JP7231022B2 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents
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Description
本願は、2019年5月31日に、日本に出願された特願2019-101985号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
C :0.15%以上、0.70%未満、
Si:0.005%以上、0.250%以下、
Mn:0.30%以上、3.00%以下、
sol.Al:0.0002%以上、0.500%以下、
P :0.100%以下、
S :0.1000%以下、
N :0.0100%以下、
Nb:0%以上、0.150%以下、
Ti:0%以上、0.150%以下、
Mo:0%以上、1.000%以下、
Cr:0%以上、1.000%以下、
B :0%以上、0.0100%以下、
Ca:0%以上、0.010%以下および
REM:0%以上、0.30%以下
を含有し、
残部がFe及び不純物からなる鋼板と、
前記鋼板の表面に、付着量が10g/m2以上、90g/m2以下であり、Ni含有量が10質量%以上、25質量%以下であり、残部がZnおよび不純物からなるめっき層とを有し、
前記鋼板の前記表面~前記表面から深さ50μm位置の領域である表層領域において、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が10.0μm以下であり、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度が1.5質量%/μm2以上であり、
Vノッチを付与した試験片に負荷荷重を切欠き底の断面積で除して算出した公称応力で900MPaを付与した後、室温にて、チオシアン酸アンモニウム3g/lを3%食塩水に溶かした水溶液に12時間浸漬しても破断が無い。
(2)上記(1)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:0.010%以上、0.150%以下、
Ti:0.010%以上、0.150%以下、
Mo:0.005%以上、1.000%以下、
Cr:0.005%以上、1.000%以下、
B :0.0005%以上、0.0100%以下、
Ca:0.0005%以上、0.010%以下および
REM:0.0005%以上、0.30%以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表面~前記表面から深さ50μm位置の領域である表層領域において、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を10.0μm以下とし、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度を1.5質量%/μm2以上として粒界の応力緩和能を上昇させることを特徴とする。本発明者らは鋭意検討の結果、以下の方法により上記組織が得られることを知見した。
なお、以下に記載す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。
Cは、ホットスタンプ成形体において1500MPa以上の引張強さを得るために重要な元素である。C含有量が0.15%未満では、マルテンサイトが軟らかく、1500MPa以上の引張強さを確保することが困難である。そのため、C含有量は0.15%以上とする。C含有量は、好ましくは0.18%以上、0.19%以上、0.20%超、0.23%以上、または0.25%以上である。一方、C含有量が0.70%以上では、粗大な炭化物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、C含有量は0.70%未満とする。C含有量は、好ましくは0.50%以下、0.45%以下、または0.40%以下である。
Siは、オーステナイトからベイニティックフェライトへの相変態を促進させる元素である。Si含有量が0.005%未満では上記効果が得られず、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において所望の金属組織が得られなくなる。その結果、ホットスタンプ成形体において所望のミクロ組織が得られなくなる。そのため、Si含有量は0.005%以上とする。好ましくは、0.010%以上、0.050%以上、または0.100%以上である。一方、0.250%超のSiを含有させても上記効果が飽和するため、Si含有量は0.250%以下とする。好ましくは0.230%以下、または0.200%以下である。
Mnは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素である。Mn含有量が0.30%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、ホットスタンプ成形体において1500MPa以上の引張強さを得ることが困難である。そのため、Mn含有量は0.30%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.70%以上、0.75%以上、または0.80%以上である。一方、Mn含有量を3.00%超とすると、鋼中に粗大な介在物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、Mn含有量は3.00%以下とする。好ましくは、2.50%以下、2.00%以下、または1.50%以下である。
Pは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。P含有量が0.100%を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、P含有量は0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.050%以下、または0.020%以下である。P含有量の下限は特に限定しないが、0.0001%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。実操業上、P含有量は0.0001%以上としてもよい。
Sは、鋼中に介在物を形成する元素である。S含有量が0.1000%を超えると、鋼中に多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が低下する。そのため、S含有量は0.1000%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0050%以下、0.0030%以下、または0.0020%以下である。S含有量の下限は特に限定しないが、0.00015%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。実操業上、S含有量は0.00015%以上としてもよい。
Alは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する(鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する)作用を有する元素である。sol.Al含有量が0.0002%未満では、脱酸が十分に行われないため、sol.Al含有量は0.0002%以上とする。sol.Al含有量は、好ましくは0.0010%以上である。一方、sol.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耐水素脆化特性が低下する。そのため、sol.Al含有量は0.500%以下とする。好ましくは、0.400%以下、0.200%以下または0.100%以下である。
Nは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成してホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性を劣化させる元素である。N含有量が0.0100%を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性が著しく低下する。そのため、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0075%以下、または0.0060%以下である。N含有量の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、経済的に好ましくない。実操業上、N含有量は0.0001%以上としてもよい。
また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板は、実質的にNiを含有せず、その含有量は0.005%未満である。Niは高価な元素であるため、本実施形態では、Niを意図的に含有させてNi含有量を0.005%以上とした場合に比べて、コストを低く抑えることができる。
Nbは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Nbを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Nb含有量は0.010%以上とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.035%以上である。一方、0.150%を超えてNbを含有させても上記効果は飽和するので、Nb含有量は0.150%以下とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.120%以下である。
Tiは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Tiを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ti含有量は0.010%以上とすることが好ましい。Ti含有量は、好ましくは0.020%以上である。一方、0.150%を超えて含有させても上記効果は飽和するので、Ti含有量は0.150%以下とすることが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.120%以下である。
Moは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Moを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Mo含有量は0.005%以上とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.010%以上である。一方、1.000%を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Mo含有量は1.000%以下とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.800%以下である。
Crは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Crを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Cr含有量は0.005%以上とすることが好ましい。Cr含有量は、より好ましくは0.100%以上である。一方、1.000%を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Cr含有量は1.000%以下とすることが好ましい。Cr含有量は、より好ましくは0.800%以下である。
Bは、粒界に偏析して粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Bを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、B含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。B含有量は、好ましくは0.0010%以上である。一方、0.0100%を超えて含有させても上記効果は飽和するため、B含有量は0.0100%以下とすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0075%以下である。
Caは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、Ca含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、0.010%を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ca含有量は0.010%以下することが好ましい。
REMは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、REM含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、0.30%を超えて含有させても上記効果は飽和するため、REM含有量は0.30%以下とすることが好ましい。
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元素を指す。本実施形態では、REMの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
「鋼板の表面~前記表面から深さ50μm位置の領域である表層領域において、平均結晶方位差が5°以上の粒界で囲まれた結晶粒の内部に、平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下である結晶粒を面積%で80%以上」
鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が5°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が0.4°以上3.0°以下である結晶粒を面積%で80%以上とすることにより、ホットスタンプ加熱時において、平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下の亜粒界がNiの拡散を促進させて、鋼板表層の結晶粒内にNiを含有させることができる。上述したように、鋼板表層にフェライトを生成させる従来の方法では、亜粒界が形成されないため、Niの拡散を促進させることが難しい。しかし、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板では、表層領域に上記結晶粒を面積%で80%以上含むため、亜粒界をNiの拡散パスとして利用することで、鋼板表層にNiを拡散することができる。
組織観察は、電解放射型走査型電子顕微鏡(FE-SEM)および電子後方散乱回折法(EBSD)等を用いて、通常の方法により行えばよい。
まず、表面に垂直な断面(板厚断面)が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、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。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る。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて8分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板は、鋼板の表面に、付着量が10g/m2以上、90g/m2以下であり、Ni含有量が10質量%以上、25質量%以下であり、残部がZnおよび不純物からなるめっき層を有する。これにより、ホットスタンプ時に平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下の亜粒界がNiの拡散を促進させて、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表層領域に結晶粒内にNiを含有させることができる。
めっき付着量は、JIS H 0401:2013に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のNi含有量は、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から、JIS K 0150:2009に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の1/2位置のNi含有量を測定する。得られたNi含有量をホットスタンプ用鋼板におけるめっき層のNi含有量とする。
ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表層領域において、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が10.0μm以下であれば、ホットスタンプ成形体において良好な耐水素脆化特性を得ることができる。鋼中に水素が侵入し、材料に応力が付与されると、粒界は破壊が助長されるが、この際、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が細粒であれば、亀裂の伝播を抑制することができる。そのため、鋼板の表層領域における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は10.0μm以下とする。表層領域における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は、好ましくは8.0μm以下、7.0μm以下、6.5μm以下、または6.0μm以下である。亀裂の伝播を抑制させる観点では、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は小さい程好ましく、下限は特に定めないが、現在の実操業で0.5μm以下にすることは困難でるため、0.5μmが実質の下限値となる。そのため、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は0.5μm以上としてもよく、1.0μm以上、3.0μm以上、または4.0μm以上としてもよい。
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は、次のように測定する。
まず、ホットスタンプ成形体を540℃で24hr熱処理する。これにより、旧オーステナイト粒界の腐食が促進される。熱処理は、炉加熱や通電加熱によって行えばよく、昇温速度は0.1~100℃/s、冷却速度は0.1~150℃/sとする。熱処理後のホットスタンプ成形体の中央部(端部を避けた部分)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断面を研磨して観察面とする。その後、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、観察面を鏡面に仕上げる。
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、鋼板の表面(めっき層と鋼板との界面)~鋼板の表面から深さ50μm位置の範囲の二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4000倍とし、撮影視野数は10視野以上とする。撮影した二次電子像においては、旧オーステナイト粒界が明るいコントラストとして撮像される。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結晶粒径とする。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結晶粒径を求める。撮影視野における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は、得られた旧オーステナイト粒の結晶粒径の総和を、結晶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結晶粒径を算出することで、表層領域における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を得る。
鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度が1.5質量%/μm2以上であれば、ホットスタンプ成形体において良好な耐水素脆化特性を得ることができる。Ni濃度は、好ましくは1.8質量%/μm2以上、より好ましくは2.0質量%/μm2以上である。Ni濃度が高い程上記効果が十分に得られるが、現在の実操業で10.0質量%/μm2以上とすることは困難であるため、10.0質量%/μm2が実質の上限である。そのため、Ni濃度は10.0質量%/μm2以下としてもよく、5.0質量%/μm2以下、または3.0質量%/μm2以下としてもよい。
次に、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度の測定方法について説明する。
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を測定する際に行った熱処理後のホットスタンプ成形体の中央部(端部を避けた部分)から、図1に示す寸法の試験片を作製する。試験片中央部の切れ込みは、厚さ1mmのワイヤーカッターにより挿入し、切れ込み底の結合部は100~200μmに制御する。次に、試験片を20%-チオシアン酸アンモニウム溶液に24~48hr浸漬させる。浸漬完了後0.5hr以内に試験片の表裏面に亜鉛めっきを施す。亜鉛めっき後は、1.5hr以内にオージェ電子発光分光分析に供する。オージェ電子発光分光分析を実施するための装置の種類は特に限定されない。試験片を分析装置内にセッティングし、9.6×10-5Pa以下の真空において、試験片の切れ込み部分から破壊して、平均結晶方位差が15°以上の粒界を露出させる。露出した平均結晶方位差が15°以上の粒界に、1~30kVの加速電圧で電子線を照射し、当該粒界におけるNiの質量%(濃度)を測定する。測定は、10ヶ所以上の平均結晶方位差が15°以上の粒界において実施する。粒界の汚染を防ぐため、破壊後30分以内に測定を完了する。得られたNiの質量%(濃度)の平均値を算出し、単位面積当たりのNi濃度を算出することで、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度を得る。
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から表面に垂直な断面(板厚断面)が観察できるようにサンプルを切り出す。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。
なお、ホットスタンプ成形体の形状により、ホットスタンプ成形体の端面から50mm以上離れた位置からサンプルを採取することができない場合は、可能な範囲で端面から離れた位置からサンプルを採取する。
なお、残部組織の面積分率は、100%から、マルテンサイトの面積分率を引いた値を算出することで得る。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する鋼板の表面に、付着量が10g/m2以上、90g/m2以下であり、Ni含有量が10質量%以上、25質量%以下であり、残部がZnおよび不純物からなるめっき層を有する。
めっき層の付着量は、30g/m2以上、または40g/m2以上が好ましい。また、めっき層の付着量は、70g/m2以下、または60g/m2以下が好ましい。めっき層中のNi含有量は、12質量%以上、または14質量%以上が好ましい。また、めっき層中のNi含有量は、20質量%以下、または18質量%以下が好ましい。
めっき付着量は、JIS H 0401:2013に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ成形体の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のNi含有量は、ホットスタンプ成形体の任意の位置から、JIS K 0150:2009に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の1/2位置のNi含有量を測定することで、ホットスタンプ成形体におけるめっき層のNi含有量を得る。
「粗圧延」
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。前述の化学組成を有する鋼材を熱間圧延に供し、熱間圧延工程おいて、1050℃以上の温度域において40%以上の累積圧下率で粗圧延を行うことが好ましい。1050℃未満の温度で圧延した場合、または40%未満の累積圧下率で粗圧延を終了した場合には、オーステナイトの再結晶が促進せず、次工程において過剰に転位を含んだままベイニティックフェライトへの変態が起こってしまい、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が5°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下である結晶粒の割合を面積%で80%以上にすることができない。
次に、A3点以上の温度域において5%以上、20%未満の最終圧下率で仕上げ圧延を行うことが好ましい。A3点未満の温度で圧延した場合、または20%以上の最終圧下率で仕上げ圧延を終了した場合、オーステナイトに過剰に転位が含まれたままベイニティックフェライトへの変態が起こってしまい、ベイニティックフェライトの平均結晶方位差が大きくなり過ぎて、平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下である結晶粒が生成しなくなる。また、5%未満の最終圧下率で仕上げ圧延を終了すると、オーステナイト中に導入される転位が少なくなり、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延し、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が5°以上の粒界で囲まれた結晶粒内において、平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下である結晶粒の割合を面積%で80%以上にすることができない。A3点は下記式(1)により表される。
なお、上記式(1)中の元素記号は、当該元素の質量%での含有量を示し、含有しない場合は0を代入する。
仕上げ圧延終了後は0.5秒以内に冷却を開始し、且つ650℃以下の温度域までの平均冷却速度を30℃/s以上とすることが好ましい。仕上げ圧延終了後、冷却開始までの時間が0.5秒を超える場合、または650℃以下の温度域までの平均冷却速度が30℃/s未満の場合、オーステナイトに導入された転位が回復してしまい、ホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均結晶方位差が5°以上の粒界で囲まれた結晶粒内の平均結晶方位差が0.4°以上、3.0°以下である結晶粒の割合を面積%で80%以上にすることができない。
上記熱間圧延鋼板をそのまま、もしくは、軟質化熱処理を施した後、もしくは、冷間圧延を施した後、付着量が10g/m2以上、90g/m2以下であり、Ni含有量が10質量%以上、25質量%以下であり、残部がZnおよび不純物からなる含むめっき層を形成する。これにより、ホットスタンプ用鋼板を得る。ホットスタンプ用鋼板の製造においては、めっき付与の前に、その他、酸洗、調質圧延等、公知の製法を含んでもよい。めっき付与の前に冷間圧延を行う場合、冷間圧延における累積圧下率は特に限定しないが、鋼板の形状安定性の観点から、30~70%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、上記ホットスタンプ用鋼板を、500℃以上、A3点以下の温度域を100℃/s以上、200℃/s未満の平均加熱速度で加熱した後、加熱開始から成形までの経過時間が120~260秒となるようにホットスタンプ成形し、成形体を、室温まで冷却することにより製造する。
また、ホットスタンプ成形体の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℃以下の温度で焼戻すことで、軟化領域を形成してもよい。
また、加熱開始から成形(ホットスタンプ成形)までの経過時間は120~260秒とすることが好ましい。加熱開始から成形までの経過時間が120秒未満または260秒超であると、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない場合がある。
表14、16、18および20に、得られたホットスタンプ成形体のミクロ組織および機械特性を示す。
なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること、特性値が好ましくないことを示す。
ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からJIS Z 2201:2011に記載の5号試験片を作製し、JIS Z 2241:2011に記載の試験方法に従って求めた。
ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、以下の方法により評価した。図2に、耐水素脆化特性の評価に用いた試験片の形状を示す。Vノッチを付与した図2の試験片を、試験片に負荷荷重を切欠き底の断面積で除して算出した公称応力で900MPaを付与した後、室温にて、チオシアン酸アンモニウム3g/lを3%食塩水に溶かした水溶液に12時間浸漬し、破断の有無により判定した。表中に、破断無しの場合を合格(OK)、破断有りの場合を不合格(NG)と記載した。
一方、化学組成およびミクロ組織のうちいずれか1つ以上が本発明を外れるホットスタンプ成形体は、強度および耐水素脆化特性のうち1つ以上が劣ることが分かる。
Claims (2)
- 化学組成が、質量%で、
C :0.15%以上、0.70%未満、
Si:0.005%以上、0.250%以下、
Mn:0.30%以上、3.00%以下、
sol.Al:0.0002%以上、0.500%以下、
P :0.100%以下、
S :0.1000%以下、
N :0.0100%以下、
Nb:0%以上、0.150%以下、
Ti:0%以上、0.150%以下、
Mo:0%以上、1.000%以下、
Cr:0%以上、1.000%以下、
B :0%以上、0.0100%以下、
Ca:0%以上、0.010%以下および
REM:0%以上、0.30%以下
を含有し、
残部がFe及び不純物からなる鋼板と、
前記鋼板の表面に、付着量が10g/m2以上、90g/m2以下であり、Ni含有量が10質量%以上、25質量%以下であり、残部がZnおよび不純物からなるめっき層とを有し、
前記鋼板の前記表面~前記表面から深さ50μm位置の領域である表層領域において、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が10.0μm以下であり、平均結晶方位差が15°以上の粒界における単位面積あたりのNi濃度が1.5質量%/μm2以上であり、
Vノッチを付与した試験片に負荷荷重を切欠き底の断面積で除して算出した公称応力で900MPaを付与した後、室温にて、チオシアン酸アンモニウム3g/lを3%食塩水に溶かした水溶液に12時間浸漬しても破断が無いことを特徴とするホットスタンプ成形体。 - 前記化学組成が、質量%で、
Nb:0.010%以上、0.150%以下、
Ti:0.010%以上、0.150%以下、
Mo:0.005%以上、1.000%以下、
Cr:0.005%以上、1.000%以下、
B :0.0005%以上、0.0100%以下、
Ca:0.0005%以上、0.010%以下および
REM:0.0005%以上、0.30%以下からなる群から選択される1種又は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成形体。
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