CN111655884B - 热冲压成型体 - Google Patents

Abstract

本发明的热冲压成型体的特征在于，其是具有优异的冲击吸收能力的热冲压成型体，具有规定的成分组成，显微组织包含平均结晶粒径为3μm以下的原奥氏体，进一步以面积率计包含90％以上的下贝氏体、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0.3以上。

Description

热冲压成型体

技术领域

本发明涉及需要强度的汽车、结构物的结构构件、增强构件中使用的特别是冲击吸收能力优异的热冲压(hot stamping)成型体。

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，将钢板加热至奥氏体区域的高温后实施压制成型的热冲压的应用取得进展。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。

作为可应对该要求的技术，在专利文献1中公开了一种技术，其中，通过将热冲压用钢板进行退火，使Mn、Cr在碳化物中浓化而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，公开了通过在热冲压加热时以90℃/s以下的加热速度进行升温而使奥氏体细粒化的技术。

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，难以获得进一步被细粒化的奥氏体，期望不了获得超过以往的冲击吸收能力。

本发明鉴于现有技术的课题，课题是在高强度钢板的热冲压成型体中确保更优异的冲击吸收能力，目的是提供解决该课题的热冲压成型体。

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：通过将原奥氏体的平均结晶粒径设定为3μm以下，进一步使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，可获得比以往更优异的冲击吸收能力。

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)一种热冲压成型体，其特征在于，成分组成以质量％计含有C： 0.15％以上且低于0.35％、Si：0.005％～0.25％、Mn：0.5％～3.0％、sol.Al： 0.0002％～3.0％、Cr：0.05％～1.00％、B：0.0005％～0.010％、Nb：0.01％～ 0.15％、Mo：0.005％～1.00％、Ti：0％～0.15％、Ni：0％～3.00％、P： 0.10％以下、S：0.10％以下及N：0.010％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，显微组织包含平均结晶粒径为3μm以下的原奥氏体，进一步以面积率计包含90％以上的下贝氏体、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0.3 以上。

(2)根据上述(1)的热冲压成型体，其特征在于，所述热冲压成型体具有镀层。

发明效果

根据本发明，能够提供一面为高强度、一面具有比以往更优异的冲击吸收能力的热冲压成型体。

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

本发明的特征是将原奥氏体的平均结晶粒径设定为3μm以下，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。本发明人等进行了深入研究，结果认识到：通过以下的方法可得到上述的组织。

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，因为Mn与P的亲和性高，所以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向原奥氏体晶界中扩散。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晶粒微细化。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。

作为第三阶段，通过控制热冲压加热时的升温速度，使易溶解的微细碳化物和高密度的位错这两者成为原奥氏体的核生成位点。由此，能够将热冲压成型体中的原奥氏体的平均结晶粒径控制为3μm以下。

另外，抑制加热中的NbC、MoC的析出，使原奥氏体的晶界中的 Nb及Mo中的1种或2种的固溶比增加。为了抑制Mo、Nb的析出，需要将热冲压加热时的升温速度至少设定为100℃/s以上。

冲击吸收能力可以以夏比冲击试验的脆性断面率进行评价。脆性断面率的不同起因于晶界强度的不同。晶界强度由成型体的显微组织或种类(马氏体、回火马氏体、下贝氏体等)、原奥氏体的平均结晶粒径、 Nb和Mo之类的晶界固溶元素的浓度决定。

通过提高Nb、Mo的晶界固溶量可以使晶界强度上升，但由于Nb、 Mo在500℃以上的温度时，容易与钢中的C键合而生成碳化物，因此需要一贯地控制直至连续铸造、热轧、热压为止的制造工序而抑制这些元素的析出。即，为了提高Nb、Mo的晶界固溶量，需要在上述的第一阶段～第三阶段的全部阶段满足后述的条件。

以下，对本发明的热冲压成型体和其制造方法进行详细说明。

首先，对限定本发明的热冲压成型体的成分组成的理由进行说明。以下，成分组成所涉及的％是指质量％。

“C：0.15％以上且低于0.35％”

C是为了获得1500MPa以上的抗拉强度而重要的元素。由于低于 0.15％时，马氏体柔软，难以确保1500MPa以上的抗拉强度，因此C设定为0.15％以上。优选为0.20％以上。另一方面，鉴于所要求的冲击吸收能力与强度的平衡，设定为低于0.35％。优选为低于0.34％。

“Si：0.005％～0.25％”

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％，则向碳化物的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将原奥氏体的平均结晶粒径控制为3μm，因此将上限设定为0.25％。优选为0.22％以下。

“Mn：0.5％～3.0％”

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而马氏体变得柔软，难以确保1500MPa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，则向碳化物的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将原奥氏体的平均结晶粒径控制为3μm以下，因此将3.0％设定为上限。优选为2.5％以下。

“sol.Al：0.0002％～3.0％”

Al是起到将钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素。由于低于 0.0002％时，脱氧充分而生成粗大的氧化物，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％～1.00％”

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，难以确保1500MPa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，则向碳化物的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将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％～0.010％”

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而马氏体变得柔软，难以确保1500MPa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，则向碳化物的固溶量增加而碳化物变得难以溶解，变得无法将原奥氏体的平均结晶粒径控制为3μm以下，因此将 0.010％设定为上限。优选为0.007％以下。

“Nb：0.01％～0.15％”

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。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而析出，向晶界的固溶量降低，因此设定为0.15％以下。优选为0.12％以下。

“Mo：0.005％～1.00％”

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。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而析出，向晶界的固溶量降低，因此设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。

“Ti：0％～0.15％”

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，则形成粗大的碳化物、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％～3.00％”

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％为实质性的下限。

“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％为实质性的下限。

“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，但由于若降低至低于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％为实质性的下限。

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/或在炼钢过程中不可避免地混入、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，对本发明的热冲压成型体的显微组织的限定理由进行说明。

“原奥氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下”

原奥氏体的平均结晶粒径是为了确保优异的强度和早期断裂的抑制效果而重要的组织因子。根据本发明人等的研究，为了获得对热冲压成型体所要求的冲击吸收能力，原奥氏体的粒径越小越优选，作为平均结晶粒径需要控制为3.0μm以下。更优选低于2.7μm，但下限没有特别限定。由于通过目前的实际操作难以设定为低于0.5μm，因此0.5μm为实质性的下限。

原奥氏体的平均结晶粒径如下进行测定。

首先，将热冲压成型体在540℃下进行24hr热处理。由此，促进原奥氏体晶界的腐蚀。热处理只要通过炉加热或通电加热来进行即可，升温速度设定为0.1～100℃/s，冷却速度设定为0.1～150℃/s。

从热处理后的热冲压成型体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。

接着，将观察面在3～4％硫酸-醇(或水)溶液中浸渍1分钟，使原奥氏体晶界显现出来。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两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15kV、照射电流水平13 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 位置的范围的二次电子图像。拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面作为基准而设定为4000倍，拍摄视场数设定为10个视场以上。

在所拍摄的二次电子图像中，原奥氏体晶界作为明亮的对比度被摄像。对于观察视场中包含的原奥氏体晶粒，算出最短的直径与最长的直径的平均值而设定为平均结晶粒径。除了拍摄视场的端部等在拍摄视场中不包含晶粒的整体的原奥氏体晶粒以外，对全部的原奥氏体晶粒进行上述操作，求出该拍摄视场中的平均结晶粒径。平均结晶粒径为所算出的粒径的总和除以测定了粒径的原奥氏体晶粒的总数而得到的值。对所拍摄的全部的每个视场实施该操作，算出原奥氏体的平均结晶粒径。

“式(1)所定义的晶界固溶比Z为0.3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固溶于晶界中，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。由于若上述晶界固溶比Z低于0.3，则无法充分获得Nb和/或Mo的晶界强化效果，得不到所需的冲击吸收能力，因此上述晶界固溶比Z设定为 0.3以上。优选为0.4以上。上限没有特别限定，但在理论上1.0成为上限。

晶界固溶比Z如下进行测定。

从热冲压成型体的中央部制作图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)。在10处以上的原奥氏体晶界中实施测定。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，将其除以所添加的Nb和/或Mo的质量％而得到的值设定为晶界固溶比Z。

“以显微组织的面积率计90％以上为下贝氏体、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，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贝氏体。面积率90％以上的组织可以是下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种，也可以是它们的混合组织。

显微组织的剩余部分没有特别规定，例如可列举出上贝氏体、残余奥氏体、珠光体。

下贝氏体、马氏体、回火马氏体的面积率如下进行测定。

从热冲压成型体的中央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来。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两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，拍摄视场数设定为10个视场以上。

在所拍摄的2次电子图像中，由于结晶晶界和碳化物作为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的视场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个视场进行该操作，算出平均值，设定为显微组织的面积率。

接着，对用于获得本发明的热冲压成型体、及在热冲压成型体的制造中使用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，优选将每单位时间的钢液浇注量设定为6ton/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 6ton/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5ton/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0.1ton/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+10℃～A3相变温度+200℃的温度区域中结束热轧，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℃的温度区域以100℃/s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+10℃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。另外，通过减少Nb、Mo的析出位点，还能够抑制C的消耗，因此在之后的工序中，能够提高碳化物的个数密度。优选为A3相变温度+30℃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℃以下的温度区域中进行精轧，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、优选在0.8秒以内开始冷却，在精轧结束温度～550℃的温度区域以100℃/s以上的冷却速度进行冷却，能够减少促进Nb及Mn的析出的温度区域中的停留时间。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。优选低于480℃。下限没有特别规定，但由于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。

(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)其它的工序

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>

本发明的热冲压成型体通过将热冲压用钢板在500℃～A3点的温度区域以100℃/s以上且低于200℃/s的平均加热速度进行加热并保持后，进行热冲压成型，成型后将成型体冷却至室温来制造。

另外，为了调整强度，也可以对热冲压成型体的一部分区域或全部区域以200℃～500℃的温度进行回火。

通过在500℃～A3点的温度区域以100℃/s以上且低于200℃/s的平均加热速度进行加热、保持而进行热冲压成型，从而使易溶解的微细碳化物和高密度的位错这两者成为原奥氏体的核生成位点，能够将原奥氏体的平均结晶粒径控制为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。

平均加热速度优选为120℃/s以上。由于若平均加热速度超过200℃ /s，则会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。优选低于180℃/s。

热冲压时的保持温度优选设定为A3点+10℃～A3点+150℃。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1-1～1-3中所示的成分组成的钢液进行铸造而制造的钢坯以表2-1～2-3中所示的条件实施热轧、冷轧而制成热冲压用钢板，对所得到的热冲压用钢板实施表2-1～2-3中所示的热处理，进行热冲压成型，制造了成型体。

表3-1～3-3中示出了热冲压成型体的显微组织和机械特性。

另外，热冲压成型体的抗拉强度是制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JISZ 2241中记载的试验方法进行了测定。作为冲击吸收能力的指标，通过夏比冲击试验对韧性进行了评价。在-100℃下进行小尺寸的夏比冲击试验，将脆性断面率低于30％的情况设定为合格。

可以确认本发明的热冲压成型体具有抗拉强度为1500MPa以上、韧性的指标即脆性断面率低于30％这样的优异特性。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)

1.一种热冲压成型体，其特征在于，成分组成以质量％计含有：

C：0.15％以上且低于0.35％、

Si：0.005％～0.25％、

Mn：0.5％～3.0％、

sol.Al：0.0002％～3.0％、

Cr：0.05％～1.00％、

B：0.0005％～0.010％、

Nb：0.01％～0.15％、

Mo：0.005％～1.00％、

Ti：0％～0.15％、

Ni：0％～3.00％、

P：0.10％以下、

S：0.10％以下、及

N：0.010％以下，

剩余部分为Fe及不可避免的杂质；

显微组织包含平均结晶粒径为3μm以下的原奥氏体，进一步以面积率计包含90％以上的下贝氏体、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0.3以上。

2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，所述热冲压成型体具有镀层。

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