[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2020241763A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体 Download PDF

Info

Publication number
WO2020241763A1
WO2020241763A1 PCT/JP2020/021138 JP2020021138W WO2020241763A1 WO 2020241763 A1 WO2020241763 A1 WO 2020241763A1 JP 2020021138 W JP2020021138 W JP 2020021138W WO 2020241763 A1 WO2020241763 A1 WO 2020241763A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
content
surface layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/021138
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕嗣 崎山
由梨 戸田
匹田　和夫
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to CN202080039351.7A priority Critical patent/CN113906151B/zh
Priority to US17/614,400 priority patent/US11904573B2/en
Priority to KR1020217038131A priority patent/KR102603495B1/ko
Priority to JP2021522866A priority patent/JP7188584B2/ja
Publication of WO2020241763A1 publication Critical patent/WO2020241763A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor

Definitions

  • the present invention relates to a hot stamp molded article.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-101987 filed in Japan on May 31, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the conventional hot stamping compact manufactured by hot stamping has poor deformability because the entire area in the plate thickness direction is formed of a hard structure (mainly martensite).
  • a hard structure mainly martensite.
  • Patent Document 1 describes that by controlling the cooling rate from finish rolling to winding in the hot rolling process, the crystal orientation difference in bainite is controlled to 5 to 14 °, and the deformability such as elongation flangeability is defined. Techniques for improvement are disclosed.
  • Patent Document 2 describes a technique for improving local deformability by controlling the strength of a specific crystal orientation group among ferrite crystal grains by controlling the manufacturing conditions from finish rolling to winding in the hot rolling process. Is disclosed.
  • Patent Document 3 by heat-treating a steel sheet for hot stamping to form ferrite on the surface layer, voids formed at the interface between ZnO and the steel sheet and the interface between ZnO and the Zn-based plating layer during heating before hot pressing There is disclosed a technique for improving perforated corrosion resistance and the like by reducing the amount of zinc oxide.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamped molded product having excellent strength and bendability in view of the problems of the prior art.
  • the present inventors examined the bendability of the hot stamp molded product. As a result, the present inventors have found that the metal structure of the surface layer region, which is a region from the surface to a depth of 50 ⁇ m, of the base steel sheet constituting the hot stamped compact is 80.0% or more in area% of martensite. It was found that the bendability of the hot stamped molded product was improved when the content of the retained austenite was 8.0% or more and the Ni concentration in the surface layer region was 8% by mass or more.
  • the present inventors set the average dislocation density to 4 ⁇ in the surface layer region of the hot stamping steel sheet before hot stamping. 10 15 m / m 3 or more, the ratio of one or more crystal grains of martensite and lower bainite that have not been auto-tempered is 15.0% or more in area%, and hot stamping under predetermined conditions. It was found that it is necessary to apply.
  • the hot stamp molded product according to one aspect of the present invention has a chemical component of mass%. C: 0.15% or more, less than 0.70%, Si: 0.005% or more, 0.250% or less, Mn: 0.30% or more, 3.00% or less, sol.
  • Al 0.0002% or more, 0.500% or less, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0% or more, 0.150% or less, Ti: 0% or more, 0.150% or less, Mo: 0% or more, 1.000% or less, Cr: 0% or more, 1.000% or less, B: 0% or more, 0.0100% or less, A base steel sheet containing Ca: 0% or more and 0.0100% or less and REM: 0% or more and 0.30% or less, and the balance being Fe and impurities.
  • the amount of adhesion per side to the surface of the base steel sheet is 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, the Ni content is 10% by mass or more and 25% by mass or less, and the balance is from Zn and impurities.
  • the metallographic structure of the surface layer region which is a region from the surface of the base steel plate to a depth of 50 ⁇ m, contains 80.0% or more of martensite and 8.0% or more of retained austenite in an area%.
  • the Ni concentration in the surface layer region is 8% by mass or more.
  • Nb 0.010% or more, 0.150% or less, Ti: 0.010% or more, 0.150% or less, Mo: 0.005% or more, 1.000% or less, Cr: 0.005% or more, 1.000% or less, B: 0.0005% or more, 0.0100% or less, It may contain one or more selected from the group consisting of Ca: 0.0005% or more and 0.0100% or less and REM: 0.0005% or more and 0.30% or less.
  • the hot stamped body according to the present embodiment has a metal structure of a surface layer region which is a region from the surface of the base steel sheet constituting the hot stamped molded body, in other words, a region from the surface of the base steel plate after hot stamping to a depth of 50 ⁇ m.
  • it is characterized in that it contains 80.0% or more of martensite and 8.0% or more of retained austenite in area%, and the Ni concentration in the surface layer region is 8% by mass or more.
  • "having excellent strength” means that the tensile (maximum) strength is 1500 MPa or more.
  • cooling is started so that the average cooling rate on the surface of the base steel sheet becomes 80 ° C./s or more within 5 seconds after the finish rolling is completed, and the temperature range is less than 500 ° C. Cool and wind up. Even after winding, continue water cooling until it reaches room temperature (about 40 ° C or less).
  • room temperature about 40 ° C or less.
  • the ratio of one or two types of crystal grains of martensite and lower bainite that have not undergone autotempering is set to 15.0% or more in area%, and the surface layer.
  • the average dislocation density of the region can be 4 ⁇ 10 15 m / m 3 or more.
  • a Zn-based plating layer containing 10 to 25% by mass of Ni is formed on the surface of the base steel sheet so that the adhesion amount per side is 10 to 90 g / m 2, and the steel sheet for hot stamping is formed. To do.
  • Ni in the plating layer arranged on the surface of the base steel sheet is diffused into the surface layer region of the base steel sheet.
  • hot-rolled steel sheets having a high dislocation density containing 0.15% by mass or more of C, having a metal structure containing martensite, and not being tempered have significantly deteriorated ductility, toughness, and hydrogen embrittlement resistance.
  • the hot-rolled steel sheet as described above is not excellent in ductility, so that cracks are likely to occur. Therefore, the hot-rolled steel sheet as described above is generally tempered after hot rolling and before going to a subsequent process.
  • the bendability of the hot stamped molded product may not be excellent.
  • the metal structure of the surface layer region of the hot stamping steel sheet is in a preferable state, and Ni in the plating layer arranged on the surface of the base steel sheet is diffused into the surface layer region of the base steel sheet by heating before hot stamping.
  • the bendability or hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped molded product can be improved without tempering after hot stamping.
  • the metal structure of the surface layer region of the hot stamping steel sheet applied to the hot stamping compact according to the present embodiment is composed of one or two crystal grains of martensite and lower bainite that have not been autotempered in an area% of 15. Includes 0.0% or more.
  • the dislocation density is high inside the crystal grains of martensite and lower bainite that have not been autotempered, and these crystal grains have a small grain size. Therefore, in the hot stamping steel sheet according to the present embodiment, Ni contained in the plating layer is likely to diffuse into the surface layer region through the grain boundaries and dislocations in the surface layer region of the base steel sheet by heating before hot stamping.
  • Ni is an austenite stabilizing element
  • the base steel sheet constituting the hot stamped steel sheet is formed. Residual austenite is likely to remain in the surface layer region of.
  • the bendability of the hot stamped body can be improved by leaving a predetermined amount of retained austenite in the surface layer region of the base steel sheet constituting the hot stamped body using Ni as well as C.
  • the present inventors heat the material before hot stamping.
  • the average heating rate of the steel sheet should be less than 100 ° C./s.
  • Ni diffuses not only at the grain boundaries in the surface layer region of the base steel sheet but also through dislocations, and is uniformly diffused in the surface layer region. Ni can be diffused.
  • the hot stamp molded product and the manufacturing method thereof according to the present embodiment will be described in detail.
  • the numerical limit range described below includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the values in the numerical range. All% of the chemical composition indicate mass%.
  • the base steel sheet constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment has, as a chemical component, C: 0.15% or more and less than 0.70%, Si: 0.005% or more, 0.250 in mass%. % Or less, Mn: 0.30% or more, 3.00% or less, sol. Al: 0.0002% or more, 0.500% or less, P: 0.100% or less, S: 0.1000% or less and N: 0.0100% or less, balance: Fe and impurities are contained.
  • C 0.15% or more, less than 0.70%
  • C is an important element for obtaining a tensile strength of 1500 MPa or more in a hot stamped molded product. If the C content is less than 0.15%, the martensite becomes soft and it is difficult to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more. Further, when the C content is less than 0.15%, the area ratio of martensite and lower bainite not subjected to autotempering becomes small. Therefore, the C content is set to 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.30% or more.
  • the C content is set to less than 0.70%.
  • the C content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.45% or less.
  • Si: 0.005% or more, 0.250% or less Si is an element contained to ensure hardenability. If the Si content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and in the hot stamping steel sheet, the dislocation density may decrease or martensite and lower bainite that have not been autotempered may not be obtained. The desired metal structure cannot be obtained in the stamp molded product. Therefore, the Si content is set to 0.005% or more. Since the above effect is saturated even if Si of more than 0.250% is contained, the Si content is set to 0.250% or less. The Si content is preferably 0.210% or less.
  • Mn 0.30% or more, 3.00% or less
  • Mn is an element that contributes to the improvement of the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution. If the Mn content is less than 0.30%, the solid solution strengthening ability is poor and martensite becomes soft, and it is difficult to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more in the hot stamped molded product. Therefore, the Mn content is set to 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.50% or more, and 0.70% or more. On the other hand, if the Mn content is more than 3.00%, coarse inclusions are generated in the steel and fracture is likely to occur, and the bendability and hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped compact are lowered. The upper limit is .00%.
  • the Mn content is preferably 2.50% or less, or 2.00% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). sol. If the Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficiently performed and the above effect cannot be obtained. The Al content is 0.0002% or more. sol. The Al content is preferably 0.0010% or more, or 0.0020% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 0.500%, coarse oxides are formed in the steel, and the bendability and hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped compact are deteriorated. Therefore, sol. The Al content is 0.500% or less. sol. The Al content is preferably 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries.
  • the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing P is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, 0.0001% may be set as the lower limit in actual operation.
  • S 0.1000% or less
  • S is an element that forms inclusions in steel.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.00015%, the cost of removing S is significantly increased, which is economically unfavorable. Therefore, 0.00015% may be set as the lower limit in actual operation.
  • N 0.0100% or less
  • N is an impurity element, which is an element that forms a nitride in steel and deteriorates the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped product.
  • the N content exceeds 0.0100%, coarse nitrides are formed in the steel, and the bendability and hydrogen embrittlement resistance of the hot stamped body are significantly lowered. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0075% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but if it is reduced to less than 0.0001%, the N removal cost will increase significantly, which is economically unfavorable. Therefore, 0.0001% may be set as the lower limit in actual operation.
  • the balance of the chemical composition of the base steel sheet constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • impurities include elements that are unavoidably mixed from steel raw materials or scrap and / or in the steelmaking process and are allowed as long as they do not impair the characteristics of the hot stamped article according to the present embodiment.
  • the Ni content of the base steel sheet constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment is less than 0.005%. Since Ni is an expensive element, in the present embodiment, the cost can be kept low as compared with the case where Ni is intentionally contained and the Ni content is 0.005% or more.
  • the base steel sheet constituting the hot stamped molded product according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements. When the following optional elements are not contained, the content is 0%.
  • Nb 0% or more, 0.150% or less Since Nb is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more in order to surely exert the above effect.
  • the Nb content is more preferably 0.035% or more.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.120% or less.
  • Ti 0% or more, 0.150% or less Since Ti is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Ti is contained, the Ti content is preferably 0.010% or more in order to ensure that the above effects are exhibited. The Ti content is preferably 0.020% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 0.150%, the Ti content is preferably 0.150% or less. The Ti content is more preferably 0.120% or less.
  • Mo 0% or more, 1.000% or less Since Mo is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Mo is contained, the Mo content is preferably 0.005% or more in order to surely exert the above effect. The Mo content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Mo content is preferably 1.000% or less. The Mo content is more preferably 0.800% or less.
  • Cr 0% or more, 1.000% or less Since Cr is an element that contributes to improving the strength of the hot stamped molded product by strengthening the solid solution, it may be contained if necessary. When Cr is contained, the Cr content is preferably 0.005% or more in order to ensure the above effect. The Cr content is more preferably 0.100% or more. On the other hand, since the above effect is saturated even if the content exceeds 1.000%, the Cr content is preferably 1.000% or less. The Cr content is more preferably 0.800% or less.
  • B 0% or more, 0.0100% or less Since B is an element that segregates at the grain boundaries and improves the strength of the grain boundaries, it may be contained as necessary.
  • the B content is preferably 0.0005% or more in order to surely exert the above effect.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0075% or less.
  • Ca 0% or more, 0.0100% or less
  • Ca is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0100% or less.
  • REM 0% or more, 0.30% or less
  • REM is an element that has the effect of deoxidizing molten steel and hardening the steel.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.30% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • the chemical composition of the hot stamped product described above may be measured by a general analysis method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum). In addition, C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method. The plating layer on the surface may be removed by mechanical grinding and then the chemical composition may be analyzed.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the plating layer on the surface may be removed by mechanical grinding and then the chemical composition may be analyzed.
  • the metal structure of the surface layer region which is the region from the surface of the base steel plate to a depth of 50 ⁇ m, contains 1 or 2 types of crystal grains of martensite and lower bainite that have not undergone autotempering in an area% of 15.0%. Including the above, and the average dislocation density of the surface layer region is 4 ⁇ 10 15 m / m 3 or more.
  • the ratio of one or two types of crystal grains of martensite and lower bainite that have not undergone autotempering is 15.0 in area%.
  • the average dislocation density in the surface layer region is 4 ⁇ 10 15 m / m 3 or more, so that Ni in the plating layer can be diffused into the surface layer region of the steel sheet by heating before hot stamping.
  • the upper limit of the average dislocation density in the surface layer region is not particularly limited, and may be, for example, 5 ⁇ 10 17 m / m 3 or less, or 1 ⁇ 10 18 m / m 3 or less.
  • Ni is uniformly diffused over the entire surface layer region, and the retained austenite in the surface layer region of the base steel sheet constituting the hot stamped body is 8 in area%. It can be 0.0% or more. Thereby, the bendability of the hot stamp molded product can be improved.
  • the ratio of one or two types of crystal grains of martensite and lower bainite that have not undergone autotempering in the surface layer region is set to 15.0% or more in area%.
  • the ratio of these crystal grains is area%, preferably 20.0% or more. From the viewpoint of suppressing the occurrence of cracks during cold spreading in the subsequent step, the ratio of these crystal grains may be 30.0% or more in terms of area%.
  • the upper limit of the ratio of one or two crystal grains of untempered martensite and lower bainite in the metal structure of the surface layer region is not particularly limited, and may be, for example, 50% or less in area%. However, it may be 90% or less.
  • the metallographic structure in the surface layer region is one or more of ferrite, upper bainite, retained austenite, and autotempered martensite as the residual structure other than martensite and lower bainite that have not been autotempered. It may be included.
  • the metal structure at the center of the base steel plate is not particularly limited, but usually, it is one or more of ferrite, upper bainite, lower bainite, martensite, retained austenite, iron carbide and alloy carbide.
  • the central portion of the base steel sheet is from a position 0.2 mm in the center direction of the plate thickness from one surface of the base steel plate to a position of 0.2 mm in the center direction of the plate thickness from the other surface of the base steel plate.
  • a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamping steel plate so that a cross section in the rolling direction (thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that can be observed by about 10 mm in the rolling direction.
  • the measurement surface is subjected to diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m in a diluted solution such as alcohol or pure water. Use the dispersed liquid to finish the mirror surface.
  • a region having a length of 50 ⁇ m and a depth of 50 ⁇ m from the interface between the plating layer and the surface of the base steel sheet is measured by electron backscatter diffraction at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used. At this time, the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less, the acceleration voltage is 15 kV, the irradiation current level is 13, and the electron beam irradiation time is 0.5 seconds / point.
  • the obtained crystal orientation information is analyzed using the "Grain Average Image Quality" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer.
  • This function the sharpness of crystal orientation information can be quantified as an IQ value, and it is possible to discriminate a structure that has not been auto-tempered. Martensite and lower bainite that have not been auto-tempered have low IQ values due to poor crystallinity.
  • the area where the IQ value is calculated to be 60,000 or less by the "Grain Average Image Quality” function is defined as martensite or lower bainite which has not been auto-tempered, and its surface integral is calculated.
  • the average dislocation density can be measured by X-ray diffraction or transmission electron microscope observation, but in this embodiment, it is measured by using X-ray diffraction.
  • a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the base steel plate.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is about 20 mm square.
  • the front surface and the back surface of the sample are each reduced by 25 ⁇ m, for a total thickness reduction of 50 ⁇ m.
  • a region of 25 ⁇ m is exposed from the sample surface before thickness reduction.
  • X-ray diffraction measurements are performed on this exposed surface to identify multiple diffraction peaks in the body-centered cubic lattice. By analyzing the average dislocation density from the half width of these diffraction peaks, the average dislocation density in the surface layer region can be obtained.
  • the modified Williamson-Hall method described in Non-Patent Document 1 is used.
  • a plating layer in which the adhesion amount per side is 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, the Ni content is 10% by mass or more and 25% by mass or less, and the balance is Zn and impurities.
  • the hot stamping steel sheet applied to the hot stamping molded body according to the present embodiment has an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less per side to the surface of the base steel sheet constituting the hot stamping steel sheet.
  • the Ni content is 10% by mass or more and 25% by mass or less, and the balance has a plating layer composed of Zn and impurities. As a result, Ni can be diffused in the surface layer region during heating before hot stamping.
  • the adhesion amount per one side of the plating layer is less than 10 g / m 2 , or the Ni content in the plating layer is less than 10% by mass, the amount of Ni concentrated in the surface layer region of the base steel sheet decreases, and hot stamping The desired metallographic structure cannot be obtained in the later surface layer region.
  • the adhesion amount per side exceeds 90 g / m 2 , or when the Ni content in the plating layer exceeds 25% by mass, Ni is excessively concentrated at the interface between the plating layer and the base steel sheet, and plating is performed.
  • the adhesion between the layer and the base steel sheet is lowered, Ni in the plating layer is difficult to diffuse to the surface layer region of the base steel sheet, and a desired metal structure cannot be obtained in the hot stamped molded body after hot stamping.
  • the amount of adhesion of the plating layer per side is preferably 30 g / m 2 or more, and more preferably 40 g / m 2 or more.
  • the amount of adhesion of the plating layer per side is preferably 80 g / m 2 or less, and more preferably 60 g / m 2 or less.
  • the plating adhesion amount of the hot stamping steel sheet and the Ni content in the plating layer are measured by the following methods.
  • the amount of plating adhesion is measured by collecting a test piece from an arbitrary position on the hot stamping steel plate according to the test method described in JIS H 0401: 2013.
  • the Ni content in the plating layer is determined by collecting a test piece from an arbitrary position on the hot stamping steel sheet according to the test method described in JIS K 0150: 2005 and containing Ni at 1/2 position of the total thickness of the plating layer. By measuring the amount, the Ni content of the plating layer in the hot stamping steel sheet is obtained.
  • the thickness of the hot stamping steel plate applied to the hot stamping compact according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of reducing the weight of the vehicle body.
  • ⁇ Hot stamp molded body> "The metallographic structure of the surface layer region, which is the region from the surface of the base steel sheet to a depth of 50 ⁇ m, contains 80.0% or more of martensite and 8.0% or more of retained austenite in area%.”
  • the metal structure of the surface layer region which is the region from the surface of the base steel sheet constituting the hot stamped body to a depth of 50 ⁇ m, has martensite of 80.0% or more and retained austenite of 8.0% or more in area%. By including it, excellent strength and bendability can be obtained.
  • the residual structure other than martensite and retained austenite in the surface layer region may contain one or more of ferrite, upper bainite and lower bainite.
  • the proportion of martensite in the metal structure of the surface layer region is less than 80.0% in area%, the desired strength cannot be obtained in the hot stamped molded product, and it cannot be applied to automobile members and the like.
  • the proportion of martensite is preferably 85.0% or more in terms of area%.
  • the proportion of martensite is 92.0% or less in area%.
  • the ratio of retained austenite is less than 8.0% in area%, the bendability of the hot stamp molded product deteriorates.
  • the ratio of retained austenite is preferably 10.0% or more in terms of area%.
  • the upper limit is not particularly limited, but when a higher yield strength is to be obtained, the ratio of retained austenite may be 15.0% or less in area%.
  • a method for measuring the metallographic structure of the surface layer region will be described.
  • a sample is cut out so that a rolling direction cross section (plate thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamped compact.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that can be observed by about 10 mm in the rolling direction.
  • the surface integrals of retained austenite and martensite are measured using the samples collected in this way.
  • an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10-5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation time is 0.01 seconds / point.
  • the obtained crystal orientation information is used in the surface layer region by calculating the area fraction of retained austenite using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. Obtain the area fraction of retained austenite. Those having a crystal structure of fcc structure are judged to be retained austenite.
  • the measurement surface of the above sample After polishing the measurement surface of the above sample (a sample different from the one used for measuring the area fraction of retained austenite) with silicon carbide paper of # 600 to # 1500, the measurement surface has a particle size of 1 to 6 ⁇ m.
  • the diamond powder is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water, and night tar etching is performed.
  • observation is performed using a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) with a region within 50 ⁇ m from the end of the base steel plate surface side on the observation surface as an observation field.
  • the surface integral of martensite can be calculated by the sum of the surface integrals of tempered martensite and fresh martensite.
  • Tempering martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, and is distinguished as a structure in which iron carbides have two or more elongation directions. Fresh martensite is not sufficiently etched by nightal etching and is therefore distinguishable from other etched structures. However, since retained austenite is not sufficiently etched like fresh martensite, the area% of fresh martensite is calculated by the difference between the area fraction of the structure not etched by nightal etching and the area fraction of retained austenite calculated above. .. By calculating the total area% of tempered martensite and fresh martensite obtained by the above method, the surface integral of martensite in the surface layer region can be obtained.
  • Ni concentration in the surface layer region is 8% by mass or more
  • the Ni concentration in the surface layer region of the base steel sheet constituting the hot stamped body is 8% by mass.
  • the Ni concentration in the surface layer region is preferably 10% by mass or more, and more preferably 12% by mass or more.
  • the upper limit of the Ni concentration in the surface layer region is not particularly limited, but the Ni concentration may be, for example, 15% by mass or less, or 20% by mass or less.
  • Measurement method of Ni concentration in the surface layer region A method for measuring the Ni concentration in the surface layer region will be described. First, a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamp molded product. The size of the sample depends on the measuring device, but is about 20 mm square. The Ni concentration is measured by the glow discharge emission analysis method, and analysis is performed at 10 points on the surface of the sample in the depth direction from the surface of the base steel plate to the plate thickness direction, and the position at a depth of 25 ⁇ m from the surface of the base steel plate in the plate thickness direction. The Ni concentration of is calculated, and the average value of 10 points is calculated. The obtained average value is defined as the Ni concentration in the surface layer region.
  • a plating layer in which the adhesion amount per side is 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, the Ni content is 10% by mass or more and 25% by mass or less, and the balance is Zn and impurities.
  • the hot stamped body according to the present embodiment has an adhesion amount of 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less per side to the surface of the base steel sheet constituting the hot stamped body, and has a Ni content of 10. It has a mass% or more and 25% by mass or less, and has a plating layer in which the balance is made of Zn and impurities.
  • the adhesion amount per side is less than 10 g / m 2 or the Ni content in the plating layer is less than 10% by mass, the amount of Ni concentrated in the surface layer region of the base steel sheet decreases, and the surface layer after hot stamping The desired metallographic structure cannot be obtained in the region.
  • the adhesion amount per side exceeds 90 g / m 2 , or when the Ni content in the plating layer exceeds 25% by mass, Ni is excessively concentrated at the interface between the plating layer and the base steel sheet, and plating is performed. The adhesion between the layer and the base steel sheet is lowered, Ni in the plating layer is difficult to diffuse to the surface layer region of the base steel sheet, and a desired metal structure cannot be obtained in the hot stamped body.
  • the amount of adhesion of the plating layer per side is preferably 30 g / m 2 or more, and more preferably 40 g / m 2 or more.
  • the amount of adhesion of the plating layer per side is preferably 80 g / m 2 or less, and more preferably 60 g / m 2 or less.
  • the plating adhesion amount of the hot stamp molded product and the Ni content in the plating layer are measured by the following methods.
  • the amount of plating adhered is measured by collecting a test piece from an arbitrary position of the hot stamped molded product according to the test method described in JIS H 0401: 2013.
  • the Ni content in the plating layer is determined by collecting a test piece from an arbitrary position of the hot stamped body according to the test method described in JIS K 0150: 2005 and containing Ni at 1/2 position of the total thickness of the plating layer. By measuring the amount, the Ni content of the plating layer in the hot stamping compact is obtained.
  • the steel piece (steel material) to be subjected to hot rolling may be a steel piece manufactured by a conventional method, and may be, for example, a steel piece manufactured by a general method such as a continuously cast slab or a thin slab caster. Rough rolling may also be performed by a general method and is not particularly limited.
  • a 3 points 850 + 10 ⁇ (C + N) ⁇ Mn + 350 ⁇ Nb + 250 ⁇ Ti + 40 ⁇ B + 10 ⁇ Cr + 100 ⁇ Mo ...
  • C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr and Mo are the contents (mass%) of each element.
  • cooling Within 5 seconds after the completion of finish rolling, cooling with an average cooling rate of 80 ° C./s or more is started, and the product is cooled to a temperature range of less than 500 ° C. and wound up. In addition, even after winding, water cooling is continued until the room temperature is reached.
  • the cooling start time exceeds 5 seconds, the average cooling rate is less than 80 ° C / s, or the winding start temperature exceeds 500 ° C, ferrite, pearlite, and upper bainite are likely to be formed, and in the surface layer region, The ratio of one or two crystal grains of martensite and lower bainite that have not been auto-tempered cannot be 15.0% or more in area%.
  • the average cooling rate at this time is calculated from the temperature change on the surface of the steel sheet, and indicates the average cooling rate from the finish rolling temperature to the winding start temperature.
  • the adhesion amount per side is 10 g / m 2 or more and 90 g / m 2 or less, and the Ni content is 10% by mass or more and 25% by mass or less.
  • a steel sheet for hot stamping is obtained by forming a plating layer containing Zn and impurities in the balance.
  • the rolling reduction in cold rolling is not particularly limited, but it is preferably 40 to 60% from the viewpoint of shape stability of the steel sheet.
  • a known production method such as pickling or temper rolling may be included before plating is applied.
  • the ratio of one or two types of crystal grains of martensite and lower bainite that have not undergone autotempering in the surface layer region is 15.0% in area%.
  • the above cannot be achieved, and the average dislocation density cannot be 4 ⁇ 10 15 m / m 3 or more, and as a result, a hot stamped molded product having a desired metal structure cannot be obtained. Therefore, when it is necessary to perform tempering before plating is applied due to a high C content or the like, tempering is performed at a temperature of less than Ms point ⁇ 15 ° C.
  • the Ms point is represented by the following equation (2).
  • the steel sheet for hot stamping obtained above is heated in a temperature range of 500 ° C. or higher and A 3 points or lower at an average heating rate of less than 100 ° C./s, and then A 3 points or higher and A. It is manufactured by holding it at a temperature of 3 points + 150 ° C. or lower, hot stamping so that the elapsed time from the start of heating to the start of molding is within a predetermined time, and cooling to room temperature. Further, in order to adjust the strength of the hot stamped product, a softened region may be formed by baking a part or all of the hot stamped product at a temperature of less than Ms point ⁇ 15 ° C. ..
  • the average heating rate is preferably less than 80 ° C./s.
  • the lower limit of the average heating rate is not particularly limited, but in actual operation, setting it to less than 0.01 ° C./s causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the average heating rate may be 0.01 ° C./s or higher.
  • the elapsed time from the start of heating to the start of molding is preferably 280 seconds or more, and preferably 320 seconds or less.
  • Holding temperature during hot stamping it is preferable that the A 3 point + 10 ° C. or higher.
  • the holding temperature during hot stamping it is preferable that the A 3 point + 150 °C or less.
  • the average cooling rate after hot stamping is preferably 10 ° C./s or higher.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited. In the present invention, various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Steel pieces produced by casting molten steel having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 are hot-rolled, cold-rolled, and plated under the conditions shown in Tables 3 and 4, and are used for hot stamping shown in Tables 3 and 4.
  • a steel plate was obtained.
  • the obtained steel sheet for hot stamping was subjected to the heat treatment shown in Tables 5 and 6 and hot stamped to obtain a hot stamped molded product shown in Tables 5 and 6.
  • the partially softened region was formed by irradiating a part of the hot stamped molded product with a laser to bring the irradiated portion to less than Ms-15 ° C. and baking it.
  • the underline in the table indicates that the product is outside the scope of the present invention, that the manufacturing conditions are not preferable, or that the characteristic value is not preferable.
  • the metallographic structure, average dislocation density and Ni concentration (content) of the hot stamping steel plate and the hot stamping compact were measured by the above-mentioned measuring method. Moreover, the mechanical property of the hot stamp molded article was evaluated by the following method.
  • the tensile strength of the hot stamped molded product was determined by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2201: 2011 from an arbitrary position of the hot stamped molded product and according to the test method described in JIS Z 2241: 2011. If the tensile strength was less than 1500 MPa, it was judged to be unacceptable, and the test described later was not performed.
  • the hot stamped article having a chemical composition, a plating composition and a metal structure within the scope of the present invention has excellent strength and bendability.
  • a hot stamped article in which any one or more of the chemical composition and the metal structure deviates from the present invention is inferior in one or more of strength and bendability.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Chemically Coating (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)

Abstract

本発明に係るホットスタンプ成形体は、所定の化学組成を有する母材鋼板の表面に、付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層を有し、表層領域において、金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含み、前記表層領域のＮｉ濃度が８質量％以上である。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。本願は、２０１９年５月３１日に、日本に出願された特願２０１９－１０１９８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境保護および省資源化の観点から自動車車体の軽量化が求められており、自動車用部材への高強度鋼板の適用が加速している。自動車用部材はプレス成形によって製造されるが、鋼板の高強度化に伴い成形荷重が増加するだけでなく、成形性が低下するため、高強度鋼板においては、複雑な形状の部材への成形性が課題となる。このような課題を解決するため、鋼板が軟質化するオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するホットスタンプ技術の適用が進められている。ホットスタンプは、プレス加工と同時に、金型内において焼入れ処理を実施することで、自動車用部材への成形性と自動車部材の強度確保とを両立する技術として注目されている。
　しかしながら、ホットスタンプにより製造された従来のホットスタンプ成形体は、板厚方向の全域が硬質組織（主にマルテンサイト）で形成されているために、変形能に乏しい。自動車用部材においてさらに優れた衝突特性を得るためには、衝撃エネルギーの吸収能を高める必要がある。衝突時の変形モードを考慮すると、変形能の中でも特に曲げ性を高めることが必要である。
　特許文献１には、熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻取りまでの冷却速度を制御することにより、ベイナイト中の結晶方位差を５～１４°に制御して、伸びフランジ性等の変形能を向上させる技術が開示されている。
　特許文献２には、熱間圧延工程の仕上げ圧延から巻取りまでの製造条件を制御することにより、フェライト結晶粒のうち特定の結晶方位群の強度を制御して、局部変形能を向上させる技術が開示されている。
　特許文献３には、ホットスタンプ用鋼板を熱処理して表層にフェライトを形成させることにより、熱間プレス前の加熱時にＺｎＯと鋼板との界面やＺｎＯとＺｎ系めっき層との界面に生成する空隙を低減させて、穴あき耐食性等を向上させる技術が開示されている。
　しかし、上記のような技術では、十分な強度および曲げ性が得られない場合がある。
国際公開第２０１６／１３２５４５号 日本国特開２０１２－１７２２０３号公報 日本国特許第５８６１７６６号公報
Ｔ．Ｕｎｇａｒ、外３名、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ、１９９９年、第３２巻、第９９２頁～第１００２頁
　本発明は、従来技術の課題に鑑み、優れた強度および曲げ性を有するホットスタンプ成形体を提供することを目的とする。
　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結果、以下の知見を得た。
　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を構成する母材鋼板の、表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含み、且つ表層領域のＮｉ濃度が８質量％以上であると、ホットスタンプ成形体の曲げ性が向上することを知見した。
　更に本発明者らは、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域において上述の金属組織を得るためには、ホットスタンプ前のホットスタンプ用鋼板の表層領域において、平均転位密度を４×１０１５ｍ／ｍ３以上とし、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種以上の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とし、且つ所定の条件でホットスタンプを施すことが必要であることを知見した。
　本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上、０．７０％未満、
Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．１０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下、
Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０％以上、０．３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる母材鋼板と、
　前記母材鋼板の表面に、片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層と、を有し、
　前記母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含み、
　前記表層領域のＮｉ濃度が８質量％以上である。
［２］上記［１］に記載のホットスタンプ成形体は、前記母材鋼板に、化学成分として、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、
Ｃｒ：０．００５％以上、１．０００％以下、
Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．３０％以下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。
　本発明に係る上記態様によれば、強度および曲げ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。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表面、言い換えると、ホットスタンプ後の母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含み、且つ表層領域のＮｉ濃度が８質量％以上であることを特徴とする。この特徴を有することにより、優れた強度および曲げ性に優れたホットスタンプ成形体を得ることができる。なお、本実施形態において「優れた強度を有する」とは、引張（最大）強度が１５００ＭＰａ以上であることをいう。
　本発明者らは鋭意検討の結果、以下の方法により上記金属組織を有するホットスタンプ成形体が得られることを知見した。
　第一段階として、熱間圧延工程において、仕上げ圧延終了後、５秒以内に、母材鋼板表面における平均冷却速度が８０℃／ｓ以上となるように冷却を開始し、５００℃未満の温度域まで冷却して巻き取る。巻き取った後も室温（４０℃程度以下）になるまで水冷を続ける。このように、従来技術よりも平均冷却速度を速くし、且つ巻取り温度を低くすることで、炭化物の生成、フェライト変態およびベイナイト変態を抑制することができる。これにより、ホットスタンプ用鋼板の表層領域の金属組織において、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とし、且つ表層領域の平均転位密度を４×１０１５ｍ／ｍ３以上とすることができる。
　第二段階として、１０～２５質量％のＮｉを含むＺｎ系めっき層を、片面当たりの付着量が１０～９０ｇ／ｍ２となるように母材鋼板表面に形成させて、ホットスタンプ用鋼板とする。
　第三段階として、ホットスタンプ前の加熱の平均加熱速度を制御することにより、母材鋼板表面に配されためっき層中のＮｉを母材鋼板の表層領域に拡散させる。
　一般的に、０．１５質量％以上のＣを含み、金属組織がマルテンサイトを含み、且つ焼き戻しを施されない高転位密度の熱延鋼板では、延性、靭性および耐水素脆化特性が著しく劣化する。加えて、巻取り後に冷間圧延を施す場合、上記のような熱延鋼板は延性が優れないため、割れが生じやすい。そのため、上記のような熱延鋼板は、熱間圧延後、後工程に行く前に焼き戻しが施されるのが一般的である。熱延鋼板の曲げ性および耐水素脆化特性を向上させるためには、表層領域の延性を向上させることが重要であるため、上記のような鋼板は表層領域を軟化させる処理（例えば表層脱炭処理等）を施すこともある。
　また、一般的に、０．１５質量％以上のＣを含む鋼板にホットスタンプを施すと、ホットスタンプ成形体の曲げ性が優れない場合がある。
　しかし、本実施形態では、ホットスタンプ用鋼板の表層領域の金属組織を好ましい状態とし、ホットスタンプ前の加熱により母材鋼板表面に配されためっき層中のＮｉを母材鋼板の表層領域に拡散させることで、ホットスタンプ後に焼き戻しを施さなくても、ホットスタンプ成形体の曲げ性または耐水素脆化特性を向上することができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の表層領域の金属組織は、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒を面積％で１５．０％以上含む。オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの結晶粒の内部は転位密度が高く、またこれらの結晶粒は結晶粒径が小さい。そのため、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ前の加熱により、めっき層に含まれるＮｉが母材鋼板の表層領域の結晶粒界および転位を経路として、表層領域に拡散し易い。Ｎｉはオーステナイト安定化元素であるため、母材鋼板の表層領域にめっき層中のＮｉが拡散して、母材鋼板の表層領域のＮｉ濃度が高くなると、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域に残留オーステナイトが残存し易くなる。ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域に、ＣだけでなくＮｉを用いて所定量の残留オーステナイトを残存させることで、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。本発明者らは、母材鋼板の表層領域にＮｉを拡散させて、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域に所望量の残留オーステナイトを残存させるためには、ホットスタンプ前の加熱の平均加熱速度を１００℃／ｓ未満とする必要があることを知見した。ホットスタンプ前の加熱の平均加熱速度を１００℃／ｓ未満とすることにより、母材鋼板の表層領域における結晶粒界だけでなく、転位までをも経路としてＮｉが拡散し、表層領域に均一にＮｉを拡散させることができる。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ成形体およびその製造方法について詳細に説明する。まず、本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。なお、以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．７０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１０００％以下およびＮ：０．０１００％以下、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。
「Ｃ：０．１５％以上、０．７０％未満」
　Ｃは、ホットスタンプ成形体において１５００ＭＰａ以上の引張強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満では、マルテンサイトが軟らかくなり、１５００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。また、Ｃ含有量が０．１５％未満であると、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイト面積率が小さくなる。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．７０％以上では、粗大な炭化物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の曲げ性および耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．７０％未満とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４５％以下である。
「Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下」
　Ｓｉは、焼入れ性を確保するために含有させる元素である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記効果が得られず、ホットスタンプ用鋼板において、転位密度が低下する場合およびオートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトが得られなくなる場合があり、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。０．２５０％超のＳｉを含有させても上記効果が飽和するため、Ｓｉ含有量は０．２５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２１０％以下である。
「Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下」
　Ｍｎは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、固溶強化能が乏しくマルテンサイトが軟らかくなり、ホットスタンプ成形体において１５００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上、また０．７０％以上である。一方、Ｍｎ含有量を３．００％超とすると、鋼中に粗大な介在物が生成して破壊が生じやすくなり、ホットスタンプ成形体の曲げ性および耐水素脆化特性が低下するので、３．００％を上限とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、または２．００％以下である。
「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．０００２％以上、０．５００％以下」
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では、脱酸が十分に行われず上記効果が得られないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００１０％以上、または０．００２０％以上である。一方、ｓｏｌ．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および耐水素脆化特性が低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４００％以下、または０．３００％以下である。
「Ｐ：０．１００％以下」
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界の強度が著しく低下して、ホットスタンプ成形体の曲げ性および耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｐコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくないため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
「Ｓ：０．１０００％以下」
　Ｓは、鋼中に介在物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に多量の介在物が生成し、ホットスタンプ成形体の曲げ性および耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．１０００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１５％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ため、実操業上、０．０００１５％を下限としてもよい。
「Ｎ：０．０１００％以下」
　Ｎは、不純物元素であり、鋼中に窒化物を形成してホットスタンプ成形体の靱性および耐水素脆化特性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して、ホットスタンプ成形体の曲げ性および耐水素脆化特性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００１％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくないため、実操業上、０．０００１％を下限としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。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し、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板のＮｉ含有量は、０．００５％未満である。Ｎｉは高価な元素であるため、本実施形態では、Ｎｉを意図的に含有させてＮｉ含有量を０．００５％以上とした場合に比べて、コストを低く抑えることができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板は、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％以上、０．１５０％以下」
　Ｎｂは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｎｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。一方、０．１５０％を超えてＮｂを含有させても上記効果は飽和するので、Ｎｂ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下である。
「Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下」
　Ｔｉは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｔｉを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以上である。一方、０．１５０％を超えて含有させても上記効果は飽和するので、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下である。
「Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下」
　Ｍｏは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｍｏを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下」
　Ｃｒは、固溶強化によりホットスタンプ成形体の強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｃｒを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｃｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１００％以上である。一方、１．０００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃｒ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。
「Ｂ：０％以上、０．０１００％以下」
　Ｂは、粒界に偏析して粒界の強度を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させても良い。Ｂを含有させる場合、上記効果を確実に発揮させるために、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．０１００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７５％以下である。
「Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下」
　Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．０１００％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。
「ＲＥＭ：０％以上、０．３０％以下」
　ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。この作用を確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．３０％を超えて含有させても上記効果は飽和するため、ＲＥＭ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　上述したホットスタンプ成形体の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面のめっき層は機械研削により除去してから化学組成の分析を行えばよい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板を構成する母材鋼板の金属組織およびめっき層について説明する。
＜ホットスタンプ用鋼板＞
「母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒を面積％で１５．０％以上含み、且つ表層領域の平均転位密度が４×１０１５ｍ／ｍ３以上」
　母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織において、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とし、且つ表層領域の平均転位密度を４×１０１５ｍ／ｍ３以上とすることにより、ホットスタンプ前の加熱により、めっき層中のＮｉを鋼板の表層領域に拡散させることができる。表層領域の平均転位密度の上限は、特段制限されず、例えば、５×１０１７ｍ／ｍ３以下であってもよいし、１×１０１８ｍ／ｍ３以下であってもよい。
　ホットスタンプ前の加熱の平均加熱速度を１００℃／ｓ未満とすると、表層領域全体に均一にＮｉが拡散し、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域の残留オーステナイトを面積％で８．０％以上とすることができる。これにより、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。
　上記効果を得るために、表層領域におけるオートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とする。これらの結晶粒の割合は、面積％で、２０．０％以上が好ましい。後工程で冷延を施す際の割れの発生を抑制する観点から、これらの結晶粒の割合を面積％で３０．０％以上としてもよい。表層領域の金属組織におけるオートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合の上限は、特段制限されず、例えば、面積％で５０％以下であってもよいし、９０％以下であってもよい。また、表層領域における金属組織は、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイト以外の残部組織として、フェライト、上部ベイナイト、残留オーステナイト、およびオートテンパを受けたマルテンサイトの１種または２種以上を含んでもよい。
　母材鋼板中央部の金属組織は特に限定されないが、通常は、フェライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、鉄炭化物および合金炭化物の１種以上である。ここで、母材鋼板中央部とは、母材鋼板の一方の表面から板厚中央方向に０．２ｍｍの位置から、母材鋼板の他方の表面から板厚中央方向に０．２ｍｍの位置までの部分を言う。
「オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの結晶粒の面積分率の測定」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板を構成する母材鋼板の表層領域における、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの結晶粒の面積分率の測定方法について説明する。
　まず、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から、表面に垂直な圧延方向断面（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。上記圧延方向断面に対応するサンプルの測定面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、当該測定面を粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に存在するひずみを除去する。その後、日本電子株式会社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、日本電子株式会社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する。
　測定面の圧延方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、めっき層と母材鋼板表面との界面から深さ５０μｍまでの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．５秒／点とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて解析する。この機能では、結晶方位情報の鮮明度をＩＱ値として数値化することができ、オートテンパを受けていない組織を判別することが可能である。オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、結晶性が悪いためＩＱ値が小さい。「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ」機能でＩＱ値が６００００以下と算出される領域がオートテンパを受けていないマルテンサイトまたは下部ベイナイトであると定義し、その面積分率を算出する。上述の方法により、表層領域におけるオートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの結晶粒の面積％を得る。
「平均転位密度の測定」
　次に、表層領域の平均転位密度の測定方法について説明する。平均転位密度は、Ｘ線回折法あるいは透過型電子顕微鏡観察によって測定することができるが、本実施形態ではＸ線回折法を用いて測定する。
　まず、母材鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、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、２０ｍｍ角程度の大きさとする。蒸留水４８％、過酸化水素水４８％、フッ化水素酸４％の混合溶液を用いて、サンプルの表面と裏面とをそれぞれ２５μｍずつ減厚し、合計で５０μｍ減厚する。これにより、減厚前のサンプル表面から２５μｍの領域が露出する。この露出した表面についてＸ線回折測定を行い、体心立方格子の複数の回折ピークを特定する。これらの回折ピークの半値幅から平均転位密度を解析することで、表層領域の平均転位密度を得る。解析法については、非特許文献１に記載のｍｏｄｉｆｉｅｄ　Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を使用する。
「片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ用鋼板を構成する母材鋼板の表面に、片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層を有する。これにより、ホットスタンプ前の加熱時に表層領域にＮｉを拡散させることができる。
　めっき層の片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２未満、またはめっき層中のＮｉ含有量が１０質量％未満であると、母材鋼板の表層領域に濃化するＮｉ量が少なくなり、ホットスタンプ後の表層領域において所望の金属組織を得ることができない。一方、片面当たりの付着量が９０ｇ／ｍ２を超える場合、またはめっき層中のＮｉ含有量が２５質量％を超える場合、めっき層と母材鋼板との界面においてＮｉが過剰に濃化し、めっき層と母材鋼板との密着性が低下し、めっき層中のＮｉが母材鋼板の表層領域に拡散し難くなり、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない。
　めっき層の片面当たりの付着量は、好ましくは、３０ｇ／ｍ２以上であり、より好ましくは、４０ｇ／ｍ２以上である。また、めっき層の片面当たりの付着量は、好ましくは、８０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは、６０ｇ／ｍ２以下である。
　ホットスタンプ用鋼板のめっき付着量およびめっき層中のＮｉ含有量は、以下の方法により測定する。
　めっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１：２０１３に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のＮｉ含有量は、ホットスタンプ用鋼板の任意の位置から、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０：２００５に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の１／２位置のＮｉ含有量を測定することで、ホットスタンプ用鋼板におけるめっき層のＮｉ含有量を得る。
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
＜ホットスタンプ成形体＞
「母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含む」
　ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含むことで、優れた強度と曲げ性とを得ることができる。なお、表層領域におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の残部組織としては、フェライト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの１種以上を含んでもよい。
　表層領域の金属組織において、マルテンサイトの割合が面積％で８０．０％未満である場合、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得ることができず、自動車用部材等に適用することができない。マルテンサイトの割合は、面積％で８５．０％以上が好ましい。マルテンサイトの割合は、面積％で、９２．０％以下としてもよい。
　また、残留オーステナイトの割合が面積％で８．０％未満であると、ホットスタンプ成形体の曲げ性が劣化する。残留オーステナイトの割合は、面積％で１０．０％以上が好ましい。上限は特に限定する必要は無いが、より高い降伏強度を得ようとする場合には、残留オーステナイトの割合は面積％で１５．０％以下としてもよい。
　次に、表層領域の金属組織の測定方法について説明する。
　まず、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から表面に垂直な圧延方向断面（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。このような方法で採取したサンプルを用いて、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの面積分率を測定する。
「残留オーステナイトの面積分率の測定」
　上記圧延方向断面に対応するサンプルの測定面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、当該測定面を粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に存在するひずみを除去する。サンプルの測定面の圧延方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．０１秒／点とする。得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、残留オーステナイトの面積分率を算出することで、表層領域における残留オーステナイトの面積分率を得る。なお、結晶構造がｆｃｃ構造であるものを残留オーステナイトと判断する。
「マルテンサイトの面積分率の測定」
　上記サンプル（残留オーステナイトの面積分率の測定に使用したものとは別のサンプル）の測定面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、当該測定面を粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ナイタールエッチングを施す。次いで、観察面における母材鋼板表面側の端部から５０μｍ以内の領域を観察視野として、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて観察する。マルテンサイトの面積分率は、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの面積分率の合計で求めることができる。焼戻しマルテンサイトはラス状の結晶粒の集合であり、内部に鉄炭化物の伸長方向が二つ以上である組織として区別する。フレッシュマルテンサイトはナイタールエッチングでは充分にエッチングされないため、エッチングされる他の組織とは区別が可能である。ただし、残留オーステナイトもフレッシュマルテンサイト同様に充分にエッチングされないため、ナイタールエッチングでエッチングされない組織の面積分率と上述で算出した残留オーステナイトの面積分率との差分でフレッシュマルテンサイトの面積％を求める。以上の方法で得た焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの合計の面積％を算出することで、表層領域におけるマルテンサイトの面積分率を得る。
「表層領域におけるＮｉ濃度が８質量％以上」
　ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表層領域のＮｉ濃度は、８質量％である。表層領域のＮｉ濃度を８質量％以上とすることで、表層領域における残留オーステナイトが安定化し、ホットスタンプ成形体の残留オーステナイト量を増加することができる。その結果、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。表層領域におけるＮｉ濃度は、好ましくは、１０質量％以上であり、より好ましくは、１２質量％以上である。また、表層領域におけるＮｉ濃度の上限は特段制限されないが、Ｎｉ濃度は、例えば、１５質量％以下であってもよく、２０質量％以下であってもよい。
「表層領域のＮｉ濃度の測定方法」
　表層領域におけるＮｉ濃度の測定方法について説明する。
　まず、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から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、２０ｍｍ角程度の大きさとする。Ｎｉ濃度の測定はグロー放電発光分析法で、サンプルの表面１０点において、母材鋼板表面から板厚方向の深さ方向に分析を行い、母材鋼板表面から板厚方向に２５μｍ深さの位置のＮｉ濃度を求め、１０点の平均値を算出する。得られた平均値を表層領域のＮｉ濃度と定義する。
「片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層」
　本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、ホットスタンプ成形体を構成する母材鋼板の表面に、片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層を有する。
　片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２未満、またはめっき層中のＮｉ含有量が１０質量％未満であると、母材鋼板の表層領域に濃化するＮｉ量が少なくなり、ホットスタンプ後の表層領域において所望の金属組織を得ることができない。一方、片面当たりの付着量が９０ｇ／ｍ２を超える場合、またはめっき層中のＮｉ含有量が２５質量％を超える場合、めっき層と母材鋼板との界面においてＮｉが過剰に濃化し、めっき層と母材鋼板との密着性が低下し、めっき層中のＮｉが母材鋼板の表層領域に拡散し難くなり、ホットスタンプ成形体において所望の金属組織を得ることができない。
　めっき層の片面当たりの付着量は、好ましくは、３０ｇ／ｍ２以上であり、より好ましくは、４０ｇ／ｍ２以上である。また、めっき層の片面当たりの付着量は、好ましくは、８０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは、６０ｇ／ｍ２以下である。
　ホットスタンプ成形体のめっき付着量およびめっき層中のＮｉ含有量は、以下の方法により測定する。
　めっき付着量は、ＪＩＳ　Ｈ　０４０１：２０１３に記載の試験方法に従って、ホットスタンプ成形体の任意の位置から試験片を採取して測定する。めっき層中のＮｉ含有量は、ホットスタンプ成形体の任意の位置から、ＪＩＳ　Ｋ　０１５０：２００５に記載の試験方法に従って、試験片を採取し、めっき層の全厚の１／２位置のＮｉ含有量を測定することで、ホットスタンプ成形体におけるめっき層のＮｉ含有量を得る。
　次に、本実施形態に係るホットスタンプ成形体に適用されるホットスタンプ用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
＜ホットスタンプ用鋼板の製造方法＞
　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。粗圧延も一般的な方法で行えばよく、特に限定しない。
「仕上げ圧延」
　仕上げ圧延の最終圧下（最終パス）では、Ａ３点以上の温度域で２０％未満の圧下率で仕上げ圧延を行う必要がある。仕上げ圧延の最終圧下において、Ａ３点未満の温度で圧延したり、圧下率が２０％以上であったりすると、表層領域においてフェライトが生成し、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とすることができない。なお、Ａ３点は下記式（１）により表される。
　Ａ３点＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ・・・（１）
上記式（１）中、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
「冷却」
　仕上げ圧延終了後は５秒以内に平均冷却速度が８０℃／ｓ以上である冷却を開始し、５００℃未満の温度域まで冷却して巻き取る。また、巻き取った後も室温になるまで水冷を続ける。冷却開始時間が５秒を超える場合、平均冷却速度が８０℃／ｓ未満の場合、または巻取り開始温度が５００℃超の場合、フェライト、パーライト、上部ベイナイトが生成しやすくなり、表層領域において、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とすることができない。この時の平均冷却速度は、鋼板の表面の温度変化から算出するものであり、仕上げ圧延温度から巻取り開始温度に到達するまでの平均冷却速度を示す。
「めっき付与」
　上記熱延鋼板をそのまま、もしくは冷間圧延を施した後、片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる含むめっき層を形成させて、ホットスタンプ用鋼板を得る。めっき付与の前に冷間圧延を行う場合、冷間圧延における圧下率は特に限定しないが、鋼板の形状安定性の観点から、４０～６０％とすることが好ましい。ホットスタンプ用鋼板の製造においては、めっき付与の前に、その他、酸洗、調質圧延等、公知の製法を含んでもよい。ただし、Ｍｓ点－１５℃以上の温度で焼戻しを施すと、表層領域において、オートテンパを受けていないマルテンサイトおよび下部ベイナイトの１種または２種の結晶粒の割合を面積％で１５．０％以上とすることができず、また平均転位密度を４×１０１５ｍ／ｍ３以上とすることができず、結果として所望の金属組織を有するホットスタンプ成形体を得ることができない。そのため、Ｃ含有量が高い等の理由によりめっき付与の前に焼戻しを施すことが必要な場合は、Ｍｓ点－１５℃未満の温度で焼戻しを施す。なお、Ｍｓ点は下記式（２）により表される。
　Ｍｓ＝４９３－３００×Ｃ－３３．３×Ｍｎ－１１．１×Ｓｉ－２２．２×Ｃｒ－１６．７×Ｎｉ－１１．１×Ｍｏ・・・（２）
上記式（２）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
　次に、上述の方法により製造したホットスタンプ用鋼板を用いた、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。
＜ホットスタンプ成形体の製造方法＞
　ホットスタンプ成形体は、上述して得られたホットスタンプ用鋼板を、５００℃以上、Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱した後、Ａ３点以上、Ａ３点＋１５０℃以下の温度で保持し、加熱開始から成形開始までの経過時間が所定の時間内になるようにホットスタンプし、室温まで冷却することにより製造する。
　また、ホットスタンプ成形体の強度を調整するために、ホットスタンプ成形体の一部の領域または全ての領域をＭｓ点－１５℃未満の温度で焼戻すことで、軟化領域を形成してもよい。
　５００℃以上、Ａ３点以下の温度域を１００℃／ｓ未満の平均加熱速度で加熱し、且つ加熱開始から成形開始までの経過時間を２４０～４８０秒とすることで、表層領域において所望の金属組織を得ることができる。これにより、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。平均加熱速度は、好ましくは８０℃／ｓ未満である。平均加熱速度の下限は特に限定しないが、実操業において、０．０１℃／ｓ未満とすることは製造コストの増加を引き起こす。そのため、平均加熱速度は、０．０１℃／ｓ以上としてもよい。加熱開始から成形開始までの経過時間は、２８０秒以上、また３２０秒以下とすることが好ましい。
　ホットスタンプ時の保持温度は、Ａ３点＋１０℃以上とすることが好ましい。また、ホットスタンプ時の保持温度は、Ａ３点＋１５０℃以下とすることが好ましい。また、ホットスタンプ後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および２に示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造した鋼片に、表３および４に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、めっきを施して、表３および４に示すホットスタンプ用鋼板を得た。得られたホットスタンプ用鋼板に、表５および６に示す熱処理を施して、ホットスタンプを行うことで、表５および６に示すホットスタンプ成形体を得た。部分軟化領域は、ホットスタンプ成形体の一部分をレーザー照射して、当該照射部分をＭｓ－１５℃未満にして焼戻すことで形成した。
　なお、表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れることまたは特性値が好ましくないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体の金属組織、平均転位密度およびＮｉ濃度（含有量）の測定は、上述の測定方法により行った。また、ホットスタンプ成形体の機械特性は、以下の方法により評価した。
「引張強度」
　ホットスタンプ成形体の引張強度は、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２０１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。なお、引張強度が１５００ＭＰａ未満であった場合は不合格と判定し、後述する試験を行わなかった。
「曲げ性」
　ホットスタンプ成形体の曲げ性は、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、以下の方法により評価した。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度（°）を求めた。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）、または、３０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（板幅方向に平行な方向）
　試験片板厚：１．０ｍｍ（表裏面を同量ずつ研削）
　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
　上述の方法により得られた最大曲げ角度が５０°以上である場合を、曲げ性に優れるとして合格と判定し、５０°未満である場合を不合格と判定した。
　表５および６において、引張強度が１５００ＭＰａ以上であり、かつ、曲げ性が合格（５０°以上）の場合を、強度および曲げ性に優れるとして、発明鋼と判断した。上記２つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較鋼と判断した。
　表５および６を見ると、化学組成、めっき組成および金属組織が本発明の範囲内であるホットスタンプ成形体は、優れた強度および曲げ性を有することが分かる。
　一方、化学組成および金属組織のうちいずれか１つ以上が本発明を外れるホットスタンプ成形体は、強度および曲げ性のうち１つ以上が劣ることが分かる。
　本発明によれば、強度および曲げ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。

Claims (2)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    Ｃ：０．１５％以上、０．７０％未満、
    Ｓｉ：０．００５％以上、０．２５０％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上、３．００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上、０．５００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．１０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．１５０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｃｒ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下および
    ＲＥＭ：０％以上、０．３０％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の表面に、片面当たりの付着量が１０ｇ／ｍ２以上、９０ｇ／ｍ２以下であり、Ｎｉ含有量が１０質量％以上、２５質量％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなるめっき層と、を有し、
    　前記母材鋼板の表面から深さ５０μｍまでの領域である表層領域の金属組織が、面積％で、８０．０％以上のマルテンサイトおよび８．０％以上の残留オーステナイトを含み、
    　前記表層領域のＮｉ濃度が８質量％以上である
    ことを特徴とする、ホットスタンプ成形体。
  2. 　前記母材鋼板が、化学成分として、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、
    Ｃｒ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｂ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下および
    ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．３０％以下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成形体。
PCT/JP2020/021138 2019-05-31 2020-05-28 ホットスタンプ成形体 WO2020241763A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202080039351.7A CN113906151B (zh) 2019-05-31 2020-05-28 热压成型体
US17/614,400 US11904573B2 (en) 2019-05-31 2020-05-28 Hot-stamp-molded article
KR1020217038131A KR102603495B1 (ko) 2019-05-31 2020-05-28 핫 스탬프 성형체
JP2021522866A JP7188584B2 (ja) 2019-05-31 2020-05-28 ホットスタンプ成形体

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-101987 2019-05-31
JP2019101987 2019-05-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020241763A1 true WO2020241763A1 (ja) 2020-12-03

Family

ID=73552588

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/021138 WO2020241763A1 (ja) 2019-05-31 2020-05-28 ホットスタンプ成形体

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11904573B2 (ja)
JP (1) JP7188584B2 (ja)
KR (1) KR102603495B1 (ja)
CN (1) CN113906151B (ja)
WO (1) WO2020241763A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012197505A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2012233249A (ja) * 2010-11-25 2012-11-29 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP6477978B1 (ja) * 2018-03-29 2019-03-06 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4849186B2 (ja) 2009-10-28 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
EP2803746B1 (en) * 2012-01-13 2019-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing the same
WO2013132816A1 (ja) 2012-03-07 2013-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP5835624B2 (ja) * 2012-08-21 2015-12-24 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法
US10662494B2 (en) * 2014-05-29 2020-05-26 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
EP3181715B1 (en) * 2014-10-24 2019-01-02 JFE Steel Corporation High-strength hot-pressing member and method for producing same
KR101981876B1 (ko) 2015-02-20 2019-05-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
JP6168118B2 (ja) 2015-10-19 2017-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
JP6222198B2 (ja) * 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
JP6398967B2 (ja) 2015-12-25 2018-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 表面外観及びめっき密着性に優れた高強度溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
EP3438316B1 (en) * 2016-03-29 2022-03-09 JFE Steel Corporation Steel sheet for hot pressing and production method therefor, and hot press member and production method therefor
WO2019003451A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
EP3778948B1 (en) * 2018-03-29 2024-10-16 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping use

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012233249A (ja) * 2010-11-25 2012-11-29 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP2012197505A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP6477978B1 (ja) * 2018-03-29 2019-03-06 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体

Also Published As

Publication number Publication date
US20220234330A1 (en) 2022-07-28
JPWO2020241763A1 (ja) 2020-12-03
CN113906151B (zh) 2022-11-11
KR20210151975A (ko) 2021-12-14
US11904573B2 (en) 2024-02-20
CN113906151A (zh) 2022-01-07
KR102603495B1 (ko) 2023-11-20
JP7188584B2 (ja) 2022-12-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6966023B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7436917B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
WO2020241258A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2022239731A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
WO2020241764A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7436916B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7151889B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板
WO2021141103A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7188584B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7188583B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板
CN114787405B (zh) 热压成形体
CN113874536B (zh) 热冲压成型体
WO2023074189A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2021141097A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2022239758A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20815281

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021522866

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217038131

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20815281

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1