やすい電気加熱が好ましい。
　加熱時間が１．０秒未満では、炭化物が十分に溶解せずに粗大な炭化物が残存し、冷却後の炭化物の数密度が不足する。従って、加熱時間は１．０秒以上である。加熱時間が１０００秒超では、炭化物を溶解させる効果が飽和し、徒にコストが大きく上昇する。また、加熱時間が１０００秒超では、γ粒が粗大化しやすく、ホットスタンプ成形体の旧γ粒も粗大なものになりやすい。従って、加熱時間は、好ましくは１０００秒以下である。
　冷却停止温度である第２の温度が－１５０℃超では、冷延焼鈍鋼板に残留γが含まれ得る。冷延焼鈍鋼板に残留γが含まれると、残留γへの固溶Ｃの濃縮により、冷延板焼鈍後の熱処理中に炭化物が十分には析出しにくい。従って、第２の温度は－１５０℃以下である。第１の温度から第２の温度までの降温中、第１の温度から１００℃までの温度域（第１の温度域）での平均冷却速度は１０００℃／秒以上とし、１００℃から－１５０℃までの温度域での平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。第１の温度から１００℃までの温度域での平均冷却速度が１０００℃／秒未満では、マルテンサイト変態後に炭化物が旧γ粒界に析出しやすい。１００℃から－１５０℃までの温度域での平均冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却中にγに固溶Ｃが濃縮しやすく、残留γが残存しやすい。
　冷延板焼鈍は２回以上行ってもよい。冷延板焼鈍を行うほど、旧γ粒がより微細になり、ホットスタンプ成形体の旧γ粒の細粒化につながる。
　冷延板焼鈍の後には、冷延焼鈍鋼板の熱処理（再加熱）を行う。この熱処理では、１００℃以上３００℃以下の温度（加熱温度）まで加熱し、この温度に１０分以上４８０分以下の時間（加熱時間）保持し、室温程度の温度まで冷却する。この熱処理により、炭化物を旧γ粒内に微細分散させることができる。
　加熱温度が１００℃未満では、炭化物が十分に析出しない。従って、加熱温度は１００℃以上である。加熱温度が３００℃超では、炭化物が粗大に成長して炭化物の数密度が低下する。従って、加熱温度は３００℃以下である。加熱時間が１０分未満では、炭化物が十分に析出しない。従って、加熱時間は１０分以上である。加熱時間が４８０分超では、炭化物が粗大に成長して炭化物の数密度が低下する。従って、加熱時間は４８０分以下である。
　このようにして、ホットスタンプ用鋼板を製造することができる。
　ホットスタンプ用鋼板にめっきを施してもよい。めっきとして亜鉛系めっきを施す場合、生産性の観点から、好ましくは連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛系めっきを施す。その場合、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛系めっきに先立って焼鈍を施してもよく、均熱温度を低温にして焼鈍を施さずに亜鉛系めっきを施してもよい。溶融亜鉛系めっき後に合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にしてもよい。亜鉛系めっきを電気めっきにより施してもよい。亜鉛系めっきの例として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき、電気ニッケル－亜鉛合金めっき及び電気鉄－亜鉛合金めっきが例示される。めっきの付着量は特に制限されず、従来のめっき鋼板の付着量と同程度でよい。亜鉛系めっきは、鋼材の表面の少なくとも一部に施すことができるが、一般的に、鋼板の亜鉛系めっきは鋼板の片面又は両面の全体に施す。
　次に、本発明の実施形態に係る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の例について説明する。この例では、本発明の実施形態に係るホットスタンプ用鋼板からブランク材を形成し、このブランク材に焼入れを施し、この焼入れの最中にブランク材の成形を行う。
　（ブランク材の形成）
　ホットスタンプ用鋼板をシャー切断、レーザー切断又は打ち抜き加工等によりブランキングしてブランク材を形成する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のビッカース硬さは、例えば５００Ｈｖ以上である。ビッカース硬さが高い場合は、レーザー切断を行うことが好ましい。
　（焼入れ）
　焼入れでは、ブランク材をＡｃ３点以上１０００℃以下の第３の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、ブランク材を第３の温度に０．１秒以上３分保持し、ブランク材を第３の温度から４００℃以下の第４の温度まで冷却する。この冷却中に成形を行い、Ａｒ３点から４００℃までの温度域では、平均冷却速度を１００℃／秒以上とする。ブランク材を第３の温度に保持することで、成形開始時の鋼組織がγ単相組織となり、その後の第４の温度までの冷却中に鋼組織の主相がマルテンサイトとなる。
　第３の温度がＡｃ３点未満では、成形の際に鋼組織にフェライトが含まれ、冷却中にフェライトが成長し、マルテンサイトの面積分率が低くなって十分な強度が得られないことがある。第３の温度が１０００℃超では、その効果が飽和するとともに、γ粒が過度に成長し、ホットスタンプ成形体の旧γ粒が粗大になり、低応力破壊が生じやすくなる。
　第３の温度までの平均加熱速度が２℃／秒未満では、昇温中にγ粒が粗大化し、ホットスタンプ成形体に低応力破壊が生じやすくなる。加熱方法は限定されず、炉加熱、赤外線加熱、電気加熱が例示される。これらのうち電気加熱が最も好ましい。電気加熱が最も高い平均加熱速度を達成できるからである。平均加熱速度が高いほど、γ粒を微細化しやすく、高い生産性が得られる。
　第３の温度での保持時間が０．１秒未満では、γへの逆変態が不足し、十分な引張強度、例えば１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難なことがある。一方、保持時間が３分以上では、γ粒が粗大化し、ホットスタンプ成形体に低応力破壊が生じやすくなる。
　第４の温度が４００℃超では、焼入れが不十分で、ホットスタンプ成形体のマルテンサイトが不足する。第４の温度までの冷却中、Ａｒ３点から４００℃までの温度域では、平均冷却速度を１００℃／秒以上とする。この温度域での平均冷却速度が１００℃／秒未満では、フェライト変態、パーライト変態又はベイナイト変態が生じて、主相がマルテンサイトの鋼組織が得られず、十分な強度が得られないことがある。Ａｒ３点以上では、フェライト変態等の相変態が起こらないため、平均冷却速度は限定されない。例えば、Ａｒ３点以上の温度域でも、平均冷却速度を１００℃／秒以上としてもよい。
　第３の温度から第４の温度までの冷却速度の上限は限定されないが、冷却のための特殊な装置を用いても工業的には冷却速度は２０００℃／秒以下が普通である。冷却速度は、概ね、単純な水冷では１０００℃／秒以下であり、単純な金型冷却では５００℃／秒以下である。
　第３の温度から７００℃までの温度域では、ブランク材の輸送に伴う空冷が行われてもよい。第３の温度から第４の温度までのブランク材の冷却は、金型内で行う。金型からの抜熱でブランク材を冷却してもよく、金型内で水をブランク材に吹きかけてブランク材を冷却してもよい。
　４００℃以下の温度域での冷却速度は限定されない。４００℃以下の温度域での平均冷却速度が１００℃／秒未満であると、内部に微細な炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト又はベイナイトが得られ、数％程度の残留γが得られる。これらは、延性の向上に寄与する。平均冷却速度を１００℃／秒未満とするためには、例えば、室温から４００℃の間の温度に加熱した金型でプレスを行ったり、温度が室温から４００℃の温度になったところで鋼板をプレス機から取り出し、意図的に冷却速度を低下させたりする。４００℃以下の温度域での平均冷却速度が１００℃／秒以上であると、マルテンサイト単組織が得られ、マルテンサイト中での炭化物の生成が抑制され、特に高い強度が得られる。
　このようにして、ホットスタンプ成形体を製造することができる。
　なお、Ａｃ３点（℃）及びＡｒ３点（℃）は、下記式により計算することができる。ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）を示す。
　Ａｃ３点＝９１０－２０３√［Ｃ］－３０［Ｍｎ］－１１［Ｃｒ］＋４４．７［Ｓｉ］
　　　　　＋４００［Ａｌ］＋７００［Ｐ］－１５．２［Ｎｉ］－２０［Ｃｕ］
　　　　　＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］
　Ａｒ３点＝９０１－３２５［Ｃ］＋３３［Ｓｉ］
　　　　　－９２（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］／２＋［Ｃｒ］／２＋［Ｃｕ］／２＋［Ｍｏ］／２）
　金型からホットスタンプ成形体を取り出した後に、ホットスタンプ成形体を５０℃～６５０℃の温度で６時間以内の加熱に供してもよい。この加熱の温度が５０℃～４００℃の場合、加熱中にマルテンサイト中に微細な炭化物が析出し、耐遅れ破壊特性及び機械的特性が向上する。この加熱の温度が４００～６５０℃の場合、加熱中に合金炭化物若しくは金属間化合物又はこれらの両方が析出し、粒子分散強化により強度が上昇する。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（第１の実験）
　表１に示す化学組成を有するスラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を得た。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。熱間圧延では、開始温度を１２００℃、仕上げ温度を９００℃、巻取り温度を６００℃とした。仕上げ温度から巻き取り温度までの冷却では、平均冷却速度を２０℃／秒とした。その後、熱延鋼板に酸洗により脱スケール処理を施し、圧下率が６０％の冷間圧延を行い、厚さが１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、電気加熱設備にて冷延鋼板の冷延板焼鈍を行った。冷延板焼鈍の条件を表２に示す。表２中の第１の温度域は加熱温度から１００℃までの温度域であり、第２の温度域は１００℃から冷却停止温度までの温度域である。冷延板焼鈍では、加熱温度までの平均加熱速度を５００℃／秒とした。冷延板焼鈍後に冷延焼鈍鋼板の熱処理（再加熱）を行った。この熱処理の条件も表２に示す。
　この熱処理の後、冷延焼鈍鋼板に溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを行った。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際には、保持後に５５０℃の合金化処理を行い、室温まで冷却し、巻き取った。このようにして、ホットスタンプ用鋼板として、熱延鋼板、冷延鋼板、アルミニウムめっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を準備した。
　その後、ホットスタンプ用鋼板をブランキングしてブランク材を形成し、ブランク材の焼入れを行った。焼入れは、次の２つの条件Ａ又は条件Ｂのいずれかで行った。条件Ａでは、雰囲気加熱により１０℃／秒の平均加熱速度で９００℃まで加熱し、９００℃で２分保持し、７００℃まで空冷し、７００℃から１００℃まで１００℃／秒の平均冷却速度で金型冷却した。条件Ｂでは、電気加熱により１００℃／ｓの平均加熱速度で９００℃まで急速加熱し、９００℃で１秒保持し、７００℃まで空冷し、７００℃から１００℃まで１００℃／ｓの平均冷却速度で金型冷却した。このようにして、種々のホットスタンプ成形体を製造した。表１～表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ホットスタンプ用鋼板の鋼組織及びホットスタンプ成形体の鋼組織を観察した。この結果を表４及び表５に示す。ホットスタンプ成形体の鋼組織の観察では、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＦＥ－ＳＥＭで観察した。そして、旧γ粒径については、２０μｍ以下のものを微細、２０μｍ超のものを粗大と評価した。粗大炭化物については、視野内で、粒径が０．５μｍ以上の炭化物の個数比率が０．１５以下のものを「なし」、０．１５超のものを「あり」と評価した。
　ホットスタンプ成形体からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験により引張最大強度を測定した。試験Ｎｏ．毎に５回の引張試験を行い、５つの引張最大強度の平均値を当該試験Ｎｏ．の引張強度とした。この結果も表４及び表５に示す。平均値を引張強度としたのは、低応力破壊が生じる場合、製造条件が同一であっても、破断応力に大きなばらつきが生じやすいためである。ある真ひずみεａ及び真応力σａについて、下記の式１が満たされる前に破断が生じた試料については低応力破壊が生じたと判定し、式１が満たされた後に破断が生じた材料は低応力破壊が生じなかったと判定した。式１において、Δεａは０．０００２とし、Δσａは「真ひずみが『εａ＋０．０００２』のときの真応力σａ＋１」と「真ひずみが『εａ』のときの真応力σａ」との差とした（Δσａ＝σａ＋１－σａ）。
　Δσａ／Δεａ＝σａ　・・・（式１）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４及び表５に示すように、本発明の範囲内にある発明例（試験Ｎｏ．１～Ｎｏ．７、Ｎｏ．１０～Ｎｏ．１１、Ｎｏ．２０～Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３３～Ｎｏ．３５、Ｎｏ．４５～Ｎｏ．４７、Ｎｏ．５７～Ｎｏ．５８）では、ホットスタンプ成形体において、低応力破壊が生じないか、生じたとしても破壊が生じる応力が１８００ＭＰａ以上であった。
　試験Ｎｏ．８では、冷延板焼鈍の加熱温度が低すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．９では、冷延板焼鈍の加熱時間が短すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１２では、冷延板焼鈍の冷却停止温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１３では、第１の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１４では、第２の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１５では、熱処理での再加熱温度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１６では、熱処理での再加熱温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１７では、熱処理での再加熱時間が短すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１８では、熱処理での再加熱時間が長すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１９では、熱処理を行わなかったため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．２４では、冷延板焼鈍の加熱温度が低すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２５では、冷延板焼鈍の加熱時間が短すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２６では、冷延板焼鈍の冷却停止温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２７では、第１の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２８では、第２の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２９では、熱処理での再加熱温度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３０では、熱処理での再加熱温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３１では、熱処理での再加熱時間が短すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３２では、熱処理での再加熱時間が長すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．３６では、冷延板焼鈍の加熱温度が低すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３７では、冷延板焼鈍の加熱時間が短すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３８では、冷延板焼鈍の冷却停止温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３９では、第１の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４０では、第２の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４１では、熱処理での再加熱温度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４２では、熱処理での再加熱温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４３では、熱処理での再加熱時間が短すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４４では、熱処理での再加熱時間が長すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．４８では、冷延板焼鈍の加熱温度が低すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４９では、冷延板焼鈍の加熱時間が短すぎたため、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５０では、冷延板焼鈍の冷却停止温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５１では、第１の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５２では、第２の温度域での平均冷却速度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５３では、熱処理での再加熱温度が低すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５４では、熱処理での再加熱温度が高すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５５では、熱処理での再加熱時間が短すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５６では、熱処理での再加熱時間が長すぎたため、積（Ｔ×Ｍ）が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。
　（第２の実験）
　第２の実験では、第１の実験における試験Ｎｏ．５７、Ｎｏ．６０、Ｎｏ．６３及びＮｏ．６６と同様にして冷延鋼板を得、冷延鋼板の２回の冷延板焼鈍、熱処理（再加熱）及び焼入れを行った。１回目の冷延板焼鈍の条件、２回目の冷延板焼鈍の条件、熱処理（再加熱）の条件及び焼入れの条件を表６に示す。このようにして、種々のホットスタンプ成形体を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　そして、ホットスタンプ用鋼板の鋼組織及びホットスタンプ成形体の鋼組織を観察した。この結果を表７に示す。鋼組織の観察方法は上記の通りである。また、第１の実験と同様にして引張試験を行った。この結果も表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、いずれの発明例においても、冷延板焼鈍が１回の発明例（試験Ｎｏ．５７、Ｎｏ．６０、Ｎｏ．６３又はＮｏ．６６）よりも、旧γ粒径が小さく、より優れた機械的特性が得られた。
　本発明は、例えば、自動車部品に好適なホットスタンプ成形体用の鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (4)

  1. 　ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、
    　炭化物の数密度（個／μｍ２）と炭化物のうち旧オーステナイト粒内に析出した炭化物の割合との積：０．５０以上、
    　で表される鋼組織を有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  2. 　Ｃ含有量が０．２７質量％以上０．６０質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 　ビッカース硬さが５００Ｈｖ以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ用鋼板。
  4. 　めっき層を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
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RU (1) RU2712670C1 (ja)
WO (1) WO2018134872A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020170530A1 (ja) * 2019-02-22 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
WO2020189761A1 (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
KR20210065164A (ko) * 2018-10-31 2021-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2024546126A (ja) * 2021-12-10 2024-12-17 ヒュンダイ スチール カンパニー ホットスタンピング用素材

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11453935B2 (en) * 2018-03-29 2022-09-27 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping use
KR102643398B1 (ko) 2019-03-20 2024-03-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
WO2020218276A1 (ja) * 2019-04-24 2020-10-29 日本製鉄株式会社 渦電流式減速装置用ロータ
DE102019215053A1 (de) * 2019-09-30 2021-04-01 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil
KR20230088117A (ko) * 2021-12-10 2023-06-19 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS542191B2 (ja) 1977-05-28 1979-02-03
JPS5756773B2 (ja) 1976-06-29 1982-12-01 Nippon Electric Co
JP2002356747A (ja) * 2001-03-28 2002-12-13 Kobe Steel Ltd 靭性に優れた鋼材
JP5287770B2 (ja) 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013185243A (ja) * 2012-03-09 2013-09-19 Kobe Steel Ltd 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP2014019941A (ja) * 2012-07-23 2014-02-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP2014118613A (ja) 2012-12-18 2014-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP2014161854A (ja) 2013-02-21 2014-09-08 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品およびその製造方法
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7887648B2 (en) 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5402191B2 (ja) 2009-04-15 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
MX373607B (es) * 2012-01-13 2020-05-15 Nippon Steel Corp Artículo moldeado estampado en caliente y método para la producción del mismo.
JP5756773B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP6337580B2 (ja) * 2013-06-26 2018-06-06 大同特殊鋼株式会社 浸炭部品
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
JP6379717B2 (ja) 2014-06-23 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法
JP6290074B2 (ja) * 2014-12-12 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101987570B1 (ko) * 2015-03-25 2019-06-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5756773B2 (ja) 1976-06-29 1982-12-01 Nippon Electric Co
JPS542191B2 (ja) 1977-05-28 1979-02-03
JP2002356747A (ja) * 2001-03-28 2002-12-13 Kobe Steel Ltd 靭性に優れた鋼材
JP5287770B2 (ja) 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013185243A (ja) * 2012-03-09 2013-09-19 Kobe Steel Ltd 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP2014019941A (ja) * 2012-07-23 2014-02-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP2014118613A (ja) 2012-12-18 2014-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP2014161854A (ja) 2013-02-21 2014-09-08 Kobe Steel Ltd 熱間プレス成形品およびその製造方法
WO2015041159A1 (ja) * 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KAWABE YOSHIKUNI, TETSU-TO-HAGANE, vol. 68, 1982, pages 2595

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20210065164A (ko) * 2018-10-31 2021-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
EP3875623A4 (en) * 2018-10-31 2021-09-29 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD FOR IT
KR102590078B1 (ko) * 2018-10-31 2023-10-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US11846003B2 (en) 2018-10-31 2023-12-19 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2020170530A1 (ja) * 2019-02-22 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
JP6801823B1 (ja) * 2019-02-22 2020-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
CN113439127A (zh) * 2019-02-22 2021-09-24 杰富意钢铁株式会社 热压部件及其制造方法以及热压部件用钢板的制造方法
US11795520B2 (en) 2019-02-22 2023-10-24 Jfe Steel Corporation Hot-pressed member, method for manufacturing the same, and method for manufacturing steel sheet for hot-pressed member
WO2020189761A1 (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2020189761A1 (ja) * 2019-03-20 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7151871B2 (ja) 2019-03-20 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP2024546126A (ja) * 2021-12-10 2024-12-17 ヒュンダイ スチール カンパニー ホットスタンピング用素材

Also Published As

Publication number Publication date
MX2019007947A (es) 2019-08-29
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