JP7549277B2 - ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体 Download PDF

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Description

本発明は、ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体に関する。
本願は、２０２１年５月１３日に、日本に出願された特願２０２１－０８１６２１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来、地球環境問題および衝突安全性能の観点から、自動車部材の薄肉化および高強度化が求められている。これらの要求に応えるべく、高強度鋼板を素材とする自動車部材が増加している。また、高強度鋼板の成形方法として、ホットスタンプと呼ばれる方法が知られている。ホットスタンプでは、高強度鋼板を７００℃以上の高温域でプレス成形し、プレス金型内又はプレス金型外で焼入れを行う。ホットスタンプによれば、鋼板の強度が低下する高温域で成形を施すため、冷間プレスで生じるような成形不良を抑制することができる。また、成形後の焼入れによりマルテンサイトを主相とする組織が得られるため、高い強度を得ることができる。このため、引張強さが１５００ＭＰａ程度のホットスタンプ成形体が世界的に広く用いられている。
高強度鋼板をホットスタンプにより成形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に、特に、自動車部材は曲げ性に優れることが要求される。
特許文献１には、焼入れ性および素材成形性を向上させ、特に、増肉等の冷間鍛造により成形してギヤー等の部品を得るのに好適な鋼板およびその製造方法が開示されている。
本発明者らは、引張強さをより向上させた自動車部材においては、より高い車体軽量化効果を得るために、曲げ性を更に向上する必要があることを知見した。
国際公開第２０１６／１９０３９６号
Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３
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、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できるホットスタンプ用鋼板を提供することを目的とする。
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用鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．４０％超、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１４０％以下、
Ｏ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ ：０～１．００％、
Ｗ ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、および
Ａｓ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値が１０．０以下であり、
全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含む前記フェライトの個数割合が２０％以上であり、
面積率で、パーライトが１０～９０％であり、フェライトが１０～９０％である金属組織を有する。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ ：０．０１～１．００％、
Ｗ ：０．００１～１．０００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の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 ：０．４０％超、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１４０％以下、
Ｏ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ ：０～１．００％、
Ｗ ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～１．０００％、
ＲＥＭ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、および
Ａｓ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有し、
引張強さが２２００ＭＰａ以上である。
［４］上記［３］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：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ ：０．００１５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ ：０．０１～１．００％、
Ｗ ：０．００１～１．０００％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［５］上記［３］または［４］に記載のホットスタンプ成形体は、平均粒径が０．５～３．０μｍである前記旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であってもよい。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できるホットスタンプ用鋼板を提供することができる。
本発明者らは、ホットスタンプ成形体の曲げ性について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の金属組織において、微細な旧オーステナイト粒が多量に存在すると曲げ性が劣化することを知見した。また、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の金属組織において、旧オーステナイト粒を所望のサイズとし、且つ旧オーステナイト粒のサイズのばらつきを抑制する、すなわち旧オーステナイト粒を整粒化することで、ホットスタンプ成形体の曲げ性を更に向上できることを知見した。
次に、本発明者らは、上記のホットスタンプ成形体を得る方法について検討した。その結果、本発明者らは、ホットスタンプ用鋼板の化学組成においてＭｎ含有量を０．６０％以下とし、金属組織において、フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度を低減し、且つ結晶粒内に炭化物を含むフェライトの個数割合を増加させることで、上記のホットスタンプ成形体が得られることを知見した。
以下に、上記知見に基づいてなされた本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体について説明する。まず、本実施形態に係る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用鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、０．７０％以下、Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１４０％以下、Ｏ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．５００％、Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、並びに、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：０．４０％超、０．７０％以下
Ｃは、ホットスタンプ成形体の強度の向上に大きく寄与する。Ｃ含有量が０．４０％以下では、ホットスタンプ成形体において十分な強度を得ることが困難となる。そのため、Ｃ含有量は、０．４０％超とする。好ましくは０．４２％以上であり、より好ましくは０．４５％以上であり、より一層好ましくは０．４７％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は、０．７０％以下とする。好ましくは０．６５％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
Ｓｉ：０．０１０～１．３０％
Ｓｉは、酸素と結合して破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで、ホットスタンプ成形体の変形能を向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満では、ホットスタンプ成形体において粗大な酸化物が形成して、所望の曲げ性を得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が１．３０％超では、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は、１．３０％以下とする。好ましくは１．００％未満であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．１０～０．６０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させて鋼板の焼入れ性を向上する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、十分な焼入れ性が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が０．６０％超では、製造方法を適切に制御しなければＭｎ偏析に起因する割れが発生しやすくなり、ホットスタンプ成形体において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０．６０％以下とする。好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼板の粒界に偏析して、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させたりする。そのため、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超であると、鋼板の加工性およびホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を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：０．０１００％以下
Ｓは、粗大な介在物を形成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させたりする。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０１００％超であると、鋼板の成形性およびホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を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：０．０１４０％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させたりする。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｎ含有量が０．０１４０％超であると、鋼板の成形性が著しく劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１４０％以下とする。好ましくは０．０１００％以下または０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｎ含有量を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。
Ｏ：０．０２００％以下
Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性を劣化させる。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほど好ましい。特に、Ｏ含有量が０．０２００％超であると、ホットスタンプ成形体の曲げ性が著しく劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０１５０％以下であり、より好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００１０～０．５００％
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０．００１０％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、上記効果を得ることができない。そのため、Ａｌ含有量は０．００１０％以上とする。好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．４５０％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下である。
Ｃｒ：０．０１０～０．８０％
Ｃｒは、ホットスタンプ時の加熱において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。Ｃｒ含有量が０．０１０％未満では、この効果を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が０．８０％超であると、粗大な炭化物を形成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
本実施形態に係る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および／または製鋼過程で不可避的に混入する元素、あるいは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。
本実施形態に係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：０～０．１００％
Ｎｂ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させる。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、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曲げ性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。
Ｔｉ：０～０．１００％
Ｔｉは、Ｎｂ同様、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させる。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超であると、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曲げ性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％超であると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｍｏ：０～１．００％
Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が１．００％超であると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は、１．００％以下とする。
Ｃｏ：０～２．００％
Ｃｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が２．００％を超えると、粗大な炭化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｏ含有量は２．００％以下とする。
Ｎｉ：０％以上、３．００％未満
Ｎｉは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が３．００％以上であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量は３．００％未満とする。
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、Ｎｉ同様、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％超であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。
一方で、Ｖ含有量が１．００％超であると、炭窒化物が多量に析出し、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
Ｗ：０～１．０００％
Ｗは、鋼板の焼き入れ性を向上させてホットスタンプ成形体の強度を向上させる。この効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．０００％超であると、偏析が助長されてホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｗ含有量は１．０００％以下とする。
Ｃａ：０～０．０１０％
Ｃａ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。この効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。
Ｍｇ：０～１．０００％
Ｍｇ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。この効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は１．０００％以下とする。
ＲＥＭ：０～１．０００％
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。この効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量は１．０００％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。
Ｓｂ：０～１．０００％
Ｓｂ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。この効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が１．０００％超であると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｓｂ含有量は１．０００％以下とする。
Ｚｒ：０～１．０００％
Ｚｒ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。この効果を得るためは、Ｚｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量を１．０００％超とすると、粗大な酸化物が生成してホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量は１．０００％以下とする。
Ｓｎ：０～１．０００％
Ｓｎ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。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。
Ａｓ：０～０．１００％
Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、ホットスタンプ成形体の曲げ性を高める。この効果を確実に得る場合、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とする。
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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。ホットスタンプ用鋼板が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用鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値が１０．０以下であり、全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含む前記フェライトの個数割合が２０％以上であり、面積率で、パーライトが１０～９０％であり、フェライトが１０～９０％である金属組織を有する。以下、各規定について説明する。
なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４深さ位置（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）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
「フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値が１０．０以下」
フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値が１０．０超であると、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイトの平均粒径を所定の値に制御することができず、曲げ性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができない。フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値は、９．０以下が好ましく、７．０以下がより好ましく、６．０以下がさらに好ましく、５．０以下がより一層好ましい。フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の下限値は特に限定しないが、０．１以上としてもよい。
なお、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の結晶方位が含まれる。
極密度の測定方法
フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度は、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。表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、測定領域は、表面から板厚１／８位置～表面から板厚３／８位置の領域とする。測定ピッチは５μｍ／ｓｔｅｐ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。
「全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合が２０％以上」
全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合が２０％未満であると、ホットスタンプ成形体において旧オーステナイト粒を整粒化することができず、結果として曲げ性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができない。全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合を２０％以上とすることで、ホットスタンプ前の加熱時に、結晶粒内の炭化物が旧オーステナイト粒の起点として好ましく機能する。その結果、ホットスタンプ成形体の金属組織において、旧オーステナイト粒が均一に分散し、整粒化すると推定される。全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合は４０％以上が好ましく、５０％以上が好ましく、６０％以上がより一層好ましい。全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合の上限は特に規定しないが、９０％以下としてもよい。
炭化物を含むフェライトの個数割合の測定方法
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面となるように試料を採取する。次に、観察面を電界研磨によって仕上げる。その後、表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、表面から板厚１／８深さ～表面から板厚３／８深さの領域を、倍率２００００倍で１０視野以上観察する。後述の金属組織の測定方法によりフェライトと同定された結晶粒について、画像解析により、フェライトの結晶粒内に観察された各炭化物の面積から、各炭化物の円相当径を求める。観察されたフェライトの全結晶粒のうち、円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの結晶粒の個数を算出する。得られた値をフェライトの全結晶粒の個数で除して、１００倍することで、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合を得る。
なお、本実施形態では、円相当径が０．２～３０μｍの粒子を炭化物とみなす。
「パーライトが１０～９０面積％」
「フェライトが１０～９０面積％」
フェライトの面積率が１０％未満、パーライトの面積率が９０％超であると、ホットスタンプ工程において、パーライトが優先的に旧オーステナイトの起点となり、旧オーステナイト粒の整粒化効果を得ることができなくなる。そのため、フェライト面積率は１０％以上とし、パーライトの面積率は９０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは４０％以上である。パーライトの面積率は、好ましくは８０％以下であり、より好ましくは６０％以下である。
一方、フェライトの面積率が９０％超、パーライトの面積率が１０％未満であると、パーライト中に炭素が濃化しすぎてオーステナイトへと変態する温度が低くなる。その結果、ホットスタンプ工程において低温で変態開始して旧オーステナイト粒が粗大化しやすくなり、旧オーステナイト粒の整粒化効果を得ることができなくなる。そのため、フェライトの面積率は９０％以下とし、パーライトの面積率は１０％以上とする。フェライトの面積率は好ましくは７０％以下であり、より好ましくは６０％以下である。パーライトの面積率は、好ましくは３０％以上であり、より好ましくは４０％以上である。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の金属組織において、残部組織は、マルテンサイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上である。残部組織の面積率は、２０％以下としてもよい。
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、電解研磨により仕上げ研磨を施す。次いで、表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、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）とで構成された装置を用いて組織を観察する。使用する走査型電子顕微鏡は、２電子検出器を装備しているものとする。９．６×１０－５Ｐａ以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、走査型電子顕微鏡で２次電子像を撮影する。
得られた撮影写真において、粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。パーライトと判断された領域の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。ラス状の結晶粒を下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判断する。次いで、同視野について、ＥＢＳＤ解析装置を用いて、２００～３００点／秒の解析速度でＥＢＳＤ解析する。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「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、フェライトの面積率を算出する。この機能では、体心構造を持つ結晶粒について、隣接する測定点間の方位差を算出した後、結晶粒内の全ての測定点について平均値を求めることが可能である。ＥＢＳＤ解析により得られた結晶方位情報に対して、平均結晶方位差が５°以上の粒界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能によりマップを描く。当該マップからパーライト、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判定された領域を除外した領域において、結晶粒内の平均結晶方位差が５．０°未満の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ後における耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層が形成されていてもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化等の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
次に、上述したホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることで得られる、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と同じ化学組成を有する。化学組成の測定方法は、ホットスタンプ用鋼板と同様の方法でよい。また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、金属組織において、旧オーステナイト粒が整粒化されている。すなわち、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有する。
なお、本実施形態では、板面に直角な断面の、表面から板厚の１／４深さ位置（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）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、ホットスタンプ成形体の代表的な金属組織を示すからである。以下、金属組織について説明する。
「旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍ」
「旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍ」
ホットスタンプ成形体の金属組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径を５～２５μｍとし、且つ旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を０．１～２．０μｍとすることで、ホットスタンプ成形体の曲げ性を向上することができる。旧オーステナイト粒の平均粒径または旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が上記範囲外であると、ホットスタンプ成形体において優れた曲げ性を得ることができない。
旧オーステナイト粒の平均粒径は、１０μｍ以上とすることが好ましく、１５μｍ以上とすることがより好ましい。また、旧オーステナイト粒の平均粒径は、２０μｍ以下とすることが好ましい。
旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を２．０μｍ以下とすることで、ホットスタンプ成形体において優れた曲げ性を得ることができる。そのため、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差は２．０μｍ以下とする。より好ましくは１．２μｍ以下であり、より一層好ましくは１．１μｍ以下であり、さらに好ましくは０．４μｍ以下である。
実操業上、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を０．１μｍ未満とすることは難しいので、実質の下限は０．１μｍ以上となる。
平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であれば、ホットスタンプ成形体においてより優れた曲げ性を得ることができる。そのため、平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率を６０％以下としてもよい。より好ましくは５０％以下であり、より一層好ましくは４０％以下である。
旧オーステナイト粒の平均粒径および粒径の標準偏差の測定方法
次に、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の測定方法について説明する。ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（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、電解研磨を用いて仕上げ研磨を施す。
次いで、表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、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、長さ１００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を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）とで構成された装置を用いて、９．６×１０－５Ｐａ以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、２００～３００点／秒の解析速度で、ＥＢＳＤ解析する。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、これを用いて旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出する。
旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は特に限定しないが、例えば、以下の方法により計算すればよい。まず、非特許文献１に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、ＥＢＳＤ測定した領域の各座標における旧オーステナイトの結晶方位を特定する。次にＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ」機能を用いて、旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。撮影視野における旧オーステナイト粒の平均粒径は、得られた旧オーステナイト粒の粒径の総和を、粒径を測定した旧オーステナイト粒の総数で除した値を算出することで得る。この操作を撮影した全ての視野毎に実施して、全撮影視野の旧オーステナイト粒の平均粒径を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径を得る。
旧オーステナイト粒の粒径から標準偏差を算出することで、旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差を得る。この際、局所的に生成した微細粒や粗大粒の影響を排除するために、旧オーステナイト粒径の最小値および最大値を除外して標準偏差を算出する。
平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積を測定視野全体の面積で除した値を算出することで、平均粒径が０．５～３．０μｍである旧オーステナイト粒の面積率を得る。
ホットスタンプ成形体の金属組織は、ホットスタンプ後に所望の強度および曲げ性を得ることができれば特に限定されないが、例えば、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～３０％、並びに、残留オーステナイト：０～５％からなってもよい。ホットスタンプ成形体の金属組織は、以下の方法により測定すればよい。
ホットスタンプ成形体の金属組織の測定方法
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、板面に直角な断面が観察できるようにサンプルを切り出す。このサンプルの断面を＃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。表面から板厚の１／４深さ位置が観察できるように、サンプル断面の長手方向の任意の位置における、長さ１００μｍ、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。
粒内にセメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判断する。上記のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。
マルテンサイトの面積率については、上記の撮影写真から求めたマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率から、後述のＥＢＳＤ解析により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことで得る。
残留オーステナイトの面積率は、後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ）によって測定する。ＥＢＳＤによる解析は、上述の撮影写真を用いた測定と同一のサンプル採取位置で採取されたサンプルを用い、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域について行う。サンプルは、＃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た後、測定断面のひずみを十分に除去することを目的に電解研磨によって仕上げられたものとする。なお、電解研磨では、観察面の機械研磨ひずみを除去するため、最小でも２０μｍを研磨すればよく、最大で５０μｍ研磨すればよい。端部のダレを考慮すると３０μｍ以下が好ましい。
ＥＢＳＤでの測定は、加速電圧を１５～２５ｋＶとし、少なくとも０．２５μｍ以下の間隔で測定し、板厚方向に１５０μｍ以上、圧延方向に２５０μｍ以上の範囲における各々の測定点の結晶方位情報を得る。得られた結晶構造のうち、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ｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判定する。残留オーステナイトと判定された測定点の比率を求めることで、残留オーステナイトの面積率を得る。ここで、測定点数は多いほど好ましいため、測定間隔は狭く、また、測定範囲は広い方が良い。しかし、測定間隔が０．０１μｍ未満の場合、隣接点が電子線の広がり幅に干渉する。そのため、測定間隔は０．０１μｍ以上とする。また、測定範囲は最大でも板厚方向に２００μｍ、板幅方向に４００μｍとすればよい。また、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装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ後における耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層が形成されていてもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の板厚は特に限定しないが、車体軽量化等の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、引張（最大）強さが２２００ＭＰａ以上である。好ましくは２４００ＭＰａ以上であり、より好ましくは２５５０ＭＰａ以上である。引張強さは、ホットスタンプ成形体の出来るだけ平坦な位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求める。
また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づく曲げ試験により得られる最大曲げ角度が、２０°以上であることが好ましい。曲げ試験における条件は以下の通りとする。
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
次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法では、上述した金属組織を有するホットスタンプ用鋼板を得るために、熱間圧延における仕上げ圧延の最終パスの１パス前の圧延の圧下率を高く設定する。
熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で製造した鋼片であればよい。
熱間圧延では、粗圧延および仕上げ圧延が行われる。仕上げ圧延では、複数の仕上げ圧延機により、粗圧延後のスラブが圧延される。本実施形態では、仕上げ圧延の最終パスの１パス前の圧延を、９００～１０５０℃の温度域で圧下率１０～２５％で行う。この圧延の後、最終パスを、８５０℃以上、１０００℃未満の温度域で、圧下率（最終圧下率）６％以上で行う。最終パスの１パス前の圧延の圧下率は、最終パスの１パス前の圧延前の板厚をｔ０とし、最終パスの１パス前の圧延後の板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。最終圧下率は、仕上げ圧延の最終パス前の板厚をｔ１とし、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔ２としたとき、｛（ｔ１－ｔ２）／ｔ１｝×１００（％）で表すことができる。
最終パスの１パス前の圧延の圧下率を１０～２５％とすることで、オーステナイト中の転位を減少させて、その後の最終パスの圧下率（最終圧下率）を６％以上とすることで、オーステナイト粒に微量の転位を導入することができる。オーステナイト粒内に導入された転位は炭化物の析出起点として機能するため、結果として、結晶粒内に炭化物を含むフェライトを所望量形成することができると推測される。最終圧延前のオーステナイト中の転位は、最終パスで導入された転位と合わさって消滅するため、最終パスの１パス前の圧延の圧下率を上記範囲に制御しないと、炭化物の析出起点が減少してしまうと推測される。
通常、仕上げ圧延では、パス毎に圧下率を徐々に下げて圧延が行われる。しかし、本実施形態では、仕上げ圧延の最終パスの１パス前の圧延では、その前のパス（最終パスの２パス前）よりも圧下率を高めて、上述の圧下率で圧延を行う。これにより、所望の金属組織を得ることができる。
最終パスの１パス前の圧延の圧下率が１０％未満または２５％超であると、最終パスにおけるオーステナイトの再結晶が抑制されて、所望の集合組織を得ることができない。最終パスの１パス前の圧延の圧下率は１３％以上が好ましく、１６％以上がより好ましく、１８％以上がさらに好ましい。
最終パスの１パス前の圧延温度が９００℃未満であると、最終パスにおけるオーステナイトの再結晶が抑制されて、所望の集合組織を得ることができない。最終パスの１パス前の圧延温度は、好ましくは９１０℃以上であり、より好ましくは９３０℃以上である。
一方、最終パスの１パス前の圧延温度が１０５０℃超であると、オーステナイト粒が粗大化してフェライト変態が抑制されて、ホットスタンプ用鋼板において所定量のフェライトを得ることができない。最終パスの１パス前の圧延温度は、好ましくは１０４０℃以下であり、より好ましくは１０２０℃以下である。
最終パスの圧下率（最終圧下率）が６％未満であると、導入される転位が少なくなり、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合を所定量に制御にすることができない。最終圧下率は、好ましくは８％以上であり、より好ましくは１０％以上であり、より一層好ましくは１２％以上である。最終圧下率の上限は特に規定しないが、４０％未満としてもよい。
最終パスの圧延温度が８５０℃未満であると、オーステナイト粒が微細化しすぎてフェライト変態が過度に促進されてしまい、ホットスタンプ鋼板において所定量のパーライトを得ることができない。最終パスの圧延温度は、好ましくは８６０℃以上であり、より好ましくは８７０℃以上である。
一方、最終パスの圧延温度が１０００℃以上であると、オーステナイト粒が粗大化してフェライト変態が抑制されて、ホットスタンプ鋼板において所定量のフェライトを得ることができない。最終パスの圧延温度は、好ましくは９８０以下であり、より好ましくは９６０℃以下である。
なお、熱間圧延前の鋼片の加熱温度および保持時間は特に限定されないが、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持することが好ましい。
仕上げ圧延後は、４００～７５０℃の温度域で巻き取ることが好ましい。巻取り温度が４００℃未満であると、ホットスタンプ用鋼板においてパーライトの面積率が９０％超、フェライトの面積率が１０％未満となる。巻取り温度は、好ましくは４５０℃以上であり、より好ましくは５３０℃以上である。
一方、巻き取り温度が７５０℃超であると、ホットスタンプ用鋼板においてパーライトの面積率が１０％未満、フェライトの面積率が９０％超となる。巻取り温度は、好ましくは７００℃以下であり、より好ましくは６６０℃以下である。
巻取り後は、必要に応じて冷間圧延を行ってもよい。また、仕上げ圧延後または冷間圧延後に上述しためっきを形成してもよい。更に、熱間圧延と冷間圧延との間に、酸洗を行ってもよい。冷間圧延では、通常の累積圧下率、例えば３０～９０％とすればよい。また、通常の条件で調質圧延を施してもよい。また、熱延鋼板の軟質化を目的として、熱延鋼板を７３０℃以下の温度域に加熱する、熱延板焼鈍を施してもよい。
以上の方法により、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造することができる。次に、上述したホットスタンプ用鋼板を用いて製造できる、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法は特に限定されないが、例えば以下の製造方法とすればよい。
まず、上述したホットスタンプ用鋼板を８００℃以上の温度域に加熱する。加熱温度が８００℃未満であると、加熱中の粗大な炭化物が残存しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合がある。加熱温度は８２０℃以上であることが好ましく、８６０℃以上であることがより好ましい。
加熱温度の上限は特に限定しないが、加熱温度が高すぎると鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、加熱温度は１０００℃以下であることが好ましく、９６０℃以下であることがより好ましく、９３０℃以下であることがより一層好ましい。
また、上記加熱温度での保持時間は、１．０～１０．０分とすることが好ましい。保持時間が１．０分未満であると、粗大な炭化物が残存しホットスタンプ成形体の曲げ性が低下する場合がある。一方、保持時間が１０．０分超であると、鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する場合がある。
また、上記加熱温度までの平均加熱速度は１．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均加熱速度が１．０℃／ｓ未満であると、鋼板表層において脱炭が助長されて、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。上限は特に定めないが、実操業上１０００℃／ｓ超とすることは難しいため、１０００℃／ｓ以下が実質の上限となる。
上述の加熱および保持の後、ホットスタンプを行う。ホットスタンプ後には、例えば、３００℃以下の温度域まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を行うことが好ましい。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、強度が不足する場合がある。上限は特に定めないが、実操業上１０００℃／ｓ超とすることは難しいため、１０００℃／ｓ以下が実質の上限となる。
なお、ホットスタンプ時の加熱において、予備加熱すること、すなわち２段階の加熱を行うことは好ましくない。ホットスタンプ用鋼板の段階で作りこんだ粒界における炭素の偏析領域が解消され、旧オーステナイト粒を均一に分散して生成させることができず、結果として旧オーステナイト粒の標準偏差を所望の範囲内に制御することができないためである。
以上説明した好ましい製造方法により、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を得ることができる。なお、ホットスタンプ成形後に１５０～６００℃で焼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戻しして部分的に軟化領域を設けても良い。軟化領域では溶接性が向上する。例えば、ホットスタンプ成形体の端部を軟化した後にスポット溶接を行えば、軟化した端部とその端部のうちのスポット溶接部との強度差を小さくすることができるため、両者の界面からの破壊を抑制することができる。また、例えば、自動車の高強度部材にホットスタンプ成形体を適用する場合、高強度部材の一部に軟化領域を設けることで、衝突時における当該高強度部材の破壊、変形モードを制御することができる。
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１Ａ～表１Ｄに示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片を加熱して、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持した後、表２Ａ～表２Ｇに示す条件で熱間圧延および巻取りを行い、必要に応じて冷間圧延、熱延板焼鈍、酸洗およびめっきを施した。これにより、表２Ａ～表２Ｇに示すホットスタンプ用鋼板を得た。なお、仕上げ圧延では、「＊」を付したＮｏ．１９５を除き、最終パスの１パス前の圧延では、その前のパス（最終パスの２パス前）よりも圧下率を高めて圧延を行った。
なお、鋼板Ｎｏ．１４９は、７３０℃以下の温度域に加熱して保持する、熱延板焼鈍を施した。
鋼板Ｎｏ．１５０は、冷間圧延を行わなかった。
鋼板Ｎｏ．１５１は、表面に電気亜鉛めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５２は、表面に電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５３は、表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５４は、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５５は、表面に溶融アルミニウムめっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５６は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５７は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１５８は、表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層を形成した。
鋼板Ｎｏ．１９５は、仕上げ圧延において、パス毎に圧下率を徐々に下げて圧延を行った。
なお、表２Ａ～表２Ｇ中の「極密度」は「フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値」を示し、「炭化物を含むフェライトの個数割合」は「全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含むフェライトの個数割合」を示す。
得られたホットスタンプ用鋼板を表３Ａ～表３Ｇに記載の条件でホットスタンプを行い、表３Ａ～表３Ｇに示すホットスタンプ成形体を得た。
製造Ｎｏ．１８６は、ホットスタンプ後に１５０～６００℃で焼戻し処理を行った。
製造Ｎｏ．１８７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。
製造Ｎｏ．１８８は、表３Ｇに記載の加熱温度まで加熱した後、２５０℃以下の温度域まで冷却し、その後９００℃まで加熱してからホットスタンプすることで、表３Ｇ中の平均冷却速度で冷却した。
なお、表３Ａ～表３Ｇの本発明例において、金属組織は、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～３０％、並びに、残留オーステナイト：０～５％からなるものであった。
また、ホットスタンプ用鋼板の金属組織の測定方法、並びに、ホットスタンプ成形体の金属組織および機械特性の測定方法は上述の通りとした。ホットスタンプ成形体の引張強さが２２００ＭＰａ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定し、引張強さが２２００ＭＰａ未満であった場合、高い強度を有しないとして不合格と判定した。また、最大曲げ角度が２０°以上であった場合、優れた曲げ性を有するとして合格と判定し、最大曲げ角度が２０°未満であった場合、優れた曲げ性を有しないとして不合格と判定した。
Figure 0007549277000001
Figure 0007549277000002
Figure 0007549277000003
Figure 0007549277000004
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表３Ａ～表３Ｇを見ると、本発明例に係るホットスタンプ成形体は、高い強度および優れた曲げ性を有することが分かる。一方、比較例に係るホットスタンプ成形体は、いずれか一方の特性が劣化したことが分かる。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有するホットスタンプ成形体、並びにこのホットスタンプ成形体を製造できるホットスタンプ用鋼板を提供することができる。

Claims (5)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．４０％超、０．７０％以下、
    Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
    Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下、
    Ｎ ：０．０１４０％以下、
    Ｏ ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ ：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ ：０～１．００％、
    Ｗ ：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、および
    Ａｓ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞からなる方位群の極密度の平均値が１０．０以下であり、
    全フェライトのうち、結晶粒内に円相当径が０．２μｍ以上である炭化物を含む前記フェライトの個数割合が２０％以上であり、
    面積率で、パーライトが１０～９０％であり、フェライトが１０～９０％である金属組織を有することを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ ：０．００１５～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｏ：０．０５～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ ：０．０１～１．００％、
    Ｗ ：０．００１～１．０００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ用鋼板。
  3. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．４０％超、０．７０％以下、
    Ｓｉ：０．０１０～１．３０％、
    Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下、
    Ｎ ：０．０１４０％以下、
    Ｏ ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００１０～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１０～０．８０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ ：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ ：０～１．００％、
    Ｗ ：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～１．０００％、
    ＲＥＭ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、および
    Ａｓ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    旧オーステナイト粒の平均粒径が５～２５μｍであり、前記旧オーステナイト粒の粒径の標準偏差が０．１～２．０μｍである金属組織を有し、
    引張強さが２２００ＭＰａ以上であることを特徴とする、ホットスタンプ成形体。
  4. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    Ｂ ：０．００１５～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｃｏ：０．０５～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％未満、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ ：０．０１～１．００％、
    Ｗ ：０．００１～１．０００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１～１．０００％、
    ＲＥＭ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００５～１．０００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載のホットスタンプ成形体。
  5. 平均粒径が０．５～３．０μｍである前記旧オーステナイト粒の面積率が６０％以下であることを特徴とする、請求項３または４に記載のホットスタンプ成形体。
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