JP6477978B1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

Abstract

曲げ変形能に優れた高強度鋼板のホットスタンプ成形体であって、鋼板が所定の成分組成を有し、鋼板のミクロ組織の面積率で９０％以上が、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの１種以上であり、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界の長さに対する回転角が１５°以上となる粒界の長さの割合が８０％以上であることを特徴とする。

Description

本発明は、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に使用する、特に、優れた曲げ変形能を有するホットスタンプ成形体に関する。

近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、そのため、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。しかし、鋼板の高強度化に伴い成形性は劣化するので、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。

このような課題を解決するため、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプの適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施するので、自動車用部材への成形と強度確保を両立する技術として注目されている。

一方で、高強度鋼板をホットスタンプで成形した成形体には、衝突時に衝撃を吸収する性能（衝突変形部位）が必要であり、そのためには高い衝撃吸収能（曲げ変形能）が必要とされる。

特許文献１には、この要求に応える技術として、ホットスタンプ用鋼鈑を焼鈍し、炭化物中にＭｎやＣｒを濃化させて溶解し難い炭化物とすることにより、ホットスタンプ加熱時にこれら炭化物によってオーステナイトの成長を抑制して細粒化させる技術が開示されている。

特許文献２には、ホットスタンプ加熱時に９０℃／ｓ以下の加熱速度で昇温することにより、オーステナイトを細粒化させる技術が開示されている。

特許文献３、特許文献４、特許文献５にもオーステナイトを細粒化させて靱性を向上させる技術が開示されている。

国際公開第２０１５／１４７２１６号 特許第５３６９７１４号公報 特許第５１１４６９１号公報 特開２０１４−１５６３８号公報 特開２００２−３０９３４５号公報

しかしながら、上記特許文献１〜５に開示されている技術では、さらに細粒化されたオーステナイトを得ることは困難であり、従来以上の強度または曲げ変形能を得ることが望めない。

本発明は、従来技術の課題に鑑み、高強度鋼板のホットスタンプ成形体において、より優れた曲げ変形能を確保することを課題とし、該課題を解決するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、ホットスタンプ成形体において、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上生成させれば、優れた曲げ変形能が得られることを見出した。

本願発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。

（１）成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５％以上、０．７５％以下、Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、sol.Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、Ｎｉ：０％以上、３．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、ミクロ組織が、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含み、上記下部ベイナイト、上記マルテンサイト、及び上記焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界の長さに対する回転角が１５°以上となる粒界の長さの割合が８０％以上であり、引張強度が２０００ＭＰａ以上であ
ることを特徴とするホットスタンプ成形体。

（２）めっき層を有することを特徴とする前記（１）のホットスタンプ成形体。

本発明によれば、優れた曲げ変形能を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

本発明の特徴は、ホットスタンプ成形体において、下部ベイナイト又はマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上生成させることにより、優れた曲げ変形能が得ることである。ホットスタンプ成形体の組織をこのような組織とすることにより、優れた曲げ変形能が向上するのは、１５°以上の大傾角粒界が、１５°未満の小傾角粒界よりも、亀裂の伝播を抑制する効果が高いためである。本発明者らは鋭意検討の結果、以下の方法により上記の組織が得られることを知見した。

第一段階として、単位時間当たりの溶鋼の鋳込み量を制御する。これにより、Ｍｏ、Ｎｂの析出を抑制し、鋼中のＭｏ、Ｎｂの固溶量を増加させる。

単位時間当たりの溶鋼の鋳込み量を制御してＭｏ、Ｎｂの析出を抑制すると、同時にＭｎのミクロ偏析も抑制されるため、Ｐのトラップサイトが消失し、仕上げ圧延時にＰが旧オーステナイト粒界に偏析する。すると、粒界の脆化強度が低下するので、結晶方位を制御しても、曲げ変形能が十分に得られない。これは、ＭｎとＰの親和性が高いために、Ｍｎの偏析がＰのトラップサイトとして機能しており、Ｍｎの偏析を解消することによりＰが旧オーステナイト粒界に拡散するためである。本発明では、圧延条件の制御によりこの課題を解決する。

第二段階として、熱間仕上げ圧延の圧下率、温度、圧延後の冷却条件を制御することにより、炭化物中へのＭｎやＣｒの濃化を抑制させる。下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒界を優先的なオーステナイトの逆変態サイトとするためには、炭化物が溶解し易いことが望ましい。そのため、ＭｎやＣｒ等の炭化物溶解を阻害する元素を炭化物に濃化させないことが重要である。

また、Ｍｏ、Ｎｂの析出を抑制させ、旧オーステナイトの粒界にＮｂやＭｏを固溶させることにより、Ｐの偏析サイトをＮｂとＭｏによって占有させることにより、旧オーステナイトへのＰの偏析を解消する。これにより、単にＭｏ又はＮｂによる粒界強度の向上のみならず、粒界の脆化強度の低減を抑制することができる。

さらに、コイル巻取条件を制御することで、固溶Ｍｏ及びＮｂの効果により、オーステナイトの強度を上昇させることができる。加えて、オーステナイトから下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトへと相変態する際に、変態により発生する応力を緩和する有利な結晶方位が優先的に生成する。これにより、ホットスタンプ用鋼鈑において、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を制御することができる。

このような特徴を持つホットスタンプ用鋼鈑をホットスタンプ工程に供することにより、オーステナイトとマルテンサイトのテクスチャーメモリー効果によって、ホットスタンプ成形体において、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上生成させる。

本発明では、ホットスタンプ工程において、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒界をオーステナイトの逆変態サイトとして活用することにより、ホットスタンプ用鋼鈑で発現させた結晶方位制御をホットスタンプ成形体へと引き継ぐことができる。

以下、本発明のホットスタンプ成形体とその製造方法について説明する。

まず、本発明のホットスタンプ成形体を構成する成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。

「Ｃ：０．３５％以上、０．７５％以下」
Ｃは、２０００ＭＰａ以上の引張強さを得るために重要な元素である。０．３５％未満では、マルテンサイトが軟らかく、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、Ｃは０．３５％以上とする。好ましくは０．３７％以上である。上限は特に定めないが、要求される強度と早期破断抑制のバランスを鑑みて、上限を０．７５％とする。

「Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下」
Ｓｉは、曲げ変形能を高めて衝撃吸収能の向上に寄与する元素である。０．００５％未満では曲げ変形能が乏しく衝撃吸収能が劣化するため、０．００５％以上添加する。好ましくは０．０１％以上である。一方、０．２５％を超えると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり、溶け残った炭化物がオーステナイトの逆変態サイトとなってしまい、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、上限を０．２５％とする。好ましくは０．２２％以下である。

「Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下」
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．５％以上添加する。好ましくは０．７％以上である。一方、３．０％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり、溶け残った炭化物がオーステナイトの逆変態サイトとなってしまい、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、３．０％を上限とする。好ましくは、２．５％以下である。

「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下」
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。０．０００２％未満では、脱酸が十分で粗大な酸化物が生成して早期破断を引き起こすため、ｓｏｌ．Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．０％を超えて添加すると、粗大な酸化物が生成し早期破断を引き起こすため、３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは０．５％以下である。

「Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下」
Ｃｒは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．０５％以上添加する。好ましくは０．１％以上である。一方、１．００％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり、溶け残った炭化物がオーステナイトの逆変態サイトとなってしまい、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、１．００％を上限とする。好ましくは、０．８％以下である。

「Ｂ：０．０００５％以上、０．０１０％以下」
Ｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。０．０００５％未満では固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、２０００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難であるので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．０１０％を超えて添加すると、炭化物への固溶量が増加して炭化物が溶解しにくくなり、溶け残った炭化物がオーステナイトの逆変態サイトとなってしまい、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、０．０１０％を上限とする。好ましくは、０．００７％以下である。

「Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下」
Ｎｂは、旧オーステナイトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させる元素である。また、Ｎｂは、粒界に固溶することでＰの粒界偏析を阻害するため、粒界の脆化強度を向上させる。そのため、０．０１％以上添加する。好ましくは０．０３０％以上である。一方、０．１５％を超えて添加すると、炭化物として析出しやすくなり、ホットスタンプ用鋼鈑において、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を２．８以上とすることができず、結果として、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。

「Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下」
Ｍｏは、旧オーステナイトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｏは、粒界に固溶することでＰの粒界偏析を阻害するため、粒界の脆化強度を向上させる。そのため、０．００５以上添加する。好ましくは０．０３０％以上である。一方、１．００％を超えて添加すると、炭化物として析出しやすくなり、炭化物として析出しやすくなり、ホットスタンプ用鋼鈑において、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を２．８以上とすることができず、結果として、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上に制御できなくなるため、１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。

「Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下」
Ｔｉは、必須の元素ではないが、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加してもよい。Ｔｉを添加する場合、添加の効果を得るためには、０．０１％以上とするのが好ましい。好ましくは０．０２％以上である。一方、０．１５％を超えて添加すると、粗大な炭化物や窒化物を形成して早期破断を引き起こすため、０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。

「Ｎｉ：０％以上、３．００％以下」
Ｎｉは、必須の元素ではないが、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加してもよい。Ｎｉを添加する場合、添加の効果を得るためには、０．０１％以上とするのが好ましい。好ましくは０．０２％以上である。一方、３．００％を超えて添加すると、鋼が脆くなり早期破断を引き起こすため、３．００％以下とする。好ましくは２．００％以下である。

「Ｐ：０．１０％以下」
Ｐは不純物元素であり、粒界に偏析しやすく、粒界の脆化強度を低下させる元素である。０．１０％を超えると、粒界の脆化強度が著しく低下し、早期破断を引き起こすため、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

「Ｓ：０．１０％以下」
Ｓは不純物元素であり、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し早期破断を引き起こすため、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．００１５％が実質的な下限である。

「Ｎ：０．０１０％以下」
Ｎは不純物元素であり、窒化物を形成して早期破断を引き起こすため、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明の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。

次に、本発明のホットスタンプ成形体のミクロ組織の限定理由について説明する。

「下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上」

下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の方位制御は、優れた曲げ変形能を確保するために重要な組織因子である。本発明者らの検討によれば、ホットスタンプ成形体に要求される衝撃吸収能を得るためには、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を増加させる程好ましく、割合として８０％以上に制御する必要がある。より好ましくは８５％以上である。

下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界の割合は、次のように測定する。

ホットスタンプ成形体の中央部から、その板面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。

次に、標準コロイドシリカ懸濁液（粒径０．０４μｍ）を使用して、８〜２０分の仕上げ研磨を行う。

研磨後の試料をアセトンまたはエチルアルコールで洗浄した後に乾燥させ、走査型電子顕微鏡内にセットする。使用する走査型電子顕微鏡は、ＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）を装備した機種を用いる。

サンプルの板厚３／８位置〜５／８位置において、板厚方向に５０μｍ、圧延方向に５０μｍの範囲を、０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ測定して結晶方位情報を得る。測定条件は、真空レベルが９．６×１０⁻⁵以下、加速電圧が１５ｋＶ、照射電流が１３ｎＡ、Ｂｉｎｎｉｎｇ サイズが４×４、露光時間を４２秒とする。

測定データをＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」および「Ａｘｉｓ Ａｎｇｌｅ」機能を用い、体心立方構造を持つ結晶粒の粒界のうち、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下である粒界の長さを算出する。

次に、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が１５°以上７５°以下である粒界の長さを算出し、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下である粒界の長さで除した値を算出する。

上記測定を少なくとも５か所以上実施し、その平均値を、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界の割合とする。

「ミクロ組織の面積率で９０％以上が、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの１種以上である」

ホットスタンプ成形体が１５００ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、ミクロ組織が面積率で９０％以上のマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。好ましくは９４％以上である。引張強度を確保する観点では、ミクロ組織は下部ベイナイトでもよい。面積率９０％以上の組織は、下部ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトのうちの１種でもよいし、これらの混合組織でもよい。

ミクロ組織の残部は特に規定せず、例えば、上部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトが挙げられる。

下部ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、次のように測定する。

ホットスタンプ成形体の中央から板面に垂直な断面を切り出し、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１〜６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。

１．５〜３％硝酸−アルコール溶液に５〜１０秒間浸漬し、高傾角粒界を現出させる。この際、腐食作業は排気処理装置内で実施し、作業雰囲気の温度は常温とする。

腐食後の試料をアセトンまたはエチルアルコールで洗浄した後に乾燥させ、走査型電子顕微鏡観察に供する。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^−５以下の真空において、加速電圧１０ｋＶ、照射電流レベル８にて試料に電子線を照射し、試料の板厚１／４位置を中心として１／８〜３／８位置の範囲の２次電子像を撮影する。撮影倍率は横３８６ｍｍ×縦２９０ｍｍの画面を基準として１００００倍撮影視野数は１０視野以上とする。

撮影した２次電子像においては、結晶粒界と炭化物が明るいコントラストとして撮像されるため、結晶粒界と炭化物の位置により、簡便に組織を判定することができる。結晶粒の内部に炭化物が形成している場合は、焼戻しマルテンサイト又は下部ベイナイトであり、結晶粒に内部に炭化物が観察されない組織はマルテンサイトである。

一方、結晶粒界に炭化物が形成している組織は上部ベイナイトまたはパーライトである。

残留オーステナイトについては、上記ミクロ組織とは結晶構造が異なるため、２次電子像を撮像した位置と同一の視野を電子後方散乱回折法にて測定する。使用する走査型電子顕微鏡は、電子後方散乱回折法が可能なカメラを装備しているものとする。９．６×１０^−５以下の真空において、加速電圧２５ｋＶ、照射電流レベル１６にて試料に電子線を照射して測定を行い、得られた測定データから面心立方格子のマップを作成する。

撮影倍率は横３８６ｍｍ×縦２９０ｍｍの画面を基準として１００００倍で撮像した写真上に２μｍ間隔のメッシュを作成し、メッシュの交点に位置するミクロ組織を選別していく。各組織の交点数を全ての交点で除した値を当該ミクロ組織の面積分率とする。この操作を１０視野で行い、平均値を算出し、ミクロ組織の面積率とする。

「ホットスタンプ用鋼鈑の製造方法」
次に、本発明に係るホットスタンプ成形体、およびホットスタンプ成形体の製造に用いるホットスタンプ用鋼板を得るための製造方法の形態を説明するが、本発明は、以下に説明するような形態に限定されない。

＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞

（１）連続鋳造工程
上述の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法により、鋼片（スラブ）にする。この連続鋳造工程では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下とすることが好ましい。連続鋳造時に溶鋼の単位時間あたりの鋳込み量（鋳込み速度）が６ｔｏｎ／分を超えると、Ｍｎのミクロ偏析が増加するとともに、ＭｏやＮｂを主体とする析出物の核生成量が増加してしまう。鋳込み量を５ｔｏｎ／分を以下とすることがさらに好ましい。鋳込み量の下限は特に限定されないが、操業コストの観点から、０．１ｔｏｎ／分以上であることが好ましい。

（２）熱間圧延工程
上述の鋼片を熱間圧延して鋼板とする。その際、式（２）で定義されるＡ３変態温度＋１０℃以上かつＡ３変態温度＋２００℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、その際の最終段圧下率を１２％以上とし、仕上げ圧延終了後から１秒以内に冷却を開始し、仕上げ圧延終了温度から５５０℃までの温度域を１００℃／秒以上の冷却速度で冷却し、５００℃未満の温度で巻き取る。

Ａ３変態温度＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ ・・・・式（２）

仕上げ圧延温度をＡ３変態温度＋１０℃以上とすることにより、オーステナイトの再結晶を促進させる。これにより、結晶粒内における小傾角粒界の形成が抑制され、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることができる。また、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることにより、Ｃの消費も抑制できるため、後の工程において、炭化物の個数密度を高めることができる。好ましくは、Ａ３変態温度＋３０℃以上である。

仕上げ圧延温度をＡ３変態温度＋２００℃以下とすることにより、オーステナイトの過度な粒成長を抑制する。Ａ３変態温度＋２００℃以下の温度域で仕上げ圧延することにより、オーステナイトの再結晶が促進され、なおなつ、過度な粒成長も起こらないため、巻き取り工程において、微細な炭化物を得ることができる。好ましくは、Ａ３変態温度＋１５０℃以下である。

仕上げ圧延の圧下率を１２％以上とすることにより、オーステナイトの再結晶を促進させる。これにより、結晶粒内における小傾角粒界の形成が抑制され、Ｎｂ、Ｍｏの析出サイトを減少させることができる。好ましくは、１５％以上である。

仕上げ圧延終了後から１秒以内、好ましくは０．８秒以内に冷却を開始し、仕上げ圧延終了温度から５５０℃までの温度域を１００℃／秒以上の冷却速度で冷却することにより、ＮｂおよびＭｎの析出が促進される温度域での停留時間を減少させることができる。その結果、オーステナイト中でのＮｂ、Ｍｏの析出を抑制させることができ、オーステナイト粒界におけるＮｂおよびＭｏの固溶量が増加する。

巻き取り温度を５００℃未満とすることにより、上記効果を高めるとともに、ホットスタンプ用鋼鈑において、結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を制御することができる。また、仕上げ圧延直後では、ＮｂやＭｏはオーステナイト中に固溶しており、ＮｂやＭｏを固溶したオーステナイトから、下部ベイナイト、マルテンサイト、又は焼戻しマルテンサイトへと変態させることにより、Ｎｂ、Ｍｏが変態により発生する応力を緩和するために有利な結晶方位を優先的に生成させるので、結晶粒の｛１１２｝＜１１１＞のＸ線ランダム強度比を制御することができる。好ましくは４８０℃未満である。下限は特に定めないが、室温以下で巻き取ることは実操業上困難であるため、室温が下限となる。

（３）めっき層の形成
軟化層の表面上に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を形成してもよい。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。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、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合金めっき層等が例示される。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。

（４）その他の工程
ホットスタンプ用鋼板の製造においては、その他、酸洗、冷間圧延、調質圧延等、公知の製法を含んでもよい。

＜ホットスタンプ成形体の製造工程＞

本発明のホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ用鋼鈑を、５００℃以上Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱して保持した後、ホットスタンプ成形し、成形後、成形体を、室温まで冷却することにより製造する。

また、強度を調整するために、ホットスタンプ成形体の一部の領域又は全ての領域を２００℃以上、５００℃以下の温度で焼戻してもよい。

５００℃以上Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱することにより、ホットスタンプ用鋼鈑に生成した下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの粒界がオーステナイトの逆変態サイトとして機能し、オーステナイトとマルテンサイトのテクスチャーメモリー効果によって、ホットスタンプ成形体において、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界を８０％以上生成させることができる。

平均加熱速度が１００℃／s以上であると、微細炭化物がオーステナイトの逆変態サイトとなるため、オーステナイトとマルテンサイトのテクスチャーメモリー効果を得ることができない。好ましくは９０℃／ｓ以下である。下限は特に規定しないが、０．０１℃／ｓ未満であると、製造コストが不利になるため、０．０１℃／ｓを以上が好ましい。より好ましくは、１℃／ｓ以上である。

ホットスタンプ時の保持温度は、旧オーステナイト粒を微細化するために、Ａ３点＋１０℃以上、Ａ３点＋１５０℃以下とすることが好ましい。また、ホットスタンプ後の冷却速度は、強度向上の観点から１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。

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１−１〜１−３に示す成分組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、表２−１〜２−３に示す熱間圧延、冷間圧延を施してホットスタンプ用鋼板とし、該ホットスタンプ用鋼板に表３−１〜３−３に示す熱処理を施して、ホットスタンプ成形を行い、成形体を製造した。

表３−１〜３−３に、ホットスタンプ成形体のミクロ組織と機械特性を示す。

ホットスタンプ成形体において、先述の方法により、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの面積率、下部ベイナイト又はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として回転角が５°以上７５°以下となる粒界のうち、回転角が１５°以上となる粒界の割合を測定した。

ホットスタンプ成形体の強度は、引張試験を行い評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大強度が２０００ＭＰa以上を合格とした。

曲げ変形能の評価はドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度を求め、最大曲げ角が５０°以上となった材料を合格とした。

試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×３０ｍｍ（圧延と垂直方向）、板厚１．０ｍｍ
曲げ稜線：圧延と直角な方向
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：２.０×１．０（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ ２０ｋＮ

本発明のホットスタンプ成形体は、引張強度が２０００ＭＰａ以上であり、優れた曲げ変形能を有することが確認できた。一方、化学組成、製造方法が適切でない例では、目標とする特性が得られなかった。

Claims (2)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．３５％以上、０．７５％以下、
   Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５％以下、
   Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．０％以下、
   Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、
   Ｂ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
   Ｎｂ：０．０１％以上、０．１５％以下、
   Ｍｏ：０．００５％以上、１．００％以下、
   Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、
   Ｎｉ：０％以上、３．００％以下、
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．１０％以下、及び
   Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
   ミクロ組織が、下部ベイナイト、マルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトの少なくとも１種を、面積率で９０％以上含み、
   上記下部ベイナイト、上記マルテンサイト、及び上記焼戻しマルテンサイトの結晶粒の＜０１１＞方向を回転軸として、回転角が５°以上７５°以下となる粒界の長さに対する回転角が１５°以上となる粒界の長さの割合が８０％以上であり、
   引張強度が２０００ＭＰａ以上である
   ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
2. めっき層を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成形体。