CN110214197A - 热冲压成形体 - Google Patents

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虻川玄纪
前田大介
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Abstract

本发明提供弯曲性、延展性、耐碰撞特性及耐氢脆特性优异、并且硬度不均小的热冲压成形体。本发明的热冲压成形体的特征在于，具备板厚中央部和配置于上述板厚中央部的两侧或单侧的软化层，上述板厚中央部具有500Hv～800Hv的硬度，其中，在与板厚方向平行的截面中，在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，从软化层的表面下的20μm的深度到软化层的厚度的1/2的深度为止的金属组织中的晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及在需要强度的汽车、结构物的结构构件、增强构件中使用的热冲压成形体、特别是热冲压后的强度、延展性、耐碰撞特性及耐氢脆特性优异的热冲压成形体。
背景技术
近年来，从环境保护及节省资源的观点出发，要求汽车车体的轻量化，因此，汽车用构件中的高强度钢板的应用正在加速。但是，由于伴随着钢板的高强度化而成形性劣化，因此在高强度钢板中，对于复杂形状的构件的成形性成为课题。
为了解决这样的课题，将钢板加热至奥氏体区域的高温后实施压制成形的热冲压的应用正在推进。热冲压由于是在压制加工的同时在模具内实施淬火处理，因此能够得到与钢板的C量相应的强度，作为兼顾对于汽车用构件的成形和强度确保的技术而受到关注。
但是，通过压制淬火(加压淬火)而制造的以往的热压部件由于整个板厚区域是由硬质组织(主要是马氏体)形成，因此如果在汽车的碰撞时产生弯曲变形，则会在部件的弯折部引入最大的应变，开裂以钢板的表层附近为起点而进展，最终容易达到断裂。
另外，在热冲压成形体中，与模具的接触的方式不一定一致，例如在帽形构件的纵壁部等处冷却速度容易降低。因此，在钢板的淬透性低的情况等中，有可能在钢板中局部地形成硬度低的区域。局部的软化部在碰撞时变形集中，成为开裂产生的主要原因，因此成形体中的硬度的不均小(即确保稳定的强度)在确保耐碰撞特性的方面是重要的。进而，在汽车的碰撞时产生了弯曲变形的情况下，因帽形构件发生弯折而导致变形局部存在化，作为构件的耐载荷降低。即，构件的最大载荷不仅受到构件强度的影响，还受到弯折的易产生性的影响。如果在构件状态下钢板的延展性高，则变形区域变得难以局部存在化。即，难以弯折。
因此，在热冲压构件中延展性也是重要的，一般来说，马氏体的延展性低。另外，由于钢板的表层的晶格缺陷的密度高，因此氢的侵入被促进，构件的耐氢脆特性变得不足，这是个问题。由于这样的理由，通过压制淬火而制造的热压部件在汽车部件中的应用部位受到限定。
针对上述的问题，提出了提高热压部件的变形能力来抑制开裂的技术。在专利文献1中公开了一种技术，其通过将热压部件的板厚中央的硬度设定为400Hv以上，另一方面，在表层形成厚度为20μm～200μm且硬度为300Hv以下的软质层，从而确保抗拉强度为1300MPa以上的强度，并且抑制汽车碰撞时的开裂。在专利文献2中公开了一种技术，其通过将板厚表层的碳浓度控制为板厚中心部的碳浓度的1/5以下，从而降低表层的晶格缺陷的密度来改善耐氢脆性。在专利文献3中公开了一种技术，其通过将板厚中心部设定为铁素体与马氏体的复合组织，且提高表层部分的铁素体的组织分率，从而即使表层部受到严格的弯曲变形也能够缓和应力。
但是，就专利文献1及专利文献2而言，由于将板厚的表层部制成软质组织、由硬质组织来构成板厚的中央部，从而导致在板厚方向上产生了急剧的硬度的梯度，因此，存在下述课题：在受到弯曲变形时，在产生了急剧的硬度梯度的软质组织与硬质组织的边界附近容易产生开裂。另外，就专利文献3而言，通过将板厚的表层部制成软质组织、将板厚的中央部制成硬质组织与软质组织的复合组织，从而降低在板厚方向上急剧的硬度梯度，但由于将板厚的中央部制成复合组织，因此抗拉强度的上限成为1300MPa左右，难以确保对热压部件所要求的1500MPa以上的抗拉强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-30890号公报
专利文献2：日本特开2006-104546号公报
专利文献3：国际公开第2015/097882号
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于以往技术的课题，其课题在于，具有抗拉强度为1500MPa以上的强度、并且兼顾用于实现耐碰撞特性的高弯曲性和耐氢脆特性、并且抑制硬度不均，其目的在于，提供解决该课题的热冲压成形体。另外，本发明的目的是提供兼顾高延展性和高耐氢脆特性的热冲压成形体。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果是，为了提高耐氢脆特性，降低板厚表层的晶格缺陷的密度是有效的，因此，需要在表层形成软质组织。另一方面，为了确保1500MPa以上的抗拉强度，需要仅由硬质组织来构成板厚的中央部。据认为：在像这样地将板厚的表层设定为软质组织、由硬质组织来构成板厚的中央部的情况下，如果能够降低在硬质组织与软质组织的边界附近产生的板厚方向的急剧的硬度的梯度，则可在担保抗拉强度为1500MPa以上的强度和良好的耐氢脆特性的同时得到良好的弯曲性。
因此，本发明的发明者们对通过进行作为软质组织的表层的组织控制而得到了良好的弯曲性的钢板的金属组织进行调查，并且反复进行了深入研究。其结果发现：在板厚截面中，在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，构成软化层的金属组织由上述晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒来构成为宜。另外发现：它们的测定在从表层的表面下为20μm的深度位置到表层的1/2厚度的深度位置(表层中心)为止的区域中进行测定为宜。发现：由此，能够排除热冲压成形体的表面性状的影响和从板厚中央部到表层的过渡部分的影响。
进而，通过控制板厚的中央部处的Mn和Si的添加量，从而提高延展性，并且提高淬透性而稳定地确保了高强度。其结果是，能够抑制弯曲变形时的开裂的产生，成功地在担保1500MPa以上的抗拉强度和良好的耐氢脆特性的同时实现优异的弯曲性及延展性、并且抑制硬度不均，成功地得到耐碰撞特性和耐氢脆特性优异的热冲压成形体。
本发明是基于上述的见识而完成的，其主旨如下所述。
(1)一种热冲压成形体，其特征在于，其是具备板厚中央部和配置于上述板厚中央部的两侧或单侧的软化层的热冲压成形体，
上述板厚中央部以质量％计含有：
C：0.20％以上且低于0.70％、
Si：低于3.00％、
Mn：0.20％以上且低于3.00％、
P：0.10％以下、
S：0.10％以下、
sol.Al：0.0002％～3.0000％、
N：0.01％以下，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，且上述板厚中央部具有500Hv～800Hv的硬度，
其中，在与板厚方向平行的截面中，在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，从软化层的表面下的20μm的深度到软化层的厚度的1/2的深度为止的金属组织中的晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。
(2)根据(1)所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为0.50％以下，Mn含量为0.20％以上且低于1.50％。
(3)根据(1)所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为0.50％以下，Mn含量为1.50％以上且低于3.00％。
(4)根据(1)所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为超过0.50％且低于3.00％，Mn含量为0.20％以上且低于1.50％，上述板厚中央部以面积分率计包含1.0％以上且低于5.0％的残留奥氏体。
(5)根据(1)所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为超过0.50％且低于3.00％，Mn含量为1.50％以上且低于3.00％，上述板厚中央部以面积分率计包含1.0％以上且低于5.0％的残留奥氏体。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，板厚中央部进一步以质量％计含有Ni：0.01％～3.00％。
(7)根据(1)～(6)中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，板厚中央部进一步以质量％计含有Nb：0.010％～0.150％、Ti：0.010％～0.150％、Mo：0.005％～1.000％、B：0.0005％～0.0100％中的1种或2种以上。
(8)根据(1)～(7)中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，在软化层上形成有镀层。
发明效果
根据本发明，能够提供弯曲性、延展性、耐碰撞特性及耐氢脆特性优异、并且硬度的不均小的热冲压成形体。
附图说明
图1是说明制造本发明的热冲压成形体时的C原子的扩散的示意图。
图2是表示与制造本发明的热冲压成形体的方法中所使用的粗轧有关的轧制道次后的位错密度变化的图表。
具体实施方式
(本发明的热冲压成形体的结构)
本发明的热冲压成形体是在其两侧或单侧的表面上配置有软化层的结构。上述软化层是具有比板厚中央部的硬度低10Hv以上的硬度的区域。
(板厚中央部)
本发明的热冲压成形体的板厚中央部的必要条件在于，具有500Hv～800Hv的硬度。对于为了使板厚中央部的硬度成为上述的范围而限定板厚中央部的成分组成的理由，如下进行说明。以下，成分组成所涉及的“％”是指“质量％”。
(C：0.20％以上且低于0.70％)
C是用于在板厚中央部中得到500Hv～800Hv的硬度而重要的元素。C低于0.20％时，难以在板厚中央部中确保500Hv以上，因此C设定为0.20％以上。优选为0.30％以上。另一方面，如果C超过0.70％，则板厚中央部的硬度超过800Hv，弯曲性降低，因此C设定为0.70％以下。优选为0.50％以下。
(Si：低于3.00％)
Si是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此从强度提高的观点出发，可以以0.50％为上限来添加。另一方面，即使添加超过0.50％，强度提高的效果也饱和，因此将0.50％设定为上限。优选为0.30％以下。
Si还是具有下述效果的元素：在不损害通过表层的组织控制而表现出的耐氢脆特性及弯曲性的情况下提高延展性。特别是在汽车的碰撞时产生了弯曲变形的情况下，因帽形构件弯折而导致变形发生局部存在化，作为构件的耐载荷降低。即构件和最大载荷不仅受到构件强度的影响，还受到弯折的易产生性的影响。如果在构件状态下钢板的延展性高，则变形区域变得难以局部存在化。即，难以弯折。
在热冲压构件中延展性也是重要的，一般来说，马氏体的延展性低。通过添加超过0.50％的Si，能够以面积分率计确保1.0％以上的残留奥氏体，能够提高延展性。从这样的观点出发，Si优选添加超过0.50％。更优选为1.00％以上。另一方面，如果添加3.00％以上，则残留奥氏体以面积分率计变成5.0％以上，导致弯曲性的劣化，因此将上限设定为低于3.00％。优选低于2.00％。
(Mn：0.20％以上且低于3.00％)
Mn是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。关于提高由金属组织中的Mn的固溶带来的钢板的强度的效果，在添加量低于0.20％时无法得到效果，因此添加0.20％以上。优选为0.70％以上。另一方面，即使添加1.50％以上其效果也饱和。
另外，Mn还具有提高淬透性的效果。通过添加1.50％以上，能够提高淬透性而稳定地得到高强度。用于得到提高淬透性的效果的优选的添加量为1.70％以上。即使添加3.00％以上，上述效果也饱和，因此将Mn添加量的上限设定为3.00％。优选低于2.00％。
(P：0.10％以下)
P是在晶界偏析、阻碍晶界的强度的元素。如果P超过0.10％，则晶界的强度显著降低，耐氢脆特性、弯曲性降低，因此P设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱P成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
(S：0.10％以下)
S是形成夹杂物的元素。如果S超过0.10％，则会生成夹杂物，耐氢脆特性、弯曲性降低，因此S设定为0.10％以下。优选为0.0025％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0015％，则脱S成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
(sol.Al：0.0002％～3.0000％)
Al是发挥将钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素。本发明中，为了得到脱氧作用，不是规定钢中含有的全部的Al，而是规定作为所谓的酸可溶性的铝(sol.Al)的含量的范围。sol.Al的含量低于0.0002％时，脱氧不充分，因此sol.Al设定为0.0002％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，即使添加超过3.0000％，其效果也饱和，因此设定为3.0000％以下。
(N：0.01％以下)
N是杂质元素，是形成氮化物而阻碍弯曲性的元素。如果N超过0.01％，则会生成粗大的氮化物从而弯曲性显著降低，因此N设定为0.01％以下。优选为0.0075％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱N成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
(Ni：0.01％～3.00％)
Ni是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Ni低于0.01％时无法得到效果，因此添加0.01％以上。优选为0.50％以上。另一方面，即使添加超过3.00％，其效果也饱和，因此设定为3.00％以下。优选为2.50％以下。
(Nb：0.010％～0.150％)
Nb是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Nb低于0.010％时无法得到效果，因此添加0.010％以上。优选为0.035％以上。另一方面，即使添加超过0.150％，其效果也饱和，因此设定为0.150％以下。优选为0.120％以下。
(Ti：0.010％～0.150％)
Ti是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Ti低于0.010％时无法得到效果，因此设定为0.010％以上。优选为0.020％。另一方面，即使添加超过0.150％，其效果也饱和，因此设定为0.150％以下。优选为0.120％以下。
(Mo：0.005％～1.000％)
Mo是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Mo低于0.005％时无法得到效果，因此设定为0.005％以上。优选为0.0100％以上。另一方面，即使添加超过1.000％，其效果也饱和，因此设定为1.000％以下。优选为0.800％以下。
(B：0.0005％～0.0100％)
B是在晶界偏析而提高晶界的强度的元素，因此也可以根据需要来添加。B低于0.0005％时无法充分得到添加效果，因此添加0.0005％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，即使添加超过0.0100％，其效果也饱和，因此设定为0.01％以下。优选为0.0075％以下。
板厚中央部的成分组成的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是从钢原料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本发明的热冲压成形体的特性的范围内被允许的元素。
(板厚中央部的硬度：500Hv～800Hv)
如果板厚中央部的硬度为500Hv以上，则作为本发明的热冲压成形体的抗拉强度能够确保1500MPa以上。优选为600Hv以上。另一方面，如果板厚中央部的硬度超过800Hv，则与软化层的硬度之差变得过大，导致弯曲性的劣化，因此将800Hv设定为上限。优选为720Hv以下。
板厚中央部的硬度的测定方法如下所述。采集热冲压成形体的与板面垂直的截面，进行测定面的试样制备，供于硬度试验。测定面的制备方法只要依据JIS Z 2244来实施即可，例如只要使用#600至#1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用使粒度为1μm至6μm的金刚石粉末分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体来进行精加工成镜面即可。硬度试验只要通过JIS Z 2244中记载的方法来实施即可，使用显微维氏硬度试验机，在板厚的1/2位置以1kgf的载荷、压痕的3倍以上的间隔测定10个点，将其平均值作为热冲压成形体的板厚中央部的硬度。
(板厚中央部的金属组织)
板厚中央部通过以面积分率计包含1％以上的残留奥氏体，能够提高延展性。板厚中央部处的残留奥氏体的面积分率优选为2％以上。但是，如果以面积分率计设定为5％以上，则会导致弯曲性的劣化，因此将上限设定为低于5％。优选低于4.5％。
板厚中央部处的残留奥氏体的面积分率可以通过以下的方法来测定。从热冲压成形后的构件采集试样，从轧制面的法线方向进行面削至板厚的1/2深度，将进行面削而得到的面供于X射线衍射测定。由通过使用了Mo的Kα射线的X射线衍射法而得到的图像，利用下式可以求出残留奥氏体的面积率Vγ。
Vγ＝(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
其中，α(211)为铁素体的(211)面的X射线衍射强度，γ(220)为奥氏体的(220)面的X射线衍射强度，γ(311)为奥氏体的(311)面的X射线衍射强度。
(软化层)
如上所述，在本发明中所谓软化层是指：在热压成形体的板厚截面的板厚方向上，从比板厚中央部的硬度(板厚的1/2位置处的硬度)降低了10Hv以上的位置到上述成形体表面为止的区域。以下，对软化层的金属组织及组成等进行说明。
(软化层的金属组织)
本发明的发明者们反复进行了深入研究，结果对得到了良好的弯曲性的钢板的金属组织进行了调查，结果发现：在板厚截面中，在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，构成软化层的金属组织由上述晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒构成为宜。发现：它们的测定在从软化层的表面下为20μm的深度位置到软化层的1/2厚度的深度位置(软化层中心)为止的区域中进行测定为宜。本发明的发明者们进行了深入研究，其结果是，从弯曲性等效果的观点出发，从距离软化层的表面为20μm的位置到软化层的1/2厚度的深度位置为止的组织分率是重要的。发现：由此，能够排除热冲压成形体的表面性状的影响和从板厚中央部到软化层的过渡部分的影响。
在软化层的上述金属组织中，上述晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率低于20％时，无法充分得到其效果，因此将下限设定为20％。优选面积率为20％以上，进一步优选为25％以上较佳。另一方面，软化层的上述金属组织的合计面积率为50％以上时，软化层与板厚中央部的硬度差变大，无法充分得到降低在弯曲变形时产生的板厚方向的急剧的硬度梯度的效果，因此设定为低于50％。进一步优选设定为45％以下为宜。
此外，对于从软化层的1/2厚度的深度位置(软化层中心)到板厚中央部之间，如果将软化层的板厚中央部侧(与板厚中央部的边界)的硬度设为HvA、将软化层中心的硬度设为HvB，则存在HvA-HvB≥10Hv的关系。
以下对确定从软化层表面下20μm到该软化层的厚度的1/2位置为止的区域的方法进行说明。采集与测定对象的热冲压成形体表面垂直的截面(板厚截面)来进行测定面的试样制备，供于硬度试验。测定面的制备方法只要依据JIS Z 2244来实施即可，例如只要使用#600至#1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用使粒度为1μm至6μm的金刚石粉末分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体来进行精加工成镜面即可。对于制备了测定面的试样，依据JIS Z 2244记载的方法使用显微维氏硬度试验机，实施两次测定。第一次是对于从距离上述热冲压成形体的表面在板厚方向上为20μm以内的区域到板厚中心部(板厚的1/2位置)为止，在与上述表面成直角的方向(板厚方向)上，以0.3kgf的载荷、压痕的3倍以上的间隔测定。但是，在存在镀层的情况下，从镀层的正下方或镀层与软化层的原材料的合金层的正下方20μm以内的区域起进行测定。确定从上述的板厚中央部的硬度(板厚的1/2位置处的硬度)开始降低10Hv以上的位置，将从该板厚位置到上述热冲压成形体的表面为止设定为软化层。在两面存在软化层的情况下，第二次的测定是在与第一次相反侧的表面(背面)以同样的方法来实施，确定从板厚中央部的硬度开始降低10Hv以上的位置。
接下来，对软化层的金属组织的面积率的算出方法进行说明。从热冲压成形体中按照能够观察与其表面垂直的截面(板厚截面)的方式切取样品。样品的长度根据测定装置而异，但50μm左右即可。在样品的板厚方向上，对从软化层的表面到上述软化层的1/2厚度位置(软化层中心)为止的区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析而得到晶体取向信息。其中，EBSD解析使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。
接着，对于所得到的晶体取向信息，将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为一个晶粒，制作板面方向的晶体取向图。使用所得到的晶体取向图，求出一个晶粒的长轴线与晶体晶界的交点。将两个交点中的任1点作为始点，将另1点作为终点，算出晶粒的长轴线上包含的全部的测定点间的取向差。将所得到的取向差的最大值设定为该晶粒中的最大晶体取向差，对测定区域中所含的全部的晶粒执行上述解析后，将这些值的平均值定义为由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差。
上述定义的最大晶体取向差例如如果使用EBSD解析装置中附带的软件“OIMAnalysis(注册商标)”中搭载的“Inverse Pole Figure Map”及“Profile Vector”功能，则能够简便地算出。就“Inverse Pole Figure Map”功能而言，作为大倾角晶界能够描绘出具有15°以上的倾角的晶界，进而，能够制作板面方向的晶体取向图。就“Profile Vector”功能而言，能够算出在任意的直线上包含的全部的测定点间的Misorientation Angle(晶体取向差)。对于测定区域中所含的全部的晶粒(不包含处于测定区域的端部的晶粒)，实施上述解析，算出由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率。在两面形成有软化层的情况下，在热冲压成形体的背面侧也实施上述步骤，采用由表面侧和背面侧得到的面积率的平均值。
(软化层的组成)
软化层的组成除了阻碍强度和/或弯曲性的不可避免的杂质元素即P、S、N以外，没有特别限定，为了确保显示出热冲压成形体的强度及优异的弯曲性的钢，优选设定为以下的组成。
软化层的组成优选的是，C含量、Si含量及Mn含量中的任1个或2个以上为板厚中央部的所对应的元素含量的0.6倍以下，对于该情况下的各个成分的适宜的范围，如下所述。
(C：0.05％以上且低于0.42％)
C为了提高强度也可以添加0.05％以上。从提高作为构件的耐载荷而提高冲击特性的观点考虑，优选为0.10％以上。为了使软化层的硬度比板厚中央部的硬度低，优选C比板厚中央部少。为此，软化层的优选的C的含量为低于0.42％，进一步优选为0.35％以下。
(Si：低于2.00％)
Si是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此为了提高强度而添加。但是，为了使软化层的硬度比板厚中央部的硬度低，优选Si比板厚中央部少。
在板厚中央部的Si含量为0.50％以下的情况下，软化层的优选的Si含量为0.30％以下，优选为0.20％以下。另外，在板厚中央部的Si含量为超过0.50％且低于3.00％的情况下，软化层的优选的Si的含量为低于2.00％，进一步优选为1.50％以下。
(Mn：0.01％～1.80％)
Mn是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此为了提高强度而添加。为了使表层的硬度比板厚中央部的硬度低，优选Mn比板厚中央部少。为此，表层的优选的Mn的含量为低于1.80％，优选为1.40％以下，更优选为低于0.90％，进一步更优选为0.70％以下。
在板厚中央部的Mn含量为0.20％以上且低于1.50％的情况下，软化层的优选的Mn的含量为低于0.90％，进一步优选为0.70％以下。另外，软化层的优选的Mn含量为0.12％以上且低于0.90％，优选为0.70％以下。另外，在板厚中央部的Mn含量为1.50％以上且低于3.00％的情况下，软化层的优选的Mn的含量为1.80％以下。
(P：0.10％以下)
P是在晶界偏析、阻碍晶界的强度的元素。如果P超过0.10％，则晶界的强度显著降低，耐氢脆特性、弯曲性降低，因此P设定为0.1％以下。优选为0.05％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱P成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
(S：0.10％以下)
S是形成夹杂物的元素。如果S超过0.10％，则会生成夹杂物，耐氢脆特性、弯曲性降低，因此S设定为0.10％以下。优选为0.0025％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0015％，则脱S成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
(sol.Al：0.0002％～3.0000％)
Al是发挥将钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素。本发明中，为了得到脱氧作用，不是规定钢中含有的全部的Al，而是规定作为所谓的酸可溶性的铝(sol.Al)的含量的范围。sol.Al的含量低于0.0002％时，脱氧不充分，因此sol.Al优选设定为0.0002％以上。更优选为0.0010％以上。另一方面，即使添加超过3.0％，其效果也饱和，因此设定为3.0％以下。
(N：0.01％以下)
N是杂质元素，是形成氮化物而阻碍弯曲性的元素。如果N超过0.01％，则会生成粗大的氮化物从而弯曲性显著降低，因此N设定为0.01％以下。优选为0.0075％以下。下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱N成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用上0.0001％为实质上的下限。
此外，对于软化层的成分，优选的是C含量、Si含量及Mn含量中的1种或2种以上相对于板厚中央部的C含量、Si含量及Mn含量分别为0.6倍以下，且规定阻碍强度和/或弯曲性的不可避免的杂质元素即P、S、N的上限，除此以外，对于其他的成分没有特别限定。一般来说，软化层除了包含C、Si及Mn以外，还可以任选地包含下述成分中的1种或2种以上。
(Ni：0.01％～3.00％)
Ni是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Ni低于0.01％时无法得到效果，因此添加0.01％以上。优选为0.5％以上。另一方面，即使添加超过3.00％，其效果也饱和，因此设定为3.00％以下。优选为2.50％以下。
(Nb：0.010％～0.150％)
Nb是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Nb低于0.010％时无法得到效果，因此添加0.010％以上。优选为0.035％以上。另一方面，即使添加超过0.150％，其效果也饱和，因此设定为0.150％以下。优选为0.120％以下。
(Ti：0.010％～0.150％)
Ti是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Ti低于0.010％时无法得到效果，因此设定为0.010％以上。优选为0.020％。另一方面，即使添加超过0.150％，其效果也饱和，因此设定为0.150％以下。优选为0.120％以下。
(Mo：0.005％～1.000％)
Mo是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要来添加。Mo低于0.005％时无法得到效果，因此设定为0.005％以上。优选为0.010％以上。另一方面，即使添加超过1.000％，其效果也饱和，因此设定为1.000％以下。优选为0.800％以下。
(B：0.0005％～0.01％)
B是在晶界偏析而提高晶界的强度的元素，因此也可以根据需要来添加。B低于0.0005％时无法充分得到添加效果，因此添加0.0005％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，即使添加超过0.0100％，其效果也饱和，因此设定为0.0100％以下。优选为0.0075％以下。
(热冲压成形体的截面硬度分布)
在与热冲压成形体的表面垂直的截面中，优选硬度分布均匀。在帽形结构中模具难以与纵壁部接触，冷却速度变小，因此有可能硬度会降低。在存在硬度相对于与帽形成形体的长度方向垂直的截面的平均硬度降低100HV以上的区域的情况下，在碰撞时变形集中于软化部而提前发生断裂，因此无法得到高的碰撞特性。因此，不得存在比与热冲压成形体的表面垂直的截面中的硬度分布的平均值(以下称为“截面平均硬度”)降低超过100HV的点。上述截面中的硬度分布及截面平均硬度通过下述方式获得：使用维氏硬度试验机(载荷为1kgf)，对与长条状的热冲压成形体的长度方向垂直的截面，在该长度方向上的任意的位置进行采集，以1mm间距以下的等间隔测定上述截面的端部间的维氏硬度，由此来获得。
(镀层的形成)
在软化层的表面上，出于提高耐蚀性等目的，也可以形成镀层。镀层可以是电镀层及热浸镀层中的任一者。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层的附着量没有特别限制，一般的附着量即可。
(本发明的热冲压成形体的制造方法)
接下来，对用于得到本发明的热冲压成形体的制造方法的方式进行说明，但本发明并不限于以下说明的那样的复层钢板的形态。
作为本发明的制造方法的一个实施方式，首先，对满足上述的板厚中央部的成分组成的必要条件的钢板的表面和/或背面进行磨削而除去表面氧化物之后，在已磨削的面侧层叠软化层用钢板。上述软化层用钢板与板厚中央部用的上述钢板的固定方法没有特别限定，也可以通过电弧焊接进行粘接来进行固定。此外，优选的是，层叠C含量、Si含量及Mn含量中的任1个或2个以上为板厚中央部用钢板的所对应的元素含量的0.6倍以下的软化层用钢板。
另外，通过在软化层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/分钟以上，从而可以在软化层用钢板中抑制Mn的显微偏析、使软化层用钢板中的Mn的浓度分布变得均匀。Mn会通过使奥氏体的屈服强度上升，从而在相变后的组织中对晶界的生成行为产生影响，因此在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，具有促进晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的生成的效果。因此，以促进上述显微组织的生成为目的，也可以在软化层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/小时以上。
另外，优选的是，将通过上述的方法而制作的复层钢板进一步在1100℃～1350℃的温度下保持60分钟以上，使用这样得到的钢板作为本发明的热冲压成形体用的钢板。本发明的发明者们研究的结果获知：通过进行在1100℃～1350℃保持60分钟以上的热处理，从而在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，从软化层的表面下为20μm的深度位置至软化层中心为止的区域的金属组织中的晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与上述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率成为20％以上且低于50％，可得到优异的弯曲性和耐氢脆特性。上限没有特别限定，但如果保持超过300分钟，则加热成本会大幅上升，在经济上变得不利，因此在实际操作上300分钟为实质上的上限。
通过对由上述的制法制造的层叠体(复层钢板)实施热轧、冷轧、热冲压、连续热浸镀等，能够得到本发明的热冲压成形体。
热轧为在通常的条件下实施的热轧即可。例如，精轧温度也只要在810℃以上的温度区域中实施即可，随后的冷却条件不需要特别规定，在750℃以下的温度区域中实施卷取。另外，也可以实施以热轧后的上述复层钢板的软质化为目的的再加热处理。
但是，为了进一步促进板厚中央部的形成，优选的是，复层钢板的上述热处理后的热轧包含粗轧及精轧，且该粗轧在下述条件下进行2次以上：在1100℃以上的温度下，每1道次的板厚减少率为5％以上且低于50％以及道次间时间为3秒以上。
具体而言，为了进一步促进本发明中的板厚中央部的形成，需要按照使合金元素、特别是C原子的浓度缓和地分布的方式进行控制。C浓度的分布通过C原子的扩散而得到，C原子的扩散频率越是高温越发增加。因此，为了控制C浓度，从热轧加热到粗轧中的控制变得重要。在热轧加热中，为了促进C原子的扩散，需要使加热温度高温化，优选为1100℃～1350℃，更优选超过1150℃且为1350℃以下。在热轧加热中，会产生图1中所示的(i)及(ii)的变化。(i)是C原子从板厚中央部向表层中的扩散，(ii)是C从表层向外部脱离的脱碳反应。通过该(i)和(ii)的C原子的扩散和脱离反应的平衡而使C浓度产生分布。加热温度低于1100℃时，(i)的反应不足，因此无法得到优选的C浓度分布。另一方面，加热温度超过1350℃时，会过度地产生(ii)的反应，因此同样无法得到优选的浓度分布。
为了通过热轧加热温度的调节来控制成优选的C浓度分布、并且进一步得到最佳的C浓度分布，粗轧中的道次控制变得极为重要。粗轧在下述条件下进行2次以上：粗轧温度为1100℃以上、每1道次的板厚减少率为5％以上且低于50％以及道次间时间为3秒以上。这是由于：通过由粗轧导入的应变来促进图1中的(i)的C原子的扩散。假如如果将通过热轧加热而将C浓度控制为优选的状态的板坯通过常规方法进行粗轧及精轧，则会导致在C原子在表层内无法充分扩散的状态下板厚发生减少。因此，如果由具有超过200mm的厚度的板坯通过常规方法的热轧来制造厚度为数mm的热轧钢板，则会成为在表层中C浓度急剧地变化的钢板，变得无法得到缓和的硬度变化。为了解决该问题而找到的方法是上述的粗轧的道次控制。C原子的扩散不仅受到温度的影响，而且还大大受到应变(位错密度)的影响。特别是与晶格扩散相比，在位错扩散中扩散频率提高至10倍以上，因此变得需要下工夫在使位错密度残留的同时通过轧制减薄板厚。图2的曲线1表示在粗轧的每1道次的板厚减少率小的情况下的轧制道次后的位错密度变化，可知长时间地残存有应变。通过像这样长时间地使应变残存于表层，从而能够充分地引起表层内的C原子的扩散、得到最佳的C浓度分布。另一方面，曲线2是粗轧的每1道次的板厚减少率大的情况下的位错密度的变化，如果通过轧制而导入的应变量提高，则恢复变得容易被促进，位错密度急剧降低。因此，为了得到最佳的C浓度分布，需要不产生曲线2那样的位错密度的变化。从这样的观点出发，每1道次的板厚减少率的上限为低于50％。此外，为了促进表层中的C原子的扩散，需要确保一定量的位错密度和保持时间，因此板厚减少率的下限为5％，作为道次间时间，需要确保3秒以上。
冷轧是以通常的压下率例如30～90％而进行的冷轧即可。对于热轧钢板及冷轧钢板，还包含保持热轧及冷轧的状态的钢板或者对上述热轧钢板或冷轧钢板在通常的条件下实施了再结晶退火而得到的钢板、在通常的条件下实施了调质轧制而得到的钢板。
热冲压时的加热、成型、冷却工序也只要在通常的条件下实施即可。例如，对下述钢板通过通常的热冲压而成形为所需要的形状：将在热轧工序中卷取的热轧钢板开卷而得到的热轧钢板；或将卷取的热轧钢板开卷后实施冷轧而得到的冷轧钢板；或者冷轧钢板实施镀覆，以0.1℃/秒～200℃/秒的加热速度加热至810℃～1000℃的温度，在该温度下进行保持而得到的钢板。
保持时间由于只要根据成形方式来设定即可，因此没有特别限定。例如只要是30秒～600秒即可，将热冲压后的成形体冷却至室温。
冷却速度也只要设定为通常的条件即可，例如只要从加热温度到超过400℃为止的温度区域中的平均冷却速度为50℃/秒以上即可。在板厚中央部处的Si含量为超过0.50％且低于3.00％、板厚中央部处的Mn含量为0.20％以上且低于1.50％的钢板以及板厚中央部处的Si含量为超过0.50％且低于3.00％、板厚中央部处的Mn含量为1.50％以上且低于3.00％的钢板的情况下，以增加残留奥氏体的生成量而使延展性提高为目的，优选的是在加热保持后的冷却中，将200℃～400℃的温度区域中的平均冷却速度控制为低于50℃/秒。
以调整强度等为目的，也可以对冷却至室温的成形体在150℃～600℃的范围内实施回火处理。
在上述的实施方式的热冲压成形体的制造方法中，分别是由不同的钢板来构成板厚中央部及软化层。但是，本发明的热冲压成形体并不限于上述那样的将两个钢板层叠而得到的复层钢板。板厚中央部及软化层也可以在单一的原材料的钢板内被形成，例如，通过对单层钢板进行脱碳处理而使其表层部分软化，也能够制造由软化层和板厚中央部构成的高强度钢板。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于该一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、并达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
[制造例A]
对具有表A-1-1～表A-1-2中所示的化学组成的板厚中央部用钢板No.1～19(表中的“钢No.1～19”)的表面进行磨削而除去了表面氧化物。之后，在各个板厚中央部用钢板的两面或单侧面通过电弧焊接而层叠具有表A-1-1～表A-1-2中所示的化学组成的软化层形成用钢板(以下称为“表层用钢板”)，制作了热冲压成形体用的层叠钢板No.1～44。表中，成分组成为“0”的栏表示没有有意地添加相应的成分。
此外，电弧焊接后的表层用钢板与板厚中央部用钢板的合计的板厚设定为200mm～300mm，表层用钢板的厚度设定为板厚中央部用钢板的厚度的1/3左右(单侧的情况下为1/4左右)。层叠钢板No.38是仅在单面焊接了表层用钢板的钢。表A-1-1～表A-1-2的层叠钢板的No.1～44当中，板厚中央部用钢板不满足本发明的热冲压成形体的板厚中央部的组成必要条件者在备注栏中表示为“比较钢”。
对于各个层叠钢板No.1～44，在表A-2-1～表A-2-2中所示的制造条件No.1～44的条件下，实施热轧前热处理、粗轧及热轧、冷轧而制成了钢板。接着，通过对该钢板实施表A-2-1～表A-2-2中所示的热处理(表中，“热冲压成形体的热处理”)而进行热冲压，分别制造了热冲压成形体(表A-3的项目“成形体”)No.1A～44A。此外，对于No.36A、37A的热冲压成形体，利用热浸镀生产线对钢板母材表面进行了附着量为120～160g/m2的镀铝。
表中，“粗轧”的项目“板厚减少率”是指粗轧的每1道次的板厚减少率，项目“轧制次数”是指道次间时间为3秒以上的条件下的轧制次数。另外，表中的项目“加热速度(℃/秒)”是指冷轧工序后到达至“热冲压时的热处理”的加热温度为止的升温速度。另外，表中，“热冲压时的热处理”的项目“加热温度(℃)”为热冲压成形时的温度，“平均冷却速度(℃/秒)(超过400℃)”是指从上述加热温度到超过400℃为止的温度区域中的平均冷却速度(℃/秒)，“平均冷却速度(℃/秒)(400℃以下)”是指200℃～400℃的温度区域中的平均冷却速度(℃/秒)。另外，表中，带有符号“-”的栏表示没有进行相应的处理。
表A-3中示出了热冲压成形体No.1A～44A的金属组织和特性。对从热冲压成形体中采集的样品的1/2板厚的位置及距离软化层的表面为20μm的位置进行分析而得到的成分与表A-1-1～表A-1-2的层叠钢板No.1～44的板厚中央部用钢板及表层用钢板的成分同等。
对热冲压后的钢板的金属组织通过上述的方法进行测定，算出了构成板厚中央部的板厚中央部用钢板的硬度、构成软化层的表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率。将上述面积率的算出值示于表A-3的项目“大角晶界内的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率(％)”中。
进行了热冲压成形体的拉伸试验。将其结果示于表A-3中。拉伸试验是制作JIS Z2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法来实施。
热冲压成形体的耐氢脆特性使用从成形体中切取出的试验片进行了评价。一般来说，热冲压成形体采用点焊等接合方法来接合其它部件，根据部件形状精度对热冲压成形体施加扭转而附加应力。应力根据部件的位置而有所不同，难以将其准确地算出，但认为只要不会因屈服应力而发生延迟断裂则在实用上没有问题。于是，从成形体中切取出板厚1.2mm×宽度6mm×长度68mm的试验片，利用四点弯曲试验赋予了相当于屈服应力的应变后，在pH为3的盐酸中浸渍100小时，通过有无产生开裂对耐氢脆特性进行了评价。将无断裂的情况设定为合格(○)，将有断裂的情况设定为不合格(×)。
出于评价热冲压成形体的耐碰撞特性的目的，基于德国汽车工业会所规定的VDA基准(VDA238-100)在以下的测定条件下进行了评价。本发明中，通过将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移按照VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度，从而对热冲压成形体的耐碰撞特性进行了评价。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(与轧制垂直的方向)、或30mm(轧制方向)×60mm(与轧制垂直的方向)
弯曲棱线：与轧制成直角的方向
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/分钟
试验机：SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
将抗拉强度为1500MPa以上、而且最大弯曲角度(°)为90(°)以上、而且耐氢脆性为合格的情况设定为耐碰撞特性和耐氢脆特性优异，作为发明例。在上述3个性能当中只要任一个不满足的情况下，设定为比较例。
本发明例的热冲压成形体都是：表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。另外，本发明例的热冲压成形体都是：抗拉强度、弯曲性和耐氢脆特性优异。
与此相对，No.5A的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量少，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度变得不充分。No.9A的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量过剩，因此板厚中央部的硬度也变得过剩，没能得到目标弯曲性。另外，No.11A的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的Mn含量不足，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度变得不充分。
No.30A～32A的热冲压成形体是比较例，它们是使用在热冲压工序前没有应用优选的热处理的热冲压成形体用的层叠钢板而制造的。No.30A的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过低，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法排除热冲压成形体的表面性状的影响和从板厚中央部到软化层的过渡部分的影响，没能得到优异的弯曲性。另外，No.31A的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过高，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得过剩，软化层与板厚中央部的硬度差变得过大，没能得到降低在弯曲变形时产生的板厚方向的急剧的硬度的梯度的效果。因此，No.31A的热冲压成形体没能得到优异的弯曲性。No.32A的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理时间过短，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。
No.41A的热冲压成形体的粗轧的轧制温度低。另外，No.42A的热冲压成形体的粗轧的板厚减少率低。另外，No.43A的热冲压成形体在道次间时间为3秒以上的条件下的轧制次数少。这些热冲压成形体由于没有在适宜的粗轧条件下被制造，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法缓和因弯曲变形而产生的应变，没能得到目标弯曲性。
No44A的热冲压成形体是在表层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/分钟以上的钢板，能够提高表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率，弯曲性优异。
[表A-1-1]
[表A-1-2]
[表A-2-1]
[表A-2-2]
[表A-3]
[制造例B]
对具有表B-1-1～表B-1-2中所示的化学组成的板厚中央部用钢板的表面进行磨削而除去了表面氧化物。之后，在各个板厚中央部用钢板的两面或单侧面通过电弧焊接而层叠具有表B-1-3～表B-1-4中所示的化学组成的表层用钢板，制作了热冲压成形体用的层叠钢板No.1～52。表中，成分组成为“0”的栏表示没有有意地添加相应的成分。
此外，电弧焊接后的表层用钢板与板厚中央部用钢板的合计的板厚设定为200mm～300mm，表层用钢板的厚度设定为板厚中央部用钢板的厚度的1/3左右(单侧的情况下为1/4左右)。层叠钢板No.32是仅在单面焊接了表层用钢板的钢。表B-1-1～表B-1-3的层叠钢板的No.1～52当中，板厚中央部用钢板不满足本发明的热冲压成形体的板厚中央部的组成必要条件者在备注栏中表示为“比较钢”。
对于各个层叠钢板No.1～52，在表B-2-1～表B-2-2中所示的制造条件No.1～52的条件下，实施热轧前热处理、粗轧及热轧、冷轧而制成了钢板。接着，通过对该钢板实施表B-2-1～表B-2-2中所示的热处理(表中，“热冲压成形体的热处理”)而进行热冲压，分别制造了热冲压成形体(表B-3-1及表B-3-2的项目“成形体”)No.1B～52B。此外，对于No.30B、31B的热冲压成形体，利用热浸镀生产线对钢板母材表面进行了附着量为120～160g/m2的镀铝。此外，表B-2-1～表B-2-2的各项目与表A-2-1～表A-2-2的项目分别对应。另外，表中，带有符号“-”的栏表示没有进行相应的处理。
表B-3-1及表B-3-2中示出了热冲压成形体No.1B～52B的金属组织和特性。对从热冲压成形体中采集的样品的1/2板厚的位置及距离软化层的表面为20μm的位置进行分析而得到的成分与表B-1-1～表B-1-4的层叠钢板No.1～52的板厚中央部用钢板及表层用钢板的成分同等。
对热冲压后的钢板的金属组织通过上述的方法进行测定，算出了构成板厚中央部的板厚中央部用钢板的硬度、构成软化层的表层用钢板的从表面到该软化层的1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率。将上述面积率的算出值示于表B-3-1～表B-3-2的项目“大角晶界内的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率(％)”中。
进行了热冲压成形体的拉伸试验。将其结果示于表B-3-1～表B-3-2中。拉伸试验是制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法来实施。
热冲压成形体的耐氢脆特性与制造例A同样地使用从成形体中切取出的试验片进行了评价。即，从成形体中切取出板厚1.2mm×宽度6mm×长度68mm的试验片，利用四点弯曲试验赋予了相当于屈服应力的应变后，在pH为3的盐酸中浸渍100小时，通过有无产生开裂对耐氢脆特性进行了评价。将无断裂的情况设定为合格(○)，将有断裂的情况设定为不合格(×)。
出于评价热冲压成形体的耐碰撞特性的目的，基于德国汽车工业会所规定的VDA基准(VDA238-100)，在与制造例A相同的测定条件下进行了评价。本发明中，通过将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移按照VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度，从而对热冲压成形体的耐碰撞特性进行了评价。
成形体的硬度不均通过与成形体的长度方向垂直的截面中的硬度的测定结果进行了评价。在通过全部截面区域的板厚中心、且与成形体的表面平行的直线上，使用维氏硬度试验机，以1kgf的载荷、1mm间距测定了维氏硬度。关于各个热冲压成形体No.1B～52B，将所测定的硬度的平均值及最小硬度示于表B-3-1、表B-3-2中的“平均截面硬度”及“最小硬度”的项目中。“平均截面硬度-最小硬度”为上述平均截面硬度与最小硬度之差。另外，关于各个热冲压成形体No.1B～52B，将没有硬度比平均值降低超过100HV的区域的情况设定为合格。
将抗拉强度为1500MPa以上、而且最大弯曲角度(°)为90(°)以上、而且耐氢脆性为合格的情况设定为耐碰撞特性和耐氢脆特性优异，作为发明例。在上述3个性能当中只要任一个不满足的情况下，设定为比较例。
本发明例的热冲压成形体都是：表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。另外，本发明例的热冲压成形体都是：抗拉强度、弯曲性和耐氢脆特性优异。
与此相对，No.5B的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量少，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度变得不充分。No.9B的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量过剩，因此板厚中央部的硬度也变得过剩，没能得到目标弯曲性。另外，No.11B的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的Mn含量不足，因此成形体截面的硬度不均变大。
No.25B～27B的热冲压成形体是比较例，它们是使用在热冲压工序前没有应用优选的热处理的热冲压成形体用的层叠钢板而制造的。No.25B的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过低，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法排除热冲压成形体的表面性状的影响和从板厚中央部到软化层的过渡部分的影响，没能得到优异的弯曲性。
另外，No.26B的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过高，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得过剩，软化层与板厚中央部的硬度差变得过大，没能得到降低在弯曲变形时产生的板厚方向的急剧的硬度的梯度的效果。因此，No.26B的热冲压成形体没能得到优异的弯曲性。
No.27B的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理时间过短，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。
No.49B的热冲压成形体的粗轧的轧制温度低。另外，No.50B的热冲压成形体的粗轧的板厚减少率低。另外，No.51B的热冲压成形体在道次间时间为3秒以上的条件下的轧制次数少。这些热冲压成形体由于没有在适宜的粗轧条件下被制造，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法缓和因弯曲变形而产生的应变，没能得到目标弯曲性。
No52B的热冲压成形体是在表层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/分钟以上的钢板，能够提高表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率，弯曲性优异。
[表B-1-1]
[表B-1-2]
[表B-1-3]
[表B-1-4]
[表B-2-1]
[表B-2-2]
[表B-3-1]
[表B-3-2]
[制造例C]
对具有表C-1-1～表C-1-2中所示的化学组成的板厚中央部用钢板的表面进行磨削而除去了表面氧化物。之后，在各个板厚中央部用钢板的两面或单侧面通过电弧焊接而层叠具有表C-1-3、表C-1-4中所示的化学组成的表层用钢板，制作了热冲压成形体用的层叠钢板No.1～59。表中，成分组成为“0”的栏表示没有有意地添加相应的成分。
此外，电弧焊接后的表层用钢板与板厚中央部用钢板的合计的板厚设定为200mm～300mm，表层用钢板的厚度设定为板厚中央部用钢板的厚度的1/3左右(单侧的情况下为1/4左右)。层叠钢板No.38是仅在单面焊接了表层用钢板的钢。对于No.38以外的层叠钢板，在各个板厚中央部用钢板的两面焊接了表层用钢板。表C-1-1～表C-1-4的层叠钢板的No.1～59当中，板厚中央部用钢板不满足本发明的热冲压成形体的板厚中央部的组成必要条件者在备注栏中表示为“比较钢”。
对于各个层叠钢板No.1～59，在表C-2-1～表C-2-2中所示的制造条件No.1～59的条件下，实施热轧前热处理、粗轧及热轧、冷轧而制成了钢板。接着，通过对该钢板实施表C-2-1、表C-2-2中所示的热处理(表中，“热冲压成形体的热处理”)而进行热冲压，分别制造了热冲压成形体(表C-3-1及表C-3-2的项目“成形体”)No.1C～59C。此外，对于No.36C、37C的热冲压成形体，利用热浸镀生产线对钢板母材表面进行了附着量为120～160g/m2的镀铝。此外，表C-2-1～表C-2-2的各项目与表A-2-1～表A-2-2的项目分别对应。另外，表中，带有符号“-”的栏表示没有进行相应的处理。
在表C-3-1、表C-3-2中示了出热冲压成形体No.1C～59C的金属组织和特性。对从热冲压成形体中采集的样品的1/2板厚的位置(板厚中心部)及距离软化层的表面为20μm的位置进行分析而得到的成分与表C-1-1～表C-1-4的层叠钢板No.1～59的板厚中央部用钢板及表层用钢板的成分同等。
对热冲压后的钢板的金属组织通过上述的方法进行测定，算出了构成板厚中央部的板厚中央部用钢板的硬度、构成软化层的表层用钢板的从表面到该软化层的1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率。将上述面积率的算出值示于表C-3-1～表C-3-2的项目“大角晶界内的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率(％)”中。
进行了热冲压成形体的拉伸试验。将其结果示于表C-3中。拉伸试验是制作JIS Z2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法来实施。
热冲压成形体的耐氢脆特性与制造例A同样地使用从成形体中切取出的试验片进行了评价。即，从成形体中切取出板厚1.2mm×宽度6mm×长度68mm的试验片，利用四点弯曲试验赋予了相当于屈服应力的应变后，在pH为3的盐酸中浸渍100小时，通过有无产生开裂对耐氢脆特性进行了评价。将无断裂的情况设定为合格(○)，将有断裂的情况设定为不合格(×)。
出于评价热冲压成形体的耐碰撞特性的目的，基于德国汽车工业会所规定的VDA基准(VDA238-100)，在与制造例A相同的测定条件下进行了评价。本发明中，通过将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移按照VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度，从而对热冲压成形体的耐碰撞特性进行了评价。
将抗拉强度为1500MPa以上、而且最大弯曲角度(°)为90(°)以上、而且耐氢脆性为合格的情况设定为耐碰撞特性和耐氢脆特性优异，作为发明例。在上述3个性能当中只要任一个不满足的情况下，设定为比较例。
本发明例的热冲压成形体都是：表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。另外，本发明例的热冲压成形体都是：抗拉强度、弯曲性和耐氢脆特性优异。
与此相对，No.5C的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量少，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度变得不充分。No.9C的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量过剩，因此板厚中央部的硬度也变得过剩，没能得到目标弯曲性。另外，No.11C的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的Si含量不足，因此残留奥氏体的面积分率变得低于1％，均匀伸长率不充分。
表C-1-3、表C-1-4的“板厚中央部用钢板与表层用钢板的成分比”是关于C含量、Si含量及Mn含量的表层用钢板中的含量相对于板厚中央部用钢板中的含量的比例。No.30C、37C的热冲压成形体的C含量、Si含量及Mn含量中的任一者都超过板厚中央部的所对应的元素含量的0.6倍。
No.30C～32C的热冲压成形体是使用在热冲压工序前没有应用优选的热处理的热冲压成形体用的层叠钢板而制造的比较例。No.30C的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过低，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。另外，No.31C的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过高，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得过剩，软化层与板厚中央部的硬度差变得过大，没能得到降低在弯曲变形时产生的板厚方向的急剧的硬度的梯度的效果。因此，No.31C的热冲压成形体没能得到优异的弯曲性。No.32C的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理时间过短，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。
No.56C的热冲压成形体的粗轧的轧制温度低。另外，No.57C的热冲压成形体的粗轧的板厚减少率低。另外，No.58C的热冲压成形体在道次间时间为3秒以上的条件下的轧制次数少。这些热冲压成形体由于没有在适宜的粗轧条件下被制造，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法缓和因弯曲变形而产生的应变，没能得到目标弯曲性。
No.59C的热冲压成形体是在表层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/分钟以上的钢板，能够提高表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率，弯曲性优异。
[表C-1-1]
[表C-1-2]
[表C-1-3]
[表C-1-4]
[表C-2-1]
[表C-2-2]
[表C-3-1]
[表C-3-2]
[制造例D]
对具有表D-1-1、表D-1-2中所示的化学组成的板厚中央部用钢板No.1～38(表中的“钢No.1～38”)的表面进行磨削而除去了表面氧化物。之后，在各个板厚中央部用钢板的两面或单侧面通过电弧焊接而层叠具有表D-1-3～表D-1-4中所示的化学组成的表层用钢板，制作了热冲压成形体用的层叠钢板No.1～60。此外，电弧焊接后的表层用钢板与板厚中央部用钢板的合计的板厚设定为200mm～300mm，表层用钢板的厚度设定为板厚中央部用钢板的厚度的1/3左右(单侧的情况下为1/4左右)。层叠钢板No.38是仅在单面焊接了表层用钢板的钢。对于No.38以外的层叠钢板，在各个板厚中央部用钢板的两面焊接了表层用钢板。表D-1-1～表D-1-3的层叠钢板的No.1～60当中，板厚中央部用钢板不满足本发明的热冲压成形体的板厚中央部的组成必要条件者在备注栏中表示为“比较钢”。
对于各个层叠钢板No.1～60，在表D-2-1～表D-2-3中所示的制造条件No.1～60的条件下，实施热轧前热处理、粗轧及热轧、冷轧而制成了钢板。接着，通过对该钢板实施表D-2-1～表D-2-3中所示的热处理(表中，“热冲压成形体的热处理”)而进行热冲压，分别制造了热冲压成形体(表D-3-1～D-3-3的项目“成形体”)No.1D～60D。此外，对于No.38、39的热冲压成形体，利用热浸镀生产线对钢板母材表面进行了附着量为120～160g/m2的镀铝。此外，表D-2-1～表D-2-3的各项目与表A-2-1～表A-2-2的项目分别对应。另外，表中，带有符号“-”的栏表示没有进行相应的处理。
表D-3-1～D-3-3中示了出热冲压成形体No.1D～60D的金属组织和特性。对从热冲压成形体中采集的样品的1/2板厚的位置(板厚中心部)及距离软化层的表面为20μm的位置进行分析而得到的成分与表D-1-1～表D-1-4的层叠钢板No.1～60的板厚中央部用钢板及表层用钢板的成分同等。
对热冲压后的钢板的金属组织通过上述的方法进行测定，算出了构成板厚中央部的板厚中央部用钢板的硬度、构成软化层的表层用钢板的从表面到该软化层的1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率。将上述面积率的算出值示于表D-3-1～D-3-3的项目“大角晶界内的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率(％)”中。
进行了热冲压成形体的拉伸试验。将其结果示于表D-3-1～D-3-3中。拉伸试验是制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法来实施。
热冲压成形体的耐氢脆特性与制造例A同样地使用从成形体中切取出的试验片进行了评价。即，从成形体中切取出板厚1.2mm×宽度6mm×长度68mm的试验片，利用四点弯曲试验赋予了相当于屈服应力的应变后，在pH为3的盐酸中浸渍100小时，通过有无产生开裂对耐氢脆特性进行了评价。将无断裂的情况设定为合格(○)，将有断裂的情况设定为不合格(×)。
出于评价热冲压成形体的耐碰撞特性的目的，基于德国汽车工业会所规定的VDA基准(VDA238-100)，在与制造例A相同的测定条件下进行了评价。本发明中，通过将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移按照VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度，从而对热冲压成形体的耐碰撞特性进行了评价。
对热冲压成形体的耐碰撞特性从延展性的观点出发也进行了评价。具体而言，通过热冲压后的钢板的拉伸试验求出该钢板的均匀伸长率，对耐碰撞特性进行了评价。拉伸试验是制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法来实施，将得到最大拉伸载荷的伸长率设定为均匀伸长率。
由于局部的软化部在碰撞时变形集中，成为开裂产生的主要原因，因此成形体中的硬度的不均小(即确保稳定的强度)在确保耐碰撞特性的方面是重要的。因此，对热冲压成形体的耐碰撞特性从硬度不均的观点出发也进行了评价。对与长条状的热冲压成形体的长度方向垂直的截面在该长度方向上的任意的位置进行采集，测定了包含纵壁的全部截面区域的板厚中心位置的硬度。测定中使用维氏试验机，测定载荷设定为1kgf，测定点数设定为10点，测定间隔设定为1mm。将平均截面硬度与最小硬度之差示于表D-3-1～表D-3-3中。将没有比全部测定点的平均值降低超过100Hv的测定点的情况作为硬度不均小即强度稳定性优异、其结果是耐碰撞特性优异而设定为合格，将有降低超过100Hv的测定点的情况设定为不合格。
将抗拉强度为1500MPa以上、而且最大弯曲角度(°)为90(°)以上、而且耐氢脆性为合格的情况设定为耐碰撞特性和耐氢脆特性优异，作为发明例。在上述3个性能当中只要任一个不满足的情况下，设定为比较例。
本发明例的热冲压成形体都是：表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。另外，本发明例的热冲压成形体都是：抗拉强度、弯曲性和耐氢脆特性优异。
与此相对，No.5D的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量少，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度变得不充分。No.9D的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的碳含量过剩，因此板厚中央部的硬度也变得过剩，没能得到目标弯曲性。另外，No.10D、11D的热冲压成形体由于板厚中央部用钢板的Si含量不足，因此残留奥氏体的面积分率变得低于1％，均匀伸长率不充分。另外，No.12D、13D的热冲压成形体由于Mn含量不充分，因此板厚中央部的硬度变得不充分，抗拉强度不充分。No.14D及No.15D的热冲压成形体由于Si含量及Mn含量不足，因此残留奥氏体的面积分率变得低于1.0％，均匀伸长率不充分。
No.33D～35D的热冲压成形体是使用在热冲压工序前没有应用优选的热处理的热冲压成形体用的层叠钢板而制造的比较例。No.33D的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过低，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。另外，No.34D的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理温度过高，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得过剩，软化层与板厚中央部的硬度差变得过大，没能得到降低在弯曲变形时产生的板厚方向的急剧的硬度的梯度的效果。因此，No.34D的热冲压成形体没能得到优异的弯曲性。No.35D的热冲压成形体由于热冲压工序前的热处理时间过短，因此在从软化层的表面到1/2厚度为止的该软化层的金属组织中，软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，没能得到目标弯曲性。
No.40D的热冲压成形体由于Si含量过剩，因此残留奥氏体过剩地生成直至以面积分率计超过5％。因此，No.40D的热冲压成形体的弯曲性差。No.41D的热冲压成形体由于Mn含量过剩，因此弯曲性劣化。No.42D的热冲压成形体由于酸可溶性的铝的含量不足，因此弯曲性劣化。另外，No.45D的热冲压成形体由于过剩地包含酸可溶性的铝的含量，因此弯曲性劣化。
No.57D的热冲压成形体的粗轧的轧制温度低。另外，No.58D的热冲压成形体的粗轧的板厚减少率低。另外，No.59D的热冲压成形体在道次间时间为3秒以上的条件下的轧制次数少。这些热冲压成形体由于没有在适宜的粗轧条件下被制造，因此软质组织及中间的硬度的金属组织的生长变得不充分，无法缓和因弯曲变形而产生的应变，没能得到目标弯曲性。
No60D的热冲压成形体是在表层用钢板的连续铸造工序中将浇铸速度控制为6吨/分钟以上的钢板，能够提高表层用钢板的从表面到1/2厚度为止的金属组织中的由15°以上的晶界所围成的区域内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率，弯曲性优异。
[表D-1-1]
[表D-1-2]
[表D-1-3]
[表D-1-4]
[表D-2-1]
[表D-2-2]
[表D-2-3]
[表D-3-1]
[表D-3-2]
[表D-3-3]
产业上的可利用性
本发明的热冲压成形体由于弯曲性、延展性、耐碰撞特性及耐氢脆特性优异，并且硬度不均小，因此可以适宜地用于需要强度的汽车、结构物的结构构件、增强构件。

Claims (8)

1.一种热冲压成形体，其特征在于，其是具备板厚中央部和配置于所述板厚中央部的两侧或单侧的软化层的热冲压成形体，
所述板厚中央部以质量％计含有C：0.20％以上且低于0.70％、Si：低于3.00％、Mn：0.20％以上且低于3.00％、P：0.10％以下、S：0.10％以下、sol.Al：0.0002％～3.0000％、N：0.01％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，且具有500Hv～800Hv的硬度，
其中，在与板厚方向平行的截面中，在将由具有15°以上的取向差的晶界所围成的区域定义为晶粒时，从软化层的表面下的20μm的深度到软化层的厚度的1/2的深度为止的金属组织中的晶粒内部的最大晶体取向差为1°以下的晶粒与所述晶粒内部的最大晶体取向差为8°～15°的晶粒的合计面积率为20％以上且低于50％。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为0.50％以下，Mn含量为0.20％以上且低于1.50％。
3.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为0.50％以下，Mn含量为1.50％以上且低于3.00％。
4.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为超过0.50％且低于3.00％，Mn含量为0.20％以上且低于1.50％，所述板厚中央部以面积分率计包含1.0％以上且低于5.0％的残留奥氏体。
5.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，Si含量为超过0.50％且低于3.00％，Mn含量为1.50％以上且低于3.0％，所述板厚中央部以面积分率计包含1.0％以上且低于5.0％的残留奥氏体。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，板厚中央部进一步以质量％计含有Ni：0.01％～3.00％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，板厚中央部进一步以质量％计含有Nb：0.010％～0.150％、Ti：0.010％～0.150％、Mo：0.005％～1.000％、B：0.0005％～0.0100％中的1种或2种以上。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的热冲压成形体，其特征在于，在软化层上形成有镀层。
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