CN111630198A - 热冲压用钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的热冲压用钢板的特征在于，其是成为强度或弯曲变形能力优异的热冲压成型体的原材料的热冲压用钢板，具有规定的成分组成，显微组织以面积率计包含90％以上的下部贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少1种，构成下部贝氏体、马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比为2.8以上，粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计为1×1016个/cm3以上，Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)所定义的晶界固溶比Z为0.4以上。

Description

热冲压用钢板
技术领域
本发明涉及需要强度的汽车或结构物的结构构件或增强构件中使用的、特别是成为强度和弯曲变形能力优异的热冲压成型体的原材料的热冲压用钢板。
背景技术
近年来，从环境保护及节省资源化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加速。但是，由于伴随着钢板的高强度化而成型性劣化，因此在高强度钢板中，向复杂形状的构件的成型性成为课题。
为了解决这样的课题，一直在开展将钢板加热至奥氏体区的高温后实施压制成型的热冲压的应用。热冲压由于在压制加工的同时在模具内实施淬火处理，因此作为兼顾向汽车用构件的成型和强度确保的技术而受到关注。
另一方面，对于将高强度钢板通过热冲压成型而得到的成型体，要求在碰撞时吸收冲击的性能。
作为应对该要求的技术，在专利文献1中公开了一种技术，其通过将热冲压用钢板进行退火，使Mn、Cr在碳化物中浓化并制成难以溶解的碳化物，从而在热冲压加热时通过这些碳化物来抑制奥氏体的生长而使其细粒化。
在专利文献2中公开了一种技术，其在热冲压加热时通过以90℃/s以下的加热速度进行升温，从而使奥氏体细粒化。
在专利文献3、专利文献4、专利文献5中也公开了使奥氏体细粒化而提高韧性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2015/147216号
专利文献2：日本专利第5369714号公报
专利文献3：日本专利第5114691号公报
专利文献4：日本特开2014-15638号公报
专利文献5：日本特开2002-309345号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，就上述专利文献1～5中公开的技术而言，获得进一步被细粒化的奥氏体是困难的，无法期望获得超过以往的强度或弯曲变形能力。
本发明鉴于现有技术的课题，以在高强度钢板的热冲压(Hot stamp，也可称为热压)成型体中确保更优异的强度或弯曲变形能力作为课题，目的是提供解决该课题的热冲压用钢板。
用于解决课题的手段
本发明人等对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果发现：通过将热冲压成型体的原奥氏体的粒径设定为3μm以下，可获得比以往优异的强度。
而且发现：为了将热冲压成型体的原奥氏体的粒径设定为3μm以下，只要在成型前的钢板中，将渗碳体或ε碳化物的个数密度设定为1×1016个/cm3以上，进而使Nb及Mo中的1种或2种固溶于原奥氏体晶界中而使晶界的脆化强度上升即可。
进而发现：在热冲压用钢板中，通过控制下部贝氏体或马氏体或回火马氏体的晶粒的晶体取向即{112}<111>的X射线随机强度比，从而通过奥氏体与马氏体的织构记忆效应(texture memory effect)，在热冲压成型体中生成龟裂进展抑制效果高的晶体取向，在热冲压成型体中可获得优异的弯曲变形能力。
本申请发明是基于上述的见解并进一步进行研究而成的，其主旨如下所述。
(1)一种热冲压用钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.35％以上且0.75％以下、Si：0.005％以上且0.25％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、B：0.0005％以上且0.010％以下、Nb：0.01％以上且0.15％以下、Mo：0.005％以上且1.00％以下、Ti：0％以上且0.15％以下、Ni：0以上且3.00％以下、P：0.10％以下、S：0.10％以下、N：0.010％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，显微组织以面积率计包含90％以上的下部贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少1种，Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)所定义的晶界固溶比Z为0.4以上，构成上述下部贝氏体、马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比为2.8以上，粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计为1×1016个/cm3以上。
(2)根据上述(1)的热冲压用钢板，其特征在于，具有镀层。
发明效果
根据本发明，能够提供成为强度或弯曲变形能力优异的热冲压成型体的原材料的热冲压用钢板。
附图说明
图1是表示测定晶界固溶比时的试验片的形状的图。
具体实施方式
本发明的特征是将渗碳体或ε碳化物的个数密度设定为1×1016个/cm3以上，进而使Nb及Mo中的1种或2种固溶于原奥氏体晶界中而使晶界的脆化强度上升。进而控制钢板的下部贝氏体或马氏体或回火马氏体的晶粒的晶体取向即{112}<111>的X射线随机强度比。本发明人等进行了深入研究，结果认识到：通过以下的方法可获得上述的组织。
作为第一阶段，控制每单位时间的钢液的浇注量。由此，抑制钢坯中的Mn的显微偏析，进而抑制Mo、Nb的析出，使钢中的Mo、Nb的固溶量增加。
若控制每单位时间的钢液的浇注量而降低Mn的显微偏析，则由于P的捕获位点(trap site)消失，因此在精轧时P向原奥氏体晶界中偏析。这样的话，尽管将原奥氏体晶界细粒化，也会使晶界的脆化强度降低，无法充分获得冲击吸收能力。这是由于，Mn与P的亲和性高，因此Mn的偏析作为P的捕获位点发挥功能，因消除偏析而导致P扩散至原奥氏体晶界中。本发明中，通过控制第二阶段的轧制条件来解决该课题。
作为第二阶段，通过控制热精轧的压下率、温度、轧制后的冷却条件、卷取温度，从而抑制Mn向碳化物中的浓化，生成易溶解的微细碳化物，进而向钢中导入高密度的位错。本发明中，通过微细分散的碳化物和高密度的位错这两者成为奥氏体的逆相变位点而将原奥氏体粒微细化。为了作为逆相变位点有效地发挥功能，碳化物优选容易溶解。因此，使Mn、Cr等阻碍碳化物溶解的元素不在碳化物中浓化是重要的。
另外，通过抑制Mo、Nb的析出，使Nb、Mo固溶于原奥氏体的晶界中，从而使P的偏析位点被Nb和Mo占有，消除P向原奥氏体中的偏析。由此，不仅能够利用Mo或Nb提高晶界强度，还能够抑制晶界的脆化强度的降低。
进而，通过控制卷材卷取条件，从而抑制Mn向碳化物中的浓化，生成易溶解的微细碳化物，进而向钢中导入高密度的位错，由此能够使奥氏体的强度上升，在由奥氏体相变为下部贝氏体或马氏体或回火马氏体时，优先生成为了缓和因相变而产生的应力而有利的晶体取向。其结果是，能够控制晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比。
这些热冲压用钢板通过控制热冲压工序中的加热速度，发挥不同的特性。
以下，对本发明的热冲压用钢板及其制造方法进行说明。首先，对构成本发明的热冲压用钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成所涉及的％是指质量％。
“C：0.35％以上且0.75％以下”
C是为了使热冲压成型体获得2000MPa以上的抗拉强度而言重要的元素。由于低于0.35％时，马氏体柔软，难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此C设定为0.35％以上。优选为0.37％以上。鉴于所要求的强度和早期断裂抑制的平衡，上限设定为0.75％。
“Si：0.005％以上且0.25％以下”
Si是提高变形能力而有助于冲击吸收能力的提高的元素。由于低于0.005％时变形能力不足而热冲压成型体的冲击吸收能力劣化，因此添加0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，由于若超过0.25％，则向碳化物中的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将热冲压成型体的原奥氏体的粒径控制为3μm，因此将上限设定为0.25％。优选为0.22％以下。
“Mn：0.5％以上且3.0％以下”
Mn是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。由于低于0.5％时固溶强化能力不足，马氏体变得柔软，热冲压成型体难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.5％以上。优选为0.7％以上。另一方面，由于若超过3.0％而添加，则向碳化物中的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将热冲压成型体的原奥氏体的粒径控制为3μm以下，因此将3.0％设定为上限。优选为2.5％以下。
“sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下”
Al是起到将钢液脱氧而将钢健全化的作用的元素。由于低于0.0002％时，脱氧充分而生成直径为5μm以上的粗大的氧化物并引起早期断裂，因此sol.Al设定为0.0002％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，由于若超过3.0％而添加，则生成粗大的氧化物而有损韧性，因此设定为3.0％以下。优选为2.5％以下，更优选为0.5％以下。
“Cr：0.05％以上且1.00％以下”
Cr是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。由于低于0.05％时固溶强化能力不足而马氏体变得柔软，热冲压成型体难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.05％以上。优选为0.1％以上。另一方面，由于若超过1.00％而添加，则向碳化物中的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将热冲压成型体的原奥氏体的粒径控制为3μm以下，因此将1.00％设定为上限。优选为0.8％以下。
“B：0.0005％以上且0.010％以下”
B是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。由于低于0.0005％时固溶强化能力不足，马氏体变得柔软，热冲压成型体难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.0005％以上。优选为0.0008％以上。另一方面，由于若超过0.010％而添加，则向碳化物中的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将热冲压成型体的原奥氏体的粒径控制为3μm以下，因此将0.010％设定为上限。优选为0.007％以下。
“Nb：0.01％以上且0.15％以下”
Nb是固溶于原奥氏体的晶界中而使晶界的强度上升的元素。另外，Nb由于通过固溶于晶界中而阻碍P的晶界偏析，因此使晶界的脆化强度提高。进而，通过使Nb和Mo固溶于刚精轧后的奥氏体中，进而控制卷材卷取条件，能够使奥氏体的强度上升，在由奥氏体相变为下部贝氏体或马氏体或回火马氏体时，优先生成为了缓和因相变而产生的应力而有利的晶体取向。其结果是，能够控制晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比。因此，添加0.01％以上。优选为0.030％以上。另一方面，由于若超过0.15％而添加，则变得容易作为碳化物析出，向晶界中的固溶量降低，因此设定为0.15％以下。优选为0.12％以下。
“Mo：0.005％以上且1.00％以下”
Mo是固溶于原奥氏体的晶界中而使晶界的强度上升的元素。另外，Mo由于通过固溶于晶界中而阻碍P的晶界偏析，因此使晶界的脆化强度提高。进而，通过使Nb和Mo固溶于刚精轧后的奥氏体中，进而控制卷材卷取条件，能够使奥氏体的强度上升，在由奥氏体相变为下部贝氏体或马氏体或回火马氏体时，优先生成为了缓和因相变而产生的应力而有利的晶体取向。其结果是，能够控制晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比。因此，添加0.005％以上。优选为0.030％以上。另一方面，由于若超过1.00％而添加，则变得容易作为碳化物析出，向晶界中的固溶量降低，因此设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。
“Ti：0％以上且0.15％以下”
Ti不是必须的元素，但由于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而添加。在添加Ti的情况下，为了获得添加的效果，优选设定为0.01％以上。优选为0.02％。另一方面，由于若超过0.15％而添加，则会形成直径为5μm以上的粗大的碳化物、氮化物而引起早期断裂，因此设定为0.15％以下。优选为0.12％以下。
“Ni：0％以上且3.00％以下”
Ni不是必须的元素，但由于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而添加。在添加Ni的情况下，为了获得添加的效果，优选设定为0.01％以上。优选为0.02％。另一方面，由于若超过3.00％而添加，则钢变脆而引起早期断裂，因此设定为3.00％以下。优选为2.00％以下。
“P：0.10％以下”
P为杂质元素，是容易在晶界中偏析、使晶界的脆化强度降低的元素。由于若超过0.10％，则晶界的脆化强度显著降低，引起早期断裂，因此P设定为0.10％以下。优选为0.050％以下。下限没有特别限定，但由于若降低至低于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性下限。
“S：0.10％以下”
S为杂质元素，是形成夹杂物的元素。由于若超过0.10％，则生成夹杂物而引起早期断裂，因此S设定为0.10％以下。优选为0.0050％以下。下限没有特别限定，但由于若降低至低于0.0015％，则脱S成本大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用钢板方面，0.0015％为实质性下限。
“N：0.010％以下”
N为杂质元素，由于形成氮化物而引起早期断裂，因此设定为0.010％以下。优选为0.0075％以下。下限没有特别限定，但若降低至低于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济上变得不利，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性下限。
成分组成的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废铁和/或在炼钢过程不可避免地混入、在不阻碍本发明的热冲压成型体的特性的范围内被容许的元素。
接着，对构成本发明的热冲压用钢板的显微组织的限定理由进行说明。
“以显微组织的面积率计90％以上为下部贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种以上”
为了使热冲压成型体获得1500MPa以上的抗拉强度，热冲压用钢板的显微组织以面积率计需要包含90％以上的马氏体或回火马氏体。优选为94％以上。从确保抗拉强度的观点考虑，显微组织也可以为下部贝氏体。剩余部分没有特别规定，例如可列举出上部贝氏体、残余奥氏体、珠光体。
下部贝氏体、马氏体、回火马氏体的面积率如下那样进行测定。
从热冲压用钢板的中央部切取与板面垂直的截面，使用#600～#1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。
在1.5～3％硝酸-醇溶液中浸渍5～10秒钟，使高倾角晶界显现出。此时，腐蚀作业在排气处理装置内实施，作业气氛的温度设定为常温。
将腐蚀后的试样用丙酮或乙醇洗涤后使其干燥，供于扫描型电子显微镜观察。所使用的扫描型电子显微镜设定为配备有2个电子检测器的电子显微镜。在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压10kV、照射电流水平8对试样照射电子射线，以试样的板厚1/4位置作为中心，拍摄1/8～3/8位置的范围的2次电子图像。拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面作为基准设定为10000倍，拍摄视野数设定为10个视野以上。
在所拍摄的2次电子图像中，由于结晶晶界和碳化物以明亮的对比度被摄像，因此根据结晶晶界和碳化物的位置，可以简便地判定组织。在晶粒的内部形成有碳化物的情况下，为回火马氏体或下部贝氏体，在晶粒内部未观察到碳化物的组织为马氏体。
另一方面，在结晶晶界中形成有碳化物的组织为上部贝氏体或珠光体。
关于残余奥氏体，由于晶体结构与上述显微组织不同，因此对与摄像2次电子图像的位置同一视野通过电子背散射衍射法进行测定。所使用的扫描型电子显微镜设定为配备有可实施电子背散射衍射法的照相机的电子显微镜。在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压25kV、照射电流水平16对试样照射电子射线而进行测定，由所获得的测定数据制成面心立方晶格的图。
在拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面作为基准以10000倍摄像而得到的照片上制作2μm间隔的网格，挑选出位于网格的交点的显微组织。将各组织的交点数除以全部的交点而得到的值设定为该显微组织的面积分率。在10个视野进行该操作，算出平均值，设定为显微组织的面积率。
“式(1)所定义的晶界固溶比Z为0.4以上”
Z＝晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％/溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％(1)
上述式(1)所定义的晶界固溶比Z在确保优异的冲击吸收能力的方面是重要的组织因子，是本发明人等为了评价冲击吸收能力而采用的指标。若Nb和/或Mo在晶界中固溶，则由于P变得难以在晶界中偏析，晶界的结合力提高，因此晶界的脆化强度上升而冲击吸收能力提高。若热冲压成型体的上述晶界固溶比Z低于0.4，则无法充分获得Nb和/或Mo的晶界强化效果，不能得到所需的冲击吸收能力。由于若将热冲压用钢板供于热冲压，则通过热处理而Nb、Mo的晶界固溶量减少，因此上述晶界固溶比Z设定为0.4以上。优选为0.5以上。上限没有特别限定，但理论上1.0成为上限。
晶界固溶比Z如下进行测定。
由热冲压用钢板的中央部制作图1中所示的尺寸的试验片。此时，按照板厚成为1.2mm的方式，将试验片的表背面等量地通过机械磨削而除去。试验片中央部的刻痕通过厚度为1mm的线切割机而插入，刻痕底的结合部控制为100μ～200μm。
接着，将试验片在20％-硫氰酸铵溶液中浸渍72～120hr。
浸渍完成后在0.5hr以内对试验片的表背面实施镀锌。
镀覆后在1.5hr以内供于俄歇电子发射光谱分析。用于实施俄歇电子发射光谱分析的装置的种类没有特别限定。将试验片设置于分析装置内，在9.6×10-5以下的真空中，从试验片的刻痕部分进行破坏，使原奥氏体晶界露出。对所露出的原奥氏体晶界以1～30kV的加速电压照射电子射线，测定该晶界中的Nb和/或Mo的质量％(浓度)。测定在10处以上的原奥氏体晶界中实施。为了防止晶界的污染，破坏后在30分钟以内完成测定。
算出所获得的Nb和/或Mo的质量％(浓度)的平均值，将除以所添加的Nb和/或Mo的质量％而得到的值设定为晶界固溶比Z。
“构成下部贝氏体或马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比为2.8以上”
在热冲压用钢板中，若构成下部贝氏体、马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比低于2.8，则在热冲压成型体中不生成龟裂进展抑制效果高的晶体取向，变得无法获得优异的弯曲变形能力。因此，该X射线随机强度比设定为2.8以上。该X射线随机强度比优选为3.0以上。上限没有特别规定，但在实际操作上难以设定为15.0以上，因此15.0为实质的上限。
接着，对金属组织的算出方法进行说明。
从热冲压用钢板的中央部按照可观察与其表面垂直的截面(板厚截面)的方式切取样品。使用#600～#1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体而精加工成镜面。
接着，使用标准胶态二氧化硅悬浮液(粒径为0.04μm)进行精磨。将研磨后的试样用丙酮或乙醇洗涤后使其干燥，设置于扫描型电子显微镜内。所使用的扫描型电子显微镜设定为配备有EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)的电子显微镜。
在样品的板厚3/8位置～5/8位置处，对板厚方向上500μm、轧制方向上1000μm的范围以0.2μm的测定间隔进行EBSD测定而获得晶体取向信息。测定条件设定为：真空水平为9.6×10-5以下、加速电压为15kV、照射电流水平为13、Binning尺寸为8×8、曝光时间为62秒。
使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”对测定数据进行解析，算出{112}<111>的X射线随机强度比。使用软件中搭载的参数即“Texture”功能和“晶体取向分布函数”功能，描绘出
Figure BDA0002597821870000101
截面的晶体取向分布函数。由所描绘的图像读取{112}<111>极点位置的X射线随机强度比。
“粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计为1×1016个/cm3以上”
若粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计为1×1016个/cm3以上，则通过微细分散的碳化物成为奥氏体的逆相变位点，能够将热冲压成型体的原奥氏体粒微细化。由于个数密度低于1×1016个/cm3时不能得到效果，因此将1×1016个/cm3设定为下限。优选为3×1016个/cm3。上限没有特别规定，鉴于所要求的强度和早期断裂抑制的平衡，将上限设定为1000×1016个/cm3。需要说明的是，若是以本申请中规定的制造条件制造的钢板，则所生成的碳化物主要变成渗碳体及ε碳化物。
接着，对金属组织的算出方法进行说明。
从热冲压用钢板按照可观察与其表面垂直的截面(板厚截面)的方式切取样品。使用#600～#1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用将粒度为1μm～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。
接着，通过“黑泽文夫、田口勇、松本龙太郎、日本金属学会志、43、1068(1979)”中记载的使用了非水溶性电解液的SPEED法进行电解蚀刻，按照可简便地观察微细碳化物的方式调整试样。该方法是通过利用碳钢与渗碳体或ε碳化物的分解电位不同，以仅基底金属分解的电位进行电解，从而可容易地进行碳化物的观察的方法。由于通过使用非水溶性的电解液，从而抑制水溶性的渗碳体或ε碳化物的分解，因此适于微细碳化物的尺寸测定、个数密度的测定。
将试样的观察面浸渍于乙酰丙酮系电解液中，以300mV的电解电位进行2秒钟的电解。将电解后的试样用丙酮或乙醇洗涤后使其干燥，设置于扫描型电子显微镜内。所使用的扫描型电子显微镜使用配备有2次电子检测器的机种。在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压10kV、照射电流水平8对试样照射电子射线，在样品的板厚3/8位置～5/8位置处，以横386mm×纵290mm的画面作为基准对倍率为30000倍的视野进行10个视野观察。
测定观察视野中包含的粒径(长轴的长度)为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数。算出1个视野中包含的上述碳化物的个数除以观察视野的面积而得到的值。在10个视野进行同样的操作，将全部视野的平均值设定为渗碳体及ε碳化物的个数密度。
接着，对用于获得本发明所涉及的热冲压用钢板的制造方法的方式进行说明。
<热冲压用钢板的制造方法>
(1)连续铸造工序
将具有上述的化学组成的钢液通过连续铸造法制成钢坯(板坯)。在该连续铸造工序中，将每单位时间的钢液浇注量设定为6吨/分钟以下。若在连续铸造时钢液的每单位时间的浇注量(浇注速度)超过6吨/分钟，则Mn的显微偏析增加，同时以Mo或Nb作为主体的析出物的核生成量增加。进一步优选将浇注量设定为5吨/分钟以下。浇注量的下限没有特别限定，从操作成本的观点出发，优选为0.1吨/分钟以上。
(2)热轧工序
将上述的钢坯进行热轧而制成钢板。此时，在式(2)所定义的A3相变温度+30℃以上且A3相变温度+200℃以下的温度域中结束热轧，将此时的最终段压下率设定为12％以上，在精轧结束后1秒以内开始冷却，在精轧结束温度～550℃的温度域以100℃/秒以上的冷却速度进行冷却，在低于500℃的温度下卷取。
A3相变温度＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo式(2)
通过将精轧温度设定为A3相变温度+30℃以上，促进奥氏体的再结晶。由此，抑制晶粒内的小倾角晶界的形成，能够减少Nb、Mo的析出位点。优选为A3相变温度+50℃以上。
通过将精轧温度设定为A3相变温度+200℃以下，抑制奥氏体的过度的晶粒生长。通过在A3相变温度+200℃以下的温度域进行精轧，促进奥氏体的再结晶，并且也不会引起过度的晶粒生长，因此在卷取工序中，能够获得微细的碳化物。优选为A3相变温度+150℃以下。
通过将精轧的压下率设定为12％以上，促进奥氏体的再结晶。由此，抑制晶粒内的小倾角晶界的形成，能够减少Nb、Mo的析出位点。优选为15％以上。
通过在精轧结束后在1秒以内、优选为0.8秒以内开始冷却，在精轧结束温度～550℃的温度域以100℃/秒以上的冷却速度进行冷却，能够减少在促进Nb及Mn的析出的温度域中的停留时间。其结果是，能够抑制奥氏体中的Nb、Mo的析出，奥氏体晶界中的Nb及Mo的固溶量增加。
通过将卷取温度设定为低于500℃，从而提高上述效果，并且抑制Mn向碳化物中的浓化，生成易溶解的微细碳化物，进而在钢中导入高密度的位错。优选为低于480℃。若卷取温度超过500℃，则粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计不会成为1×1016个/cm3以上。下限没有特别规定，但在室温以下卷取在实际操作上是困难的，因此室温成为下限。
另外，在刚精轧后，Nb和Mo固溶于奥氏体中，通过由固溶有Nb和Mo的奥氏体相变为下部贝氏体、马氏体或回火马氏体，Nb、Mo优先生成为了缓和因相变而产生的应力而有利的晶体取向，因此如上所述，通过在精轧结束后在1秒以内开始冷却，在精轧结束温度～550℃的温度域以100℃/秒以上的冷却速度进行冷却，能够控制晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比。
(3)镀层的形成
在钢板的表面上，也可以出于提高耐蚀性等目的而形成镀层。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，为一般的附着量即可。
(4)其他的工序
在热冲压用钢板的制造中，也可以另外包含酸洗、冷轧、调质轧制等公知的制法。
<热冲压成型体的制造工序的一个例子>
接着，对用于使用本发明所涉及的热冲压用钢板获得热冲压成型体的制造方法的方式进行说明。用于获得热冲压成型体的方法并不限定于以下的方式。
(制法A)获得强度优异的热冲压成型体的制法
将热冲压用钢板在500℃以上且A3点以下的温度域以100℃/s以上且低于200℃/s的平均加热速度加热并保持后，进行热冲压成型，成型后，将成型体冷却至室温。另外，为了调整强度，也可以在热冲压成型体的一部分区域或全部区域以200℃以上且500℃以下的温度进行回火。
通过在500℃以上且A3点以下的温度域以100℃/s以上且低于200℃/s的平均加热速度进行加热，从而以易溶解的微细碳化物和高密度的位错这两者作为原奥氏体的核生成位点，能够将原奥氏体的平均粒径控制在3μm以下。进而，还有助于抑制加热中的NbC、MoC的析出，增加原奥氏体的晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的固溶比。优选为120℃/s以上。由于若平均加热速度超过200℃/s，则促进以碳化物的溶解未完成的状态向奥氏体的相变，导致韧性的劣化，因此将200℃/s设定为上限。优选为低于180℃/s。
热冲压时的保持温度优选设定为A3点+50℃以上且A3点+150℃以下。另外，热冲压后的冷却速度优选设定为10℃/s以上。
(制法B：获得弯曲变形优异的热冲压成型体的制法)
将热冲压用钢板直接、或对该钢板实施冷轧而得到的钢板、或对该钢板实施镀覆而得到的钢板以低于100℃/s的平均速度加热至A3点以上并保持后，进行热冲压成型，成型后，将成型体冷却至室温。另外，为了调整强度，也可以在热冲压成型体的一部分区域或全部区域以200℃以上且500℃以下的温度进行回火。
热冲压时的保持温度优选设定为A3点+10℃以上且A3点+150℃以下。另外，热冲压后的冷却速度优选设定为10℃/s以上。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但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条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
对将表1中所示的成分组成的钢液进行铸造而制造的钢坯实施表2中所示的热轧而制成热冲压用钢板。对于所获得的热冲压用钢板，通过前文所述的方法，测定下部贝氏体及马氏体及回火马氏体的面积率、Nb及Mo的晶界固溶比、构成下部贝氏体或马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比、粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度。
另外，使用所获得的热冲压用钢板，以表3中所示的条件实施冷轧、镀覆，制成热冲压成型体。对于热冲压时的热处理，将500℃以上且A3点以下的温度域的各种平均加热速度以各种速度来进行。
Figure BDA0002597821870000151
Figure BDA0002597821870000161
Figure BDA0002597821870000171
Figure BDA0002597821870000181
Figure BDA0002597821870000191
Figure BDA0002597821870000201
Figure BDA0002597821870000211
Figure BDA0002597821870000221
Figure BDA0002597821870000231
对于将500℃以上且A3点以下的温度域的平均加热速度设定为100℃/s以上而制作热冲压成型体的样品，测定抗拉强度，进一步对冲击吸收能力进行了评价。
对于将500℃以上且A3点以下的温度域的平均加热速度设定为低于100℃/s而制作热冲压成型体的样品，测定抗拉强度，进一步对弯曲变形能力进行了评价。
另外，冲击吸收能力以早期断裂的有无进行评价，将在下述的评价基准中没有引起早期断裂的材料设定为合格。所谓冲击吸收能力优异是指碰撞时的能量吸收量大。即，应力应变曲线中的积分值大，这可以通过没有早期断裂(达到最大应力后断裂)来评价。
将拉伸试验中获得的最大强度除以材料的维氏硬度的3.3倍的值而得到的数值为0.85以上的情况判断为早期断裂得以抑制。材料的维氏硬度通过下面的方法进行了测定。
从热冲压成型体切取与板面垂直的截面，使用＃600～＃1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。使用维氏硬度试验机，在板厚1/4位置处，以载荷1kgf、测定间隔为压痕的3倍以上的间隔测定10点，将平均值设定为钢板的硬度。
弯曲变形能力的评价基于德国汽车工业会所规定的VDA基准(VDA238-100)并以以下的测定条件进行了评价。本发明中，将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移以VDA基准转换成角度，求出最大弯曲角度，将最大弯曲角成为50°以上的材料设定为合格。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×30mm(与轧制垂直的方向)、板厚1.0mm
弯曲棱线：与轧制成直角的方向
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊径：
Figure BDA0002597821870000241
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×1.0(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/min
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
可以确认本发明的热冲压用钢板的抗拉强度为2000MPa以上，具有优异的弯曲变形能力。另一方面，在化学组成、制造方法不适宜的例子中，没有得到目标特性。

Claims (2)

1.一种热冲压用钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有：
C：0.35％以上且0.75％以下、
Si：0.005％以上且0.25％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、
Cr：0.05％以上且1.00％以下、
B：0.0005％以上且0.010％以下、
Nb：0.01％以上且0.15％以下、
Mo：0.005％以上且1.00％以下、
Ti：0％以上且0.15％以下、
Ni：0以上且3.00％以下、
P：0.10％以下、
S：0.10％以下、
N：0.010％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
显微组织以面积率计包含90％以上的下部贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少1种，
Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)所定义的晶界固溶比Z为0.4以上，
构成所述下部贝氏体、马氏体或回火马氏体的晶粒的{112}<111>的X射线随机强度比为2.8以上，
粒径为50nm以下的渗碳体及ε碳化物的个数密度合计为1×1016个/cm3以上。
2.根据权利要求1所述的热冲压用钢板，其特征在于，其具有镀层。
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