(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚中央部と、該板厚中央部の両側又は片側に配置された表層とを含むホットスタンプ成形体であって、
前記ホットスタンプ成形体が、前記板厚中央部と各表層との間でそれらに隣接して形成された中間層を更に含み、
前記板厚中央部が、質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満
Ｓｉ：３．００％未満、
Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．００００％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記板厚中央部の硬さが５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下であり、
前記表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1が１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であり、
前記中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であることを特徴とする、ホットスタンプ成形体。
【請求項２】
前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％以下であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満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。
【請求項３】
前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％以下であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満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。
【請求項４】
前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項５】
前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項６】
前記板厚中央部が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下を含有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項７】
前記板厚中央部が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、及びＢ：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
【請求項８】
各表層の表面にめっき層を更に含むことを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度が必要な自動車や構造物の構造部材や補強部材に使用する高強度鋼板、特に、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体に関する。
【背景技術】
【０００２】
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、そのため、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。しかし、鋼板の高強度化に伴い成形性は劣化するので、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。【０００３】
このような課題を解決するため、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ホットスタンプ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ので、鋼板のＣ量に応じた強度を得ることができ、自動車用部材への成形と強度確保を両立する技術として注目されている。【０００４】
しかしながら、プレス焼入れにより製造された従来のホットプレス部品は、板厚全域が硬質組織（主にマルテンサイト）で形成されているために、自動車の衝突時に曲げ変形が生じると、部品の座屈部に最も大きな歪みが入り、鋼板の表層近傍を起点に割れが進展し、最終的に破断に至りやすい。また、鋼板の表層の格子欠陥の密度が高いために水素の侵入が促進され、部材の耐水素脆化特性に乏しくなることが問題である。このような理由から、プレス焼入れにより製造されたホットプレス部品は、自動車部品への適用部位が限定されていた。【０００５】
上記の問題に対し、ホットプレス部品の変形能を高めて割れを抑制する技術が提案されている。特許文献１では、ホットプレス部品の板厚中央の硬さを４００Ｈｖ以上とする一方、表層に厚さ２０μｍ以上２００μｍ以下であり硬さ３００Ｈｖ以下の軟質層を形成することにより、引張強さ１３００ＭＰａ以上の強度を確保しつつ、自動車衝突時の割れを抑制することが開示されている。さらに、特許文献１では、上記の軟質層が焼戻し組織を有することが開示されている。【０００６】
特許文献２では、高強度自動車部材の表層の炭素濃度を内層鋼の炭素濃度の１／５以下に制御することにより、表層の格子欠陥の密度を低減させて耐水素脆性を改善させることが開示されている。【０００７】
特許文献３では、鋼組織をフェライトとマルテンサイトの複相組織とし、表層部のフェライトの面積率を内層部に比して高めることにより、高い引張強度、優れた延性及び曲げ性を有する熱間プレス鋼板部材を得ることが開示されている。【０００８】
しかしながら、特許文献１及び２に記載の部材では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織で構成することにより、板厚方向に急激な硬さの勾配が発生してしまう。このため、曲げ変形を受けた際に、急激な硬さの勾配が発生している軟質組織と硬質組織の境界付近で割れが発生しやすいという課題がある。また、特許文献３に記載の部材では、板厚の表層部を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織と軟質組織の複合組織とすることで、板厚方向に急激な硬さの勾配を低減させている。しかしながら、板厚の中央部を複合組織とするため、引張強さの上限が１３００ＭＰａ程度となってしまい、ホットプレス部品に求められる引張強さ１５００ＭＰａ以上を確保することは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０１５−３０８９０号公報
【特許文献２】特開２００６−１０４５４６号公報
【特許文献３】国際公開第２０１５／０９７８８２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、従来技術の課題に鑑み、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは上記課題を解決する方法について鋭意検討した。まず、耐水素脆化特性を向上させるためには、板厚の表層における格子欠陥の密度を低減させることが有効であり、そのためには、表層に軟質組織を形成させる必要がある。一方、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、板厚の中央部を硬質組織のみで構成する必要がある。そこで、本発明者らは、板厚の表層を軟質組織とし、板厚の中央部を硬質組織で構成した場合に、硬質組織と軟質組織の境界近傍で発生する板厚方向の急激な硬さの勾配を低減させることができれば、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、良好な曲げ性が得られると考えた。具体的には、硬質組織と軟質組織の境界に、これら組織の中間の硬さを持つ組織（中間層）を形成させることにより、板厚方向の硬さの勾配を低減させ、曲げ変形時の応力集中を緩和させた。その結果、曲げ変形時の割れの発生を抑制させることができ、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、良好な曲げ性を得ることができ、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。【００１２】
また、本発明者らは、板厚の中央部におけるＭｎの添加量を比較的高い値、より具体的には１．５０％以上、３．００％未満に制御することにより、焼入れ性を高めて成形体における硬さのばらつきを小さくすること、すなわち安定的に高い強度を確保することができることを見出した。その結果として、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、曲げ性だけでなく強度安定性（硬さばらつき）の観点からも耐衝突特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。【００１３】
さらに、本発明者らは、板厚の中央部におけるＳｉの添加量を比較的高い値、より具体的には０．５０％超、３．００％未満に制御して変形能の向上に寄与する組織を確保することにより延性を高めることができることを見出した。その結果として、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、曲げ性だけでなく延性の観点からも耐衝突特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。【００１４】
加えて、本発明者らは、板厚の中央部におけるＭｎ及びＳｉの添加量を比較的高い値、より具体的にはそれぞれ１．５０％以上、３．００％未満及び０．５０％超、３．００％未満に制御することにより、延性を向上させると共に、焼入れ性を高めて成形体における硬さのばらつきを小さくすること、すなわち安定的に高い強度を確保することができることを見出した。その結果として、１５００ＭＰａ以上の引張強さと良好な耐水素脆化特性を担保しながら、曲げ性だけでなく、強度安定性（硬さばらつき）及び延性の観点からも耐衝突特性に優れたホットスタンプ成形体を得ることが出来た。【００１５】
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）板厚中央部と、該板厚中央部の両側又は片側に配置された表層とを含むホットスタンプ成形体であって、
前記ホットスタンプ成形体が、前記板厚中央部と各表層との間でそれらに隣接して形成された中間層を更に含み、
前記板厚中央部が、質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満
Ｓｉ：３．００％未満、
Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．００００％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記板厚中央部の硬さが５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下であり、
前記表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1が１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であり、
前記中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であることを特徴とする、ホットスタンプ成形体。
（２）前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％以下であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であることを特徴とする、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（３）前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％以下であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であることを特徴とする、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（４）前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（５）前記板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、前記板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満であり、前記板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、上記（１）に記載のホットスタンプ成形体。
（６）前記板厚中央部が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下を含有することを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
（７）前記板厚中央部が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、及びＢ：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
（８）各表層の表面にめっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（７）のいずれか１項に記載のホットスタンプ成形体。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、優れた曲げ性を実現することができ、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体を提供することができる。また、本発明によれば、板厚の中央部におけるＭｎの添加量を比較的高い値に制御することにより、曲げ性だけでなく強度安定性（硬さばらつき）の観点からも耐衝突特性をさらに改善することができる。さらに、本発明によれば、板厚の中央部におけるＳｉの添加量を比較的高い値に制御することにより、曲げ性だけでなく延性の観点からも耐衝突特性をさらに改善することができる。加えて、本発明によれば、板厚の中央部におけるＭｎ及びＳｉの添加量を比較的高い値に制御することにより、曲げ性だけでなく強度安定性（硬さばらつき）及び延性の観点からも耐衝突特性をさらに改善することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の高強度鋼板を製造する際のＣ原子の拡散を説明する模式図である。
【図２】本発明の高強度鋼板を製造する方法において用いられる粗圧延に関する圧延パス後の転位密度変化を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明のホットスタンプ成形体とその製造方法について説明する。
【００１９】
まず、本発明のホットスタンプ成形体を構成する板厚中央部の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
【００２０】
「Ｃ：０．２０％以上、０．７０％未満」
Ｃは、板厚中央部において５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下の硬さを得るために重要な元素である。０．２０％未満では、板厚中央部において５００Ｈｖ以上を確保することが困難であるので、Ｃは０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上である。一方、０．７０％以上では、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えて、曲げ性が低下するので、Ｃは０．７０％未満とする。好ましくは０．５０％以下である。
【００２１】
「Ｓｉ：３．００％未満」
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度向上の観点からは０．５０％を上限として添加してもよい。一方、０．５０％を超えて添加しても強度向上の効果は飽和するため０．５０％を上限とする。好ましくは０．３０％以下である。Ｓｉはまた、表層の組織制御により発現した耐水素脆化特性及び曲げ性を損なうことなく、延性を高める効果を持つ元素でもある。特に、自動車の衝突時に曲げ変形が生じた場合、ハット部材が座屈することで変形が局在化し、部材としての耐荷重が低下する。すなわち部材と最大荷重は部材強度だけでなく、座屈の起こりやすさにも影響を受ける。部材状態において鋼板の延性が高いと変形領域が局在化しにくくなる。すなわち座屈しにくい。したがってホットスタンプ部材においても延性が重要であるが、一般にマルテンサイトの延性は低い。このような観点からは、Ｓｉを０．５０％を超えて添加することにより、残留オーステナイトを面積分率で１．０％以上確保することができ、延性を向上させるため、Ｓｉは０．５０％超添加することが好ましい。より好ましくは１．００％以上である。一方、３．００％以上添加すると、残留オーステナイトが面積分率で５．０％以上となり、曲げ性の劣化を招くため、上限を３．００％未満とする。好ましくは２．００％未満である。
【００２２】
「Ｍｎ：０．２０％以上、３．００％未満」
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素である。強度向上の観点からは０．２０％未満では効果が得られないため、０．２０％以上添加する。好ましくは０．７０％以上である。一方、１．５０％以上添加しても強度向上の効果は飽和するため、１．５０％未満を上限とする。Ｍｎはまた、表層の組織制御により発現した耐水素脆化特性及び曲げ性を損なうことなく、焼入れ性を高める効果を持つ元素でもある。ホットスタンプ成形体においては、金型との接触の仕方が必ずしも一様ではなく、例えばハット部材の縦壁部などでは冷却速度が低下しやすい。このため鋼板には局所的に硬さが低い領域が形成することがある。局所的な軟化部は衝突時に変形が集中し、割れ発生の要因となるため、焼入れ性を高めて成形体における硬さのばらつきを小さくすること、すなわち安定的な強度を確保することは、耐衝突特性を確保する上で重要である。このような観点からは、Ｍｎを１．５０％以上添加することにより、焼入れ性を高めて安定的に高い強度を得ることができるため、Ｍｎは１．５０％以上添加することが好ましい。より好ましくは１．７０％以上である。一方、３．００％以上添加しても強度安定性の効果は飽和するため、その上限は３．００％未満とする。好ましくは、２．００％未満である。
【００２３】
「Ｐ：０．１０％以下」
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０．１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。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、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００２４】
「Ｓ：０．１０％以下」
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．００１５％が実質的な下限である。
【００２５】
「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．００００％以下」
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。０．０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．００００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００００％以下とする。
【００２６】
「Ｎ：０．０１％以下」
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。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、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００２７】
「Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下」
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５０％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。
【００２８】
「Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下」
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。
【００２９】
「Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下」
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。
【００３０】
「Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下」
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。
【００３１】
「Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下」
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。
【００３２】
板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明の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である。
【００３３】
次に、本発明のホットスタンプ成形体を構成する表層の成分組成について説明する。
【００３４】
表層の成分については、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が、板厚中央部の対応する元素含有量の０．６倍以下であることが好ましく、その場合の各々の成分の好適な範囲については以下のとおりである。
【００３５】
「Ｃ：０．０５％以上、０．４２％未満」
Ｃは、強度を高めるために添加される。０．０５％未満では効果が得られないので、０．０５％以上添加する。部材としての耐荷重を高めて衝撃特性を向上させる観点では、好ましくは０．１０％以上である。一方、表層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための表層の好ましいＣの含有量は０．４２％未満であり、好ましくは０．３５％以下である。
【００３６】
「Ｓｉ：２．００％未満」
Ｓｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。表層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための表層の好ましいＳｉの含有量は２．００％未満、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下であり、さらにより好ましくは０．２０％以下である。
【００３７】
「Ｍｎ：０．０１％以上、１．８０％未満」
Ｍｎは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、強度を高めるために添加される。表層の硬さを板厚中央部の硬さより低くするため、板厚中央部より少なくすることが好ましい。このための表層の好ましいＭｎの含有量は１．８０％未満、好ましくは１．４０％以下、より好ましくは０．９０％未満であり、さらにより好ましくは０．７０％以下である。
【００３８】
表層の他の成分については特に限定されない。一般的には、表層は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ以外に、任意選択で、下記の成分のうち１種又は２種以上を含んでもよい。
【００３９】
「Ｐ：０．１０％以下」
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を阻害する元素である。０．１０％を超えると、粒界の強度が著しく低下し、耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。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、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００４０】
「Ｓ：０．１０％以下」
Ｓは、介在物を形成する元素である。０．１０％を超えると、介在物が生成し耐水素脆化特性や曲げ性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に限定しないが、０．００１５％未満に低減すると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．００１５％が実質的な下限である。
【００４１】
「ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、３．００００％以下」
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。０．０００２％未満では、脱酸が十分でないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．０００２％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、３．００００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００００％以下とする。
【００４２】
「Ｎ：０．０１％以下」
Ｎは、不純物元素であり、窒化物を形成して曲げ性を阻害する元素である。０．０１％を超えると、粗大な窒化物が生成して曲げ性が著しく低下するので、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。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、経済的に不利になるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００４３】
「Ｎｉ：０．０１％以上、３．００％以下」
Ｎｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１％未満では効果が得られないので、０．０１％以上添加する。好ましくは０．５０％以上である。一方、３．００％を超えて添加してもその効果は飽和するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。
【００４４】
「Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１５０％以下」
Ｎｂは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上添加する。好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。
【００４５】
「Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１５０％以下」
Ｔｉは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０１０％未満では効果が得られないので、０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％である。一方、０．１５０％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．１５０％以下とする。好ましくは０．１２０％以下である。
【００４６】
「Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下」
Ｍｏは、固溶強化で強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．００５％未満では効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、１．０００％以下とする。好ましくは０．８００％以下である。
【００４７】
「Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下」
Ｂは、粒界に偏析し粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて添加しても良い。０．０００５％未満では添加効果が十分に得られないので、０．０００５％以上添加する。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。
【００４８】
表層の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明の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である。
【００４９】
次に、本発明のホットスタンプ成形体のミクロ組織について説明する。
【００５０】
「板厚中央部の硬さが５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下」
板厚中央部の硬さは５００Ｈｖ以上であると、ホットスタンプ成形体の引張強さとして１５００ＭＰａ以上を確保することができる。好ましくは、６００Ｈｖ以上である。一方、板厚中央部の硬さが８００Ｈｖを超えると、表層や中間層との硬さの差が大きくなりすぎ、曲げ性の劣化を招くため、８００Ｈｖを上限とする。好ましくは７２０Ｈｖ以下である。
【００５１】
「板厚中央部が、面積分率で、１．０％以上、５．０％未満の残留オーステナイトを含む」
板厚中央部におけるＳｉ含有量を０．５０％超、３．００％未満に制御して、当該板厚中央部が金属組織として残留オーステナイトを面積分率で１．０％以上、５．０％未満含むようにすることにより、得られるホットスタンプ成形体の延性を向上させることができる。好ましくは２．０％以上である。一方、残留オーステナイトの面積分率が５．０％以上になると、曲げ性の劣化を招くため、上限を５．０％未満とする。好ましくは４．５％未満である。
【００５２】
本発明において、残留オーステナイトの面積分率は以下の方法で測定される。ホットスタンプ成形後の部材から、試料を採取し、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削し、Ｘ線回折測定に供する。ＭｏのＫα線を用いたＸ線回折法により得られる像から、次式を用いて残留オーステナイトの面積分率Ｖγが決定される。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
ここで、α（２１１）はフェライトの（２１１）面における反射面強度、γ（２２０）はオーステナイトの（２２０）面における反射面強度、γ（３１１）はオーステナイトの（３１１）面における反射面強度である。
【００５３】
「表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1が１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であり、中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満である」
本発明において、表層とは、ホットスタンプ成形体の両面又は片面から当該ホットスタンプ成形体の板厚の８％までの領域を言うものであり、すなわち各表層はホットスタンプ成形体の板厚の８％の厚さを有する。同様に、本発明において、中間層とは、ホットスタンプ成形体の両面又は片面から当該ホットスタンプ成形体の板厚の２０％までの領域のうち上記の表層を除く部分を言うものであり、すなわち各中間層はホットスタンプ成形体の板厚の１２％の厚さを有する。なお、本発明において、板厚中央部とは、ホットスタンプ成形体から上記の表層及び中間層を除いた部分を言うものであり、すなわち板厚中央部は、当該板厚中央部の両側に表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合には、当該ホットスタンプ成形体の板厚の６０％の厚さを有し、当該板厚中央部の片側のみに表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合には、当該ホットスタンプ成形体の板厚の８０％の厚さを有する。ここで、ΔＨ1は表層における板厚方向の硬さの変化を示し、ΔＨ2は中間層における板厚方向の硬さの変化を示す。本発明者らが鋭意検討した結果、曲げ性等の効果の観点から、この領域の硬さ変化（ΔＨ1、ΔＨ2）が重要であり、ΔＨ1が１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満である場合に、良好な曲げ性及び耐水素脆性が得られることが分かった。このような良好な曲げ性を有することで、衝突時の曲げ変形等による応力を緩和して割れや亀裂を抑制することができるので、ホットスタンプ成形体において優れた耐衝突特性を達成することが可能である。一方、ΔＨ1が１０Ｈｖ未満であると、このような曲げ変形時の応力を緩和する効果が得られず、表層から亀裂が進展しやすくなるため、下限を１０Ｈｖとする。好ましくは２０Ｈｖ以上、より好ましくは３０Ｈｖ以上である。また、ΔＨ1が２００Ｈｖ未満となる場合に、曲げ変形時の応力集中を緩和する効果が高められて、良好な曲げ性が得られたため、上限を２００Ｈｖ未満とする。好ましくは１５０Ｈｖ未満、より好ましくは１００Ｈｖ未満又は９５Ｈｖ以下、最も好ましくは９０Ｈｖ以下である。
【００５４】
同様に、ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満である場合に、良好な曲げ性が得られことが分かった。ΔＨ2が２００Ｈｖ以上では、中間層における硬さの勾配が急激となり、曲げ変形時の応力集中を緩和することが難しくなり、曲げ性が劣化するため、２００Ｈｖ未満を上限とする。好ましくは１９０Ｈｖ以下、より好ましくは１８０Ｈｖ以下である。また、下限は、好ましくは６０Ｈｖ以上、より好ましくは７０Ｈｖ以上である。
【００５５】
板厚中央部の硬さの測定方法は以下の通りである。ホットスタンプ成形体の板面に垂直な断面を採取し、測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製方法は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて実施すれば良く、例えば、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから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れば良い。硬さ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に記載の方法で実施すれば良く、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、ホットスタンプ成形体の板厚の１／２位置に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で１０点測定し、その平均値を板厚中央部の硬さとする。
【００５６】
次に、表層及び中間層の硬さの測定方法ついて説明する。ホットスタンプ成形体の板面に垂直な断面を採取して測定面の試料調製を行い、硬さ試験に供する。測定面の調製は、ホットスタンプ成形体の表面近傍の硬さを正確に測定するために、極力凹凸が小さく、表面近傍にだれが生じないように実施する。例えば、日本電子製のクロスセクションポリッシャを用いて、アルゴンイオンビームにより測定面をスパッタリングする。この際、測定面に筋状の凹凸が発生することを抑制する目的で、日本電子製の試料回転ホルダを用いて、３６０度方向から測定面にアルゴンイオンビームを照射しても良い。
【００５７】
板厚中央部の両側に表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合は、測定面を調製した試料に対し、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、２回の測定を実施する。１回目は、ホットスタンプ成形体の第１の表面から当該ホットスタンプ成形体の板厚の２０％までの領域を、板面と直角な方向（板厚方向）に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で測定する。この際、ホットスタンプ成形体の板厚に依存して測定点の合計が異なるが、後述のΔＨ1及びΔＨ2を算出するためには、少なくとも２点以上の測定を行えば良い。ホットスタンプ成形体の最も表面側における測定位置は、板面（めっき層が存在する場合は、めっき層の直下又はめっき層と母材との間の合金層の直下）から２０μｍ以内までの領域で行うこととする。２回目の測定は、１回目と反対側のホットスタンプ成形体の表面から実施する。すなわち、ホットスタンプ成形体の第２の表面から板厚の２０％までの領域を、板面と垂直な方向（板厚方向）に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で測定する。ホットスタンプ成形体の最も表面側における測定位置は、板面（めっき層が存在する場合は、めっき層の直下又はめっき層と母材との間の合金層の直下）から２０μｍ以内までの領域で行うこととする。
【００５８】
板厚中央部の片側のみに表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合は、測定面を調製した試料に対し、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、ホットスタンプ成形体の表層から当該ホットスタンプ成形体の板厚の２０％までの領域を、板面と直角な方向（板厚方向）に、荷重１ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で測定する。この際、ホットスタンプ成形体の板厚に依存して測定点の合計が異なるが、後述のΔＨ1及びΔＨ2を算出するためには、少なくとも２点以上の測定を行えば良い。ホットスタンプ成形体の最も表面側における測定位置は、板面（めっき層が存在する場合は、めっき層の直下又はめっき層と母材との間の合金層の直下）から２０μｍ以内までの領域で行うこととする。
【００５９】
次に、板厚中央部の両側に表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合のΔＨ1の算出方法について説明する。まず、ホットスタンプ成形体の第１の表面から板厚８％までの領域に含まれる全ての測定点から、式（１）により第１の表面側表層の硬さの勾配Δａを算出する。ここで、ａiは、ｉ番目の測定点における第１の表面からの距離（μｍ）、ｃiはａiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）、ｎは第１の表面から板厚８％までの領域に含まれる全ての測定点の合計である。次に、ホットスタンプ成形体の第２の表面から板厚８％までの領域に含まれる全ての測定点を用いて式（２）により、第２の表面側表層の硬さの勾配Δｂを算出する。ここで、ｂiは、ｉ番目の測定点における第２の表面からの距離（μｍ）、ｄiはｂiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）、ｍは第２の表面から板厚８％までの領域に含まれる全ての測定点の合計である。Δａ及びΔｂを算出した後、式（３−１）を用いて、表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1を算出する。ここで、ｔはホットスタンプ成形体の板厚（μｍ）である。
【００６０】
一方、板厚中央部の片側のみに表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合は、式（３−２）を用いて、表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1を算出する。
【００６１】
次に、板厚中央部の両側に表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合のΔＨ2の算出方法について説明する。まず、ホットスタンプ成形体の第１の表面側における板厚８％の位置から、板厚２０％までの領域に含まれる全ての測定点から、式（４）により第１の表面側中間層の硬さの勾配ΔＡを算出する。ここで、Ａiは、ｉ番目の測定点における第１の表面からの距離（μｍ）、ＣiはＡiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）、Ｎは第１の表面側における板厚８％の位置から、板厚２０％までの領域に含まれる全ての測定点の合計である。次に、ホットスタンプ成形体の第２の表面側における板厚８％の位置から、板厚２０％までの領域に含まれる全ての測定点から、式（５）により第２の表面側中間層の硬さの勾配ΔＢを算出する。ここで、Ｂiは、ｉ番目の測定点における第２の表面からの距離（μｍ）、ＤiはＢiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）、Ｍは第２の表面側における板厚の８％から２０％までの領域に含まれる全ての測定点の合計である。ΔＡ及びΔＢを算出した後、式（６−１）を用いて、中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2を算出する。
【００６２】
一方、板厚中央部の片側のみに表層及び中間層が配置されたホットスタンプ成形体の場合は、式（６−２）を用いて、表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2を算出する。
【００６３】
【数１】
0006384645.tif 000002
ここで、
ΔＨ1：表層における板厚方向の硬さの変化（Ｈｖ）
Δａ：第１の表面側表層の硬さの勾配（Ｈｖ／μｍ）
ａi：ｉ番目の測定点における第１の表面からの距離（μｍ）
ｃi：ａiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）
ｎ：第１の表面側表層に含まれる全ての測定点の合計
Δｂ：第２の表面側表層の硬さの勾配（Ｈｖ／μｍ）
ｂi：ｉ番目の測定点における第２の表面からの距離（μｍ）
ｄi：ｂiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）
ｍ：第２の表面側表層に含まれる全ての測定点の合計
ΔＨ2：中間層における板厚方向の硬さの変化（Ｈｖ）
ΔＡ：第１の表面側中間層の硬さの勾配（Ｈｖ／μｍ）
Ａi：ｉ番目の測定点における第１の表面からの距離（μｍ）
Ｃi：Ａiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）
Ｎ：第１の表面側中間層に含まれる全ての測定点の合計
ΔＢ：第２の表面側中間層の硬さの勾配（Ｈｖ／μｍ）
Ｂi：ｉ番目の測定点における第２の表面からの距離（μｍ）
Ｄi：Ｂiにおけるビッカース硬さ（Ｈｖ）
Ｍ：第２の表面側中間層に含まれる全ての測定点の合計
ｔ：板厚（μｍ）
である。
【００６４】
ホットスタンプ成形体の各表層の表面に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を形成してもよい。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。
【００６５】
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。
【００６６】
次に、本発明のホットスタンプ成形体を得るための製法の形態を説明する。以下の説明は、本発明のホットスタンプ成形体を得るための製法の単なる例示を意図するものであって、本発明のホットスタンプ成形体を以下に説明するような２つの鋼板を積層した複層鋼板から得られるものに限定することを意図するものではない。例えば、単層鋼板を脱炭処理してその表層部分を軟化することにより表層と板厚中央部からなる高強度鋼板を得、それを複層鋼板の場合と同様に熱処理等することによって製造することも可能である。
【００６７】
上記の板厚中央部の成分を満足する母材鋼板を溶製し両面又は片面を研削して表面酸化物を除去した後、その両面又は片面に、表層用鋼板をアーク溶接で接着する。なお、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が母材鋼板の対応する元素含有量の０．６倍以下である表層用鋼板を積層することが好ましい。理由は必ずしも明らかではないが、優れた曲げ性を示すホットスタンプ成形体を調査した結果、表層用鋼板のＣ含有量、Ｓｉ含有量、及びＭｎ含有量のうちいずれか１つ又は２つ以上が母材鋼板の対応する元素含有量の０．６倍以下であった。
【００６８】
上記の積層体（複層鋼板）に熱間圧延、冷間圧延、ホットスタンプ、連続溶融めっきなどを施すことで、本発明による高強度鋼板、より具体的にはホットスタンプ成形体を得ることができる。
【００６９】
例えば、熱延鋼板を得る場合、上記の方法で作製した複層鋼板を、１１００℃以上、１３５０℃以下の温度で２０分以上６０分未満保持することが好ましい。このような熱処理を施すことで、ホットプレス後の表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1を１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満、特には１００Ｈｖ未満に制御することができる。また、上記の熱処理により、母材鋼板と表層用鋼板の間で元素を拡散させて両者の間に中間層を形成させ、さらにはホットプレス後の当該中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2を５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満に制御することができる。対照的に、加熱温度が１１００℃未満では、ホットプレス後の表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1が２００Ｈｖを超え、ホットプレス後の中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2が１０Ｈｖ未満となる。この場合には、ホットスタンプ成形体表面からの水素の侵入が助長され、耐水素脆化特性の劣化を招き、さらに良好な曲げ性が得られないため、下限を１１００℃とする。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、ΔＨ1が１０Ｈｖ未満となり、さらに、ΔＨ2が２００Ｈｖを超えてしまい、良好な曲げ性を得ることができないため、上限を１３５０℃とする。加熱保持は２０分以上６０分未満行うことが好ましい。本発明者らが鋭意検討した結果、保持時間が２０分以上６０分未満である場合に、良好な耐水素脆性と曲げ性を得ることができ、その際に得られたミクロ組織は、ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満となることが分かった。そのため、保持時間は２０分以上６０分未満とする。
【００７０】
また、本発明における中間層の形成をより促進させるためには、複層鋼板の上記熱処理後の熱間圧延が、粗圧延及び仕上げ圧延を含み、当該粗圧延が粗圧延温度が１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われることが好ましい。
【００７１】
具体的には、本発明における中間層の形成をより促進させるためには、合金元素、特にＣ原子の濃度が緩やかに分布するように制御する必要がある。Ｃ濃度の分布はＣ原子の拡散によって得られ、Ｃ原子の拡散頻度は高温ほど増加する。したがって、Ｃ濃度を制御するためには、熱延加熱から粗圧延における制御が重要となる。熱延加熱では、Ｃ原子の拡散を促すために、加熱温度を高温化する必要があり、好ましくは１１００℃以上１３５０℃以下、より好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下である。熱延加熱では、図１に示す（ｉ）及び（ｉｉ）の変化が生じる。（ｉ）は板厚中央部から表層へのＣ原子の拡散であり、（ｉｉ）は表層から外部へと脱離するＣの脱炭反応である。この（ｉ）と（ｉｉ）のＣ原子の拡散と脱離反応の兼ね合いによりＣ濃度に分布が生じる。１１００℃未満では、（ｉ）の反応が不足するため、好ましいＣ濃度分布が得られない。一方、１３５０℃超では、（ｉｉ）の反応が過度に生じるため、同様に好ましい濃度分布が得られない。
【００７２】
熱延加熱温度の調節により好ましいＣ濃度分布に制御した上で、さらに最適なＣ濃度分布を得るためには、粗圧延でのパス制御が極めて重要となる。粗圧延は、粗圧延温度が１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率が５％以上５０％未満、及びパス間時間が３秒以上の条件下で２回以上行われる。これは、粗圧延で導入される歪により、図１中の（ｉ）のＣ原子の拡散を促すためである。仮に、熱延加熱でＣ濃度を好ましい状態に制御したスラブを常法で粗圧延及び仕上げ圧延すると、Ｃ原子が表層内で十分に拡散できないまま板厚が減少することになる。したがって、２００ｍｍを超える厚みをもつスラブから、厚さ数ｍｍの熱延鋼板を常法の熱延にて製造すると、表層でＣ濃度が急激に変化する鋼板となり、緩やかな硬さ変化が得られなくなる。これを解決するために見出された方法が上記の粗圧延のパス制御である。Ｃ原子の拡散は、温度だけでなく歪（転位密度）の影響を大きく受ける。特に、格子拡散に比べて、転位拡散では１０倍以上に拡散頻度が高まるため、転位密度を残しつつ、圧延により板厚を薄くする工夫が必要となる。図２の曲線１は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が小さい場合の、圧延パス後の転位密度変化を示しており、長時間にわたって歪が残存していることがわかる。このように長時間にわたって歪を表層に残存させることで、表層内のＣ原子の拡散が十分に起こり、最適なＣ濃度分布を得ることが可能となる。一方、曲線２は板厚減少率が大きな場合の転位密度の変化であり、圧延により導入される歪量が高まると、回復が促進されやすくなり、転位密度が急激に低下する。このため、最適なＣ濃度分布を得るためには、曲線２のような転位密度の変化を生じさせないことが必要である。このような観点から、１パスあたりの板厚減少率の上限が５０％未満となる。なお、表層でのＣ原子の拡散を促すために、ある量の転位密度と保持時間の確保が必要となるため、板厚減少率の下限が５％となり、パス間時間として３秒以上の確保が必要となる。
【００７３】
仕上げ圧延は、通常の条件で実施する仕上げ圧延でよい。例えば、仕上げ温度も８１０℃以上の温度域で実施すれば良く、その後に続く冷却条件も特に規定する必要はなく、７５０℃以下の温度域で巻き取りを実施する。また、熱延鋼板の軟質化を目的とした再加熱処理を実施しても構わない。
【００７４】
ホットスタンプ時の加熱、成型、冷却工程も、通常の条件で実施すればよい。例えば、熱間圧延工程で巻き取った熱延鋼板を巻き戻した熱延鋼板、又は、巻き取った熱延鋼板を巻き戻して冷間圧延を施した冷延鋼板、若しくは冷延鋼板にめっきを施して、０．１℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下の加熱速度で、８１０℃以上、１０００℃以下の温度まで加熱し、この温度に保持した鋼板を、所要の形状に通常のホットスタンプで成形する。保持時間は、成形態様に応じて設定すればよいので、特に限定しないが、３０秒以上、６００秒以下であれば良いホットスタンプ後の成形体を室温まで冷却する。冷却速度も通常の条件に設定すれば良く、例えば、加熱温度から４００℃までの温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上であればよい。板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が０．２０％以上、１．５０％未満である鋼鈑、及び、板厚中央部におけるＳｉ含有量が０．５０％超、３．００％未満であり、板厚中央部におけるＭｎ含有量が１．５０％以上、３．００％未満である鋼鈑の場合は、残留オーステナイトの生成量を増加させて延性を向上させることを目的として、加熱保持後の冷却において、２００℃以上、４００℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／ｓ未満に制御することが好ましい。また、強度の調整等を目的として、室温まで冷却した成形体に１５０℃〜６００℃の範囲で焼戻し処理を施してもよい。
【００７５】
冷間圧延は、通常の圧下率、例えば、３０〜９０％で行う冷間圧延でよい。熱延鋼板及び冷延鋼板には、熱間圧延及び冷間圧延されたままのもの以外にも、熱延鋼板又は冷延鋼板に通常の条件で再結晶焼鈍を施した鋼板や、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。めっきの条件は、特に限定されず、通常の条件でよい。熱延鋼板、冷延鋼板、又は冷延鋼板に再結晶焼鈍及び／又は調質圧延を施した鋼板に、必要に応じ、通常のめっき条件でめっきを施す。
【実施例】
【００７６】
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。【００７７】
本実施例では、ホットスタンプ後の鋼板の硬さを、先述の方法により測定し、板厚中央部の硬さ、表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1、中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2を算出した。【００７８】
また、ホットスタンプ後の鋼板の引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法に従って実施した。【００７９】
ホットスタンプ成形体の耐水素脆化特性は、成形体より切り出した試験片を用いて評価した。一般にホットスタンプ成形体はスポット溶接等の接合手法を用いてその他部品を接合され、部品形状精度によってはホットスタンプ成形体にねじりが加わり応力が付加される。応力は部品の位置によって異なり、これを正確に算出することは難しいが、降伏応力で遅れ破壊しなければ実用上問題無いと考えられている。そこで、成形体より、板厚１．２ｍｍ×幅６ｍｍ×長さ６８ｍｍの試験片を切り出し、四点曲げ試験にて降伏応力相当の歪を付与した後、ｐＨ３の塩酸に１００ｈ浸漬し、割れの発生有無で耐水素脆化特性を評価した。破断無しの場合を合格（○）、破断が有りの場合を不合格（×）とした。【００８０】
ホットスタンプ成形体の耐衝突特性は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて以下の測定条件でホットスタンプ成形体の曲げ性を評価することにより行った。本発明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、最大曲げ角度を求めた。
試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）、又は、３０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）
曲げ稜線：圧延と直角な方向
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：ＳＩＭＡＺＵ  ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ  ２０ｋＮ【００８１】
［実施例Ａ］
表１に示す化学組成を持つ母材鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した後、その両面又は片面に表２に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と母材鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、母材鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。製造Ｎｏ．１〜３６及び３８〜４０は両面に表層用鋼板を溶接した鋼であり、製造Ｎｏ．３７は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。この積層鋼板を表３に示す熱間圧延及び／又は冷間圧延を施し、得られた鋼板に、表３に示す熱処理を施して、ホットスタンプを行い、成形体を製造した。表４に、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）のミクロ組織と機械的特性を示す。なお、ホットスタンプ後の鋼板から採取したサンプルの板厚１／２の位置、及び表面から２０μｍの位置（表層内の位置）を分析した成分組成は、それぞれ表１及び２に示す母材鋼板及び表層用鋼板の成分組成と同等であった。【００８２】
【表１−１】
0006384645.tif 000003
【００８３】
【表１−２】
0006384645.tif 000004
【００８４】
【表２−１】
0006384645.tif 000005
【００８５】
【表２−２】
0006384645.tif 000006
【００８６】
【表３−１】
0006384645.tif 000007
【００８７】
【表３−２】
0006384645.tif 000008
【００８８】
【表４−１】
0006384645.tif 000009
【００８９】
【表４−２】
0006384645.tif 000010
【００９０】
引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、最大曲げ角度（°）が７０（°）以上であり、かつ耐水素脆化特性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体として評価した（表４中の実施例）。一方、上記３つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。【００９１】
［実施例Ｂ（Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％未満）］
表５に示す化学組成を持つ母材鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した後、その両面又は片面に表６に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と母材鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、母材鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。製造Ｎｏ．１０１〜１３５及び１３７〜１３９は両面に表層用鋼板を溶接した鋼であり、製造Ｎｏ．１３６は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。この積層鋼板を表７に示す熱間圧延及び／又は冷間圧延を施し、得られた鋼板に、表７に示す熱処理を施して、ホットスタンプを行い、成形体を製造した。表８に、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）のミクロ組織と機械的特性を示す。なお、ホットスタンプ後の鋼板から採取したサンプルの板厚１／２の位置、及び表面から２０μｍの位置（表層内の位置）を分析した成分組成は、それぞれ表５及び６に示す母材鋼板及び表層用鋼板の成分組成と同等であった。【００９２】
【表５−１】
0006384645.tif 000011
【００９３】
【表５−２】
0006384645.tif 000012
【００９４】
【表６−１】
0006384645.tif 000013
【００９５】
【表６−２】
0006384645.tif 000014
【００９６】
【表７−１】
0006384645.tif 000015
【００９７】
【表７−２】
0006384645.tif 000016
【００９８】
【表８−１】
0006384645.tif 000017
【００９９】
【表８−２】
0006384645.tif 000018
【０１００】
局所的な軟化部は衝突時に変形が集中し、割れ発生の要因となるため、成形体における硬さのばらつきが小さいこと、すなわち安定的な強度を確保することは、耐衝突特性を確保する上で重要である。そこで、本実施例では、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を硬さばらつきの観点からも評価した。長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、縦壁を含む全断面領域の板厚中心位置の硬さを測定した。測定にはビッカース試験機を用い、測定荷重は１ｋｇｆ、測定間隔は１ｍｍとした。全測定点の平均値から１００Ｈｖを下回る測定点が無い場合を硬さばらつきが小さい、すなわち強度安定性に優れ、結果として耐衝突特性に優れるとして合格（○）とし、１００Ｈｖを下回る測定点がある場合を不合格（×）とした。より具体的には、全測定点の硬さ平均値（表８中の平均断面硬度）と全測定点のうち最小硬さの値との差が１００Ｈｖ以下の場合を合格とし、１００Ｈｖ超の場合を不合格とした。【０１０１】
実施例Ａの場合と同様に、引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、最大曲げ角度（°）が７０（°）以上であり、かつ耐水素脆化特性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体として評価した（表８中の実施例）。さらに平均断面硬度−最少硬さが１００Ｈｖ以下である場合を、曲げ性に加えて強度安定性の観点でも耐衝突特性が改善されたホットスタンプ成形体として評価した（表８中の実施例１１１以外の実施例）。一方、「引張強さ」、「最大曲げ角度」及び「耐水素脆化特性」の要件のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。【０１０２】
［実施例Ｃ（Ｓｉ：０．５０％超、３．００％未満）］
表９に示す化学組成を持つ母材鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した後、その両面又は片面に表１０に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と母材鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、母材鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。製造Ｎｏ．２０１〜２３６及び２３８〜２４０は両面に表層用鋼板を溶接した鋼であり、製造Ｎｏ．２３７は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。この積層鋼板を表１１に示す熱間圧延及び／又は冷間圧延を施し、得られた鋼板に、表１１に示す熱処理を施して、ホットスタンプを行い、成形体を製造した。表１２に、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）のミクロ組織と機械的特性を示す。なお、ホットスタンプ後の鋼板から採取したサンプルの板厚１／２の位置、及び表面から２０μｍの位置（表層内の位置）を分析した成分組成は、それぞれ表９及び１０に示す母材鋼板及び表層用鋼板の成分組成と同等であった。【０１０３】
【表９−１】
0006384645.tif 000019
【０１０４】
【表９−２】
0006384645.tif 000020
【０１０５】
【表１０−１】
0006384645.tif 000021
【０１０６】
【表１０−２】
0006384645.tif 000022
【０１０７】
【表１１−１】
0006384645.tif 000023
【０１０８】
【表１１−２】
0006384645.tif 000024
【０１０９】
【表１２−１】
0006384645.tif 000025
【０１１０】
【表１２−２】
0006384645.tif 000026
【０１１１】
本実施例では、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を延性の観点からも評価した。具体的には、ホットスタンプ後の鋼板の引張試験により当該鋼板の均一伸びを求めて耐衝突特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大引張荷重が得られた伸びを均一伸びとした。【０１１２】
実施例Ａの場合と同様に、引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、最大曲げ角度（°）が７０（°）以上であり、かつ耐水素脆化特性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体として評価した（表１２中の実施例）。さらに均一伸びが５％以上である場合を、曲げ性に加えて延性の観点でも耐衝突特性が改善されたホットスタンプ成形体として評価した（表１２中の実施例２１０及び２１１以外の実施例）。一方、「引張強さ」、「最大曲げ角度」及び「耐水素脆化特性」の要件のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。【０１１３】
［実施例Ｄ（Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％未満、及びＳｉ：０．５０％超、３．００％未満）］
表１３に示す化学組成を持つ母材鋼板の表面を研削して表面酸化物を除去した後、その両面又は片面に表１４に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。なお、アーク溶接後の表層用鋼板と母材鋼板の合計の板厚は２００ｍｍ〜３００ｍｍとし、表層用鋼板の厚さは、母材鋼板の厚さの１／３程度（片側の場合は１／４程度）とする。製造Ｎｏ．３０１〜３３９及び３４１〜３４３は両面に表層用鋼板を溶接した鋼であり、製造Ｎｏ．３４０は片面のみに表層用鋼板を溶接した鋼である。この積層鋼板を表１５に示す熱間圧延及び／又は冷間圧延を施し、得られた鋼板に、表１５に示す熱処理を施して、ホットスタンプを行い、成形体を製造した。表１６に、ホットスタンプ後の鋼板（ホットスタンプ成形体）のミクロ組織と機械的特性を示す。なお、ホットスタンプ後の鋼板から採取したサンプルの板厚１／２の位置、及び表面から２０μｍの位置（表層内の位置）を分析した成分組成は、それぞれ表１３及び１４に示す母材鋼板及び表層用鋼板の成分組成と同等であった。【０１１４】
【表１３−１】
0006384645.tif 000027
【０１１５】
【表１３−２】
0006384645.tif 000028
【０１１６】
【表１４−１】
0006384645.tif 000029
【０１１７】
【表１４−２】
0006384645.tif 000030
【０１１８】
【表１５−１】
0006384645.tif 000031
【０１１９】
【表１５−２】
0006384645.tif 000032
【０１２０】
【表１６−１】
0006384645.tif 000033
【０１２１】
【表１６−２】
0006384645.tif 000034
【０１２２】
本実施例では、実施例Ｂの場合と同様に、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を硬さばらつきの観点からも評価した。長尺状のホットスタンプ成形体の長手方向に垂直な断面を、当該長手方向における任意の位置で採取し、縦壁を含む全断面領域の板厚中心位置の硬さを測定した。測定にはビッカース試験機を用い、測定荷重は１ｋｇｆ、測定間隔は１ｍｍとした。全測定点の平均値から１００Ｈｖを下回る測定点が無い場合を硬さばらつきが小さい、すなわち強度安定性に優れ、結果として耐衝突特性に優れるとして合格（○）とし、１００Ｈｖを下回る測定点がある場合を不合格（×）とした。より具体的には、全測定点の硬さ平均値（表１６中の平均断面硬度）と全測定点のうち最小硬さの値との差が１００Ｈｖ以下の場合を合格とし、１００Ｈｖ超の場合を不合格とした。【０１２３】
さらに、本実施例では、実施例Ｃの場合と同様に、ホットスタンプ成形体の耐衝突特性を延性の観点からも評価した。具体的には、ホットスタンプ後の鋼板の引張試験により当該鋼板の均一伸びを求めて耐衝突特性を評価した。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法に従って実施し、最大引張荷重が得られた伸びを均一伸びとした。【０１２４】
実施例Ａの場合と同様に、引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、最大曲げ角度（°）が７０（°）以上であり、かつ耐水素脆化特性が合格となった場合を、耐衝突特性と耐水素脆化特性に優れたホットスタンプ成形体として評価した（表１６中の実施例）。さらに均一伸びが５％以上でありかつ平均断面硬度−最少硬さが１００Ｈｖ以下である場合を、曲げ性に加えて延性及び強度安定性の観点でも耐衝突特性が改善されたホットスタンプ成形体として評価した（表１６中の実施例３１０、３１１及び３１３〜３１５以外の実施例）。一方、「引張強さ」、「最大曲げ角度」及び「耐水素脆化特性」の要件のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。
【要約】
板厚中央部と、板厚中央部の両側又は片側に配置された表層とを含み、板厚中央部と各表層との間でそれらに隣接して形成された中間層を更に含み、板厚中央部が所定の組成を有し、板厚中央部の硬さが５００Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以下であり、表層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ1が１０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であり、中間層における板厚方向の硬さの変化ΔＨ2が５０Ｈｖ以上、２００Ｈｖ未満であることを特徴とするホットスタンプ成形体が提供される。【図１】
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【図２】
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