(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：１〜３％、Ｐ：０．００１〜０．０１５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｏ：０．００３〜０．００７％、Ｎ：０．００１〜０．００３％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚が４ｍｍ以上の鋼板をホットスタンプした成形体であって、ホットスタンプ後の鋼板が９０％以上のマルテンサイトを含み、かつ、その旧オーステナイト粒について、粒径の圧延方向と板厚方向との比が１．３以上で、平均粒径が６μｍ以下であり、１３７０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。
【請求項２】
前記鋼板が、さらに質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．００５〜０．０３％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％を１種以上含むことを特徴とする、請求項１に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分からなるスラブを１２５０℃以下の温度域に加熱後、８００〜９００℃の温度域で最終スタンド及び２つ前からのスタンドでの総圧下量を６０％以上として仕上圧延を終了し、１秒以内に冷却を開始し、６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする、請求項１または２に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載の製造工程を終了後、さらに溶融メッキを施すことを特徴とする、請求項１または２に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項３または４で得られた鋼板を用いてホットスタンプ成形体を製造する際に、前記鋼板を１℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上、９５０℃以下の温度域に加熱後、Ａｒ３〜３００℃の温度域を２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、板厚：４ｍｍ以上の部品の製造におけるホットスタンプの適用に関するもので、ホットスタンプ後の成形体が１３７０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ、変形時のエネルギー吸収能を付与するために靭性を具備した成形体とその製造に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の視点から自動車車体軽量化は喫緊の課題であり、それに対して高強度鋼板を適用する検討が積極的に行われており、その鋼材強度も益々高まっている。しかし、鋼板強度が高くなるに伴い加工性が劣化するとともに、形状凍結性への配慮が必要となる。一方、通常使用されるプレス加工においては、その成形荷重が益々高まり、プレス能力上も実用化に向けて大きな課題である。
【０００３】
ホットスタンプ技術は、鋼板を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もので、室温で実施する通常のプレス加工に比べ、成形荷重が大幅に低減される。また、プレス加工と同時に、金型内においていわゆる焼入れ処理を実施することになるため、鋼中に含まれるＣ量に応じた強度を得ることができ、形状凍結性と強度確保を両立する技術として注目されている。
【０００４】
こうしたホットスタンプ技術により、１０００〜２０００ＭＰａの強度を得る方法として、特許文献１〜５が開示されている。
【０００５】
特許文献１は、旧オーステナイト粒の平均粒径とホットスタンプ後のマルテンサイト量を規定し、１７７０〜１９４０ＭＰａの強度と延性に優れたホットスタンプ用鋼板に関わるものであるが、靭性に対する考慮がなされていない。
また、特許文献２には、清浄度とＰ及びＳの偏析度を規定し、ホットスタンプ後の靭性を大幅に改善する技術が開示されている。しかし、旧オーステナイト粒の平均粒径との関係については言及されていない。
【０００６】
さらに、旧オーステナイト粒の平均粒径に対する規定と自動焼戻しマルテンサイトを活用することにより、靭性を改善する技術が特許文献３に記載されている。しかし、自動焼戻しではマルテンサイト中に炭化物が形成され、その条件によっては旧オーステナイト粒界に析出し、靭性が改善されない可能性があることから、ホットスタンプ後の冷却速度を規定する本発明とはことなるばかりでなく、さらに、ホットスタンプ後に形成される組織として旧オーステナイト粒径のサイズのみならず、圧延方向と板厚方向との比を制御することにより強度と靭性のバランスをさらに高めた本発明とは、全く異なるものである。
【０００７】
一方、特許文献４には旧オーステナイト粒径のアスペクト比を規定することにより低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、本発明とはその規定範囲が異なるばかりでなく、ホットスタンプ後の組織に関するものでないことから、本発明とは全く異なるものである。
特許文献５には、１．６〜６．０ｍｍの熱延鋼板を対象とした熱間プレス用熱延鋼板の製造方法と、その鋼板を使用した成形部材の製造方法が開示されている。しかし、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径及びその形状と、ホットスタンプを実施する際の冷却速度を規定した本発明とは、全く異なるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１０−１７４２８２号公報
【特許文献２】特開２００７−３１４８１７号公報
【特許文献３】特開２００６−１５２４２７号公報
【特許文献４】特開２０１１−５２３２１号公報
【特許文献５】特開２００６−２６５５８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述のごとく、自動車用部品、とくにトラックのような大型車両に使用されるフレームに対し、車体重量の大幅な軽量化を図るために１３７０ＭＰａ以上の強度を有する鋼材の適用が検討されている。冷間でのプレス成形では、プレス機能力が不足することや形状凍結性が悪化するといった理由から、ホットスタンプ材の適用が有効であるが、適用部材の板厚が４ｍｍ以上となるため、ホットスタンプを行う際の焼入れ性や靭性が不十分となることが懸念される。
本発明の目的は、４ｍｍ以上の板厚であっても焼入れ後の強度が高くかつ良好な靭性を有するホットスタンプ成形体を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らはこうした実情に鑑み、４ｍｍ以上の板厚を有する熱延鋼板による１１８０ＭＰａ以上の強度を有する部品をホットスタンプで製造することを目的として、本発明を完成させた。
【００１１】
その要旨は以下の通りである。すなわち、
（１）  成分が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：１〜３％、Ｐ：０．００１〜０．０１５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｏ：０．００３〜０．００７％、Ｎ：０．００１〜０．００３％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚が４ｍｍ以上の鋼板をホットスタンプした成形体であって、ホットスタンプ後の鋼板が９０％以上のマルテンサイトを含み、かつ、その旧オーステナイト粒について、粒径の圧延方向と板厚方向との比が１．３以上で、平均粒径が６μｍ以下であり、１３７０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。
（２）  前記鋼板が、さらに質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．００５〜０．０３％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％を１種以上含むことを特徴とする、（１）に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。
（３）  （１）または（２）に記載の成分からなるスラブを１２５０℃以下の温度域に加熱後、８００〜９００℃の温度域で最終スタンド及び２つ前からのスタンドでの総圧下量を６０％以上として仕上圧延を終了し、１秒以内に冷却を開始し、６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする、（１）または（２）に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
（４）  （３）に記載の製造工程を終了後、さらに溶融メッキを施すことを特徴とする、（１）または（２）に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。
（５）  （３）または（４）で得られた鋼板を用いてホットスタンプ成形体を製造する際に、前記鋼板を１℃／ｓ以上の加熱速度でＡｃ３点以上、９５０℃以下の温度域に加熱後、Ａｒ３〜３００℃の温度域を２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする（１）または（２）に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、１３７０ＭＰａ以上の強度を有しながらホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径とその形状を適切に制御することにより、強度と靭性のバランスに優れた４ｍｍ以上の厚さを有するホットスタンプ成形体が得られる。また、それに適用される熱延鋼板が製造できる。これによりに自動車、とくにトラックのような大型車両の車体重量の大幅な軽量化に寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】Ｃ量の変化に伴う焼入れ後の強度変化を示す図である。
【図２】ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径と、熱延板について−４０℃でシャルピー試験を実施した際のエネルギー吸収量との関係を示す図である。
【図３】ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比と、熱延板について−４０℃でシャルピー試験を実施した際のエネルギー吸収量との関係を示す図である。
【図４】熱間圧延時の仕上温度とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。
【図５】熱間圧延時の仕上温度とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比との関係を示す図である。
【図６】熱間圧延時の仕上圧延後の冷却開始時間とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。
【図７】熱間圧延時の仕上圧延後の冷却開始時間とホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比との関係を示す図である。
【図８】遅れ破壊特性評価で使用したＶノッチ付試験片を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。
本発明者らは、表１に示す成分の鋼を実験室規模で溶解し、得られた鋼塊を１２５０℃で加熱後、最終圧延と１つ前の圧延での総圧下率：６０％、仕上温度：８８０℃、板厚：６ｍｍとして熱間圧延を終了し、終了して１秒後に３０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を開始して６００℃で巻取りを行った。得られた熱延板については酸洗後、１℃／ｓの加熱速度で９００℃に加熱後、２０秒保熱し、直ちに２０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。この場合に、鋼板組織として９０％以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。
【００１５】
その後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法にしたがって実施した引張試験を行った。得られた引張試験の結果を図１に示す。
図１から、本発明が対象としているホットスタンプ後で１３７０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、重量％でＣを０．２０％以上添加する必要があることが知見された。
【００１６】
【表１】
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【００１７】
さらに、表１のＮｏ．３の鋼を使用し、種々の条件で熱間圧延を実施し、４ｍｍの熱延板を作製した。この熱延板について、ホットスタンプを実施する際の熱処理条件を想定して、２℃／ｓの加熱速度で９５０℃に加熱後、４０℃／ｓｅｃで室温まで冷却する熱処理を施し、その際の引張強度及び靭性を調査した。
いずれの場合においても鋼板組織として９０％以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られるが、これらのマルテンサイトの内部には一部セメンタイトが析出していることが観察された。
【００１８】
熱処理後の鋼板について引張試験を前記と同様の試験方法にしたがって実施した結果、いずれの条件においても１３７０ＭＰａ以上の強度が得られた。靭性についてはＶノッチ試験片（幅：１０ｍｍ）を作製し、シャルピー衝撃試験を実施し、−４０℃でのエネルギー吸収量（板厚：１０ｍｍ換算）で評価し、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒の粒径（平均値）とその圧延方向及び板厚方向の比との関係について調査した。得られた結果を図２及び３に示す。
図２及び３より、ホットスタンプ後の靭性を確保する視点からはホットスタンプ後の鋼板において、旧オーステナイト粒の平均粒径を６μｍ以下とし、かつ粒径の圧延方向及び板厚方向の比を１．３以上とすることが重要であることが知見された。
【００１９】
さらに本発明者は、熱延後の鋼板において、旧オーステナイト粒径が平均で６μｍ以下であり、その圧延方向及び板厚方向の比が１．３以上の場合、熱延条件を適切に制御した鋼板では、適切な加熱条件で実施されるホットスタンプ後においても旧オーステナイト粒径が６μｍ以下であり、その圧延方向及び板厚方向の比が１．３以上になることを見出した。
【００２０】
これは、熱延条件を適切に制御した鋼板において旧オーステナイト粒径が６μｍ以下と微細でありかつ、その圧延方向及び板厚方向の比が１．３以上の場合には、熱間圧延後に冷却し、巻き取る工程においてオーステナイトからフェライト＋セメンタイトに変態する変化の割合がほぼ１００％と高くなり、さらに、ホットスタンプ前の加熱においても、フェライト＋セメンタイトからオーステナイトに変態する変化の割合がほぼ１００％と高くなる。
そのためにオーステナイトからフェライト＋セメンタイトへ、更にフェライト＋セメンタイトからオーステナイトへの変態を繰り返しても、粒径が６μｍ以下であり、かつその圧延方向及び板厚方向の比が１．３以上の旧オーステナイト粒径がホットスタンプ後においても確保できるためと考えられる。
【００２１】
旧オーステナイト粒径をそのようにするためには、熱間圧延における仕上温度、仕上げパススケジュールと仕上圧延後の冷却開始時間が重要である。
検討の結果、仕上温度、仕上げパススケジュール、仕上圧延後の冷却開始時間と旧オーステナイト粒径について、図４、５、６及び７に示す知見が得られた。
すなわち、熱間圧延を９００℃以下で終了させるとともに最終スタンド及び２つ前のスタンドでの総圧下量を６０％以上とし、さらに、圧延後の冷却を、圧延終了後１秒以内で開始することが有効である。
【００２２】
さらに、この時の熱履歴制御として熱延終了後の冷却速度にも注目した検討を行った。本発明は板厚４ｍｍ以上の成形体を対象としているが、板厚が厚いため一般的な製造装置では、熱延終了後の冷却速度はあまり高くすることができない。このため本発明に至る実験では主に熱間圧延後巻き取るまでの冷却速度は１００℃／ｓ以下としているが、この冷却速度は１００℃／ｓを超えても、ホットプレス後の旧オーステナイト粒径を６μｍ以下、かつその圧延方向及び板厚方向の比を１．３以上に確保出来、本願の効果を発揮することを確認している。
【００２３】
なお、ここで旧オーステナイト粒径の測定は、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、ピクリン酸、シュウ酸及び塩酸を含む水溶液を用いたエッチングにより行い、測定は板厚で１／８ｔ部（あるいは７／８ｔ部）で実施した。
【００２４】
本発明は、こうした実験事実をもとに完成させるに至ったもので、以下に本発明の限定理由について順次説明する。
【００２５】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：１〜３％、Ｐ：０．００１〜０．０１５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｏ：０．００３〜０．００７％、Ｎ：０．００１〜０．００３％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼、あるいは、さらに、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．００５〜０．０３％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を必要に応じて含む鋼を用いるが、個々の成分の限定理由は次のとおりである。
【００２６】
Ｃは、本発明において重要な役割を果たす元素であり、とくに焼入れ後の強度に与える影響が大きい。したがって、１３７０ＭＰａ以上の強度を得るには０．２０％以上の添加が必要である。一方、０．４０％を超えると、衝撃変形時に破断が生じやすくなるとともに、溶接性の劣化と溶接部の強度が低下するため、これを上限とする。
【００２７】
Ｓｉは、固溶強化元素であるとともに、セメンタイトの析出を抑制する元素であることから、０．１％以上の添加が好ましい。一方、過度に添加するとホットスタンプに際して加熱時に発生するスケールを起因とした表面疵が発生しやすくなるとともに、メッキを施す場合にはそのメッキ性が劣化するため、０．５％を上限とする。
【００２８】
Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性の確保にとって重要な元素の一つであり、本発明においてホットスタンプを実施する場合、これらの元素の合計で１％以上の添加が必要である。一方、３％を超えて添加されると焼入れ性が高くなり、熱延板の強度が高くなり過ぎることから、冷間圧延を実施する場合にその負荷が大きくなり過ぎるためこれを上限とする。
【００２９】
Ｔｉ及びＮｂも本発明においては重要な元素であり、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径において、圧延方向と板厚方向のとの比が１．３以上を有しかつ、平均値として６μｍ以下とするためには、それぞれ０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和するためこれを上限とする。
【００３０】
Ｖは、靭性確保の視点から、組織微細化のために添加してもよい元素である。すなわち、鋼板をＡｃ３点以上に加熱した場合、微細な炭化物の形成により、再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。０．００５％未満ではその効果が得られない。一方、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和し、コストアップになるため、これを上限とする。
【００３１】
Ｍｏも、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶと同様に、鋼板をＡｃ３点以上に加熱した場合、微細な炭化物の形成により、再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。そのため、添加する場合は０．０５％を下限とする。一方、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和するばかりでなく、コストアップを招くことからこれを上限とする。
【００３２】
Ｐは、固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上げることができるが、粒界に偏析し、強度が高い場合には低温脆化が問題になることから、０．０１５％を上限とする。一方、０．００１％よりも低くすることは脱Ｐコストを極端に高めるため好ましくないことから、好ましくはこれを下限とする。
【００３３】
Ｓは鋼の熱間脆性に影響を与える元素であるとともに、とくに熱間での加工性を劣化させる元素でもあるばかりでなく、加工性を劣化させるため、少ない方が好ましい。そのため、０．０１％を上限とする。しかし、０．００１％未満とする場合には、脱硫コストの極端な上昇を招くため、好ましくはこれを下限とする。
【００３４】
Ａｌは、脱酸のために添加されるものである。０．００５％未満では脱酸が不十分となり、鋼中に酸化物が多量に残存し、とくに局部変形能が劣化するとともに、特性バラツキも大きくなる。一方、０．０５％を超えて含有されると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、やはり局部変形能の劣化を招くため、好ましくない。
【００３５】
Ｎも、極端に下げることはコストアップとなり好ましくないため、０．００１％を下限とする。一方、０．００３％を超えて含有されると、介在物を形成し、焼入れ後の靭性が劣化するため、これを上限とする。
【００３６】
脱酸元素としてＣａやＣｅ等を含むＲＥＭについては、微細な酸化物を形成する元素であることから、旧オーステナイトの粒径を微細化に対して有効な元素である。そのため、０．００５％以上添加してもよい。しかし、０．０３％を超えて添加してもその効果は飽和するため、これを上限とする。
また、Ｏも酸化物を形成させるために必要な元素であり、０．００３％未満では微細な酸化物が少ないため、６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られない。一方。０．００７％を越えて添加されと形成される酸化物の量が多くなり過ぎるため、加工性や靭性が劣化する。
【００３７】
Ｗは、ホットスタンプ工程において安定してマルテンサイトを形成させるために添加してもよい。０．０１％未満ではその効果が不十分であり、０．５％を超えて添加されてもその効果が飽和するため、これを上限とする。
【００３８】
なお、上記に示す鋼成分に調整する際、製鋼段階においてスクラップを利用することによるＣｕ、Ｓｎ、Ｎｉ等の元素が含まれる場合がある。そのような場合についても、本発明における効果は何ら変わるものではないが、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％とする。これらの元素は過度に添加されると熱間圧延での割れを発生させることから、それぞれ上限を規定した。
【００３９】
以上のような成分に調整した溶鋼を連続鋳造してスラブとし、それを熱間圧延して、ホットスタンプ用の鋼板とする。連続鋳造の方法については、特に規定されるものではなく、通常の連続鋳造方法が利用できるが、スラブ厚みが１００ｍｍ以下の薄スラブ法によるものによっても、本発明における効果は何ら変わるものではない。
【００４０】
本発明において、とくにホットスタンプ後の靭性に対し、熱間圧延条件は非常に重要である。すなわち、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径について、圧延方向と板厚方向との比を１．３以上としかつ、６μｍ以下とするためには熱間圧延時の加熱温度は低い方が好ましい。そのため、加熱温度は１２５０℃以下とする。
【００４１】
また、仕上温度も極力低い方が好ましいが、圧延性を考慮して８００℃以上を確保するものとする。一方、９００℃を超えると前記粒径の圧延方向と板厚方向との比が１．３より小さくなり、靭性が劣化することからこれを上限とする。その際、最終スタンド及び２つ前のスタンドでの総圧下量を６０％以上とし、さらに、仕上圧延終了後は速やかに冷却を開始するが、具体的には仕上圧延終了後１秒以内に冷却を開始する。
【００４２】
なお、熱間圧延後巻取りまでの冷却速度は本発明効果の発現に影響を及ぼすものではなく、一般的な製造装置で制御可能な１００℃／ｓ以下でも良いし、特に冷却を強化して１００℃／ｓを超えても良い。
【００４３】
その後、６００℃以下の温度域で巻取りを実施することにより、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径について、圧延方向と板厚方向との比を１．３以上としかつ平均値で６μｍ以下とすることができる。
巻取り温度が６００℃を超える、もしくは前記総圧下量が６０％未満の場合や仕上圧延後の冷却が１秒を超えて実施されると、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径として、圧延方向と板厚方向との比を１．３以上としかつ平均値で６μｍ以下とすることができない。
【００４４】
なお、４００℃以下の温度で巻取ると熱延板強度が高くなり過ぎることから、これを下限とするが、フェライト＋パーライトを含む組織とするためには、５００℃以上が好ましい。一方、４００℃以下の温度で巻取った後に、軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもかまわない。
ここで、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径について、圧延方向と板厚方向との比が２を超えると異方性が大きくなり過ぎることから、逆に靭性の劣化が懸念される。したがって、好ましくはこの値を上限とする。
【００４５】
メッキは熱間圧延を終了した後に、必要に応じて実施するものであるが、メッキの際の加熱条件や冷却条件はとくに規定されるものではない。さらに、メッキ種についてもＺｎあるいはＡｌがメッキされるが、とくにＺｎメッキについては合金化の有無については限定しない。さらに、Ｚｎ中にＡｌ及びＭｇを含んでも良い。一方、Ａｌメッキについてはメッキ中にＳｉを含んでも本発明に何ら影響を与えるものではない。
【００４６】
熱延板あるいはメッキ後に、形状を適切に調整するための調質圧延（スキンパス）を実施することができるが、その方法についても特に規定するものではない。
【００４７】
上記の条件で製造された熱延鋼板あるいはメッキ鋼板を用いてホットスタンプを実施する。その際の熱処理条件は以下のように制御される。
鋼板の加熱速度を１℃／ｓ以上とし、加熱温度をＡｃ３点以上、９５０℃以下とする。加熱速度が１℃／ｓ未満となる場合や、９５０℃を超えて加熱される場合には、ホットスタンプ後に６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られないばかりでなく、旧オーステナイト粒径の圧延方向と板厚方向との比が１．３未満となり、本発明の効果が失われる。一方、加熱温度がＡｃ３点より低くなると部分的にオーステナイト化しない領域ができるため、当該部分では冷却時にマルテンサイトが形成されないことに起因し、十分な強度が得られない。
加熱温度での保熱時間は、短い方が好ましいことから１８０秒以下とする。
【００４８】
また、Ａｒ３点〜３００℃の温度域を冷却する際の冷却速度は、２０℃／ｓ以上とする。冷却速度が２０℃／ｓ未満となると、部材内で強度の変動が生じやすいばかりでなく、炭化物が粒界析出するため靭性の劣化が懸念されることからこれを下限とする。
ホットスタンプにおける冷却中ないしは冷却後、オートテンパーによるセメンタイトが析出しても本発明における効果は変化しない。
【実施例１】
【００４９】
表２に示す成分の鋼を転炉にて出鋼し、スラブとした後、本発明の範囲となる熱延条件（加熱温度：１２２０℃、仕上温度：８７０℃、最終スタンド及び２つ前のスタンドからの総圧下量：６５％、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間：０．５秒、巻取温度：６００℃）で熱間圧延を実施し、６ｍｍの熱延板とした。この熱延板を酸洗後、表３の条件でスキンパスを行った。一部の熱延板については、酸洗とスキンパスの間にメッキ処理を行った。
熱延鋼板のメッキ処理は表３に示す条件で実施した。その際のメッキ処理は、溶融亜鉛メッキ［ＧＩ（合金化処理なし）／ＧＡ（合金化処理あり）、ＤＺ（Ｍｇを含む）、ＳＤ（ＡｌとＭｇを含む）］、あるいはＳｉを１０％含む溶融アルミメッキ（Ａｌ）を施した。
【００５０】
これらの鋼板について、実験室の加熱炉で１℃／ｓｅｃの加熱速度で９００℃に加熱し、６０秒保熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口を有する金型に挟み込み、水を噴射させることにより室温まで冷却することによりホットスタンプでの熱履歴を模擬した。この時のＡｒ３点〜３００℃の冷却速度は２０℃／ｓであった。
【００５１】
ホットスタンプ相当熱処理前の材料について強度を、熱処理後の材料について、強度、伸び、メッキ性、遅れ破壊特性、低温靭性及び旧オーステナイ組織を評価した。
強度及び伸びの評価は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法にしたがって実施した引張試験を行った。メッキ性はメッキの被覆状況を目視で評価した（不メッキなし：良好／○、不メッキ発生：不良／×）。
【００５２】
遅れ破壊特性については、図８に示すようなＶノッチを付与した試験片を使用し、室温にてチオシアン酸アンモニウム３ｇ／ｌを３％食塩水に溶かした水溶液に２４ｈ浸漬させ、破断の有無により判定した（破断無し：○、破断有り：×）。低温脆性については、−４０℃でシャルピー試験を行い、板厚：１０ｍｍ換算で評価し、１００〜１５０Ｊ／ｃｍ２のエネルギー吸収量を示しかつ、５０％以上の延性破面率が得られる場合を合格（○）、得られなかった場合を不合格（×）とした。
【００５３】
旧オーステナイト粒径の測定は、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、ピクリン酸、シュウ酸及び塩酸を含む水溶液を用いたエッチングにより行い、測定は板厚で１／８ｔ部と７／８ｔ部で測定を行いこの平均値で評価した。
【００５４】
得られた結果を同じく表３に示す。本発明に従った鋼（Ａ鋼〜Ｌ鋼、Ｖ鋼〜Ｚ鋼）において、ＴＳ：１３７０ＭＰａ以上の強度を示すとともに、遅れ破壊特性や低温靭性に問題は無い。
一方、Ｃ量が低く外れたＭ鋼では、１３７０ＭＰａの強度に達していない。また、Ｃ量が高く外れたＮ鋼では、強度が２１２０ＭＰａとなり、遅れ破壊特性や低温脆性の劣化が懸念される。さらに、ＴｉあるいはＮｂが添加されていないＯ、Ｐ、Ｓ、Ｔ及びＵ鋼では、ホットスタンプでの熱履歴後に旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比が１．３に満たないばかりでなく、平均粒径として６μｍより大きいため、靭性が低い。一方、Ｓｉが本発明の範囲から高く外れたＱ鋼では、メッキ性が悪く、不メッキ部に生成するスケールを起因とした表面疵も見られた。さらに、Ｏが本発明の範囲から低く外れたＲ鋼では、６μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られていないため、遅れ破壊特性が悪い。
【００５５】
【表２】
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【００５６】
【表３】
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【実施例２】
【００５７】
表２のＥ、Ｉ及びＬ鋼について、本発明の範囲である熱延条件（加熱温度：１２５０℃、仕上温度：８８０℃、最終スタンド及び２つ前からのスタンドでの総圧下量：６０％、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間：０．８秒、巻取温度：５５０℃）で板厚：４ｍｍの熱延板とした。
続いて、その熱延板に酸洗を行い、表４の条件でスキンパスを行い、メッキを行わないものはそのまま加熱炉で８８０℃に加熱し、１２０秒保熱した後表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口を有する金型に挟み込み、水を噴射させることにより室温まで冷却を行った。メッキを行うものは、熱延板を酸洗の後に亜鉛（ＧＩ、ＧＡ、ＤＺ、ＳＤ）あるいはＳｉを１０％含む溶融アルミメッキ（Ａｌ）を施してから、表４の条件でスキンパスを行い、メッキを行わないものと同様の加熱−冷却処理を施した。
【００５８】
得られた鋼板について、実施例１と同様の材質特性を評価し、得られた結果を表４に示す。いずれも本発明に従った鋼であることから、遅れ破壊特性や低温靭性に問題は無く、本発明での特性が得られている。
【００５９】
【表４】
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【実施例３】
【００６０】
表２のＩ鋼について、表５に示す熱延条件で熱間圧延を実施し、同表に示す加熱速度で８５０℃に加熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口を有する金型に挟み込み、水を噴射させることにより室温まで冷却を行った。得られた鋼板について、実施例１と同様の材質特性を評価し、得られた結果を同表に示す。なお、靭性については−１２０℃で試験を実施し、板厚：１０ｍｍ換算で評価し、エネルギー吸収量で８５Ｊ／ｃｍ２以上の値が得られたものを合格（○）とし、得られなかったものを不合格（×）とした。
【００６１】
本発明に従ったＮｏ．１〜５では、ＴＳ：１７７０ＭＰａレベルの強度と本発明で狙いとする遅れ破壊特性や靭性が得られている。一方、加熱温度が本発明の範囲より高いＮｏ．６、最終スタンド及び２つ前からのスタンドでの総圧下量が本発明の範囲から低く外れたＮｏ．７はホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒径が粗大化し、さらに圧延方向と板厚方向との比も１．３より小さいため、靭性が悪い。さらに、ホットスタンプを実施する際の加熱速度が１℃／ｓより低くなったＮｏ．１０、熱延工程での仕上圧延温度が本発明の範囲から低く外れたＮｏ．８では、ホットスタンプでの熱履歴後に旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比が発明範囲を外れ、遅れ破壊特性及び靭性が劣化する。また、巻取温度が本発明の範囲より高く外れたＮｏ．９は熱延板強度が高すぎるため、形状が悪いためスキンパス圧延性が悪く商品価値および生産性に問題を生ずるため発明外とした。
【００６２】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【００６３】
本発明により、ホットスタンプにおける熱履歴を経た鋼材に１３７０ＭＰａ以上の強度と延性の付与が可能となり、強度と靭性のバランスの優れたホットスタンプ成形体の製造が可能となる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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