WO2022239731A1 - ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体 Download PDF

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由梨 戸田
大介 前田
環輝 鈴木
祐馬 浅田
拓也 高山
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Nippon Steel Corp
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for hot stamping and a hot stamped product.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-081620 filed in Japan on May 13, 2021, the contents of which are incorporated herein.
  • hot stamping is also known as a method for forming high-strength steel sheets.
  • a high-strength steel sheet is press-formed in a high temperature range of 700° C. or higher, and quenched inside or outside the press die.
  • forming is performed in a high temperature range where the strength of the steel sheet decreases, so forming defects such as those that occur in cold pressing can be suppressed.
  • a structure having martensite as the main phase is obtained by quenching after molding, high strength can be obtained. Therefore, hot-stamped products having a tensile strength of about 1500 MPa are widely used worldwide.
  • Patent Document 1 discloses a hot-stamped article that has a tensile strength of 1900 MPa or more and can suppress low-stress fracture, and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention have found that it is necessary to further improve the bendability of automobile components with improved tensile strength in order to obtain a higher effect of reducing the weight of the vehicle body.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamped article having high strength and excellent bendability, and a steel sheet for hot stamping from which the hot stamped article can be produced.
  • a steel sheet for hot stamping according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, C: more than 0.40%, 0.70% or less, Si: 0.010 to 1.30%, Mn: more than 0.60%, 3.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0130% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0.0010 to 0.500%, Cr: 0.010 to 0.80%, Nb: 0 to 0.100%, Ti: 0 to 0.100%, B: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 1.00%, Co: 0 to 2.00%, Ni: 0% or more and less than 3.00%, Cu: 0 to 1.00%, V: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.000%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0-1.000%, REM: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 1.000%,
  • a hot stamped article has a chemical composition, in mass %, C: more than 0.40%, 0.70% or less, Si: 0.010 to 1.30%, Mn: more than 0.60%, 3.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0130% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0.0010 to 0.500%, Cr: 0.010 to 0.80%, Nb: 0 to 0.100%, Ti: 0 to 0.100%, B: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 1.00%, Co: 0 to 2.00%, Ni: 0% or more and less than 3.00%, Cu: 0 to 1.00%, V: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.000%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0-1.000%, REM: 0 to 1.000%, Sb: 0 to 1.000%, Zr: 0 to 1.000%, Sn:
  • the present inventors studied a method for obtaining the above hot-stamped molded product. As a result, the present inventors have found that the area ratio of ferrite and the area ratio of granular bainite are adjusted so as to generate desired amounts of ferrite and granular bainite and have a desired relationship in the metallographic structure of the steel sheet for hot stamping. It has been found that the above hot stamped article can be obtained by controlling.
  • a hot-stamping steel sheet and a hot-stamping compact according to the present embodiment based on the above findings will be described below.
  • the lower limit value and the upper limit value are included in the numerical limitation range described below between "-”. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the value within the numerical range. All percentages in the chemical composition are percentages by mass.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: more than 0.40% and 0.70% or less, Si: 0.010 to 1.30%, Mn: 0.60%. super, 3.00% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0130% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0.0010 to 0.500% , Cr: 0.010-0.80%, and the balance consists of Fe and impurities. Each element will be described below.
  • C more than 0.40%, 0.70% or less C greatly contributes to improving the strength of the hot-stamped product. If the C content is 0.40% or less, it becomes difficult to obtain sufficient strength in the hot-stamped product. Therefore, the C content should be more than 0.40%. It is preferably 0.42% or more, more preferably 0.45% or more, and still more preferably 0.47% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.70%, coarse carbides are formed, degrading the bendability of the hot-stamped product. Therefore, the C content should be 0.70% or less. It is preferably 0.65% or less, more preferably 0.60% or less.
  • Si 0.010-1.30%
  • Si is an element that improves the deformability of hot-stamped products by bonding with oxygen and suppressing the formation of oxides that act as fracture starting points. If the Si content is less than 0.010%, coarse oxides are formed in the hot-stamped product, making it impossible to obtain the desired bendability. Therefore, the Si content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.30%, coarse oxides are formed, degrading the bendability of the hot stamped product. Therefore, the Si content should be 1.30% or less. It is preferably less than 1.00%, more preferably 0.50% or less.
  • Mn more than 0.60%, 3.00% or less Mn stabilizes austenite and improves the hardenability of the steel sheet. If the Mn content is 0.60% or less, sufficient hardenability cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be more than 0.60%. It is preferably 0.80% or more, more preferably 1.20% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, coarse inclusions are formed, degrading the bendability of the hot stamped product. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less. It is preferably 2.20% or less, more preferably 1.80% or less.
  • the P content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.080% or less, more preferably 0.020% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly limited, it may be 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.0001%, the cost for removing P will increase significantly, which is economically undesirable. Therefore, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.0100% or less S forms coarse inclusions and deteriorates the bendability of the hot stamped product. Therefore, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.0100%, the formability of the steel sheet and the bendability of the hot-stamped product are significantly deteriorated. Therefore, the S content should be 0.0100% or less. It is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0010% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly limited, it may be 0%. However, if the S content is reduced to less than 0.0001%, the deS cost will increase significantly, which is economically undesirable. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • N 0.0130% or less N forms coarse nitrides and deteriorates the bendability of the hot stamped product. Therefore, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.0130%, the formability of the steel sheet is remarkably deteriorated. Therefore, the N content is made 0.0130% or less. It is preferably 0.0100% or less or 0.0070% or less, more preferably 0.0040% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly limited, it may be 0%. However, if the N content is reduced to less than 0.0001%, the N removal cost will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
  • O 0.0200% or less O forms coarse oxides in the steel and deteriorates the bendability of the hot stamped product. Therefore, the lower the O content, the better. In particular, when the O content exceeds 0.0200%, the bendability of the hot-stamped product is significantly deteriorated. Therefore, the O content is set to 0.0200% or less. It is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0060% or less. Although the lower limit of the O content is not particularly limited, it may be 0%. However, if the O content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, which is economically undesirable. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.0010-0.500%
  • Al is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the formation of oxides that serve as starting points for fracture, thereby improving deformability and enhancing the bendability of hot stamped products. If the Al content is less than 0.0010%, deoxidation is not sufficiently performed, and coarse oxides are formed, making it impossible to obtain the above effects. Therefore, the Al content is set to 0.0010% or more. It is preferably 0.010% or more, more preferably 0.030% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.500%, coarse oxides are formed in the steel, and the bendability of the hot-stamped product is lowered. Therefore, the Al content is set to 0.500% or less. It is preferably 0.450% or less, more preferably 0.350% or less.
  • Cr 0.010-0.80% Cr dissolves in the prior austenite grains during heating during hot stamping, thereby increasing the strength of the hot stamped compact. If the Cr content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 0.80%, coarse carbides are formed, which deteriorates the bendability of the hot-stamped product. Therefore, the Cr content is set to 0.80% or less. It is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are unavoidably mixed from steel raw materials or scraps and/or during the steelmaking process, or elements that are allowed within a range that does not impair the properties of the hot stamped body according to the present embodiment.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment may contain the following elements as arbitrary elements instead of part of Fe.
  • the content is 0% when the following optional elements are not contained.
  • Nb 0-0.100% Nb forms carbonitrides in steel and improves the strength of hot stamped bodies through precipitation strengthening.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is set to 0.100% or less.
  • Ti 0-0.100%
  • Nb forms carbonitrides in steel and improves the strength of hot-stamped products by precipitation strengthening.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.100%, a large amount of carbonitrides are formed in the steel, and the bendability of the hot stamped product is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less.
  • B 0 to 0.0100% B improves the hardenability of steel and improves the strength of hot-stamped products.
  • the B content is preferably 0.0015% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • Mo 0-1.00% Mo improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product. In order to obtain this effect, it is preferable to set the Mo content to 0.05% or more. On the other hand, when the Mo content is more than 1.00%, coarse carbides are formed, degrading the bendability of the hot-stamped product. Therefore, Mo content shall be 1.00% or less.
  • Co 0-2.00% Co improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product. In order to ensure this effect, the Co content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 2.00%, coarse carbides are formed, degrading the bendability of the hot stamped product. Therefore, the Co content is set to 2.00% or less.
  • Ni 0% or more and less than 3.00% Ni improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is set to less than 3.00%.
  • Cu 0-1.00% Cu, like Ni, improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • V 0-1.00% V improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is set to 1.00% or less.
  • W 0-1.000% W improves the hardenability of the steel sheet and improves the strength of the hot-stamped product.
  • the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is set to 1.000% or less.
  • Ca 0-0.010%
  • Ca suppresses the formation of oxides, which act as starting points for fracture, thereby improving deformability and enhancing the bendability of the hot-stamped product.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is set to 0.010% or less.
  • Mg 0-1.000% Mg improves the deformability by suppressing the formation of oxides that act as starting points for fracture, and increases the bendability of the hot-stamped product.
  • the Mg content is preferably 0.001% or more.
  • the Mg content is set to 1.000% or less.
  • REM 0-1.000% REM improves deformability by suppressing the formation of oxides, which act as starting points for fracture, and enhances the bendability of hot-stamped products.
  • the REM content is preferably 0.001% or more.
  • the REM content is set to 1.000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • Sb 0 to 1.000% Sb improves the deformability by suppressing the formation of oxides, which act as starting points for fracture, and increases the bendability of the hot stamped product.
  • the Sb content is preferably 0.005% or more.
  • the Sb content is set to 1.000% or less.
  • Zr 0 to 1.000% Zr improves the deformability by suppressing the formation of oxides that act as starting points for fracture, thereby enhancing the bendability of the hot stamped product.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content is set to 1.000% or less.
  • Sn 0-1.000% Sn improves the deformability by suppressing the formation of oxides, which act as starting points for fracture, and increases the bendability of the hot stamped product.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more.
  • the above effect is saturated even if it is contained in a large amount, so the Sn content is made 1.000% or less.
  • the As content is preferably 0.001% or more.
  • the content of As is set to 0.100% or less.
  • the chemical composition of the hot stamping steel sheet mentioned above can be measured by a general analysis method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method.
  • the coating layer may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • the metal structure of the steel sheet for hot stamping according to this embodiment will be described.
  • the sum of the area ratio S ⁇ of ferrite and the area ratio S GB of granular bainite, S ⁇ +S GB is 10% or more and less than 50%, and the area of granular bainite It has a metallographic structure in which S GB /S ⁇ , which is the ratio of the ratio S GB to the area ratio S ⁇ of the ferrite, is 0.30 to 0.70.
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 depth of the plate thickness from the surface area) defines the metallographic structure.
  • the reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallographic structure of the steel plate.
  • S ⁇ + S GB which is the sum of the area ratio S ⁇ of ferrite and the area ratio S GB of granular bainite, is 10% or more and less than 50%. If S ⁇ + S GB , which is the sum of the area ratio S ⁇ of ferrite and the area ratio S GB of granular bainite, is less than 10%, the prior austenite grains cannot be regulated in the hot stamped compact, resulting in , it is not possible to obtain a hot-stamped article having excellent bendability.
  • S ⁇ +S GB is 50% or more, the segregation of carbon to ferrite grain boundaries is excessively promoted, the density of carbide formation at ferrite grain boundaries increases, and prior austenite grains are uniformly dispersed after hot stamping. cannot be generated by S ⁇ +S GB is preferably 40% or less.
  • S GB /S ⁇ which is the ratio of the area ratio S GB of granular bainite and the area ratio S ⁇ of ferrite, is 0.30 to 0.70
  • S GB /S ⁇ is set to 0.30 to 0.70. Since ferrite does not contain sub-grain boundaries, carbon is less likely to segregate in grains than granular bainite. By controlling the area ratio of ferrite and granular bainite within the above range, the amount of carbon segregated at ferrite grain boundaries can be increased. .
  • Subgrain boundaries included in grains of granular bainite can serve as starting points for carbon segregation, and thus function as starting points for prior austenite during hot stamping heating.
  • the average grain size of the prior austenite grains in the hot-stamped product can be controlled to 25 ⁇ m or less.
  • S GB /S ⁇ is preferably 0.40 or more.
  • S GB /S ⁇ is set to 0.70 or less. It is preferably 0.50 or less.
  • the residual structure is one or more of pearlite, martensite, lower bainite, retained austenite and tempered martensite.
  • the area ratio of the residual structure should be more than 50% and 90% or less from the relationship of S ⁇ +S GB .
  • Method for measuring metallographic structure of hot stamping steel plate A plate parallel to the rolling direction from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamping steel plate (if the sample cannot be taken from this position, avoid the end) A sample is cut so that a thick section can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, it should be a size that allows observation of about 10 mm in the rolling direction.
  • a mirror finish is achieved using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. , finish polishing by electropolishing. Then, at any position in the longitudinal direction of the sample cross section, so that the 1/4 depth position of the plate thickness can be observed from the surface, the length 100 ⁇ m, the depth of 1/8 the plate thickness from the surface to the plate thickness from the surface Tissues are observed in the 3/8 depth region using an apparatus consisting of a thermal field emission scanning electron microscope (JEOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL DVC5 detector).
  • JEOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL DVC5 detector EBSD detector
  • the scanning electron microscope used shall be equipped with a two-electron detector.
  • the sample In a vacuum of 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, the sample is irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 15 kV and an irradiation current level of 13, and a secondary electron image is taken with a scanning electron microscope.
  • the regions excluding the regions determined to be pearlite, lower bainite, martensite, and tempered martensite from the map the regions in which the average crystal orientation difference in the grains is less than 0.4 ° are determined to be ferrite, and the grains A region having an average crystal orientation difference of 0.4° or more and 3.0° or less is determined to be granular bainite.
  • the area ratio of the region determined to be ferrite the area ratio of ferrite is obtained.
  • the area ratio of the region determined to be granular bainite the area ratio of granular bainite is obtained.
  • the steel sheet for hot stamping may have a plating layer formed on its surface for the purpose of improving corrosion resistance after hot stamping.
  • the plating layer may be either an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • the electroplated layer includes, for example, an electrogalvanized layer, an electroplated Zn—Ni alloy layer, and the like.
  • the hot-dip plating layer is, for example, a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip Zn--Al alloy plating layer, a hot-dip Zn--Al--Mg alloy-plating layer, or a hot-dip Zn---Al--Mg--Si. Including alloy plating layer, etc.
  • the coating amount of the plating layer is not particularly limited, and a general coating amount may be used.
  • the thickness of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, it is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • the hot-stamped product according to this embodiment has the same chemical composition as that of the hot-stamping steel plate described above.
  • the method for measuring the chemical composition may be the same method as for the steel plate for hot stamping.
  • the prior austenite grains are regulated. That is, the hot stamped body according to the present embodiment has a metal structure in which the average grain size of the prior austenite grains is 5 to 25 ⁇ m and the standard deviation of the grain size of the prior austenite grains is 0.1 to 2.0 ⁇ m. have.
  • a depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 depth of the plate thickness from the surface) ) specifies the metal structure in The reason is that the metallographic structure at this position exhibits the typical metallographic structure of hot stamped compacts. The metal structure will be described below.
  • the average grain size of prior austenite grains is 5 to 25 ⁇ m
  • the standard deviation of the grain size of prior austenite grains is 0.1 to 2.0 ⁇ m
  • Flexibility can be improved. If the average grain size of the prior austenite grains or the standard deviation of the grain size of the prior austenite grains is outside the above range, the hot-stamped product cannot have excellent bendability.
  • the average grain size of the prior austenite grains is preferably 10 ⁇ m or more, more preferably 15 ⁇ m or more. Moreover, the average grain size of the prior austenite grains is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the standard deviation of the grain size of prior austenite grains is set to 2.0 ⁇ m or less. It is more preferably 1.2 ⁇ m or less, still more preferably 1.1 ⁇ m or less, and still more preferably 0.4 ⁇ m or less. In actual operation, it is difficult to make the standard deviation of the grain size of prior austenite grains less than 0.1 ⁇ m, so the practical lower limit is 0.1 ⁇ m or more.
  • the hot stamped product can have better bendability. Therefore, the area ratio of prior austenite grains having an average grain size of 0.5 to 3.0 ⁇ m may be 60% or less. It is more preferably 50% or less, and still more preferably 40% or less.
  • a mirror finish is achieved using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. , finish polishing is performed using electropolishing.
  • a device consisting of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) for a region of 100 ⁇ m in length and 100 ⁇ m in the thickness direction in the area of the thickness.
  • EBSD analysis is performed at an analysis speed of 200 to 300 points/second by irradiating the sample with an electron beam at an acceleration voltage of 15 kV and an irradiation current level of 13 in a vacuum of 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less.
  • the crystal orientation of the prior austenite grains was calculated from the crystal orientation relationship between the general prior austenite grains and the crystal grains having a body-centered structure after transformation. Calculate the average grain size of the grains.
  • the method for calculating the crystal orientation of the prior austenite grains is not particularly limited, but for example, the following method may be used.
  • the crystal orientation of the prior austenite grains is calculated by the method described in Non-Patent Document 1, and the crystal orientation of the prior austenite at each coordinate of the EBSD-measured region is specified.
  • a crystal orientation map of prior austenite grains is created. An average value of the shortest diameter and the longest diameter is calculated for one of the prior austenite grains included in the observation field, and the average value is taken as the grain size of the prior austenite grain.
  • the average grain size of the prior austenite grains in the field of view is obtained by dividing the sum of the grain sizes of the obtained prior austenite grains by the total number of the prior austenite grains whose grain sizes are measured.
  • the standard deviation of the grain size of the prior austenite grains is obtained.
  • the standard deviation is calculated by excluding the minimum and maximum values of the prior austenite grain size.
  • the metal structure of the hot stamped product is not particularly limited as long as the desired strength and bendability can be obtained after hot stamping. , pearlite: 0-30%, and retained austenite: 0-5%.
  • the metallographic structure of the hot-stamped product may be measured by the following method.
  • Measurement method of metallographic structure of hot stamped product Cut out the sample so that can be observed. After polishing the cross-section of this sample using #600 to #1500 silicon carbide paper, it is finished to a mirror surface using a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. , Nital etching. A length of 50 ⁇ m, a depth of 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/ of the plate thickness from the surface, at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section so that the 1/4 depth position of the plate thickness from the surface can be observed. Multiple fields of view are photographed using a thermal field emission scanning electron microscope (JEOL JSM-7001F) in an 8-depth region.
  • JEOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • the area ratio of each tissue is obtained by calculating the number of grid points corresponding to each tissue and dividing it by the total number of grid points. The larger the total number of grid points, the more accurately the area ratio can be calculated.
  • the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1,500.
  • a region in which cementite is precipitated in a lamellar shape within grains is determined to be pearlite.
  • a region with low brightness and no substructure is judged to be ferrite.
  • Regions with high brightness and in which the substructure is not revealed by etching are judged to be martensite and retained austenite.
  • a region that does not correspond to any of the above is determined to be bainite.
  • the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by EBSD analysis, which will be described later, from the area ratio of martensite and retained austenite obtained from the above photograph.
  • the area ratio of retained austenite is measured by backscattered electron diffraction (EBSD).
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • the electropolishing in order to remove the mechanical polishing distortion of the viewing surface, it is sufficient to polish the observation surface by a minimum of 20 ⁇ m and a maximum of 50 ⁇ m. 30 ⁇ m or less is preferable in consideration of sagging at the edge.
  • Measurement with EBSD is performed at an acceleration voltage of 15 to 25 kV, at intervals of at least 0.25 ⁇ m or less, and in the range of 150 ⁇ m or more in the plate thickness direction and 250 ⁇ m or more in the rolling direction Obtain crystal orientation information at each measurement point. .
  • those with a crystal structure of fcc are determined to be retained austenite using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device.
  • the area ratio of retained austenite is obtained by calculating the ratio of measurement points determined to be retained austenite.
  • the measurement interval should be narrow and the measurement range should be wide.
  • the measurement interval when the measurement interval is less than 0.01 ⁇ m, adjacent points interfere with the spread width of the electron beam. Therefore, the measurement interval should be 0.01 ⁇ m or more. Also, the maximum measurement range is 200 ⁇ m in the sheet thickness direction and 400 ⁇ m in the sheet width direction.
  • an EBSD apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used. At this time, the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, the irradiation current level is 13, and the electron beam irradiation level is 62.
  • a plating layer may be formed on the surface of the hot-stamped body according to the present embodiment for the purpose of improving corrosion resistance after hot-stamping.
  • the plating layer may be either an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • the electroplated layer includes, for example, an electrogalvanized layer, an electroplated Zn—Ni alloy layer, and the like.
  • the hot-dip plating layer is, for example, a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip Zn--Al alloy plating layer, a hot-dip Zn--Al--Mg alloy-plating layer, or a hot-dip Zn---Al--Mg--Si. Including alloy plating layer, etc.
  • the coating amount of the plating layer is not particularly limited, and a general coating amount may be used.
  • the plate thickness of the hot-stamped body according to the present embodiment is not particularly limited, it is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • the hot stamped product according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 2200 MPa or more. It is preferably 2400 MPa or more, more preferably 2550 MPa or more. Tensile strength is determined according to the test method described in JIS Z 2241:2011 by preparing a No. 5 test piece described in JIS Z 2241:2011 from a position as flat as possible on the hot-stamped molded body.
  • the hot stamped product according to the present embodiment preferably has a maximum bending angle of 20° or more obtained by a bending test based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Automobile Manufacturers Association. It is more preferably 30° or more or 40° or more.
  • the conditions for the bending test are as follows.
  • Test piece size 60 mm (rolling direction) x 30 mm (direction parallel to plate width direction)
  • Test piece plate thickness 1.6 mm Bending ridge line: direction parallel to sheet width direction
  • Test method roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30 mm
  • Punch shape: tip R 0.4 mm Distance between rolls: 2.0 x plate thickness (mm) + 0.5 mm
  • the method for manufacturing a hot stamping steel sheet according to the present embodiment it is preferable to set the final reduction ratio of finish rolling in hot rolling to 40 to 80% in order to obtain a hot stamping steel sheet having the metal structure described above.
  • the final rolling reduction in finish rolling is less than 10%, but in the present embodiment, it is preferable to set the final rolling reduction to be higher than the normal final rolling reduction.
  • the steel slab (steel material) to be hot rolled may be a steel slab manufactured by a conventional method, for example, a steel slab manufactured by a general method such as continuous casting slabs or thin slab casters.
  • the steel slab after solidification may be rolled at a rolling reduction of 30 to 70% in a temperature range in which the center temperature of the slab is 1200° C. or higher and the solidus temperature or lower. This relaxes the segregation of Mn and improves the bendability of the hot-stamped product.
  • the solidus temperature can be obtained from the following formula (1).
  • Solidus temperature (° C.) 1536 ⁇ (415.5 ⁇ %C+12.3 ⁇ %Si+6.8 ⁇ %Mn+124.5 ⁇ %P+183.9 ⁇ %S+4.3 ⁇ %Ni+1.4 ⁇ %Cr+4.1 ⁇ % Al)
  • %C, %Si, %Mn, %P, %S, %Ni, %Cr and %Al mean the content (% by mass) of each element.
  • Hot rolling includes rough rolling and finish rolling.
  • finish rolling the slab after rough rolling is rolled by a plurality of finish rolling mills.
  • the final reduction ratio is ⁇ (t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ ⁇ 100 ( %).
  • the final rolling reduction in the finish rolling By setting the final rolling reduction in the finish rolling to 40 to 80%, the prior austenite grains are refined and the starting points of ferrite and granular bainite are increased. Thereby, in the metallographic structure of the steel sheet for hot stamping, S ⁇ +S GB and S GB /S ⁇ can be within desired ranges. If the final rolling reduction in finish rolling is less than 40%, S ⁇ +S GB and S GB /S ⁇ cannot be within the desired ranges in the metallographic structure of the steel sheet for hot stamping. Therefore, the final rolling reduction in finish rolling is preferably 40% or more. The final reduction in finish rolling is preferably 50% or more.
  • the final rolling reduction in finish rolling is preferably 80% or less. More preferably less than 70%.
  • the heating temperature and holding time of the billet before hot rolling are not particularly limited, it is preferable to hold the billet in a temperature range of 1200° C. or higher for 20 minutes or longer.
  • the steel sheet After finishing rolling, it is preferable to wind the steel sheet in a temperature range of 400 to 750°C. If the coiling temperature is higher than 750°C, the ferrite transformation is excessively promoted, resulting in S ⁇ +S GB of 50% or more and S GB /S ⁇ of less than 0.30.
  • the winding temperature is preferably 700°C or lower, more preferably 660°C or lower. Moreover, the winding temperature is preferably 400° C. or higher. When the coiling temperature is less than 400°C, the formation of granular bainite is suppressed and S GB /S ⁇ becomes less than 0.30.
  • the winding temperature is preferably 450°C or higher, more preferably 530°C or higher.
  • cooling is preferably performed after 2.5 seconds or more.
  • the term “cooling” as used herein means cooling at an average cooling rate of 50 to 200° C./s without air cooling. If the time from finish rolling to the start of cooling is less than 2.5 seconds, the desired amount of S ⁇ +S GB may not be obtained.
  • cold rolling may be performed as necessary.
  • the plating described above may be formed after finishing rolling or after cold rolling.
  • pickling may be performed between hot rolling and cold rolling.
  • cold rolling a normal cumulative reduction rate, eg, 30 to 90%, may be used.
  • temper rolling may be performed under normal conditions.
  • hot-rolled steel sheet annealing may be performed by heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 730° C. or lower.
  • the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can be manufactured.
  • a method for manufacturing a hot-stamped body according to the present embodiment which can be manufactured using the above-described hot-stamping steel sheet, will be described.
  • the method for manufacturing the hot stamped body according to this embodiment is not particularly limited, but for example, the following manufacturing method may be used.
  • the steel plate for hot stamping described above is heated to a temperature range of 800° C. or higher. If the heating temperature is less than 800° C., coarse carbides remain during heating, and the bendability of the hot-stamped product may deteriorate.
  • the heating temperature is preferably 820° C. or higher, more preferably 860° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, decarburization is promoted in the surface layer of the steel sheet, and the strength of the hot-stamped product is lowered. Therefore, the heating temperature is preferably 1000° C. or lower, more preferably 960° C. or lower, and even more preferably 930° C. or lower.
  • the holding time at the above heating temperature is preferably 1.0 to 10.0 minutes. If the holding time is less than 1.0 minute, coarse carbides may remain and the bendability of the hot stamped product may deteriorate. On the other hand, when the holding time is more than 10.0 minutes, decarburization is promoted in the surface layer of the steel sheet, and the strength of the hot-stamped product may decrease.
  • the average heating rate up to the above heating temperature is preferably 1.0°C/s or more.
  • the average heating rate is less than 1.0° C./s, decarburization is promoted in the surface layer of the steel sheet, and the strength of the hot-stamped product is lowered.
  • the upper limit is not particularly defined, since it is difficult to exceed 1000° C./s in actual operation, 1000° C./s or less is the substantial upper limit.
  • hot stamping is performed. After hot stamping, for example, it is preferable to cool down to a temperature range of 300° C. or less at an average cooling rate of 10° C./s or more. If the average cooling rate is less than 10°C/s, the strength may be insufficient. Although the upper limit is not particularly defined, since it is difficult to exceed 1000° C./s in actual operation, 1000° C./s or less is the substantial upper limit. It should be noted that preheating, that is, heating in two stages is not preferable in the heating at the time of hot stamping.
  • the hot-stamped product according to the present embodiment can be obtained by the preferred manufacturing method described above.
  • a tempering treatment may be performed at 150 to 600° C. after hot stamp molding.
  • a part of the hot-stamped body may be tempered by laser irradiation or the like to provide a partially softened region. Weldability improves in the softened region. For example, if spot welding is performed after softening the end of the hot stamped body, the difference in strength between the softened end and the spot-welded part of the end can be reduced. Destruction can be suppressed.
  • the conditions in the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the objects of the present invention are achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a steel slab produced by casting molten steel having the chemical composition shown in Tables 1A to 1D is heated and held in a temperature range of 1200 ° C. or more and less than 1350 ° C. for 20 minutes or more, and then the conditions shown in Tables 2A to 2F.
  • Hot rolling, cooling and coiling were performed at , and cold rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling and plating were performed as necessary.
  • steel sheets for hot stamping shown in Tables 2A to 2F were obtained.
  • the average cooling rate for cooling up to coiling was set at 50 to 200° C./s.
  • cooling was performed at the above-mentioned average cooling rate after 2.5 seconds or more had passed.
  • the steel plate No. marked with "*”. No. 172 was cooled 2.0 seconds after finish rolling.
  • steel plate No. In No. 107 in the casting process, the steel slab after solidification was rolled at a reduction ratio of 30 to 70% in a temperature range in which the center temperature of the slab is below the solidus temperature.
  • Steel plate no. In No. 108 the heating temperature before hot rolling was 1350°C.
  • Steel plate no. No. 125 was subjected to hot-rolled sheet annealing, which is heated and held in a temperature range of 730° C. or lower.
  • Steel plate no. 126 was not cold rolled.
  • Steel plate no. 127 formed an electrogalvanized layer on the surface.
  • Steel plate no. 128 formed an electric Zn--Ni alloy plating layer on the surface.
  • Steel plate no. 129 formed a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • Steel plate no. 130 formed an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • Steel plate no. 131 formed a hot-dip aluminum plating layer on the surface.
  • Steel plate no. 132 formed a hot-dip Zn--Al alloy plating layer on the surface.
  • Steel plate no. No. 133 formed a hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating layer on the surface.
  • Steel plate no. 134 formed a hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating layer on the surface.
  • the obtained steel sheets for hot stamping were subjected to hot stamping under the conditions shown in Tables 3A to 3F to obtain hot stamped bodies shown in Tables 3A to 3F.
  • Manufacturing No. 161 was tempered at 150 to 600° C. after hot stamping.
  • Manufacturing No. In No. 162 a partially softened region was formed by irradiating and tempering a portion of the hot-stamped body.
  • Manufacturing No. 163 was heated to the heating temperature shown in Table 3F, cooled to a temperature range of 250° C. or less, then heated to 900° C. and then hot stamped, thereby cooling at the average cooling rate shown in Table 3D.
  • the residual structure is one or more of pearlite, martensite, lower bainite, retained austenite and tempered martensite, and the total area ratio of these is It was more than 50% and 90% or less.
  • the metal structures are, in area%, ferrite: 0 to 50%, bainite and martensite: 0 to 100%, pearlite: 0 to 30%, and retained austenite: It consisted of 0-5%.
  • the method for measuring the metal structure of the hot stamping steel sheet and the method for measuring the metal structure and mechanical properties of the hot stamped product were as described above.
  • the tensile strength of the hot stamped product was 2200 MPa or more, it was judged to have high strength and was judged to be acceptable.
  • the maximum bending angle is 20 ° or more, it is judged to have excellent bendability and is judged to be acceptable, and if the maximum bending angle is less than 20 °, it is judged to be unacceptable because it does not have excellent bendability. did.

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Abstract

このホットスタンプ用鋼板は、所定の化学組成を有し、フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％以上、５０％未満であり、グラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢとフェライトの前記面積率Ｓαとの比であるＳＧＢ／Ｓαが０．３０～０．７０である金属組織を有する。また、このホットスタンプ用鋼板により製造されたホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、旧オーステナイト粒の粒径分布の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有し、引張強さが２２００ＭＰａ以上である。

Description

ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０２１年５月１３日に、日本に出願された特願２０２１－０８１６２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、地球環境問題および衝突安全性能の観点から、自動車部材の薄肉化およ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部材が増加している。また、高強度鋼板の成形方法として、ホットスタンプと呼ばれる方法が知られている。ホットスタンプでは、高強度鋼板を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、引張強さが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。
　高強度鋼板をホットスタンプにより成形した自動車部材において、より高い車体軽量化効果を得るためには、高強度であり、なおかつ衝突特性にも優れた部材を得る必要がある。自動車部材の衝突特性を向上するために、特に、自動車部材は曲げ性に優れることが要求される。
　特許文献１には、１９００ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ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及びその製造方法が開示されている。
　本発明者らは、引張強さをより向上させた自動車部材においては、より高い車体軽量化効果を得るために、曲げ性を更に向上する必要があることを知見した。
国際公開第２０１８／１３４８７４号
Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものである。本発明は、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できる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用鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．４０％超、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ｎ　：０．０１３０％以下、
Ｏ　：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ　：０～１．００％、
Ｗ　：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、および
Ａｓ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％以上、５０％未満であり、
　前記グラニュラーベイナイトの前記面積率ＳＧＢと前記フェライトの前記面積率Ｓαとの比であるＳＧＢ／Ｓαが０．３０～０．７０である金属組織を有する。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ　：０．００１５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．００１～１．０００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００５～１．０００％、および
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．４０％超、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ｎ　：０．０１３０％以下、
Ｏ　：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ　：０～１．００％、
Ｗ　：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、および
Ａｓ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有し、
　引張強さが２２００ＭＰａ以上である。
［４］上記［３］に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ　：０．００１５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．００１～１．０００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［５］上記［３］または［４］に記載のホットスタンプ成形体は、平均粒径が０．５～３．０μｍである前記旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であってもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できるホットスタンプ用鋼板を提供することができる。
　本発明者らは、ホットスタンプ成形体の曲げ性について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の金属組織において、微細な旧オーステナイト粒が多量に存在すると曲げ性が劣化することを知見した。また、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の金属組織において、旧オーステナイト粒を所望のサイズとし、且つ旧オーステナイト粒のサイズのばらつきを抑制する、すなわち旧オーステナイト粒を整粒化することで、ホットスタンプ成形体の曲げ性を更に向上できることを知見した。
　次に、本発明者らは、上記のホットスタンプ成形体を得る方法について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ用鋼板の金属組織において、所望量のフェライトおよびグラニュラーベイナイトを生成させ、且つ、所望の関係を有するように、フェライトの面積率およびグラニュラーベイナイトの面積率を制御することで、上記のホットスタンプ成形体が得られることを知見した。
　以下に、上記知見に基づいてなされた本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体について説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｏ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．５００％、Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、並びに、残部がＦｅおよび不純物からなる。以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下
　Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度の向上に大きく寄与する。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ成形体において十分な強度を得ることが困難となる。そのため、Ｃ含有量は、０．４０％超とする。好ましくは０．４２％以上であり、より好ましくは０．４５％以上であり、より一層好ましくは０．４７％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は、０．７０％以下とする。好ましくは０．６５％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１０～１．３０％
　Ｓｉは、酸素と結合して破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで、ホットスタンプ成形体の変形能を向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では、ホットスタンプ成形体において粗大な酸化物が形成して、所望の曲げ性を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が１．３０％超では、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は、１．３０％以下とする。好ましくは１．００％未満であり、より好ましくは０．５０％以下である。
　Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させて鋼板の焼入れ性を向上させる。Ｍｎ含有量が０．６０％以下では、十分な焼入れ性が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．６０％超とする。好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、粗大な介在物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは２．２０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、鋼板の粒界に偏析して、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させたりする。そのため、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超であると、鋼板の加工性およびホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、粗大な介在物を形成して、ホットスタンプ成形体の曲げ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好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０１００％超であると、鋼板の成形性およびホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１３０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させたりする。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｎ含有量が０．０１３０％超であると、鋼板の成形性が著しく劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１３０％以下とする。好ましくは０．０１００％以下または０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｏ：０．０２００％以下
　Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｏ含有量が０．０２００％超であると、ホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｏ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ａｌ：０．００１０～０．５００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める元素である。Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、脱酸が十分に行われず、粗大な酸化物が生成して、上記効果を得ることができない。そのため、Ａｌ含有量は０．００１０％以上とする。好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．４５０％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下である。
　Ｃｒ：０．０１０～０．８０％
　Ｃｒは、ホットスタンプ時の加熱において旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める。Ｃｒ含有量が０．０１０％未満では、この効果を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．８０％超であると、粗大な炭化物を形成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップからおよび／または製鋼過程で不可避的に混入する元素、あるいは本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｎｂは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｔｉは、Ｎｂ同様、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超であると、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％超であると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％超であると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は、１．００％以下とする。
　Ｃｏ：０～２．００％
　Ｃｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｏ含有量が２．００％を超えると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｏ含有量は２．００％以下とする。
　Ｎｉ：０％以上、３．００％未満
　Ｎｉは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が３．００％以上であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量は３．００％未満とする。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、Ｎｉ同様、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が１．００％超であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。
　Ｖ：０～１．００％
　Ｖは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るために、Ｖ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｖ含有量が１．００％超であると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
　Ｗ：０～１．０００％
　Ｗは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が１．０００％超であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｗ含有量は１．０００％以下とする。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｃａは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を確実に得るために、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃａ含有量が０．０１０％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。
　Ｍｇ：０～１．０００％
　Ｍｇは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｇ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は１．０００％以下とする。
　ＲＥＭ：０～１．０００％
　ＲＥＭは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、ＲＥＭ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量は１．０００％以下とする。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　Ｓｂ：０～１．０００％
　Ｓｂは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｂ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｂ含有量は１．０００％以下とする。
　Ｚｒ：０～１．０００％
　Ｚｒは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｚｒ含有量を１．０００％超とすると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量は１．０００％以下とする。
　Ｓｎ：０～１．０００％
　Ｓｎは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。
　Ａｓ：０～０．１００％
　Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を確実に得る場合、Ａｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とする。
　上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ用鋼板が表面にめっき層を備える場合は、機械研削によりめっき層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％以上、５０％未満であり、前記グラニュラーベイナイトの前記面積率ＳＧＢと前記フェライトの前記面積率Ｓαとの比であるＳＧＢ／Ｓαが０．３０～０．７０である金属組織を有する。以下、各規定について説明する。
　なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
「フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％以上、５０％未満」
　フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％未満であると、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒を整粒化することができず、結果として、曲げ性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができない。フェライトとグラニュラーベイナイトの炭素の固溶限が低いため、Ｓα＋ＳＧＢを１０％以上とし、且つ後述のＳＧＢ／Ｓαを所望の範囲内とすることで、炭素がフェライト粒界へと拡散し、フェライト粒界に炭素の偏析領域が形成する。ホットスタンプ時には、炭素の偏析領域が旧オーステナイト粒の起点となることで、旧オーステナイト粒が均一に分散して生成する。その結果、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒を整粒化することができると推測される。Ｓα＋ＳＧＢは２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓα＋ＳＧＢが５０％以上であると、フェライト粒界への炭素の偏析が促進されすぎてフェライト粒界における炭化物の生成密度が増加し、ホットスタンプ後に旧オーステナイト粒が均一に分散して生成することができない。Ｓα＋ＳＧＢは４０％以下が好ましい。
「グラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢとフェライトの面積率Ｓαとの比であるＳＧＢ／Ｓαが０．３０～０．７０」
　ＳＧＢ／Ｓαは０．３０～０．７０とする。フェライトは亜粒界を含まないためグラニュラーベイナイトよりも粒内に炭素が偏析しにくく、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積比を上記範囲に制御することによってフェライト粒界における炭素の偏析量を高めることができる。グラニュラーベイナイトの結晶粒に含まれる亜粒界は、炭素の偏析起点となりうるため、ホットスタンプ加熱時に旧オーステナイトの起点として機能する。これにより、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒の平均粒径を２５μｍ以下に制御することができる。ＳＧＢ／Ｓαは、好ましくは０．４０以上である。
　一方、ＳＧＢ／Ｓαが０．７０超であると、亜粒界への炭素の偏析が促進されすぎて、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト粒の隣接距離が近くなるため、旧オーステナイト粒の平均粒径を５μｍ以上に制御することができない。そのため、ＳＧＢ／Ｓαは０．７０以下とする。好ましくは０．５０以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織において、残部組織は、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上である。残部組織の面積率は、Ｓα＋ＳＧＢとの関係から、５０％超、９０％以下とすればよい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織の測定方法
　ホットスタンプ用鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から、圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、電解研磨により仕上げ研磨を施す。次いで、表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ１００μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いて組織を観察する。使用する走査型電子顕微鏡は、２電子検出器を装備しているものとする。９．６×１０－５Ｐａ以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、走査型電子顕微鏡で２次電子像を撮影する。
　得られた撮影写真において、粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。ラス状の結晶粒を下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判断する。次いで、同視野について、ＥＢＳＤ解析装置を用いて、２００～３００点／秒の解析速度でＥＢＳＤ解析する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢを算出する。この機能では、体心構造を持つ結晶粒について、隣接する測定点間の方位差を算出した後、結晶粒内の全ての測定点について平均値を求めることが可能である。ＥＢＳＤ解析により得られた結晶方位情報に対して、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能によりマップを描く。当該マップからパーライト、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判定された領域を除外した領域において、結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°未満の領域をフェライトと判定し、結晶粒内の平均結晶方位差が０．４°以上、３．０°以下である領域をグラニュラーベイナイトと判定する。フェライトと判定された領域の面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。グラニュラーベイナイトと判定された領域の面積率を算出することで、グラニュラーベイナイトの面積率を得る。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ後における耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層が形成されていてもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化等の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
　次に、上述したホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで得られる、本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。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したホットスタンプ用鋼板と同じ化学組成を有する。化学組成の測定方法は、ホットスタンプ用鋼板と同様の方法でよい。また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、金属組織において、旧オーステナイト粒が整粒化されている。すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有する。
　なお、本実施形態では、板面に直角な断面の、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、ホットスタンプ成形体の代表的な金属組織を示すからである。以下、金属組織について説明する。
「旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍ」
「旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍ」
　ホットスタンプ成形体の金属組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径を５～２５μｍとし、且つ旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を０．１～２．０μｍとすることで、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上することができる。旧オーステナイト粒の平均粒径または旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が上記範囲外であると、ホットスタンプ成形体において優れた曲げ性を得ることができない。
　旧オーステナイト粒の平均粒径は、１０μｍ以上とすることが好ましく、１５μｍ以上とすることがより好ましい。また、旧オーステナイト粒の平均粒径は、２０μｍ以下とすることが好ましい。
　旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を２．０μｍ以下とすることで、ホットスタンプ成形体において優れた曲げ性を得ることができる。そのため、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差は２．０μｍ以下とする。より好ましくは１．２μｍ以下であり、より一層好ましくは１．１μｍ以下であり、さらに好ましくは０．４μｍ以下である。
　実操業上、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を０．１μｍ未満とすることは難しいので、実質の下限は０．１μｍ以上となる。
　平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であれば、ホットスタンプ成形体においてより優れた曲げ性を得ることができる。そのため、平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率を６０％以下としてもよい。より好ましくは５０％以下であり、より一層好ましくは４０％以下である。
　旧オーステナイト粒の平均粒径および粒径の標準偏差の測定方法
　次に、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の測定方法について説明する。ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から、圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、電解研磨を用いて仕上げ研磨を施す。
　次いで、表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、長さ１００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域をサーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いて、９．６×１０－５Ｐａ以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、２００～３００点／秒の解析速度で、ＥＢＳＤ解析する。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、これを用いて旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出する。
　旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は特に限定しないが、例えば、以下の方法により計算すればよい。まず、非特許文献１に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、ＥＢＳＤ測定した領域の各座標における旧オーステナイトの結晶方位を特定する。次にＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅ」機能を用いて、旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。撮影視野における旧オーステナイト粒の平均粒径は、得られた旧オーステナイト粒の粒径の総和を、粒径を測定した旧オーステナイト粒の総数で除した値を算出することで得る。この操作を撮影した全ての視野毎に実施して、全撮影視野の旧オーステナイト粒の平均粒径を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径を得る。
　旧オーステナイト粒の粒径から標準偏差を算出することで、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を得る。この際、局所的に生成した微細粒や粗大粒の影響を排除するために、旧オーステナイト粒径の最小値および最大値を除外して標準偏差を算出する。
　平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積を測定視野全体の面積で除した値を算出することで、平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率を得る。
　ホットスタンプ成形体の金属組織は、ホットスタンプ後に所望の強度および曲げ性を得ることができれば特に限定されないが、例えば、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～３０％、並びに、残留オーステナイト：０～５％からなってもよい。ホットスタンプ成形体の金属組織は、以下の方法により測定すればよい。
　ホットスタンプ成形体の金属組織の測定方法
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から、板面に直角な断面が観察できるようにサンプルを切り出す。このサンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて複数視野の写真を撮影する。撮影写真上に等間隔の格子を描き、格子点における組織を同定する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の面積率を得る。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。
　粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判断する。上記のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。
　マルテンサイトの面積率については、上記の撮影写真から求めたマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率から、後述のＥＢＳＤ解析により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことで得る。
　残留オーステナイトの面積率は、後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ）によって測定する。ＥＢＳＤによる解析は、上述の撮影写真を用いた測定と同一のサンプル採取位置で採取されたサンプルを用い、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域について行う。サンプルは、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた後、測定断面のひずみを十分に除去することを目的に電解研磨によって仕上げられたものとする。なお、電解研磨では、観察面の機械研磨ひずみを除去するため、最小でも２０μｍを研磨すればよく、最大で５０μｍ研磨すればよい。端部のダレを考慮すると３０μｍ以下が好ましい。
　ＥＢＳＤでの測定は、加速電圧を１５～２５ｋＶとし、少なくとも０．２５μｍ以下の間隔で測定し、板厚方向に１５０μｍ以上、圧延方向に２５０μｍ以上の範囲における各々の測定点の結晶方位情報を得る。得られた結晶構造のうち、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判定する。残留オーステナイトと判定された測定点の比率を求めることで、残留オーステナイトの面積率を得る。ここで、測定点数は多いほど好ましいため、測定間隔は狭く、また、測定範囲は広い方が良い。しかし、測定間隔が０．０１μｍ未満の場合、隣接点が電子線の広がり幅に干渉する。そのため、測定間隔は０．０１μｍ以上とする。また、測定範囲は最大でも板厚方向に２００μｍ、板幅方向に４００μｍとすればよい。また、測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ後における耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層が形成されていてもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の板厚は特に限定しないが、車体軽量化等の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、引張（最大）強さが２２００ＭＰａ以上である。好ましくは、２４００ＭＰａ以上であり、より好ましくは、２５５０ＭＰａ以上である。引張強さは、ホットスタンプ成形体の出来るだけ平坦な位置から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求める。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づく曲げ試験により得られる最大曲げ角度が、２０°以上であることが好ましい。より好ましくは３０°以上または４０°以上である。曲げ試験における条件は以下の通りとする。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×３０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）
　試験片板厚：１．６ｍｍ
　曲げ稜線：板幅方向に平行な方向
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　次に、本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。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法では、上述した金属組織を有するホットスタンプ用鋼板を得るために、熱間圧延における仕上げ圧延の最終圧下率を４０～８０％とすることが好ましい。通常、仕上げ圧延の最終圧下率は１０％未満であるが、本実施形態では通常の最終圧下率よりも高い最終圧下率とすることが好ましい。
　熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造した鋼片であればよい。また、鋳造工程において、凝固後の鋼片に対し、スラブの中心温度が１２００℃以上であり、かつ固相線温度以下の温度域で圧下率３０～７０％の圧延を施してもよい。これによりＭｎの偏析が緩和されて、ホットスタンプ成形体において曲げ性を向上させることができる。なお、固相線温度は下記式（１）から求めることができる。
　固相線温度（℃）＝１５３６－（４１５．５×％Ｃ＋１２．３×％Ｓｉ＋６．８×％Ｍｎ＋１２４．５×％Ｐ＋１８３．９×％Ｓ＋４．３×％Ｎｉ＋１．４×％Ｃｒ＋４．１×％Ａｌ）　…（１）
　なお、上記式（１）中において、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｐ、％Ｓ、％Ｎｉ、％Ｃｒおよび％Ａｌは各元素の含有量（質量％）を意味する。
　熱間圧延では、粗圧延および仕上げ圧延が行われる。仕上げ圧延では、複数の仕上げ圧延機により、粗圧延後のスラブが圧延される。本実施形態では、仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率（最終圧下率）が４０％以上となるように、仕上げ圧延を行うことが好ましい。最終圧下率は、仕上げ圧延の最終パス前の板厚をｔ０とし、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
　仕上げ圧延の最終圧下率を４０～８０％とすることで、旧オーステナイト粒が微細化し、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの起点が増加する。これにより、ホットスタンプ用鋼板の金属組織において、Ｓα＋ＳＧＢおよびＳＧＢ／Ｓαを所望の範囲内とすることができる。仕上げ圧延の最終圧下率が４０％未満であると、ホットスタンプ用鋼板の金属組織において、Ｓα＋ＳＧＢおよびＳＧＢ／Ｓαを所望の範囲内とすることができない。そのため、仕上げ圧延の最終圧下率は４０％以上とすることが好ましい。仕上げ圧延の最終圧下率は好ましくは５０％以上である。一方、仕上げ圧延の最終圧下率が８０％を超えると、ＳＧＢ／Ｓαを０．７０以下に制御することができない。そのため、仕上げ圧延の最終圧下率は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７０％未満である。
　なお、熱間圧延前の鋼片の加熱温度および保持時間は特に限定されないが、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持することが好ましい。
　仕上げ圧延後は、４００～７５０℃の温度域で巻き取ることが好ましい。巻取り温度が７５０℃超であると、フェライト変態が促進しすぎてＳα＋ＳＧＢが５０％以上、ＳＧＢ／Ｓαが０．３０未満となる。巻取り温度は、好ましくは７００℃以下であり、より好ましくは６６０℃以下である。
　また、巻取り温度は、４００℃以上が好ましい。巻取り温度が４００℃未満であるとグラニュラーベイナイトの生成が抑制されてＳＧＢ／Ｓαが０．３０未満となる。巻取り温度は、好ましくは４５０℃以上であり、より好ましくは５３０℃以上である。
　また、仕上げ圧延後（熱間圧延完了後）は、２．５秒以上経過してから冷却を行うことが好ましい。ここでいう冷却とは、空冷を含まず、且つ、平均冷却速度が５０～２００℃／ｓの冷却のことである。仕上げ圧延後、冷却開始までの時間が２．５秒未満であると、所望量のＳα＋ＳＧＢを得ることができない場合がある。
　巻取り後は、必要に応じて冷間圧延を行ってもよい。また、仕上げ圧延後または冷間圧延後に上述しためっきを形成してもよい。更に、熱間圧延と冷間圧延との間に、酸洗を行ってもよい。冷間圧延では、通常の累積圧下率、例えば３０～９０％とすればよい。また、通常の条件で調質圧延を施してもよい。また、熱延鋼板の軟質化を目的として、熱延鋼板を７３０℃以下の温度域に加熱する、熱延板焼鈍を施してもよい。
　以上の方法により、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造することができる。次に、上述したホットスタンプ用鋼板を用いて製造できる、本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。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は特に限定されないが、例えば以下の製造方法とすればよい。
　まず、上述したホットスタンプ用鋼板を８００℃以上の温度域に加熱する。加熱温度が８００℃未満であると、加熱中の粗大な炭化物が残存しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合がある。加熱温度は８２０℃以上であることが好ましく、８６０℃以上であることがより好ましい。
　加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎると鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、加熱温度は１０００℃以下であることが好ましく、９６０℃以下であることがより好ましく、９３０℃以下であることがより一層好ましい。
　また、上記加熱温度での保持時間は、１．０～１０．０分とすることが好ましい。保持時間が１．０分未満であると、粗大な炭化物が残存しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合がある。一方、保持時間が１０．０分超であると、鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。
　また、上記加熱温度までの平均加熱速度は１．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均加熱速度が１．０℃／ｓ未満であると、鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。上限は特に定めないが、実操業上１０００℃／ｓ超とすることは難しいため、１０００℃／ｓ以下が実質の上限となる。
　上述の加熱および保持の後、ホットスタンプを行う。ホットスタンプ後には、例えば、３００℃以下の温度域まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を行うことが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では強度が不足する場合がある。上限は特に定めないが、実操業上１０００℃／ｓ超とすることは難しいため、１０００℃／ｓ以下が実質の上限となる。
　なお、ホットスタンプ時の加熱において、予備加熱すること、すなわち２段階の加熱を行うことは好ましくない。ホットスタンプ用鋼板の段階で作りこんだ粒界における炭素の偏析領域が解消され、旧オーステナイト粒を均一に分散して生成させることができず、結果として旧オーステナイト粒の標準偏差を所望の範囲内に制御することができないためである。
　以上説明した好ましい製造方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。なお、ホットスタンプ成形後に１５０～６００℃で焼戻し処理を行ってもよい。また、ホットスタンプ成形体の一部をレーザー照射等により焼戻しして部分的に軟化領域を設けても良い。軟化領域では溶接性が向上する。例えば、ホットスタンプ成形体の端部を軟化した後にスポット溶接を行えば、軟化した端部とその端部のうちのスポット溶接部との強度差を小さくすることができるため、両者の界面からの破壊を抑制することができる。また、例えば、自動車の高強度部材にホットスタンプ成形体を適用する場合、高強度部材の一部に軟化領域を設けることで、衝突時における当該高強度部材の破壊、変形モードを制御することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１Ａ～表１Ｄに示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片を加熱して、１２００℃以上、１３５０℃未満の温度域で２０分以上保持した後、表２Ａ～表２Ｆに示す条件で熱間圧延、冷却および巻取りを行い、必要に応じて冷間圧延、熱延板焼鈍、酸洗およびめっきを施した。これにより、表２Ａ～表２Ｆに示すホットスタンプ用鋼板を得た。なお、仕上げ圧延後、巻取りまでの冷却の平均冷却速度は５０～２００℃／ｓとした。また、仕上げ圧延後は、２．５秒以上経過してから上記平均冷却速度での冷却を行った。ただし、「＊」を付した鋼板Ｎｏ．１７２は、仕上げ圧延後、２．０秒経過後に冷却を行った。
　なお、鋼板Ｎｏ．１０７は、鋳造工程において、凝固後の鋼片に対し、スラブの中心温度が固相線温度以下の温度域で圧下率３０～７０％の圧延を施した。
　鋼板Ｎｏ．１０８は、熱間圧延前の加熱温度を１３５０℃とした。
　鋼板Ｎｏ．１２５は、７３０℃以下の温度域に加熱して保持する、熱延板焼鈍を施した。
　鋼板Ｎｏ．１２６は、冷間圧延を行わなかった。
　鋼板Ｎｏ．１２７は、表面に電気亜鉛めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１２８は、表面に電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１２９は、表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１３０は、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１３１は、表面に溶融アルミニウムめっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１３２は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１３３は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層を形成した。
　鋼板Ｎｏ．１３４は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層を形成した。
　得られたホットスタンプ用鋼板を表３Ａ～表３Ｆに記載の条件でホットスタンプを行い、表３Ａ～表３Ｆに示すホットスタンプ成形体を得た。
　製造Ｎｏ．１６１は、ホットスタンプ後に１５０～６００℃で焼戻し処理を行った。
　製造Ｎｏ．１６２は、ホットスタンプ成形体の一部分をレーザー照射して焼戻すことで、部分軟化領域を形成した。
　製造Ｎｏ．１６３は、表３Ｆに記載の加熱温度まで加熱した後、２５０℃以下の温度域まで冷却し、その後９００℃まで加熱してからホットスタンプすることで、表３Ｄ中の平均冷却速度で冷却した。
　なお、表２Ａ～表２Ｆの本発明例において、残部組織は、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であり、これらの合計の面積率は、５０％超、９０％以下であった。また、表３Ａ～表３Ｆの本発明例において、金属組織は、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～３０％、並びに、残留オーステナイト：０～５％からなるものであった。
　また、ホットスタンプ用鋼板の金属組織の測定方法、並びに、ホットスタンプ成形体の金属組織および機械特性の測定方法は上述の通りとした。ホットスタンプ成形体の引張強さが２２００ＭＰａ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定し、引張強さが２２００ＭＰａ未満であった場合、高い強度を有しないとして不合格と判定した。
　また、最大曲げ角度が２０°以上であった場合、優れた曲げ性を有するとして合格と判定し、最大曲げ角度が２０°未満であった場合、優れた曲げ性を有しないとして不合格と判定した。
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　表３Ａ～表３Ｆを見ると、本発明例に係るホットスタンプ成形体は、高い強度および優れた曲げ性を有することが分かる。一方、比較例に係るホットスタンプ成形体は、いずれか一方の特性が劣化したことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できるホットスタンプ用鋼板を提供することができる。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．４０％超、０．７０％以下、
    Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
    Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ｎ　：０．０１３０％以下、
    Ｏ　：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～１．００％、
    Ｗ　：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、および
    Ａｓ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　フェライトの面積率Ｓαおよびグラニュラーベイナイトの面積率ＳＧＢの合計であるＳα＋ＳＧＢが１０％以上、５０％未満であり、
    　前記グラニュラーベイナイトの前記面積率ＳＧＢと前記フェライトの前記面積率Ｓαとの比であるＳＧＢ／Ｓαが０．３０～０．７０である金属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. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ　：０．００１５～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｏ：０．０５～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．００１～１．０００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有す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. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．４０％超、０．７０％以下、
    Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
    Ｍｎ：０．６０％超、３．００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ｎ　：０．０１３０％以下、
    Ｏ　：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～１．００％、
    Ｗ　：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、および
    Ａｓ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有し、
    　引張強さが２２００ＭＰａ以上であることを特徴とする、ホットスタンプ成形体。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ　：０．００１５～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｏ：０．０５～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．００１～１．０００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 　平均粒径が０．５～３．０μｍである前記旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であることを特徴とする、請求項３または４に記載のホットスタンプ成形体。
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