WO2021106936A1 - ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板 - Google Patents

ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板 Download PDF

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WO2021106936A1
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cao
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楠見　和久
勝弘 淵上
荒牧　高志
秀昭 入川
晴彦 江口
尚久 本田
諸星　隆
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日本製鉄株式会社
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    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped molded product and a steel plate for hot stamping.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-213593 filed in Japan on November 26, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Hot stamping parts are used for skeletal parts of the vehicle body, and are often used as reinforcing parts around the cabin to secure a living space for occupants and as a route for transmitting a load at the time of a collision. In order to respond to the weight reduction of the vehicle body and the sophistication of collision tests for fuel efficiency regulation, hot stamping parts are also required to have higher strength. However, since the risk of hydrogen embrittlement cracking increases as the strength increases, measures for suppressing hydrogen embrittlement cracking are required.
  • the microstructure is controlled and the cleanliness of inclusions is defined in order to achieve both hardness stability and delayed fracture resistance. Further, in the technique of Patent Document 2, the amount of precipitation of microstructure and inclusions is controlled in order to obtain tensile strength and toughness.
  • Ca is an element added to steel to control the morphology of sulfides. Stretched MnS is suppressed by the formation of spherical CaS. It is said that toughness improves when stretched MnS is suppressed.
  • the black portion is an inclusion containing CaO-Al 2 O 3
  • the white portion is a steel matrix.
  • the present invention has been made in view of such a situation, and an object of the present invention is to prevent hydrogen embrittlement cracking due to coarse inclusions containing CaO-Al 2 O 3 while maintaining a desired tensile strength. It is to provide a hot stamping molded product and a steel plate for hot stamping that can be used.
  • the hot stamped product according to one aspect of the present invention has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 1 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less.
  • a hot stamped product having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities.
  • the tensile strength of the hot stamped molded product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more exceeds 1600 MPa.
  • the feature is that the major axis of the inclusions containing CaO-Al 2 O 3 contained in the hot stamped product is 50 ⁇ m or less.
  • the hot stamp molded product according to one aspect of the present invention has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 1 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less.
  • a hot stamped product having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities.
  • the tensile strength of the hot stamped molded product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more exceeds 1600 MPa.
  • Total elongation measured using a tensile test piece of a hot stamped product charged with hydrogen so that the uniform elongation is El 1 (%) and the amount of diffusible hydrogen is 0.5 ⁇ 0.1 wt ppm. When is El 2 (%), (El 2 / El 1 ) ⁇ 100 ⁇ 100 (%) is satisfied.
  • the maximum length of MnS existing in the central portion of the plate thickness may be 300 ⁇ m or less.
  • By mass% Ni + Cu + Sn: 0.005% or more and 2% or less may be contained.
  • a plating layer may be provided on the surface.
  • the steel sheet for hot stamping has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 1 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less.
  • a hot stamping steel sheet having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities After heating the above steel sheet for hot stamping at 950 ° C. for 1 minute, using a tensile test piece cooled to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 to 100 ° C./s, the atmosphere at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more.
  • the tensile strength measured after being left in exceeds 1600 MPa,
  • the feature is that the major axis of the inclusions containing CaO-Al 2 O 3 contained in the hot stamping steel sheet is 50 ⁇ m or less.
  • the steel sheet for hot stamping according to one aspect of the present invention has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 1 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less.
  • a hot stamping steel sheet having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities is heated at 950 ° C. for 1 minute and then left at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more using a tensile test piece cooled to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 to 100 ° C./s.
  • the maximum length of MnS existing in the central portion of the plate thickness may be 300 ⁇ m or less.
  • By mass% Ni + Cu + Sn: 0.005% or more and 2% or less may be contained.
  • a plating layer may be provided on the surface.
  • a hot stamped molded product and a hot stamping steel sheet that can prevent hydrogen embrittlement cracking while maintaining a desired tensile strength.
  • the present inventors have found that when a material containing hydrogen is subjected to a tensile test, fracture occurs due to hydrogen embrittlement, and coarse inclusions containing CaO-Al 2 O 3 are present at the starting point. It was. Then, hydrogen embrittlement cracks originating from the above inclusions were confirmed.
  • the present inventors conducted a tensile test on a material containing hydrogen, observed the fracture surface, and evaluated the size of inclusions that are the starting points of hydrogen embrittlement cracks. As a result, the major axis of such inclusions was 50 ⁇ m. I found it to be super. From this result, the present inventors have found that hydrogen embrittlement cracking can be prevented by defining the major axis of such inclusions to 50 ⁇ m or less.
  • the hot stamp molded product according to the first embodiment has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 % Or less, one or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less, and having a chemical composition consisting of the balance Fe and
  • the hot stamped product according to the first embodiment has a tensile strength of more than 1600 MPa and CaO contained in the hot stamped product, which has been left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more.
  • the major axis of the inclusions containing Al 2 O 3 is 50 ⁇ m or less.
  • C (C: 0.25% or more and 0.55% or less) C is an element added to secure the material with the structure after cooling as martensite, and it is necessary to add 0.25% or more in order to secure the strength of 1600 MPa or more. If the amount added is too large, it becomes difficult to secure the strength at the time of impact deformation, so the upper limit is set to 0.55%.
  • Si 0.001% or more and 2.0% or less
  • Si is a solid solution strengthened alloy element and is necessary for ensuring strength, but if it exceeds 2.0%, a problem of surface scale occurs. Therefore, Si is specified to be 2.0% or less.
  • the upper limit is preferably 1.0%.
  • the lower limit of the Si addition amount is set to 0.001%. More preferably, the amount of Si added is in the range of 0.01 to 0.5%.
  • Mn 0.3% or more and 3.0% or less
  • Mn is an element that improves strength and hardenability. If it is less than 0.2%, sufficient strength at the time of quenching cannot be obtained, and even if it is added in excess of 3.0%, the effect is saturated. Was specified in the range of 0.3 to 3.0%.
  • the amount of Mn added is more preferably 2.2% or less.
  • Al 0.005% or more and 1.0% or less
  • Al is a necessary element used as a deoxidizing material for molten steel, and is also an element that fixes N, and its amount has a great influence on the crystal grain size and mechanical properties. In order to have such an effect, a content of 0.005% or more is required, but if it exceeds 1.0%, non-metal inclusions increase and surface defects are likely to occur in the product. Therefore, Al is specified in the range of 0.005 to 1.0%.
  • the amount of Al added is more preferably 0.01% or more, and more preferably 0.5% or less.
  • S affects non-metallic inclusions in steel, deteriorating toughness and hydrogen embrittlement resistance. Therefore, S is specified to be 0.003% or less. In addition, S is preferably 0.001% or less.
  • P 0.02% or less Since P is an element that adversely affects toughness and hydrogen embrittlement resistance, P was restricted to 0.02% or less. In addition, P is preferably 0.015% or less. Further, more preferably, P is 0.010% or less.
  • the chemical composition of the hot stamped product according to the present embodiment may further contain at least one selective element of Cr, Mo, Ca, Ni, Cu, and Sn instead of a part of Fe. ..
  • These selective elements may be contained according to the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit of these selective elements, and the lower limit may be 0%. Further, even if these selective elements are contained as impurities, the effects of these selective elements are not impaired.
  • Cr 0% or more and 1.0% or less
  • Cr is an element that improves hardenability. If it exceeds 1.0%, the carbides present after hot rolling, cold rolling or annealing (including after plating) are stabilized, and melting by heating with hot stamping is delayed to reduce hardenability. It is conceivable to do. Therefore, the upper limit of Cr is defined as 1.0%. The lower limit is not specified because it is possible to secure the hardenability required for hot stamping by adding elements that bring about hardenability such as Mn, Mo, and Ni.
  • the amount of Cr added is more preferably 0.05% or more, and more preferably 1.0% or less.
  • Mo 0% or more and 1.0% or less
  • Mo is an element that improves hardenability. If it exceeds 1.0%, the carbides present after hot rolling, cold rolling or annealing (including after plating) are stabilized, and melting by heating with hot stamping is delayed to reduce hardenability. It is conceivable to do. Therefore, the upper limit of Mo is defined as 1.0%. The lower limit is not specified because it is possible to secure the hardenability required for hot stamping by adding an element that provides hardenability such as Mn and Ni.
  • the amount of Mo added is more preferably 0.05% or more, and more preferably 0.5% or less.
  • Ca 0% or more and 0.0010% or less
  • Ca is not added in order to suppress the formation of CaO-Al 2 O 3 which can be the starting point of hydrogen embrittlement cracking.
  • it may be mixed from the ladle slag during smelting or the powder used during casting. Therefore, it is necessary to suppress this, and the upper limit of Ca is limited to 0.0010%. Within this range, the possibility of forming coarse CaO-Al 2 O 3 that can be the starting point of hydrogen embrittlement cracking is low.
  • a small amount of CaO-Al 2 O 3 may aggregate and coarsen, so it is important to use a refining method that prevents coarsening.
  • B (B: 0.0005% or more and 0.01% or less) B is added in order to improve the hardenability during press molding or in cooling after press molding, but it is necessary to add 0.0005% or more in order to exert this effect. However, if the amount of this addition is increased unnecessarily, there is a concern of cracking in the heat and the effect is saturated. Therefore, the upper limit of B is preferably 0.01%.
  • Ti, Nb, V, and Zr are added for the purpose of fixing B and N that forms a compound in order to effectively exert the effect of B.
  • Ti, Nb, V, and Zr also have the effect of improving toughness and hydrogen embrittlement by forming carbides and nitrides and suppressing grain growth of austenite during heating to make them finer.
  • the upper limit of these addition amounts is set to 0.5%.
  • the amount of these elements added is 0.005% or more, respectively, from the viewpoint of the amount of addition required to exert the effect.
  • N (N: 0.02% or less) If N exceeds 0.02%, the toughness tends to deteriorate due to the coarsening of the nitride. Therefore, N is preferably defined as 0.02% or less. N is more preferably 0.01% or less.
  • the hot stamped article according to the first embodiment may contain Ni + Cu + Sn (total of Ni, Cu and Sn): 0% or more and 2% or less in mass% as a chemical composition.
  • Ni, Cu and Sn can improve the plating adhesion by adding these elements. Furthermore, improvement in corrosion resistance can be expected. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.005% or more in the total amount of Ni, Cu and Sn. However, since excessive addition increases the alloy cost, the upper limit of the sum of the addition amounts of these elements is set to 2%. More preferably, Ni + Cu + Sn has an upper limit of 1.0% and a lower limit of 0.05%.
  • Mg, Y, As, Sb, and REM are considered to change the shape of MnS, which is a main sulfide, to improve impact characteristics and delayed fracture characteristics, and may be added.
  • the upper limit is preferably 0.1% or less. Further, even when an element not specified above such as Se or W is contained as another element, there is no big problem in the characteristics as long as it does not preferably exceed 0.1%.
  • the hot stamped product according to this embodiment contains impurities.
  • impurity refers to ore, scrap, or a substance mixed from the manufacturing environment or the like as a raw material when steel is industrially manufactured.
  • P, S, O, and N are preferably limited as described above.
  • the content of impurities is preferably small, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value of impurities may be 0%.
  • CaO-Al 2 O 3 is an inclusion that becomes a starting point in hydrogen embrittlement cracking that occurs in a tensile test when a certain amount or more of hydrogen is contained. This is confirmed by observing the fracture surface of the test piece by a tensile test.
  • the stress applied to the inclusions depends on the major axis of the inclusions, and it is presumed that the larger the major axis, the higher the applied stress and the fractures of the inclusions, which becomes the starting point of hydrogen embrittlement cracking. That is, the length of the major axis of the inclusions is important, and it is considered that by limiting this, it is possible to suppress the fracture of the inclusions and suppress the hydrogen embrittlement cracking.
  • the major axis of the inclusions is 50 ⁇ m or less, hydrogen embrittlement cracking does not occur, so it is preferable to specify the major axis of the inclusions as an upper limit of 50 ⁇ m. Further, the major axis of the inclusions is more preferably 30 ⁇ m or less in order to ensure the above effect.
  • the major axis of the inclusions is obtained by observing the fracture surface of the test piece that has been fractured by the tensile test with an SEM (scanning electron microscope). Since the inclusions existing on the fracture surface broken in the tensile test are often broken and not all remain, the iron dents around the inclusions are regarded as the parts where the inclusions were present. The length of the inclusion can be regarded as the major axis of the inclusion. Further, when the thickness of the inclusions in the plate thickness direction is small, the major axis thereof can be defined by setting the range in which the inclusions are clogged in the recess as the inclusions.
  • the major axis of inclusions can be measured directly from images and photographs taken using SEM.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view for explaining inclusions that are the starting points of hydrogen embrittlement cracks, and represents a cross-sectional view of a plane perpendicular to the rolling direction in the steel material S of a hot stamped product. ing.
  • the starting point of fracture by the tensile test is an inclusion in the center of the grain boundary fracture surface formed in an elliptical shape.
  • the longer major axis of the inclusion is the starting point of fracture, and this major axis is the major axis of the inclusion.
  • an inclusion A is present at the center of the grain boundary fracture surface SA
  • an inclusion B is present at the center of the grain boundary fracture surface SB
  • an inclusion C is present at the center of the grain boundary fracture surface SC.
  • the hot stamped product according to the first embodiment has a tensile strength of 1600 MPa measured using a tensile test piece of the hot stamped product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more. Exceed. By leaving the hardened hot stamped product in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more, sufficient hydrogen is released from the inside of the hot stamped product.
  • the maximum length of MnS existing in the central portion of the plate thickness may be 300 ⁇ m or less.
  • the central portion of the plate thickness means a range from the center of the plate thickness to 1/3 of the plate thickness in the plate thickness direction of the hot stamped molded product.
  • the maximum length of the MnS is more preferably 200 ⁇ m or less.
  • MnS Since MnS is stretched for a long time during rolling, it is considered that when stress is applied, stress concentration occurs at the end thereof and becomes the starting point of hydrogen embrittlement cracking. As the MnS becomes longer, the stress generated at the end becomes larger, which promotes the occurrence of hydrogen embrittlement cracks. Further, since MnS is likely to occur in the central segregation portion, the precipitate having the largest size is present in the central portion of the plate thickness. Therefore, it is preferable to specify the maximum length of MnS existing in the central portion of the plate thickness to be 300 ⁇ m or less.
  • the length of MnS can be obtained by mirror-polishing the cross section of the target steel material in the rolling direction and observing MnS at the center of the plate thickness with a metallurgical microscope at a magnification of 200 to 500 times. It can be confirmed that it is MnS by performing elemental analysis with SEM-EDS (scanning electron microscope equipped with EDS :) or EPMA (electron probe microanalyzer: Electron probe Micro Analyzer). It is desirable to carry out observation in about 10 fields of view.
  • central segregation occurs in which solute elements are macro-concentrated.
  • the central segregation is a collection of the surrounding concentrated molten steel in the central part due to the flow of the liquid phase generated by bulging, solidification shrinkage, and the like.
  • solute elements are concentrated as compared with the normal solidification section, and coarse MnS is likely to be generated even if the S concentration is lowered.
  • a method is known in which the slab is reduced to the extent that the solidification shrinkage is compensated, or a flow is generated in the molten steel by electromagnetic agitation to cause equiaxed crystallization.
  • Either method can reduce central segregation and suppress the formation of coarse MnS. Further, if the S concentration is reduced to 0.0030% by mass or less by implementing such a central segregation countermeasure, coarse MnS that causes a problem is hardly generated. In addition, if the S concentration can be reduced to 0.0010% by mass or less, the formation of MnS itself can be suppressed.
  • the hot stamped molded product according to the first embodiment may have a plating layer on the surface.
  • Aluminum plating, aluminum-zinc plating, or zinc plating may be applied to the steel sheet for the hot stamped product as described above.
  • the plating composition is mainly composed of aluminum and zinc, an element such as Ni may be added to improve the characteristics. Further, an element such as Fe may be contained as an impurity.
  • pickling and cold rolling may be carried out by a conventional method, and the subsequent aluminum plating step, aluminum-zinc plating step, and zinc plating step may also be carried out by a conventional method. It's fine.
  • a Si concentration in the bath of 5 to 12% is suitable, and for aluminum-zinc plating, a Zn concentration in the bath is 40 to 50%.
  • a steel sheet having the same characteristics can be manufactured without any particular problem.
  • plating is possible under normal conditions in both continuous plating equipment with a non-oxidizing furnace and continuous plating equipment without an oxidation-free furnace, and special control is required only for this steel sheet. Since it does not, it does not hinder productivity. Further, as long as it is a zinc plating method, any method such as hot-dip galvanizing, electrogalvanizing, and alloyed hot-dip galvanizing may be adopted.
  • the surface of the steel sheet is not pre-plated with metal before plating, but there is no particular problem even if Ni pre-plating, Fe pre-plating, or other metal pre-plating to improve the plating property is applied. Further, a different kind of metal plating, a film of an inorganic compound, an organic compound, or the like may be applied to the surface of the plating layer.
  • the hot stamp molded product according to the second embodiment has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5 % Or less, one or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less, and having a chemical composition consisting of the
  • the hot stamped product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more has a tensile strength of more than 1600 MPa and a uniform elongation of El 1 (%).
  • the total elongation measured using a tensile test piece of a hot stamped product charged with hydrogen so that the amount of diffusible hydrogen is 0.5 ⁇ 0.1 wt ppm is El 2 (%).
  • (El 2 / El 1 ) ⁇ 100 ⁇ 100 (%) is satisfied.
  • the chemical composition of the hot stamped product according to the second embodiment is the same as that of the hot stamped product according to the first embodiment.
  • the hot stamped product according to the second embodiment is the same as the hot stamped product according to the first embodiment, which is a tension of the hot stamped product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more.
  • the tensile strength measured using the test piece exceeds 1600 MPa, and the uniform elongation is El 1 (%).
  • the hot stamped product according to the second embodiment was measured using a tensile test piece of the hot stamped product charged with hydrogen so that the amount of diffusible hydrogen was 0.5 ⁇ 0.1 wt ppm.
  • the total elongation is El 2 (%), (El 2 / El 1 ) ⁇ 100 ⁇ 100 (%) is satisfied.
  • the tensile properties are the tensile test piece of the hot stamped product in a normal state in which hydrogen is released, and the amount of diffusible hydrogen is 0.4 to 0.6 wt ppm (0). It is measured using a tensile test piece of a hot stamped product charged with hydrogen so as to have a concentration of .5 ⁇ 0.1 wt ppm). The amount of diffusible hydrogen can be measured by the thermal desorption method.
  • the steel sheet for hot stamping according to the third embodiment has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5
  • a steel sheet for hot stamping containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less, and having a
  • a tensile test piece obtained by heating the hot stamping steel sheet at 950 ° C. for 1 minute and then cooling to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 to 100 ° C./s is used.
  • the tensile strength measured after being left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more exceeds 1600 MPa, and the major axis of inclusions containing CaO-Al 2 O 3 contained in the hot stamped product is 50 ⁇ m or less. Is.
  • the chemical composition of the hot stamping steel sheet according to the third embodiment is the same as that of the hot stamping molded product according to the first embodiment.
  • a tensile test piece obtained by heating the hot stamping steel sheet at 950 ° C. for 1 minute and then cooling to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 to 100 ° C./s is used.
  • the tensile strength measured after being left in the air for 48 hours or more at room temperature of 20 to 30 ° C. exceeds 1600 MPa. Even if the hot stamping steel sheet is not hot stamped, if the tensile test is performed by heating and quenching under the above conditions, the strength level and hydrogen embrittlement resistance when processed into a hot stamped product can be simulated. Can be predicted and evaluated.
  • Hot stamping steel sheet according to the third embodiment similar to the hot stamping molded article according to the first embodiment, the major diameter of inclusions containing CaO-Al 2 O 3 contained in the hot stamp steel sheet is 50 ⁇ m or less.
  • the steel sheet for hot stamping according to the fourth embodiment has a mass% of C: 0.25% or more and 0.55% or less. Si: 0.001% or more and 2.0% or less, Mn: 0.3% or more and 3.0% or less, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, N: 0.02% or less, Ca: 0% or more and 0.0010% or less, B: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ti: 0.005% or more and 0.5% or less, Nb: 0.005% or more and 0.5% or less, V: 0.005% or more and 0.5% or less, and Zr: 0.005% or more and 0.5
  • a steel sheet for hot stamping containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of% or less, and Ni + Cu + Sn: 0% or more and 2% or less, and having a
  • a tensile test piece obtained by heating the hot stamping steel plate at 950 ° C. for 1 minute and then cooling to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 to 100 ° C./s is used. Measured after being left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more, the tensile strength exceeds 1600 MPa, the uniform elongation is El 3 (%), and the amount of diffusible hydrogen is 0.5 ⁇ . When the total elongation measured using the tensile test piece charged with hydrogen so as to be 0.1 wt ppm is El 4 (%), (El 4 / El 3 ) ⁇ 100 ⁇ 100 (%). I am satisfied.
  • the chemical composition of the hot stamping steel sheet according to the fourth embodiment is the same as that of the hot stamping molded product according to the first embodiment.
  • the hot stamping steel sheet according to the fourth embodiment is the same as the hot stamping molded product according to the first embodiment, and is subjected to a tensile test of the hot stamped product left in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more.
  • the tensile strength measured using the piece exceeds 1600 MPa, and the uniform elongation is El 3 (%).
  • the steel sheet for hot stamping according to the fourth embodiment was hydrogen-charged so that the amount of diffusible hydrogen was 0.5 ⁇ 0.1 wt ppm, as in the case of the hot stamped product according to the second embodiment.
  • the total elongation measured using the tensile test piece of the hot stamped product is El 4 (%), (El 4 / El 3 ) ⁇ 100 ⁇ 100 (%) is satisfied.
  • a heating / quenching process equivalent to hot stamping is performed in a simulated manner, and a tensile test is performed using a hydrogen-released or hydrogen-charged tensile test piece. If the elongation ratio, that is, (El 4 / El 3 ) ⁇ 100 is 100% or more, hydrogen embrittlement does not occur.
  • the molten steel discharged from the converter is used.
  • a method of performing ladle refining in a ladle refining facility (LF: Ladle Furnace), then performing vacuum degassing refining in a vacuum degassing device (DH, RH, etc.), and further casting can be preferably adopted.
  • the desulfurization effect and the amount of CaO-Al 2 O 3 inclusions produced depend on the method of adding Ca or CaO to the molten steel.
  • the following three types of methods for adding Ca and the like, which are carried out in the secondary refining after the operation of the converter, are mainly exemplified.
  • the slag composition (CaO (wt%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) is set to 1.0 to less than 1.1.
  • the slag composition (CaO (mass%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) is set to more than 1.0 to 1.2 in the first half of the LF treatment, and the slag composition (CaO (mass%)) in the latter half of the LF treatment CaO (% by mass)) / (Al 2 O 3 (% by mass)) is set to 0.9 to less than 1.0.
  • (CaO (wt%)) of the slag composition in the first half of the LF process / (Al 2 O 3 (wt%)) was 1.2 to 1.5
  • the slag composition in the second half of the LF process (CaO (Mass%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) is set to 0.7 to 0.9 in the latter half.
  • the first half of the LF treatment can be defined as a desulfurization period (until the S concentration becomes less than 0.003% by mass). Further, the latter half of the LF treatment can be defined as a stirring period (the purpose of improving cleanliness such as floating removal of non-metal inclusions) following the desulfurization period. Further, CaO concentration (slag composition of (CaO (wt%)) / (Al 2 O 3 (wt%))) can be measured by a fluorescent X-ray method.
  • the hot stamped product according to the first embodiment or the second embodiment and the hot stamping steel plate according to the third embodiment or the fourth embodiment are subjected to slag refining using LF to control the slag composition. Therefore, CaO-based flux and CaO-containing slag are added to the slag instead of the molten steel, and in the first half of the LF treatment, the slag composition (CaO (mass%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) is 1 In order to control the range from 0 to 1.5 and reduce CaO-Al 2 O 3 system inclusions in the latter half of the LF treatment, (CaO (mass%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) ) In the range of 0.7 to 1.1 (preferably, in the first half of the LF treatment, the slag composition (CaO (% by mass)) / (Al 2 O 3 (% by mass)) is more than 1.1 to 1.2.
  • the slag composition (CaO (mass%)) / (Al 2 O 3 (mass%)) is 1.0 to less than 1.1, or in the first half of the LF treatment, the slag composition (CaO (mass%)) (% by mass)) / (Al 2 O 3 (% by mass)) is set to more than 1.0 to 1.2, and in the latter half of the LF treatment, the slag composition (CaO (% by mass)) / (Al 2 O 3 (% by mass)) ))) Is 0.9 to less than 1.0, more preferably 1.2 to 1.5 of the slag composition (CaO (% by mass)) / (Al 2 O 3 (% by mass)) in the first half of the LF treatment. and then, (CaO (wt%)) of the slag composition in the second half of the LF process / (Al 2 O 3 (wt%)) by controlling the second half 0.7-0.9), and to obtain
  • the time from the end of secondary refining to the start of casting is preferably in the range of 20 to 120 minutes. If the time exceeds 120 minutes, the agglomeration and coarsening of inclusions progresses remarkably, so the time is preferably 120 minutes or less. On the other hand, it is technically difficult to start casting in less than 20 minutes.
  • the slab is manufactured by casting after the above-mentioned secondary refining.
  • continuous casting which is generally popular, can be adopted.
  • the produced slab is heated to 1000 to 1400 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 800 to 1000 ° C. and a winding temperature of 300 to 800 ° C. and a plate thickness of 1.5 to 6.0 mm. Is preferable. After that, it is preferable to carry out cold rolling or warm rolling at a rolling reduction of 30 to 85% to obtain a rolled steel sheet.
  • the rolled steel sheet may be subjected to a surface treatment such as the plating treatment described above.
  • the hot stamping steel plate according to the third embodiment or the fourth embodiment may be obtained by the above procedure.
  • the heating conditions are preferably maintained at a temperature of 850 to 1000 ° C. for a time of 10 seconds to 20 minutes.
  • stamping is started at an Ar 3 transformation temperature or higher, a load of a surface pressure of 3 MPa or higher, more preferably 10 MPa or higher is applied in the mold to hold the bottom dead point for 3 to 30 seconds, and cooling is performed.
  • the completion is preferably at a temperature below the martensitic transformation completion temperature, preferably at 200 ° C. or lower.
  • the hot stamped molded product and the hot stamping steel plate of the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • the examples shown below are merely examples of the present invention, and the hot stamped molded product and the hot stamping steel sheet of the present invention are not limited to the following examples.
  • Example 1 Steel type No. shown in Table 1.
  • the following three types of secondary refining methods A, B and C were carried out and the results were obtained.
  • "-" of Table 1 or Table 3 means that the content of these elements was less than the detection limit.
  • S 0.0004 to 0.0015% by mass
  • Ca 0.0001 to 0.0008% by mass changed, but this is a change derived from the secondary refining method.
  • S and Ca in Table 1 the results by the secondary refining method A are shown.
  • slag CaO (mass%) / Al 2 O 3
  • LF energized type ladle refining device
  • a desulfurization agent containing CaO as a main component was blown into the molten steel together with an inert gas by an injection type ladle refining apparatus to perform desulfurization.
  • the basic unit of the desulfurizing agent used at this time is 2.0 to 5.0 kg / steel-ton.
  • Table 2 shows the method of secondary refining with symbols A, B and C.
  • Steel type No. in Table 2 Is the steel type No. in Table 1. Corresponds to.
  • a slab having the chemical components shown in Table 1 (mass%, the balance consisting of Fe and impurities) was produced by continuous casting.
  • the casting was performed with a vertical curved continuous casting machine (vertical portion: 2.5 m) at a casting speed in the range of 1.0 to 1.2 m / min.
  • the time from the end of the secondary refining to the start of casting was in the range of 20 to 120 minutes.
  • Each manufactured slab was heated to 1050 to 1350 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 830 to 900 ° C. and a winding temperature of 450 to 730 ° C. and a plate thickness of 3.3 mm. Then, it was cold-rolled to a plate thickness of 1.6 mm to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • these cold-rolled steel sheets and surface-treated steel sheets are heated to an austenite region of 950 ° C. having 3 points or more of Ac by furnace heating, and then from 900 ° C. having 3 points or more of Ac in a press machine having a water-cooled die. Hardened.
  • the shape of the mold was flat for the purpose of evaluating the characteristics after quenching.
  • the bottom dead center holding time was set to 10 seconds, and cooling was performed with a mold.
  • the temperature after cooling was 200 ° C. or lower.
  • a part was cut out from the molded product formed by the above hot stamping method to prepare a tensile test piece.
  • the plating layer was removed by chemical treatment or mechanical grinding before collecting the tensile test piece.
  • the plating was removed by immersing in a solution containing an inhibitor (Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.) that prevents the dissolution of Fe in 5% hydrochloric acid for 24 hours.
  • an inhibitor Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.
  • the plating layer was removed using a milling cutter or the like.
  • the sampling direction of the tensile test piece was a direction perpendicular to the rolling direction of the steel material, and the shape was a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the shape of the tensile test piece may be collected.
  • the shape of the tensile test piece be the test piece described in JIS or ISO if possible, but if the shape cannot be collected, a shape different from the standard may be used.
  • test piece was evaluated as follows.
  • Tensile strength the tensile strength of the test piece after quenching was determined by a tensile test based on JIS Z 2241 (2011). A JIS No. 5 test piece was used as the test piece, and the crosshead displacement speed was fixed at 2 mm / min. Other conditions were carried out by the method described in JIS Z 2241 (2011). Before carrying out this test, hydrogen was released by leaving it in the air at room temperature of 20 to 30 ° C. for 48 hours or more. A case where a tensile strength of 1600 MPa or more was obtained in the tensile test was regarded as acceptable.
  • the amount of diffusible hydrogen was measured under the following conditions using the thermal desorption method.
  • a material obtained by removing the plating layer by chemical treatment or mechanical grinding before collecting tensile test pieces is used in accordance with the above method.
  • a sample for measuring hydrogen is ultrasonically cleaned in acetone for 120 seconds, then placed in a quartz tube installed in a small heating furnace to raise the temperature, and hydrogen released by gas chromatography using Ar as a carrier gas.
  • the temperature rise rate was 100 ° C./hour, and sampling was performed for 5 minutes / time.
  • the cumulative amount of hydrogen released up to 250 ° C. in this measurement was defined as diffusible hydrogen. This measurement was performed using JTF-20A manufactured by J-Science Lab.
  • a tensile test piece that had been charged with hydrogen was subjected to a tensile test at a tensile speed of 2 mm / min, and it was confirmed whether or not fracture would occur due to hydrogen embrittlement before reaching the tensile strength. Samples that did not break were accepted. Five tensile tests were performed, and the one with 0 breaks was regarded as "pass ( ⁇ : GOOD)", and the one with even one break was regarded as "fail (x: BAD)".
  • the starting point of fracture is the center of the grain boundary fracture surface formed in an elliptical shape.
  • the longer the major axis of the inclusions was the starting point. For example, in the example of FIG. 2, it is determined that the inclusion of A having the longest major axis lA of the inclusion is the starting point.
  • the composition of inclusions present at the starting point of fracture was analyzed by EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) or EPMA. It was confirmed that the composition contained Ca, Al, and O, and CaO-Al 2 O 3 was contained. Here, it was confirmed that Ca and Al were contained in an amount of 1% or more and O was contained in an amount of 5% or more by weight. In addition, other elements were also confirmed.
  • composition analysis result of the inclusions existing at the starting point of fracture in Table 2 or Table 4 those containing 1% or more of Ca, Al, or O are marked with “ ⁇ ”, and Ca, Al, or O is 1%. Those containing less than or not detected were marked with "-”.
  • the elements of inclusions are measured low because the signal of the base metal (steel matrix) is included in the observation of the precipitate composition on the fracture surface. Often done. Therefore, even an analytical value of this degree can be evaluated as being contained in inclusions.
  • the major axis of the inclusions was measured as follows. First, the inclusions that are the starting points of hydrogen embrittlement cracks as described above were confirmed by SEM. Since the inclusions existing on the fracture surface are often destroyed and not all remain, the length (major axis) of the iron dents around the inclusions is used as the part where the inclusions existed. It was measured. When the thickness of the inclusions in the plate thickness direction was small, the major axis was measured with the size of the inclusions up to the point where the inclusions were clogged in the recess.
  • MnS The length of MnS was measured by the following method. The cross section of the steel material in the rolling direction was mirror-polished, and MnS at the center of the plate thickness was observed with a metallurgical microscope at a magnification of 200 to 500 times, the length was measured, and the longest one was recorded. Observation was performed in 10 or more fields of view. The central portion of the plate thickness is in the range from the center of the plate thickness to the thickness of 1/3 of the plate thickness.
  • the inclusions observed by such stretching are MnS.
  • elemental analysis may be performed by SEM-EDS or EPMA.
  • the length of MnS was accepted up to 300 ⁇ m. MnS may not be observed in this evaluation, in which case the length is described as 0 ⁇ m.
  • Table 2 also shows the tensile strength, the fracture state in the tensile test after hydrogen charging, the composition and major axis of inclusions that are the starting point for observing the fracture surface, and the length of MnS.
  • Experiment No. 2 performed in the secondary refining method B. In 2, 5, 8 and 11, fracture occurred in the tensile test after hydrogen charging, and it was confirmed from the fracture surface observation that inclusions containing CaO-Al 2 O 3 having a major axis of 50 ⁇ m or more existed as the starting point.
  • a current-type ladle refining device (LF) is used to control the desulfurization and inclusion composition, respectively, in the first half and the second half of the treatment of slag (CaO (mass%) / Al 2 O). 3 (mass%)) was adjusted to be lower in the second half than in the first half.
  • slag CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)
  • Example 2 A slab of the chemical components shown in Table 3 (mass%, the balance consisting of Fe and impurities) was produced.
  • the slab was manufactured by continuous casting.
  • the casting was performed with a vertical curved continuous casting machine (vertical portion: 2.5 m) at a casting speed in the range of 1.0 to 1.2 m / min.
  • the time from the end of the secondary refining to the start of casting was in the range of 20 to 120 minutes.
  • Each manufactured slab was heated to 1050 to 1350 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 830 to 900 ° C. and a winding temperature of 450 to 730 ° C. and a plate thickness of 3.3 mm. Then, it was cold-rolled to a plate thickness of 1.6 mm to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • hot-dip aluminum plating, alloyed hot-dip galvanizing, or hot-dip galvanizing was performed.
  • SAface treatment is an experimental example of alloying hot-dip galvanizing
  • GI is an experimental example of hot-dip galvanizing
  • AL is an experimental example of hot-dip galvanizing
  • CR is a plating treatment. It means each experimental example with the cold-rolled steel sheet as it is.
  • those cold-rolled steel sheets and surface-treated steel sheets are heated to an austenite region of 950 ° C. having 3 points or more of Ac by furnace heating, and then from 900 ° C. having 3 points or more of Ac in a press machine having a water-cooled die. Hardened.
  • the shape of the mold was a flat mold for the purpose of evaluating the characteristics after quenching.
  • the bottom dead center holding time was set to 10 seconds, and cooling was performed with a mold.
  • the temperature after cooling was 200 ° C. or lower.
  • Example 1 A part was cut out from the hot stamped molded product to create a tensile test piece. As this method, the same method as in Example 1 was used. After that, the tensile strength after quenching was determined by a tensile test in the same manner as in Example 1.
  • Example 1 the hydrogen embrittlement resistance was evaluated in the same manner as in Example 1.
  • the composition and major axis of the inclusions that were the starting points of fracture were measured by the same method as in Example 1.
  • the uniform elongation and the total elongation after hydrogen charging were measured by the same method as in Example 1.
  • the size of MnS was measured by the same method as in Example 1.
  • Table 4 shows the tensile strength, the fracture state in the tensile test after hydrogen charging, the composition / major axis of the inclusions that are the starting points for observing the fracture surface, and the length of MnS.
  • Experiment No. 17 and 25 are experimental examples in which metal Ca was added afterwards for comparison, although they were produced by a method of suppressing the formation of CaO-Al 2 O 3 at the time of secondary refining. Therefore, Experiment No. At 17 and 25, coarse CaO-Al 2 O 3 was generated and the hydrogen embrittlement resistance was lowered.
  • Experiment No. 29 is an example in which the strength was excessively increased because the amount of C was more than the limit. Under this condition, brittle fracture occurred before the tensile strength was measured during the tensile test. For reference, when the Vickers hardness was measured after mirror-polishing the cross section of the steel sheet, a value of 681 was shown. In addition, since the strength of this material was excessively increased, the hydrogen embrittlement resistance was also inferior, and although no coarse inclusions were observed on the fracture surface, the grain boundary fracture surface peculiar to hydrogen embrittlement was exhibited.
  • Example 3 Steel type No. shown in Table 1.
  • the three types of secondary refining methods A, B and C of Example 1 were carried out and the results were compared. The results are shown in Table 5.
  • the slab was manufactured by continuous casting after the above secondary refining.
  • the casting was performed with a vertical curved continuous casting machine (vertical portion: 2.5 m) at a casting speed in the range of 1.0 to 1.2 m / min.
  • the time from the end of the secondary refining to the start of casting was in the range of 20 to 120 minutes.
  • Each manufactured slab was heated to 1050 to 1350 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 830 to 900 ° C. and a winding temperature of 450 to 730 ° C. and a plate thickness of 3.3 mm. Then, it was cold-rolled to a plate thickness of 1.6 mm to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a part was cut out from the cold-rolled steel sheet to prepare a tensile test piece.
  • the plating layer was removed by chemical treatment or mechanical grinding before collecting the tensile test piece.
  • the plating was removed by immersing in a solution containing an inhibitor (Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.) that prevents the dissolution of Fe in 5% hydrochloric acid for 24 hours.
  • an inhibitor Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.
  • the plating layer was removed using a milling cutter or the like.
  • the sampling direction of the tensile test piece was a direction perpendicular to the rolling direction of the steel material, and the shape was a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the shape of the tensile test piece be the test piece described in JIS or ISO if possible, but if the shape cannot be collected, a shape different from the standard may be used.
  • Experiment No. 2 performed in the secondary refining method C. Fracture also occurred in 55, 58, 61, and 64 in the tensile test after hydrogen charging, and it was confirmed from the fracture surface observation that inclusions containing CaO-Al 2 O 3 having a major axis of 50 ⁇ m or more existed as the starting point.
  • a current-type ladle refining device (LF) is used to control the desulfurization and inclusion composition, respectively, in the first half and the second half of the treatment of slag (CaO (mass%) / Al 2 O). 3 (mass%)) was adjusted to be lower in the second half than in the first half.
  • slag CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)
  • Example 3 the results of the experimental example relating to the steel sheet for hot stamping showed the same tendency as the results of the experimental example of the hot stamped molded product of Example 1.
  • Example 4 In order to examine the secondary refining method A of Example 1 in more detail, the first half (CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)) and the second half (CaO (mass%) / Al) of the LF treatment 2 O 3 (mass%)) was changed from the following condition A-1 to condition A-3 to perform secondary refining, and the results were compared.
  • Condition A-1 (CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)) in the first half of the LF treatment is 1.2 or more and 1.5 or less, and (CaO (mass%) / Al 2) in the second half of the LF treatment. O 3 (mass%)) is 0.7 or more and 0.9 or less
  • Condition A-2 The first half (CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)) of the LF treatment is more than 1.0 in the first half.
  • (CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)) in the latter half of the LF treatment is 0.9 or more and less than 1.0
  • Condition A-3 (CaO (mass%) / in the first half of the LF treatment Al 2 O 3 (mass%)) is more than 1.1 in the first half and 1.2 or less, and (CaO (mass%) / Al 2 O 3 (mass%)) in the second half of LF treatment is 1.0 or more and less than 1.1.
  • the target chemical composition is the steel type No. shown in Table 1. Although it was set to 1 to 4, the chemical composition of the steel sheet fluctuated depending on the conditions of the secondary refining. Table 6 shows the actual values of the chemical components. The test results are shown in Table 7.
  • the slab was manufactured by continuous casting after the above secondary refining.
  • the casting was performed with a vertical curved continuous casting machine (vertical portion: 2.5 m) at a casting speed in the range of 1.0 to 1.2 m / min.
  • the time from the end of the secondary refining to the start of casting was in the range of 20 to 120 minutes.
  • Each manufactured slab was heated to 1050 to 1350 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 830 to 900 ° C. and a winding temperature of 450 to 730 ° C. and a plate thickness of 3.3 mm. Then, it was cold-rolled to a plate thickness of 1.6 mm to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheets 65 to 73 were subjected to hot-dip aluminum plating or alloyed hot-dip galvanizing.
  • these cold-rolled steel sheets and surface-treated steel sheets were heated in an austenite region at 950 ° C., which has 3 or more Acc points, for 1 minute by furnace heating, and then quenched so that the average cooling rate was 30 to 100 ° C./s. It was.
  • the temperature after cooling was 200 ° C. or lower.
  • a thermodynamic cycle tester was used to perform such heating and quenching.
  • the plating layer was removed by chemical treatment or mechanical grinding before collecting the tensile test piece.
  • the plating was removed by immersing in a solution containing an inhibitor (Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.) that prevents the dissolution of Fe in 5% hydrochloric acid for 24 hours.
  • an inhibitor Hibiron manufactured by Sugimura Chemical Industrial Co., Ltd.
  • the plating layer was removed using a milling cutter or the like.
  • the sampling direction of the tensile test piece was a direction perpendicular to the rolling direction of the steel material, and the shape was a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the shape of the tensile test piece be the test piece described in JIS or ISO if possible, but if the shape cannot be collected, a shape different from the standard may be used.
  • the present invention it is extremely useful in industry because it is possible to provide a hot stamped molded product and a steel plate for hot stamping that can prevent hydrogen embrittlement cracking while maintaining a desired tensile strength.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及びＮｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品又はホットスタンプ用鋼板を提供する。

Description

ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板
　本発明は、ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板に関する。本願は、２０１９年１１月２６日に、日本に出願された特願２０１９－２１３５９３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　ホットスタンプ部品は車体の骨格部品に用いられ、乗員の生存空間の確保のためのキャビン周りの補強部品や衝突時の荷重を伝達するための経路に用いられることが多い。燃費規制のための車体軽量化と衝突試験の高度化に対応するため、ホットスタンプ部品にもさらなる高強度化が求められている。
　しかし、高強度化すると水素脆化割れ発生のリスクが高くなるため、水素脆化割れを抑制するための対策が求められている。
　たとえば、特許文献１の技術では、硬さ安定性と耐遅れ破壊特性とを両立させるために、ミクロ組織を制御し、かつ介在物の清浄度を規定している。また、特許文献２の技術では、引張強度と靭性とを得るために、ミクロ組織及び介在物の析出量を制御している。
国際公開２０１５／１４７２１６号 特開２０１７－０４３８２５号公報
　本発明者らが、引張強度が１．６ＧＰａを超える鋼製のホットスタンプ部品の水素脆化割れについて研究を行ったところ、水素脆化割れの起点にＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が含まれる介在物が存在することを確認した。
　Ｃａは硫化物の形態制御のために鋼中に添加される元素である。球状のＣａＳの生成により延伸ＭｎＳを抑制する。延伸ＭｎＳが抑制されると靱性が改善するといわれている。
　しかし、本発明者らの検討によれば、Ｃａ添加を行った場合、図１に示すようなＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む粗大な介在物が生成し、この介在物が水素脆化割れの起点となることが判明した。図１では、黒色部がＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物であり、白色部は鋼マトリックスである。
　本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、所望の引張強度を保ちながら、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む粗大な介在物による水素脆化割れを防止することができるホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板を提供することである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形品は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品であって、
　２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された上記ホットスタンプ成形品の引張強度が、１６００ＭＰａを超え、
　ホットスタンプ成形品に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下であることを特徴とする。
（２）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形品は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品であって、
　２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された上記ホットスタンプ成形品の引張強度が１６００ＭＰａを超え、
　均一伸びがＥｌ１（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされたホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ２（％）であるとき、（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００≧１００（％）を満足することを特徴とする。
（３）上記（１）又は（２）に記載のホットスタンプ成形品では、
　板厚中央部に存在するＭｎＳの最大長さが３００μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）から（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形品では、
　質量％で、
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０．００５％以上２％以下、を含有してもよい。
（５）上記（１）から（４）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形品では、
　表面にめっき層を有してもよい。
（６）本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板であって、
　上記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された引張強度が１６００ＭＰａを超え、
　ホットスタンプ用鋼板に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下であることを特徴とする。
（７）本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板であって、
　上記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上放置された後に測定された引張強度が１６００ＭＰａを超え、
　均一伸びがＥｌ３（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされた上記引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ４（％）であるとき、（Ｅｌ４／Ｅｌ３）×１００≧１００（％）を満足することを特徴とする。
（８）上記（６）又は（７）に記載のホットスタンプ用鋼板では、
　板厚中央部に存在するＭｎＳの最大長さが３００μｍ以下であってもよい。
（９）上記（６）から（８）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板では、
　質量％で、
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０．００５％以上２％以下、を含有してもよい。
（１０）上記（６）から（９）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板では、
　表面にめっき層を有してもよい。
　本発明によれば、所望の引張強度を保ちながら、水素脆化割れを防止することができるホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板が提供される。
水素脆化割れの破面で観察されたＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３付近の反射電子像である。 水素脆化割れの起点となる介在物を説明するための模式的な断面図である。
　水素を含有した材料を引張試験したときに、水素脆化により破断が生じ、その起点にＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する粗大な介在物が存在することが、本発明者らによって見出された。そして、上記のような介在物を起点とする水素脆化割れが確認された。
　また、本発明者らによって、このような粗大介在物は数が少ないため、清浄度の測定に一般的に用いられる鋼材断面での観察では見つけることが困難であることも見出された。
　本発明者らは、水素を含有した材料の引張試験を行い、破面の観察を行って水素脆化割れの起点となる介在物のサイズを評価したところ、このような介在物の長径が５０μｍ超であることを見出した。本発明者らは、この結果から、このような介在物の長径を５０μｍ以下に規定することで水素脆化割れを防止できることを見出した。
　以下、本発明の実施形態について例を挙げて説明するが、本発明は、以下で説明する例に限定されないことは自明である。以下の説明では、具体的な数値や材料を例示する場合があるが、本発明の効果が得られる限り、他の数値や材料を適用してもよい。また、以下の実施形態の各構成要素は、互いに組み合わせることができる。
［第１実施形態］
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品である。
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品は、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された前記ホットスタンプ成形品の引張強度が１６００ＭＰａを超え、ホットスタンプ成形品に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下である。
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品の化学組成について説明する。
（Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下）
　Ｃは冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素であり、強度１６００ＭＰａ以上を確保するためには０．２５％以上添加する必要がある。添加量が多すぎると、衝撃変形時の強度確保が困難となるため、その上限を０．５５％とする。
（Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下）
　Ｓｉは固溶強化型の合金元素であり、強度を確保するために必要であるが、２．０％を超えると、表面スケールの問題が生じる。このため、Ｓｉは２．０％以下に規定した。また、鋼板表面にメッキ処理を行う場合は、Ｓｉの添加量が多いとめっき性が劣化するため、上限を１．０％とすることが好ましい。添加量を減少させた場合には材質上大きな問題はないものの、添加量が少ないと製鋼コストが増加するためＳｉの添加量の下限を０．００１％とする。なお、更に好ましくは、Ｓｉの添加量は０．０１～０．５％の範囲である。
（Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下）
　Ｍｎは強度及び焼入れ性を向上させる元素であり、０．２％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、Ｍｎは０．３～３．０％の範囲に規定した。Ｍｎの添加量は、２．２％以下がより好ましい。
（Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下）
　Ａｌは溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、またＮを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。このような効果を有するためには０．００５％以上の含有量が必要であるが、１．０％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため、Ａｌは０．００５～１．０％の範囲に規定した。Ａｌの添加量は０．０１％以上がより好ましく、０．５％以下がより好ましい。
（Ｓ：０．００３％以下）
　Ｓは鋼中の非金属介在物に影響し、靱性と耐水素脆性を悪化させる。このため、Ｓは０．００３％以下に規定した。なお、好ましくは、Ｓは０．００１％以下である。
（Ｐ：０．０２％以下）
　Ｐは靱性や耐水素脆性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．０２％以下に規制した。なお、好ましくは、Ｐは０．０１５％以下である。また、更に好ましくはＰは０．０１０％以下である。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形品の化学組成は、上記Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎのうちの少なくとも１つの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、これらの選択元素の効果は損なわれない。
（Ｃｒ：０％以上１．０％以下）
　Ｃｒは焼入れ性を向上させる元素である。１．０％を超えると熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物を安定化させ、ホットスタンプでの加熱での溶解を遅らせて焼入れ性が低下することが考えられる。そこでＣｒの上限を１．０％と規定した。下限についてはＭｎ、Ｍｏ、Ｎｉといった焼入れ性をもたらす元素を添加することでホットスタンピングに必要な焼入れ性の確保が可能なことから特に規定しない。Ｃｒの添加量は、０．０５％以上がより好ましく、１．０％以下がより好ましい。
（Ｍｏ：０％以上１．０％以下）
　Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素である。１．０％を超えると熱間圧延後、冷間圧延後または焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物を安定化させ、ホットスタンプでの加熱での溶解を遅らせて焼入れ性が低下することが考えられる。そこでＭｏの上限を１．０％と規定した。下限についてはＭｎやＮｉといった焼入れ性をもたらす元素を添加することでホットスタンピングに必要な焼入れ性の確保が可能なことから特に規定しない。Ｍｏの添加量は０．０５％以上がより好ましく、０．５％以下がより好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．００１０％以下）
　Ｃａは水素脆化割れの起点となりうるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３の生成を抑制するためには添加しないことが望ましい。ただし無添加の場合においても製錬時の取鍋スラグや鋳造時で用いられるパウダーから混入する可能性がある。そのため、これを抑制する必要がありＣａの上限値を０．００１０％に限定した。この範囲であれば、水素脆化割れの起点となりうる粗大なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が生成する可能性は低くなる。ただし、精錬条件によっては微量に存在するＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が凝集して粗大化する可能性があり、粗大化を防止する精錬方法を用いることが重要である。
（Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下）
　Ｂはプレス成形中あるいはプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させるために添加するが、この効果を発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、この添加量がむやみに増加すると熱間での割れの懸念があることや、その効果が飽和するため、Ｂの上限は０．０１％とすることが好ましい。
（Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、及びＺｒ：０．５％以下）
　Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒはＢの効果を有効に発揮させるため、Ｂと化合物を生成するＮを固着する目的で添加する。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは、炭化物・窒化物を形成して加熱中のオーステナイトの粒成長を抑制して細粒化することにより、靱性や耐水素脆性を改善する効果もある。しかし、過度の添加は靱性を劣化させるため、これらの添加量の上限を０．５％に規定した。これらの元素の添加量は、効果を発現させるために必要な添加量の観点から、それぞれ０．００５％以上である。
（Ｎ：０．０２％以下）
　Ｎは０．０２％を超えると窒化物の粗大化により靱性が劣化する傾向がみられる。このため、Ｎは０．０２％以下に規定することが好ましい。Ｎは、より好ましくは０．０１％以下である。
（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下）
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品は、化学組成として、質量％で、Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ（Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの合計）：０％以上２％以下を含有してもよい。
　Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎは、これらの元素を添加することにより、めっき密着性を向上させることができる。さらに耐食性向上も期待できる。この効果を得るためには、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの合計量が０．００５％以上の添加が好ましい。ただし過度の添加は合金コストが増加するため、これらの元素の添加量の和の上限を２％とする。より好ましくは、Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎは、上限値は１．０％、下限値は０．０５％である。
　Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＲＥＭは主な硫化物であるＭｎＳの形状を変化させて衝撃特性と遅れ破壊特性を向上させると考えられるため、添加させてもよい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限は０．１％以下が望ましい。
　またその他の元素としてＳｅ、Ｗ等、上記に規定していない元素を含有した場合でも、好ましくは０．１％を超えなければ特性に大きな問題は無い。
　Ｏについては特に規制しないが、過度の添加は靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、Ｏの含有量は０．０１５％以下が望ましい。なお、本実施形態に係るホットスタンプ成形品は、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入するものを指す。これら不純物のなかで、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎは、上記のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
　次に、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品における介在物に関する特徴を説明する。
　ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３は、水素を一定量以上含有した場合の引張試験で生じる水素脆化割れにて、起点となる介在物である。これは、引張試験による試験片の破面の観察により確認される。
　他にも粗大な介在物としてＴｉＮ等が存在するものと考えられるが、本発明者らの研究によれば、ＴｉＮ等が起点として水素脆化割れが生じた例は観察されなかった。そのため、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３は水素脆化割れの起点となる特徴を有することが推察される。
　ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が一定量以上の水素を含有した場合、引張試験で生じる水素脆化割れにて起点となる原因については下記のように推察される。
　すなわち、破面の観察結果からは、起点となったと考えられるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３には亀裂が生じていることが多く、他の析出物・介在物と比較して脆いことが推察される。そのため、引張応力が介在物に付与された際に破壊が生じやすく、その破壊により鋼材の水素脆化割れが引き起こされるものと推察される。
　さらに、介在物に付与される応力は介在物の長径に依存し、長径が大きい方が付加される応力が高くなって介在物が破壊し、水素脆化割れの起点となると推察される。
　すなわち、介在物の長径の長さは重要であり、これを制限することにより介在物の破壊を抑制して水素脆化割れを抑制することが可能となると考えらえる。
　ここで、介在物の長径が５０μｍ以下であれば、水素脆化割れが生じないため、介在物の長径は５０μｍを上限と規定することが好ましい。また、介在物の長径は、上記効果を確実に担保するために、３０μｍ以下であることがより好ましい。
　介在物の長径は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により、引張試験によって破断が生じた試験片の破面を観察することで得られる。引張試験で破断した破面に存在する介在物は破壊されて、すべてが残存していない場合が多いことから、介在物の周囲に存在する鉄の凹みを介在物が存在した部位として、この部位の長さを介在物の長径と見做すことができる。
　また、介在物の板厚方向の厚みが小さい場合には、凹み中に介在物が詰まっている範囲を介在物として、その長径を規定することができる。
　介在物の長径は、ＳＥＭを用いて撮影した画像や写真から直接測定することができる。
　図２は、水素脆化割れの起点となる介在物を説明するための模式的な断面図であり、ホットスタンプ成形品の鋼材Ｓにおいて、製造時に圧延された方向に垂直な平面の断面を表している。
　引張試験による破断の起点は、楕円状に生じた粒界破面の中心の介在物である。楕円状の粒界破面が２か所以上ある場合には、介在物の長径が長い方を破断の起点として、この長径を介在物の長径とする。図２の例では、粒界破面ＳＡの中心に介在物Ａが、粒界破面ＳＢの中心に介在物Ｂが粒界破面ＳＣの中心に介在物Ｃがそれぞれ存在する。
　図２の例では、「（介在物Ａの長径ｌＡ）＞（介在物Ｂの長径ｌＢ）」であり、介在物Ａ～Ｃのうちで、介在物Ａの長径ｌＡが最も長い。よって、介在物Ａが水素脆化割れの起点であると判断し、介在物Ａの長径ｌＡが５０μｍ以下であれば、水素脆化割れが生じないものとする。
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品は、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置されたホットスタンプ成形品の、引張試験片を用いて測定された引張強度が、１６００ＭＰａを超える。
　焼入れ後のホットスタンプ成形品を、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置することで、ホットスタンプ成形品の内部から十分に水素が放出される。
　ホットスタンプ成形品の引張試験片は、ホットスタンプ成形品の平坦な部位から採取することが引張試験結果の精度を確保するという理由から好ましい。
　第１実施形態に係るホットスタンプ成形品は、板厚中央部に存在するＭｎＳの最大長さが３００μｍ以下であってもよい。本実施形態において、板厚中央部とは、ホットスタンプ成形品の板厚方向において、板厚の中心から、板厚の１／３の厚みまでの範囲を意味する。また、上記ＭｎＳの最大長さは、２００μｍ以下であることがより好ましい。
　ＭｎＳは圧延時に長く延伸するため、応力が付与された場合にはその端部に応力集中が生じて水素脆化割れの起点となると考えられる。ＭｎＳが長くなると端部に発生する応力は大きくなるために水素脆化割れ発生を促進する。また、ＭｎＳは中心偏析部に生じやすいことから一番サイズの大きい析出物は板厚中央部に存在する。そこで板厚中央部に存在するＭｎＳについて、その最大の長さを３００μｍ以下と規定することが好ましい。ＭｎＳの長さは、対象とする鋼材の圧延方向の断面を鏡面研磨して２００～５００倍の倍率にて金属顕微鏡にて板厚中央部のＭｎＳを観察することで得られる。ＳＥＭ－ＥＤＳ（ＥＤＳ搭載走査型電子顕微鏡：）またはＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ））にて元素分析をすることで、ＭｎＳであることを確認できる。なお、観察は１０視野程度実施することが望ましい。
　連続鋳造時の鋳片厚み中心部には溶質元素がマクロに濃化する中心偏析が生じる。中心偏析は、バルジングや凝固収縮等により生成する液相の流動によって周囲の濃化溶鋼が中心部に集まったものである。中心偏析部では、通常の凝固部に比べて、溶質元素が濃化しており、Ｓ濃度を低下させたとしても粗大なＭｎＳが生成しやすい。中心偏析を抑制するために、凝固収縮を補償する程度に鋳片を圧下する軽圧下や電磁攪拌で溶鋼中に流動を生じさせて等軸晶化させる方法が知られている。いずれの方法でも中心偏析を軽減し、粗大なＭｎＳの生成を抑制できる。また、このような中心偏析対策を実施することで、Ｓ濃度を０．００３０質量％以下まで低減すれば、問題になるような粗大なＭｎＳはほぼ生成しない。加えて、Ｓ濃度を０．００１０質量％以下まで低減できれば、ＭｎＳの生成そのものを抑制できる。
　また、第１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もよい。
　上述のようなホットスタンプ成形品のための鋼板にアルミニウムめっき、アルミニウム－亜鉛めっき、亜鉛めっきを施しても良い。めっきの組成はアルミニウムや亜鉛が主成分であるものの、特性向上のためにＮｉなどの元素を添加してもよい。また不純物としてＦｅなどの元素が含まれてもよい。
　なお、上述のようなホットスタンプ成形品のための鋼板の製造方法に関して、酸洗及び冷間圧延は常法でよく、その後のアルミニウムめっき工程あるいはアルミニウム－亜鉛めっき工程、亜鉛めっき工程についても常法でよい。
　アルミニウムめっきであれば、浴中Ｓｉ濃度は５～１２％が適しており、アルミニウム－亜鉛めっきでは、浴中Ｚｎ濃度は４０～５０％が適している。
　また、アルミニウムめっき層中にＭｇやＺｎが混在しても、アルミニウム－亜鉛めっき層中にＭｇが混在しても特に問題なく同様の特性の鋼板を製造することができる。
　なお、めっき工程における雰囲気については、無酸化炉を有する連続式めっき設備でも無酸化炉を有しない連続式めっき設備でも通常の条件とすることでめっき可能であり、本鋼板だけ特別な制御を必要としないことから生産性を阻害することもない。また、亜鉛めっき方法であれば、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどいかなる方法を採用しても良い。
　以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても特に問題は無い。また、めっき層表面に異種の金属めっきや無機系、有機系化合物の皮膜などを付与してもよい。
［第２実施形態］
　第２実施形態に係るホットスタンプ成形品は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品である。
　第２実施形態に係るホットスタンプ成形品は、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置されたホットスタンプ成形品の引張強度が１６００ＭＰａを超え、均一伸びがＥｌ１（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされたホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ２（％）であるとき、（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００≧１００（％）を満足する。
　第２実施形態に係るホットスタンプ成形品の化学組成は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様である。
　第２実施形態に係るホットスタンプ成形品は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様に、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置されたホットスタンプ成形品の、引張試験片を用いて測定された、引張強度が１６００ＭＰａを超え、均一伸びがＥｌ１（％）である。
　また、第２実施形態に係るホットスタンプ成形品は、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされたホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ２（％）であるとき、（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００≧１００（％）を満足する。
　引張試験片の内部にＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する粗大な介在物が存在すると、水素が作用して水素脆化を引き起こす。水素脆化の生じた引張試験片で引張試験を行った場合、引張試験片は十分に塑性変形せず、本来の引張強度に到達する前に脆性破断してしまう。その結果、伸びが小さい数値となる。
　本来の引張特性（引張強度及び伸び）は、水素を放出した状態の引張試験片を用いて引張試験を行うことにより確認できる。
　ホットスタンプ成形品の良否を判定するにあたり、伸びの比率、すなわち、（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００が１００％以上であれば水素脆化を起こさない。本来ならば、両者の伸びは、同じ均一伸び同士で比較されるべきであるが、水素チャージされた引張試験片は、最大引張荷重に至る前に早期破断してしまう場合が多いため、均一伸びを正確に測定することは難しい。そこで均一伸びに代えて、破断後に測定される全伸び（破断伸び）を計測し、評価する。
　このような全伸びによる評価は、均一伸びの場合よりも厳格な評価になる。
　第２実施形態に係るホットスタンプ成形品において、引張特性は、水素が放出された通常状態のホットスタンプ成形品の引張試験片と、拡散性水素量が０．４～０．６重量ｐｐｍ（０．５±０．１重量ｐｐｍ）となるように水素チャージされたホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定される。
　拡散性水素量は、昇温脱離法により測定することができる。
［第３実施形態］
　第３実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板である。
　第３実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、前記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された引張強度が１６００ＭＰａを超え、ホットスタンプ成形品に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下である。
　第３実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様である。
　第３実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、前記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された引張強度が、１６００ＭＰａを超える。ホットスタンプ用鋼板をわざわざホットスタンプ成形しなくても、上記の条件で加熱・焼入れを行って引張試験を行えば、ホットスタンプ成形品に加工した際の強度レベル及び耐水素脆化特性を模擬的に予測評価できる。
　第３実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様に、ホットスタンプ鋼板に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下である。
［第４実施形態］
　第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、質量％で
Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板である。
　第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、前記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された、引張強度が１６００ＭＰａを超え、均一伸びがＥｌ３（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされた前記引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ４（％）であるとき、（Ｅｌ４／Ｅｌ３）×１００≧１００（％）を満足する。
　第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の化学組成は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様である。
　第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、第１実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様に、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置されたホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された引張強度が、１６００ＭＰａを超え、均一伸びがＥｌ３（％）である。
　また、第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、第２実施形態に係るホットスタンプ成形品と同様に、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされた前記ホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ４（％）であるとき、（Ｅｌ４／Ｅｌ３）×１００≧１００（％）を満足する。
　引張試験片の内部にＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する粗大な介在物が存在すると、水素が作用して水素脆化を引き起こす。水素脆化の生じた引張試験片で引張試験を行った場合、引張試験片は十分に塑性変形せず、本来の引張強度に到達する前に脆性破断してしまう。その結果、伸びが小さい数値となる。
　本来の引張特性（引張強度及び伸び）は、水素を放出した状態の引張試験片を用いて引張試験を行うことにより確認できる。
　ホットスタンプ用鋼板の良否を判定するにあたり、ホットスタンプ成形に相当する加熱・焼入れ処理を模擬的に行って、水素放出または水素チャージされた引張試験片で引張試験を行う。伸びの比率、すなわち、（Ｅｌ４／Ｅｌ３）×１００が１００％以上であれば水素脆化を起こさない。
　本来ならば、両者の伸びは、同じ均一伸び同士で比較されるべきであるが、水素チャージされた引張試験片は、最大引張荷重に至る前に早期破断してしまう場合が多いため、均一伸びを正確に測定することは難しい。そこで均一伸びに代えて、破断後に測定される全伸び（破断伸び）を計測し、評価する。
　このような全伸びによる評価は、均一伸びの場合よりも厳格な評価になる。
［第５実施形態］
　第１実施形態又は第２実施形態に係るホットスタンプ成形品、ならびに第３実施形態又は第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造する方法としては、転炉から出鋼された溶鋼に対して取鍋精錬設備（ＬＦ：Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）で取鍋精錬を行い、その後、真空脱ガス装置（ＤＨ、ＲＨなど）で真空脱ガス精錬を行い、さらに鋳造する方法が好ましく採用できる。
　所望の引張強度を有し、水素脆化割れを防止できるホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形品を製造するためには、精錬の際に鋼中の非金属介在物を極力低減した高清浄度鋼とすることが求められる。転炉内の溶鋼に酸素が吹き込まれ脱炭精錬が終了した後に、溶鋼中の余分な酸素を除去する目的で、アルミニウム（Ａｌ）等の脱酸剤が添加される。この場合、脱酸直後の非金属介在物は基本的にＡｌ２Ｏ３である。一方、鋼の特性に悪影響を及ぼす硫黄（Ｓ）を除去するためにカルシウム（Ｃａ）又は酸化カルシウム（ＣａＯ）等が引き続き添加される。その結果、Ｃａ又はＣａＯと前記Ａｌ２Ｏ３が反応して、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物となることが知られている。
　脱硫効果及びＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物の生成量は、溶鋼中へのＣａ又はＣａＯの添加方法によって左右される。転炉操業後の二次精錬において実施されるＣａ等の添加方法は、主に以下の３種類が例示される。
（１）溶鋼中に金属Ｃａを添加する方法
　介在物の形態を制御する目的、例えば、硫化物を球状のＣａＳ介在物とする目的で、真空脱ガス装置（ＤＨ、ＲＨ等）で精錬中の溶鋼に直接、金属Ｃａを添加する方法がある。この場合、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物を多量に生成するリスクが、次に記載する方法に比べて高くなる。よって、この方法は好ましく用いることができない。
（２）溶鋼中にＣａＯを主成分とする脱硫剤を吹き込む方法
　ＣａＯを主成分とする脱硫剤を溶鋼中に吹き込む場合には、脱硫剤が全てスラグ側に吸収されて溶鋼中から除去されれば、鋼の清浄性が保たれて問題にならない。しかし実際には、脱硫剤が溶鋼中に一部残存して、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３との合体やＡｌとの反応により、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物が生成する。ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物を多量に生成するリスクは、上記の金属Ｃａ添加の場合と同等、もしくは少し低い程度となる。よって、この方法も好ましく用いることができない。
（３）スラグ中にＣａＯを含有するフラックスやスラグを添加する方法
　ＬＦを用いてスラグ精錬を行う場合は、スラグ組成を制御するために、ＣａＯ系フラックスやＣａＯ含有スラグを、溶鋼中ではなくスラグ中に添加する方法がある。スラグ中のＣａＯ濃度（スラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％）））が高くなると、脱硫反応が進んで有利になる。一方、ＣａＯ濃度が高くなり過ぎると、スラグとメタル（溶鋼）間の反応によって、Ｃａ成分が溶鋼へ少量溶解してＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物が生成してしまう。
　上記（３）の方法による場合、スラグ中のＣａＯ濃度（スラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％）））を低め（１．０～１．５）に設定することが好ましい。ただし、操業の変動によって粗大なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物が生成する可能性がある。
　そこで、本実施形態に係る方法では、ＬＦ処理の前半では滓化性と脱硫反応を考慮して、スラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０～１．５の範囲に制御し、ＬＦ処理の後半ではＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物の低減を図るために、（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．７～１．１の範囲にすることで、ＬＦ処理の後半のＣａＯ濃度をＬＦ処理の前半のＣａＯ濃度よりも低くなるように、制御してもよい。この方法を採用すれば、脱硫とＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物の低減をバランスよく両立することができる。
　製造コストを低減させる観点からは、好ましくは、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．１超～１．２とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０～１．１未満とする。また好ましくは、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０超～１．２とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．９～１．０未満とする。さらに好ましくは、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．２～１．５とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を後半０．７～０．９とする。
　なお、ＬＦ処理の前半とは、脱硫期（Ｓ濃度が０．００３質量％未満になるまで）と定義できる。またＬＦ処理の後半とは、脱硫期の後に続く撹拌期（非金属介在物の浮上除去などの清浄性を向上させる目的）と定義できる。また、ＣａＯ濃度（スラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％）））は、蛍光Ｘ線法で測定することができる。
　すなわち、第１実施形態又は第２実施形態に係るホットスタンプ成形品、ならびに第３実施形態又は第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ＬＦを用いてスラグ精錬を行い、スラグ組成を制御するために、ＣａＯ系フラックスやＣａＯ含有スラグを、溶鋼中ではなくスラグ中に添加し、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０～１．５の範囲に制御し、ＬＦ処理の後半ではＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物の低減を図るために、（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．７～１．１の範囲（好ましくは、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．１超～１．２とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０～１．１未満または、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０超～１．２とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．９～１．０未満、さらに好ましくは、ＬＦ処理の前半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．２～１．５とし、ＬＦ処理の後半ではスラグ組成の（ＣａＯ（質量％））／（Ａｌ２Ｏ３（質量％））を後半０．７～０．９）に制御することで、所望の特性を得ることができる。
　二次精錬終了から鋳造開始までの時間は、２０～１２０分の範囲が好ましい。当該時間が１２０分を超えると介在物の凝集粗大化が著しく進むため、１２０分以下とすることが好ましい。一方、２０分未満で鋳造を開始することは、操業技術的に実施が困難である。
　本実施形態に係る製造方法では、上記の二次精錬後に、鋳造によりスラブを製造する。鋳造は、一般的に普及している連続鋳造を採用できる。
　次いで、製造したスラブを１０００～１４００℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８００～１０００℃、巻取温度３００～８００℃で板厚１．５～６．０ｍｍの熱延鋼板とすることが好ましい。その後に、圧下率３０～８５％で、冷間圧延又は温間圧延を実施して、圧延鋼板を得ることが好ましい。この圧延鋼板に対して、上述しためっき処理のような表面処理を施してもよい。
　上記のような手順により、第３実施形態又は第４実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を得てもよい。
　次いで、上記の圧延鋼板又は表面処理が施された鋼板を、Ａｃ３変態温度以上に加熱することが好ましい。加熱条件は、８５０～１０００℃の温度にて１０秒～２０分の時間保持することが好ましい。
　次いで、水冷式金型等の冷却機能を有するスタンプ装置（プレス機）にて、成形と同時に焼入れを行い、ホットスタンプ成形品を得ることが好ましい。焼入れ条件は、スタンプ（プレス）をＡｒ３変態温度以上で開始し、金型中で面圧３ＭＰａ以上、より好ましくは１０ＭＰａ以上の荷重を付加して下死点保持を３～３０秒行い、冷却完了を温度がマルテンサイト変態完了温度以下まで、好ましくは２００℃以下とすることが好ましい。
　以下に、本発明のホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例にすぎず、本発明のホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板が下記の例に限定されるものではない。
［実施例１］
　表１に示す鋼種Ｎｏ．１～４の化学成分（質量％、残部がＦｅ及び不純物からなる）において介在物を適正に制御するために、以下の３種類の二次精錬方法Ａ、Ｂ及びＣを実施してその結果を比較した。
　なお、表１又は表３の「－」は、これらの元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。また、精錬方法によって、Ｓ：０．０００４～０．００１５質量％、Ｃａ：０．０００１～０．０００８質量％の範囲で変化したが、これは、二次精錬方法に由来する変化である。表１のＳ及びＣａについては、二次精錬方法Ａによる結果を示している。
　二次精錬方法Ａでは、通電タイプの取鍋精錬装置（ＬＦ）を用いて脱硫と介在物組成を各々制御するために処理の前半と後半でスラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を調整することを行った。
　二次精錬方法Ａでは、まず、スラグ中の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））＝１．０～１．５のスラグにより脱硫を行った後、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物生成量を抑制するためにスラグ中の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．７～１．１の範囲に制御した。
　二次精錬方法Ｂでは、ＬＦを用いて上記と同様のスラグで、一定の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））＝１．０～１．５で脱硫を行った。
　二次精錬方法Ｃでは、インジェクション方式の取鍋精錬装置によりＣａＯを主成分とする脱硫剤を不活性ガスとともに溶鋼中に吹き込み、脱硫を行った。このときに使用した脱硫剤の原単位は、２．０～５．０ｋｇ／ｓｔｅｅｌ－ｔｏｎである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表２に二次精錬の方法を記号Ａ、Ｂ及びＣで記載する。表２の鋼種Ｎｏ．は、表１の鋼種Ｎｏ．に対応する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の二次精錬後、連続鋳造により表１示す化学成分（質量％、残部がＦｅ及び不純物からなる）のスラブを製造した。鋳造は、垂直曲型連鋳機（垂直部：２．５ｍ）で鋳造速度１．０～１．２ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造した。また、二次精錬終了から鋳造開始までの時間は、２０～１２０分の範囲とした。
　製造した各スラブを１０５０～１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８３０～９００℃、巻取温度４５０～７３０℃で板厚３．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後に板厚１．６ｍｍに冷間圧延して冷延鋼板を得た。
　また、実験Ｎｏ．１～９の冷延鋼板については、溶融アルミニウムめっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施した。
　表２の「表面処理」の項目において、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっきを施した実験例、ＡＬは溶融アルミニウムめっきを施した実験例、ＣＲはめっき処理をしない冷延鋼板のままの実験例をそれぞれ意味する。
　その後、これらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ａｃ３点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にて焼入れを行った。焼入れ後の特性評価を目的として、金型の形状は平板状とした。下死点保持時間は１０秒間として金型による冷却を行った。冷却後の温度は２００℃以下であった。
　次いで、上記のホットスタンプ法によって成形した成形品から一部分を切り出して引張試験片を作成した。
　めっき層を有する供試材の場合は、引張試験片採取の前にめっき層を化学的処理もしくは機械研削により除去した。
　アルミニウムめっきの場合には２０％の苛性ソーダに２４時間浸漬し、その後１８％の塩酸に鉄の溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に３時間浸漬して表面の生成した酸洗残差を除去した。
　亜鉛めっきの場合には５％の塩酸にＦｅの溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に２４時間浸漬してめっきを除去した。機械研削の場合はフライスなどを用いてめっき層を除去した。
　引張試験片の採取方向は鋼材の圧延方向に対して直角方向とし、形状はＪＩＳ５号引張試験片とした。本実施例では平板金型にてホットスタンプ成形したため、ＪＩＳ５号引張試験片の採取が可能であったが、実際の部品形状では採取できない場合がある。その場合には採取可能な引張試験片形状としてもよい。
　なお、引張試験片の形状は、可能であればＪＩＳやＩＳＯに記載の試験片とすることが望ましいものの、その形状が採取できない場合には、規格と異なる形状を用いてもよい。
　次いで、各試験片について、以下の評価を行った。
（引張強度）
　まず、焼入れ後の試験片の引張強度をＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠した引張試験により求めた。試験片はＪＩＳ５号試験片を用い、クロスヘッド変位速度は２ｍｍ／分と固定した。他の条件はＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に記載の方法で行った。この試験を実施する前には２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置して水素を放出させた。引張試験にて引張強度が１６００ＭＰａ以上得られた場合を合格とした。
（水素脆性）
　次に水素脆性の評価を行った。
　３％の食塩水＋チオシアン酸アンモニウム（３ｇ／ｌ）中で、評価対象となる引張試験片を陰極として水素チャージした。その後、電気亜鉛めっきを片面の厚みが１０μｍとなるように試験片の両面に施して水素の放出を抑制した。水素チャージで導入する水素は拡散性水素量０．５±０．１重量ｐｐｍとした。
　拡散性水素量は昇温脱離法を用いて下記の条件で測定した。なお、めっき層を有する供試材を評価する場合は、前述の方法に従って、引張試験片採取の前にめっき層を化学的処理もしくは機械研削により除去したものを用いる。
　水素を測定する試料をアセトン中で１２０秒間超音波洗浄した後、小型加熱炉中に設置した石英管の中に設置して昇温し、Ａｒをキャリアガスとして、ガスクロマトグラフィーにより放出される水素を測定した。
　温度上昇率は１００℃／時間とし、サンプリングは５分／回行った。この測定で２５０℃までに放出された累積水素量を拡散性水素とした。この測定は、ジェイ・サイエンス・ラボ製、ＪＴＦ－２０Ａを用いて行った。
　水素チャージを行った引張試験片を引張り速度２ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、引張強度に達する前に水素脆化により破断が生じるかを確認した。破断が生じなかったサンプルは合格とした。引張試験は５本行い、破断が０本であったものを「合格（○：ＧＯＯＤ）」、一本でも破断が生じたものを「不合格（×：ＢＡＤ）」とした。
　破断が生じた場合には、その試験片の破面をＳＥＭにより観察した。破断の起点は楕円状に生じた粒界破面の中心である。楕円状の粒界破面が２か所以上ある場合には介在物の長径が長い方が起点であると判断した。
　たとえば、図２の例では、介在物の長径ｌＡが最も長いＡの介在物が起点であると判断する。
　そして、破断の起点に存在する介在物の組成をＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）もしくはＥＰＭＡにより分析した。組成にはＣａ、Ａｌ、Ｏが含まれ、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が含まれていることが確認された。ここでＣａ、Ａｌは重量比で１％以上、Ｏは５％以上含有していることを確認した。また、その他の元素も確認された。
　なお、表２又は表４の破断の起点に存在する介在物の組成分析結果では、Ｃａ、Ａｌ、又はＯが１％以上含まれるものを「○」とし、Ｃａ、Ａｌ、又はＯが１％未満含まれるか検出できなかったものを「‐」とした。
　なお、このようなＣａ、Ａｌ、Ｏの含有量については、破面での析出物組成の観察では、素地の地鉄（鋼マトリックス）の信号が含まれるため、介在物の元素は低めに測定されることが多い。よって、この程度の分析値でも介在物に含有するものと評価することができる。
（均一伸び及び全伸び）
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に記載の方法にて、各試験片について、均一伸びＥｌ１と水素チャージ後の全伸びＥｌ２とを測定して、Ｅｌ２／Ｅｌ１を求めた。（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００が１００％以上であれば水素脆化を起こさないため、これを良好な結果とした。ここで全伸び、均一伸びとは、それぞれＪＩＳ　Ｚ　２２４１　（２０１１）に記載の破断伸びと最大試験力全伸びである。
（介在物）
　また介在物の長径が５０μｍ超であるかを確認した。
　介在物の長径の測定は下記のように行った。まずＳＥＭにより上記のような水素脆化割れの起点となる介在物を確認した。破面に存在する介在物は破壊されて、すべてが残存していない場合が多いことから、介在物の周囲に存在する鉄の凹みを介在物が存在した部位として、その長さ（長径）を測定した。介在物の板厚方向の厚みが小さい場合には、凹み中に介在物が詰まっているところまでを介在物の大きさとして、その長径を測定した。
　表２又は表４において、介在物の長径が測定できなかったものを「‐」とした。
（ＭｎＳ）
　また、ＭｎＳの長さは下記の方法で測定した。
　鋼材の圧延方向の断面を鏡面研磨して２００～５００倍の倍率にて金属顕微鏡にて板厚中央部のＭｎＳを観察して、その長さを測定し、一番長いものを記録した。観察は１０視野以上行った。板厚中央部は、板厚中心から板厚の１／３の厚みまでの範囲とした。
　本実施例の化学成分の鋼材では、このような延伸して観察される介在物はＭｎＳである。ＭｎＳであることを確認する場合には、ＳＥＭ－ＥＤＳまたはＥＰＭＡにて元素分析をしてもよい。ＭｎＳの長さは３００μｍまでを合格とした。本評価でＭｎＳが観察されない場合があり、その場合は長さを０μｍと記載した。
　引張強度、水素チャージ後の引張試験での破断状況、破面の観察での起点となる介在物の組成・長径、ＭｎＳの長さを表２に併せて示した。
　二次精錬方法Ｂで行われた実験Ｎｏ．２，５，８，１１では、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じ、破面観察から長径５０μｍ以上のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物が起点として存在することが確認された。
　これは、二次精練での通電タイプの取鍋精錬装置（ＬＦ）を用いた脱硫の際に、スラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が高いため、微細なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物の生成量が多く、鋳造までに凝集粗大化したためであると考えられる。
　二次精錬方法Ｃで行われた実験Ｎｏ．３，６，９，１２についても水素チャージ後の引張試験にて破断が生じ、破面観察から長径５０μｍ以上のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物が起点として存在することが確認された。
　これは、二次精練にてインジェクション方式の取鍋精錬装置にて、鋼中にＣａＯを含有する脱硫剤を吹き込んでいるため、脱硫剤が溶鋼中に残存し、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物が生成したためであると考えられる。
　二次精錬方法Ａで行われた実験Ｎｏ．１，４，７，１０については、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じず、引張強度、ＭｎＳのサイズが本発明の範囲にあり、耐水素脆性に優れたホットスタンプ部品が実現できた。
　二次精錬方法Ａでは、通電タイプの取鍋精錬装置（ＬＦ）を用いて、脱硫と介在物組成を各々制御するために処理の前半と後半でスラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を前半よりも後半を低くするように調整した。二次精錬の後半のスラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を低くすることで、微細なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物の生成量が抑制され、鋳造までの間に凝集粗大化する介在物の生成を抑制できたと考えられる。
［実施例２］
　表３に示す化学成分（質量％、残部がＦｅ及び不純物からなる）の鋳片（スラブ）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　鋳片の製造工程の二次精錬では、ＬＦを用いてＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｇＯを含有するスラグにより脱硫を行った。
　二次精錬の前半では（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を１．０～１．５の範囲で制御して脱硫を効率的に行い、二次精錬の後半では（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を０．７～１．１の範囲に制御した。二次精錬の後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））は前半よりも低くなるように調整した。
　二次精錬後には連続鋳造によりスラブを製造した。鋳造は、垂直曲型連鋳機（垂直部：２．５ｍ）で鋳造速度１．０～１．２ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造した。また、二次精錬終了から鋳造開始までの時間は、２０～１２０分の範囲とした。
　製造した各スラブを１０５０～１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８３０～９００℃、巻取温度４５０～７３０℃で板厚３．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後に板厚１．６ｍｍに冷間圧延して冷延鋼板を得た。
　また、一部の実験例では、溶融アルミニウムめっき、合金化溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛めっきを施した。
　表４の「表面処理」の項目において、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっきを施した実験例、ＧＩは溶融亜鉛めっきを施した実験例、ＡＬは溶融アルミニウムめっきを施した実験例、ＣＲはめっき処理をしない冷延鋼板のままの実験例をそれぞれ意味する。
　その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ａｃ３点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にて焼入れを行った。金型の形状は焼入れ後の特性評価を目的として平板状の金型とした。下死点保持時間は１０秒間として金型による冷却を行った。冷却後の温度は２００℃以下であった。
　ホットスタンプをした成形品から一部分を切り出して引張試験片を作成した。この方法は実施例１と同様の方法を用いた。その後に実施例１と同様の方法で焼入れ後の引張強度を引張試験により求めた。
　次に耐水素脆性の評価を実施例１と同様の方法で行った。この評価にて破断が生じた場合には実施例１と同様の方法にて破断の起点となる介在物の組成と長径を測定した。
　また、均一伸び及び水素チャージ後の全伸びを実施例１と同様の方法で測定した。またＭｎＳのサイズを実施例１と同様の方法で測定した。引張強度、水素チャージ後の引張試験での破断状況、破面の観察での起点となる介在物の組成・長径、ＭｎＳの長さを表４に示した。
　なお、すべての実施例において、ホットスタンプ用鋼板の化学成分、及び、ホットスタンプ成形品の化学成分は、表１及び表３に示された加工・成形前の化学成分と同じであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以下に表４の結果を説明する。
　実験Ｎｏ．１３はＣが制限以下であったため、引張強度が不足した。
　実験Ｎｏ．１７，２５は、二次精錬時にはＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３の生成を抑制する方法で製造したものの、比較のためにその後に金属Ｃａを添加した実験例ある。
　そのため、実験Ｎｏ．１７，２５では、粗大なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が生成して耐水素脆性が低下した。
　実験Ｎｏ．２９はＣ量が制限以上であったため、強度が過度に上昇した例である。この条件では引張試験中に引張強度を測定する前に脆性破断が生じた。参考までに、鋼板の断面を鏡面研磨した後にビッカース硬さを測定すると６８１の値を示した。
　またこの材料は過度に強度が上昇したため耐水素脆性も劣位であり、破面に粗大な介在物が見られないにも関わらず、水素脆性特有の粒界破面を呈していた。
　実験Ｎｏ．３３はＭｎ添加量が本発明の規定以下であったために、焼入れ性が不足して引張強度が低下した。
　実験Ｎｏ．３８はＳ添加量が本発明の規定以上であったため、粗大なＭｎＳが生成したため耐水素脆性が低下して破断した。
　実験Ｎｏ．３９はＰ添加量が本発明の規定以上であったため、耐水素脆性が低下して破断した。
　実験Ｎｏ．４０はＣｒの添加量が本発明の規定以上であったためにホットスタンプ前に存在した鉄炭化物が安定化してホットスタンプの加熱にて十分溶解しなかったことから引張強度が低下した。
　他の実験例では、本発明の要件を満たし、引張強度が１６００ＭＰａ以上で耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形品の作製を実現できた。
［実施例３］
　表１に示す鋼種Ｎｏ．１～４の化学成分において介在物を適正に制御するために、実施例１の３種類の二次精錬方法Ａ、Ｂ及びＣを実施してその結果を比較した。その結果を表５に示す。
　上記の二次精錬後に連続鋳造によりスラブを製造した。鋳造は、垂直曲型連鋳機（垂直部：２．５ｍ）で鋳造速度１．０～１．２ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造した。また、二次精錬終了から鋳造開始までの時間は、２０～１２０分の範囲とした。
　製造した各スラブを１０５０～１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８３０～９００℃、巻取温度４５０～７３０℃で板厚３．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後に板厚１．６ｍｍに冷間圧延して冷延鋼板を得た。
　また、実験Ｎｏ．５３～６１の冷延鋼板については、溶融アルミニウムめっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施した。その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である９５０℃のオーステナイト領域に１分加熱した後、平均冷却速度が３０～１００℃／ｓになるように焼入れを行った。冷却後の温度は２００℃以下であった。このような加熱・焼入れを行うにあたっては、熱サイクル試験機を用いた。
　次いで、上記の冷延鋼板から一部分を切り出して引張試験片を作成した。
　めっき層を有する供試材の場合は、引張試験片採取の前にめっき層を化学的処理もしくは機械研削により除去した。
　アルミニウムめっきの場合には２０％の苛性ソーダに２４時間浸漬し、その後１８％の塩酸に鉄の溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に３時間浸漬して表面の生成した酸洗残差を除去した。
　亜鉛めっきの場合には５％の塩酸にＦｅの溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に２４時間浸漬してめっきを除去した。機械研削の場合はフライスなどを用いてめっき層を除去した。
　引張試験片の採取方向は鋼材の圧延方向に対して直角方向とし、形状はＪＩＳ５号引張試験片とした。
　なお、引張試験片の形状は、可能であればＪＩＳやＩＳＯに記載の試験片とすることが望ましいものの、その形状が採取できない場合には、規格と異なる形状を用いてもよい。
　次いで、各試験片について、実施例１と同様の方法で評価を行った。その結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　二次精錬方法Ｂで行われた実験Ｎｏ．５４，５７，６０，６３では、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じ、破面観察から長径５０μｍ以上のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物が起点として存在することが確認された。
　これは、二次精練での通電タイプの取鍋精錬装置（ＬＦ）を用いた脱硫の際に、スラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が高いため、微細なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物の生成量が多く、鋳造までに凝集粗大化したためであると考えられる。
　二次精錬方法Ｃで行われた実験Ｎｏ．５５，５８，６１，６４についても水素チャージ後の引張試験にて破断が生じ、破面観察から長径５０μｍ以上のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物が起点として存在することが確認された。
　これは、二次精練にてインジェクション方式の取鍋精錬装置にて、鋼中にＣａＯを含有する脱硫剤を吹き込んでいるため、脱硫剤が溶鋼中に残存し、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物が生成したためであると考えられる。
　二次精錬方法Ａで行われた実験Ｎｏ．５３，５６，５９，６２については、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じず、引張強度、ＭｎＳのサイズが本発明の範囲にあり、耐水素脆性に優れたホットスタンプ部品が実現できた。
　二次精錬方法Ａでは、通電タイプの取鍋精錬装置（ＬＦ）を用いて、脱硫と介在物組成を各々制御するために処理の前半と後半でスラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を前半よりも後半を低くするように調整した。二次精錬の後半のスラグの（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を低くすることで、微細なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含有する介在物の生成量が抑制され、鋳造までの間に凝集粗大化する介在物の生成を抑制できたと考えられる。
　実施例３に示すように、ホットスタンプ用鋼板に関する実験例の結果は、実施例１のホットスタンプ成形品の実験例の結果と同じ傾向を示した。
［実施例４］
　実施例１の二次精錬方法Ａについてさらに詳細に検討するために、ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））と後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を下記の条件Ａ－１から条件Ａ－３のように変化させて二次精錬を行い、その結果を比較した。
条件Ａ－１：ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が１．２以上１．５以下、ＬＦ処理の後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が０．７以上０．９以下
条件Ａ－２：ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が前半１．０超１．２以下、ＬＦ処理の後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が０．９以上１．０未満
条件Ａ－３：ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が前半１．１超１．２以下、ＬＦ処理の後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））が１．０以上１．１未満
　狙いの化学成分は表１に示す鋼種Ｎｏ．１～４としたものの、二次精錬の条件により鋼板の化学成分が変動した。化学成分の実績値を表６に示す。また試験結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記の二次精錬後に連続鋳造によりスラブを製造した。鋳造は、垂直曲型連鋳機（垂直部：２．５ｍ）で鋳造速度１．０～１．２ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造した。また、二次精錬終了から鋳造開始までの時間は、２０～１２０分の範囲とした。
　製造した各スラブを１０５０～１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８３０～９００℃、巻取温度４５０～７３０℃で板厚３．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後に板厚１．６ｍｍに冷間圧延して冷延鋼板を得た。また、実験Ｎｏ．６５～７３の冷延鋼板については、溶融アルミニウムめっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施した。
　その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ３点以上である９５０℃のオーステナイト領域に１分加熱した後、平均冷却速度が３０～１００℃／ｓになるように焼入れを行った。冷却後の温度は２００℃以下であった。このような加熱・焼入れを行うにあたっては、熱サイクル試験機を用いた。
　次いで、上記の冷延鋼板から一部分を切り出して引張試験片を作成した。めっき層を有する供試材の場合は、引張試験片採取の前にめっき層を化学的処理もしくは機械研削により除去した。
　アルミニウムめっきの場合には２０％の苛性ソーダに２４時間浸漬し、その後１８％の塩酸に鉄の溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に３時間浸漬して表面の生成した酸洗残差を除去した。
　亜鉛めっきの場合には５％の塩酸にＦｅの溶解を防止するインヒビター（スギムラ化学工業製ヒビロン）を添加した溶液に２４時間浸漬してめっきを除去した。機械研削の場合はフライスなどを用いてめっき層を除去した。
　引張試験片の採取方向は鋼材の圧延方向に対して直角方向とし、形状はＪＩＳ５号引張試験片とした。
　なお、引張試験片の形状は、可能であればＪＩＳやＩＳＯに記載の試験片とすることが望ましいものの、その形状が採取できない場合には、規格と異なる形状を用いてもよい。
　次いで、各試験片について、実施例１と同様の方法で評価を行った。その結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　二次精錬方法Ａ－１で行われた実験Ｎｏ．６５，６８，７１，７４については、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じず、引張強度、ＭｎＳのサイズが本発明の範囲にあり、耐水素脆性に優れたホットスタンプ部品が実現できた。
　二次精錬方法Ａ－２で行われた実験Ｎｏ．６６，６９，７２，７５については、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じなかったものの、全伸びが二次精錬方法Ａ－１で行われたものよりも、低い値を示した。
　二次精錬方法Ａ－３で行われた実験Ｎｏ．６７，７０，７３，７６については、水素チャージ後の引張試験にて破断が生じなかったものの、全伸びが二次精錬方法Ａ－１、Ａ－２で行われたものよりも、低い値を示した。
　上記の結果から、ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））よりも高く設定しかつ、ＬＦ処理の前半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））と後半の（ＣａＯ（質量％）／Ａｌ２Ｏ３（質量％））を異なる範囲とすることが望ましいことがわかる。
　本発明によれば、所望の引張強度を保ちながら、水素脆化割れを防止することができるホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板が提供できるため、産業上極めて有用である。

Claims (10)

  1. 　質量％で
    Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
    Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
    　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品であって、
    　２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された前記ホットスタンプ成形品の引張強度が、１６００ＭＰａを超え、
    　前記ホットスタンプ成形品に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下である
    ことを特徴とするホットスタンプ成形品。
  2. 　質量％で
    Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
    Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
    　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ成形品であって、
    　２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された前記ホットスタンプ成形品の引張強度が１６００ＭＰａを超え、
    　均一伸びがＥｌ１（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされた前記ホットスタンプ成形品の引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ２（％）であるとき、（Ｅｌ２／Ｅｌ１）×１００≧１００（％）を満足する
    ことを特徴とするホットスタンプ成形品。
  3. 　板厚中央部に存在するＭｎＳの最大長さが３００μｍ以下である
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形品。
  4. 　質量％で、
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０．００５％以上２％以下、を含有する
    ことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形品。
  5. 　表面にめっき層を有する
    ことを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形品。
  6. 　質量％で
    Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
    Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
    　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板であって、
    　前記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された引張強度が１６００ＭＰａを超え、
    　前記ホットスタンプ用鋼板に含まれるＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３を含む介在物の長径が５０μｍ以下である
    ことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  7. 　質量％で
    Ｃ：０．２５％以上０．５５％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．３％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上１．０％以下、
    Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    Ｎ：０．０２％以下、
    Ｃａ：０％以上０．００１０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、及びＺｒ：０．００５％以上０．５％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上、及び
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０％以上２％以下、を含有し、
    　残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有するホットスタンプ用鋼板であって、
    　前記ホットスタンプ用鋼板を９５０℃で１分加熱後、平均冷却速度３０～１００℃／ｓで２００℃以下まで冷却された引張試験片を用いて、２０～３０℃の室温にて４８時間以上大気中で放置された後に測定された、引張強度が１６００ＭＰａを超え、
    　均一伸びがＥｌ３（％）であって、拡散性水素量が０．５±０．１重量ｐｐｍとなるように水素チャージされた前記引張試験片を用いて測定された全伸びがＥｌ４（％）であるとき、（Ｅｌ４／Ｅｌ３）×１００≧１００（％）を満足する
    ことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
  8. 　板厚中央部に存在するＭｎＳの最大長さが３００μｍ以下である
    ことを特徴とする請求項６又は７に記載のホットスタンプ用鋼板。
  9. 　質量％で、
    Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｓｎ：０．００５％以上２％以下、を含有する
    ことを特徴とする請求項６から８のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
  10. 　表面にめっき層を有する
    ことを特徴とする請求項６から９のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
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