CN104040008B - 热冲压成型体及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的热冲压成型体的特征在于，当将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10的关系，金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计为20％以下的铁素体和以面积率计小于20％的贝氏体中的一种以上，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ为50000MPa·％以上，以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度满足H2/H1＜1.10及σHM＜20。

Description

热冲压成型体及其制造方法

技术领域

本发明涉及使用了热冲压用冷轧钢板的成型性优异的热冲压成型体及其制造方法。本发明的冷轧钢板包括冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板及镀铝冷轧钢板。

本申请基于2012年1月13日在日本提出的日本特愿2012-004552号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

现在，对于汽车用钢板，要求提高其冲撞安全性和使其轻量化。现在，不仅需要以抗拉强度计为980MPa级(980MPa以上)、1180MPa级(1180MPa以上)的钢板，而且还需要更加高强度的钢板。例如，需要超过1.5GPa的钢板。在这样的状况下，作为获得高强度的方法最近备受注目是热冲压(也被称为热压、压模淬火、压住淬火等)。热冲压是指如下的成型方法：将钢板加热到750℃以上的温度后通过热轧进行成型(加工)，由此使高强度钢板的成型性提高，成型后通过冷却进行淬火，从而得到所希望的材质。

作为兼具有压制加工性和高强度的钢板，已知有包含铁素体-马氏体组织的钢板、包含铁素体-贝氏体组织的钢板或者组织中含有残留奥氏体的钢板等。其中，使马氏体分散在铁素体基底中而成的复合组织钢板(包含铁素体-马氏体的钢板，所谓的DP钢板)的屈服比低，抗拉强度高，而且拉伸特性优异。但是，上述复合组织钢板由于应力集中在铁素体与马氏体的界面，容易由此产生裂纹，所以存在扩孔性差这样的缺点。另外，具有这样的复合组织的钢板不能发挥1.5GPa级的抗拉强度。

例如，专利文献1～3中公开有如上所述的复合组织钢板。另外，专利文献4～6中有关于高强度钢板的硬度与成型性之间的关系的记载。

然而，即使利用这些现有技术，也难以应对当今的要求汽车进一步轻量化、进一步高强度化、部件形状复杂化、热冲压后的扩孔性等加工性能的要求。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平6-128688号公报

专利文献2：日本特开2000-319756号公报

专利文献3：日本特开2005-120436号公报

专利文献4：日本特开2005-256141号公报

专利文献5：日本特开2001-355044号公报

专利文献6：日本特开平11-189842号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述问题而进行的。即，本发明的目的在于：提供确保1.5GPa以上、优选为1.8GPa以上、更优选为2.0GPa以上的强度并且具有更加良好的扩孔性的使用了热冲压用冷轧钢板(如后所述包括锌镀或镀铝而成的钢板)的热冲压成型体及其制造方法。这里，热冲压成型体是指将上述热冲压用冷轧钢板作为原材料通过热冲压而成型加工而成的成型体。

用于解决问题的手段

本发明的发明者们首先对于强度确保1.5GPa以上、优选为1.8GPa以上、更优选为2.0GPa以上并且成型性(扩孔性)优异的热冲压成型体中所使用的热冲压用冷轧钢板及热冲压条件进行了深入研究。其结果是，发现：通过(i)对于钢成分，将Si、Mn及C含量的关系设定为适当的关系；(ii)将铁素体、马氏体的分率(面积率)设定为规定的分率；和(iii)调整冷轧的压下率，从而使钢板的板厚表层部(表层部)及板厚中心部(中心部)的马氏体的硬度比(硬度之差)以及中心部的马氏体的硬度分布为特定的范围内，由此能够在热冲压用冷轧钢板(热冲压前的冷轧钢板)中确保比以往更高的成型性，即，抗拉强度TS与扩孔率λ之积TS×λ能够确保为50000MPa·％以上。热冲压前的冷轧钢板是指进行加热到750℃～1000℃并且进行加工、冷却的热冲压工序中的加热之前的状态的冷轧钢板。另外，发现：如果将该热冲压用冷轧钢板以后述的热冲压条件进行热冲压，则即使在热冲压后，钢板的板厚表层部及中心部的马氏体的硬度比及中心部的马氏体的硬度分布也大致得以维持，可以得到TS×λ为50000MPa·％以上的高强度及成型性优异的热冲压成型体。另外，还发现：抑制热冲压用冷轧钢板的板厚中心部处的MnS的偏析对于提高热冲压成型体的成型性(扩孔性)也是有效的。

另外，还发现：将冷轧中从最上游的机架到由最上游数第三段的各机架的冷轧率与总冷轧率(累积轧制率)的比例设定在特定的范围内对于控制马氏体的硬度是有效的。基于上述发现，本发明的发明者们发现了以下所示的发明的各个方案。另外，还发现了即使对热冲压用冷轧钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌及镀铝冷轧钢板也不会损害其效果。

(1)即，本发明的一个方案的热冲压成型体的特征在于，其以质量％计含有C：超过0.150％且为0.300％以下、Si：0.010％～1.000％、Mn：1.50％～2.70％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％和Al：0.010％～0.050％，有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，当将C含量、Si含量及Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式a的关系，金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计为0～20％的铁素体和以面积率计小于20％的贝氏体中的一种以上，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ为50000MPa·％以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足下述式b及式c。

(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (a)

H2/H1＜1.10 (b)

σHM＜20 (c)

式中，H1为表层部的上述马氏体的平均硬度，H2为从板厚中心沿板厚方向±100μm的范围即板厚中心部的上述马氏体的平均硬度，σHM为存在于上述板厚中心部的上述马氏体的硬度的分散值。

(2)根据上述(1)所述的热冲压成型体，其中，存在于上述金属组织中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率可以为0.01％以下，成立下述式d。

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为板厚1/4部的每10000μm²的上述MnS的平均个数密度，n2为上述板厚中心部的每10000μm²的上述MnS的平均个数密度。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以进一步实施了热浸镀锌。

(4)根据上述(3)所述的热冲压成型体，其中，上述热浸镀锌可以包含合金化熔融锌。

(5)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以进一步实施了电镀锌。

(6)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以进一步实施了镀铝。

(7)本发明的一个方案的冲压成型体的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：对具有上述(1)所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；对上述钢材进行加热的加热工序；使用具有多个机架的热轧设备对上述钢材实施热轧的热轧工序；在上述热轧工序后对上述钢材进行卷取的卷取工序；在上述卷取工序后对上述钢材进行酸洗的酸洗工序；在上述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式e成立的条件下对上述钢材实施冷轧的冷轧工序；在上述冷轧工序后将上述钢材加热到700℃～850℃并进行冷却的退火工序；在上述退火工序后对上述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和在上述调质工序后将上述钢材以5℃/秒以上的升温速度加热到750℃以上的温度区域并以上述温度区域进行成型加工、以10℃/秒以上的冷却速度冷却到20℃～300℃的热冲压工序。

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1 (e)

式中，将i设定为1、2或3时的ri以单位为％表示在上述冷轧工序中上述多个机架中由最上游数第i段的机架的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示上述冷轧工序的目标的总冷轧率。

(8)根据上述(7)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，当将上述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT并且将上述钢材的C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，可以成立下述式f。

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (f)

(9)根据上述(7)或(8)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，当将上述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t、将上述钢材的Mn含量及S含量以单位为质量％分别表示为[Mn]及[S]时，可以成立下述式g。

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (g)

(10)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以进一步具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

(11)根据上述(10)所述的热冲压成型体的制造方法，其可以进一步具有在上述热浸镀锌工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。

(12)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以进一步具有在上述调质轧制工序与上述热冲压工序之间对上述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。

(13)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以进一步具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施镀铝的镀铝工序。

发明效果

根据本发明，因为使C含量、Mn含量及Si含量的关系为适当的关系，并且在热冲压后的成型体中使以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度为适当的硬度，由此能够得到具有良好的扩孔性的热冲压成型体。

附图说明

图1是表示(5×[Si]+[Mn])/[C]与TS×λ之间的关系的图表。

图2A是表示式b、式c的根据的图表，其是表示热冲压成型体的H2/H1与σHM之间的关系的图表。

图2B是表示式c的根据的图表，其是表示σHM与TS×λ之间的关系的图表。

图3是表示热冲压前后的n2/n1与TS×λ之间的关系并且表示式d的根据的图表。

图4是表示1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H2/H1之间的关系并且表示式e的根据的图表。

图5A是表示式f与马氏体分率之间的关系的图表。

图5B是表示式f与珠光体分率之间的关系的图表。

图6是表示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])与TS×λ之间的关系并且表示式g的根据的图表。

图7是实施例中所使用的热冲压成型体的立体图。

图8是表示本发明的一个实施方式的热冲压成型体的制造方法的流程图。

具体实施方式

如上所述，将Si、Mn及C含量的关系设定为合适的关系以及将规定部位的马氏体的硬度设定为合适的硬度对于提高热冲压成型体的成型性(扩孔性)是重要的。迄今为止，并没有着眼于热冲压成型体的成型性与马氏体的硬度之间的关系进行过研究。

以下，对本发明的实施方式进行详细说明。

首先，对本发明的一个实施方式的热冲压成型体(有时称为本实施方式的热冲压成型体或者简称为热冲压成型体)中所使用的热冲压用冷轧钢板(包括进行了镀锌或镀铝的情况，有时称为本实施方式的冷轧钢板或简称为热冲压用冷轧钢板)的化学成分的限定理由进行说明。以下，各成分的含量的单位“％”是指“质量％”。此外，由于在热冲压中，钢板的化学成分的成分含量不变化，所以在冷轧钢板和使用了该冷轧钢板的热冲压成型体中，化学成分相同。

C：超过0.150％且为0.300％以下

C对于强化铁素体相及马氏体相来提高钢的强度而言是重要的元素。然而，当C的含量为0.150％以下时，不能充分得到马氏体组织，无法充分提高强度。而当超过0.300％时，拉伸率、扩孔性的降低大。因此，将C含量的范围设定为超过0.150％且为0.300％以下。

Si：0.010％～1.000％

Si在抑制有害的碳化物的生成、得到以铁素体和马氏体为主体的复合组织上是重要的元素。但是，当Si含量超过1.000％时，不仅拉伸率或扩孔性降低，而且化学转化处理性也降低。因此，将Si的含量设定为1.000％以下。另外，Si是为了脱氧而添加的，当Si的含量小于0.010％时，脱氧效果不充分。因此，将Si的含量设定为0.010％以上。

Al：0.010％～0.050％

Al作为脱氧剂是重要的元素。为了获得脱氧的效果，将Al的含量设定为0.010％以上。而即使过度地添加Al，上述效果也饱和，反而会使钢脆化，从而使TS×λ降低。因此，将Al的含量设定为0.010％～0.050％。

Mn：1.50％～2.70％

Mn是对于提高淬火性来强化钢而言重要的元素。然而，当Mn的含量小于1.50％时，无法充分提高强度。而当Mn的含量超过2.70％时，淬火性变得过剩，拉伸率、扩孔性降低。因此，将Mn的含量设定为1.50％～2.70％。在拉伸的要求高的情况下，优选将Mn的含量设定为2.00％以下。

P：0.001％～0.060％

当P含量多时，其向晶界偏析，使局部拉伸率及焊接性劣化。因此，将P的含量设定为0.060％以下。虽然希望P含量少，但使P极端地降低会导致精炼时的成本上升，因此优选将P的含量设定为0.001％以上。

S：0.001％～0.010％

S是形成MnS而使局部拉伸率及焊接性明显劣化的元素。因此，以0.010％作为含量的上限。另外，虽然希望S含量少，但从精炼成本的问题考虑，优选以0.001％作为S含量的下限。

N：0.0005％～0.0100％

N对于使AlN等析出而将晶粒微细化而言是重要的元素。但是，当N的含量超过0.0100％时，会残存固溶N(固溶氮)而使拉伸率和扩孔性降低。因此，将N的含量设定为0.0100％以下。此外，虽然希望N含量少，但从精炼时的成本的问题考虑，优选以0.0005％作为N含量的下限。

本实施方式的冷轧钢板以包含以上的元素、剩余部分的铁及不可避免的杂质的组成为基础，但有时为了提高强度和控制硫化物或氧化物的形状等，还可以按照后述的上限以下的含量含有一直以来所使用的元素Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Cu、Ni、B中的至少一种以上。这些化学元素并不一定要在钢板中含有，因此其含量的下限为0％。

Nb、Ti、V是使微细的碳氮化物析出来强化钢的元素。另外，Mo、Cr是提高淬火性来强化钢的元素。为了获得这些效果，优选含有Nb：0.001％以上、Ti：0.001％以上、V：0.001％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上。但是，即使是含有Nb：超过0.050％、Ti：超过0.100％、V：超过0.100％、Mo：超过0.50％、Cr：超过0.50％，强度上升的效果也会饱和，而且还会引起拉伸率和扩孔性的降低。因此，分别以0.050％、0.100％、0.100％、0.50％、0.50％作为Nb、Ti、V、Mo、Cr的上限。

Ca控制硫化物和氧化物的形状，从而使局部拉伸率和扩孔性提高。为了获得该效果，优选含有0.0005％以上。但是，过度的添加会导致加工性劣化，因此以0.0050％作为Ca含量的上限。

REM(稀土元素)与Ca同样，控制硫化物和氧化物的形状，从而使局部拉伸率和扩孔性提高。为了获得该效果，优选含有0.0005％以上。但是，过度的添加会使加工性劣化，因此以0.0050％作为REM含量的上限。

钢还可以进一步以Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～1.00％、B：0.0005％～0.0020％的范围含有上述元素。这些元素也能够使淬火性提高来提高钢的强度。然而，为了获得该效果，优选含有Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、B：0.0005％以上。在上述范围以下时，强化钢的效果小。而即使是添加Cu：超过1.00％、Ni：超过1.00％、B：超过0.0020％，强度上升的效果也会饱和，而且拉伸率和扩孔性会降低。因此，分别以1.00％、1.00％、0.0020％作为Cu含量、Ni含量及B含量的上限。

在含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM的情况下，含有一种以上。钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，只要是不损害特性的范围就行，可以进一步含有除了上述以外的元素(例如Sn、As等)。在B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM的含量低于上述下限时，作为不可避免的杂质来处理。

另外，对于本实施方式的热冲压成型体来说，如图1所示，当将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式a的关系对于得到足够的扩孔性是重要的。

(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (a)

如果(5×[Si]+[Mn])/[C]的值为10以下，则TS×λ低于50000MPa·％，无法获得足够的扩孔性。这是因为，如果C量高则硬质相的硬度过高，从而与软质相的硬度之差变大而λ的值差；而且，如果Si量或Mn量少则TS变低。因此，需要将各个元素设定为上述范围，并且还需要进一步控制其含量的平衡。就(5×[Si]+[Mn])/[C]的值而言，如上所述，由于热冲压后也不变化，所以优选在冷轧钢板制造时就满足。然而，即使满足(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10，在后述的H2/H1、σHM不满足条件的情况下，也得不到足够的扩孔性。在图1中，热冲压后表示热冲压成型体，热冲压前表示热冲压用冷轧钢板。

通常来说，具有以铁素体及马氏体作为主体的金属组织的冷轧钢板中支配成型性(扩孔性)的与其说是铁素体，不如说是马氏体。本发明的发明者们着眼于马氏体的硬度与拉伸率、扩孔性等成型性之间的关系进行了深入研究。其结果是，发现：如图2A、图2B所示，就本实施方式的热冲压成型性而言，如果板厚表层部与板厚中心部的马氏体的硬度比(硬度之差)及板厚中心部的马氏体的硬度分布为规定的状态，则拉伸率和扩孔性等成型性良好。另外，发现：就用于本实施方式的热冲压成型性的热冲压用冷轧钢板而言，如果上述的硬度比、硬度分布为规定的状态，则即使在热冲压成型体中其也大致被维持，拉伸率、扩孔性等成型性良好。这据认为是因为，热冲压用冷轧钢板中产生的马氏体的硬度分布即使对热冲压后的热冲压成型体也影响很大。具体而言，据认为这是因为，富集在板厚中心部的合金元素即使进行了热冲压，也保持富集在中心部的状态。即，对于热冲压用冷轧钢板来说，在板厚表层部与板厚中心部的马氏体的硬度差大的情况，或者在板厚中心部处的马氏体硬度的分散值大的情况下，在热冲压成型体中都为同样的硬度比及分散值。此外，在图2A、图2B中，热冲压后表示热冲压成型体，热冲压前表示热冲压用冷轧钢板。

本发明的发明者们还发现：关于用HYSITRON公司的纳米压痕仪以1000倍的倍率测得的马氏体的硬度测定，在下述式b及式c成立时，热冲压成型体的成型性提高。这里，“H1”为从热冲压成型体的最表层到板厚方向200μm以内即板厚表层部的马氏体的硬度。“H2”为热冲压成型体的板厚中心部即板厚方向上从板厚中心到±100μm以内的马氏体的硬度。“σHM”为热冲压成型体的存在于板厚中心部处的板厚方向上200μm的范围内的马氏体的硬度的分散值。分别测量300个点。板厚中心部处的板厚方向上200μm的范围为以板厚中心为中心的板厚方向的尺寸为200μm的范围。

H2/H1＜1.10 (b)

σHM＜20 (c)

此外，这里分散值通过以下的式h求出，其为表示马氏体的硬度分布的值。

数学式1

$\mathrm{\σ}HM=\frac{1}{n}\underset{i=1}{\overset{n}{\Σ}}{(x_{ave}-x_i)}^2---\left(h\right)$

X_ave为测得的马氏体硬度的平均值，X_i表示第i个马氏体的硬度。

图2A表示热冲压成型体及热冲压用冷轧钢板的表层部的马氏体硬度与板厚中心部的马氏体硬度之比。另外，图2B一并表示热冲压成型体及热冲压用冷轧钢板的存在于从板厚中心到板厚方向上±100μm的范围内的马氏体的硬度的分散值。从图2A及图2B可知，热冲压前的冷轧钢板的硬度比和热冲压后的冷轧钢板的硬度比基本相同。另外，在热冲压前的冷轧钢板和热冲压后的冷轧钢板中，板厚中心部的马氏体的硬度的分散值也基本相同。

对于热冲压成型体来说，H2/H1的值为1.10以上表示板厚中心部的马氏体的硬度为板厚表层部的马氏体的硬度的1.10倍以上。即，表示板厚中心部的硬度过高。如图2A可知，如果H2/H1为1.10以上，则σHM为20以上。此时，TS×λ＜50000MPa·％，淬火后即热冲压成型体中也得不到足够的成型性。H2/H1的下限只要不进行特殊的热处理，则理论上为板厚中心部与板厚表层部等同的情况，但实际上在考虑生产率的生产工序中，例如为1.005左右。

热冲压成型体的分散值σHM为20以上表示马氏体的硬度的不均匀大，局部地存在硬度过高的部分。此时，TS×λ＜50000MPa·％。即，在热冲压成型体中得不到足够的成型性。

接着，对于本实施方式的热冲压成型体的金属组织进行说明。本实施方式的热冲压成型体的马氏体面积率为80％以上。如果马氏体面积率小于80％，则得不到近年来热冲压成型体所要求的足够的强度(例如1.5GPa)。因此，将马氏体面积率设定为80％以上。热冲压成型体的金属组织的全部或者主要的部分由马氏体占据，但此外有时也可以含有以面积率计为0～10％的珠光体、以体积率计为0～5％的残留奥氏体、以面积率计为0～20％的铁素体和以面积率计为0％以上且低于20％的贝氏体中的一种以上。铁素体根据热冲压条件有时存在0％～20％，如果为该程度的范围，则热冲压后的强度没有问题。如果金属组织中残存有残留奥氏体，则二次加工脆性及延迟断裂特性容易降低。因此，优选实质上不含残留奥氏体，但不可避免地也可以含有以体积率计为5％以下的残留奥氏体。由于珠光体为硬且脆的组织，所以优选不含有，但也可以容许不可避免地以面积率计含有到10％。贝氏体为可作为残留组织产生的组织，从强度和成型性考虑，其为中间的组织，也可以不含有，但以面积率计最大容许到小于20％。在本实施方式中，就金属组织而言，铁素体、贝氏体、珠光体进行硝酸乙醇蚀刻，马氏体进行Lepera蚀刻，均对板厚1/4部使用光学显微镜以1000倍进行观察。对于残留奥氏体，将钢板研磨到板厚1/4位置后，由X射线衍射装置来测定体积分率。

接着，对于用于本实施方式的热冲压成型体的热冲压用冷轧钢板的优选金属组织进行说明。热冲压成型体的金属组织受到热冲压用冷轧钢板的金属组织的影响。因此，通过控制热冲压用冷轧钢板的金属组织，容易在热冲压成型体中得到上述的金属组织。本实施方式的冷轧钢板的铁素体面积率优选为40％～90％。如果铁素体面积率低于40％，则强度从热冲压前开始就变得过高，从而有时热冲压成型体的形状恶化，切断变得困难。因此，优选将热冲压前的铁素体面积率设定为40％以上。另外，在本实施方式的冷轧钢板中，由于合金元素的含量多，所以难以使铁素体面积率超过90％。除了铁素体以外，金属组织中还含有马氏体，其面积率优选为10～60％。铁素体面积率与马氏体面积率之和在热冲压前优选为60％以上。金属组织中也可以进一步含有珠光体、贝氏体及残留奥氏体中的一种以上。只是，如果金属组织中残存有残留奥氏体，则二次加工脆性及延迟断裂特性容易降低，因此优选实质上不含残留奥氏体。然而，不可避免地也可以含有以体积率计为5％以下的残留奥氏体。由于珠光体为硬且脆的组织，所以优选不含有，但可以容许不可避免地以面积率计含有到10％。作为残留的组织，贝氏体与上述理由同样，可以容许以面积率计最多含有到小于20％。金属组织与热冲压前的冷轧钢板同样，通过硝酸乙醇蚀刻观察铁素体、贝氏体、珠光体，通过Lepera蚀刻观察马氏体。在任何一种情况下，都用光学显微镜以1000倍观察板厚1/4部。对于残留奥氏体，将钢板研磨到板厚1/4位置后，用X射线衍射装置测定体积分率。

另外，在本实施方式的热冲压成型体中，规定用纳米压痕仪以1000倍的倍率测得的马氏体的硬度(压痕硬度(GPa或N/mm²)或者从压痕硬度换算成维氏硬度(HV)而成的值)。由于在通常的维氏硬度试验中，所形成的压痕比马氏体大。所以，尽管可以得到马氏体及其周围的组织(铁素体等)的宏观性的硬度，但是得不到马氏体其本身的硬度。马氏体其本身的硬度对扩孔性等成型性影响很大，因此仅以维氏硬度，难以充分地评价成型性。与此相对，在本实施方式的热冲压成型体中，将用纳米压痕仪测得的马氏体的硬度的硬度比、分散状态控制在适当的范围，因此能够获得极为良好的成型性。

在热冲压成型体的板厚1/4的位置(从表面到板厚的1/4的深度的位置)和板厚中心部观察MnS。其结果是，可知：当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，并且如图3所示，下述式d成立在良好且稳定地得到TS×λ≥50000MPa·％上是优选的。

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为热冲压成型体的板厚1/4部的每单位面积的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度(平均个数密度)(个/10000μm²)，n2为热冲压成型体的板厚中心部的每单位面积的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度(平均个数密度)(个/10000μm²)。

作为将0.1μm～10μm的MnS设定为面积率为0.01％以下时，成型性提高的理由据认为是因为，在实施扩孔试验时，如果存在当量圆直径为0.1μm以上的MnS，则应力集中在其周围，故而容易产生裂纹。不对当量圆直径小于0.1μm的MnS进行计数是因为，其对应力集中的影响小；而超过10μm过大，原本就不适合加工。此外，如果0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则由应力集中产生的微细的裂纹容易传播。因此，有时扩孔性会降低。此外，MnS的面积率的下限没有特别规定，但从后述的测定方法和倍率、视场的限制、Mn或S的含量、脱硫处理能力考虑，设定为小于0.0001％对于生产率、成本有影响，所以0.0001％以上是妥当的。

如果热冲压成型体中当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则如上所述，由于应力集中而成型性容易降低。另一方面，热冲压成型体中n2/n1的值为1.5以上表示热冲压成型体的板厚中心部的MnS的个数密度为热冲压成型体的板厚1/4部的MnS的个数密度的1.5倍以上。此时，由于板厚中心部的MnS的偏析而成型性容易降低。在本实施方式中，MnS的当量圆直径以及个数密度使用JEOL公司的Fe-SEM(场发射扫描电子显微镜，Field Emission Scanning Electron Microscope)测定。倍率为1000倍，1个视场的测定面积为0.12×0.09mm²(＝10800μm²≈10000μm²)。在从表面到板厚1/4深度的位置(板厚1/4部)观察十个视场，在板厚中心部观察十个视场。MnS的面积率使用粒子分析软件算出。在本实施方式中，不仅对热冲压成型体，而且也对热冲压用冷轧钢板观察MnS。其结果是，可知：热冲压前(热冲压用冷轧钢板)产生的MnS的形态即使在热冲压成型体(热冲压后)也不变化。图3是表示热冲压成型体的n2/n1与TS×λ之间的关系的图，并且对热冲压用冷轧钢板的板厚1/4部和板厚中心部处的MnS的个数密度的测定结果用与热冲压成型体相同的指标评价表示。在图3中，热冲压后表示热冲压成型体，热冲压前表示热冲压用冷轧钢板。从图3可知，热冲压用冷轧钢板及热冲压成型体的n2/n1(板厚1/4部与板厚中心部MnS之比)基本一致。这是因为，在热冲压的加热温度下，MnS的形态不变化。

本实施方式的热冲压成型体通过如下的方法得到：将本实施方式的冷轧钢板例如以5℃/秒～500℃/秒的升温速度加热到750℃～1000℃，在1秒～120秒的期间进行成型(加工)，并且以10℃/秒～1000℃/秒的冷却速度冷却到20℃～300℃的温度区域。所得到的热冲压成型体具有1500MPa到2200MPa的抗拉强度，特别是具有1800MPa到2000MPa左右的高强度钢板可以得到显著的成型性提高的效果。

对本实施方式的热冲压成型体如果实施了锌镀例如热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌或镀铝，则在防锈上是优选的。在对热冲压成型体实施镀覆的情况下，由于在上述的热冲压条件下，镀层不变化，所以只要对热冲压用冷轧钢板实施镀覆就行。即使对热冲压成型体实施了这些镀覆，也不会损害本实施方式的效果。这些镀覆可以用公知的方法来实施。

以下，对于本实施方式的冷轧钢板及通过对该冷轧钢板进行热冲压而得到的本实施方式的热冲压成型体的制造方法进行说明。

在制造本实施方式的冷轧钢板时，作为通常的条件，将以使其具有上述的化学成分的方式熔炼而成的钢水在转炉后进行连续铸造，制成板坯。连续铸造时，如果铸造速度快，则Ti等析出物过于微细。而如果慢，则不仅生产率差，而且上述析出物粗大化，从而粒子数变少，有时会成为无法控制延迟断裂等其他特性的形态。因此，优选将铸造速度设定为1.0m/分钟～2.5m/分钟。

熔炼及铸造后的板坯可以直接供于热轧。或者，在冷却到低于1100℃的情况下，可以在隧道炉等中再加热到1100℃～1300℃，然后供于热轧。在热轧时的板坯的温度为低于1100℃的温度的情况下，热轧中难以确保终轧温度，成为拉伸率降低的原因。另外，在添加了Ti、Nb的钢板中，加热时的析出物的溶解不充分，因此成为强度降低的原因。而当板坯的温度超过1300℃时，氧化皮的生成变大，从而有可能不能将钢板的表面性状制造为良好的表面性状。

另外，为了减小MnS的面积率，当将钢的Mn含量(质量％)、S含量(质量％)分别表示为[Mn]、[S]时，如图6所示，实施热轧前的加热炉的温度T(℃)、在炉时间t(分钟)、[Mn]及[S]优选成立下述式g。

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (g)

如果T×ln(t)/(1.7[Mn]+[S])的值为1500以下，则有时MnS的面积率变大，并且MnS的板厚1/4部的MnS的个数与板厚中心部的MnS的个数之差变大。此外，实施热轧前的加热炉的温度是指加热炉出侧抽出温度，在炉时间是指将板坯插入热轧加热炉到抽出为止的时间。就MnS而言，由于如上所述通过轧制或热冲压不发生变化，所以在板坯的加热时满足式g就行。此外，上述ln表示自然对数。

接着，按照常规方法，进行热轧。此时，优选将终轧温度(热轧结束温度)设定为Ar3温度～970℃，对板坯进行热轧。当终轧温度低于Ar3温度时，成为铁素体(α)与奥氏体(γ)的两相区轧制，有可能会引起拉伸率的降低。而当超过970℃时，奥氏体粒径变得粗大，从而铁素体分率变小，拉伸率有可能降低。

Ar3温度通过进行Formastor(相变仪)试验来测定伴随温度变化的试验片的长度的变化并由其拐点推定。

热轧后，对钢以20℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度进行冷却，以规定的卷取温度CT℃进行卷取。在冷却速度低于20℃/秒的情况下，由于容易生成成为拉伸率降低的原因的珠光体，所以不优选。

另一方面，冷却速度的上限没有特别规定，从设备规格的观点考虑，优选将冷却速度的上限设定为500℃/秒左右，但不限于此。

卷取后，进行酸洗，并进行冷轧(冷轧制)。此时，如图4所示，为了得到满足上述式b的范围，在下述式e成立的条件下进行冷轧。通过进行上述轧制并且进一步满足后述的退火、冷却等条件，由此作为热冲压前的冷轧钢板可以得到TS×λ≥50000MPa·％，进而在使用了该冷轧钢板的热冲压成型体中能够确保TS×λ≥50000MPa·％。此外，冷轧优选使用如下的串联式轧制机，其将多台轧制机以直线配置，在一个方向上连续轧制，由此得到规定的厚度。

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.0 (e)

其中，“ri(i＝1、2和3)”为上述冷轧中由最上游数第i(i＝1、2和3)段的机架的单独的目标冷轧率(％)，r为上述冷轧的目标的总冷轧率(％)。

总轧制率为所谓的累积轧制率，以最初的机架的入口板厚作为基准，其是累积压下量(最初的道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚之差)相对于该基准的百分率。

如果在上述式e成立的条件下进行冷轧，则即使在冷轧前存在大的珠光体，也能够在冷轧中将珠光体充分地分割。其结果是，通过在冷轧后进行的退火，能够使珠光体消失，或者能够将珠光体的面积率抑制到最小限度。因此，容易得到满足式b及式c的组织。而在式e不成立的情况下，上游侧的机架的冷轧率不充分，容易残留大的珠光体。其结果是，在退火工序中不能生成具有所希望的形态的马氏体。

另外，本发明的发明者们发现：在进行了满足式e的轧制后的冷轧钢板中，退火后得到的马氏体组织的形态在之后即使进行热冲压，也能够维持基本相同的状态，对于热冲压成型体的拉伸率和扩孔性是有利的。本实施方式的热冲压用冷轧钢板在通过热冲压加热到奥氏体区域的情况下，包含马氏体的硬质相成为C浓度高的奥氏体组织，铁素体相成为C浓度低的奥氏体组织。之后，如果进行冷却，则奥氏体相成为包含马氏体的硬质相。即，如果对具有满足式e那样的(上述的H2/H1为规定的范围那样的)马氏体硬度的热冲压用钢板进行热冲压，则热冲压后，上述的H2/H1也为规定的范围，热冲压后的成型性优异。

在本实施方式中，r、r1、r2、r3为目标冷轧率。通常，目标冷轧率和实绩冷轧率被控制为基本相同的值来进行冷轧。不优选使实绩冷轧率相对于目标冷轧率过于偏离来进行冷轧。在目标轧制率和实际轧制率偏离大的情况下，可以认判断如果实绩冷轧率满足上述式e，则可以实施本发明。实际的冷轧率优选处于目标冷轧率±10％以内。

在冷轧后，进行退火。通过进行退火，使钢板中产生再结晶，产生所希望的马氏体。关于退火温度，优选通过常规方法加热到700～850℃的温度范围，然后进行退火，并冷却到20℃或者进行热浸镀锌等表面处理的温度为止。通过在该温度范围进行退火，铁素体以及马氏体能够分别确保所希望的面积率，并且铁素体面积率与马氏体面积率之和为60％以上，因此TS×λ提高。

除了退火温度以外的条件没有特别规定，为了可靠地得到规定的组织，700℃～850℃的保持时间优选保持下限为1秒以上并且不妨碍生产率的范围，例如10分钟左右。升温速度优选在1℃/秒以上且设备能力上限例如1000℃/秒以下适当确定，冷却速度优选在1℃/秒以上且设备能力上限例如500℃/秒以下适当确定。调质轧制通过常规方法进行就行。调质轧制的拉伸率通常为0.2～5％左右，优选为了避免屈服点拉伸而能够校正钢板形状的程度。

作为本发明的更加优选的条件，当将钢的C含量(质量％)、Mn含量(质量％)、Cr含量(质量％)及Mo含量(质量％)分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，上述卷取工序中的卷取温度CT优选成立下述式f。

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (f)

如图5A所示，如果卷取温度CT低于560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]，即，CT-(560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo])小于0，则马氏体过剩地生成，钢板变得过硬，之后进行的冷轧有时会变得困难。而如图5B所示，如果卷取温度CT超过830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]，即，CT-(830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo])超过0，则容易生成包含铁素体及珠光体的带状组织。另外，在板厚中心部，珠光体的比例容易升高。因此，在之后的退火工序中生成的马氏体的分布的一致性降低，上述式b难以成立。另外，有时也难以生成充分量的马氏体。

如果满足式f，则如上所述，在热冲压前，铁素体相和硬质相成为理想的分布形态。此外，此时，以热冲压进行加热后，C等容易均匀地扩散。因此，热冲压成型体的马氏体的硬度的分布形态接近理想。如果能够满足式f并更加可靠地确保上述的金属组织，则热冲压成型体的成型性变得优异。

此外，以提高防锈能力为目的，也优选具有在上述退火工序与调质轧制工序之间实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面实施热浸镀锌。此外，为了将热浸镀锌合金化来得到合金化热浸镀锌，还优选具有在热浸镀锌工序与调质轧制工序之间实施合金化处理的合金化处理工序。在实施合金化处理的情况下，也可以进一步实施使合金化热浸镀锌表面与水蒸气等用于氧化镀覆表面的物质接触而使氧化膜增厚的处理。

除了热浸镀锌工序、合金化处理工序以外，还优选具有例如在调质轧制工序之后对冷轧钢板表面实施电镀锌的电镀锌工序。另外，也优选代替热浸镀锌，具有在退火工序与调质轧制工序之间实施镀铝的镀铝工序，对冷轧钢板表面实施镀铝。镀铝通常优选为热浸镀铝。

这样的一系列的处理之后，对所得到的热冲压用冷轧钢板进行热冲压，制成热冲压成型体。热冲压的工序例如优选按照如下的条件进行。首先，以升温速度5℃/秒～500℃/秒加热到750℃～1000℃。加热后，在1秒～120秒的期间进行加工(成型)。为了制成高强度，加热温度优选超过Ac3点。Ac3点通过进行Formastor试验而由试验片的长度的拐点推定。

接着，优选例如以冷却速度10℃/秒～1000℃/秒冷却到20℃～300℃。在加热温度低于750℃时，热冲压成型体中，马氏体分率不够，无法确保强度。在加热温度超过1000℃时，过于软化，而且在钢板表面实施了镀覆的情况下，特别是实施了镀锌的情况下，存在锌蒸发、消失的可能性，故而不优选。因此，热冲压工序的加热温度优选为750℃～1000℃。在升温速度小于5℃/秒时，其控制困难，且生产率显著降低，因此优选以5℃/秒以上的升温速度进行加热。而升温速度上限的500℃/秒是由现状加热能力决定的，但不限于此。冷却速度小于10℃/秒时，其速度控制困难，生产率也显著降低，因此优选以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却。冷却速度上限没有特别限定，但如果考虑现状冷却能力，则为1000℃/秒以下。升温后成到型加工之前设定为1秒～120秒是为了在钢板表面实施热浸镀锌等的情况下避免该锌等蒸发。将冷却温度设定为20℃(常温)～300℃是为了充分地确保马氏体，从而确保热冲压后的强度。

由上可知，如果满足上述条件，能够制造如下的热冲压成型体，其冷轧钢板中的硬度分布和组织在热冲压后也大致得以维持，确保强度并且能够得到更加良好的扩孔性。

此外，图8中表示上述说明过的制造方法的一个例子的流程图(工序S1～S14)。

实施例

对表1所示的成分的钢以铸造速度1.0m/分钟～2.5m/分钟进行连续铸造之后，直接或者暂时冷却，然后以表2的条件按照常规方法用加热炉加热板坯，以910～930℃的终轧温度进行热轧，制成热轧钢板。然后，将该热轧钢板以表2所示的卷取温度CT进行卷取。之后，进行酸洗，从而除去钢板表面的氧化皮，以冷轧制成板厚1.2～1.4mm。此时，以式e的值成为表2所示的值的方式进行冷轧。冷轧后，用连续退火炉以表3、表4所示的退火温度进行退火。对一部分钢板进一步在连续退火炉均热后的冷却中途实施热浸镀锌，进而对其一部分在之后实施合金化处理从而实施合金化热浸镀锌。另外，对一部分钢板实施电镀锌或镀铝。调质轧制以拉伸率为1％按照常规方法进行轧制。在该状态下，采集为了评价热冲压用冷轧钢板的材质等的样品，进行材质试验等。然后，为了得到如图7所示的形态的热冲压成型体，进行在以升温速度10℃/秒进行升温、以加热温度850℃保持10秒后以冷却速度100℃/秒冷却到200℃以下的热冲压。从所得到的成型体中由图7的位置切出样品，进行材质试验、组织观察，求出各组织分率、MnS的个数密度、硬度、抗拉强度(TS)、拉伸率(El)、扩孔率(λ)等。其结果表示在表3～表8中。表3～表6中的扩孔率λ由以下的式i求得。

λ(％)＝{(d’-d)/d}×100 (i)

d’：龟裂贯通板厚时的孔径

d：孔的初始直径

在表5、表6中的镀覆的种类中，CR为无镀覆的冷轧钢板，GI表示实施了热浸镀锌，GA表示实施了合金热浸镀锌，EG表示实施了电镀，Al电气镀镀铝。

表1中的含量“0”表示含量为测定极限以下。

表2、表7、表8中的判定的G、B分别表示以下意思。

G：满足作为对象的条件式。

B：不满足作为对象的条件式。

表2

从表1～表8可知，只要满足本发明要件就能够得到满足TS×λ≥50000MPa·％的使用了高强度冷轧钢板的热冲压成型体。

产业上的可利用性

根据本发明，由于使C含量、Mn含量及Si含量的关系为适当的关系，并且使以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度成为适当的硬度，所以能够提供确保1.5GPa以上的强度并且可以得到良好的扩孔性的热冲压成型体。

符号说明

S1 熔炼工序

S2 铸造工序

S3 加热工序

S4 热轧工序

S5 卷取工序

S6 酸洗工序

S7 冷轧工序

S8 退火工序

S9 调质轧制工序

S10 热冲压工序

S11 热浸镀锌工序

S12 合金化处理工序

S13 镀铝工序

S14 电镀锌工序

Claims (19)

1.一种热冲压成型体，其特征在于，其以质量％计含有C：超过0.150％且为0.300％以下、Si：0.010％～1.000％、Mn：1.50％～2.70％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％和Al：0.010％～0.050％，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，

当将C含量、Si含量及Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式a的关系，

金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，

抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ为50000MPa·％以上，

以纳米压痕仪测得的所述马氏体的硬度满足下述式b及式c，

(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (a)

1.005≤H2/H1＜1.10 (b)

σHM＜20 (c)

式中，H1为表层部的所述马氏体的平均硬度，H2为从板厚中心沿板厚方向±100μm的范围即板厚中心部的所述马氏体的平均硬度，σHM为存在于所述板厚中心部的所述马氏体的硬度的分散值。

2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，其还含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上。

3.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，其还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计为20％以下的铁素体和以面积率计小于20％的贝氏体中的一种以上。

4.根据权利要求2所述的热冲压成型体，其特征在于，其还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计为20％以下的铁素体和以面积率计小于20％的贝氏体中的一种以上。

5.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述金属组织中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式d，

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为板厚1/4部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度，n2为所述板厚中心部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度。

6.根据权利要求2所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述金属组织中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式d，

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为板厚1/4部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度，n2为所述板厚中心部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度。

7.根据权利要求3所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述金属组织中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式d，

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为板厚1/4部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度，n2为所述板厚中心部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度。

8.根据权利要求4所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述金属组织中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式d，

n2/n1＜1.5 (d)

式中，n1为板厚1/4部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度，n2为所述板厚中心部的每10000μm²的所述MnS的平均个数密度。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上进一步实施了热浸镀锌。

10.根据权利要求9所述的热冲压成型体，其特征在于，所述热浸镀锌包含合金化熔融锌。

11.根据权利要求1～8中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上进一步实施了电镀锌。

12.根据权利要求1～8中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上进一步实施了镀铝。

13.一种热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：

对具有权利要求1～4中任一项所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；

对所述钢材进行加热的加热工序；

使用具有多个机架的热轧设备对所述钢材实施热轧的热轧工序；

在所述热轧工序后对所述钢材进行卷取的卷取工序；

在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗的酸洗工序；

在所述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式e成立的条件下对所述钢材实施冷轧的冷轧工序；

在所述冷轧工序后将所述钢材加热到700℃～850℃并进行冷却的退火工序；

在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和

在所述调质工序后将所述钢材以5℃/秒以上的升温速度加热到750℃以上的温度区域并以所述温度区域进行成型加工、以10℃/秒以上的冷却速度冷却到20℃～300℃的热冲压工序，

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1 (e)

式中，将i设定为1、2或3时的ri以单位为％表示在所述冷轧工序中所述多个机架中由最上游数第i段的机架的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示所述冷轧工序的目标的总冷轧率。

14.根据权利要求13所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，当将所述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT并且将所述钢材的C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，成立下述式f，

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (f)。

15.根据权利要求13或14所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，当将所述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t、将所述钢材的Mn含量及S含量以单位为质量％分别表示为[Mn]及[S]时，成立下述式g，

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (g)。

16.根据权利要求13或14所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其进一步具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

17.根据权利要求16所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其进一步具有在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。

18.根据权利要求13或14所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其进一步具有在所述调质轧制工序与所述热冲压工序之间对所述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。

19.根据权利要求13或14所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其进一步具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施镀铝的镀铝工序。