WO2019069938A1 - ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法 Download PDF

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純 芳賀
匹田　和夫
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped molded article, a steel plate for hot stamping, and a method of manufacturing the same.
  • Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2017-193095, filed Oct. 02, 2017, the content of which is incorporated herein by reference.
  • the materials used in each technical field are required to have special and high performance.
  • high strength is required in order to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body from the consideration to the global environment.
  • desired strength can be imparted to the car body while reducing the thickness of the steel plate to reduce the weight of the car body.
  • press forming which is a process of forming a vehicle body member of an automobile
  • the thickness of a steel plate used is thinner, cracks and wrinkles are more likely to occur. Therefore, steel sheets for automobiles are also required to have excellent press formability.
  • Patent Document 1 a technique of press-forming a heated steel plate using a low-temperature press die has been proposed.
  • This technique is called hot stamping or hot pressing and the like, and since a steel plate heated to a high temperature and in a soft state is press-formed, it is possible to manufacture a member having a complicated shape with high dimensional accuracy. Further, since the steel sheet is rapidly cooled by the contact with the mold, it is possible to significantly increase the strength simultaneously with press forming by quenching.
  • Patent Document 1 describes that a member having a tensile strength of 1400 MPa or more can be obtained by hot stamping a steel plate having a tensile strength of 500 to 600 MPa.
  • Patent Document 2 discloses a method of partially changing the heating temperature of a steel plate by induction heating or infrared heating to soften a portion heated to a low temperature ing.
  • Patent Document 3 discloses a method of attaching a heat insulating material to a part of a steel plate at the time of furnace heating the steel plate and partially lowering the heating temperature to soften the steel plate.
  • Patent Document 4 and Patent Document 5 disclose a method of partially changing the cooling rate of a steel plate by changing the contact area between the steel plate and the mold at the time of molding, thereby softening a portion with a low cooling rate.
  • Patent Document 6 discloses a technique of hot stamping using a so-called tailored blank material in which two base plates are welded and connected.
  • Patent Documents 2 to 5 In hot stamping, usually, a steel sheet is heated to an austenite region and then cooled at a cooling rate higher than a critical cold rate to form a single structure of martensite and to strengthen the steel.
  • the heating temperature or the cooling rate of the steel plate is partially lowered to generate a structure other than martensite to achieve softening.
  • the fraction of the structure other than martensite is sensitively changed in response to the heating temperature and the cooling rate, the methods of Patent Documents 2 to 5 have a problem that the strength of the soft part is not stable.
  • a soft part can be formed under a fixed heating-cooling condition by using a steel plate with low hardenability for one base plate.
  • Patent Document 6 does not give any consideration to the component composition of the steel sheet having low hardenability.
  • Patent Documents 7 and 8 disclose methods for stabilizing the strength of the soft portion in a hot stamp member consisting of a hard portion and a soft portion, or a hot stamp member that is entirely soft. It is done. Specifically, Patent Document 7 has a low C content and contains a certain amount or more of a hardening element, and suppresses formation of ferrite, pearlite and martensite during cooling, and thus, high strength for automobiles of 600 to 1200 MPa class. A component and a method of manufacturing the same are disclosed. Further, Patent Document 8 discloses a hot stamp member having a tensile strength of 500 MPa or more and a method of manufacturing the same, in which the C content is limited to a lower value and Ti is contained to control the formation amount of martensite. .
  • Patent Documents 7 and 8 it is possible to improve the uniformity of strength and elongation in the member.
  • the metal structure contains a hard structure such as bainite or martensite, the thermal stability is low, and the strength may decrease when the member is subjected to a paint baking treatment. It turned out that there is. In the case of automobile members, paint baking is often performed, so there is room for improvement in the techniques described in Patent Documents 7 and 8.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-102980 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-193287 Japan JP 2009-61473 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-328031 WO 2006/38868 pamphlet Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-58082 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-248320 WO 2008/132303 pamphlet
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and is excellent in thermal stability, more specifically, the variation of the strength (tensile strength) before and after the paint baking treatment accompanying the paint baking treatment is small, the tensile strength is 700 MPa It is an object of the present invention to provide a hot stamped molded article having a portion that is less than 100%, a hot stamping steel plate suitable as the material thereof, and a method of manufacturing them.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the gist of the following hot stamped molded article, steel plate for hot stamping and a method of manufacturing them.
  • the hot stamped molded article according to an aspect of the present invention is a hot stamped molded article, and all or a part of the hot stamped molded article is, by mass%, C: 0.001% or more, 0.080 %, Si: 2.50% or less, Mn: 0.01% to 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol.
  • the metallographic structure includes, by volume, ferrite: more than 60.0%, martensite: 0% or more and less than 10.0%, bainite: 0% or more and less than 20.0%, and tensile strength is The amount of decrease in tensile strength, ⁇ TS, which is less than 700 MPa and subjected to heat treatment at 170 ° C.
  • the chemical composition is, by mass%, Ti: 0.001 to 0.300%, Nb: 0.001 to 0.300%, V: 0 It may contain one or more selected from .001 to 0.300%, and Zr: 0.001 to 0.300%.
  • the chemical composition is, by mass%, Mo: 0.001 to 2.00%, Cu: 0.001 to 2.00% And Ni: one or more selected from 0.001 to 2.00%.
  • the chemical composition may contain B: 0.0001 to 0.0200% by mass.
  • the chemical composition is, by mass%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0 One or more selected from 0100% and REM: 0.0001 to 0.1000% may be contained.
  • the chemical composition may contain Bi: 0.0001 to 0.0500% by mass.
  • the hot stamped molded article according to any one of the above (1) to (6) may have a plating layer on the surface.
  • the steel sheet for hot stamping according to another aspect of the present invention has a chemical composition of, in mass%, C: 0.001% or more and less than 0.080%, Si: 2.50% or less, Mn: 0. 01% or more and less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200% or less, sol.
  • the steel sheet for hot stamping as described in (8) or (9) above has the chemical composition represented by mass%, Mo: 0.001 to 2.00%, Cu: 0.001 to 2.00% And Ni: one or more selected from 0.001 to 2.00%.
  • the steel plate for hot stamping according to any one of the above (8) to (10) may contain B: 0.0001 to 0.0200% by mass as the chemical composition.
  • One or more selected from 0100% and REM: 0.0001 to 0.1000% may be contained.
  • the steel sheet for hot stamping according to any one of the above (8) to (12) may contain Bi: 0.0001 to 0.0500% by mass as the chemical composition.
  • the steel plate for hot stamping according to any one of the above (8) to (13) may have a plating layer on the surface.
  • a method for producing a hot stamped article according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamped article according to any one of (1) to (6) above, A heating step of heating the steel plate for hot stamping according to any one of (13) to a heating temperature T ° C., and a hot stamping step of hot stamping the steel plate for hot stamping after the heating step.
  • a method for producing a hot stamped article according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamped article according to any one of the above (1) to (6), which comprises A joining step of joining the steel plate for hot stamping according to any one of (13) with a joining steel plate to form a joining steel plate, a heating step of heating the joining steel plate after the joining step to a heating temperature T ° C., And a hot stamping step of hot stamping the bonded steel sheet after the heating step.
  • a method for producing a hot stamped article according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamped article according to (7) above, which comprises the steel sheet for hot stamping according to (14) And a hot stamping process for hot stamping the steel plate for hot stamping after the heating process.
  • a method for producing a hot stamped article according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamped article according to (7) above, which comprises the steel sheet for hot stamping according to (14) Performing a hot stamping on the bonding steel plate after the bonding step, a bonding step of bonding with the bonding steel plate to form a bonding steel plate, a heating step of heating the bonding steel plate after the bonding step to a heating temperature T ° C.
  • the heating temperature T ° C is a temperature exceeding Ac 1 point of the steel plate for hot stamping
  • the hot stamping start temperature may be (T-300) ° C. or higher.
  • the method for producing a hot stamping steel plate according to another aspect of the present invention is a method for producing a hot stamping steel plate according to any one of (8) to (14), wherein the chemical composition is mass %, C: 0.001% or more and less than 0.080%, Si: 2.50% or less, Mn: 0.01% or more and less than 0.50%, P: 0.200% or less, S: 0.0200 % Or less, sol.
  • the method for producing a steel plate for hot stamping according to the above (20) further comprises optionally performing either or both of cold rolling and annealing on the hot-rolled annealed steel plate after the hot-rolled sheet annealing step
  • the plating process may be performed after plating.
  • FIG. 2 is a schematic view showing the shape of the hot stamped molded product manufactured in Example 1
  • FIG. 6 is a schematic view showing the shape of the hot stamped molded product produced in Example 2.
  • the inventors of the present invention have keenly studied a method for suppressing a reduction in strength at the baking process of a hot stamped product having a tensile strength of less than 700 MPa. As a result, the following findings were obtained.
  • C 0.001% or more and less than 0.080% C is an element having an effect of increasing the tensile strength of the steel plate after hot stamping (the steel plate provided in the hot stamped molded product). If the C content is less than 0.001%, the increase in tensile strength due to hot stamping can not be expected.
  • the preferred C content is 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • the C content is 0.080% or more, the volume fraction of martensite and / or bainite increases in the metal structure after hot stamping, and the tensile strength of the hot stamped molded article becomes 700 MPa or more.
  • the C content is less than 0.080%.
  • the preferred C content is less than 0.075%, less than 0.070%, less than 0.060%, or less than 0.050%.
  • Si 2.50% or less Si is an element contained as an impurity in steel.
  • the Si content exceeds 2.50%, the weldability deteriorates and the transformation point becomes too high, and it becomes difficult to heat the steel sheet to a temperature higher than the transformation point in the heating process of the hot stamp. Therefore, the Si content is 2.50% or less.
  • the preferred Si content is 2.00% or less, 1.50% or less, or 1.00% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited.
  • the preferable Si content is 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.30% or more.
  • Mn 0.01% or more and less than 0.50%
  • Mn is an element that degrades the thermal stability of a hot stamped molded article. In particular, when the Mn content is 0.50% or more, the thermal stability of the molded article after hot stamping is significantly degraded. Therefore, the Mn content is less than 0.50%.
  • the Mn content is preferably less than 0.40%, less than 0.35%, less than 0.30%, or less than 0.25%.
  • Mn is an element that combines with the impurity S to form MnS, and has the function of suppressing the adverse effect of S. In order to obtain this effect, the Mn content is made 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more.
  • P 0.200% or less
  • P is an element contained as an impurity in steel. If the P content exceeds 0.200%, the weldability and the toughness after hot stamping deteriorate significantly, so the P content is made 0.200% or less.
  • the preferred P content is 0.100% or less, 0.050% or less, or 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessive reduction of the P content causes an increase in steelmaking cost, and therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • P since P has the effect
  • the preferable P content is 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • P content is 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an element contained as an impurity in steel to embrittle the steel. Therefore, the smaller the S content, the better, but if the S content exceeds 0.0200%, the adverse effect becomes particularly large, so the S content is made 0.0200% or less.
  • the preferred S content is 0.0100% or less, 0.0050% or less, or 0.0030% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly limited, excessively decreasing the S content causes an increase in steelmaking cost, so it is preferable to contain 0.0001% or more.
  • Al 0.001 to 2.500%
  • Al is an element having an action of deoxidizing molten steel. sol.
  • the Al content is made 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.040% or more. Meanwhile, sol. If the Al content is too high, the transformation point rises, and it becomes difficult to heat the steel sheet to a temperature above the transformation point in the heating process of the hot stamp. Therefore, sol.
  • the Al content is at most 2.500%. sol.
  • the Al content is preferably 1.000% or less, 0.500% or less, 0.100% or less, or 0.060% or less.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element contained as an impurity in steel and forming nitride during continuous casting of steel. Since this nitride degrades the toughness after hot stamping, the lower the N content, the better. If the N content is more than 0.0200%, the adverse effect becomes particularly large, so the N content is made 0.0200% or less.
  • the N content is preferably less than 0.0100%, less than 0.0080%, or less than 0.0050%.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but excessive reduction of the N content results in an increase in steelmaking cost, so it is preferable to contain N 0.001% or more.
  • Cr 0.30% or more and less than 2.00% Cr is an element having an effect of improving the thermal stability of a hot stamped molded product (steel sheet after hot stamping) having a metal structure mainly composed of ferrite. .
  • the Cr content is 0.30% or more.
  • the Cr content is preferably 0.50% or more, 0.70% or more, or 0.90% or more.
  • the Cr content is 2.00% or more, the volume fraction of martensite and / or bainite contained in the metal structure of the hot stamped molded product becomes excessive, and the thermal stability of the hot stamped molded product is degraded. . Therefore, the Cr content is less than 2.00%.
  • the Cr content is preferably 1.50% or less, 1.20% or less, or 1.00% or less.
  • the thermal stability of the hot stamped molded article is improved as the Mn content is lower and the Cr content is higher. Therefore, it is preferable to set the ratio ([Cr] / [Mn]) of the Cr content ([Cr]) to the Mn content ([Mn]) to 1.00 or more. More preferably, it is 1.05 or more, 1.50 or more, 2.50 or more, or 3.00 or more.
  • Ti, Nb, V and Zr are elements having the function of increasing the tensile strength of the hot stamped molded product through the refinement of the metal structure. In order to obtain this effect, one or more selected from Ti, Nb, V and Zr may be contained as needed.
  • the Ti content is more preferably 0.010% or more, and particularly preferably 0.020% or more.
  • Nb is contained, the Nb content is more preferably 0.020% or more, and particularly preferably 0.030% or more.
  • V is contained, the V content is more preferably 0.020% or more.
  • Zr is contained, the Zr content is more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably less than 0.060%, more preferably less than 0.040%.
  • the Nb content is preferably less than 0.060%, more preferably less than 0.040%.
  • the V content is preferably less than 0.200%, more preferably less than 0.100%.
  • the Zr content is preferably less than 0.200%, more preferably less than 0.100%.
  • Mo 0 to 2.00%
  • Cu 0 to 2.00%
  • Ni 0 to 2.00%
  • Mo, Cu and Ni have the effect of enhancing the tensile strength of the hot stamped molded product (steel plate after hot stamping). Therefore, one or more selected from Mo, Cu and Ni may be contained as needed.
  • the preferable Mo content is 0.05% or more
  • the preferable Cu content is 0.10% or more
  • the preferable Ni content is 0.10% or more.
  • the content of Mo, Cu and Ni exceeds 2.00%, respectively, the volume fraction of martensite and / or bainite contained in the metal structure of the molded article after hot stamping becomes excessive, resulting in a hot stamped article The thermal stability of the Therefore, even when it is contained, the contents of Mo, Cu and Ni are each 2.00% or less.
  • the preferable Mo content is 0.50% or less
  • the preferable Cu content is 1.00% or less
  • the preferable Ni content is 1.00% or less.
  • B 0 to 0.0200% B is an element which segregates at grain boundaries and improves the toughness of the steel sheet after hot stamping. In order to obtain this effect, it may be contained as needed.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0006% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.0200%, the volume fraction of martensite and / or bainite contained in the metal structure of the hot stamped molded product becomes excessive, and the thermal stability of the hot stamped molded product is degraded. Therefore, even when it is contained, the B content is made 0.0200% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • Mg and REM are elements having the effect of improving the toughness after hot stamping by adjusting the shape of inclusions. Therefore, it may be contained as needed.
  • the content of Ca or Mg is more than 0.0100%, or when the content of REM is more than 0.1000%, the effect is saturated and an excessive cost occurs. Therefore, even when it is contained, the content of each of Ca and Mg is 0.0100% or less, and the content of REM is 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the REM content means the total content of these elements.
  • the lanthanoid is added industrially in the form of misch metal.
  • Bi 0 to 0.0050%
  • Bi is an element having an effect of improving toughness after hot stamping by refining the solidified structure. Therefore, it may be contained as needed.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • the Bi content is more preferably 0.0003% or more, still more preferably 0.0005% or more.
  • the Bi content is made 0.0050% or less.
  • the Bi content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component which is mixed due to various factors such as ore, scrap, etc. and various factors of the manufacturing process when industrially producing a steel plate, and is allowed within a range which does not adversely affect the present invention Means one.
  • ⁇ Metallographic structure of hot stamped molded products The metal structure of the hot stamped molded article according to the present embodiment will be described. All or part of the hot stamped molded article according to the present embodiment has a metallographic structure including ferrite, martensite and bainite in the amounts shown below. In the following description of the metallographic structure, "%" means “% by volume”.
  • the volume fraction of ferrite is made more than 60.0%.
  • the volume fraction of ferrite is preferably more than 70.0%, more preferably more than 80.0%.
  • the upper limit of the volume fraction of ferrite is not particularly limited, but is preferably less than 98.0%, more preferably less than 96.0%, in order to increase the strength of the hot stamped molded product. More preferably, it is less than 0%.
  • the above-mentioned ferrite includes, in addition to polygonal ferrite, pseudo-polygonal ferrite and granular bainitic ferrite having a dislocation density higher than that of polygonal ferrite, and acicular ferrite having sawtooth-like grain boundaries.
  • the ratio of polygonal ferrite to the entire ferrite is preferably 10.0% or more in volume ratio.
  • Martensite 0% or more, less than 10.0% Bainite: 0% or more, less than 20.0%
  • the volume fraction of martensite is less than 10.0%, and the volume fraction of bainite is less than 20.0%.
  • the volume fraction of martensite is preferably less than 5.0%, more preferably less than 2.0%, and still more preferably less than 1.0%.
  • the volume fraction of bainite is preferably less than 10.0%, more preferably less than 5.0%, and still more preferably less than 2.0%.
  • the lower limit of the volume fraction of martensite and bainite is both 0%. However, since martensite and bainite have the effect of increasing the strength of the hot stamped molded product, they may be contained in the metal structure within the above range. If the volume fraction of martensite and bainite is less than 0.1%, the effect by the above-mentioned action can not be sufficiently obtained. Therefore, in the case of raising the strength, the lower limit value of the volume ratio of martensite and bainite is preferably 0.1% or more in each case, and more preferably 0.5% or more.
  • the balance of the metallographic structure may contain pearlite or retained austenite, and may further contain precipitates such as cementite. Since it is not necessary to contain pearlite, retained austenite and precipitates, the lower limit of the volume fraction of pearlite, retained austenite and precipitates is all 0%.
  • the volume ratio of pearlite is preferably 20.0% or less, more preferably 10.0% or less.
  • the retained austenite has the effect of improving the impact absorption of the hot stamped part. Therefore, in order to obtain this effect, the volume fraction of retained austenite is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more. On the other hand, when the retained austenite is excessively contained, the toughness after hot stamping is reduced. Therefore, the volume fraction of retained austenite is preferably 5.0% or less, more preferably 3.0% or less.
  • the volume ratio of each metal structure is determined as follows. First, test pieces are taken from the hot stamped molded product, and after longitudinal cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished, in the case of non-plated steel plate, 1/4 depth position of the plate thickness from the steel plate surface, plating In the case of a steel plate, the structure is observed at a 1/4 depth position of the plate thickness of the steel plate as the substrate from the boundary between the steel plate of the substrate and the plating layer.
  • the hot stamped molded article includes a portion having a tensile strength of less than 700 MPa and a portion having a tensile strength of 700 MPa or more, the specimen is collected from a portion where the tensile strength is less than 700 MPa and observed. I do.
  • the respective area ratios of ferrite and pearlite, bainite, martensite and retained austenite are obtained. Then, assuming that the area ratio is equal to the volume ratio, the measured area ratio is taken as the volume ratio of each tissue.
  • the whole or a part of the hot stamped molded product according to the present embodiment has a tensile strength of less than 700 MPa in base steel plate. This is because when the tensile strength is 700 MPa or more, the thermal stability of the hot stamped molded product can not be secured.
  • the tensile strength is less than 600 MPa, or less than 560 MPa.
  • the tensile strength of the hot stamped molded article is preferably 440 MPa or more, and more preferably 490 MPa or more.
  • a soft part having a tensile strength of less than 700 MPa and a hard part having a tensile strength of 700 MPa or more may be mixed in the molded product.
  • the reduction in tensile strength ( ⁇ TS) with respect to the tensile strength before hot stamping is 100 MPa or less when heat treatment is performed at 170 ° C. for 20 minutes.
  • the ⁇ TS is preferably 60 MPa or less, more preferably 30 MPa or less.
  • the reason for the decrease in strength at the time of paint baking is that fine iron carbide or fine iron carbon clusters present in ferrite are coarse iron by heat treatment at the time of paint baking. It is believed that this is to change to carbides.
  • ⁇ TS tensile strength after heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes. It can be evaluated indirectly by ⁇ TS). If ⁇ TS is 100 MPa or less, the formation of fine iron carbides or fine iron carbon clusters in ferrite is suppressed, and it is judged that the thermal stability is excellent.
  • the hot stamped molded article according to the present embodiment may have a plating layer on the surface.
  • the plating layer By providing the plating layer on the surface, it is possible to prevent the formation of scale at the time of hot stamping, and to further improve the corrosion resistance of the hot stamped molded product.
  • the type of plating is not particularly limited as long as it meets the purpose.
  • the plated layer of the hot stamped molded product can be formed by hot stamping using a plated steel plate as described later.
  • As a kind of plating layer the zinc-based plating layer and the aluminum-based plating layer which were hot-stamped using the zinc-based plating steel plate and the aluminum-based plating steel plate are illustrated.
  • the steel plate for hot stamping suitable for manufacturing said hot stamped molded article is demonstrated.
  • the chemical composition of the hot stamping steel sheet has the same chemical composition as the above-described hot stamped molded product because the chemical composition is not substantially changed by the hot stamping.
  • the metallographic structure of the steel plate for hot stamping according to the present embodiment contains iron carbide, and the chemical composition of iron carbide (Mn content in iron carbide and Cr content) satisfies the following equation (i). [Mn] ⁇ + [Cr] ⁇ > 2.5 (i) However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows. [Mn] ⁇ : Mn content in iron carbide (atomic%), where the total content of Fe, Mn and Cr contained in iron carbide is 100 atomic% [Cr] ⁇ : Cr content in iron carbide (atomic%), where the total content of Fe, Mn and Cr contained in iron carbide is 100 atomic%
  • the left side value of said Formula (i) is more than 3.0, and it is more preferable that it is more than 4.0.
  • the left side value of the formula (i) is preferably less than 30.0, and more preferably less than 20.0.
  • the chemical composition of iron carbide is measured by the following procedure. First, test pieces are collected from arbitrary positions of the steel plate, and a longitudinal cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished, and then precipitates are extracted from the surface of the steel plate by a replica method at a 1/4 depth position of the plate thickness. The precipitate is observed using a transmission electron microscope (TEM), and identification and composition analysis of the precipitate are performed by electron diffraction and energy dispersive X-ray analysis (EDS).
  • TEM transmission electron microscope
  • EDS energy dispersive X-ray analysis
  • Quantitative analysis of iron carbides by EDS is performed for three elements of Fe, Mn and Cr, and the Mn content (atomic%) and the Cr content (atomic%) when the total content of them is 100 atomic% , respectively obtained as [Mn] theta and [Cr] theta.
  • This quantitative analysis is performed on a plurality of iron carbides, and the average value thereof is taken as the Mn content and the Cr content in iron carbides in the steel sheet.
  • the number of iron carbides to be measured is 10 or more, and the larger the number of measurements, the better.
  • the iron carbide includes cementite which exists in isolation in the metal structure, in addition to cementite which constitutes pearlite.
  • a 1/4 depth position of the plate thickness from the steel plate surface in the case of a hot-rolled annealed steel plate, a cold-rolled steel plate or an annealed steel plate, a 1/4 depth position of the plate thickness from the steel plate surface.
  • the above-described metallographic structure is defined at a 1/4 depth position of the thickness of a steel plate which is a steel.
  • the volume fraction of iron carbide does not need to be determined in particular, but in order to refine the metal structure after hot stamping and increase the tensile strength, the volume fraction of iron carbide is preferably 1% or more, and 3% or more It is more preferable to On the other hand, when the volume fraction of iron carbide is excessive, the tensile strength of the steel sheet after hot stamping becomes too high and the thermal stability is impaired. Therefore, the volume fraction of iron carbide is preferably 20% or less, and more preferably 15% or less.
  • the remainder of the metallographic structure of the steel plate for hot stamping according to this embodiment is mainly composed of ferrite, but may contain martensite, tempered martensite, bainite and retained austenite, and further, precipitates other than iron carbides May be included.
  • martensite, tempered martensite, bainite and retained austenite deteriorate the toughness after hot stamping, so the volume fraction of these structures is preferably as low as possible.
  • the volume fraction of martensite, tempered martensite, bainite and retained austenite is preferably less than 1.0%, and more preferably less than 0.5%.
  • the volume fraction in the metallographic structure of the steel plate for hot stamping can be determined by the same method as in the case of the hot stamped steel.
  • the method of manufacturing a hot stamped molded product according to the present embodiment comprises the steps of heating a steel plate for hot stamping having the above-described chemical composition and metal structure, and performing hot stamping on the heated steel plate for hot stamping, including. In the hot stamping process, mold cooling and molding are performed to obtain a hot stamped article.
  • the heating temperature T (° C.) be higher than Ac 1 point.
  • the Ac 1 point is a temperature at which austenite begins to form in the metal structure when the base steel plate is heated, and can be obtained from the thermal expansion change of the steel plate in the heating step.
  • the heating temperature is increased, the dissolution of carbides is promoted and the strength of the hot stamped molded article is increased.
  • the tensile strength of the hot stamped molded article is set to 440 MPa or more, the heating temperature is set to Ac 1 point or more.
  • the heating temperature should be above the Ac 3 point.
  • the Ac 3 point is a temperature at which the ferrite disappears in the metal structure when the steel plate to be subjected to the hot stamping is heated, and can be obtained from the thermal expansion change of the steel plate in the heating step.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is too high, austenite is coarsened, and the strength of the hot stamped molded article is lowered. Therefore, the heating temperature is preferably 1000 ° C. or less, more preferably 950 ° C. or less, and still more preferably 900 ° C. or less.
  • the starting temperature of the hot stamping is preferably (T-300) ° C. or higher, where T (° C.) is the heating temperature.
  • T (° C.) is the heating temperature.
  • the hot stamp initiation temperature is increased, the re-deposition of carbides that occur before the hot stamp initiation is suppressed, and the strength of the hot stamped molded article is increased.
  • the start temperature of the hot stamp is set to (T-300) ° C. or more.
  • the starting temperature of the hot stamp is Ar More than 3 points are preferable.
  • the Ar 3 point is a temperature at which ferrite starts to form in the metallographic structure when the base steel sheet is cooled, and is obtained from the thermal expansion change when the steel sheet is cooled after the heating step.
  • another manufacturing method of the hot stamped molded product according to the present embodiment is a bonding step of bonding a steel plate (steel plate for hot stamp) having the above-mentioned chemical composition and metal composition to a steel plate for bonding to make a bonded steel plate And heating the bonded steel sheet and then hot stamping the heated bonded steel sheet.
  • a steel plate steel plate for hot stamp
  • the steel plate for joining can be joined by welding.
  • T (° C.) of the joined steel sheet above Ac 1 point of the steel plate for hot stamping
  • start temperature of the hot stamp T-300 ° C. or higher.
  • a more preferable heating temperature in this case is more than Ac 3 point of the steel plate, and more preferable starting temperature of the hot stamp is more than Ar 3 point of the steel plate. The reason is the same as in the case where the bonding step is not included.
  • the tensile strength after hot stamping is preferably 700 MPa or more. Further preferred tensile strength after hot stamping is more than 1000 MPa, more than 1200 MPa or more than 1500 MPa.
  • the C content of the steel plate for joining is preferably 0.080% or more.
  • the lower limit of the preferable C content is 0.100%, 0.120%, or 0.200%.
  • the Mn content of the steel plate for bonding is preferably 0.50% or more.
  • the lower limit of the preferred Mn content is 0.80%, 1.00%, or 1.20%.
  • the hot-rolled sheet annealing is given to the steel plate (steel plate for hot stamps) used as said raw material so that it may mention later.
  • cold rolling or cold rolling and annealing may be further performed.
  • a steel plate for joining a hot rolled steel plate, a cold rolled steel plate obtained by cold rolling the hot rolled steel plate, a hot rolled annealed steel plate obtained by annealing the hot rolled steel plate, and a cold rolled steel obtained by annealing the cold rolled steel plate It may be any of the annealed steel plates.
  • the plated steel plate by which plating was given to the surface for the steel plate for hot stamps, and the steel plate for joining.
  • the type of the plated steel sheet is not particularly limited.
  • hot-dip galvanized steel sheet, alloyed galvanized steel sheet, hot-dip aluminized steel sheet, hot-dip Zn-Al alloy coated steel sheet, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plated steel sheet, hot-dip Zn-Al- Examples include Mg-Si alloy plated steel sheet, electrogalvanized steel sheet, and electric Ni-Zn alloy plated steel sheet.
  • Method of manufacturing steel plate for hot stamping In the method of manufacturing a steel plate for hot stamping according to the present embodiment, after hot rolling is performed on a slab having the above-described chemical composition, the steel sheet is hot rolled into a hot rolled steel sheet in a temperature range of 800 ° C. or less It includes a rolling process and a hot-rolled sheet annealing process of applying hot-rolled sheet annealing which heats the hot-rolled steel sheet to a temperature range exceeding 650 ° C. to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the coiling temperature after hot rolling is set to 800 ° C. or less. If the winding temperature is higher than 800 ° C., the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet becomes excessively coarse, and the tensile strength of the steel sheet after hot stamping decreases.
  • the winding temperature is preferably less than 650 ° C., more preferably less than 600 ° C., still more preferably less than 550 ° C.
  • the hot-rolled and wound steel sheet is subjected to a treatment such as degreasing according to a known method, if necessary, and then annealed.
  • the annealing applied to the hot rolled steel sheet is called hot rolled sheet annealing, and the steel sheet after hot rolled sheet annealing is called hot rolled annealed steel sheet.
  • descaling may be performed by pickling or the like.
  • the heating temperature in a hot-rolled sheet annealing process shall be 650 degreeC or more. This is to increase the Mn content and the Cr content in iron carbide in the metal structure of the hot-rolled and annealed steel sheet. It is preferable that the heating temperature in a hot-rolled sheet annealing process is 680 degreeC or more, and it is more preferable that it is 700 degreeC or more. On the other hand, if the heating temperature in the hot-rolled sheet annealing step becomes too high, the metallographic structure of the hot-rolled annealed steel sheet becomes coarse, and the tensile strength after hot stamping decreases. Therefore, the upper limit of the heating temperature in the hot-rolled sheet annealing step is preferably less than 750 ° C., and more preferably less than 720 ° C.
  • a steel having the above-described composition is melted by a known means and then made into a steel ingot by a continuous casting method or a steel ingot by any casting method After that, it is made into a steel piece by a method such as slab rolling.
  • a method such as slab rolling.
  • the continuous casting step in order to suppress the generation of surface defects caused by inclusions, it is preferable to cause the molten steel to generate an additional external flow such as electromagnetic stirring in the mold.
  • the ingot or billet may be reheated after being cooled and subjected to hot rolling, and the ingot at high temperature after continuous casting or the billet in high temperature after rolled is as it is Alternatively, it may be subjected to hot rolling with keeping warm or performing additional heating.
  • such steel ingots and billets are collectively referred to as “slab” as a material for hot rolling.
  • the temperature of the slab to be subjected to hot rolling is preferably less than 1250 ° C., more preferably less than 1200 ° C., in order to prevent austenite coarsening.
  • Hot rolling is preferably completed in a temperature range of Ar 3 points or more in order to refine the metal structure of the hot rolled steel sheet by transforming austenite after completion of rolling.
  • the rough rolled material When hot rolling consists of rough rolling and finish rolling, the rough rolled material may be heated between rough rolling and finish rolling in order to complete finish rolling at the above temperature. Under the present circumstances, it is desirable to suppress the fluctuation
  • a method of heating the rough rolled material may be performed using a known means.
  • a solenoid induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finishing rolling mill, and the heating temperature rise amount is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolling material on the upstream side of this induction heating device. May be
  • the hot-rolled annealed steel sheet may be cold-rolled to form a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling may be performed according to a conventional method, and descaling may be performed by pickling or the like before cold rolling.
  • the cold pressure ratio (cumulative rolling reduction in cold rolling) to 30% or more, and 40% or more Is more preferred. If the cold pressure rate is too high, the toughness after hot stamping deteriorates, so the cold pressure rate is preferably 60% or less, more preferably 50% or less.
  • the cold pressure ratio is preferably 60% or more, and more preferably 70% or more.
  • the cold rolled steel sheet may be annealed to form an annealed steel sheet.
  • Annealing may be performed according to a conventional method, and prior to annealing, treatment such as degreasing may be performed by a known method.
  • the lower limit value of the soaking temperature in annealing is preferably set to 600 ° C., 650 ° C., or 700 ° C.
  • the soaking temperature in annealing should be 800 ° C. or less or 760 ° C. or less because the grain structure of the annealed steel sheet becomes coarse due to grain growth.
  • the soaking time is preferably less than 300 seconds, or less than 120 seconds.
  • the annealing may be performed by either box annealing or continuous annealing, but continuous annealing is preferable from the viewpoint of productivity.
  • the hot rolled annealed steel plate, the cold rolled steel plate and the annealed steel plate thus obtained may be subjected to temper rolling according to a conventional method.
  • the steel plate for hot stamping may have a plating layer on the surface layer for the purpose of preventing formation of scale at hot stamping and corrosion resistance improvement of the steel plate after hot stamping.
  • the type of plating is not particularly limited as long as it is suitable for the above purpose, and is not particularly limited.
  • hot-dip galvanized steel sheet, alloyed galvanized steel sheet, hot-dip aluminum plated steel sheet, hot-dip Zn-Al alloy plated steel sheet, hot-dip Zn-Al- Examples thereof include Mg alloy plated steel sheets, hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plated steel sheets, electrogalvanized steel sheets, and electric Ni-Zn alloy plated steel sheets.
  • the hot-rolled annealed steel sheet, the cold-rolled steel sheet or the annealed steel sheet manufactured by the method described above may be used as a base steel sheet and plating may be performed according to a conventional method.
  • the lower limit value of the soaking temperature in the annealing process of continuous hot-dip plating is set to 600 ° C., 650 ° C. or 700 ° C. in order to refine the metal structure of the plated steel sheet by recrystallization. Is preferred.
  • the soaking temperature is too high, the metallographic structure of the annealed steel sheet becomes coarse due to grain growth, so the upper limit value of the soaking temperature in the annealing process of continuous hot-dip plating is 800 ° C or It is preferable to set it as 760 degreeC. After hot-dip plating, the steel sheet may be reheated to be alloyed.
  • an electroplated steel sheet In the case of producing an electroplated steel sheet, a hot-rolled annealed steel sheet, a cold-rolled steel sheet or an annealed steel sheet manufactured by the above-described method is used as a base steel sheet, and a known pretreatment for surface cleaning and adjustment is performed as needed. After application, electroplating may be performed according to a conventional method. The plated steel sheet obtained in this manner may be subjected to temper rolling according to a conventional method.
  • Example 1 Molten steel was cast using a vacuum melting furnace to produce steels AR having the chemical compositions shown in Table 1.
  • the Ac 1 point and Ac 3 point in Table 1 were determined from the thermal expansion change when the cold rolled steel plates of steels AR were heated at 2 ° C./sec.
  • the Ar 3 point in Table 1 was determined from the thermal expansion change when the cold rolled steel plates of steels A to M were heated to 950 ° C. and then cooled at 10 ° C./sec.
  • the steels A to R were heated to 1200 ° C. and held for 60 minutes, and then hot rolling was performed under the hot rolling conditions shown in Table 2.
  • the steels A to R are subjected to 10 passes of rolling in a temperature range of Ar 3 points or more to form hot-rolled steel plates having a thickness of 2.0 to 3.6 mm.
  • the hot rolled steel sheet is cooled to 490 to 600 ° C. by water spray, the cooling end temperature is taken as the winding temperature, and the hot rolled steel plate is inserted into the electrically heated furnace maintained at this winding temperature.
  • the hot rolled steel sheet was furnace cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 ° C./hour to simulate slow cooling after winding.
  • Hot rolled sheet annealing was performed on a part of the hot rolled steel sheet after slow cooling. Specifically, the heat-rolled steel plate is heated to 620 to 710 ° C. at an average heating rate of 50 ° C./hour using an electric heating furnace, and then held for 1 hour, followed by cooling at an average cooling rate of 20 ° C./hour. It was set as a hot-rolled annealing steel plate.
  • the hot rolled steel plate and the hot rolled annealed steel plate except test number 3 were pickled and used as a base material for cold rolling, and cold rolled at a rolling reduction of 61% to obtain a cold rolled steel plate having a thickness of 1.4 mm. .
  • a portion of the cold-rolled steel plate was heated to 750 ° C. at a mean heating rate of 10 ° C./s and soak for 60 seconds using a continuous annealing simulator. Then, after cooling to 400 degreeC and hold
  • a part of the cold rolled steel plate was heated to the soaking temperature for annealing shown in Table 2 at an average heating rate of 10 ° C./sec using a hot-dip plating simulator and homogenized for 60 seconds. Subsequently, the base steel sheet was cooled, immersed in a hot dip galvanizing bath or a hot dip aluminum plating bath, and hot dip galvanizing or hot dip aluminum plating was applied. After hot-dip galvanizing, some base steel plates were heated to 520 ° C. to be alloyed.
  • the hot-rolled steel plate, the hot-rolled annealed steel plate, the cold-rolled steel plate, the hot-dip galvanized steel plate, the alloyed hot-dip galvanized steel plate, and the hot-dip aluminized steel plate (these steel plates are collectively called hot From the steel sheet for stamping), the test piece for structure observation was extract
  • JIS 13 B tensile test specimens were taken from the above steel plate for hot stamping along the direction orthogonal to the rolling direction, and a tensile test was conducted at a tensile speed of 10 mm / min to determine the tensile strength.
  • Table 3 shows the results of observation of the metal structure of the steel plate for hot stamping and the results of investigation of the mechanical properties of the steel plate for hot stamping.
  • a base plate for hot stamping having a width of 240 mm and a length of 170 mm was collected, and a hat member having a shape shown in FIG. 1 was manufactured by hot stamping.
  • the base plate was heated at the heating temperature shown in Table 4 for 4 minutes using a gas heating furnace, then taken out from the heating furnace, allowed to cool, and equipped with a cooling device at the starting temperature shown in Table 4. It was sandwiched between molds and hat-shaped.
  • a heat treatment was performed on a part of the obtained hat member (hot stamped molded article) at 170 ° C. for 20 minutes using an electric heating furnace.
  • the longitudinal section is subjected to nital corrosion and repeller corrosion,
  • a plated steel plate it is 1/4 depth position of the thickness of the steel plate from the surface of the steel plate.
  • a plated steel plate it is 1/4 deep of the thickness of the steel plate which is a substrate from the boundary between the steel plate and the plating layer.
  • the metallographic structure in the vertical position was observed.
  • the area ratio of ferrite, martensite, bainite and pearlite was measured by image processing, and this was defined as the volume ratio.
  • JIS 13 B tensile test specimens were taken from the punch bottom of the hat member before and after heat treatment along the longitudinal direction of the member, and a tensile test was performed at a tensile speed of 10 mm / min to determine the tensile strength.
  • the difference ( ⁇ TS) between the tensile strength of the hat member not subjected to the heat treatment and the tensile strength of the hat member subjected to the heat treatment is determined, and if ⁇ TS is 100 MPa or less, the thermal stability of the hat member is good. It was judged.
  • Table 4 shows the result of observing the metal structure of the hat member and the result of evaluating the mechanical properties of the hat member.
  • the underlined numerical values mean that they are out of the scope of the present invention.
  • test numbers 1 to 15, 19 to 23, 27, 29, 31 satisfying the definition of the present invention are all good because the TS of the hot stamped molded article is less than 700 MPa and the ⁇ TS is 100 MPa or less. It shows thermal stability.
  • the test number is 1 to 4, 7 to 9, 11 to 13, 15, 19 in which the temperature is higher than Ac 1 and the hot stamping start temperature is (heating temperature -300) ° C or higher.
  • the tensile strengths of the hot stamped molded articles of -23, 27, 29, 31 were 440 MPa or more, and the strength characteristics were particularly good.
  • test numbers 16 to 18 and 24 to 26 of the comparative examples using the steel plate whose chemical composition is out of the range of the present invention and / or the steel plate for hot stamping used did not have a preferable structure.
  • the TS of the hot stamped molded product is 700 MPa or more and the ⁇ TS is 100 MPa or more, or the ⁇ TS is 100 MPa or more, and the thermal stability is inferior.
  • the C content of the steel is too high, so the volume fraction of martensite is excessive in the metal structure of the hot stamped molded article, and the tensile strength of the hot stamped article is It was 700 MPa or more, and ⁇ TS was large.
  • Test No. 17 using steel F had a tensile strength of 700 MPa or more and a large ⁇ TS, because the Mn content of the steel was too high.
  • the test No. 18 using steel G had a tensile strength of 700 MPa or more and a large ⁇ TS, because the Cr content of the steel was too low.
  • Test Nos. 24 and 25 using steel M have too high a Cr content of the steel, so the volume fraction of martensite is excessive in the metal structure of the hot stamped molded product, and the tensile strength of the hot stamped molded product is 700 MPa or more There was a large ⁇ TS.
  • test numbers 32 and 33 using steel Q had large ⁇ TS because the Mn content of the steel was too high.
  • the chemical compositions are within the scope of the present invention, the test numbers 26, 28 and 30 of the comparative examples using steel plates in which the metallographic structure of the steel plate for hot stamping deviates from the scope of the present invention Of 100 MPa or more, and thermal stability was inferior.
  • test number 26 using steel N and test number 30 using steel P did not perform hot-rolled sheet annealing, Mn in iron carbides in the metallographic structure of the steel plate for hot stamping The sum of the content and the Cr content was low, and ⁇ TS was large.
  • Test No. 28 using steel O has a low sum of Mn content and Cr content in iron carbide in the metal structure of the steel plate for hot stamping because the heating temperature in the hot-rolled sheet annealing step is too low. It was great.
  • Example 2 Molten steel was cast using a vacuum melting furnace, and in Example 1, steels A to C having the chemical compositions shown in Table 1 were produced. Hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and annealing are performed using steels A to C under the conditions shown in Table 5 as in Example 1, and then a plating treatment is performed, and a galvanized steel sheet is produced. , An alloyed galvanized steel sheet, and a hot-dip aluminum-plated steel sheet (steel sheet for hot stamping) were manufactured.
  • Table 6 shows the results of observation of the metal structure of the steel plate for hot stamping and the results of investigation of the mechanical properties of the steel plate for hot stamping.
  • a hot stamping base plate having a thickness of 1.4 mm, a width of 240 mm and a length of 170 mm was collected.
  • the base plate was joined with a joining steel plate of the same size by laser welding to produce a joined steel plate having a thickness of 1.4 mm, a width of 240 mm, and a length of 340 mm.
  • the chemical composition is mass%, and 0.21% C-0.13% Si-1.31% Mn-0.012% P-0.0018% S-0.043% sol.
  • a cold rolled steel sheet of Al-0.0030% N-0.21% Cr-0.0018% B was used.
  • the bonded steel plates were hot-stamped in the same manner as in Example 1 under the conditions shown in Table 7 to produce a hat member having a shape shown in FIG. Thereafter, a part of the obtained hat member was subjected to heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes using an electric heating furnace.
  • Example 7 shows the result of observing the metal structure of the hat member (hot stamped molded product) and the result of evaluating the mechanical characteristics of the hat member.
  • the TS of the hot stamped molded article is less than 700 MPa, and the ⁇ TS is 100 MPa or less, which indicates good thermal stability.
  • the metallographic structure of the joining steel plate portion of the hat member was a single structure of martensite, and the tensile strength was 1588 MPa.
  • thermo stability having a portion with a small variation in strength due to the coating baking treatment and a tensile strength of less than 700 MPa.

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Abstract

このホットスタンプ成形品は、全部または一部が、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満を含み、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、金属組織が、体積％で、フェライト：６０．０％超、マルテンサイト：０％以上１０．０％未満、ベイナイト：０％以上２０．０％未満、を含み、引張強さが、７００ＭＰａ未満であり、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の、前記引張強さの低下量であるΔＴＳが１００ＭＰａ以下である。

Description

ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法
　本発明は、ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。
　本願は、２０１７年１０月０２日に、日本に出願された特願２０１７－１９３０９５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体軽量化による燃費の向上のために、高い強度が求められている。高強度鋼板を自動車の車体に適用した場合、鋼板の板厚を薄くして車体を軽量化しながら、所望の強度を車体に付与することができる。
　しかしながら、自動車の車体部材を形成する工程であるプレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど割れおよびしわが発生しやすくなる。そのため、自動車用鋼板には、優れたプレス成形性も必要とされる。
　プレス成形性の確保と鋼板の高強度化とは相反する要素であるので、これらの特性を同時に満足させることは困難である。また、高強度鋼板をプレス成形すると、部材を金型から取り出した際にスプリングバックにより部材の形状が大きく変化するので、部材の寸法精度を確保することが困難となる。このように、プレス成形により高強度の車体部材を製造することは容易ではない。
　これまでに、超高強度の車体部材を製造する方法として、例えば、特許文献１に開示されているように、加熱した鋼板を低温のプレス金型を用いてプレス成形する技術が提案されている。この技術はホットスタンプまたは熱間プレス等と呼ばれており、高温に加熱され軟質な状態の鋼板をプレス成形するので、複雑な形状の部材を高い寸法精度で製造することができる。また、金型との接触により鋼板が急冷されるので、焼入れにより、プレス成形と同時に強度を大幅に高めることが可能となる。例えば特許文献１には、引張強さが５００～６００ＭＰａである鋼板をホットスタンプすることで、引張強さが１４００ＭＰａ以上である部材が得られることが記載されている。
　ところで、車体部材の中でも、センターピラーおよびサイドメンバーといった骨格構造部品では、自動車が衝突した際の部材の変形状態を制御するために、部材内に硬質な部位と軟質な部位とが設けられることが多い。
　ホットスタンプによって軟質部を有する部材を製造する方法として、特許文献２には、誘導加熱または赤外線加熱により鋼板の加熱温度を部分的に変化させ、低温に加熱した部分を軟質化する方法が開示されている。特許文献３には、鋼板を炉加熱する際に鋼板の一部に断熱材を装着し、部分的に加熱温度を低下させて軟質化する方法が開示されている。
　特許文献４および特許文献５には、成形時の鋼板と金型との接触面積を変えることによって鋼板の冷却速度を部分的に変化させ、冷却速度の低い部分を軟質化する方法が開示されている。特許文献６には、二枚の素板を溶接して連結させた、いわゆるテーラードブランク材を用いてホットスタンプする技術が開示されている。
　ホットスタンプでは、通常、鋼板をオーステナイト域まで加熱した後、臨界冷速以上の冷却速度で冷却することにより、マルテンサイトの単一組織を形成し高強度化させる。一方、特許文献２～５に記載される方法では、上述の通り部分的に鋼板の加熱温度または冷却速度を低下させ、マルテンサイト以外の組織を生成させて軟質化を図っている。しかしながら、マルテンサイト以外の組織の分率は、加熱温度および冷却速度に敏感に反応して変化するため、特許文献２～５の方法では、軟質部の強度が安定しないという問題がある。
　また、特許文献６に記載される技術では、一方の素板に焼入れ性が低い鋼板を使用することにより、一定の加熱冷却条件の下で軟質部を形成することができる。しかしながら、軟質部の金属組織および強度特性は、鋼板の成分組成に大きく依存するにもかかわらず、特許文献６では、焼入れ性の低い鋼板の成分組成について何ら配慮がなされていない。
　このような課題に対し、特許文献７及び８には、硬質部と軟質部とからなるホットスタンプ部材、または、全体的に軟質なホットスタンプ部材において、軟質部の強度を安定化させる方法が開示されている。
　具体的には、特許文献７には、Ｃ含有量を低めにするとともに焼入れ元素を一定量以上含有させ、冷却中にフェライト、パーライトおよびマルテンサイトの形成を抑制した６００～１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法が開示されている。また、特許文献８には、Ｃ含有量を低めに制限するとともにＴｉを含有させ、マルテンサイトの生成量を制御した、引張強さが５００ＭＰａ以上のホットスタンプ部材とその製造方法が開示されている。
　特許文献７および８に記載される技術によれば、部材内における強度や伸びの均一性を高めることが可能となる。しかしながら、本発明者らの検討によると、金属組織にベイナイト、マルテンサイト等の硬質組織が含まれるため、熱的安定性が低く、部材に塗装焼付処理を施した際に強度が低下する場合があることが分かった。自動車部材では、塗装焼付処理が行われることが多いので、特許文献７、８に記載の技術には、改善の余地が残されている。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特開２００５－１９３２８７号公報 日本国特開２００９－６１４７３号公報 日本国特開２００３－３２８０３１号公報 国際公開第２００６／３８８６８号パンフレット 日本国特開２００４－５８０８２号公報 日本国特開２００５－２４８３２０号公報 国際公開第２００８／１３２３０３号パンフレット
　上述のように、ホットスタンプによって軟質な部材または軟質部を含む部材を製造することは容易ではなく、特に、一部または全部に軟質部を含む、熱的安定性に優れた低強度のホットスタンプ部材を製造することは、従来技術においては困難であった。
　本発明は、上記の課題を解決し、熱的安定性に優れる、より具体的には塗装焼付処理に伴う塗装焼付処理前後での強度（引張強さ）の変動が小さい、引張強さが７００ＭＰａ未満である部分を有するホットスタンプ成形品、およびその素材として好適なホットスタンプ用鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板ならびにそれらの製造方法を要旨とする。
　（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形品は、ホットスタンプ成形品であって、前記ホットスタンプ成形品の全部または一部が、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｂ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、金属組織が、体積％で、フェライト：６０．０％超、マルテンサイト：０％以上１０．０％未満、ベイナイト：０％以上２０．０％未満、を含み、引張強さが、７００ＭＰａ未満であり、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の、前記引張強さの低下量であるΔＴＳが１００ＭＰａ以下である。
　（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形品では、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｖ：０．００１～０．３００％、および、Ｚｒ：０．００１～０．３００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．００１～２．００％、Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、Ｎｉ：０．００１～２．００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．０２００％を含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品は、表面にめっき層を有してもよい。
　（８）本発明の別の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：０．００１％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｂ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、鉄炭化物を含み、前記鉄炭化物中のＭｎ含有量及びＣｒ含有量が下記（ｉ）式を満足する。
　［Ｍｎ］θ＋［Ｃｒ］θ＞２．５　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　［Ｍｎ］θ：鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、原子％での鉄炭化物中のＭｎ含有量
　［Ｃｒ］θ：前記鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、原子％での鉄炭化物中のＣｒ含有量
　（９）上記（８）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、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｖ：０．００１～０．３００％、および、Ｚｒ：０．００１～０．３００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（１０）上記（８）または（９）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、Ｍｏ：０．００１～２．００％、Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、Ｎｉ：０．００１～２．００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（１１）上記（８）～（１０）のいずれか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、Ｂ：０．０００１～０．０２００％、を含有してもよい。
　（１２）上記（８）～（１１）のいずれか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、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　（１３）上記（８）～（１２）のいずれか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、Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、を含有してもよい。
　（１４）上記（８）～（１３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。
　（１５）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品の製造方法は、上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、（８）～（１３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記ホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える。
　（１６）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品の製造方法は、上記（１）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、（８）～（１３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板を、接合用鋼板と接合して接合鋼板とする接合工程と、前記接合工程後の接合鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記接合鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える。
　（１７）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品の製造方法は、上記（７）に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、（１４）に記載のホットスタンプ用鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記ホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える。
　（１８）本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形品の製造方法は、上記（７）に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、（１４）に記載のホットスタンプ用鋼板を、接合用鋼板と接合して接合鋼板とする接合工程と、前記接合工程後の接合鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記接合鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える。
　（１９）上記（１５）～（１８）のいずれかに記載のホットスタンプ成形品の製造方法は、前記加熱工程において、前記加熱温度Ｔ℃が、前記ホットスタンプ用鋼板のＡｃ１点を超える温度であり、前記ホットスタンプ工程において、ホットスタンプ開始温度が（Ｔ－３００）℃以上の温度であってもよい。
　（２０）本発明の別の態様に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、（８）～（１４）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板を製造する方法であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｂ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物であるスラブに対して、熱間圧延を施した後、８００℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板に６５０℃を超える温度域まで加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程と、を備える。
　（２１）上記（２０）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法は、さらに、前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延焼鈍鋼板に、任意に、冷間圧延、及び焼鈍のいずれかまたは両方を行った後、めっきを行うめっき工程を備えてもよい。
　本発明によれば、塗装焼付処理に伴う強度の変動が小さい（熱的安定性に優れる）、引張強さが７００ＭＰａ未満である部分を有するホットスタンプ成形品を得ることが可能になる。
実施例１で製造したホットスタンプ成形品の形状を示す模式図である。 実施例２で製造したホットスタンプ成形品の形状を示す模式図である。
　本発明者らは、引張強さが７００ＭＰａ未満であるホットスタンプ成形品について、塗装焼付処理時の強度低下を抑制する方法を鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
　（Ａ）ホットスタンプ成形品の金属組織にマルテンサイトまたはベイナイト等の硬質組織が多量に含まれると、塗装焼付処理により成形品の引張強さが大きく低下する。これは、硬質組織が焼戻されて軟質化するためと考えられる。
　（Ｂ）一方、硬質組織の分率が低く、フェライトを含む軟質組織を主体とする金属組織を有するホットスタンプ成形品であっても、成分組成によっては塗装焼付処理により引張強さが大きく低下する場合がある。
　（Ｃ）フェライトを含む軟質組織を主体とする金属組織を有するホットスタンプ成形品において、Ｍｎ含有量を低めに制限するとともに所定量のＣｒを含有させること、及びホットスタンプ前の鋼板において、鉄炭化物中のＭｎ含有量、Ｃｒ含有量を一定以上に制御することにより、塗装焼付処理による引張強さの低下が抑制される。
　この理由は明らかではないが、（ａ）Ｍｎ含有量が過剰であると、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低下し、ホットスタンプ後の冷却過程において、フェライト中に微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターが生成し、フェライトが硬質化すること、（ｂ）Ｃｒを含有させ、鉄炭化物中のＭｎ含有量、Ｃｒ含有量を一定以上とすることで鉄炭化物が安定化し、フェライト中における微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターの生成が抑制されること、および（ｃ）フェライト中に存在する微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターは、塗装焼付時の熱処理により粗大な鉄炭化物に変化し、フェライトの強度が低下すること、に起因すると推定される。
　以上（Ａ）～（Ｃ）の結果から、Ｍｎ含有量を低めに制限するとともに一定量以上のＣｒを含有させ、鉄炭化物中のＭｎ含有量、Ｃｒ含有量を一定以上に制御したホットスタンプ用鋼板を用いてホットスタンプすることにより、フェライトを主体とする金属組織を有し、熱的安定性に優れ塗装焼付処理による強度低下が小さいホットスタンプ成形品を製造できることを知見した。
　以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形品（本実施形態に係るホットスタンプ成形品）、及びその素材として好適なホットスタンプ用鋼板（本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板）、ならびにそれらの製造方法の各要件について詳しく説明する。
　＜ホットスタンプ成形品の化学組成＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、以下に示す化学組成を有する。各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。ホットスタンプ成形品が、７００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分と、７００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分とを備えている場合、少なくとも引張強さが７００ＭＰａ未満となる部分が以下の化学組成を有していればよい。
　Ｃ：０．００１％以上、０．０８０％未満
　Ｃは、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形品が備える鋼板）の引張強さを上昇させる効果を有する元素である。Ｃ含有量が０．００１％未満では、ホットスタンプによる引張強さの上昇が望めない。好ましいＣ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、または０．０３０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．０８０％以上であると、ホットスタンプ後の金属組織においてマルテンサイトおよび／またはベイナイトの体積率が増加して、ホットスタンプ成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上となる。この場合、後述するようにＭｎおよびＣｒ含有量を調整しても、ホットスタンプ成形品の熱的安定性を確保することができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％未満とする。好ましいＣ含有量は０．０７５％未満、０．０７０％未満、０．０６０％未満、または０．０５０％未満である。
　Ｓｉ：２．５０％以下
　Ｓｉは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が劣化するとともに、変態点が高くなりすぎ、ホットスタンプの加熱過程で変態点以上の温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。好ましいＳｉ含有量は２．００％以下、１．５０％以下、または１．００％以下である。ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いる場合は、めっき性を確保するためにＳｉ含有量を０．５０％未満とすることが好ましく、０．４０％未満とすることがより好ましい。
　Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招くため、Ｓｉを０．００１％以上含有させることが好ましい。また、Ｓｉは、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さを高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。高強度化の観点からは、好ましいＳｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上である。
　Ｍｎ：０．０１％以上、０．５０％未満
　Ｍｎは、ホットスタンプ成形品の熱的安定性を劣化させる元素である。特に、Ｍｎ含有量が０．５０％以上であると、ホットスタンプ後の成形品の熱的安定性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％未満とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．４０％未満、０．３５％未満、０．３０％未満、または０．２５％未満である。
　一方、Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓによる弊害を抑制する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上、または０．１５％以上である。
　Ｐ：０．２００％以下
　Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．２００％を超えると溶接性およびホットスタンプ後の靭性が著しく劣化するため、Ｐ含有量は０．２００％以下とする。好ましいＰ含有量は０．１００％以下、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、Ｐ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招くため、０．００１％以上含有させることが好ましい。また、Ｐは、ホットスタンプ後の成形品の引張強さを高める作用を有するので、積極的に含有させてもよい。高強度化の観点からは、好ましいＰ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、または０．０３０％以上である。ホットスタンプ用鋼板としてめっき鋼板を用いる場合は、めっき性を確保するためにＰ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中に不純物として含有され、鋼を脆化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとその悪影響が特に大きくなるので、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。好ましいＳ含有量は０．０１００％以下、０．００５０％以下、または０．００３０％以下である。
　Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招くので、０．０００１％以上含有させることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満であると脱酸が不十分となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上、または０．０４０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎる場合、変態点が上昇し、ホットスタンプの加熱過程で変態点以上の温度に鋼板を加熱することが困難となる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは１．０００％以下、０．５００％以下、０．１００％以下、または０．０６０％以下である。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、鋼中に不純物として含有され、鋼の連続鋳造中に窒化物を形成する元素である。この窒化物はホットスタンプ後の靭性を劣化させるので、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．０２００％超であると、その悪影響が特に大きくなるので、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％未満、または０．００５０％未満である。
　Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を過度に低下させることは製鋼コストの上昇を招くので、Ｎを０．００１％以上含有させることが好ましい。
　Ｃｒ：０．３０％以上、２．００％未満
　Ｃｒは、フェライトを主体とする金属組織を有するホットスタンプ成形品（ホットスタンプ後の鋼板）の熱的安定性を向上させる作用を有する元素である。Ｃｒ含有量が０．３０％未満である場合、上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以上、０．７０％以上、または０．９０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が２．００％以上であると、ホットスタンプ成形品の金属組織に含まれるマルテンサイトおよび／またはベイナイトの体積率が過剰となり、ホットスタンプ成形品の熱的安定性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％未満とする。Ｃｒ含有量は好ましくは１．５０％以下、１．２０％以下、または１．００％以下である。
　さらに、ホットスタンプ成形品の熱的安定性は、Ｍｎ含有量が少なくＣｒ含有量が多いほど向上する。そのため、Ｃｒ含有量（［Ｃｒ］）とＭｎ含有量（［Ｍｎ］）との比（［Ｃｒ］／［Ｍｎ］）を１．００以上とすることが好ましい。より好ましくは１．０５以上、１．５０以上、２．５０以上、または３．００以上である。
　Ｔｉ：０～０．３００％
　Ｎｂ：０～０．３００％
　Ｖ：０～０．３００％
　Ｚｒ：０～０．３００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは金属組織の微細化を通じ、ホットスタンプ成形品の引張強さを上昇させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒから選択される１種以上を、それぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。また、０．００５％以上のＴｉ、０．００５％以上のＮｂ、０．０１０％以上のＶ、および０．００５％以上のＺｒのうちいずれか１種以上を含有させることがより好ましい。
　Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とすることがさらに好ましく、０．０２０％以上とすることが特に好ましい。Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０．０２０％以上とすることがさらに好ましく、０．０３０％以上とすれば特に好ましい。Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。Ｚｒを含有させる場合には、Ｚｒ含有量を０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が、それぞれ０．３００％を超える場合、効果が飽和する上、鋼板の製造コストが上昇する。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量は、それぞれ０．３００％以下とする。
　また、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの含有量が多い場合、これらの元素の炭化物が多量に析出してホットスタンプ後の靭性が損なわれることが懸念される。したがって、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０６０％未満、さらに好ましくは０．０４０％未満である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０６０％未満、さらに好ましくは０．０４０％未満である。Ｖ含有量は好ましくは０．２００％未満、さらに好ましくは０．１００％未満である。Ｚｒ含有量は好ましくは０．２００％未満、さらに好ましくは０．１００％未満である。
　Ｍｏ：０～２．００％
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｎｉ：０～２．００％
　Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、ホットスタンプ成形品（ホットスタンプ後の鋼板）の引張強さを高める作用を有する。したがって、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上をそれぞれ０．００１％以上含有させることが好ましい。好ましいＭｏ含有量は０．０５％以上であり、好ましいＣｕ含有量は０．１０％以上であり、好ましいＮｉ含有量は０．１０％以上である。
　一方、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量が、それぞれ２．００％を超えると、ホットスタンプ後の成形品の金属組織に含まれるマルテンサイトおよび／またはベイナイトの体積率が過剰となり、ホットスタンプ成形品の熱的安定性が劣化する。
　そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．００％以下とする。好ましいＭｏ含有量は０．５０％以下であり、好ましいＣｕ含有量は１．００％以下であり、好ましいＮｉ含有量は１．００％以下である。
　Ｂ：０～０．０２００％
　Ｂは、粒界に偏析してホットスタンプ後の鋼板の靭性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。
　上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００６％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０２００％を超える場合、ホットスタンプ成形品の金属組織に含まれるマルテンサイトおよび／またはベイナイトの体積率が過剰となり、ホットスタンプ成形品の熱的安定性が劣化する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．１０００％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することによりホットスタンプ後の靭性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、それぞれ０．０００１％以上含有させることが好ましい。
　一方、ＣａもしくはＭｇの含有量が０．０１００％超である場合、またはＲＥＭの含有量が０．１０００％超である場合、効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合でも、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。
　本実施形態において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　Ｂｉ：０～０．０５００％
　Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、ホットスタンプ後の靭性を向上させる作用を有する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上であり、さら好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％を超える場合、上記効果が飽和して過剰なコストが発生する。したがって、含有させる場合でも、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　上記の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　＜ホットスタンプ成形品の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品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成形品の全部または一部は、以下に示す量のフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトを含む金属組織を有する。金属組織に関する以下の説明において、「％」は、「体積率％」を意味する。
　フェライト：６０．０％超
　フェライトの体積率が６０．０％以下であると、ホットスタンプ後の成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上となり、熱的安定性を確保することができない。そのため、フェライトの体積率を６０．０％超とする。フェライトの体積率は、好ましくは７０．０％超、さらに好ましくは８０．０％超である。
　フェライトの体積率の上限は特に定める必要がないが、ホットスタンプ成形品の強度を上昇させるために、９８．０％未満とすることが好ましく、９６．０％未満とすることがより好ましく、９４．０％未満とすることがさらに好ましい。
　上記フェライトには、ポリゴナルフェライトのほかに、ポリゴナルフェライトより転位密度の高い擬ポリゴナルフェライトおよびグラニュラーベイニティックフェライト、鋸歯状の粒界を有するアシキュラーフェライトが含まれる。熱的安定性の観点から、フェライト全体に対するポリゴナルフェライトの割合が、体積率で１０.０％以上であることが好ましい。
　マルテンサイト：０％以上、１０．０％未満
　ベイナイト：０％以上、２０．０％未満
　金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトを含むと、ホットスタンプ成形品の熱的安定性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積率は１０．０％未満、ベイナイトの体積率は２０．０％未満とする。マルテンサイトの体積率は、５．０％未満とすることが好ましく、２．０％未満とすることがより好ましく、１．０％未満とすることがさらに好ましい。ベイナイトの体積率は、１０．０％未満とすることが好ましく、５．０％未満とすることがより好ましく、２．０％未満とすることがさらに好ましい。
　マルテンサイトおよびベイナイトは必ずしも含有される必要がないので、マルテンサイトおよびベイナイトの体積率の下限はいずれも０％である。
　しかしながら、マルテンサイトおよびベイナイトは、ホットスタンプ成形品の強度を上昇させる作用を有するので、上記範囲内であれば金属組織に含まれていてもよい。マルテンサイトおよびベイナイトの体積率が０．１％未満であると、上記作用による効果が十分に得られない。そのため、強度を上昇させる場合には、マルテンサイトおよびベイナイトの体積率の下限値を、いずれも０．１％以上とすることが好ましく、０．５％以上とすることがより好ましい。
　金属組織の残部は、パーライトまたは残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、セメンタイトなどの析出物を含んでいてもよい。パーライト、残留オーステナイトおよび析出物を含有する必要はないので、パーライト、残留オーステナイトおよび析出物の体積率の下限はいずれも０％である。
　パーライトはホットスタンプ成形品の強度を上昇させる作用を有するので、強度を上昇させる場合には、パーライトの体積率を１．０％以上とすることが好ましく、２．０％以上とすることがより好ましく、５．０％以上とすることがさらに好ましい。
　一方、パーライトを過剰に含有する場合、ホットスタンプ後の靭性が劣化する。そのため、パーライトの体積率を２０．０％以下とすることが好ましく、１０．０％以下とすることがより好ましい。
　残留オーステナイトはホットスタンプ成形品の衝撃吸収性を向上させる作用を有する。そのため、この効果を得る場合、残留オーステナイトの体積率を０．５％以上とすることが好ましく、１．０％以上とすることがより好ましい。
　一方、残留オーステナイトを過剰に含有すると、ホットスタンプ後の靱性が低下する。そのため、残留オーステナイトの体積率を５．０％以下とすることが好ましく、３．０％以下とすることがより好ましい。
　本実施形態において、各金属組織の体積率は以下のように求める。
　まず、ホットスタンプ成形品から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、非めっき鋼板の場合は、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は、基材の鋼板とめっき層の境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において組織観察する。ホットスタンプ成形品が、７００ＭＰａ未満の引張強さを有する部分と、７００ＭＰａ以上の引張強さを有する部分とを備えている場合、引張強さが７００ＭＰａ未満となる部分から試験片を採取して観察を行う。
　具体的には、研磨面をナイタール腐食した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フェライトとパーライトのそれぞれの面積率、およびベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を算出する。
　また、同様の観察位置について、縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定する。
　これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得る。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とする。
　＜ホットスタンプ成形品の強度＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の全部または一部は、母材鋼板の引張強さで７００ＭＰａ未満である。これは、引張強さが７００ＭＰａ以上であるとホットスタンプ成形品の熱的安定性を確保することができなくなるためである。好ましくは、ホットスタンプ成形品の全部または一部において、引張強さが６００ＭＰａ未満、または５６０ＭＰａ未満である。一方、ホットスタンプ成形品の衝撃吸収性を向上させるためには、ホットスタンプ成形品の引張強さを４４０ＭＰａ以上とすることが好ましく、４９０ＭＰａ以上とすることがより好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、成形品内に引張強さが７００ＭＰａ未満である軟質部分と７００ＭＰａ以上である硬質部分とが混在していてもよい。強度の異なる部位を設けることで、衝突時のホットスタンプ成形品の変形状態を制御することが可能となり、成形品の衝撃吸収性を向上させることができる。強度の異なる部位を有するホットスタンプ成形品は、後述するように、成分組成が異なる二種類以上の鋼板を接合した後、ホットスタンプすることにより製造することができる。
＜ホットスタンプ成形品の熱的安定性＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、１７０℃で２０分間の熱処理を施した際の、ホットスタンプ前の引張強さに対する引張強さの低下量（ΔＴＳ）が１００ＭＰａ以下である。ΔＴＳは、６０ＭＰａ以下であることが好ましく、３０ＭＰａ以下であることがより好ましい。
　フェライトを主体とする組織を有するホットスタンプ成形品において、塗装焼付時に強度が低下する理由は、フェライト中に存在する微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターが、塗装焼付時の熱処理により粗大な鉄炭化物に変化するためであると考えられる。この微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターの存在状態を直接的に定量的に評価することは容易ではないが、１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の、引張強さの低下量（ΔＴＳ）によって間接的に評価できる。ΔＴＳが１００ＭＰａ以下であれば、フェライト中における微細な鉄炭化物または微細な鉄炭素クラスターの生成が抑制され、熱的安定性に優れると判断される。
　＜めっき層＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を備えることで、ホットスタンプ時におけるスケールの生成を防止し、さらにホットスタンプ成形品の耐食性を向上させることが可能になる。めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく、特に限定されない。ホットスタンプ成形品のめっき層は、後述するように、めっき鋼板を用いてホットスタンプすることにより形成させることができる。めっき層の種類として、亜鉛系めっき鋼板やアルミニウム系めっき鋼板を用いてホットスタンプした、亜鉛系めっき層やアルミニウム系めっき層が例示される。
　上記のホットスタンプ成形品を製造するのに好適なホットスタンプ用鋼板について説明する。
＜ホットスタンプ用鋼板の化学組成＞
　ホットスタンプによって化学組成は実質的に変化しないので、ホットスタンプ用鋼板の化学組成は、上述したホットスタンプ成形品と同じ化学組成を有する。
　＜ホットスタンプ用鋼板の金属組織＞
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織は、鉄炭化物を含み、鉄炭化物の化学組成（鉄炭化物中のＭｎ含有量及びＣｒ含有量）が下記（ｉ）式を満足する。
　［Ｍｎ］θ＋［Ｃｒ］θ＞２．５　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　［Ｍｎ］θ：鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、鉄炭化物中のＭｎ含有量（原子％）
　［Ｃｒ］θ：鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、鉄炭化物中のＣｒ含有量（原子％）
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織に含まれる鉄炭化物の化学組成が、上記（ｉ）式を満足することによって、ホットスタンプ後の鋼板の熱的安定性を向上させることが可能となる。上記（ｉ）式の左辺値は、３．０超であることが好ましく、４．０超であることがより好ましい。
　一方、鉄炭化物中におけるＭｎ含有量とＣｒ含有量とを高めるためには、後述する熱延板焼鈍工程において、熱延鋼板を高温で焼鈍する必要が生じ、鋼板の製造性が損なわれる。そのため、上記（ｉ）式の左辺値は、３０．０未満であることが好ましく、２０．０未満であることがより好ましい。
　本実施形態において、鉄炭化物の化学組成は以下の手順により測定する。
　まず、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置においてレプリカ法により析出物を抽出する。この析出物を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、電子線回折およびエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により析出物の同定および組成分析を行う。
　ＥＤＳによる鉄炭化物の定量分析は、Ｆｅ、ＭｎおよびＣｒの３元素について行い、それらの合計含有量を１００原子％としたときの、Ｍｎ含有量（原子％）およびＣｒ含有量（原子％）を、それぞれ［Ｍｎ］θおよび［Ｃｒ］θとして求める。この定量分析を複数の鉄炭化物に対して行い、その平均値をその鋼板における鉄炭化物中のＭｎ含有量とＣｒ含有量とする。測定する鉄炭化物の数は１０個以上とし、測定数は多いほど好ましい。鉄炭化物とは、パーライトを構成するセメンタイトのほかに、金属組織中に孤立して存在するセメンタイトを含む。
　本実施形態では、熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板の場合は鋼板表面から板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において、上述の金属組織を規定する。
　鉄炭化物の体積率は特に定める必要がないが、ホットスタンプ後の金属組織を細粒化して引張強さを高めるために、鉄炭化物の体積率は１％以上とすることが好ましく、３％以上とすることがより好ましい。
　一方、鉄炭化物の体積率が過剰となると、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが高くなりすぎるとともに、熱的安定性が損なわれる。したがって、鉄炭化物の体積率は２０％以下とすることが好ましく、１５％以下とすることがより好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織の残部は、フェライトを主体とするが、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含んでいてもよく、さらに、鉄炭化物以外の析出物を含んでいてもよい。ただし、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトは、ホットスタンプ後の靭性を劣化させるので、これらの組織の体積率は少ないほど好ましい。マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの体積率は、いずれも１．０％未満であることが好ましく、０．５％未満であることがより好ましい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織における体積率は、ホットスタンプ成形品の場合と同じ方法で求めることができる。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品及び本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　［ホットスタンプ成形品の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の製造方法は、上述の化学組成および金属組織を有するホットスタンプ用鋼板を加熱する工程と、加熱されたホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行う工程と、を含む。ホットスタンプ工程では、金型による冷却及び成形が行われ、ホットスタンプ成形品が得られる。
　ホットスタンプ用鋼板を加熱する加熱工程では、加熱温度Ｔ（℃）はＡｃ１点超とすることが好ましい。Ａｃ１点とは、素材鋼板を加熱した際に金属組織中にオーステナイトが生成し始める温度であり、加熱工程における鋼板の熱膨張変化から求めることができる。加熱温度を高めると、炭化物の溶解が促進されホットスタンプ成形品の強度が上昇する。ホットスタンプ成形品の引張強さを４４０ＭＰａ以上とする場合には、加熱温度をＡｃ１点超とする。
　炭化物の溶解を促進するとともに、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトまたはベイナイトの生成を抑制し、成形品の熱的安定性を向上させるためには、加熱温度をＡｃ３点超とすることが好ましい。Ａｃ３点とは、ホットスタンプに供する鋼板を加熱した際に、金属組織中でフェライトが消失する温度であり、加熱工程における鋼板の熱膨張変化から求めることができる。
　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オーステナイトが粗大化し、ホットスタンプ成形品の強度が低下する。そのため、加熱温度は１０００℃以下であることが好ましく、９５０℃以下であることがより好ましく、９００℃以下であることがさらに好ましい。
　上記の鋼板に対してホットスタンプを実施する工程では、ホットスタンプの開始温度は、上記の加熱温度をＴ（℃）とした場合に、（Ｔ－３００）℃以上とすることが好ましい。ホットスタンプの開始温度を高めると、ホットスタンプ開始までに生じる炭化物の再析出が抑制され、ホットスタンプ成形品の強度が上昇する。ホットスタンプ成形品の引張強さを４４０ＭＰａ以上とする場合には、ホットスタンプの開始温度を（Ｔ－３００）℃以上とする。炭化物の再析出を防止するとともに、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイトまたはベイナイトの生成を抑制し、ホットスタンプ成形品の熱的安定性を向上させるためには、ホットスタンプの開始温度をＡｒ３点超とすることが好ましい。Ａｒ３点とは、素材鋼板を冷却した際に金属組織中にフェライトが生成し始める温度であり、加熱工程の後、鋼板を冷却する際の熱膨張変化から求められる。
　また、本実施形態に係るホットスタンプ成形品の他の製造方法は、上述の化学組成および金属組成を有する鋼板（ホットスタンプ用鋼板）を、接合用鋼板と接合して接合鋼板とする接合工程と、上記の接合鋼板を加熱する工程と、その後に、上記の加熱された接合鋼板に対してホットスタンプする工程とを含む。接合については、例えばホットスタンプ用鋼板と接合用鋼板とを突合せて、または重ね合わせて、溶接により接合することができる。
　上記の接合鋼板の加熱温度Ｔ（℃）を、ホットスタンプ用鋼板のＡｃ１点超とし、ホットスタンプの開始温度を、（Ｔ－３００）℃以上とすることが好ましい。この場合における、より好ましい加熱温度は、上記鋼板のＡｃ３点超であり、より好ましいホットスタンプの開始温度は、上記鋼板のＡｒ３点超である。この理由は、接合工程を含まない場合と同じである。
　接合用鋼板の化学組成および機械特性については特に限定しない。しかしながら、ホットスタンプ成形品の衝撃吸収エネルギーを高めるために、ホットスタンプ後の引張強さが７００ＭＰａ以上であることが好ましい。さらに好ましいホットスタンプ後の引張強さは、１０００ＭＰａ超、１２００ＭＰａ超、または１５００ＭＰａ超である。
　ホットスタンプ後の接合用鋼板の引張強さを確保するために、接合用鋼板のＣ含有量は、０．０８０％以上であることが好ましい。好ましいＣ含有量の下限は、０．１００％、０．１２０％、または０．２００％である。同様の理由から、接合用鋼板のＭｎ含有量は、０．５０％以上であることが好ましい。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．８０％、１．００％、または１．２０％である。
　上記の素材として用いられる鋼板（ホットスタンプ用鋼板）は、後述するように熱延板焼鈍が施されていることが好ましい。熱延板焼鈍の後に、さらに冷間圧延、または冷間圧延及び焼鈍が行われていてもよい。一方、接合用鋼板としては、熱延鋼板、熱延鋼板に冷間圧延を施した冷延鋼板、熱延鋼板に焼鈍を施した熱延焼鈍鋼板、および冷延鋼板に焼鈍を施した冷延焼鈍鋼板のいずれであってもよい。
　また、ホットスタンプ成形品の耐食性を向上させるために、ホットスタンプ用鋼板、接合用鋼板には、表面にめっきが施されためっき鋼板を使用してもよい。めっき鋼板の種類は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板および、電気Ｎｉ－Ｚｎ合金めっき鋼板等が例示される。
　［ホットスタンプ用鋼板の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延を施した後、８００℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、上記熱延鋼板を６５０℃を超える温度域まで加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程とを含む。
　熱間圧延工程では、熱間圧延後の巻取温度を８００℃以下とする。巻取温度が８００℃超であると、熱延鋼板の金属組織が過度に粗大化し、ホットスタンプ後の鋼板の引張強さが低下する。巻取温度は好ましくは６５０℃未満、より好ましくは６００℃未満、さらに好ましくは５５０℃未満である。
　熱間圧延され、巻取られた鋼板は、必要に応じて公知の方法にしたがって脱脂等の処理が施された後、焼鈍される。熱延鋼板に施す焼鈍を熱延板焼鈍といい、熱延板焼鈍後の鋼板を熱延焼鈍鋼板という。熱延板焼鈍の前に、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。
　熱延板焼鈍工程における加熱温度は６５０℃超とする。これは、熱延焼鈍鋼板の金属組織において、鉄炭化物中のＭｎ含有量およびＣｒ含有量を高めるためである。熱延板焼鈍工程における加熱温度は６８０℃超であることが好ましく、７００℃超であることがより好ましい。一方、熱延板焼鈍工程における加熱温度が高くなりすぎると、熱延焼鈍鋼板の金属組織が粗大化し、ホットスタンプ後の引張強さが低下する。したがって、熱延板焼鈍工程における加熱温度の上限値は７５０℃未満であることが好ましく、７２０℃未満であることがより好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法に供されるスラブの製造方法は、特に限定されない。例示されるスラブの好ましい製造方法では、上述した成分組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本実施形態では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。
　熱間圧延に供するスラブの温度は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃未満とすることがより好ましい。熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させることが好ましい。
　熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、巻取工程後コイル内の製品特性の均一性が向上する。
　粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。
　上述した熱延板焼鈍工程の後、熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板としてもよい。冷間圧延は常法にしたがって行えばよく、冷間圧延の前に酸洗等により脱スケールを行ってもよい。冷間圧延は、ホットスタンプ後の金属組織を微細化し、引張強さを高めるために、冷圧率（冷間圧延における累積圧下率）を３０％以上とすることが好ましく、４０％以上とすることがより好ましい。冷圧率が高すぎると、ホットスタンプ後の靭性が劣化するため、冷圧率を６０％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。後述するように、冷間圧延後に焼鈍を行う場合は、焼鈍鋼板の金属組織を微細化するために、冷圧率を６０％以上とすることが好ましく、７０％以上とすることがより好ましい。
　冷延鋼板に焼鈍を施して焼鈍鋼板としてもよい。焼鈍は常法にしたがって行えばよく、焼鈍を行う前に、公知の方法により脱脂等の処理を施してもよい。再結晶により焼鈍鋼板の金属組織を微細化するために、焼鈍における均熱温度の下限値を６００℃、６５０℃、または７００℃とすることが好ましい。一方、均熱温度が高すぎたり、均熱時間が長すぎると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化するために、焼鈍における均熱温度を８００℃以下、または７６０℃以下とすることが好ましく、均熱時間を３００秒未満、または１２０秒未満とすることが好ましい。焼鈍は箱焼鈍、連続焼鈍のいずれの方法により行ってもかまわないが、生産性の観点からは連続焼鈍とすることが好ましい。
　このようにして得られた熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板および焼鈍鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ時におけるスケールの生成防止およびホットスタンプ後の鋼板の耐食性向上を目的に、表層にめっき層を備えていてもよい。めっきの種類は、前記目的に適うものであればよく、特に限定されないが、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融アルミニウムめっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき鋼板、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板および、電気Ｎｉ－Ｚｎ合金めっき鋼板等が例示される。
　溶融めっき鋼板を製造する場合は、上述した方法で製造された熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板を素材鋼板として、常法にしたがってめっきを行えばよい。素材鋼板に冷延鋼板を用いる場合、再結晶によりめっき鋼板の金属組織を微細化するために、連続溶融めっきの焼鈍過程における均熱温度の下限値を、６００℃、６５０℃または７００℃とすることが好ましい。
　一方、均熱温度が高すぎると、粒成長により焼鈍鋼板の金属組織が粗大化するために、素材鋼板の種類にかかわらず、連続溶融めっきの焼鈍過程における均熱温度の上限値を８００℃または７６０℃とすることが好ましい。溶融めっき後に鋼板を再加熱して合金化処理を行ってもよい。
　電気めっき鋼板を製造する場合は、上述した方法で製造された熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板を素材鋼板として、必要に応じて表面の清浄化および調整のための周知の前処理を施した後、常法にしたがって電気めっきを行えばよい。このようにして得られためっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｒを製造した。表１中のＡｃ１点およびＡｃ３点は、鋼Ａ～Ｒの冷延鋼板を２℃／秒で加熱した際の熱膨張変化から求めた。また、表１中のＡｒ３点は、鋼Ａ～Ｍの冷延鋼板を９５０℃に加熱した後１０℃／秒で冷却した際の熱膨張変化から求めた。鋼Ａ～Ｒを１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示す熱延条件で熱間圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　具体的には、Ａｒ３点以上の温度域で、鋼Ａ～Ｒに１０パスの圧延を施し、厚さ２．０～３．６ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、水スプレーで、熱延鋼板を４９０～６００℃まで冷却し、冷却終了温度を巻取温度とし、この巻取温度に保持した電気加熱炉中に熱延鋼板を装入して６０分間保持し、その後、熱延鋼板を２０℃／時間の平均冷却速度で室温まで炉冷却して、巻取り後の徐冷をシミュレートした。
　徐冷後の熱延鋼板の一部に熱延板焼鈍を施した。具体的には、熱延鋼板を電気加熱炉を用いて５０℃／時の平均加熱速度で６２０～７１０℃まで加熱した後、１時間保持し、続いて２０℃／時の平均冷却速度で冷却して熱延焼鈍鋼板とした。
　試験番号３を除く熱延鋼板および熱延焼鈍鋼板を酸洗して冷間圧延用の母材とし、圧下率６１％で冷間圧延を施して、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。冷延鋼板の一部を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、１０℃／秒の平均加熱速度で７５０℃まで加熱し６０秒間均熱した。続いて４００℃まで冷却し１８０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板とした。
　また、冷延鋼板の一部を、溶融めっきシミュレーターを用いて、１０℃／秒の平均加熱速度で表２に示す焼鈍の均熱温度まで加熱し６０秒間均熱した。続いて素材鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき浴または溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきまたは溶融アルミニウムめっきを施した。一部の素材鋼板には、溶融亜鉛めっきの後、５２０℃まで加熱して合金化処理を施した。
　このようにして得られた熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板、焼鈍鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および、溶融アルミニウムめっき鋼板（これらの鋼板を総称してホットスタンプ用鋼板と呼ぶ）から、組織観察用試験片を採取し、組織観察を行った。
　具体的には、非めっき鋼板の場合は、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は、基材の鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置からレプリカ法により析出物を抽出し、ＴＥＭを用いて鉄炭化物を同定した。１０個の鉄炭化物に対し、ＥＤＳを用いてＦｅ、ＭｎおよびＣｒの３元素について定量分析を行った。Ｆｅ、ＭｎおよびＣｒの含有量の合計を１００原子％としたときの、鉄炭化物中のＭｎ含有量（原子％）およびＣｒ含有量（原子％）をそれぞれ[Ｍｎ]θおよび[Ｃｒ]θとし、[Ｍｎ]θと[Ｃｒ]θとの和の平均値を求めた。
　また、上記ホットスタンプ用鋼板から、圧延方向に直行する方向に沿ってＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。表３に、ホットスタンプ用鋼板の金属組織を観察した結果、および、ホットスタンプ用鋼板の機械特性を調査した結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記ホットスタンプ用鋼板から、幅２４０ｍｍ、長さ１７０ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、ホットスタンプにより図１に示す形状のハット部材を製造した。ホットスタンプ工程では、ガス加熱炉を用いて、素板を表４に示す加熱温度で４分間加熱した後、加熱炉から取り出して放冷し、表４に示す開始温度で、冷却装置を備えた金型に挟んでハット成形した。
　得られたハット部材（ホットスタンプ成形品）の一部に、電気加熱炉を用いて１７０℃で２０分間の熱処理を施した。
　熱処理前のハット部材のパンチ底部から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、この試験片の鋼板の圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、この縦断面にナイタール腐食およびレペラー腐食を行い、非めっき鋼板の場合は、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は、基材の鋼板とめっき層の境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察した。画像処理により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの面積率を測定し、これを体積率とした。より具体的には、研磨面をナイタール腐食した後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フェライトとパーライトのそれぞれの面積率、およびベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計面積率を得た。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を算出した。また、同様の観察位置について、縦断面を電解研磨した後、電子線後方散乱パターン解析装置（ＥＢＳＰ）を備えたＳＥＭを用いて、残留オーステナイトの面積率を測定した。これらの結果に基づいて、フェライトとパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトのそれぞれの面積率を得た。そして、面積率は体積率と等しいとして、測定された面積率を各組織の体積率とした。表４に結果を示す。表中、本発明の規定を満足する試験番号では、ホットスタンプ成形品の金属組織において，フェライト中に占めるポリゴナルフェライトの割合は１０.０％以上であった
　また、熱処理前後のハット部材のパンチ底部から、部材の長手方向に沿ってＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、１０ｍｍ／分の引張速度で引張試験を行い、引張強さを求めた。熱処理を施していないハット部材の引張強さと、熱処理を施したハット部材の引張強さとの差（ΔＴＳ）を求め、ΔＴＳが１００ＭＰａ以下であれば、ハット部材の熱的安定性が良好であると判断した。
　表４に、ハット部材の金属組織を観察した結果、および、ハット部材の機械特性を評価した結果を示す。表４において、下線を付した数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明の規定を満足する試験番号１～１５、１９～２３、２７、２９、３１は、いずれも、ホットスタンプ成形品のＴＳが７００ＭＰａ未満であり、また、ΔＴＳが１００ＭＰａ以下であり、良好な熱的安定性を示している。
　また、ホットスタンプ工程において、Ａｃ１点を超える温度に加熱し、ホットスタンプの開始温度が（加熱温度－３００）℃以上である試験番号１～４、７～９、１１～１３、１５、１９～２３、２７、２９、３１は、ホットスタンプ成形品の引張強さが４４０ＭＰａ以上であり、強度特性が特に良好であった。
　これらに対して、化学組成が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例、及びまたは用いたホットスタンプ用鋼板が好ましい組織を有していなかった比較例の試験番号１６～１８、２４～２６、２８、３０、３２～３５は、ホットスタンプ成形品のＴＳが７００ＭＰａ以上でありかつΔＴＳが１００ＭＰａ以上であるか、または、ΔＴＳが１００ＭＰａ以上であり、熱的安定性が劣っていた。
　具体的には、鋼Ｅを用いた試験番号１６は、鋼のＣ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が過剰となり、ホットスタンプ成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上でありΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｆを用いた試験番号１７は、鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上でありΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｇを用いた試験番号１８は、鋼のＣｒ含有量が低すぎるため、ホットスタンプ成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上でありΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｍを用いた試験番号２４および２５は、鋼のＣｒ含有量が高すぎるため、ホットスタンプ成形品の金属組織においてマルテンサイト体積率が過剰となり、ホットスタンプ成形品の引張強さが７００ＭＰａ以上でありΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｑを用いた試験番号３２および３３は、鋼のＭｎ含有量が高すぎるため、ΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｒを用いた試験番号３４および３５は、鋼のＣｒ含有量が低すぎるため、ΔＴＳが大きかった。
　化学組成は本発明の範囲内であるが、ホットスタンプ用鋼板の金属組織が本発明の範囲から外れる鋼板を用いた比較例の試験番号２６、２８、および、３０は、ホットスタンプ成形品のΔＴＳが１００ＭＰａ以上であり、熱的安定性が劣っていた。
　具体的には、鋼Ｎを用いた試験番号２６、および、鋼Ｐを用いた試験番号３０は、熱延板焼鈍を行っていないために、ホットスタンプ用鋼板の金属組織において鉄炭化物中のＭｎ含有量とＣｒ含有量の和が低く、ΔＴＳが大きかった。
　鋼Ｏを用いた試験番号２８は、熱延板焼鈍工程における加熱温度が低すぎるために、ホットスタンプ用鋼板の金属組織において鉄炭化物中のＭｎ含有量とＣｒ含有量の和が低く、ΔＴＳが大きかった。
（実施例２）
　真空溶解炉を用いて溶鋼を鋳造し、実施例１において、表１に示した化学組成を有する鋼Ａ～Ｃを製造した。鋼Ａ～Ｃを用い、実施例１と同様に、表５に示す条件で、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、および、焼鈍を行い、次いでめっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および、溶融アルミニウムめっき鋼板（ホットスタンプ用鋼板）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　これらのホットスタンプ用鋼板の金属組織および機械特性を、実施例１と同様にして調査した。表６に、ホットスタンプ用鋼板の金属組織を観察した結果、および、ホットスタンプ用鋼板の機械特性を調査した結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらのホットスタンプ用鋼板から、厚さ１．４ｍｍ、幅２４０ｍｍ、長さ１７０ｍｍのホットスタンプ用素板を採取した。この素板を、同一寸法の接合用鋼板とレーザー溶接により接合し、厚さ１．４ｍｍ、幅２４０ｍｍ、長さ３４０ｍｍの接合鋼板を作製した。接合用鋼板には、化学組成が質量％で、０．２１％Ｃ－０．１３％Ｓｉ－１．３１％Ｍｎ－０．０１２％Ｐ－０．００１８％Ｓ－０．０４３％ｓｏｌ．Ａｌ－０．００３０％Ｎ－０．２１％Ｃｒ－０．００１８％Ｂである冷延鋼板を用いた。
　接合鋼板を、実施例１と同様に、表７に示す条件でホットスタンプし、図２に示す形状のハット部材を製造した。その後、得られたハット部材の一部に、電気加熱炉を用いて１７０℃で２０分間の熱処理を施した。
　そして、熱処理前後のハット部材において、鋼Ａ～Ｃからなる部分の金属組織および機械特性を、実施例１と同様にして調査した。表７に、ハット部材（ホットスタンプ成形品）の金属組織を観察した結果、および、ハット部材の機械特性を評価した結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　試験番号３６～３８のいずれの試験結果も、ホットスタンプ成形品のＴＳが７００ＭＰａ未満であり、また、ΔＴＳが１００ＭＰａ以下であり、良好な熱的安定性を示している。ハット部材の接合用鋼板部分の金属組織はマルテンサイトの単一組織であり、引張強さは１５８８ＭＰａであった。
　本発明によれば、塗装焼付処理に伴う強度の変動が小さい、引張強さが７００ＭＰａ未満である部分を有する、熱的安定性に優れたホットスタンプ成形品を得ることが可能になる。

Claims (21)

  1. 　ホットスタンプ成形品であって、
    　前記ホットスタンプ成形品の全部または一部が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、
    　Ｓｉ：２．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、
    　Ｐ：０．２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、
    　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｚｒ：０～０．３００％、
    　Ｍｏ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｂ：０～０．０２００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    　Ｂｉ：０～０．０５００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
    　金属組織が、体積％で、
    　　フェライト：６０．０％超、
    　　マルテンサイト：０％以上１０．０％未満、
    　　ベイナイト：０％以上２０．０％未満、を含み、
    　引張強さが、７００ＭＰａ未満であり、
    　１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の、前記引張強さの低下量であるΔＴＳが１００ＭＰａ以下である、
    　ホットスタンプ成形品。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
    　Ｖ：０．００１～０．３００％、および、
    　Ｚｒ：０．００１～０．３００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載のホットスタンプ成形品。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．００１～２．００％、
    　Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、
    　Ｎｉ：０．００１～２．００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または請求項２に記載のホットスタンプ成形品。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．０２００％、
    　を含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、
    　を含有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  7. 　表面にめっき層を有する、
    　請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品。
  8. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、
    　Ｓｉ：２．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、
    　Ｐ：０．２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、
    　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｚｒ：０～０．３００％、
    　Ｍｏ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｂ：０～０．０２００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    　Ｂｉ：０～０．０５００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　金属組織が、鉄炭化物を含み、前記鉄炭化物中のＭｎ含有量及びＣｒ含有量が下記（ｉ）式を満足する、
    　ホットスタンプ用鋼板。
    　［Ｍｎ］θ＋［Ｃｒ］θ＞２．５　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    　［Ｍｎ］θ：鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、原子％での鉄炭化物中のＭｎ含有量
    　［Ｃｒ］θ：前記鉄炭化物に含まれるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量を１００原子％としたときの、原子％での鉄炭化物中のＣｒ含有量
  9. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
    　Ｖ：０．００１～０．３００％、および、
    　Ｚｒ：０．００１～０．３００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項８に記載のホットスタンプ用鋼板。
  10. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．００１～２．００％、
    　Ｃｕ：０．００１～２．００％、および、
    　Ｎｉ：０．００１～２．００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項８または請求項９に記載のホットスタンプ用鋼板。
  11. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．０２００％、
    　を含有する、
    　請求項８から請求項１０までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  12. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、および、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項８から請求項１１までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  13. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％、
    　を含有する、
    　請求項８から請求項１２までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  14. 　表面にめっき層を有する、
    　請求項８から請求項１３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  15. 　請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、
    　請求項８から請求項１３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記ホットスタンプ用鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える、
    　ホットスタンプ成形品の製造方法。
  16. 　請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、
    　請求項８から請求項１３までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板を、接合用鋼板と接合して接合鋼板とする接合工程と、
    　前記接合工程後の接合鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記接合鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える、
    　ホットスタンプ成形品の製造方法。
  17. 　請求項７に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、
    　請求項１４に記載のホットスタンプ用鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える、
    ホットスタンプ成形品の製造方法。
  18. 　請求項７に記載のホットスタンプ成形品を製造する方法であって、
    　請求項１４に記載のホットスタンプ用鋼板を、接合用鋼板と接合して接合鋼板とする接合工程と、
    　前記接合工程後の接合鋼板を加熱温度Ｔ℃まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記接合鋼板に対してホットスタンプを行うホットスタンプ工程と、を備える、
    　ホットスタンプ成形品の製造方法。
  19. 　前記加熱工程において、前記加熱温度Ｔ℃が、前記ホットスタンプ用鋼板のＡｃ１点を超える温度であり、
    　前記ホットスタンプ工程において、ホットスタンプ開始温度が（Ｔ－３００）℃以上の温度である、
    　請求項１５～１８のいずれか一項に記載のホットスタンプ成形品の製造方法。
  20. 　請求項８から請求項１４までのいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板を製造する方法であって、
    　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｐ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．５００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．３０％以上２．００％未満、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｂ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂｉ：０～０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物であるスラブに対して、熱間圧延を施した後、８００℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板に６５０℃を超える温度域まで加熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする熱延板焼鈍工程と、を備える、
    　ホットスタンプ用鋼板の製造方法。
  21. 　さらに、前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延焼鈍鋼板に、
    　任意に、冷間圧延、及び焼鈍のいずれかまたは両方を行った後、めっきを行うめっき工程を備える、
    　請求項２０に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
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US16/651,659 US11565299B2 (en) 2017-10-02 2018-10-02 Hot stamped product, steel sheet for hot stamp, and manufacturing method thereof
CA3077793A CA3077793A1 (en) 2017-10-02 2018-10-02 Hot stamped product, steel sheet for hot stamp, and manufacturing method thereof
KR1020207009092A KR102404647B1 (ko) 2017-10-02 2018-10-02 핫 스탬프 성형품 및 핫 스탬프용 강판 그리고 그들의 제조 방법
CN201880063548.7A CN111164229B (zh) 2017-10-02 2018-10-02 热压印成形品和热压印用钢板、以及它们的制造方法
BR112020005755-0A BR112020005755A2 (pt) 2017-10-02 2018-10-02 produto estampado a quente, chapa de aço para estampagem a quente e método de fabricação do mesmo
EP18864486.8A EP3693485A4 (en) 2017-10-02 2018-10-02 HOT STAMP MOLDED ARTICLE, HOT STAMPED STEEL SHEET, AND PROCESSES FOR THE PRODUCTION OF THE SAME
MX2020003896A MX2020003896A (es) 2017-10-02 2018-10-02 Producto estampado en caliente, lamina de acero para estampado en caliente y metodo de fabricacion de los mismos.

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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020204037A1 (ja) * 2019-04-01 2020-10-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2020204027A1 (ja) * 2019-04-01 2020-10-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびその製造方法
JP2021031745A (ja) * 2019-08-27 2021-03-01 株式会社神戸製鋼所 低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113215481B (zh) * 2020-01-21 2023-05-23 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有高抗氧化性的压制硬化钢

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002102980A (ja) 2000-07-28 2002-04-09 Aisin Takaoka Ltd 車輌用衝突補強材の製造方法および車輌用衝突補強材
JP2003328031A (ja) 2002-05-13 2003-11-19 Nissan Motor Co Ltd プレス部品の焼入れ方法および焼入れ装置およびプレス部品
JP2004058082A (ja) 2002-07-26 2004-02-26 Aisin Takaoka Ltd テーラードブランクプレス成形品の製造方法
JP2005146354A (ja) * 2003-11-17 2005-06-09 Nippon Steel Corp 高速曲げ変形時のエネルギ吸収量の高い衝突補強部品
JP2005193287A (ja) 2004-01-09 2005-07-21 Nippon Steel Corp 形状精度に優れた高強度部品の製造方法
JP2005248320A (ja) 2004-02-06 2005-09-15 Nippon Steel Corp 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
WO2006038868A1 (en) 2004-10-04 2006-04-13 Gestamp Hardtech Ab A method of hot stamping and hardening a metal sheet
WO2008132303A1 (fr) 2007-03-14 2008-11-06 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
JP2009061473A (ja) 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
WO2012157581A1 (ja) * 2011-05-13 2012-11-22 新日本製鐵株式会社 ホットスタンプ成形品、ホットスタンプ成形品の製造方法、エネルギ吸収部材、及びエネルギ吸収部材の製造方法
JP2017025353A (ja) * 2015-07-16 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法と、ホットスタンプ成形品
JP2017193095A (ja) 2016-04-20 2017-10-26 Ｔｏｗａ株式会社 樹脂成形装置及び樹脂成形方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03107425A (ja) * 1989-09-20 1991-05-07 Nippon Steel Corp プレス成形性に優れ、成形後の熱処理による著しい硬化性と高耐食性を有する熱延鋼板の製造方法および該熱延鋼板を用いた鋼構造部材の製造方法
JP2002012980A (ja) * 2000-04-27 2002-01-15 Otsuka Chem Co Ltd マグネシウム及び／又はマグネシウム合金製部品の製造方法
JP2009173959A (ja) * 2008-01-21 2009-08-06 Nakayama Steel Works Ltd 高強度鋼板およびその製造方法
JP5353642B2 (ja) * 2009-11-06 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法
JP5915435B2 (ja) * 2011-07-28 2016-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2862829C (en) * 2012-01-13 2017-09-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
CN102676923A (zh) * 2012-05-29 2012-09-19 上海大学 一种超高热导率热冲压模具用钢及其制备方法
JP5878829B2 (ja) * 2012-05-31 2016-03-08 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2857539A4 (en) * 2012-05-31 2016-07-20 Kobe Steel Ltd HIGH STRENGTH COLD LAMINATED STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
WO2017154727A1 (ja) * 2016-03-11 2017-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002102980A (ja) 2000-07-28 2002-04-09 Aisin Takaoka Ltd 車輌用衝突補強材の製造方法および車輌用衝突補強材
JP2003328031A (ja) 2002-05-13 2003-11-19 Nissan Motor Co Ltd プレス部品の焼入れ方法および焼入れ装置およびプレス部品
JP2004058082A (ja) 2002-07-26 2004-02-26 Aisin Takaoka Ltd テーラードブランクプレス成形品の製造方法
JP2005146354A (ja) * 2003-11-17 2005-06-09 Nippon Steel Corp 高速曲げ変形時のエネルギ吸収量の高い衝突補強部品
JP2005193287A (ja) 2004-01-09 2005-07-21 Nippon Steel Corp 形状精度に優れた高強度部品の製造方法
JP2005248320A (ja) 2004-02-06 2005-09-15 Nippon Steel Corp 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
WO2006038868A1 (en) 2004-10-04 2006-04-13 Gestamp Hardtech Ab A method of hot stamping and hardening a metal sheet
WO2008132303A1 (fr) 2007-03-14 2008-11-06 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil, a ductilite amelioree
JP2009061473A (ja) 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
WO2012157581A1 (ja) * 2011-05-13 2012-11-22 新日本製鐵株式会社 ホットスタンプ成形品、ホットスタンプ成形品の製造方法、エネルギ吸収部材、及びエネルギ吸収部材の製造方法
JP2017025353A (ja) * 2015-07-16 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法と、ホットスタンプ成形品
JP2017193095A (ja) 2016-04-20 2017-10-26 Ｔｏｗａ株式会社 樹脂成形装置及び樹脂成形方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020204037A1 (ja) * 2019-04-01 2020-10-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2020204027A1 (ja) * 2019-04-01 2020-10-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびその製造方法
JPWO2020204037A1 (ja) * 2019-04-01 2021-12-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
JPWO2020204027A1 (ja) * 2019-04-01 2021-12-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびその製造方法
JP7127735B2 (ja) 2019-04-01 2022-08-30 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびその製造方法
JP7151878B2 (ja) 2019-04-01 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
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