WO2021230149A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

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WO2021230149A1
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less
hot
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hot stamping
steel sheet
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PCT/JP2021/017506
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由梨 戸田
大介 前田
真吾 藤中
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped article.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-084591 filed in Japan on May 13, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Hot stamping is attracting attention as a technology that achieves both formability into automobile parts and strength of automobile parts by performing quenching treatment in a mold at the same time as press working.
  • the hardness of the center of the plate thickness of the pressed part is Hv400 or more
  • the surface layer of the pressed part has a soft layer having a hardness of Hv300 or less
  • the thickness of the soft layer is 20 to 200 ⁇ m.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole-spreading property, in which the texture in the central portion of the steel sheet is controlled.
  • Patent Documents 1 and 2 do not consider improving the bending deformability of both the surface layer portion and the inside of the automobile member.
  • the present invention has been made in view of the above problems. It is an object of the present invention to provide a hot stamp molded article having excellent strength, bendability and ductility.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the hot stamped molded article according to one aspect of the present invention has a chemical composition of% by mass.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 1.8.
  • the ratio of to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 2.3.
  • the hot stamp molded article according to (1) above has a chemical composition of% by mass. Nb: 0.05 to 0.15%, Ti: 0.05 to 0.15%, V: 0.05 to 0.15%, Mo: 0.05-1.0%, Cr: 0.05-1.0%, Cu: 0.05-1.0%, Ni: 0.05-1.0%, B: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.001 to 0.010%, and REM: 0.001 to 0.30% It may contain one or more of the group consisting of. (3)
  • the hot stamp molded product according to (1) or (2) above may have a decarburization index of 0.085 or more.
  • the present inventors have investigated a method capable of not only obtaining a tensile (maximum) strength of 1.5 to 2.5 GPa and excellent bendability after hot stamping, but also suppressing deterioration of ductility. ..
  • the present inventors have high strength by controlling the texture at a predetermined position in the plate thickness direction in addition to softening the surface layer of the steel sheet, which is higher than the conventional one. It was found that excellent bendability can be obtained and deterioration of ductility can be suppressed.
  • the texture is affected by the texture and carbon concentration of the metal structure before hot stamping. Therefore, in order to obtain a desired texture in the hot stamped body, the present inventors control the texture in the steel sheet after hot rolling, and further, in the subsequent annealing, the carbon content of the steel sheet surface layer is determined. It was found that it is effective to reduce it.
  • the hot stamping steel sheet for manufacturing the hot stamping molded product according to the present embodiment by hot stamping will be described in detail.
  • the reason for limiting the chemical composition of the hot stamping steel sheet will be described.
  • the hot stamping steel plate for hot stamping the hot stamped body has a chemical composition of% by mass, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.0010 to 3000%, Mn: 0.30 to 3.00%, Al: 0.0002 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less , Nb: 0 to 0.15%, Ti: 0 to 0.15%, V: 0 to 0.15%, Mo: 0 to 1.0%, Cr: 0 to 1.0%, Cu: 0 to Contains 1.0%, Ni: 0-1.0%, B: 0-0.0100%, Ca: 0-0.010% and REM: 0-0.30%, with the balance from Fe and impurities. Become.
  • each element will be described.
  • C 0.15 to 0.50% C is an element that improves the strength of the hot stamp molded product. If the C content is less than 0.15%, the desired strength cannot be obtained in the hot stamp molded product. Therefore, the C content is set to 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.17% or more, 0.20% or more, and 0.23% or more.
  • the C content is set to 0.50% or less.
  • the C content is 0.46% or less and 0.43% or less.
  • Si 0.0010-3.000%
  • Si is an element that improves the strength of a hot stamp molded product by strengthening the solid solution. If the Si content is less than 0.0010%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.0010% or more.
  • the Si content is preferably 0.050% or more, 0.100% or more, 0.300% or more, 0.500% or more.
  • the Si content exceeds 3.000%, the ferrite content increases and a desired metal structure cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 3.000% or less.
  • the Si content is preferably 2.700% or less and 2.500% or less.
  • Mn 0.30 to 3.00%
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel.
  • the Mn content is set to 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.50% or more, 0.70% or more, and 1.00% or more.
  • the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is 2.70% or less, 2.50% or less, and 2.30% or less.
  • Al 0.0002 to 2.000%
  • Al is an element that deoxidizes molten steel to suppress the formation of oxides that are the starting point of fracture, thereby improving the deformability and enhancing the bendability of the hot stamped compact. If the Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed, coarse oxides are formed, and the above effect cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.0002% or more. The Al content is preferably 0.001% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 2.000%, coarse oxides are formed in the steel, and the bendability of the hot stamped compact is lowered. Therefore, the Al content is set to 2.000% or less. The Al content is preferably 1.700% or less, or 1.500% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity element and segregates at the grain boundaries to become the starting point of fracture. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing P is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.1000% or less
  • S is an impurity element and forms inclusions in the steel. Since this inclusion is a starting point of fracture, the S content is limited to 0.1000% or less.
  • the S content is preferably 0.0500% or less and 0.0300% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing S is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • N is an impurity element and forms a nitride in steel. Since this nitride is the starting point of fracture, the N content is limited to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0050% or less. The lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the N removal cost is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
  • the balance of the chemical composition of the hot stamping steel sheet may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are unavoidably mixed from steel raw materials or scrap and / or in the steelmaking process and are allowed as long as they do not impair the characteristics of the hot stamped compact according to the present embodiment.
  • the hot stamping steel sheet may contain the following elements as optional elements instead of a part of Fe.
  • the content is 0%.
  • Nb 0 to 0.15%
  • Ti 0 to 0.15%
  • V 0 to 0.15%
  • Nb and Ti have the effect of forming carbonitrides in the steel and improving the strength of the hot stamped compact by precipitation strengthening.
  • the content of even one of Nb, Ti and V is 0.05% or more.
  • the Nb content, Ti content, and V content are set to 0.15% or less, respectively.
  • Mo and Cr have the effect of increasing the strength of the hot stamped compact by solidly dissolving in the old austenite granules during heating before hot stamping. In order to surely obtain this effect, it is preferable that the content of even one of Mo, Cr, Cu and Ni is 0.05% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if a large amount of Mo, Cr, Cu and Ni is contained, the Mo content Cr content, the Cu content and the Ni content are preferably 1.0% or less, respectively.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that improves the hardenability of steel.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is 0.0100% or less.
  • Ca and REM are elements that improve the deformability by suppressing the formation of oxides that are the starting points of fracture, and enhance the bendability of the hot stamped compact. In order to surely obtain this effect, it is preferable that the content of even one of Ca and REM is 0.001% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if a large amount of Ca and REM are contained, the Ca content is 0.010% or less and the REM content is 0.30% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • the chemical composition of the above-mentioned hot stamping steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the hot stamping steel sheet has a metal structure consisting of ferrite, granular bainite, bainite and martensite having a total area ratio of 20 to 80%, and a residual structure composed of pearlite and carbides.
  • The% for the metallographic structure described below are all area%.
  • Ferrite, granular bainite, bainite, martensite 20-80% Ferrite, granular bainite, bainite, and martensite are the structures required to obtain the desired texture in a hot stamped body. If the total area ratio of these structures is less than 20%, the desired texture cannot be obtained in the hot stamped body. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 20% or more. It is preferably 30% or more and 40% or more. On the other hand, if the area ratio of these structures is more than 80%, carbon is concentrated in the remaining pearlite, and the carbides are difficult to dissolve during hot stamp heating, which becomes a starting point of cracking during deformation. Therefore, it should be 80% or less. It is preferably 70% or less and 60% or less.
  • the residual structure of the metal structure of the hot stamping steel sheet consists of pearlite and carbides. Since the metal structure of the hot stamping steel sheet does not include the above-mentioned structure and structures other than pearlite and carbides, the area ratio of the residual structure may be 20 to 80%.
  • the diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. , Finish polishing with colloidal silica solution.
  • a thermal field emission scanning electron microscope Using an EBSD analyzer composed of a JEOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL DVC5 type detector), the analysis speed is 200 to 300 points / sec.
  • Ferrite, granular bainite, and bainite are calculated by calculating the area ratio of the region where the crystal structure is bcc using the "Phase Map” function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. And the total area ratio of martensite can be obtained.
  • Pearlite and carbides can be identified by the following methods. After polishing the cross section of the sample with # 600 to # 1500 silicon carbide paper, diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. Apply nightal etching. Next, in a region of 50 ⁇ m in length and 1/8 depth from the surface to 3/8 depth from the surface to the plate thickness at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section, a thermal field emission scanning electron microscope ( Take a picture of multiple fields of view using JSM-7001F) manufactured by JEOL. Draw evenly spaced grids on the photograph to identify the texture at the grid points.
  • a thermal field emission scanning electron microscope Take a picture of multiple fields of view using JSM-7001F manufactured by JEOL.
  • the area ratio of each tissue is obtained by obtaining the number of grid points corresponding to each tissue and dividing by the total number of grid points.
  • the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1500 points.
  • Particles with bright brightness are regarded as carbides, and regions with bright brightness are regarded as granular or plate-like and lamellar-like regions as pearlite.
  • the steel plate for hot stamping has the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ in the aggregate structure from the surface to the plate thickness 1/4 position from the surface.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 1.5, and the plate thickness is 1/4 position from the surface to the plate thickness 1/2 position from the surface.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group is less than 2.0.
  • orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-10> includes ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-20>, and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-10. > And ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> crystal orientations are included.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of the two may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring the strength of the hot stamped compact.
  • the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ The ratio to the extreme density of the orientation group consisting of 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 2.0.
  • the texture of the internal region of the hot stamping steel sheet By preferably controlling the texture of the internal region of the hot stamping steel sheet, it is possible to develop an texture with grain boundaries that are difficult to break in the region that bears the load, such as near the inside of the steel plate, and excellent bending.
  • the load capacity can be improved while maintaining the properties.
  • the ratio of the extreme densities of the orientation group consisting of 12> shall be less than 2.0. It is preferably less than 1.6.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of the above may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring toughness.
  • the extreme density of the surface layer region and the internal region is measured by the following method.
  • the extreme densities of the surface region and the internal region are orientation data measured by the EBSD (Electron Backscattering Diffraction) method using a device combining a scanning electron microscope and an EBSD analyzer and OIM Analysis (registered trademark) manufactured by TSL.
  • EBSD Electro Backscattering Diffraction
  • OIM Analysis registered trademark manufactured by TSL.
  • the measurement range is the region from the surface to the plate thickness 1/4 position (the region starting from the surface and ending at the plate thickness 1/4 position from the surface in the plate thickness direction), and the internal region. With respect to the region from the surface to the plate thickness 1/4 position to the surface to the plate thickness 1/2 position (starting from the plate thickness 1/4 position from the surface in the plate thickness direction, the plate thickness 1/2 in the plate thickness direction from the surface). The area whose end point is the position of).
  • the measurement pitch is 5 ⁇ m / step.
  • the average value of the extreme densities of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> is the orientation consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>.
  • the value divided by the average value of the extreme densities of the group is divided by the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-12> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111.
  • ⁇ The ratio to the extreme density of the azimuth group consisting of ⁇ -1-12>.
  • ⁇ hkl ⁇ represents a crystal plane parallel to the rolling plane
  • ⁇ uvw> represents a crystal plane parallel to the rolling direction. That is, ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> means a crystal in which ⁇ hkl ⁇ is oriented in the plate normal direction and ⁇ uvw> is oriented in the rolling direction.
  • the above-mentioned hot stamping steel sheet may have a plating layer on the surface.
  • a plating layer By having a plating layer on the surface, corrosion resistance can be improved after hot stamping.
  • the plating layer include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot-dip galvanizing layer, an electrozinc plating layer, and an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • the decarburization index of the hot stamping steel sheet is 0.085 or more.
  • the decarburization index is an index for quantifying the amount of carbon reduction in the surface layer of the steel sheet, and can be calculated by the following method.
  • the element concentration distribution in the plate thickness direction in the hot stamping steel sheet is measured using a glow discharge emission analyzer (Glow Discharge Optical Measurement Spectroscopy, GD-OES).
  • the measurement range is 200 ⁇ m from the outermost surface of the steel sheet, and the measurement interval is 0.02 ⁇ m or less. Measurements are performed on all elements contained in the hot stamping steel sheet.
  • part or all of the plating layer or coating is removed by mechanical polishing or chemical polishing so that measurements can be made from the outermost surface of the steel sheet to a depth of 200 ⁇ m. After removing it, it is used for GD-OES measurement.
  • the region where the iron concentration is 90% by mass or more is determined to be a steel sheet, and the measurement point where the iron concentration is 90% by mass is defined as the outermost surface position of the steel sheet.
  • an average value is calculated for the measured carbon concentration (1000 points or more) from the outermost surface position of the steel sheet to a depth of 180 ⁇ m to 200 ⁇ m, and this average value is regarded as the carbon concentration of the steel sheet base material.
  • the measured carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side is 20 ⁇ m
  • the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side is 20 ⁇ m
  • the carbon in the region from the deepest part to the surface layer side is 20 ⁇ m.
  • the absolute value of the difference from the maximum value of the measured concentration is 0.1% or less, and the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side up to 20 ⁇ m and the average value of the carbon concentration from the deepest part to the surface layer side up to 20 ⁇ m.
  • the average value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side up to 20 ⁇ m is the carbon concentration of the steel plate base material. May be.
  • the unit depth is 20 ⁇ m, and the deepest part means the deeper position when the position is described for each unit depth from the position of the outermost surface of the steel sheet to the position of 200 ⁇ m in depth.
  • the “measured value of the carbon concentration in the region from the deepest part to the surface layer side to 20 ⁇ m” means the carbon concentration at the measurement point included in the position from the 100 ⁇ m position to the 120 ⁇ m position.
  • the amount of decrease in carbon concentration per unit depth (value obtained by subtracting the carbon concentration at each measurement point from the carbon concentration of the base metal) is calculated, and the unit depth and carbon The integrated value of the product with the amount of decrease in concentration is obtained and used as the area of the carbon deficient region (area A).
  • the product of the carbon concentration of the base metal and 200 ⁇ m is used as the reference area (area B), and the value obtained by dividing the carbon deficient area (area A) by the reference area (area B) is used as the decarburization index.
  • the hot stamping molded product according to the present embodiment can be obtained by applying the manufacturing method described later to the above-mentioned hot stamping steel sheet.
  • the texture is changed between the surface layer region and the internal region to improve the bendability of the metal structure in the surface layer region and to generate one or more of ferrite and granular bainite. It is characterized by increasing the ductility of the surface layer region. Specifically, in the surface layer region responsible for energy absorption due to bending deformation, an aggregate structure that easily relaxes the strain introduced by bending deformation is developed, and in the internal region that affects the load capacity, grain boundaries that are difficult to break are developed. It is characterized by developing an aggregate tissue with. Since the chemical composition of the hot stamping compact according to the present embodiment is the same as the chemical composition of the hot stamping steel sheet described above, the description thereof will be omitted.
  • the hot stamped body according to the present embodiment is a metal composed of ferrite and granular bainite having a total area ratio of 10 to 30%, and a residual structure consisting of one or more of martensite, bainite and tempered martensite.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is less than 1.8, and the plate thickness is 1/4 position from the surface to the plate thickness 1 from the surface.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of 12> is less than 2.3.
  • The% for the metallographic structure described below are all area%.
  • Ferrite and Granular Bainite 10-30% in total Ferrite and granular bainite are soft and ductile structures. If the total area ratio of ferrite and granular bainite is less than 10%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, in the hot stamping molded product according to the present embodiment, the area ratio of ferrite and granular bainite is 10% or more in total. It is preferably 15% or more and 20% or more. On the other hand, if the total area ratio of ferrite and granular bainite exceeds 30%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of ferrite and granular bainite shall be 30% or less. Preferably, it is 27% or less and 25% or less.
  • ferrite and granular bainite may be contained in a total amount of 10 to 30%, and one of ferrite or granular bainite may be contained in a total amount of 10 to 30%.
  • Remaining structure One or more of martensite, bainite and tempered martensite
  • the hot stamp molded product according to this embodiment has a residual structure consisting of one or more of martensite, bainite and tempered martensite.
  • the area ratio of these residual structures is preferably 70% or more in order to obtain the desired strength. It is preferably 73% or more and 75% or more. Further, in order to obtain the desired ductility, the area ratio of these residual tissues may be 90% or less, 85% or less, and 80% or less.
  • a plate thickness cross section parallel to the rolling direction is obtained from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped body (a position avoiding the end if a sample cannot be collected from this position). Cut out a sample for observation.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that can be observed by about 10 mm in the rolling direction.
  • a diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. ..
  • the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by polishing at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes. Electron backscatter at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section in a region having a length of 50 ⁇ m and a depth of 1/8 of the plate thickness from the surface to a depth of 3/8 of the plate thickness from the surface at a measurement interval of 0.1 ⁇ m. Crystal orientation information is obtained by measurement by diffraction method.
  • an EBSD analyzer composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the obtained crystal orientation information is used to identify the region where the crystal structure is bcc by using the "Phase Map” function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device. Those having a crystal structure of bcc are judged to be martensite, bainite, tempered martensite, granular bainite and ferrite. For these areas, use the "Grain Average Simulation” function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer to martensite the area where the Grain Average Image Simulation value exceeds 3.0 °.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of -12> shall be less than 1.8. It is preferably less than 1.7 and less than 1.6.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of the above may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring the strength.
  • Dexterity can be improved by setting the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of the above to less than 2.3. Therefore, in the aggregate structure of the internal region, the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1.
  • the ratio to the extreme density of the azimuth group consisting of -12> shall be less than 2.3. It is preferably less than 2.2 and less than 2.1.
  • the ratio to the extreme density of the orientation group consisting of the above may be 0.4 or more from the viewpoint of ensuring toughness.
  • the extreme densities of the surface layer region and the internal region may be measured by the same method as for the hot stamping steel sheet.
  • the rolling direction in the hot stamped body may be determined by the following method. First, a test piece is collected so that the plate thickness cross section of the hot stamp molded product can be observed. After finishing the plate thickness cross section of the collected test piece by mirror polishing, observe it using an optical microscope. The observation range is the total thickness of the plate, and the region where the brightness is dark is determined to be an inclusion. Among the inclusions, in the inclusions having a major axis length of 40 ⁇ m or more, the direction parallel to the extending direction of the inclusions is determined to be the rolling direction.
  • the hot stamp molded body according to this embodiment may have a plating layer on the surface.
  • a plating layer By having a plating layer on the surface, corrosion resistance can be improved after hot stamping.
  • the plating layer include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot-dip galvanizing layer, an electrozinc plating layer, and an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • the decarburization index of the hot stamped product is 0.085 or more.
  • It is preferably 0.140 or more, and more preferably 0.180 or more.
  • the upper limit of the decarburization index is 1.000, but in order to maintain excellent bendability and improve the load capacity, it is preferably 0.500 or less, more preferably 0. It is 040 or less.
  • the decarburization index of the hot stamping compact may be measured by the same method as for the hot stamping steel plate.
  • the cast slab is heated to 1200 ° C. or higher and held for 20 minutes or longer, and then the rolling one pass before the final rolling in hot rolling is reduced by 8 to 30% in the temperature range of 850 to 900 ° C. It is preferable to carry out at a rate.
  • the average cooling rate in the temperature range of the hot rolling end temperature to 450 ° C. is less than 10 ° C./s after 2.5 seconds or more have elapsed after the hot rolling end. After that, it is preferable to wind it in a temperature range of 700 ° C. or lower. Further, it is preferable to produce a hot stamping steel sheet having the above chemical composition by performing decarburization annealing.
  • the present inventors have found that the texture that improves bending deformability and load bearing capacity after hot stamping develops by transforming austenite containing a small amount of dislocations into ferrite or granular bainite. Therefore, if the rolling one pass before the final rolling is carried out at a temperature of less than 850 ° C. or the rolling reduction is carried out at a rolling reduction of more than 30%, the austenite dislocation before transformation is not recovered and the final rolling is carried out to obtain dislocations. Austenite-to-ferrite transformations may occur while still contained, inhibiting the development of the desired texture.
  • the rolling one pass before the final rolling is carried out at a temperature of more than 900 ° C. or a rolling reduction of less than 8%, the recovery of dislocations is promoted too much and the dislocation density in austenite becomes too low. , The desired texture may not be obtained. Therefore, it is preferable that the rolling one pass before the final rolling in hot rolling is carried out in a temperature range of 850 to 900 ° C. and a rolling reduction of 8 to 30%.
  • the austenite before transformation is finally rolled without recovering the dislocations, and the austenite is transferred to ferrite with the dislocations. Metamorphosis may occur and impede the development of the desired aggregate.
  • the final rolling of hot rolling is preferably carried out in a temperature range of 800 ° C. or higher and lower than 850 ° C. at a rolling reduction of 6 to 12%.
  • the average cooling rate in the temperature range from the hot rolling end temperature to 450 ° C is set to less than 10 ° C / s, so that the phase transformation to ferrite or granular bainite is performed. Can be promoted to fully develop the desired aggregate. If the average cooling rate in the above temperature range is 10 ° C./s or higher, a desired texture may not be obtained.
  • the average cooling rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • the winding temperature is preferably 700 ° C. or lower.
  • a steel sheet for hot stamping is obtained by the above method.
  • decarburization annealing it is preferable to perform decarburization annealing on the hot stamping steel sheet obtained by the above method.
  • Plating may be performed on the decarburization annealing line, or the annealing line for plating may be passed through again after the decarburization annealing is completed.
  • Examples of the plating layer applied to the surface of the hot stamping steel plate include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot-dip galvanizing layer, an electrozinc plating layer, and an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • an aluminum plating layer an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot-dip galvanizing layer, an electrozinc plating layer, and an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • the atmosphere is a moist atmosphere containing hydrogen, nitrogen or oxygen
  • the decarburization annealing temperature (the maximum temperature reached by the steel sheet) is 700 to 950 ° C
  • the temperature range is 700 to 950 ° C.
  • the residence time is 5 seconds to 1200 seconds. The residence time here means the time from when the temperature of the steel sheet rises and reaches 700 ° C. to when the temperature of the steel sheet is maintained at 700 to 950 ° C. and the temperature of the steel sheet drops and reaches 700 ° C.
  • the maximum temperature reached is less than 700 ° C. and the residence time in the temperature range of 700 to 950 ° C. is less than 5 seconds, the diffusion of C is not sufficiently promoted, so that decarburization does not proceed and the texture of the surface layer region is aggregated. May not be controllable.
  • the maximum reached temperature exceeds 950 ° C. and the residence time in the temperature range of 700 to 950 ° C.
  • the average heating rate during heating may be 0.1 ° C./s or more and 200 ° C./s or less.
  • the average heating rate here is a value obtained by dividing the temperature difference between the surface temperature of the steel sheet at the start of heating and the holding temperature by the time difference from the start of heating to the time when the holding temperature is reached. Further, in the above-mentioned holding, the temperature of the steel sheet may be changed or kept constant in the temperature range of 800 to 1000 ° C.
  • the heating temperature is less than 800 ° C. and the holding time is less than 60 seconds, the dissolution of carbides becomes impure, and the remaining carbides may become the starting point of cracking and the bendability may decrease. If the heating temperature is more than 1000 ° C. and the holding time is more than 600 seconds, the diffusion of C is promoted too much, and the texture of the internal region is ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10>. In some cases, the ratio of the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> cannot be less than 2.3.
  • Examples of the heating method before hot stamping include heating by an electric furnace or a gas furnace, flame heating, energization heating, high frequency heating, induction heating, and the like.
  • hot stamp After holding in the above temperature range, hot stamp.
  • the molding temperature when the molding temperature is 650 ° C. or higher, the total area ratio of ferrite and granular bainite is less than 10%, and the desired ductility cannot be obtained. If the molding temperature is less than 300 ° C., the molding load becomes too high and the mold may be damaged.
  • a hot stamp molded product is obtained by the above method. After hot stamping, tempering may be performed at 150 to 600 ° C. Further, a part of the hot stamped molded product may be tempered by laser irradiation or the like to partially provide a softened region.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one condition example. Not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steel pieces produced by casting the molten steel having the chemical compositions shown in Table 1-1 and Table 1-2 are held in a temperature range of 1200 ° C. or higher for 20 minutes or longer, and then shown in Tables 2-1 to 2-6.
  • Hot rolling, cold rolling and decarburization annealing were performed under the conditions. If necessary, softening heat treatment was performed before decarburization annealing. In addition, plating and plating annealing were performed as necessary. As a result, the hot stamping steel sheets shown in Tables 3-1 to 3-3 were obtained.
  • a hot stamped body was obtained by hot stamping the obtained steel sheet for hot stamping under the conditions shown in Table 4-B-1 to Table 4-B-3. Some hot stamped bodies were tempered at 150 to 600 ° C. after hot stamping. Further, for a part of the hot stamped molded product, a partially softened region was formed by irradiating a part of the hot stamped molded product with a laser and baking it. Tables 5-B-1 to 5-B-3 show the microstructure and mechanical properties of the obtained hot stamped product.
  • the underline in the table indicates that it is out of the scope of the present invention, that it is out of the preferable manufacturing conditions, and that the characteristic value is not preferable.
  • the "extreme density ratio in the texture of the surface layer region" in Tables 5-B-1 to 5-B-3 is " ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-in the texture at the position of 1/4 of the plate thickness from the surface to the surface". The ratio of the extreme density of the orientation group consisting of 10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ -1-10> to the extreme density of the orientation group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12>.
  • the "extreme density ratio in the aggregate structure of the internal region” is " ⁇ 001 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 001 ⁇ ⁇ in the aggregate structure from the surface to the plate thickness 1/4 position to the surface to the plate thickness 1/2 position.
  • the ratio of the extreme density of the azimuth group consisting of -1-10> to the extreme density of the azimuth group consisting of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1-10> to ⁇ 111 ⁇ ⁇ -1-12> is shown.
  • the metal structure and aggregate structure of the hot stamping steel plate and the hot stamping compact were measured by the above-mentioned measuring method.
  • the mechanical properties of the hot stamp molded product were evaluated by the following method.
  • Tensile strength and uniform elongation Tensile (maximum) strength TS and uniform elongation uEl of the hot stamped article are prepared from any position of the hot stamped article in accordance with JIS Z 2241: 2011, and the No. 5 test piece is prepared and pulled. Obtained by conducting a test. The crosshead speed was set to 3 mm / min.
  • the tensile strength TS was 1500 MPa or more, it was judged to be acceptable as having excellent strength, and when it was less than 1500 MPa, it was judged to be rejected as being inferior in strength. Further, when the product of the tensile strength TS and the uniform elongation uEl (TS ⁇ UuEl) is 6000 MPa ⁇ % or more, it is judged to be acceptable as having excellent ductility, and when it is less than 6000 MPa ⁇ %, it is judged to be rejected as being inferior in ductility. ..
  • the bending angle was evaluated by the following method based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Association of the Automotive Industry.
  • VDA238-100 the displacement at the maximum load obtained in the bending test is converted into an angle based on the VDA, and the maximum bending angle ⁇ (°) is obtained.
  • the product (TS ⁇ ⁇ ) of the tensile strength TS and the maximum bending angle ⁇ obtained by the above method is 75,000 MPa ⁇ ° or more, it is judged to be acceptable as having excellent bendability, and when it is less than 75,000 MPa ⁇ °, bending is performed. It was judged to be unacceptable because it was inferior in sex.
  • the hot stamp molded product of the present invention has excellent strength, bendability and ductility.
  • the hot stamp molded product, which is a comparative example is inferior in one or more characteristics.

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Abstract

このホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有し、面積率で、合計で１０～３０％のフェライトおよびグラニュラーベイナイトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなる残部組織と、からなる金属組織を有し、表層領域および内部領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が制御される。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
　本願は、２０２０年５月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０８４５９１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境保護及び省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、自動車部材へ高強度鋼板が適用されている。自動車部材はプレス成形によって製造されるが、鋼板の高強度化に伴い成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下する。そのため、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。
　このような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、自動車部材への成形性と自動車部材の強度とを両立する技術として注目されている。
　鋼板をホットスタンプにより加工した自動車部材において、より高い車体軽量化効果を得るためには、高強度であり、なおかつ衝突特性にも優れた部材を得る必要がある。自動車部材の衝突特性を向上するための技術として、特に、自動車部材の曲げ性を向上する技術が検討されている。
　特許文献１には、プレス部品の板厚中央の硬さがＨｖ４００以上であり、プレス部品の表層に硬さＨｖ３００以下の軟質層を有し、該軟質層の厚さが２０～２００μｍである、衝撃吸収特性に優れた高強度プレス部品が開示されている。
　特許文献２には、鋼板中央部における集合組織を制御した、均一伸びおよび穴広げ性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
　曲げ変形時には、自動車部材の表面から変形が開始して、次第に自動車部材の内部へ変形が進行する。そのため、自動車部材の曲げ性をより向上するためには、自動車部材の表層の曲げ変形能を高めた上で、自動車部材の内部の曲げ変形能を高めることが有効である。特許文献１および２では、自動車部材の表層部および内部の両方の曲げ変形能を向上することについて考慮されていない。
　また、自動車部材の曲げ性を向上するために、自動車部材の表層を軟質化すると、延性が低下する課題がある。
日本国特開２０１５－３０８９０号公報 国際公開第２０１２／１４４５６７号
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものである。本発明は、優れた強度、曲げ性および延性を有するホットスタンプ成形体を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．１５～０．５０％、
Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、
Ｍｎ：０．３０～３．００％、
Ａｌ：０．０００２～２．０００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．１０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．１５％、
Ｔｉ：０～０．１５％、
Ｖ　：０～０．１５％、
Ｍｏ：０～１．０％、
Ｃｒ：０～１．０％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｎｉ：０～１．０％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、および
ＲＥＭ：０～０．３０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　面積率で、合計で１０～３０％のフェライトおよびグラニュラーベイナイトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなる残部組織と、からなる金属組織を有し、
　表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、
　前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満である。
（２）上記（１）に記載のホットスタンプ成形体は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０５～０．１５％、
Ｔｉ：０．０５～０．１５％、
Ｖ　：０．０５～０．１５％、
Ｍｏ：０．０５～１．０％、
Ｃｒ：０．０５～１．０％、
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｎｉ：０．０５～１．０％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、および
ＲＥＭ：０．００１～０．３０％
からなる群のうち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体は、脱炭指標が０．０８５以上であってもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、曲げ性および延性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。
　本発明者らは、ホットスタンプ後において、１．５～２．５ＧＰａの引張（最大）強さおよび優れた曲げ性が得られるだけでなく、延性の劣化を抑制することができる方法について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体において、鋼板の表層を軟質化させることに加えて、板厚方向の所定位置における集合組織を制御することにより、高強度であり、従来よりも優れた曲げ性を得ることができ、且つ延性の劣化を抑制できることを知見した。
　集合組織は、ホットスタンプ前の金属組織の集合組織および炭素濃度に影響を受ける。そのため、本発明者らは、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得るためには、熱間圧延後の鋼板において集合組織を制御しておき、更に、その後の焼鈍において鋼板表層の炭素量を減少させることが有効であることを知見した。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体をホットスタンプして製造するための、ホットスタンプ用鋼板について詳細に説明する。まず、ホットスタンプ用鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体をホットスタンプして製造するための、ホットスタンプ用鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．０００２～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｔｉ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１０％およびＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
　以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０．１５～０．５０％
　Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満では、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７％以上、０．２０％以上、０．２３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％超では、優れた曲げ性を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は、０．４６％以下、０．４３％以下である。
　Ｓｉ：０．００１０～３．０００％
　Ｓｉは、固溶強化により、ホットスタンプ成形体の強度を向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．００１０％未満では、所望の強度を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．００１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、０．３００％以上、０．５００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０００％超では、フェライト量が増加し、所望の金属組織を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は３．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７００％以下、２．５００％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～３．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を向上させて、ホットスタンプ後において所望量のマルテンサイトを得るために、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上、０．７０％以上、１．００％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、Ｍｎ偏析に起因する割れが発生しやすくなり、優れた曲げ性を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．７０％以下、２．５０％以下、２．３０％以下である。
　Ａｌ：０．０００２～２．０００％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める元素である。Ａｌ含有量が０．０００２％未満では、脱酸が十分に行われず、粗大な酸化物が生成して、上記効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．７００％以下、または１．５００％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析することで破壊の起点となる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．１０００％以下
　Ｓは、不純物元素であり、鋼中に介在物を形成する。この介在物は破壊の起点となるため、Ｓ含有量は０．１０００％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０５００％以下、０．０３００％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成する。この窒化物は破壊の起点となるため、Ｎ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　ホットスタンプ用鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　ホットスタンプ用鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｎｂ：０～０．１５％
　Ｔｉ：０～０．１５％
　Ｖ：０～０．１５％
　ＮｂおよびＴｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化によりホットスタンプ成形体の強度を向上する効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうち１種でもその含有量を０．１５％超とした場合には、鋼中に多量に炭窒化物が生成してホットスタンプ成形体の延性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量およびＶ含有量はそれぞれ０．１５％以下とする。
　Ｍｏ：０～１．０％
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｎｉ：０～１．０％
　ＭｏおよびＣｒは、ホットスタンプ前の加熱時に旧オーステナイト粒に固溶することで、ホットスタンプ成形体の強度を高める作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量Ｃｒ含有量、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量を０．０１００％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　ＲＥＭ：０～０．３０％
　ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで変形能を向上し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める元素である。この効果を確実に得る場合、ＣａおよびＲＥＭの１種でもその含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ用鋼板の表面にめっき層を備える場合は、機械研削によりめっき層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体をホットスタンプして製造するための、ホットスタンプ用鋼板の金属組織について説明する。
　ホットスタンプ用鋼板は、面積率で、合計で２０～８０％のフェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトと、パーライトおよび炭化物からなる残部組織と、からなる金属組織を有する。以下に説明する金属組織についての％は全て面積％である。
　フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイト、マルテンサイト：２０～８０％
　フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイト、マルテンサイトは、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得るために必要な組織である。これら組織の合計の面積率が２０％未満であると、ホットスタンプ成形体において所望の集合組織を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は２０％以上とする。好ましくは、３０％以上、４０％以上である。一方、これら組織の面積率が８０％超であると、残部のパーライトに炭素が濃化してしまい、ホットスタンプ加熱時に炭化物が溶解しにくくなり、変形時に割れの起点となる。そのため、８０％以下とする。好ましくは、７０％以下、６０％以下である。
　残部組織：パーライトおよび炭化物
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織の残部組織は、パーライトおよび炭化物からなる。ホットスタンプ用鋼板の金属組織には、上述した組織と、パーライトおよび炭化物以外の組織は含まれないため、残部組織の面積率は２０～８０％としてもよい。
　ホットスタンプ用鋼板の金属組織の測定方法
　ホットスタンプ用鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から、圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を施す。次いで、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｂｃｃである領域の面積率を算出することで、フェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率を得ることができる。
　パーライトおよび炭化物は次の方法で同定することができる。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。次いで、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域において、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて複数視野の写真を撮影する。撮影写真上に等間隔の格子を描き、格子点における組織を同定する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の面積率を得る。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。輝度が明るい粒子を炭化物とみなし、輝度が明るい領域が粒状あるいは板状でラメラ状に配置している領域をパーライトとみなす。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体をホットスタンプして製造するための、ホットスタンプ用鋼板の集合組織について説明する。
　ホットスタンプ用鋼板は、表面～表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５未満であり、表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０未満である。
　なお、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群には、｛００１｝＜１－１０＞、｛００１｝＜１－２０＞、｛００１｝＜０－１０＞および｛００１｝＜－１－１０＞の結晶方位が含まれる。｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群には、｛１１１｝＜１－１０＞、｛１１１｝＜１－２０＞、｛１１１｝＜０－１０＞および｛１１１｝＜－１－１２＞の結晶方位が含まれる。
　表面～表面から板厚１／４位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５未満
　表面～表面から板厚１／４位置（以下、表層領域と記載する場合がある）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を１．５未満とする。
　ホットスタンプ用鋼板の表層領域の集合組織を好ましく制御することで、ホットスタンプの加熱時に、表層領域に炭素が復炭する（低Ｃ濃度の表層領域に内部領域から炭素が拡散する）ことを抑制することができ、なおかつ、鋼板表面近傍のように変形によるエネルギー吸収を担う表層領域において曲げ変形により導入されたひずみを緩和しやすい集合組織を発達させることにより、ホットスタンプ後において、曲げ性に優れたホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．５以上であると、上記効果を得ることができない。そのため、表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は１．５未満とする。好ましくは、１．２未満である。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、ホットスタンプ成形体における強度確保の観点から０．４以上としてもよい。
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０未満
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置（以下、内部領域と記載する場合がある）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．０未満とする。
　ホットスタンプ用鋼板の内部領域の集合組織を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織を発達させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．０以上であると、上記効果を得ることができない。そのため、内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の比は２．０未満とする。好ましくは１．６未満である。
　内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、靱性確保の観点から０．４以上としてもよい。
　極密度の測定方法
　表層領域および内部領域の極密度は、以下の方法により測定する。
　表層領域および内部領域の極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置およびＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法で測定した方位データを、球面調和関数を用いて計算して算出した３次元集合組織を表示する結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から求めることができる。
　測定範囲は、表層領域については、表面～表面から板厚１／４位置の領域（表面を始点とし、表面から板厚方向に板厚１／４の位置を終点とする領域）とし、内部領域については、表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の領域（表面から板厚方向に板厚１／４位置を始点とし、表面から板厚方向に板厚１／２の位置を終点とする領域）とする。測定ピッチは５μｍ／ｓｔｅｐとする。
　｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度の平均値を｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の平均値で除した値を、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比とする。
　なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
　上述したホットスタンプ用鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが例示される。
　ホットスタンプ用鋼板の脱炭指標が０．０８５以上
　ホットスタンプ用鋼板の脱炭指標を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織の発達を促進させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。好ましくは０．１４０以上であり、より好ましくは０．１８０以上である。脱炭指標の算出方法から、上限値は１．０００となる。
　脱炭指標の測定方法
　脱炭指標は鋼板表層における炭素の減少量を定量化する指標であり、次の方法で算出することができる。グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤ－ＯＥＳ）を用いてホットスタンプ用鋼板における板厚方向の元素濃度分布を測定する。ここで、測定範囲は鋼板の最表面から深さ２００μｍとし、測定間隔は０．０２μｍ以下とする。測定はホットスタンプ用鋼板に含まれる全ての元素について実施する。
　表面にめっき層や塗装膜等を有する鋼板については、鋼板の最表面から深さ２００μｍ位置までの測定が可能となるように、機械研磨もしくは化学研磨によりめっき層や塗装等を一部もしくは全てを除去してからＧＤ－ＯＥＳ測定に供する。ＧＤ－ＯＥＳ測定において鉄の濃度が９０質量％以上となる領域を鋼板と判定し、鉄濃度が９０質量％となる測定点を鋼板の最表面位置とする。
　次に、鋼板の最表面位置から深さ１８０μｍ～深さ２００μｍにおける炭素濃度の測定値（１０００点以上）について平均値を算出し、この平均値を鋼板母材の炭素濃度とみなす。
　または、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値が、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値と、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値の最大値との差の絶対値が０．１％以下であり、かつ最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値と、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値の最小値との差の絶対値が０．１％以下である場合は、最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の平均値を鋼板母材の炭素濃度としてもよい。
　単位深さは２０μｍであり、最深部とは、鋼板の最表面位置から深さ２００μｍの位置までにおいて、単位深さ毎に位置を記した場合の深い方の位置を言う。例えば、最深部が１２０μｍである場合、「最深部から表層側に２０μｍまでの領域における炭素濃度の測定値」とは１００μｍ位置から１２０μｍ位置に含まれる測定点における炭素濃度という意味である。
　鋼板の最表面位置から深さ２００μｍの位置までにおいて、単位深さあたりの炭素濃度の減少量（母材の炭素濃度から各測定点における炭素濃度を差し引いた値）を算出し、単位深さと炭素濃度の減少量との積の積分値を求めて炭素の欠乏領域の面積とする（面積Ａ）。次に、母材の炭素濃度と２００μｍとの積を基準面積（面積Ｂ）とし、炭素欠乏面積（面積Ａ）を基準面積（面積Ｂ）で除した値を脱炭指標とする。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したホットスタンプ用鋼板に、後述した製造方法を適用することで得ることができる。本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、表層領域と内部領域とで集合組織を変化させることにより、表層領域の金属組織の曲げ性を向上させるとともに、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの１種以上を生成させて表層領域の延性を高めることを特徴とする。具体的には、曲げ変形によるエネルギー吸収を担う表層領域には、曲げ変形により導入されたひずみを緩和しやすい集合組織を発達させ、耐荷重に影響を及ぼす内部領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織を発達させることを特徴とする。なお、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の化学組成は上述したホットスタンプ用鋼板の化学組成と同一のため、説明は省略する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、面積率で、合計で１０～３０％のフェライトおよびグラニュラーベイナイトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなる残部組織と、からなる金属組織を有し、表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であって、前記表面から板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満である。以下に説明する金属組織についての％は全て面積％である。
　フェライトおよびグラニュラーベイナイト：合計で１０～３０％
　フェライトおよびグラニュラーベイナイトは、軟質で延性に優れた組織である。フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率が合計で１０％未満であると、所望の延性を得ることができない。そのため、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率は合計で１０％以上とする。好ましくは、１５％以上、２０％以上である。
　一方、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率が合計で３０％超であると、所望の強度を得ることができない。そのため、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率は合計で３０％以下とする。好ましくは、２７％以下、２５％以下である。
　なお、本実施形態では、フェライトおよびグラニュラーベイナイトが合計で１０～３０％含まれていてもよく、フェライトまたはグラニュラーベイナイトのうち１種が１０～３０％含まれていてもよい。
　残部組織：マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなる残部組織を有する。これらの残部組織の面積率は、所望の強度を得るために７０％以上とすることが好ましい。好ましくは、７３％以上、７５％以上である。また、所望の延性を得るために、これらの残部組織の面積率は、９０％以下、８５％以下、８０％以下としてもよい。
　金属組織の面積率の測定方法
　ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から圧延方向に平行な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。
　上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｂｃｃである領域を特定する。結晶構造がｂｃｃであるものを、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、グラニュラーベイナイトおよびフェライトと判断する。これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が３．０°超の領域をマルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判定し、これらの面積率の合計を算出することで、「マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積率を得る。Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が３．０°以下の領域をフェライト、グラニュラーベイナイトと判定し、これらの面積率の合計を算出することで、「フェライト、グラニュラーベイナイト」の合計の面積率を得る。
　表面～表面から板厚１／４位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満
　表面～表面から板厚１／４位置（表層領域）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度の比を１．８未満とすることで、曲げ性を向上することができる。そのため、表層領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は１．８未満とする。好ましくは、１．７未満、１．６未満である。
　表層領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、強度を確保する観点から０．４以上としてもよい。
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織：｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満
　表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置（内部領域）の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．３未満とすることで、延性を向上することができる。そのため、内部領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は２．３未満とする。好ましくは、２．２未満、２．１未満である。
　内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比は、靱性を確保する観点から０．４以上としてもよい。
　表層領域および内部領域の極密度は、ホットスタンプ用鋼板のときと同様の方法により測定すればよい。ただし、ホットスタンプ成形体における圧延方向は以下の方法により判別すればよい。
　まず、ホットスタンプ成形体の板厚断面が観察できるように試験片を採取する。
採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、光学顕微鏡を用いて観察する。観察範囲は板厚の全厚とし、輝度が暗い領域を介在物と判定する。介在物のうち長軸の長さが４０μｍ以上である介在物において、介在物が伸展している方向と平行な方向を圧延方向と判別する。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、ホットスタンプ後において、耐食性を向上することができる。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが例示される。
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標が０．０８５以上
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標を好ましく制御することで、鋼板内部近傍のように耐荷重を担う領域には、破壊しにくい粒界を持つ集合組織の発達を促進させることができ、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させることができる。好ましくは０．１４０以上であり、より好ましくは０．１８０以上である。脱炭指標の算出方法から脱炭指標の上限値は１．０００となるが、優れた曲げ性を維持しながら耐荷重も向上させるためには、好ましくは０．５００以下、より好ましくは０．０４０以下である。
　ホットスタンプ成形体の脱炭指標はホットスタンプ用鋼板のときと同様の方法により測定すればよい。
　ホットスタンプ用鋼板の製造方法
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体をホットスタンプして製造するための、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。
　まず、鋳造した鋳片を１２００℃以上に加熱して、２０分以上保持した後、熱間圧延における最終圧延の１パス前の圧延を、８５０～９００℃の温度域で８～３０％の圧下率で実施することが好ましい。次に、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で熱間圧延を完了することが好ましい。すなわち、熱間圧延の最終圧延は、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で実施することが好ましい。
　熱間圧延終了後、２．５秒以上経過した後に、熱間圧延終了温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である冷却を行うことが好ましい。その後、７００℃以下の温度域で巻取ることが好ましい。更に、脱炭焼鈍を行うことにより、上記の化学組成を有するホットスタンプ用鋼板を製造することが好ましい。
　ホットスタンプ後に曲げ変形能および耐荷重を向上させる集合組織は、少量の転位を含んだオーステナイトから、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへと変態させることによって発達することを本発明者らは知見した。そのため、最終圧延の１パス前の圧延が、８５０℃未満で実施される、または圧下率が３０％超で実施されると、変態前のオーステナイトの転位が回復しないまま最終圧延されて、転位を含んだままオーステナイトからフェライトへの変態が起きて、所望の集合組織の発達が阻害される場合がある。
　一方、最終圧延の１パス前の圧延が、９００℃超で実施される、または圧下率が８％未満で実施されると、転位の回復が促進され過ぎてオーステナイト中の転位密度が低くなりすぎ、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　そのため、熱間圧延における最終圧延の１パス前の圧延は、８５０～９００℃の温度域で８～３０％の圧下率で実施することが好ましい。
　最終圧延が、８００℃未満で実施される、または圧下率が１２％超で実施されると、変態前のオーステナイトの転位が回復しないまま最終圧延されて、転位を含んだままオーステナイトからフェライトへの変態が起きて、所望の集合組織の発達が阻害される場合がある。
　一方、最終圧延が、８５０℃以上で実施される、または圧下率が６％未満で実施されると、転位の回復が促進され過ぎてオーステナイト中の転位密度が低くなりすぎるため、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　そのため、熱間圧延の最終圧延は、８００℃以上、８５０℃未満の温度域で６～１２％の圧下率で実施することが好ましい。
　熱間圧延終了後は、２．５秒以上経過してから冷却を開始することが好ましい。冷却開始までの時間を２．５秒以上確保することにより、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへの相変態が促進されて、所望の集合組織を十分に発達させることができる。経過時間が２．５秒未満であると、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　熱間圧延完了後、２．５秒以上経過した後は、熱間圧延終了温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度を１０℃／ｓ未満とすることで、フェライトまたはグラニュラーベイナイトへの相変態が促進されて、所望の集合組織を十分に発達させることができる。上記温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であると、所望の集合組織を得ることができない場合がある。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
　巻取温度が７００℃超であると、転位の回復が促進しすぎて、所望の集合組織が発達しない場合がある。そのため、巻取温度は７００℃以下とすることが好ましい。
　以上の方法により、ホットスタンプ用鋼板を得る。
　以上の方法により得たホットスタンプ用鋼板に対し、脱炭焼鈍を施すことが好ましい。脱炭焼鈍を施す前に、必要に応じて、軟質化を目的とした熱処理を施してもよく、更に、累積圧下率（＝｛１－（冷間圧延後板厚／冷間圧延前板厚）｝×１００）が３０～７０％の冷間圧延を施してもよい。脱炭焼鈍ラインにてめっきを施してもよいし、脱炭焼鈍終了後に再度めっき用の焼鈍ラインを通板させてもよい。ホットスタンプ用鋼板の表面に付与するめっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが例示される。
　脱炭焼鈍を施すことで、ホットスタンプ用鋼板の表層領域のＣ量を低減する。脱炭焼鈍の条件としては、雰囲気は、水素または窒素または酸素を含有する湿潤雰囲気とし、脱炭焼鈍温度（鋼板の最高到達温度）を７００～９５０℃とし、７００～９５０℃の温度域での滞留時間を５秒～１２００秒の条件とすることが好ましい。ここでいう滞留時間とは、鋼板温度が上昇して７００℃に到達した時から、７００～９５０℃で保持され、鋼板温度が低下して７００℃に到達した時までの時間のことをいう。
　最高到達温度が７００℃未満、７００～９５０℃の温度域での滞留時間が５秒未満であると、Ｃの拡散が十分に促進しないため、脱炭が進行せずに、表層領域の集合組織を制御することができない場合がある。一方、最高到達温度が９５０℃超、７００～９５０℃の温度域での滞留時間が１２００秒超であると、脱炭が進行しすぎて、ホットスタンプ用鋼板の表層領域の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を１．５未満に制御できない場合がある。
　次に、上述したホットスタンプ用鋼板を用いた、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の好ましい製造方法について説明する。
　まず、ホットスタンプ用鋼板を加熱して、８００～１０００℃の温度域で、６０～６００秒間保持することが好ましい。加熱時の平均加熱速度は０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下とすればよい。ここでいう平均加熱速度は、加熱開始時の鋼板表面温度と保持温度との温度差を、加熱開始時から保持温度まで達した時までの時間差で除した値である。また、上記の保持において、８００～１０００℃の温度域で鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　加熱温度が８００℃未満、保持時間が６０秒未満であると、炭化物の溶解が不純となり、残存した炭化物が割れの起点となって曲げ性が低下する場合がある。加熱温度が１０００℃超、保持時間が６００秒超であると、Ｃの拡散が促進されすぎて、内部領域の集合組織の｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比を２．３未満にすることができない場合がある。
　ホットスタンプ前の加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
　上記温度域で保持した後、ホットスタンプする。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、３００℃以上、６５０℃未満で成形することが好ましい。ホットスタンプ後は３００℃以下の温度域まで１０℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法において、成形温度が６５０℃以上であると、フェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率の合計が１０％未満となり、所望の延性を得ることができない。成形温度が３００℃未満であると、成形荷重が高くなりすぎて、金型が破損する場合がある。
　以上の方法により、ホットスタンプ成形体を得る。なお、ホットスタンプ成形後に１５０～６００℃で焼き戻し処理を行ってもよい。また、ホットスタンプ成形体の一部をレーザー照射等により焼き戻して部分的に軟化領域を設けても良い。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１－１および表１－２に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持した後、表２－１～表２－６に示す条件で熱間圧延、冷間圧延および脱炭焼鈍を施した。必要に応じて、脱炭焼鈍を施す前に軟質化熱処理を施した。また、必要に応じて、めっきおよびめっき焼鈍を施した。これにより、表３－１～表３－３に示すホットスタンプ用鋼板を得た。
　得られたホットスタンプ用鋼板に、表４－Ｂ－１～表４－Ｂ－３に示す条件でホットスタンプ成形を行うことで、ホットスタンプ成形体を得た。一部のホットスタンプ成形体については、ホットスタンプ後に１５０～６００℃で焼き戻し処理を行った。また、一部のホットスタンプ成形体については、ホットスタンプ成形体の一部分をレーザー照射して焼戻すことで、部分軟化領域を形成した。表５－Ｂ－１～表５－Ｂ－３に、得られたホットスタンプ成形体のミクロ組織および機械特性を示す。
　なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること、特性値が好ましくないことを示す。また、表５－Ｂ－１～表５－Ｂ－３における「表層領域の集合組織における極密度比」は「表面～表面から板厚１／４位置の集合組織における、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比」を示し、「内部領域の集合組織における極密度比」は「表面から板厚１／４位置～表面から板厚１／２位置の集合組織における、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比」を示す。
　ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体の金属組織および集合組織の測定は、上述の測定方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
　引張強度および均一伸び
　ホットスタンプ成形体の引張（最大）強度ＴＳおよび均一伸びｕＥｌは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張試験を行うことで求めた。なお、クロスヘッド速度は３ｍｍ／ｍｉｎとした。
　引張強度ＴＳが１５００ＭＰａ以上の場合を強度に優れるとして合格と判定し、１５００ＭＰａ未満の場合を強度に劣るとして不合格と判定した。また、引張強度ＴＳと均一伸びｕＥｌとの積（ＴＳ×ＵｕＥｌ）が６０００ＭＰａ・％以上の場合を延性に優れるとして合格と判定し、６０００ＭＰａ・％未満の場合を延性に劣るとして不合格と判定した。
　曲げ角度
　曲げ角度は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて、以下の方法により評価した。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度α（°）を求めた。上述の方法により得た引張強度ＴＳと最大曲げ角αとの積（ＴＳ×α）が７５０００ＭＰａ・°以上である場合を曲げ性に優れるとして合格と判定し、７５０００ＭＰａ・°未満である場合を曲げ性に劣るとして不合格と判定した。
　曲げ試験における条件は以下の通りとした。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×３０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）
　試験片板厚：１．６ｍｍ
　曲げ稜線：板幅方向に平行な方向
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　表５－Ｂ－１～表５－Ｂ－３を見ると、本発明例であるホットスタンプ成形体は、優れた強度、曲げ性および延性を有することが分かる。一方、比較例であるホットスタンプ成形体は、１つ以上の特性が劣ることが分かる。
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　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、曲げ性および延性を有するホットスタンプ成形体を提供することができる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１５～０．５０％、
    Ｓｉ：０．００１０～３．０００％、
    Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    Ａｌ：０．０００２～２．０００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０～０．１５％、
    Ｔｉ：０～０．１５％、
    Ｖ　：０～０．１５％、
    Ｍｏ：０～１．０％、
    Ｃｒ：０～１．０％、
    Ｃｕ：０～１．０％、
    Ｎｉ：０～１．０％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、および
    ＲＥＭ：０～０．３０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　面積率で、合計で１０～３０％のフェライトおよびグラニュラーベイナイトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなる残部組織と、からなる金属組織を有し、
    　表面～前記表面から板厚１／４位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が１．８未満であり、
    　前記表面から前記板厚１／４位置～前記表面から板厚１／２位置の集合組織において、｛００１｝＜１－１０＞～｛００１｝＜－１－１０＞からなる方位群の極密度と｛１１１｝＜１－１０＞～｛１１１｝＜－１－１２＞からなる方位群の極密度との比が２．３未満である
    ことを特徴とするホットスタンプ成形体。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０５～０．１５％、
    Ｔｉ：０．０５～０．１５％、
    Ｖ　：０．０５～０．１５％、
    Ｍｏ：０．０５～１．０％、
    Ｃｒ：０．０５～１．０％、
    Ｃｕ：０．０５～１．０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．０％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％、および
    ＲＥＭ：０．００１～０．３０％
    からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
  3. 　脱炭指標が０．０８５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ成形体。
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