JP2021155790A - ホットスタンプ部品およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】焼戻しを行わずに、ホットスタンプ成形とその際の焼入れのままで、超高強度(特に引張強度が1.5GPa以上)を有するとともに耐破壊特性が大きく改善されたホットスタンプ部品を提供する。【解決手段】C:0.18〜0.50%、Si:0.001〜2.00%、Mn:0.001〜3.00%、P:0.10%以下、S:0.0015%以下、Nb:0.010〜0.100%、Cr:0.001〜0.50%、Al:0.0001〜0.100%、Ti:0.001〜0.500%、O:0.0030%未満、B:0.0006〜0.0030%、N:0.0100%以下、残部:Feおよび不純物であり、金属組織が、マルテンサイトであり、板厚の1/4〜3/4の深さ位置における100μm以上の長さを有するMnSの面積率が0.0100%以下であり、鋼中に存在する炭化物のうち、1.2μm以上の炭化物の個数割合が10.0%以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、ホットスタンプ部品およびその製造方法に関する。
近年、使用する鋼材の高強度化を図ることにより自動車の重量を低減する努力が、自動車の燃費向上のために、強力に行われている。その結果、自動車に広く利用されている薄鋼板を冷間プレス成形して製造される部品（以下、「プレス成形部品」という）の製造において、複雑な形状を有するプレス成形部品を製造することが、鋼板の強度の増加に伴うプレス成形性の低下により、困難になっている。
具体的には、鋼板の延性の低下に起因して、プレス成形部品における加工度が高い部位で破断したり、いわゆるスプリングバックおよび壁反りが大きくなってプレス成形部品の寸法精度が低下するといった問題が多発している。特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板からなるプレス成形部品を製造することは容易なことではない。
冷間プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度鋼板からなるロール成形部品を容易に製造することができる。しかし、ロール成形では、長手方向へ一定の横断面を有するロール成形部品しか製造できず、複雑な横断面形状を有するプレス成形部品を製造することはできない。
これに対し、加熱した鋼板をプレス成形するホットスタンプ法（熱間プレス成形法ともいう）では、成形時の高温の鋼板が軟質かつ高延性になっているため、複雑な形状を有するプレス成形部品を、破断およびスプリングバックさらには壁反りといった成形不良を生じることなく、寸法精度よく成形できる。
その上、ホットスタンプ法によれば、鋼板をオーステナイト単相域の温度に加熱してからプレス成形し、プレス成形に用いる金型の内部で成形品を急速に冷却して焼入れることによって、鋼板の成形と同時に、マルテンサイト変態によるプレス成形部品の高強度化を図ることもできる。このように、ホットスタンプ法は、高強度のプレス成形部品の製造に適した優れた技術である。なお、以降の説明では、ホットスタンプ法により製造されたプレス成形部品を「ホットスタンプ部品」という。
現在、ホットスタンプ部品の一例として、比較的単純な形状を有するバンパーレインフォースメントが知られている。引張強度が１．５ＧＰａ級のホットスタンプ部品は、既に、バンパーレインフォースメントなど、例えばＢピラーレインフォースメントといったボディシェルの構造部材（骨格部材）に広く用いられている。
近年、より高強度、特に引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造することが検討されており、例えばＢピラーレインフォースメントといった、衝突の際に衝撃荷重を主に負担することになるボディシェルの構造部材（骨格部材）にも、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を用いることが検討されている。
ところが、ホットスタンプ部品の引張強度が１．８ＧＰａ以上という超高強度に達すると、ホットスタンプ部品の変形能が不足してホットスタンプ部品の耐破壊特性（例えば曲げ性）が低下し、衝突時に、ホットスタンプ部品の吸収エネルギーが低下したり、ホットスタンプ部品自体が破断したりするおそれが高まる。このため、引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品として実用化されているのは、１．８ＧＰａ級のバンパーレインフォースメントだけであり、実際、変形能の高い引張強さ１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造した例はこれまで報告されていない。
このため、引張強さが１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造するためには、ホットスタンプ部品に、さらに焼戻し処理を施して変形能を高める必要がある。しかし、ホットスタンプ工程に焼戻し工程を追加することは、作業効率の低下および設備費の上昇により、ホットスタンプ部品の製造コストが著しく上昇する。
特許文献１には、Ｃ：０．２５〜０．４５％（本明細書では化学組成または濃度に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する）、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下およびＡｌ：１％以下の１種または２種以上を含有する鋼板をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下保持した後にプレス成形を行い、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上で、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／ｓで、冷却を行うことによって、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下である自動焼戻しマルテンサイトにより構成される鋼組織を有し、焼入れままで靱性に優れた引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品と、このホットスタンプ部品用鋼板が開示されている。
特許文献２，３には、Ｃ：０．２６〜０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５を満たす量のＴｉ、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下およびＡｌ：１％以下の１種又は２種以上を含有する化学組成を有する鋼板をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域に５分間以下保持した後にプレス成形を行い、次いでＭｓ点までの冷却速度が上部臨界冷却速度以上で、かつＭｓ点から１５０℃までの平均冷却速度が１０〜５００℃／秒で、冷却を行うことによって、旧オーステナイト粒径１０μｍ以下である自動焼戻しマルテンサイトを含む微細組織を有し、焼入れままで靱性に優れた引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品が開示されている。
特許文献４には、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％未満、Ｍｎ：１．０〜１．７％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０６％、Ｎ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．６％、Ｂ：０．０００１０〜０．００４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０３〜０．１２％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、最大長さ１０μｍ以上の介在物および析出物の数密度が１００個／ｍｍ２以下であるとともに、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼板に対しホットスタンプを行うことにより得られる、１．８〜２．５ＧＰａの引張強度を有し、かつ優れた靱性を有するホットスタンプ鋼板部材が開示されている。
特許文献１〜４により開示された発明によれば、確かに、焼入れままで引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品が提供される。
しかし、上述したように、ボディシェルの構造部材（骨格部材）にも引張強度が１．８ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を用いるためには、ホットスタンプ部品には、高強度化（引張強度１．８ＧＰａ以上）のみならず、さらなる変形能の改善による耐破壊特性（例えば曲げ性）の向上が必要である。このような観点から、特許文献１〜４により開示されたホットスタンプ部品の変形能および耐破壊特性には、まだ改善の余地がある。
また、ホットスタンプ部品を使用する場合、そのホットスタンプ部品の方向によって衝撃特性が異なることは望ましくない。
本発明は、従来の技術が有するこの課題に鑑みてなされたものであり、焼入れ後の焼戻しを行わずに、変形能と衝突時の耐破壊特性に優れ、かつ引張強さが例えば１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を製造する技術を提供することを目的とする。
一般的に、ホットスタンプ部品の引張強度が高くなると、ホットスタンプ部品の曲げ性の確保が難しくなる。本発明者らは、衝突時におけるホットスタンプ部品の耐破壊特性の改善に着目して鋭意研究を重ねた結果、以下に列記の知見Ａ〜Ｅを得て、本発明を完成した。
（Ａ）ホットスタンプ部品用鋼板について三点曲げを行ったところ、その割れ部には延伸したＭｎＳが存在し、このＭｎＳに起因したディンプルが破面に多数確認された。すなわち、延伸したＭｎＳが破壊の起点になる。このため、ホットスタンプ部品用鋼板では延伸したＭｎＳを低減する必要がある。
（Ｂ）ホットスタンプ部品を確認したところ、ホットスタンプ法ではホットスタンプ部品用鋼板をオーステナイト単相域に十分に加熱するにも拘らず、低強度化および低変形能化を引き起こす未溶解の微細なセメンタイトが多数存在した。このため、セメンタイトの溶解を促進する必要がある。
（Ｃ）変形能の低下を回避するためにＮｂを添加すると、Ｎｂ系炭化物が生成してボイドの生成の起点になる。ボイドの生成を抑制するためには、Ｎｂ含有量を適正化する必要がある。
（Ｄ）すなわち、ホットスタンプ部品用鋼板およびホットスタンプ部品の製造過程において、鋼中の介在物および炭化物等の、衝突時のホットスタンプ部品の破壊の起点となる不純物をできるだけ低減することにより、ホットスタンプ部品の耐破壊特性を大きく改善することができ、これにより、例えばボディシェルの構造部材（骨格部材）にも用いることできるホットスタンプ部品を提供できる。
（Ｅ）一方、鋼中の介在物および炭化物は完全には排除できない。逆にこれを利用すれば、ホットスタンプ部品の強度を高めることができる。
本発明は以下に列記の通りである。
（１）化学組成が、Ｃ：０．１８〜０．５０％、Ｓｉ：０．００１〜２．００％、Ｍｎ：０．００１〜３．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、Ｏ：０．００３０％未満、Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、Ｎ：０．０１００％以下、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、マルテンサイトであり、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下であるとともに、鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合が１０．０％以下である、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品。
金属組織が、マルテンサイトであり、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下であるとともに、鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合が１０．０％以下である、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品。
（２）前記化学組成が、Ｖ：２．００％以下、Ｔａ：０．５０％以下、およびＷ：３．００％以下から選択される１種以上を有する、１項に記載のホットスタンプ部品。
（３）前記化学組成が、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、およびＭｏ：０．５０％以下から選択される１種以上を有する、１または２項に記載のホットスタンプ部品。
（４）前記化学組成が、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．０３０％以下、およびＣｅ：０．０３０％以下から選択される１種以上を有する、１〜３項のいずれかに記載のホットスタンプ部品。
（５）１〜４項のいずれかに記載のホットスタンプ部品を製造する方法であって、
化学組成が、Ｃ：０．１８〜０．５０％、Ｓｉ：０．００１〜２．００％、Ｍｎ：０．００１〜３．００％、Ｐ：０．１０％、Ｓ：０．００１５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、Ｏ：０．００３０％未満、Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、Ｎ：０．０１００％以下、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であるとともに、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下である鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）式の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）である。
化学組成が、Ｃ：０．１８〜０．５０％、Ｓｉ：０．００１〜２．００％、Ｍｎ：０．００１〜３．００％、Ｐ：０．１０％、Ｓ：０．００１５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、Ｏ：０．００３０％未満、Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、Ｎ：０．０１００％以下、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であるとともに、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下である鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）式の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）である。
（６）前記化学組成が、Ｖ：２．００％以下、Ｔａ：０．５０％以下、およびＷ：３．００％以下から選択される１種以上を有する、５項に記載のホットスタンプ部品の製造方法。
（７）前記化学組成が、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、およびＭｏ：０．５０％以下から選択される１種以上を有する、５または６項に記載のホットスタンプ部品の製造方法。
（８）前記化学組成が、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．０３０％以下、およびＣｅ：０．０３０％以下から選択される１種以上を有する、５〜７項のいずれかに記載のホットスタンプ部品の製造方法。
（９）１〜４項のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片を（ii）式で示されるＴ（℃）以上で３０分間以上の時間で加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了し、Ａｅ３点以上で仕上圧延を完了する圧延工程と、
平均冷却速度１０〜２００℃／秒で冷却する冷却工程と、
６８０〜５６０℃で巻き取る巻取工程と、
酸洗によりスケールを除去する酸洗工程と、
圧下率１０〜６０％で圧下する冷間圧延工程と、
７３０〜９００℃に加熱する焼鈍工程と、
焼鈍工程を経た鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
Ｔ（℃）＝〔０．０２０＋（質量％Ｍｎ）（質量％Ｓ）〕／（１．９×１０−５）・・・（ii）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）であり、（ii）式において質量％Ｍｎ，質量％ＳはそれぞれＭｎ，Ｓの含有量を示す。
平均冷却速度１０〜２００℃／秒で冷却する冷却工程と、
６８０〜５６０℃で巻き取る巻取工程と、
酸洗によりスケールを除去する酸洗工程と、
圧下率１０〜６０％で圧下する冷間圧延工程と、
７３０〜９００℃に加熱する焼鈍工程と、
焼鈍工程を経た鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
Ｔ（℃）＝〔０．０２０＋（質量％Ｍｎ）（質量％Ｓ）〕／（１．９×１０−５）・・・（ii）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）であり、（ii）式において質量％Ｍｎ，質量％ＳはそれぞれＭｎ，Ｓの含有量を示す。
本発明により、焼戻しを行わずに、ホットスタンプ成形とその際の焼入れのままで、耐破壊特性に優れ、超高強度（特に引張強度が１．５ＧＰａ以上）を有するとともに耐破壊特性が大きく改善されたホットスタンプ部品を製造することが可能になる。これにより、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品を、例えばボディシェルの構造部材（骨格部材）にも用いることが可能になるとともに、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造コストの上昇を防ぐことができる。
本発明を説明する。
１．本発明に係るホットスタンプ部品用鋼板
（１）化学組成
はじめに、必須元素を説明する。
（１）化学組成
はじめに、必須元素を説明する。
（１−１）Ｃ：０．１８〜０．５０％
Ｃは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を主に決定する非常に重要な元素である。特に、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度１．５ＧＰａ以上を確保するために、Ｃ含有量は、０．１８％以上であり、０．２０％以上が好ましく、０．２４％以上がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度が高くなり過ぎるために靱性の劣化が著しくなる。このため、Ｃ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３８％以下がさらに好ましい。
Ｃは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を主に決定する非常に重要な元素である。特に、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度１．５ＧＰａ以上を確保するために、Ｃ含有量は、０．１８％以上であり、０．２０％以上が好ましく、０．２４％以上がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度が高くなり過ぎるために靱性の劣化が著しくなる。このため、Ｃ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３８％以下がさらに好ましい。
（１−２）Ｓｉ：０．００１〜２．００％
Ｓｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して達成することに効果がある。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．０５０％以上が好ましく、０．１００％以上がさらに好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えても、上記効果は飽和し、コストの上昇を招くことになる。このため、Ｓｉ含有量は、２．００％以下であり、１．５０％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。
Ｓｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して達成することに効果がある。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．０５０％以上が好ましく、０．１００％以上がさらに好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えても、上記効果は飽和し、コストの上昇を招くことになる。このため、Ｓｉ含有量は、２．００％以下であり、１．５０％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。
（１−３）Ｍｎ：０．００１〜３．００％
Ｍｎは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。Ｍｎ含有量が０．００１％未満ではこの効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は、０．００１％以上であり、０．５０％以上が好ましく、１．００％以上がさらに好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えても、上記効果は飽和し、逆に安定して引張強度を確保することが困難となる。このため、Ｍｎ含有量は、３．００％以下であり、２．５０％以下が好ましく、２．００％以下がさらに好ましい。
Ｍｎは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。Ｍｎ含有量が０．００１％未満ではこの効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は、０．００１％以上であり、０．５０％以上が好ましく、１．００％以上がさらに好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えても、上記効果は飽和し、逆に安定して引張強度を確保することが困難となる。このため、Ｍｎ含有量は、３．００％以下であり、２．５０％以下が好ましく、２．００％以下がさらに好ましい。
（１−４）Ｐ：０．１０％以下
Ｐは焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を大きく劣化させるため、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、０．１０％の含有は許容される。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下である。しかし、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するには製鋼コストの上昇が避けられない。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を大きく劣化させるため、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、０．１０％の含有は許容される。したがって、Ｐ含有量は、０．１０％以下である。しかし、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するには製鋼コストの上昇が避けられない。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
（１−５）Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは、少ないほど変形能と耐破壊特性が向上するため、Ｓ含有量は０．００１５％以下とする。好ましくは０．００１０％未満である。ただし、Ｓ含有量を少なくするには脱Ｓコストがかかるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、０．０００３％以上がさらに好ましい。
Ｓは、少ないほど変形能と耐破壊特性が向上するため、Ｓ含有量は０．００１５％以下とする。好ましくは０．００１０％未満である。ただし、Ｓ含有量を少なくするには脱Ｓコストがかかるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、０．０００３％以上がさらに好ましい。
（１−６）Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％
Ｎｂは、ホットスタンプ部品用鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶を抑制し、かつ微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするため、ホットスタンプ部品の靱性を大きく改善する効果を有する。この効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上であり、０．０２０％以上が好ましく、０．０４０％以上がさらに好ましい。一方、後述するように、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると鋼塊または鋼片のＮｂ炭窒化物が粗大化する。このため、Ｎｂ含有量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０６％以下がさらに好ましい。
Ｎｂは、ホットスタンプ部品用鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶を抑制し、かつ微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするため、ホットスタンプ部品の靱性を大きく改善する効果を有する。この効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上であり、０．０２０％以上が好ましく、０．０４０％以上がさらに好ましい。一方、後述するように、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると鋼塊または鋼片のＮｂ炭窒化物が粗大化する。このため、Ｎｂ含有量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０６％以下がさらに好ましい。
（１−７）Ｃｒ：０．００１〜０．５０％
Ｃｒは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えても、上記効果は飽和し、逆に安定して引張強度を確保することが困難となる。このため、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。
Ｃｒは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の高強度を安定して得ることに非常に効果がある元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えても、上記効果は飽和し、逆に安定して引張強度を確保することが困難となる。このため、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。
（１−８）Ａｌ：０．０００１〜０．１００％
Ａｌは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量は、０．０００１％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下であり、０．０６０％以下が好ましく、０．０４０％以下がさらに好ましい。
Ａｌは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量は、０．０００１％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下であり、０．０６０％以下が好ましく、０．０４０％以下がさらに好ましい。
（１−９）Ｔｉ：０．００１〜０．５００％
Ｔｉは、ホットスタンプ部品用鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶を抑制し微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするためにホットスタンプ部品の靱性を大きく改善する効果を奏する。この効果を確実に得るために、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．５００％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｔｉ含有量は、０．５００％以下であり、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がさらに好ましい。
Ｔｉは、ホットスタンプ部品用鋼板をＡｃ３点以上に加熱したときに、再結晶を抑制し微細な炭化物を形成してオーステナイト粒を細粒にするためにホットスタンプ部品の靱性を大きく改善する効果を奏する。この効果を確実に得るために、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．５００％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｔｉ含有量は、０．５００％以下であり、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がさらに好ましい。
（１−１０）Ｏ：０．００３０％未満
Ｏは、不純物として鋼中に存在する。Ｏが存在すると、酸化物を形成し耐破壊特性を低下させるために、Ｏ含有量は少ないほうが好ましいが、０．００３０％程度の含有は許容される。このため、Ｏ含有量は０．００３０％未満である。
Ｏは、不純物として鋼中に存在する。Ｏが存在すると、酸化物を形成し耐破壊特性を低下させるために、Ｏ含有量は少ないほうが好ましいが、０．００３０％程度の含有は許容される。このため、Ｏ含有量は０．００３０％未満である。
（１−１１）Ｂ：０．０００６〜０．００３０％
Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保する効果を高めることに有効である。また、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界強度を高め、ホットスタンプ部品の靱性を向上させる点でも重要な元素である。さらに、Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する効果も高い。この効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００６％以上であり、０．００１％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。
Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保する効果を高めることに有効である。また、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界強度を高め、ホットスタンプ部品の靱性を向上させる点でも重要な元素である。さらに、Ｂは、ホットスタンプ部品用鋼板の加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する効果も高い。この効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００６％以上であり、０．００１％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えても、上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。
（１−１２）Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する。Ｎが存在すると、Ｂと結合しＢＮを生成し、Ｂの効果を減少させるため、Ｎ含有量は少ないほうが好ましいが、０．０１００％程度の含有は許容される。このため、Ｎ含有量は、０．０１００％以下であり、０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下がさらに好ましい。
Ｎは、不純物として鋼中に存在する。Ｎが存在すると、Ｂと結合しＢＮを生成し、Ｂの効果を減少させるため、Ｎ含有量は少ないほうが好ましいが、０．０１００％程度の含有は許容される。このため、Ｎ含有量は、０．０１００％以下であり、０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下がさらに好ましい。
次に、任意元素を説明する。
（１−１３）Ｖ：２．００％以下
Ｖは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｖ含有量が２．００％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｖ含有量は、２．００％以下であり、１．５０％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
Ｖは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｖ含有量が２．００％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｖ含有量は、２．００％以下であり、１．５０％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
（１−１４）Ｔａ：０．５０％以下
Ｔａは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｔａ含有量が０．５０％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｔａ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。
Ｔａは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｔａ含有量が０．５０％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｔａ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。
（１−１５）Ｗ：３．００％以下
Ｗは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｗ含有量が３．００％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｗ含有量は、３．００％以下であり、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。
Ｗは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｗ含有量が３．００％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｗ含有量は、３．００％以下であり、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。
（１−１６）Ｎｉ：５．００％以下
Ｎｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｎｉ含有量が５．００％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｎｉ含有量は、５．００％以下であり、３．００％以下が好ましく、２．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
Ｎｉは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｎｉ含有量が５．００％を超えると上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｎｉ含有量は、５．００％以下であり、３．００％以下が好ましく、２．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
（１−１７）Ｃｕ：３．００％以下
Ｃｕは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｃｕ含有量が３．００％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｃｕ含有量は３．００％以下であり、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であり、０．２０％以上が好ましく、０．５０％以上がさらに好ましい。
Ｃｕは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｃｕ含有量が３．００％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｃｕ含有量は３．００％以下であり、２．００％以下が好ましく、１．００％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であり、０．２０％以上が好ましく、０．５０％以上がさらに好ましい。
（１−１８）Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．００５％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
Ｍｏは、ホットスタンプ部品用鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後のホットスタンプ部品の引張強度を安定して確保することに効果がある元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えても上記効果は飽和し、コストが嵩むだけとなる。このため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．００５％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。
（１−１９）Ｍｇ：０．００３０％以下
Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｍｇ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。
Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｍｇ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。
（１−２０）Ｃａ：０．００３０％以下
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下であり、０．００２５％以下が好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましく、０．００１５％以上がさらに好ましい。
（１−２１）Ｌａ：０．０３０％以下
Ｌａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｌａ含有量が０．０３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｌａ含有量は、０．０３０％以下であり、０．０２０％以下が好ましく、０．０１０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｌａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がさらに好ましい。
Ｌａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｌａ含有量が０．０３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｌａ含有量は、０．０３０％以下であり、０．０２０％以下が好ましく、０．０１０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｌａ含有量は、０．００１％以上であり、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がさらに好ましい。
（１−２２）Ｃｅ：０．０３０％以下
Ｃｅは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃｅ含有量が０．０３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃｅ含有量は、０．０３０％以下であり、０．０２５％以下が好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｅ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましい。
Ｃｅは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後のホットスタンプ部品の靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃｅ含有量が０．０３０％を超えるとこの効果は飽和し、コストが嵩む。このため、Ｃｅ含有量は、０．０３０％以下であり、０．０２５％以下が好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｅ含有量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がさらに好ましい。
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石および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。
（２）金属組織
（２−１）マルテンサイト組織
本発明に係るホットスタンプ部品はホットスタンプにより焼入れされたものであるため、その金属組織はマルテンサイト組織である。マルテンサイト組織には、特許文献１〜３に開示される自動焼戻しマルテンサイトが含まれる。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトであり、ラス内部に微細セメンタイトが析出していることにより完全マルテンサイトと区別される。
（２−１）マルテンサイト組織
本発明に係るホットスタンプ部品はホットスタンプにより焼入れされたものであるため、その金属組織はマルテンサイト組織である。マルテンサイト組織には、特許文献１〜３に開示される自動焼戻しマルテンサイトが含まれる。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトであり、ラス内部に微細セメンタイトが析出していることにより完全マルテンサイトと区別される。
（２−２）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率：０．０１００％以下
連続鋳造により製造したスラブの中心部は偏析が多くなる。スラブを圧延し薄板としても偏析は引き継がれ、薄板の中央部には偏析が多くなる。このため、本発明では、板厚中心部（１／４〜３／４ｔ）の位置に着目する。
連続鋳造により製造したスラブの中心部は偏析が多くなる。スラブを圧延し薄板としても偏析は引き継がれ、薄板の中央部には偏析が多くなる。このため、本発明では、板厚中心部（１／４〜３／４ｔ）の位置に着目する。
ＭｎＳは割れの起点になることは知られている。本発明では、鋼中のＳ含有量を減少させることによりＭｎＳの生成を抑制する。しかし、ホットスタンプ部品用鋼板の方向により異方性が大きいと、ホットスタンプメーカーでの製造オペレーティングが困難になるだけではなく、ホットスタンプ部品の特性に不具合が生じるおそれがある。
本発明者らは、この異方性の原因について詳細に調査したところ、ＭｎＳが靭性の異方性を悪化させる原因であることを知見した。ＭｎＳは、延伸し易い介在物である。ＭｎＳの長さが１００μｍ以上になると、ＭｎＳの延伸に伴う異方性が大きくなる。ただし、１００μｍ以上のＭｎＳが鋼中に存在していても、その面積率が０．０１００％以下であれば特に異方性の問題は生じない。
したがって、本発明では、長さ１００μｍ以上のＭｎＳの面積率を０．０１００％以下と規定する。なお、ＭｎＳの面積率の下限は特に規定しないが、鋼中に存在するＭｎおよびＳの含有量を考えれば、１００μｍ以下のＭｎＳも含めて０．０００１％以上のＭｎＳは存在する。
（２−３）鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合：１０．０％以下
本発明では、ＮｂおよびＴｉを必須元素として含有するため、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が生成する。スラブ段階での複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は粗大であり、これが圧延後の鋼板に残存すると、ホットスタンプ部品用鋼板あるいはホットスタンプ部品の靭性の低下の原因となる。
本発明では、ＮｂおよびＴｉを必須元素として含有するため、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が生成する。スラブ段階での複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は粗大であり、これが圧延後の鋼板に残存すると、ホットスタンプ部品用鋼板あるいはホットスタンプ部品の靭性の低下の原因となる。
また、ホットスタンプ部品用鋼板にセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が溶けずに残存すると、ホットスタンプ部品用鋼板を加熱中にオーステナイト中に溶解し、オーステナイト中のＣ濃度を上昇させる。ホットスタンプ工程での加熱が不十分な場合、例えば、製造効率を高めるために急速加熱して短時間加熱とした場合には、セメンタイトの溶解が不十分となり、ホットスタンプ部品の靭性の低下につながる。
このように複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）およびセメンタイト（以下、合わせて「炭化物」という。）が存在すると、靭性の低下が生じる。一方で、微細な複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）には、ピン止め作用による析出強化により鋼板の強度を高める効果がある。このことから、微細な複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は一定量存在させておく必要がある。
本発明者らは、炭化物と靭性の関係について詳細に調査したところ、炭化物の種類によらず、一部の粗大な炭化物が多く存在するとホットスタンプ部品用鋼板あるいはホットスタンプ部品の靭性が低下することを知見した。すなわち、鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物の個数割合が１０．０％以下である場合にホットスタンプ部品用鋼板あるいはホットスタンプ部品の靭性を確保できる。
また、粒径１．２μｍ未満の複合炭窒化物ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は鋼板の強度向上に寄与する。一方、粒径１．２μｍ未満のセメンタイトはホットスタンプ工程で容易に溶解させることができ、ホットスタンプ部品の靭性が低下することはない。言い換えれば、単に炭化物を減少させるのではなく、あえて鋼板中に存在する粒径０．５μｍ以上１．２μｍ未満の比較的微細な炭化物の個数割合が９０．０％超とすれば、ホットスタンプ部品の強度と靭性を両立できる。
なお、粒径０．５μｍ未満の微細な炭化物を除いた個数割合で粒径１．２μｍ以上の炭化物の個数割合を規定するのは、微細な炭化物が組織観察により観察できない場合もあることによる。
なお、マルテンサイトの面積率、ＭｎＳの面積率、ならびに炭化物の個数割合は、例えば、実施例に記載の方法で測定することができる。
（３）用途
ホットスタンプ部品の対象としては、バンパーレインフォースメントおよび自動車のボディシェルの構造部材（例えばＡピラーレインフォースメント，Ｂピラーレインフォースメント，フロントサイドメンバ，リアーサイドメンバ，ルーフレール，各種クロスメンバ等）が例示される。
ホットスタンプ部品の対象としては、バンパーレインフォースメントおよび自動車のボディシェルの構造部材（例えばＡピラーレインフォースメント，Ｂピラーレインフォースメント，フロントサイドメンバ，リアーサイドメンバ，ルーフレール，各種クロスメンバ等）が例示される。
２．本発明に係るホットスタンプ部品の製造方法
次に、本発明に係るホットスタンプ部品の製造方法を説明する。
次に、本発明に係るホットスタンプ部品の製造方法を説明する。
（１）圧延工程
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片を、（ii）式：Ｔ（℃）＝〔０．０２０＋（質量％Ｍｎ）（質量％Ｓ）〕／（１．９×１０−５）（質量％Ｍｎ，質量％ＳはそれぞれＭｎ，Ｓの含有量を示す。）で示される温度Ｔ（℃）以上で３０分間以上の時間で加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了する。
上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片を、（ii）式：Ｔ（℃）＝〔０．０２０＋（質量％Ｍｎ）（質量％Ｓ）〕／（１．９×１０−５）（質量％Ｍｎ，質量％ＳはそれぞれＭｎ，Ｓの含有量を示す。）で示される温度Ｔ（℃）以上で３０分間以上の時間で加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了する。
鋼塊または鋼片の加熱によりＭｎＳ，ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が固溶する。冷却すれば、再度析出するが、固溶させた後に再析出させれば、これらの介在物は微細に分散し、１００μｍ以上の長さのＭｎＳ，直径１．２μｍ以上のＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は生成し難くなる。
ＭｎＳは、１２００〜１２５０℃程度で固溶する。また、ＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、１１５０℃以上でＮｂが優先的に固溶し、さらに温度を上げるとＴｉも固溶する。Ｎｂが優先的に固溶すれば、その後の冷却過程においてＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）が微細に再析出する。このため、ＭｎＳとＮｂＴｉ（Ｃ，Ｎ）の両方を固溶させ微細析出させるために、鋼塊または鋼片の加熱温度は、（ii）式により規定される温度Ｔ℃以上であり、好ましくは１２００℃以上である。
一方、鋼塊または鋼片の加熱温度を高くし過ぎると、エネルギーコストが嵩むことから、鋼塊または鋼片の加熱温度は、好ましくは１３５０℃以下であり、さらに好ましくは１３００℃以下である。
また、鋼塊または鋼片を十分に均熱化するためには、３０分間以上の加熱が有効である。しかし、鋼塊または鋼片の加熱時間が２．０時間を超えるとエネルギーコストが嵩むことから、鋼塊または鋼片の加熱時間は、２．０時間以下であることが好ましい。
鋼塊または鋼片を以上のように加熱した後、粗圧延を開始し、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了する。粗圧延の終了温度が１０００℃未満であると、後述する仕上圧延の完了温度を満足することができなくなる。一方、粗圧延の終了温度が１１５０℃を超えると、再結晶は進行するものの、結晶粒の粗大化が進行し、仕上圧延での結晶粒の粗大化につながる。
この後、Ａｅ３点以上で仕上圧延を完了する。Ａｅ３点より低い温度で熱間圧延を施すと、加工フェライトが残存し、延性が大幅に劣化するからである。本発明の化学組成系では、熱間圧延の完了温度がＡｅ３点以上であれば、これらの問題は生じない。一方、熱間圧延完了温度が１０５０℃を超えると、スケール噛み込み等の表面欠陥を生じるおそれがある。したがって、熱間圧延の完了温度は１０５０℃以下であることが好ましい。
なお、Ａｅ３点は下記式に従って算出する。
Ａｅ３（℃）＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。
Ａｅ３（℃）＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ
但し、上記式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。
（２）冷却工程
仕上圧延終了後、１０〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。これにより、熱間圧延後における上述した析出物の析出および成長を抑制できる。平均冷却速度の下限は、２０℃／秒が好ましく、３０℃／秒がより好ましい。一方、平均冷却速度の上限は、１５０℃／秒が好ましく、１００℃／秒がより好ましい。
仕上圧延終了後、１０〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。これにより、熱間圧延後における上述した析出物の析出および成長を抑制できる。平均冷却速度の下限は、２０℃／秒が好ましく、３０℃／秒がより好ましい。一方、平均冷却速度の上限は、１５０℃／秒が好ましく、１００℃／秒がより好ましい。
（３）巻取工程
熱間圧延後には、６８０〜５６０℃でコイルに巻取る。巻取り温度が６８０℃以下であることにより上記析出物の粗大化を防止することができる。一方、巻取り温度が５６０℃未満であると、ベイナイト主体の組織となり、熱間圧延に引き続いて行われる冷間圧延での圧延荷重が高くなり、冷間圧延性が低下する。このため、巻取温度は、５６０℃以上であり、好ましくは６００℃以上である。
熱間圧延後には、６８０〜５６０℃でコイルに巻取る。巻取り温度が６８０℃以下であることにより上記析出物の粗大化を防止することができる。一方、巻取り温度が５６０℃未満であると、ベイナイト主体の組織となり、熱間圧延に引き続いて行われる冷間圧延での圧延荷重が高くなり、冷間圧延性が低下する。このため、巻取温度は、５６０℃以上であり、好ましくは６００℃以上である。
（４）酸洗工程
熱間圧延後にコイルに巻取られたコイル（鋼帯）を一旦巻き戻してから酸洗して、表面に生成したスケールの除去処理（脱スケール）を行う。
熱間圧延後にコイルに巻取られたコイル（鋼帯）を一旦巻き戻してから酸洗して、表面に生成したスケールの除去処理（脱スケール）を行う。
（５）冷間圧延工程
酸洗後に、１０〜６０％の圧下率で冷間圧延を行う。冷間圧延は、周知慣用の条件で行えばよい。圧下率が１０％未満では、焼鈍後の組織が混粒となりやすく焼入れ性のばらつきを生じ、硬度のばらつきが出やすくなる。一方、圧下率が６０％超では冷間圧延時の負荷が大きくなり工業レベルで圧延を行うことがコスト的にも難しくなる。
酸洗後に、１０〜６０％の圧下率で冷間圧延を行う。冷間圧延は、周知慣用の条件で行えばよい。圧下率が１０％未満では、焼鈍後の組織が混粒となりやすく焼入れ性のばらつきを生じ、硬度のばらつきが出やすくなる。一方、圧下率が６０％超では冷間圧延時の負荷が大きくなり工業レベルで圧延を行うことがコスト的にも難しくなる。
（６）焼鈍工程
冷間圧延後に、７３０〜９００℃に加熱する焼鈍を行う。冷間圧延後の焼鈍は、セメンタイトへのＣｒ，Ｍｎの濃化を防止する観点から、オーステナイト相が析出する７３０℃以上とし、オーステナイト相を活用してセメンタイトの再溶解を促進するとともにセメンタイトへのＣｒ、Ｍｎ濃化を抑制する。しかし、焼鈍温度が９００℃を超えると、この効果が飽和するだけでなく、工業的にも燃焼コストが増大する。このため、焼鈍の加熱温度は７３０〜９００℃とする。
冷間圧延後に、７３０〜９００℃に加熱する焼鈍を行う。冷間圧延後の焼鈍は、セメンタイトへのＣｒ，Ｍｎの濃化を防止する観点から、オーステナイト相が析出する７３０℃以上とし、オーステナイト相を活用してセメンタイトの再溶解を促進するとともにセメンタイトへのＣｒ、Ｍｎ濃化を抑制する。しかし、焼鈍温度が９００℃を超えると、この効果が飽和するだけでなく、工業的にも燃焼コストが増大する。このため、焼鈍の加熱温度は７３０〜９００℃とする。
このようにして、化学組成が、Ｃ：０．１８〜０．５０％、Ｓｉ：０．００１〜２．００％、Ｍｎ：０．００１〜３．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、Ｏ：０．００３０％未満、Ｂ：０．０００６〜０．００３０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｖ：２．００％以下、Ｔａ：０．５０％以下、Ｗ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．０３０％以下、Ｃｅ：０．０３０％以下、および残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であるとともに、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下であるとともに、鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合が１０．０％以下であるホットスタンプ部品用鋼板を製造する。
（７）ホットスタンプ工程
このホットスタンプ部品用鋼板をホットスタンプ成形する。ホットスタンプ成形は、周知慣用の条件により行えばよい。
このホットスタンプ部品用鋼板をホットスタンプ成形する。ホットスタンプ成形は、周知慣用の条件により行えばよい。
ホットスタンプ成形では、成形時の高温のホット部品用鋼板が軟質かつ高延性になっているため、複雑な形状を有するプレス成形部品を、破断およびスプリングバックさらには壁反りといった成形不良を生じることなく、寸法精度よく成形できるとともに、ホットスタンプ部品用鋼板をオーステナイト単相域の温度に加熱してからプレス成形し、プレス成形に用いる金型の内部で成形品を急速に冷却して焼入れることによって、ホットスタンプ部品用鋼板の成形と同時に、マルテンサイト変態によるホットスタンプ部品を高強度化できる。
（８）熱処理工程
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で（ｉ）式：ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５（ｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃））の条件を満足する熱処理を行う。本発明のホットスタンプ部品は、炭化物が微細に析出しているため、強度を向上させることができる。さらに、微細な炭化物は、水素トラップサイトとして機能し、ホットスタンプ部品の耐水素脆性の向上にも寄与することができる。この効果を得るため、ホットスタンプ部品に対し、当該熱処理工程を施す。
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で（ｉ）式：ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５（ｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃））の条件を満足する熱処理を行う。本発明のホットスタンプ部品は、炭化物が微細に析出しているため、強度を向上させることができる。さらに、微細な炭化物は、水素トラップサイトとして機能し、ホットスタンプ部品の耐水素脆性の向上にも寄与することができる。この効果を得るため、ホットスタンプ部品に対し、当該熱処理工程を施す。
（ｉ）式は、ホットスタンプ部品に熱処理を加えることにより固溶している炭化物生成元素を析出させ、水素のトラップサイトとして活用するものであるが、この熱処理において所定の温度で相対的に長時間保持されると、生成する炭化物が粗大化して水素のトラップ能が低下するため、（ｉ）式により、ホットスタンプに必要な強度を満足しつつ水素のトラップサイトとして機能する熱処理温度および熱処理時間の関係を規定する。
このようにして、本発明に係るホットスタンプ部品が製造される。
実施例を参照しながら、本発明を具体的に説明する。
表１および表２に示す化学組成（表１および表２に示す以外の残部はＦｅおよび不純物）を有するスラブを、表３および表４に示すスラブ加熱温度およびスラブ加熱時間で加熱した後に粗圧延を開始し、表３および表４に示す粗圧延終了温度で粗圧延を完了し、さらに、表３および表４に示す仕上圧延終了温度で仕上圧延を完了して板厚３．２ｍｍとし、冷却温度を制御しながら冷却した後、表３および表４に示す巻取温度でコイルに巻取った。
巻取ったコイルは巻戻した後に酸洗を行って脱スケールを行い、冷間圧延を施し板厚１．６ｍｍとし、表３および表４に示す焼鈍温度で焼鈍を行った。表２および表４における下線は本発明の範囲外であることを示す。また、（ｉ）式を満足する鋼は〇、（ｉ）式を満足しない鋼は×と判定した。
製造したコイルについては、ホットスタンプ処理および熱処理を施し、熱処理後のホットスタンプ部品の組織観察を行うとともに、ホットスタンプ部品用鋼板としての特性を有するか評価した。具体的には、Ｎｏ．１〜３４、ｘ１〜ｘ１４のホットスタンプ部品用鋼板を製造するとともに、下記（１）〜（３）に示す組織観察を行った。
なお、Ｎｏ．１とＮｏ．ｘ１、Ｎｏ．２とＮｏ．ｘ２、Ｎｏ．ｘ３とＮｏ．ｘ４およびＮｏ．ｘ５とＮｏ．ｘ６は、それぞれ同じ化学組成を有するスラブから同じ製造条件で製造したホットスタンプ部品用鋼板を用いて、ホットスタンプ工程後に異なる熱処理条件で製造したホットスタンプ部品の例である。
（１）マルテンサイトの面積率
鋼板の一部から試験片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール溶液を用いて金属組織を腐食させた。そして、板厚の１／４ｔ領域を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト組織であることを確認した。
鋼板の一部から試験片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール溶液を用いて金属組織を腐食させた。そして、板厚の１／４ｔ領域を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察し、マルテンサイト組織であることを確認した。
（２）板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率
ホットスタンプ部品の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡写真からの画像解析により、ＭｎＳの大きさを特定するとともに、その面積率を計算した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの中央部の０．８ｍｍの範囲について２０ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×２０ｍｍ＝１６ｍｍ２）を測定領域とした。
ホットスタンプ部品の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡写真からの画像解析により、ＭｎＳの大きさを特定するとともに、その面積率を計算した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの中央部の０．８ｍｍの範囲について２０ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×２０ｍｍ＝１６ｍｍ２）を測定領域とした。
（３）鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物（セメンタイト、ＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合
ホットスタンプ部品の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡にて、炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合を測定した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの場合、中央部の０．８ｍｍの範囲について５ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×５ｍｍ＝４ｍｍ２）を測定領域とし、ＥＤＸにて組成分析を行い炭化物であるかを確認するとともに、粒径０．５μｍ以上の炭化物について１．２μｍ以上、１．２μｍ未満の炭化物を区別してその個数をカウントし、１．２μｍ以上の炭化物の個数を粒径０．５μｍ以上の炭化物の個数で除算して１．２μｍ以上の炭化物の個数割合を算出した。
ホットスタンプ部品の一部から試料片を切り出し、試料Ｌ断面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡にて、炭化物（セメンタイトおよびＮｂＴｉ複合炭窒化物）の個数割合を測定した。ここで、板厚の１／４〜３／４ｔ領域、すなわち、板厚１．６ｍｍｔの場合、中央部の０．８ｍｍの範囲について５ｍｍ幅の領域（０．８ｍｍ×５ｍｍ＝４ｍｍ２）を測定領域とし、ＥＤＸにて組成分析を行い炭化物であるかを確認するとともに、粒径０．５μｍ以上の炭化物について１．２μｍ以上、１．２μｍ未満の炭化物を区別してその個数をカウントし、１．２μｍ以上の炭化物の個数を粒径０．５μｍ以上の炭化物の個数で除算して１．２μｍ以上の炭化物の個数割合を算出した。
一方、鋼板特性に関し、下記（４）〜（７）に示す方法により評価した。
（４）強度（ＴＳ，ＹＳ），伸びＥＬ
ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片を鋼板より採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い、強度（ＴＳ，ＹＳ）および伸びＥＬを評価した。
ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片を鋼板より採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い、強度（ＴＳ，ＹＳ）および伸びＥＬを評価した。
（５）限界曲げＲ
曲げ性評価に関しては、鋼板から３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、先端Ｒが２．０〜５．０のパンチにて９０度曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生する最大Ｒを求めた。割れが発生する最大Ｒは板厚ｔにも依存するため、得られた最大Ｒを板厚ｔ（１．６ｍｍ）で除算して、限界Ｒ／ｔとして、Ｒ／ｔが２．２以下のものを曲げ性が良好なものとして評価した。
曲げ性評価に関しては、鋼板から３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、先端Ｒが２．０〜５．０のパンチにて９０度曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生する最大Ｒを求めた。割れが発生する最大Ｒは板厚ｔにも依存するため、得られた最大Ｒを板厚ｔ（１．６ｍｍ）で除算して、限界Ｒ／ｔとして、Ｒ／ｔが２．２以下のものを曲げ性が良好なものとして評価した。
（６）Ｌ方向およびＣ方向のｖＴｒｓおよびｖＥ
ホットスタンプ処理し、熱処理した後のホットスタンプ部品については、衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）に関して部品の異方性を確認した。ホットスタンプ部品から切り出した厚み１．６ｍｍの鋼片をその長辺が圧延方向に対して平行（Ｌ方向）または垂直（Ｃ方向）になるように採取し、同じ方向の鋼片を６枚積層してネジ止めした後、Ｖノッチ試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行った。
ホットスタンプ処理し、熱処理した後のホットスタンプ部品については、衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）に関して部品の異方性を確認した。ホットスタンプ部品から切り出した厚み１．６ｍｍの鋼片をその長辺が圧延方向に対して平行（Ｌ方向）または垂直（Ｃ方向）になるように採取し、同じ方向の鋼片を６枚積層してネジ止めした後、Ｖノッチ試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行った。
ここでは、圧延方向に対して平行（Ｌ方向）および垂直（Ｃ方向）の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）がともに−４０℃以下、同じく室温における吸収エネルギー（ｖＥ）がともに５０Ｊ／ｃｍ２以上となるものを○（良好）として評価した。
（７）耐水素性評価
耐水素性評価は、熱処理した後のホットスタンプ部品から圧延方向を長手方向として長さ６８ｍｍ、幅６ｍｍの試験片を切り出した後、当該試験片表面に４点曲げで降伏応力相当の負荷をかけた状態で、試験片をｐＨ３の塩酸中に浸漬し、１００時間を超えても割れないものを○（良好）とし、１００時間以内に割れるものを×（不良）とした。なお、前述の曲げ性評価を行い限界Ｒ／ｔが２．２を超えるものについては、そもそもホットスタンプ部品としては適さないことから耐水素性評価を行わなかった（表６中「−」で表記）。
耐水素性評価は、熱処理した後のホットスタンプ部品から圧延方向を長手方向として長さ６８ｍｍ、幅６ｍｍの試験片を切り出した後、当該試験片表面に４点曲げで降伏応力相当の負荷をかけた状態で、試験片をｐＨ３の塩酸中に浸漬し、１００時間を超えても割れないものを○（良好）とし、１００時間以内に割れるものを×（不良）とした。なお、前述の曲げ性評価を行い限界Ｒ／ｔが２．２を超えるものについては、そもそもホットスタンプ部品としては適さないことから耐水素性評価を行わなかった（表６中「−」で表記）。
表５に、組織観察の結果を示す。また、表６にホットスタンプ部品の機械特性の結果を示す。表５における下線は本発明の範囲外であることを示し、表６における下線は機械特性が芳しくない値であることを示す。
表６におけるＮｏ．１〜Ｎｏ．３４は本発明の規定を全て満足する本発明例であり、Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１４は本発明の規定を満足しない比較例である。
表６に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３４の本発明例は、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率：０．００４１〜０．００９０（％）、粒径０．５μｍ以上の炭化物のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物の個数割合：３．１〜９．７（％）のホットプレス部品用鋼板を得られ、焼戻しを行わずにホットスタンプ成形と成形部品への熱処理により、ＴＳ：１５４５〜２５１０（ＭＰａ），ＹＳ：９８９〜１６０５（ＭＰａ），ＥＬ：７．８〜１０．７（％），限界Ｒ／ｔ：１．５６〜２．１９，Ｌ方向およびＣ方向のｖＴｒｓ：−４０℃以下，ｖＥ：５０Ｊ／ｃｍ２以上，良好な耐水素性特性の機械特性を有しており、高強度（特に引張強度が１．５ＧＰａ以上）を有するとともに耐破壊特性が大きく改善されたホットスタンプ部品を製造できることが分かる。
これに対し、Ｎｏ．ｘ１は、前述のようにＮｏ．１と同じホットスタンプ部品用鋼板を用いてホットスタンプ部品を製造したものである。Ｎｏ．ｘ１は、（ｉ）式を満足しない熱処理工程によりホットスタンプ部品を製造したため、耐水素性評価が芳しくなかった。
Ｎｏ．ｘ２は、前述のようにＮｏ．２と同じホットスタンプ部品用鋼板を用いてホットスタンプ部品を製造したものである。Ｎｏ．ｘ２は、（ｉ）式を満足しない熱処理工程によりホットスタンプ部品を製造したため、耐水素性評価が芳しくなかった。
Ｎｏ．ｘ３は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を超え、（ii）式で計算されるＴが大きくなり、結果としてスラブ加熱温度がＴより低くなった。このため、上記ＭｎＳの面積率および上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超える鋼板となり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）が芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ４は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を超え、（ii）式で計算されるＴが大きくなり、結果としてスラブ加熱温度がＴより低くなった。このため、上記ＭｎＳの面積率および上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超える鋼板となり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）が芳しくない値であった。Ｎｏ．ｘ４は、前述のようにＮｏ．ｘ３と同じホットスタンプ部品用鋼板を用いてホットスタンプ部品を製造したものである。Ｎｏ．ｘ３の耐水素性評価が良好なものであったのに対し、Ｎｏ．ｘ４は（ｉ）式を満足しない熱処理工程によりホットスタンプ部品を製造したため、耐水素性評価が芳しくなかった。
Ｎｏ．ｘ５は、Ｓ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲の上限を超え、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超える鋼板となったため、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）が芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ６は、Ｓ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲の上限を超え、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超える鋼板となったため、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）が芳しくない値であった。Ｎｏ．ｘ６は、前述のようにＮｏ．ｘ５と同じホットスタンプ部品用鋼板を用いてホットスタンプ部品を製造したものである。Ｎｏ．ｘ５の耐水素性評価が良好なものであったのに対し、Ｎｏ．ｘ６は（ｉ）式を満足しない熱処理工程によりホットスタンプ部品を製造したため、耐水素性評価が芳しくなかった。
Ｎｏ．ｘ７は、Ｓ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲の上限を超え、スラブ加熱温度が本発明の範囲の下限を下回るため、上記ＭｎＳの面積率および上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超える鋼板となり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）が芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ８は、仕上圧延完了温度が本発明の範囲の下限を下回るため、引張強度（ＴＳ）が１．５ＭＰａ未満と芳しくない値であり、限界Ｒ／ｔも芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ９は、仕上圧延後の平均冷却速度が本発明の範囲の下限を下回るため、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ１０は、巻取温度が本発明の範囲の上限を超えるため、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ１１は、焼鈍加熱温度が本発明の範囲の上限を超えるため、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ１２は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、上記ＭｎＳの面積率が本発明の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
Ｎｏ．ｘ１３は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
さらに、Ｎｏ．ｘ１４は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、上記炭化物の個数割合が本発明の範囲の上限を超え、限界Ｒ／ｔが芳しくない値であり、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）および吸収エネルギー（ｖＥ）も芳しくない値であった。
Claims (9)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．００％、
Ｍｎ：０．００１〜３．００％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．００１５％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、
Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｏ ：０．００３０％未満、
Ｂ ：０．０００６〜０．００３０％、
Ｎ ：０．０１００％以下、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、マルテンサイトであり、
板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下であるとともに、
鋼中に存在する粒径０．５μｍ以上の炭化物のうち、粒径１．２μｍ以上の炭化物の個数割合が１０．０％以下である、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｖ ：２．００％以下、
Ｔａ：０．５０％以下、および
Ｗ ：３．００％以下
から選択される１種以上を有する、請求項１に記載のホットスタンプ部品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下、および
Ｍｏ：０．５０％以下
から選択される１種以上を有する、請求項１または２に記載のホットスタンプ部品。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｍｇ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０３０％以下、および
Ｃｅ：０．０３０％以下
から選択される１種以上を有する、請求項１〜３のいずれかに記載のホットスタンプ部品。 - 請求項１〜４のいずれかに記載のホットスタンプ部品を製造する方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．００％、
Ｍｎ：０．００１〜３．００％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．００１５％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、
Ａｌ：０．０００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｏ ：０．００３０％未満、
Ｂ ：０．０００６〜０．００３０％、
Ｎ ：０．０１００％以下、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、フェライトおよびパーライトの混合組織であるとともに、板厚の１／４〜３／４の深さ位置における１００μｍ以上の長さを有するＭｎＳの面積率が０．０１００％以下である鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）式の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）である。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｖ ：２．００％以下、
Ｔａ：０．５０％以下、および
Ｗ ：３．００％以下
から選択される１種以上を有する、請求項５に記載のホットスタンプ部品の製造方法。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下、および
Ｍｏ：０．５０％以下
から選択される１種以上を有する、請求項５または６に記載のホットスタンプ部品の製造方法。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｍｇ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０３０％以下、および
Ｃｅ：０．０３０％以下
から選択される１種以上を有する、請求項５〜７のいずれかに記載のホットスタンプ部品の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊または鋼片を（ii）式で示されるＴ（℃）以上で３０分間以上の時間で加熱後、１０００〜１１５０℃で粗圧延を完了し、Ａｅ３点以上で仕上圧延を完了する圧延工程と、
平均冷却速度１０〜２００℃／秒で冷却する冷却工程と、
６８０〜５６０℃で巻き取る巻取工程と、
酸洗によりスケールを除去する酸洗工程と、
圧下率１０〜６０％で圧下する冷間圧延工程と、
７３０〜９００℃に加熱する焼鈍工程と、
焼鈍工程を経た鋼板をホットスタンプ成形するホットスタンプ工程と、
得られたホットスタンプ部品に、５００〜１００℃で下記（ｉ）式の条件を満足する熱処理を行う熱処理工程と
を含む、引張強度が１．５ＧＰａ以上のホットスタンプ部品の製造方法。
ｌｏｇ（ｔ）≦（６２５−Ｔ）／１２５ ・・・（ｉ）
Ｔ（℃）＝〔０．０２０＋（質量％Ｍｎ）（質量％Ｓ）〕／（１．９×１０−５）・・・（ii）
（ｉ）式においてｔ：熱処理時間（秒）、Ｔ：熱処理温度（℃）であり、（ii）式において質量％Ｍｎ，質量％ＳはそれぞれＭｎ，Ｓの含有量を示す。
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