JP6795042B2

JP6795042B2 - ホットスタンプ成形体及びその製造方法

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Publication number: JP6795042B2
Application number: JP2018562750A
Authority: JP
Inventors: 玄紀虻川; 邦夫林; 匹田　和夫; 和夫匹田; 薫川▲崎▼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-01-17
Filing date: 2017-01-17
Publication date: 2020-12-02
Anticipated expiration: 2037-01-17
Also published as: EP3572536B1; CA3050217A1; CN110168116B; EP3572536A1; WO2018134874A1; JPWO2018134874A1; KR102262353B1; US11505846B2; BR112019013393A2; EP3572536A4; ES2935623T3; MX2019007946A; CN110168116A; KR20190093613A; US20190330711A1

Description

本発明は、ホットスタンプ成形体及びその製造方法に関する。

従来、地球環境問題及び衝突安全性能の観点から、自動車用構造部品の薄肉化及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用構造部品が増加している。また、高強度鋼板の成形方法として、ホットスタンプとよばれる方法が知られている。ホットスタンプでは、Ｃ含有量が０．２０質量％〜０．２２質量％程度の鋼板を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、引張強度が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。

しかしながら、本発明者らが更なる高強度化のための研究を行ったところ、１９００ＭＰａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形体では、低応力破壊が生じることがあることが明らかになった。低応力破壊が生じるホットスタンプ成形体が自動車用構造部品に用いられると、設計段階で耐え得ると計算された衝撃を受けた場合でも当該部品が破壊される可能性がある。従って、低応力破壊の抑制は、自動車用構造部品の衝突安全性の確保に極めて重要である。これまで、マルエージ鋼の低応力破壊は知られているが、ホットスタンプ成形体の低応力破壊は知られていない。

特開２０１２−４１６１３号公報特開２０１４−１５６６５３号公報特許第５７５６７７３号公報特開２０１４−１１８６１３号公報特許第５４０２１９１号公報

河部義邦：鉄と鋼，６８，（１９８２），２５９５

本発明は、高強度で低応力破壊を抑制することができるホットスタンプ成形体及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、１９００ＭＰａ以上の引張強度を有するホットスタンプ成形体において低応力破壊が生じる原因を解明すべく検討を行った。

ここで、本願における低応力破壊についての指標について説明する。本願では、ＪＩＳＺ２２０１に準拠した引張試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した条件で引張試験を行った場合に、破断が下記の式１が満たされる前に生じる材料を低応力破壊が生じる材料といい、式１が満たされた後に生じる材料を低応力破壊が生じない材料という。式１において、σは真応力、εは真ひずみを表す。
ｄσ／ｄε＝σ ・・・（式１）

式１は、変形中の体積一定則から導かれる荷重最大条件である。通常、引張試験の開始直後はｄσ／ｄεがσより大きく、変形が進むに連れてｄσ／ｄεが小さくなると共にσが大きくなる。そして、低応力破壊が生じない材料では、ｄσ／ｄεがσと等しくなった瞬間に荷重が最大となり、それ以降は引張試験片にくびれが生じるため、荷重が低下する。一方、低応力破壊が生じる材料では、引張試験片にくびれが生じる前に、すなわちｄσ／ｄεがσより大きい段階で破断が生じる。

本発明者らは、上記検討にあたり、まず、ホットスタンプ成形体の組織と低応力破壊との関係を調査した。この結果、旧γ粒が微細であるほど、また、粗大な炭化物が少ないほど、低応力破壊が生じにくいことが明らかになった。

しかしながら、従来のホットスタンプでは、旧γ粒の微細化及び粗大炭化物の減少を両立することは困難であり、低応力破壊を抑制して破断特性を十分に向上することはできない。すなわち、旧γ粒の微細化には、ホットスタンプの加熱温度及び加熱時間の低下が好ましいが、加熱温度及び加熱時間の低下は加熱中の炭化物の溶解量の減少につながり、粗大炭化物が残留しやすくなる。逆に、粗大炭化物の減少には、ホットスタンプの加熱温度及び加熱時間の増加が好ましいが、加熱温度及び加熱時間の増加は旧γ粒の粗大化につながる。

そこで、本発明者らは、ホットスタンプ成形体の旧γ粒の微細化及び粗大炭化物の減少を両立するため、ホットスタンプに供する鋼板の組織の改良について検討した。この結果、粗大炭化物を残留しにくくするために、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主相とし、粗大な炭化物を含みやすいフェライト及びパーライトを低減することが好ましいこと、及び、ホットスタンプの加熱中に微細なγを得るために、γへの逆変態の核生成サイトとなる炭化物を鋼板内に微細に分散させておくことが好ましいことが明らかになった。このような組織を有する鋼板をホットスタンプすることで、非常に破断特性に優れたホットスタンプ成形体が得られた。しかしながら、このような鋼板には次のような問題がある。

主相がフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの鋼板の硬さは、ホットスタンプ後の硬さ、つまりホットスタンプ成形体の硬さと同程度である。引張強度が１９００ＭＰａのホットスタンプ成形体のビッカース硬さは５５０Ｈｖ程度であるため、引張強度が１９００ＭＰａ以上のホットスタンプ成形体を得ようとする場合、鋼板のビッカース硬さは５５０Ｈｖ程度以上となる。ホットスタンプ成形体を製造する場合、ホットスタンプ前に鋼板をシャー切断又は打ち抜き加工等によりブランキングしてブランク材を形成するところ、ビッカース硬さが５５０Ｈｖ以上の鋼板のブランキングは極めて困難である。

そこで、本発明者らは、更に鋭意検討を行った。この結果、本発明者らは、ブランキング後に所定の条件で少なくとも２回の焼入れを行うことで、新たな組織を有し、優れた破断特性を備えたホットスタンプ成形体が得られることを知見し、このような知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。

（１）
質量％で、
Ｃ：０．２７％〜０．６０％、
Ｍｎ：０．５０％〜５．００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．００００％〜０．００５０％、
Ｃｒ：０．００％〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０００％〜０．１００％、
Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、
Ｖ：０．０００％〜０．１００％、
Ｃｕ：０．０００％〜１．０００％、
Ｎｉ：０．０００％〜１．０００％、
Ｏ：０．００％〜０．０２％、
Ｗ：０．０％〜０．１％、
Ｔａ：０．０％〜０．１％、
Ｓｎ：０．００％〜０．０５％、
Ｓｂ：０．００％〜０．０５％、
Ａｓ：０．００％〜０．０５％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０５％、
Ｃａ：０．００％〜０．０５％、
Ｙ：０．００％〜０．０５％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０５％、
Ｌａ：０．００％〜０．０５％、
Ｃｅ：０．００％〜０．０５％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、
旧オーステナイト粒径：２０μｍ以下、かつ
炭化物を含有し、前記炭化物の平均粒径：０．５μｍ以下、
で表される鋼組織を有し、
引張強度が１９００ＭＰａ以上であることを特徴とするホットスタンプ成形体。

（２）
ビッカース硬さが５５０Ｈｖ以上であることを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体。

（３）
鋼板からブランク材を形成する工程と、
前記ブランク材の第１の焼入れを行う工程と、
前記第１の焼入れの後に、前記ブランク材の第２の焼入れを行う工程と、
を有し、
前記第１の焼入れを行う工程は、
前記ブランク材を（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第１の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
前記ブランク材を前記第１の温度から２５０℃以下の第２の温度まで冷却する工程と、
を有し、
前記第２の焼入れを行う工程は、
前記ブランク材を前記第２の温度から（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第３の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
前記ブランク材を前記第３の温度から２５０℃以下の第４の温度まで冷却する工程と、
を有し、
前記第１の焼入れ若しくは前記第２の焼入れ又はこれらの両方において前記ブランク材の成形を行うことを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

（４）
前記第１の温度まで加熱する工程と前記第２の温度まで冷却する工程との間に、前記第１の温度に１秒間以上保持する工程を有することを特徴とする（３）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

（５）
前記第３の温度は、（Ａｃ３点−５０）℃以上１０００℃以下であることを特徴とする（３）又は（４）に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

（６）
前記第２の温度から前記第３の温度までの加熱を５℃／秒以上の平均加熱速度で行うことを特徴とする（３）〜（５）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

（７）
前記第３の温度まで加熱する工程と前記第４の温度まで冷却する工程との間に、前記第３の温度に０．１秒以上３００秒以下保持する工程を有することを特徴とする（３）〜（６）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

（８）
前記第２の焼入れを行う工程は、７００℃からＭｓ点−５０℃の第５の温度まで２０℃／秒の平均冷却速度で前記ブランク材を冷却する工程を有することを特徴とする（３）〜（７）のいずれかに記載のホットスタンプ成形体の製造方法。

本発明によれば、高強度で低応力破壊を抑制できるホットスタンプ成形体を得ることができる。

以下、本発明の実施形態について説明する。

先ず、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の鋼組織について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、旧オーステナイト粒径：２０μｍ以下、炭化物の平均粒径：０．５μｍ以下、で表される鋼組織を有している。ホットスタンプ成形体は、ホットスタンプを経て得られる成形体である。

（フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上）
フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは強度の向上に寄与する。フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率が合計で８０％未満では十分な強度、例えば１９００ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率は合計で８０％以上である。材料の機械的特性は組織又は相の体積分率に依存するが、鋼組織が等方的であれば、体積分率は面積分率と等価である。そして、面積分率は体積分率よりも簡易に測定することができる。そこで、本願では、面積分率を用いる。

（旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）：２０μｍ以下）
旧γ粒径は、旧γ粒の平均粒径である。旧γ粒径が２０μｍ超では、十分な破壊靭性が得られず、低応力破壊が生じやすい。従って、旧γ粒径は２０μｍ以下である。破壊靱性の向上及び低応力破壊の抑制の観点から、旧γ粒径は、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下である。

（炭化物の平均粒径：０．５μｍ以下）
炭化物の平均粒径が０．５μｍ超では、粗大な炭化物を起点とした低応力破壊が生じやすい。従って、炭化物の平均粒径は０．５μｍ以下である。低応力破壊の抑制の観点から、炭化物の平均粒径は、好ましくは０．３μｍ以下である。炭化物には、セメンタイト及びε炭化物等の鉄系炭化物並びに炭窒化物が含まれる。

一般的な鋼組織には、例えば、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト若しくは焼戻しマルテンサイト又はこれらの任意の組み合わせが含まれる。ここで、これらの組織又は相の面積分率を測定する方法の例について説明する。

フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率の測定では、鋼板から圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を観察面として試料を採取する。次いで、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、鋼板の厚さをｔとしたときの鋼板表面からｔ／８の深さから３ｔ／８の深さまでの範囲を５０００倍の倍率で電解放射型走査型電子顕微鏡（field emission scanning electron microscope：ＦＥ−ＳＥＭ）で観察する。この方法により、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定することができる。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値からフェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの各面積分率が得られる。後述のように、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒内の鉄基炭化物の有無及び伸長方向により互いから区別することができる。

上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含む。下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。下部ベイナイトに含まれる鉄基炭化物は単一のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は実質的に単一の方向に伸長している。ここでいう「実質的に単一の方向」とは、角度差が５°以内の方向を意味する。焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。但し、下部ベイナイトとは異なり、焼戻しマルテンサイトに含まれる鉄基炭化物は複数のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は複数の方向に伸長している。従って、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとは、鉄基炭化物が伸長する方向が複数か単一かによって判別することができる。

残留オーステナイトの面積分率の測定では、鋼板から試料を採取し、鋼板表面からのｔ／４の深さまでの部分を化学研磨し、圧延面に平行な鋼板表面からの深さがｔ／４の面におけるＸ線回折強度を測定する。例えば、残留オーステナイトの面積分率Ｓγは次の式で表される。
Ｓγ＝（Ｉ_２００ｆ＋Ｉ_２２０ｆ＋Ｉ_３１１ｆ）／（Ｉ_２００ｂ＋Ｉ_２１１ｂ）×１００
（Ｉ_２００ｆ、Ｉ_２２０ｆ、Ｉ_３１１ｆは、それぞれ面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ_２００ｂ、Ｉ_２１１ｂは、それぞれ体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）

フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されないため、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトから区別できる。従って、ＦＥ−ＳＥＭ観察における残部の面積分率から残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることでフレッシュマルテンサイトの面積分率を特定することができる。

フェライトは塊状の結晶粒であって、内部にラス等の下部組織を含まない。パーライトは、フェライト及びセメンタイトが交互に層状になっている組織である。例えば、パーライト中の層状のフェライトは上記の塊状のフェライトから区別する。

炭化物の粒径は、試料の観察面において測定された当該炭化物の面積から求められる円相当直径を意味する。炭化物の密度及び組成は、例えば、エネルギ分散型Ｘ線分光法（energy dispersive X-ray spectrometry：ＥＤＸ）による分析機能を備えた透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope：ＴＥＭ）又は三次元アトムプローブ電解イオン顕微鏡（atom probe field ion microscope：ＡＰ−ＦＩＭ）を用いて測定することができる。

次に、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体及びその製造に好適な鋼板の化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体は、鋼板のブランキング及びブランク材の少なくとも２回の焼入れを経て製造される。従って、ホットスタンプ成形体及び鋼板の化学組成は、ホットスタンプ成形体の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、ホットスタンプ成形体及び鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、Ｃ：０．２７％〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０％〜５．００％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｂ：０．００００％〜０．００５０％、Ｃｒ：０．００％〜０．５０％、Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０００％〜０．１００％、Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、Ｖ：０．０００％〜０．１００％、Ｃｕ：０．０００％〜１．０００％、Ｎｉ：０．０００％〜１．０００％、Ｏ：０．００％〜０．０２％、Ｗ：０．０％〜０．１％、Ｔａ：０．０％〜０．１％、Ｓｎ：０．００％〜０．０５％、Ｓｂ：０．００％〜０．０５％、Ａｓ：０．００％〜０．０５％、Ｍｇ：０．００％〜０．０５％、Ｃａ：０．００％〜０．０５％、Ｙ：０．００％〜０．０５％、Ｚｒ：０．００％〜０．０５％、Ｌａ：０．００％〜０．０５％、若しくはＣｅ：０．００％〜０．０５％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。

（Ｃ：０．２７％〜０．６０％）
Ｃは、安価で強度の向上に大きく寄与する。Ｃ含有量が０．２７％未満では、高価な元素が含有されていなければ、十分な強度、例えば１９００ＭＰａ以上の強度を得にくい。従って、Ｃ含有量は、好ましくは０．２７％以上であり、より好ましくは０．３５％以上であり、更に好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．６０％超では、水素脆化特性が大きく劣化することがある。従って、Ｃ含有量は、好ましくは０．６０％以下である。

（Ｍｎ：０．５０％〜５．００％）
Ｍｎは、Ａｃ３点を低下させて鋼板の焼入れ性を向上する。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、十分な焼入れ性が得られないことがある。従って、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｍｎ含有量が５．００％超では、焼入れ前の鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。また、Ｍｎの偏析に起因したバンド状組織が生じやすくなり、鋼板の靭性が劣化することがある。従って、Ｍｎ含有量は、好ましくは５．００％以下である。

（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓｉ含有量が２．００％超では、Ａｃ３点が過度に高く、焼入れの加熱を１２００℃超で行わなければならなかったり、鋼板の化成処理性及び亜鉛めっきのめっき性が低下したりすることがある。従って、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。Ｓｉは鋼板の焼入れ性を高める作用を有するため、Ｓｉが含有されていてもよい。

（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、鋼板の加工性を劣化させたり、ホットスタンプ成形体の靱性を劣化させたりする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０３０％超で、加工性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。

（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、鋼板の成形性を劣化させたり、ホットスタンプ成形体の靱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よい。特に、Ｓ含有量が０．０１００％超で、成形性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．１００％以下）
ｓｏｌ．Ａｌは、例えば鋼中に不純物として含有される。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％超では、Ａｃ３点が過度に高く、焼入れの加熱を１２００℃超で行わなければならないことがある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有するため、ｓｏｌ．Ａｌが含まれていてもよい。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、鋼板の成形性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１００％超で、成形性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。

Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、ホットスタンプ成形体及び鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。

（Ｂ：０．００００％〜０．００５０％）
Ｂは、鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。その一方で、Ｂ含有量が０．００５０％超では、上記の作用による効果は飽和して、コスト的に不利となる。従って、Ｂ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。

（Ｃｒ：０．００％〜０．５０％）
Ｃｒは、鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１８％以上である。その一方で、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、焼入れ前の鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。従って、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。

（Ｍｏ：０．００％〜０．５０％）
Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上する。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。その一方で、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、焼入れ前の鋼板の加工性が劣化することがあり、焼入れ前の予成形が困難になることがある。従って、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。

（Ｔｉ：０．０００％〜０．１００％、Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、Ｖ：０．０００％〜０．１００％）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度の上昇に寄与する。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。その一方で、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量又はＶ含有量が０．１００％超では、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化することがある。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．１００％以下である。

（Ｃｕ：０．０００％〜１．０００％、Ｎｉ：０．０００％〜１．０００％）
Ｃｕ及びＮｉは、強度の向上に寄与する。この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。その一方で、Ｃｕ含有量又はＮｉ含有量が１．０００％超では、酸洗性、溶接性及び熱間加工性等が劣化することがある。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは１．０００％以下である。

つまり、Ｂ：０．００００％〜０．００５０％、Ｃｒ：０．００％〜０．５０％、Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０００％〜０．１００％、Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、Ｖ：０．０００％〜０．１００％、Ｃｕ：０．０００％〜１．０００％、若しくはＮｉ：０．０００％〜１．０００％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。

ホットスタンプ成形体及び鋼板に、下記の元素が所定量を限度に意図的又は不可避的に含有されていてもよい。すなわち、Ｏ：０．００１％〜０．０２％、Ｗ：０．００１％〜０．１％、Ｔａ：０．００１％〜０．１％、Ｓｎ：０．００１％〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１％〜０．０５％、Ａｓ：０．００１％〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００１％〜０．０５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５％、Ｚｒ：０．００１％〜０．０５％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５％、若しくはＣｅ：０．００１％〜０．０５％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立ってもよい。

本発明の実施形態によれば、１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることができ、低応力破壊が生じる場合であっても、破壊が生じる応力を１８００ＭＰａ以上とすることができる。そして、このホットスタンプ成形体を自動車部品に用いると、優れた衝突安全性を得ながら、車体を軽量化することができる。例えば、引張強度が５００ＭＰａ程度の鋼板が用いられている自動車部品を、引張強度が２５００ＭＰａ程度のホットスタンプ成形体の部品で置き換えた場合、衝突安全性が板厚のネック特性であり、かつ衝突安全性が板厚と鋼板強度に比例すると仮定すると、引張強度が５倍になることで板厚を１／５に減少させることが可能である。この板厚減は自動車の軽量化及び燃費の向上に非常に大きな効果をもたらす。

次に、本発明の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。本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼板からブランク材を形成し、このブランク材に少なくとも２回の焼入れを施し、２回の焼入れの一方又は両方でブランク材の成形を行う。

第１の焼入れ（第１の熱処理）は、主に、ホットスタンプ成形体における炭化物の平均粒径を０．５μｍ以下にするために行う。このため、１回目の熱処理後の鋼板の鋼組織では、微細な炭化物を含みやすいベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの割合が高く、粗大な炭化物を含みやすいフェライト及びパーライトの割合が低いことが好ましい。具体的には、好ましくはベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計面積分率が８０％以上である。ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは低温変態組織ともよばれ、これらを８０％以上含む鋼組織は非常に微細である。１回目の熱処理後の鋼組織が微細であれば、第２の焼入れ（２回目の熱処理）後の鋼組織も微細になりやすく、低応力破壊が抑制されやすい。１回目の熱処理後の鋼板における炭化物の数密度は、好ましくは０．５０個／μｍ^２以上である。これは、２回目の熱処理の加熱中にγへの逆変態の核生成サイトとなる炭化物を微細に分散させ、２回目の熱処理後の旧γ粒径（ホットスタンプ成形体における旧γ粒径）を２０μｍ以下にしやすくするためである。また、ホットスタンプ成形体における炭化物の平均粒径を０．５μｍ以下にしやすくするために、１回目の熱処理後の鋼板における炭化物の平均粒径も小さいことが好ましい。

（ブランク材の形成）
鋼板をシャー切断又は打ち抜き加工等によりブランキングしてブランク材を形成する。本実施形態で用いる鋼板のビッカース硬さは、例えば５００Ｈｖ以下であり、好ましくは４５０Ｈｖ以下である。ビッカース硬さが５００Ｈｖ以下であれば、ブランキングを容易に行うことができる。また、本実施形態によれば、鋼板のビッカース硬さが５００Ｈｖ以下であっても、十分な強度、例えば１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。

（第１の焼入れ（１回目の熱処理））
１回目の熱処理では、ブランク材を（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第１の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、ブランク材を第１の温度から２５０℃以下の第２の温度まで冷却する。

第１の温度が（Ａｃ３点−５０℃）未満では、ブランク材中の炭化物が十分に溶解せず、ホットスタンプ成形体における炭化物の平均粒径を０．５μｍ以下にすることが困難である。従って、第１の温度は（Ａｃ３点−５０℃）であり、好ましくは９００℃以上であり、より好ましくは１０００℃以上である。一方、第１の温度が１２００℃超では、その効果が飽和し、加熱に要するコストが増加するだけである。従って、第１の温度は１２００℃以下である。

第１の温度までの平均加熱速度が２℃／秒未満では、昇温中に旧γ粒が粗大化し、２回目の焼入れを行ってもホットスタンプ成形体の旧γ粒径を２０μｍ以下にすることが困難である。従って、第１の温度までの平均加熱速度は２℃／秒以上であり、好ましくは５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは１００℃／秒以上である。加熱方法は特に限定されず、例えば、雰囲気加熱、電気加熱及び赤外線加熱が例示される。

好ましくは第１の温度に１秒以上の時間保持する。保持時間が１秒未満では、炭化物が十分に溶解しないことがある。従って、保持時間は、好ましくは１秒以上であり、より好ましくは１００秒以上である。一方、保持時間が６００秒超では、その効果が飽和し、生産性が低下し、コストが増加するだけである。従って、保持時間は、好ましくは６００秒以下である。

冷却停止温度である第２の温度が２５０℃超では、粗大な炭化物を含みやすいフェライト及びパーライトが生成しやすく、微細な炭化物を含みやすい低温変態組織が生成しにくい。従って、第２の温度は２５０℃以下である。

第１の温度から第２の温度までの冷却中、７００℃から５００℃までの温度域では、平均冷却速度が好ましくは１０℃／秒以上である。これは、フェライト変態及びパーライト変態を避けるためである。

第１の温度から７００℃までの温度域では、ブランク材の輸送に伴う空冷が行われてもよい。冷却方法は特に限定されず、例えば、ガス冷却及び水冷却が例示される。ガス冷却又は水冷却が行われる場合、熱応力によりブランク材が変形しないようにブランク材に張力を付与しておくことが好ましい。金型でプレスして金型からの抜熱でブランク材を冷却してもよい。金型内で水をブランク材に吹きかけてブランク材を冷却してもよい。金型内で冷却する場合、平らな金型でブランク材をプレスして平板の状態で１回目の熱処理を終えてもよいし、１回目の熱処理中にホットスタンプ成形体の形状の金型でブランク材をプレスしてもよい。１回目の熱処理及び２回目の熱処理の２段階に分けて、ホットスタンプ成形体の形状に加工してもよい。

なお、Ａｃ３点（℃）は、下記式により計算することができる。ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）を示す。
Ａｃ３点＝９１０−２０３√［Ｃ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］＋４４．７［Ｓｉ］
＋４００［Ａｌ］＋７００［Ｐ］−１５．２［Ｎｉ］−２０［Ｃｕ］
＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］

（第２の焼入れ（２回目の熱処理））
２回目の熱処理では、ブランク材を第２の温度から（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第３の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、ブランク材を第３の温度から２５０℃以下の第４の温度まで冷却する。

第３の温度が（Ａｃ３点−５０℃）未満では、γへの逆変態が不足し、十分な引張強度、例えば１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、第３の温度は（Ａｃ３点−５０℃）以上であり、好ましくは（Ａｃ３点−２０℃）以上であり、より好ましくはＡｃ３点以上である。一方、第３の温度が１２００℃超では、旧γ粒が粗大化し、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径を２０μｍ以下にすることが困難である。従って、第３の温度は１２００℃以下であり、好ましくは１０００℃以下であり、より好ましくは９００℃以下であり、更に好ましくは８５０℃以下である。

第３の温度までの平均加熱速度が２℃／秒未満では、昇温中に旧γ粒が粗大化し、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径を２０μｍ以下にすることが困難である。従って、第３の温度までの平均加熱速度は２℃／秒以上であり、好ましくは５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは１００℃／秒以上である。加熱方法は特に限定されず、例えば、雰囲気加熱、電気加熱及び赤外線加熱が例示される。１回目の熱処理後のブランク材の形状が平板状であれば、上記３種のうち電気加熱が最も好ましい。電気加熱が最も高い昇温速度を達成できるからである。１回目の熱処理中に成形が行われている場合、上記３種のうち赤外線加熱が最も好ましい。成形されたブランク材を電気加熱で均等に加熱することは困難であり、赤外線加熱が雰囲気加熱よりも高い昇温速度を達成できるからである。

好ましくは第３の温度に０．１秒〜３００秒の時間保持する。保持時間が０．１秒未満では、γへの逆変態が不足し、十分な引張強度、例えば１９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難なことがある。従って、保持時間は、好ましくは０．１秒以上である。一方、保持時間が３００秒以上では、旧γ粒が粗大化し、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径を２０μｍ以下にすることが困難なことがある。従って、保持時間は、好ましくは３００秒以下であり、より好ましくは３０秒以下である。

冷却停止温度である第４の温度が２５０℃超では、焼入れが不十分で、ホットスタンプ成形体のマルテンサイトが不足する。従って、第４の温度は２５０℃以下であり、好ましくはＭｓ点（℃）−５０℃以下である。

第４の温度までの冷却中、７００℃からＭｓ点−５０℃までの温度域では、平均冷却速度が好ましくは２０℃／秒以上である。７００℃からＭｓ点−５０℃までの温度域での平均冷却速度が２０℃／秒未満では、フェライト変態、パーライト変態又はベイナイト変態が生じて、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率が合計で８０％未満となることがある。従って、７００℃からＭｓ点−５０℃までの温度域での平均冷却速度は好ましくは２０℃／秒以上である。

なお、Ｍｓ点（℃）は、下記式により計算することができる。ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）を示す。
Ｍｓ点＝５３９−４２３［Ｃ］−３０．４［Ｍｎ］−１７．７［Ｎｉ］
−１２．１［Ｃｒ］−７．５［Ｍｏ］

第３の温度から第４の温度までの冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却のための特殊な装置を用いても工業的には冷却速度は２０００℃／秒以下が普通である。冷却速度は、概ね、単純な水冷では１０００℃／秒以下であり、単純な金型冷却では５００℃／秒以下である。第１の温度から第２の温度までの冷却における冷却速度の上限も同様である。

第３の温度から第４の温度までのブランク材の冷却は、金型内で行う。金型からの抜熱でブランク材を冷却してもよく、金型内で水をブランク材に吹きかけてブランク材を冷却してもよい。

このようにして、本発明の実施形態に係るホットスタンプ成形体を製造することができる。

金型からホットスタンプ成形体を取り出した後に、ホットスタンプ成形体を５０℃〜６５０℃の温度で６時間以内の加熱に供してもよい。この加熱の温度が５０℃〜４００℃の場合、加熱中にマルテンサイト中に微細な炭化物が析出し、水素脆化特性が向上する。この加熱の温度が４００〜６５０℃の場合、加熱中に合金炭化物若しくは金属間化合物又はこれらの両方が析出し、粒子分散強化により強度が上昇する。

第１の焼入れが終了してから第２の焼入れを開始するまでの時間は特に限定されないが、ブランク材の組成によっては、長時間の室温保持によりブランク材中の微細炭化物が成長し、第２の焼入れ後の炭化物の平均粒径が大きくなる可能性がある。このため、上記時間は、好ましくは１カ月以内であり、より好ましくは１週間以内であり、更に好ましくは１日以内である。

第１の焼入れ又は第２の焼入れ又はこれらの両方を２回以上繰り返して行ってもよい。焼入れの回数が多いほど、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が小さくなりやすい。上記のように、旧γ粒径は、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下であるところ、焼入れの回数が多いほど、１５μｍ以下又は１０μｍ以下の旧γ粒径が得やすくなる。

次に、ホットスタンプ成形体の製造に好適な鋼板の製造方法の例について説明する。ホットスタンプ成形体の製造に好適な鋼板としては、焼鈍を施していない熱延鋼板、熱延鋼板に焼鈍を施した熱延焼鈍鋼板、熱延鋼板又は熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施した冷間圧延ままの冷延鋼板、冷延鋼板に焼鈍を施した冷延焼鈍鋼板のいずれであってもよい。

この例では、先ず、上記の化学組成を有する鋼を、常法により溶製し、連続鋳造してスラブを得る。鋼を鋳造して鋼塊を得、鋼塊を分塊圧延して鋼片を得てもよい。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。

連続鋳造の鋳造速度は、Ｍｎの中心偏析及びＶ字状偏析を効果的に抑制するために、好ましくは２．０ｍ／分未満とする。また、スラブの表面の清浄度を良好に保つため、かつ生産性を確保するために、鋳造速度は好ましくは１．２ｍ／分以上とする。

次いで、スラブ又は鋼片に熱間圧延を施す。熱間圧延では、好ましくは、介在物の溶体化のためにスラブ加熱温度を１１００℃以上とし、仕上げ温度を８５０℃以上とする。巻取り温度は、好ましくは、加工性の観点から５００℃以上とし、スケールの生成による歩留まりの低下の抑制の観点から６５０℃以下とする。

その後、熱間圧延により得られた熱延鋼板に酸洗等により脱スケール処理を施す。脱スケール処理後の熱延鋼板をホットスタンプ成形体の製造に用いることができる。

脱スケール処理後に熱延鋼板に熱延板焼鈍を施してもよい。熱延板焼鈍により得られた熱延焼鈍鋼板をホットスタンプ成形体の製造に用いることもできる。

熱延板焼鈍後に熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施してもよい。冷間圧延により得られた冷延鋼板をホットスタンプ成形体の製造に用いることができる。熱延焼鈍鋼板が硬質である場合には、冷間圧延前に焼鈍を施して加工性を高めておくことが好ましい。冷間圧延は常法により行えばよい。冷間圧延における圧下率は、良好な平坦を確保する観点から、好ましくは３０％以上とし、荷重が過大となることを避けるために、好ましくは８０％以下とする。

冷延鋼板に冷延板焼鈍を施してもよい。冷延板焼鈍により得られた冷延焼鈍鋼板をホットスタンプ成形体の製造に用いることができる。

熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍では、必要に応じて常法に従って脱脂等の処理を施してから焼鈍を施してもよい。鋼組織を均一化する観点及び生産性の観点から、焼鈍は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。連続焼鈍ラインで焼鈍を行う場合、好ましくは、Ａｃ３点以上（Ａｃ３点＋１００℃）以下の温度域で１秒以上１０００秒以下の時間で均熱し、続いて２５０℃以上５５０℃以下の温度域に１分以上３０分以下保持することが好ましい。

熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板、冷延鋼板又は冷延焼鈍鋼板にめっきを施してもよい。めっきとして亜鉛系めっきを施す場合、生産性の観点から、好ましくは連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛系めっきを施す。その場合、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛系めっきに先立って焼鈍を施してもよく、均熱温度を低温にして焼鈍を施さずに亜鉛系めっきを施してもよい。溶融亜鉛系めっき後に合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板にしてもよい。亜鉛系めっきを電気めっきにより施してもよい。亜鉛系めっきの例として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき、電気ニッケル−亜鉛合金めっき及び電気鉄−亜鉛合金めっきが例示される。めっきの付着量は特に制限されず、従来のめっき鋼板の付着量と同程度でよい。亜鉛系めっきは、鋼材の表面の少なくとも一部に施すことができるが、一般的に、鋼板の亜鉛系めっきは鋼板の片面又は両面の全体に施す。

なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。

次に、本発明の実施例について説明する。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。

（第１の実験）
表１に示す化学組成を有するスラブに熱間圧延を施した。熱間圧延では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、仕上げ温度を９３０℃とし、巻き取り温度を６５０℃とした。仕上げ温度（９３０℃）から巻き取り温度（６５０℃）までの冷却では、平均冷却速度を２０℃／秒とした。このようにして、厚さが１．６ｍｍ又は３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。次いで、熱延鋼板の脱スケール処理を行った。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。

その後、厚さが３．２ｍｍの熱延鋼板から、次のようにして、冷延鋼板、アルミニウムめっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。先ず、厚さが３．２ｍｍの熱延鋼板に６００℃で２時間の熱延板焼鈍を行い、圧下率が５０％の冷間圧延を行って厚さが１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、連続溶融焼鈍設備又は連続溶融めっき設備にて一部の冷延鋼板の焼鈍を行った。この焼鈍では、冷延鋼板を８００℃に１２０秒間保持した後、４００℃に２００秒間保持した。焼鈍後、５００℃以下の温度で冷延鋼板に溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを行った。このようにして、ホットスタンプ用鋼板として、熱延鋼板、冷延鋼板、アルミニウムめっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を準備した。

その後、ホットスタンプ用鋼板をブランキングしてブランク材を形成し、ブランク材の第１の焼入れ（１回目の熱処理）及び第２の焼入れ（２回目の熱処理）を行った。１回目の熱処理の条件及び２回目の熱処理の条件を表２及び表３に示す。なお、１回目の熱処理では雰囲気加熱を行い、保持温度から７００℃までは空冷し、７００℃から冷却停止温度までは平板形状の金型内で５０℃／秒の平均冷却速度で冷却した。２回目の熱処理では、加熱速度が５０℃／秒以下の場合は雰囲気加熱を行い、５０℃／秒超の場合は電気加熱を行った。保持温度から７００℃までは空冷し、７００℃から冷却停止温度までは金型内でプレス成形しながら１００℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このようにして、種々のホットスタンプ成形体を製造した。表２及び表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。

１回目の熱処理後で２回目の熱処理前の鋼組織、及び２回目の熱処理後の鋼組織を観察した。この結果を表４及び表５に示す。鋼組織の観察方法は上記の通りである。また、ホットスタンプ成形体からＪＩＳＺ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験により引張最大強度を測定した。試験Ｎｏ．毎に５回の引張試験を行い、５つの引張最大強度の平均値を当該試験Ｎｏ．の引張強度とした。この結果も表４及び表５に示す。平均値を引張強度としたのは、低応力破壊が生じる場合、製造条件が同一であっても、破断応力に大きなばらつきが生じやすいためである。ある真ひずみε_a及び真応力σ_aについて、下記の式２が満たされる前に破断が生じた試料については低応力破壊が生じたと判定し、式２が満たされた後に破断が生じた試料は低応力破壊が生じなかったと判定した。式２において、Δε_aは０．０００２とし、Δσ_aは「真ひずみが『ε_a＋０．０００２』のときの真応力σ_a+1」と「真ひずみが『ε_a』のときの真応力σ_a」との差とした（Δσ_a＝σ_a+1−σ_a）。
Δσ_a／Δε_a＝σ_a ・・・（式２）

表４及び表５に示すように、本発明の範囲内にある発明例（試験Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１６、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．２７、Ｎｏ．３０〜Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４６〜Ｎｏ．５０、Ｎｏ．５６〜Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６９〜Ｎｏ．７０）では、低応力破壊が生じないか、生じたとしても破壊が生じる応力が１８００ＭＰａ以上であった。

試験Ｎｏ．１では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６では、第１の焼入れを行わなかったため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．７では、第１の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．１７では、第１の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１８では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１９では、第２の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２０では、第２の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、十分な引張強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．２３では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２８では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．２９では、第１の焼入れを行わなかったため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３２では、第１の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３３では、第１の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、ホットスタンプ成形体の炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３４では、第２の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．３５では、第２の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、十分な引張強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．４１では、第１の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４２では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４３では、第１の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、ホットスタンプ成形体の炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４４では、第２の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．４５では、第２の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、十分な引張強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．５１では、第１の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５２では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５３では、第１の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、ホットスタンプ成形体の炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５４では、第２の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．５５では、第２の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、十分な引張強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．６４では、第１の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６５では、第１の焼入れの保持温度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６６では、第１の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、ホットスタンプ成形体の炭化物の平均粒径が過剰であり、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６７では、第２の焼入れの平均加熱速度が低すぎたため、ホットスタンプ成形体の旧γ粒径が不足し、低応力破壊が生じ、十分な引張強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６８では、第２の焼入れの冷却停止温度が高すぎたため、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積分率が不足し、十分な引張強度が得られなかった。

（第２の実験）
第２の実験では、第１の実験における試験Ｎｏ．１０、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．４７及びＮｏ．５８と同様にしてブランク材を形成し、ブランク材の第１の焼入れ（１回目の熱処理）、第２の焼入れ（２回目の熱処理）及び第３の焼入れ（３回目の熱処理）を行った。１回目の熱処理の条件、２回目の熱処理の条件及び３回目の熱処理の条件を表６に示す。表６に示すように、３回目の熱処理では、加熱速度が５０℃／秒以下の場合は雰囲気加熱を行い、５０℃／秒超の場合は電気加熱を行った。保持温度から７００℃までは空冷し、７００℃から冷却停止温度までは金型内でプレス成形しながら１００℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このようにして、種々のホットスタンプ成形体を製造した。

そして、３回目の熱処理後の鋼組織を観察した。この結果を表７に示す。鋼組織の観察方法は上記の通りである。また、第１の実験と同様にして引張試験を行った。この結果も表７に示す。

表７に示すように、いずれの発明例においても、第３の焼入れを行っていない発明例（試験Ｎｏ．１０、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．４７又はＮｏ．５８）よりも、旧γ粒径が小さく、より優れた機械的特性が得られた。

本発明は、例えば、自動車部品に好適なホットスタンプ成形体に関連する産業に利用することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．２７％〜０．６０％、
Ｍｎ：０．５０％〜５．００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．００００％〜０．００５０％、
Ｃｒ：０．００％〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００％〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０００％〜０．１００％、
Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、
Ｖ：０．０００％〜０．１００％、
Ｃｕ：０．０００％〜１．０００％、
Ｎｉ：０．０００％〜１．０００％、
Ｏ：０．００％〜０．０２％、
Ｗ：０．０％〜０．１％、
Ｔａ：０．０％〜０．１％、
Ｓｎ：０．００％〜０．０５％、
Ｓｂ：０．００％〜０．０５％、
Ａｓ：０．００％〜０．０５％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０５％、
Ｃａ：０．００％〜０．０５％、
Ｙ：０．００％〜０．０５％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０５％、
Ｌａ：０．００％〜０．０５％、
Ｃｅ：０．００％〜０．０５％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積分率：合計で８０％以上、
旧オーステナイト粒径：２０μｍ以下、かつ
炭化物を含有し、前記炭化物の平均粒径：０．５μｍ以下、
で表される鋼組織を有し、
引張強度が１９００ＭＰａ以上であることを特徴とするホットスタンプ成形体。
ビッカース硬さが５５０Ｈｖ以上であ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。
鋼板からブランク材を形成する工程と、
前記ブランク材の第１の焼入れを行う工程と、
前記第１の焼入れの後に、前記ブランク材の第２の焼入れを行う工程と、
を有し、
前記第１の焼入れを行う工程は、
前記ブランク材を（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第１の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
前記ブランク材を前記第１の温度から２５０℃以下の第２の温度まで冷却する工程と、
を有し、
前記第２の焼入れを行う工程は、
前記ブランク材を前記第２の温度から（Ａｃ３点−５０）℃以上１２００℃以下の第３の温度まで２℃／秒以上の平均加熱速度で加熱する工程と、
前記ブランク材を前記第３の温度から２５０℃以下の第４の温度まで冷却する工程と、
を有し、
前記第１の焼入れ若しくは前記第２の焼入れ又はこれらの両方において前記ブランク材の成形を行う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の製造方法。
前記第１の温度まで加熱する工程と前記第２の温度まで冷却する工程との間に、前記第１の温度に１秒間以上保持する工程を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の製造方法。
前記第３の温度は、（Ａｃ３点−５０）℃以上１０００℃以下であることを特徴とする請求項３又は４に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
前記第２の温度から前記第３の温度までの加熱を５℃／秒以上の平均加熱速度で行うことを特徴とする請求項３乃至５のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
前記第３の温度まで加熱する工程と前記第４の温度まで冷却する工程との間に、前記第３の温度に０．１秒以上３００秒以下保持する工程を有することを特徴とする請求項３乃至６のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。
前記第２の焼入れを行う工程は、７００℃からＭｓ点−５０℃の第５の温度まで２０℃／秒の平均冷却速度で前記ブランク材を冷却する工程を有することを特徴とする請求項３乃至７のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体の製造方法。