CN113490759B - 热冲压成形品及其制造方法 - Google Patents

Abstract

该热冲压成形品具有规定的化学组分。所述热冲压成形品中，金相组织以面积％计，包含：铁素体：高于50.0％；回火马氏体：5.0％以上且小于50.0％；马氏体：0％以上且小于10.0％；以及贝氏体：0％以上且小于20.0％。所述热冲压成形品中，拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa，以170℃实施20分钟的热处理时的、所述拉伸强度的降低量即ΔTS为100MPa以下。

Description

热冲压成形品及其制造方法

技术领域

本发明涉及热冲压成形品及其制造方法。

本申请基于2019年4月1日在日本提交的特愿2019-070212号主张优先权，将其内容引用至此。

背景技术

在工业技术领域高度分化的今日，对于各技术领域中使用的材料，要求特殊且高度的性能。例如关于汽车用钢板，出于对地球环境的考虑，为了改善车身轻量化带来的燃耗经济性，要求较高强度。将高强度钢板应用于汽车车身时，在使钢板的板厚变薄从而使车身轻量化的同时，能够对车身赋予希望的强度。

但是，在形成汽车的车身部件的工序即冲压成形中，所使用的钢板的厚度越薄就越容易发生断裂及褶皱。因此，对于汽车用钢板，还需要优异冲压成形性。

由于确保冲压成形性和钢板的高强度化是相反的要素，因此难以同时满足这些特性。此外，对高强度钢板进行冲压成形时，从模具中取出部件时回弹导致部件的形状较大地变化，因此难以确保部件的尺寸精度。这样，通过冲压成形制造高强度的车身部件并不容易。

迄今，作为制造超高强度的车身部件的方法，例如，如专利文献1所公开，提出了一种技术方案，其使用低温的冲压模具对加热后的钢板进行冲压成形。该技术也被称作热冲压或者热压等，将通过被加热至高温而成为软质的状态的钢板进行冲压成形，因此能够以高尺寸精度制造复杂形状的部件。另外，通过与模具的接触，钢板骤冷，因此通过淬火，在冲压成形的同时能够大幅提高强度。例如，专利文献1中记载了通过对拉伸强度为500～600MPa的钢板进行热冲压，从而得到拉伸强度为1400MPa以上的部件。

在车身的部件之中，在中柱及侧梁这样的骨骼结构部件中，为了控制汽车碰撞时的部件的变形状态，通常会在部件内设置硬质的部位和软质的部位。

作为通过热冲压制造具有软质部的部件的方法，专利文献2中公开了一种方法：通过感应加热或者红外线加热使钢板的加热温度局部性变化，将加热至低温的部分软质化。

专利文献3中公开了一种方法：炉加热钢板时对钢板的一部分安装隔热材料，局部性地降低加热温度来软质化。

专利文献4及专利文献5中公开了一种方法：通过改变成形时的钢板和模具的接触面积，局部性地使钢板的冷却速度变化，使冷却速度较低的部分软质化。

专利文献6中公开了一种技术：使用将两片坯板焊接并连接的，所谓的拼焊坯料进行热冲压。

在热冲压中，通常在将钢板加热到奥氏体域后，通过以临界冷速以上的冷却速度进行冷却，通过形成马氏体单一的组织从而使其高强度化。另一方面，在专利文献2～5所述的方法中，如上所述局部性地降低钢板的加热温度或冷却速度，局部性地生成马氏体以外的组织，实现软质化。然而，马氏体以外的组织的百分比对加热温度及冷却速度敏感地响应而变化，因此在专利文献2～5的方法中，存在软质部的强度不稳定的技术问题。

在专利文献6所述的技术中，通过使用淬火性较低的钢板作为一方的坯板，从而在一定的加热冷却条件下能够形成软质部。但是，软质部的金相组织及强度特性虽然很大程度取决于钢板的成分组成，但在专利文献6中，关于淬火性低的钢板的成分组成没有任何考虑。

针对这样的技术问题，专利文献7及8中公开了一种方法：在由硬质部和软质部构成的热冲压部件、或者整体上软质的热冲压部件中，使软质部的强度稳定化。

具体而言，专利文献7中公开了：将C含量限制为较低的同时使淬火元素含有一定量以上，在冷却中抑制铁素体、珠光体及马氏体的形成的600～1200MPa级汽车用高强度部件及其制造方法。

另外，专利文献8中公开了一种热冲压部件及其制造方法：其将C含量限制为较低并且使其含有Ti，控制马氏体的生成量，拉伸强度为500MPa以上。

根据专利文献7及8所述的技术，能够提高部件内的强度以及延展的均匀性。然而，根据本发明的发明者们的研究可知，在专利文献7及8所述的技术中，金相组织中含有贝氏体、马氏体等的硬质组织，因此热稳定性低，对部件实施涂装烘烤处理时强度有时会降低。在汽车部件中，多数进行涂装烘烤处理，因此专利文献7及8记载的技术中，存在改善的余地。

[现有技术文献]

[专利文献]

专利文献1：日本国特开2002-102980号公报

专利文献2：日本国特开2005-193287号公报

专利文献3：日本国特开2009-61473号公报

专利文献4：日本国特开2003-328031号公报

专利文献5：国际公开第2006/38868号

专利文献6：日本国特开2004-58082号公报

专利文献7：日本国特开2005-248320号公报

专利文献8：国际公开第2008/132303号

发明内容

[发明要解决的技术问题]

如上所述，通过热冲压制造软质的部件或者包含软质部的部件并不容易。特别地，通过热冲压，制造一部分或者全部包含软质部的、热稳定性优异的低强度的热冲压部件(成形品)在现有技术中是困难的。

本发明的目的在于解决上述技术问题，提供一种热冲压成形品及其制造方法，其具有热稳定性优异，更具体而言具有伴随涂装烘烤处理的涂装烘烤处理前后的强度(拉伸强度)的变动小，拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa的部分。

[用于解决技术问题的技术手段]

本发明是用于解决上述技术问题而提出的，以下述热冲压成形品及其制造方法为宗旨。

(1)一种热冲压成形品，所述热冲压成形品的全部或者一部分具有的化学组分以质量％计为，C：0.001％以上且小于0.090％；Si：小于0.50％；Mn：0.50％以上且小于1.70％；P：0.200％以下；S：0.0200％以下；sol.Al：0.001～2.500％；N：0.0200％以下；B：0.0002～0.0200％；Ti：0～0.300％；Nb：0～0.300％；V：0～0.300％；Zr：0～0.300％；Cr：0～2.00％；Mo：0～2.00％；Cu：0～2.00％；Ni：0～2.00％；Ca：0～0.0100％；Mg：0～0.0100％；REM：0～0.1000％；Bi：0～0.0500％；以及剩余部分：Fe及杂质，金相组织以面积％计包含，铁素体：高于50.0％；回火马氏体：5.0％以上且小于50.0％；马氏体：0％以上且小于10.0％；以及贝氏体：0％以上且小于20.0％，拉伸强度为440MPa以上且小于700Mpa，在170℃下实施20分钟的热处理时的所述拉伸强度的降低量即ΔTS为100MPa以下。

(2)也可以是，上述(1)所述的热冲压成形品，所述化学组分以质量％计包含由Ti：0.001～0.300％、Nb：0.001～0.300％、V：0.001～0.300％、Zr：0.001～0.300％、Cr：0.001～2.00％、Mo：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％、Ni：0.001～2.00％、Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0100％、REM：0.0001～0.1000％、以及Bi：0.0001～0.0500％构成的组中选择的一种或两种以上。

(3)也可以是，上述(1)或(2)所述的热冲压成形品在表面具有镀层。

(4)一种制造上述(1)或(2)所述的热冲压成形品的方法，具备：加热工序，将具有上述(1)或(2)所述的化学组分的热冲压用钢板加热到高于Ac₃点的温度；热冲压工序，对所述加热工序后的所述热冲压用钢板，以(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热到100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

(5)一种制造上述(1)或(2)所述的热冲压成形品的方法，具备：接合工序，将具有上述(1)或(2)所述的化学组分的热冲压用钢板与接合用钢板接合，作为接合钢板；加热工序，将所述接合工序后的接合钢板加热至高于所述热冲压用钢板的Ac₃点的温度；热冲压工序，对所述加热工序后的所述接合钢板，以所述热冲压用钢板的(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热至100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

(6)一种制造上述(3)所述的热冲压成形品的方法，具备：加热工序，将具有上述(1)或(2)所述的化学组分，且在表面具有镀层的热冲压用钢板加热至超过Ac₃点的温度；热冲压工序，对于加热工序后的所述热冲压用钢板，以(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热至100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

(7)一种制造上述(3)所述的热冲压成形品的方法，具备：接合工序，将具有上述(1)或(2)所述的化学组分，且在表面具有镀层的热冲压用钢板与接合用钢板接合，作为接合钢板；加热工序，将所述接合工序后的接合钢板加热至高于所述热冲压用钢板的Ac₃点的温度；热冲压工序，对所述加热工序后的所述接合钢板，以所述热冲压用钢板的(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热至100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

[发明效果]

根据本发明，能够得到一种热冲压成形品，其具有伴随涂装烘烤处理的强度的变动小(热稳定性优异的)、拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa的部分。

附图说明

图1是示出实施例1中制造的热冲压成形品的形状的示意图。

图2是示出实施例2中制造的热冲压成形品的形状的示意图。

具体实施方式

本发明的发明者们针对拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa的热冲压成形品，深入研究了抑制涂装烘烤时的强度降低的方法。其结果，得到以下见解。

(A)若热冲压成形品的金相组织中大量含有马氏体或贝氏体等硬质组织，则由于涂装烘烤处理而导致成形品的拉伸强度大幅降低。这被认为是硬质组织回火而软质化的原因。

(B)另一方面，即使是硬质组织的百分率低，具有以包含铁素体的软质组织为主体的金相组织的热冲压成形品，依据化学组分或热冲压条件而拉伸强度有时会由于涂装烘烤处理而大幅降低。

(C)在进行热冲压的工序中，通过在铁素体和奥氏体共存的温度域开始热冲压，以及对热冲压工序后的热冲压成形品以规定的温度域实施再加热，从而抑制伴随涂装烘烤处理的拉伸强度的降低。

其理由并不明确，但本发明的发明者们推测是以下原因导致的。(a)在热冲压成形品中，铁素体中所包含的固溶状态的碳在涂装烘烤时作为粗大的铁碳化物析出，成为铁素体的强度降低的原因。(b)在热冲压成形品中，细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群在涂装烘烤时变化为粗大的铁碳化物，成为铁素体的强度降低的原因。(c)若在铁素体存在的状态下进行热冲压，则在热冲压成形品中，向铁素体中导入位错。(d)若再加热热冲压成形品，则铁素体中的固溶碳析出在位错上，固溶碳量减少，同时细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群粗大化。

(D)若化学组分中含有B(硼)，则抑制伴随涂装烘烤处理的拉伸强度的降低。其理由虽然不明确，但推断原因在于：若含有B，则在热冲压成形品中，导入到铁素体中的位错的量增加，促进再加热引起的碳化物的析出，固溶碳量会进一步减少，以及促进铁碳化物或铁碳集群的粗大化。

根据上述(A)～(D)的见解，本发明的发明者们有如下发现：通过使用含有预期量的B(硼)的钢板，以铁素体和奥氏体共存的温度域开始热冲压，进一步对热冲压工序后的热冲压成形品进行再加热，从而能够制造一种热冲压成形品，其具有以铁素体为主体的金相组织，至少一部分拉伸强度小于700MPa，热稳定性优异，涂装烘烤处理导致的强度降低较小。

下面，针对本发明的一实施方式的热冲压成形品(本实施方式的热冲压成形品)及其制造方法的各要件进行详细的说明。其中，本发明并不局限于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的宗旨的范围内能够进行各种变更。

＜热冲压成形品的化学组分＞

本实施方式的热冲压成形品的全部或者一部分具有如下所示的化学组分。各元素的限定理由如下所述。在以下的说明中，关于化学组分的含量的“％”全部表示“质量％”。在热冲压成形品包括拉伸强度小于700MPa的部分和拉伸强度为700MPa以上的部分的情况下，至少拉伸强度小于700MPa的部分具有以下的化学组分即可。

C：0.001％以上，小于0.090％

C是具有使热冲压后的钢板(热冲压成形品具备的钢板)的拉伸强度上升的效果的元素。C含量小于0.001％时，不能期望热冲压带来的拉伸强度上升。因此，将C含量设定为0.001％以上。优选的C含量为0.020％以上，0.030％以上，0.040％以上，或者0.050％以上。

另一方面，若C含量为0.090％以上，则在热冲压后的金相组织中，回火马氏体、马氏体、及/或贝氏体的面积率增加，热冲压成形品的拉伸强度成为700MPa以上，或者不能确保热冲压成形品的热稳定性。因此，C含量设定为小于0.090％。优选的C含量为小于0.085％，小于0.080％，小于0.075％，或者小于0.070％。

Si：小于0.50％

Si是在钢中作为杂质而含有的元素。若Si含量为0.50％以上，则如后文所述即使对热冲压成形品实施再加热处理，也难以确保热冲压成形品的热稳定性。因此，Si含量设定为小于0.50％。优选的Si含量小于0.40％，小于0.20％，小于0.10％，或者小于0.05％。作为热冲压用钢板使用镀敷钢板的情况下，为了确保镀敷性，优选将Si含量设为小于0.40％，较优选设定为小于0.30％。

Si含量的下限没有特别的限定，但过度降低Si含量会引起制钢成本的上升。因此，优选将Si含量设定为0.001％以上。另外，Si具有提高热冲压后的钢板的拉伸强度的作用，因此可以积极地含有。出于高强度化的观点，Si含量优选为0.10％以上，或者0.20％以上。

Mn：0.50％以上，小于1.70％

Mn是提高钢的淬火性的元素，为了得到包含铁素体及回火马氏体的金相组织而含有0.50％以上。优选的Mn含量为0.60％以上，或者0.70％以上。

另一方面，若Mn含量为1.70％以上，则如后文所述即使对热冲压成形品实施再加热处理，也难以确保热冲压成形品的热稳定性。因此，Mn含量设定为小于1.70％。Mn含量优选为小于1.50％，小于1.20％，小于1.00％，或者小于0.80％。

P：0.200％以下

P是在钢中作为杂质而含有的元素。若P含量高于0.200％则焊接性及热冲压后的韧性显著劣化，因此P含量设定为0.200％以下。优选的P含量为0.100％以下，0.050％以下，或者0.020％以下。

P含量的下限并不特别限定，但使P含量过度降低时会引起制钢成本的上升。因此，优选将P含量设定为0.001％以上。另外，P具有提高热冲压后的成形品的拉伸强度的作用，因此也可以积极地含有它。出于高强度化的观点，优选的P含量为0.010％以上，0.020％以上，或者0.030％以上。在作为热冲压用钢板使用镀敷钢板的情况下，为了确保镀敷性，优选将P含量设定为0.050％以下，较优选设定为0.040％以下。

S：0.0200％以下

S在钢中作为杂质而含有，是使钢脆化的元素。因此，S含量越少越优选，S含量高于0.0200％时钢显著脆化，因此S含量设定为0.0200％以下。优选的S含量为0.0100％以下，0.0050％以下，或者0.0030％以下。

S含量的下限并不特别的限定，但使S含量过度降低会引起制钢成本的上升。因此，优选将S含量设定为0.0001％以上。

sol.Al：0.001～2.500％

Al是具有使钢液脱氧的作用的元素。若sol.Al含量(酸可溶Al含量)小于0.001％则脱氧变得不充分。因此，将sol.Al含量设定为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.005％以上，0.010％以上，或者0.020％以上。

另一方面，若sol.Al含量过高，则相变点上升，难以在热冲压的加热工序中将钢板加热到高于Ac₃点的温度。因此，sol.Al含量设定为2.500％以下。sol.Al含量优选小于0.500％，小于0.100％，小于0.050％，或者小于0.040％。

N：0.0200％以下

N在钢中作为杂质而含有，是在钢的连续铸造中形成氮化物的元素。该氮化物会使热冲压后的韧性变差，因此优选N含量较低。N含量高于0.0200％时，韧性显著变差。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量优选小于0.0100％，小于0.0080％，或者小于0.0050％。

N含量的下限并不特别的限定，但使N含量过度降低会引起制钢成本的上升，因此优选将N含量设定为0.0010％以上。

B：0.0002～0.0200％

B是具有提高具有包含铁素体及回火马氏体的金相组织的热冲压成形品的热稳定性的作用的元素。在B含量小于0.0002％的情况下，不能充分地得到上述作用的效果。因此，B含量设定为0.0002％以上。优选的B含量为0.0006％以上，0.0010％以上，或者0.0015％以上。

另一方面，在B含量高于0.0200％的情况下，热冲压后的钢板的拉伸强度变得过高，热冲压成形品的热稳定性变差。因此，B含量设定为0.0200％以下。优选的B含量为小于0.0050％，小于0.0030％，或者小于0.0020％。

Ti：0～0.300％

Nb：0～0.300％

V：0～0.300％

Zr：0～0.300％

Ti、Nb、V及Zr会使金相组织微细化，是具有提高热冲压成形品的拉伸强度的作用的元素。为了得到该效果，也可以根据需要包含从Ti、Nb、V及Zr中选择的一种以上。由于也可以不包含这些元素，因此这些元素的含量的下限为0％。

在要得到上述效果的情况下，优选将从Ti、Nb、V及Zr中选择的一种以上分别含有0.001％以上。另外，较优选含有0.005％以上的Ti、0.005％以上的Nb、0.010％以上的V、以及0.005％以上的Zr中的任一种以上。

在含有Ti的情况下，进一步优选将Ti含量设定为0.020％以上，特别优选设定为0.030％以上。

在含有Nb的情况下，进一步优选将Nb含量设定为0.020％以上，特别优选设定为0.030％以上。

在含有V的情况下，进一步优选将V含量设定为0.020％以上。

在含有Zr的情况下，进一步优选将Zr含量设定为0.010％以上。

另一方面，在Ti、Nb、V及Zr的含量分别高于0.300％的情况下，效果会饱和，在这方面钢板的制造成本上升。因此，即使在含有这些元素的情况下，Ti、Nb、V及Zr的含量分别为0.300％以下。

另外，在Ti、Nb、V及Zr的含量较多的情况下，这些元素的碳化物大量析出，有时会损害热冲压后的韧性。

因此，Ti含量优选小于0.060％，进一步优选小于0.040％。

Nb含量优选小于0.060％，进一步优选小于0.040％。

V含量优选小于0.200％，进一步优选小于0.100％。

Zr含量优选小于0.200％，进一步优选小于0.100％。

Cr：0～2.00％

Mo：0～2.00％

Cu：0～2.00％

Ni：0～2.00％

Cr、Mo、Cu及Ni具有提高热冲压成形品(热冲压后的钢板)的拉伸强度的作用。因此，也可以根据需要含有从Cr、Mo、Cu及Ni中选择的一种以上。由于也可以不含有这些元素，因此这些元素的含量的下限为0％。

在要得到上述效果的情况下，优选使从Cr、Mo、Cu及Ni中选择的一种以上分别含有0.001％以上。优选的Cr含量为0.05％以上，优选的Mo含量为0.05％以上，优选的Cu含量为0.10％以上，优选的Ni含量为0.10％以上。

另一方面，若Cr、Mo、Cu及Ni的含量分别高于2.00％，则热冲压后的钢板的拉伸强度变得过高，或者热冲压成形品的热稳定性变差。

因此，即使在含有上述元素的情况下，Cr、Mo、Cu及Ni的含量分别设定为2.00％以下。优选的Cr含量为小于0.50％，或者小于0.20％，优选的Mo含量为小于0.50％，或者小于0.20％，优选的Cu含量为小于1.00％，优选的Ni含量为小于1.00％。

Ca：0～0.0100％

Mg：0～0.0100％

REM：0～0.1000％

Ca、Mg及REM是具有通过调整夹杂物的形状来提高热冲压后的韧性的作用的元素。因此，也可以根据需要含有从Ca、Mg及REM中选择的一种以上。由于也可以不含有这些元素，因此这些元素的含量的下限为0％。

在要得到上述效果的情况下，优选使从Ca、Mg及REM中选择的一种以上分别含有0.0001％以上。

另一方面，在Ca或Mg的含量高于0.0100％的情况下，或者REM的含量高于0.1000％的情况下，上述效果会饱和，钢板的制造成本上升。因此，即使在含有上述元素的情况下，Ca及Mg的含量分别为0.0100％以下，REM含量为0.1000％以下。

在本实施方式中，REM是指Sc、Y及镧这些总计17种元素，REM含量表示这些元素的合计含量。工业上是以混合稀土金属的形式添加镧。

Bi：0～0.0500％

Bi是具有通过使凝固组织微细化从而提高热冲压后的韧性的作用的元素。因此，可以根据需要含有Bi。由于也可以不含有Bi，因此Bi含量的下限为0％。

在要得到上述效果的情况下，优选Bi含量为0.0001％以上。Bi含量较优选为0.0003％以上，更加优选为0.0005％以上。

另一方面，在Bi含量高于0.0500％的情况下，上述效果会饱和，钢板的制造成本上升。因此，即使在含有Bi的情况下，Bi含量设定为0.0500％以下。Bi含量优选为0.0100％以下，较优选为0.0050％以下。

在上述化学组分中，剩余部分为Fe及杂质。在此，所谓“杂质”，是指工业性地制造钢板时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，表示在对本实施方式的热冲压成形品不产生不良影响的范围内允许的物质。

上述的热冲压成形品的化学组分通过一般的分析方法测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-发光分光)测定即可。此外，对于sol.Al，使用通过酸加热分解试样后的滤液，通过ICP-AES测定即可。C及S使用燃烧－红外线吸收法测量，N使用惰性气体熔解－热传导度法测量即可。

＜热冲压成形品的金相组织＞

针对本实施方式的热冲压成形品的金相组织进行说明。本实施方式的热冲压成形品的全部或者一部分具有包含以下所述的量的铁素体、回火马氏体、马氏体、及贝氏体的金相组织。在关于金相组织的下述说明中，“％”表示“面积％”。

铁素体：高于50.0％

若铁素体的面积率为50.0％以下，则热冲压后的成形品的拉伸强度为700MPa以上，无法确保热稳定性。因此，将铁素体的面积率设定为高于50.0％。铁素体的面积率优选高于60.0％，较优选高于70.0％，更加优选为高于80.0％。

铁素体的面积率的上限不需要特别确定，但为了提高热冲压成形品的强度，优选小于95.0％，较优选小于90.0％，更加优选小于85.0％。

在本实施方式中，除多边形铁素体之外，铁素体中还包含位错密度比多边形铁素体高的准多边形铁素体及颗粒状贝氏体铁素体、具有锯齿状的晶界的针状铁素体。出于热稳定性的观点，多边形铁素体相对于整个铁素体的比例优选为以面积率计为5.0％以上。

回火马氏体：5.0％以上且小于50.0％

回火马氏体是具有维持热冲压成形品的热稳定性的同时，提高热冲压成形品的强度的作用的组织。若回火马氏体的面积率小于5.0％，则不能充分地得到上述作用带来的效果，难以确保热冲压成形品的热稳定性、以及/或者热冲压成形品的强度。因此，将回火马氏体的面积率设定为5.0％以上。回火马氏体的面积率优选8.0％以上，较优选10.0％以上，更加优选12.0％以上。

另一方面，若回火马氏体的面积率为50.0％以上，则热冲压后的钢板的拉伸强度变得过高，热冲压成形品的热稳定性劣化。因此，将回火马氏体的面积率设定为小于50.0％。回火马氏体的面积率优选小于40.0％，较优选小于30.0％，更加优选小于20.0％。

马氏体：0％以上且小于10.0％

贝氏体：0％以上且小于20.0％

金相组织(显微组织)大量包含马氏体(是指没有回火的马氏体，也称为初生马氏体)以及贝氏体时，热冲压成形品的热稳定性变差。因此，马氏体的面积率设定为小于10.0％，贝氏体的面积率设定为小于20.0％。马氏体的面积率优选设定为小于5.0％，较优选设定为小于2.0％，更加优选设定为小于1.0％。贝氏体的面积率优选小于10.0％，较优选小于5.0％，更加优选小于2.0％。

马氏体及贝氏体不是必须含有，因此马氏体及贝氏体的面积率的下限均为0％。

但是，马氏体及贝氏体具有提高热冲压成形品的强度的作用，因此若为上述范围内则可以包含在金相组织中。若马氏体及贝氏体的面积率均小于0.1％，则不能充分地得到上述作用带来的效果。因此，在提高强度的情况下，将马氏体及贝氏体的面积率的下限值优选地设定为均为0.1％以上，较优选设定为0.5％以上。

金相组织的剩余部分可以包含珠光体或残留奥氏体，进一步也可以包含渗碳体等的析出物。由于不需要积极地含有珠光体、残留奥氏体及析出物，因此珠光体、残留奥氏体及析出物的面积率的下限均为0％。

珠光体具有提高热冲压成形品的强度的作用，因此在提高强度的情况下，优选将珠光体的面积率设定为1.0％以上，较优选设定为2.0％以上，更加优选设定为5.0％以上。

另一方面，在过剩地含有珠光体的情况下，热冲压后的韧性变差。因此，优选将珠光体的面积率设定为20.0％以下，较优选设定为10.0％以下。

残留奥氏体具有提高热冲压成形品的冲击吸收性的作用。因此，在得到该效果的情况下，优选将残留奥氏体的面积率设定为0.5％以上，较优选设定为1.0％以上。

另一方面，若过剩地包含残留奥氏体，则热冲压后的韧性降低。因此，优选将残留奥氏体的面积率设定为小于3.0％，较优选设定为小于2.0％。

在本实施方式中，以如下的方式求得各金相组织的面积率。

首先，从热冲压成形品提取试验片，将板厚截面(钢板的纵截面)研磨后，在非镀敷钢板的情况下，在距钢板表面为钢板的板厚的1/4深度位置(距钢板表面为板厚的1/8深度～距钢板表面为板厚的3/8深度的区域)进行组织观察，在镀敷钢板的情况下，在距基材的钢板与镀层的边界为作为基材的钢板的板厚的1/4深度位置(距上述边界为作为基材的钢板的板厚的1/8深度～距上述边界为作为基材的钢板的板厚的3/8深度的区域)中进行组织观察。在热冲压成形品具备具有小于700MPa的拉伸强度的部分、及具有700MPa以上的拉伸强度的部分的情况下，从拉伸强度小于700MPa的部分提取试验片进行观察。

具体而言，在对研磨后的板厚截面进行硝酸乙醇腐蚀或者电解研磨后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行图像分析，得到铁素体、珠光体、贝氏体、及回火马氏体的各自的面积率。其后，对于同样的观察位置，在进行LePera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行图像分析，计算残留奥氏体及马氏体的总计的面积率。

另外，针对同样的观察位置，在将板厚截面电解研磨后，使用具备电子背散射图案分析装置(EBSP)的SEM，测量残留奥氏体的面积率。

根据这些结果，得到铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体、马氏体及残留奥氏体各自的面积率。

此外，回火马氏体可以从在内部存在铁碳化物这方面与马氏体进行区别，另外，在存在于内部的铁碳化物向多个方向伸长的方面，可以与贝氏体进行区别。

＜热冲压成形品的强度＞

本实施方式的热冲压成形品的全部或者一部分，拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa。因此，本实施方式的热冲压成形品的母材钢板的全部或者一部分的拉伸强度需要为440MPa以上且小于700MPa。若拉伸强度为700MPa以上，则不能确保热冲压成形品的热稳定性。因此，将热冲压成形品的全部或者一部分的拉伸强度设定为小于700MPa。优选地，在热冲压成形品的全部或者一部分，拉伸强度小于650MPa，或者小于600MPa。另一方面，为了提高热冲压成形品的冲击吸收性，将热冲压成形品的全部或一部分拉伸强度设定为440MPa以上。优选地，在热冲压成形品的全部或者一部分，拉伸强度为460MPa以上、490MPa以上、或者540MPa以上。

本实施方式的热冲压成形品也可以在热冲压成形品内混合存在拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa的软质部、及拉伸强度为700MPa以上的硬质部。通过设置强度不同的部位，能够控制碰撞时的热冲压成形品的变形状态，能够提高热冲压成形品的冲击吸收性。如后文所述，能够通过在接合化学组分不同的两种以上的钢板后进行热冲压，从而制造具有强度不同的部位的热冲压成形品。

＜热冲压成形品的热稳定性＞

本实施方式的热冲压成形品在170℃下实施20分钟的热处理时的、拉伸强度相对于热处理前的拉伸强度的降低量(ΔTS)为100MPa以下。ΔTS优选为60MPa以下，较优选为30MPa以下。ΔTS的下限没有特别的限定，但出于钢板的制造性的观点，优选为1MPa以上、5MPa以上、或者10MPa以上。

在具有以铁素体为主体的(以面积率计高于50.0％)的组织的热冲压成形品中，认为在涂装烘烤时强度降低的理由在于，通过涂装烘烤处理，存在于铁素体中的固溶状态的碳作为粗大的铁碳化物析出，以及存在于铁素体中的细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群由于涂装烘烤时的热处理而变化为粗大的铁碳化物。虽然直接定量性地评价该固溶碳以及细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群的存在状态并不容易，但能够通过170℃下实施20分钟的热处理时的、拉伸强度的降低量(ΔTS)来进行间接评价。如果ΔTS为100MPa以下，则判断为铁素体中的固溶碳量及细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群的生成量较低，热稳定性优异。

拉伸强度通过提取JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验而得到。

＜镀层＞

本实施方式的热冲压成形品也可以在表面具有镀层。通过在表面具备镀层，防止热冲压时的氧化皮的生成，并且能够改善热冲压成形品的耐蚀性。镀敷的种类适用于上述目的即可，并不特别限定。如后文所述，具有镀层的热冲压成形品能够通过使用镀敷钢板进行热冲压而得到。作为具有镀层的热冲压成形品，例示出使用了镀锌钢板或者镀铝钢板，具体而言，使用了例如热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板、热浸镀Zn－Al合金钢板、热浸镀Zn－Al－Mg合金钢板、热浸镀Zn－Al－Mg－Si合金钢板、电镀锌钢板、以及电镀Ni－Zn合金钢板等进行热冲压的、具有锌镀层或铝镀层的热冲压成形品。镀层可以形成在单面，也可以形成在两面。

接着，针对上述热冲压成形品的制造中优选的热冲压用钢板进行说明。

＜热冲压用钢板的化学组分＞

化学组分不会因热冲压而实质性变化，因此热冲压用钢板的化学组分具有与上述的热冲压成形品相同的化学组分。

＜热冲压用钢板的金相组织＞

优选地，本实施方式的热冲压用钢板的金相组织包含铁碳化物，铁碳化物的化学组分(铁碳化物中的Mn含量及Cr含量)满足下述(i)式。

[Mn]_θ+[Cr]_θ＞1.7···(i)

其中，上述式中的各标记的含义如下。

[Mn]_θ：将铁碳化物中含有的Fe、Mn及Cr的总计含量作为100原子％时的、铁碳化物中的Mn含量(原子％)

[Cr]_θ：将铁碳化物中含有的Fe、Mn及Cr的总计含量作为100原子％时的、铁碳化物中的Cr含量(原子％)

热冲压用钢板的金相组织所包含的铁碳化物的化学组分满足上述(i)式，从而能够进一步提高热冲压后的钢板的热稳定性。上述(i)式的左边值优选高于3.0，较优选高于4.0。

另一方面，为了提高铁碳化物中的Mn含量及Cr含量，在后述的热轧板退火工序中，需要在高温下对热轧钢板进行退火，因而损害钢板的制造性。因此，上述(i)式的左边值优选小于20.0，较优选小于10.0。

在本实施方式中，铁碳化物的化学组分通过下述的工序进行测定。

首先，从钢板的任意位置提取试验片，研磨了平行于钢板的轧制方向的板厚截面(纵截面)后，在距钢板表面为板厚的1/4深度位置(距钢板表面为板厚的1/8深度～距钢板表面为板厚的3/8深度的区域)中，通过复型法提取析出物。使用透射型电子显微镜(TEM)观察该析出物，通过电子衍射及能量分散型X线分析(EDS)进行析出物的鉴定及组分分析。

在EDS对铁碳化物的定量分析中，针对Fe、Mn及Cr这3个元素进行，将它们的总计含量作为100原子％时的、Mn含量(原子％)及Cr含量(原子％)分别作为[Mn]_θ及[Cr]_θ求得。对多个铁碳化物进行该定量分析，将其平均值作为该钢板的铁碳化物中的Mn含量及Cr含量。测量的铁碳化物的数量设定为10个以上，测量数量越多越优选。所谓铁碳化物，除构成珠光体的渗碳体之外，还包含孤立存在于金相组织中的渗碳体。

在本实施方式中，在热轧退火钢板、冷轧钢板或退火钢板的情况下，在距钢板表面为板厚的1/4深度位置(距钢板表面为板厚的1/8深度～距钢板表面为板厚的3/8深度的区域)规定上述金相组织，在镀敷钢板的情况下，在距作为基材的钢板与镀层的边界为作为基材的钢板的板厚的1/4深度位置(距上述边界为作为基材的钢板的板厚的1/8深度～距上述边界为作为基材的钢板的板厚的3/8深度的区域)中，规定上述金相组织。

铁碳化物的面积率不需要特别地确定，但为了使热冲压后的金相组织细粒化以提高拉伸强度，铁碳化物的面积率优选设定为1％以上，较优选设定为3％以上。

另一方面，若铁碳化物的面积率过剩，则热冲压后的钢板的拉伸强度变得过高，同时会损害热稳定性。因此，铁碳化物的面积率优选设定为20％以下，较优选设定为15％以下。

本实施方式的热冲压用钢板的金相组织优选以铁素体为主体，但作为剩余部分，也可以包含马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体，并且，也可以包含铁碳化物以外的析出物。但是，马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体会使热冲压后的韧性变差，因此这些组织的面积率越少而越优选。马氏体、回火马氏体、贝氏体及残留奥氏体的面积率均优选小于1.0％，较优选小于0.5％。

热冲压用钢板的金相组织中的面积率能够通过与热冲压成形品的情况相同的方法求得。

热冲压用钢板的拉伸强度不进行特别的限定，但出于钢板的制造性的观点，优选为300MPa以上或340MPa以上，出于钢板的切断性的观点，优选设定为650MPa以下或者小于590MPa。

＜制造方法＞

针对本实施方式的热冲压成形品及本实施方式的热冲压用钢板的优选的制造方法进行说明。

[热冲压成形品的制造方法]

本实施方式的热冲压成形品的制造方法包括：加热工序，加热具有上述化学组分的热冲压用钢板；热冲压工序，对加热后的热冲压用钢板进行热冲压，接着冷却；以及再加热工序，对热冲压工序后的成形品再加热。在热冲压工序中，进行基于模具的成形以及冷却，得到热冲压成形品。

在加热热冲压用钢板的加热工序中，将加热温度设定为高于Ac₃点。所谓Ac₃点，是指加热原材料钢板时铁素体在金相组织中消失的温度，可以根据加热工序中的钢板的热膨胀变化而求得。若加热温度为Ac₃点以下，则加热中的碳化物的溶解不充分，热冲压成形品的强度降低。加热温度优选为(Ac₃点+20℃)以上，较优选为(Ac₃点+40℃)以上。

另外，供加热的热冲压用钢板优选具有上述组织。

加热温度的上限没有特别的限定，但若加热温度过高则奥氏体粗大化，热冲压成形品的强度降低。因此，加热温度优选为1000℃以下，较优选为950℃以下，更加优选为900℃以下。

此外，优选的热冲压的加热温度下的保持时间为1～5分钟。

在对加热后的热冲压用钢板实施热冲压的热冲压工序中，热冲压的开始温度设为(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点。所谓Ar₃点，是指使原材料钢板从高于Ac₃点的温度进行冷却时在金相组织中开始生成铁素体的温度。Ar₃点可以在加热工序之后根据冷却钢板时的热膨胀变化来求得。若热冲压开始温度为Ar₃点以上，则导入到铁素体中的位错量不足，损害热冲压成形品的热稳定性。若热冲压开始温度小于(Ar₃点－200℃)，则在热冲压成形品的金相组织中，回火马氏体的面积率减少，热冲压成形品的强度不足。热冲压开始温度的优选的上限小于(Ar₃点－20℃)，小于(Ar₃点－40℃)，或者小于(Ar₃点－60℃)。热冲压开始温度的优选的下限为(Ar₃点－170℃)以上，(Ar₃点－140℃)以上，或者(Ar₃点－110℃)以上。

在通过热冲压进行成形后，通过将成形品保持在模具内，及/或将成形品从模具中取出并以任意的方法冷却，将成形品冷却至低于90℃的温度。若冷却停止温度为90℃以上，则在热冲压成形品的金相组织中，回火马氏体的面积率减少，热冲压成形品的强度不足。冷却停止温度优选低于50℃，较优选为室温。为了提高生产性，优选在模具内保持至低于90℃的温度。

在对上述热冲压成形品实施再加热的再加热工序中，将再加热温度设定为100～140℃，将再加热温度下的保持时间设定为3～120分钟。若再加热温度低于100℃，生成细微的铁碳化物或者细微的铁碳集群，热冲压成形品的热稳定性劣化。另一方面，若再加热温度高于140℃，则热冲压成形品的强度降低。

若保持时间小于3分钟，则在热冲压成形品的金相组织中铁素体中大量存在固溶碳素，热冲压成形品的热稳定性劣化。另一方面，若保持时间高于120分钟，则热冲压成形品的强度降低。保持时间优选根据再加热温度进行调整，在再加热温度为100℃以上且低于120℃的情况下，保持时间优选高于60分钟，高于70分钟，或者高于80分钟，另外保持时间优选小于110分钟，小于100分钟，或者小于90分钟。在再加热温度为120～140分钟的情况下，保持时间优选高于5分钟，高于7分钟，或者高于9分钟，保持时间优选小于30分钟，小于20分钟，或者小于15分钟。出于生产性的观点，优选将再加热温度设定为120～140℃。

另外，本实施方式的热冲压成形品的其他制造方法包括：将具有上述化学组分的钢板(热冲压用钢板)与接合用钢板接合，作为接合钢板的接合工序；加热上述接合钢板的工序；其后，对上述加热后的接合钢板进行热冲压，接着冷却的工序；以及对热冲压工序后的热冲压成形品再加热的工序。作为接合方法，例如举出使热冲压用钢板和接合用钢板对上，或重合，通过焊接接合的方法。

将上述接合钢板加热到高于热冲压用钢板的Ac₃点的温度，以热冲压用钢板的(Ar₃点－200℃)以上且低于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度。其后，将热冲压成形品再加热到100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。加热接合钢板的工序中的优选的加热温度、热冲压接合钢板的工序中的优选的热冲压开始温度和优选的冷却停止温度、以及再加热热冲压成形品的工序中的优选的再加热温度和优选的保持时间，与不包含接合工序的热冲压成形品的制造方法相同，其理由也与不包含接合钢板的情况相同。

关于接合用钢板的化学组分及机械特性并不特别限定。然而，为了提高热冲压成形品的撞击吸收能量，接合用钢板优选再加热后的拉伸强度为700MPa以上。进一步优选的再加热后的接合用钢板的拉伸强度为高于1000MPa、高于1200MPa、或者高于1500MPa。

为了确保热冲压后的接合用钢板的拉伸强度，接合用钢板的C含量优选为0.090％以上。较优选地，为0.100％以上，0.120％以上，或者0.200％以上。出于同样的理由，接合用钢板的Mn含量优选为0.50％以上。较优选地，为0.80％以上，1.00％以上，或者1.20％以上。

用作上述原材料的钢板(热冲压用钢板)如后文所述优选被实施了热轧板退火。也可以在热轧板退火之后，进一步进行冷轧、或者冷轧及连续退火。另一方面，作为接合用钢板，也可以使用热轧钢板、对热轧钢板实施了冷轧的冷轧钢板、对热轧钢板实施了退火的热轧退火钢板、以及对冷轧钢板实施了退火的冷轧退火钢板的任一者。

为了提高热冲压成形品的耐蚀性，热冲压用钢板及接合用钢板可以使用在表面实施了镀敷的镀敷钢板。镀敷钢板的种类没有特别的限定，例示出热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板、热浸镀Zn－Al合金钢板、热浸镀Zn－Al－Mg合金钢板、热浸镀Zn－Al－Mg－Si合金钢板、电镀锌钢板、以及电镀Ni－Zn合金钢板等。

[热冲压用钢板的制造方法]

本实施方式的热冲压用钢板优选通过包括下述工序的制造方法制造：热轧工序，对具有上述化学组分的钢坯，实施热轧后，在800℃以下的温度域卷取，作为热轧钢板；以及热轧板退火工序，将上述热轧钢板加热至高于650℃的温度域，实施热轧板退火，制成热轧退火钢板。

在热轧工序中，优选将热轧后的卷取温度设定在800℃以下。若卷取温度超过800℃，则热轧钢板的金相组织过度粗大化，热冲压后的钢板的拉伸强度降低。进一步优选的卷取温度为小于650℃，小于600℃，或者小于550℃。另外，若卷取温度过低，则热轧钢板硬质化而难以进行冷轧，因此卷取温度优选为400℃以上。

此外，向本实施方式的热冲压用钢板的制造方法提供的钢坯的制造方法并不特别限定。在所例示的钢坯的优选的制造方法中，通过公知的方法熔炼了具有上述的成分组成(化学组分)的钢后，通过连续铸造法制成钢锭，或者在通过任意的铸造法制成钢锭后通过开坯的方法等制成钢片。在连续铸造工序中，为了抑制夹杂物引起的表面缺陷的发生，优选在铸模内使钢液产生电磁搅拌等的外部附加性的流动。对于钢锭或者钢片，可以是将暂时冷却后的钢锭或钢片再加热并提供给热轧，也可以是将连续铸造后的处于高温状态的钢锭或者开坯后的处于高温状态的钢片原样地，或者保温，或者进行辅助性加热，提供给热轧。在本实施方式中，将这样的钢锭及钢片作为热轧的原材料总称为“钢坯”。

为了防止奥氏体的粗大化，提供给热轧的钢坯的温度优选设定为小于1250℃，较优选设定为小于1200℃。为了通过在轧制完成后使奥氏体相变来使热轧钢板的金相组织微细化，热轧优选在Ar₃点以上的温度域完成。

在热轧由粗轧和精轧构成的情况下，为了以上述温度完成精轧，可以在粗轧和精轧之间加热粗轧件。此时，期待通过以粗轧件的后端比前端高温的方式进行加热，将精轧的开始时的粗轧件的整长的温度的变动抑制在140℃以下。由此，卷取工序后的钢卷内的产品特性的均匀性提高。

粗轧件的加热方法使用公知的方法进行即可。例如，也可以是在粗轧机和精轧机之间设置螺线管式感应加热装置，根据该感应加热装置的上游侧的粗轧件长度方向的温度分布等控制加热升温量。

优选地，对于热轧、卷取后的钢板，根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理后，退火。对热轧钢板实施的退火称为热轧板退火，将热轧板退火后的钢板称为热轧退火钢板。在热轧板退火之前，也可以通过酸洗等进行脱氧化皮。

热轧板退火工序中的加热温度优选设定为高于650℃。这是为了在热轧退火钢板的金相组织中，提高铁碳化物中的Mn含量及Cr含量。热轧板退火工序中的加热温度较优选高于680℃，更加优选高于700℃。另一方面，若热轧板退火工序中的加热温度过高，则热轧退火钢板的金相组织变得粗大，热冲压后的拉伸强度降低。因此，热轧板退火工序中的加热温度的上限值较优选低于750℃，更加优选低于720℃。

为了充分地得到热轧板退火的效果，优选以加热温度保持30分钟以上。另一方面，若保持时间过长，则热轧退火钢板的金相组织变得粗大，热冲压后的拉伸强度降低。因此，热轧板退火工序中的加热温度下的保持时间优选小于10小时，较优选小于5小时，更加优选小于2小时。

优选地，在上述的热轧板退火工序之后，对热轧退火钢板实施冷轧，制成为板厚为2.8mm以下的冷轧钢板。为了使热冲压成形品轻量化，冷轧钢板的板厚较优选为2.3mm以下，更加优选2.0mm以下，尤其优选1.8mm以下，进一步优选1.6mm以下。另外，出于钢板的制造性的观点，冷轧钢板的板厚优选为0.6mm以上。

冷轧按照通常的方法进行即可，也可以在冷轧之前通过酸洗等进行脱氧化皮。冷轧使热冲压后的金相组织微细化，为了提高拉伸强度，优选将冷压率(冷轧中的累计压下率)设定为30％以上，较优选设定为40％以上。若冷压率过高，则热冲压后的韧性变差。因此，优选将冷压率设定为65％以下，较优选设定为60％以下。如后文所述，在冷轧后进行连续退火的情况下，为了使退火钢板的金相组织微细化，而优选将冷压率设定为60％以上，较优选设定为70％以上。

也可以对冷轧钢板实施连续退火来作为退火钢板。连续退火按照通常的方法进行即可，也可以在进行连续退火之前，通过公知的方法实施脱脂等处理。为了通过再结晶使退火钢板的金相组织微细化，优选将连续退火的均热温度设定为600℃以上，650℃以上，或者700℃以上。

另一方面，若连续退火时的加热速度过慢，或均热温度过高，或均热时间过长，则由于粒生长而导致退火钢板的金相组织粗大化，热冲压后的拉伸强度降低。因此，优选将退火中的至均热温度为止的平均加热速度设定为1℃/秒以上，将均热温度设定为800℃以下，或者760℃以下，优选将均热时间设定为小于300秒，或者设定为小于120秒。

对于通过这样的方式得到的热轧退火钢板、冷轧钢板及退火钢板，也可以按照通常的方法进行调质轧制。

本实施方式的热冲压用钢板以防止热冲压时的氧化皮的生成以及提高热冲压后的钢板的耐蚀性为目的，也可以在表层具备镀层。镀敷的种类适用于上述目的即可，没有特别的限定，例示出热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板、热浸镀Zn－Al合金钢板、热浸镀Zn－Al－Mg合金钢板、熔热浸镀Zn－Al－Mg－Si合金钢板、电镀锌钢板、以及电镀Ni－Zn合金钢板等。

制造热浸镀钢板的情况下，将通过上述的方法制造的热轧退火钢板、冷轧钢板或者退火钢板作为原材料钢板，按照通常的方法进行镀敷即可。在原材料钢板使用冷轧钢板的情况下，为了通过再结晶使镀敷钢板的金相组织微细化，优选将连续热浸镀的退火过程中的均热温度设定为600℃以上，650℃以上或者700℃以上。

另一方面，当均热温度过高时，为了通过粒生长使退火钢板的金相组织粗大化，与原材料钢板的种类无关地，优选将连续热浸镀的退火过程中的均热温度设定为800℃以下或者760℃以下。也可以在热浸镀后对钢板进行再加热，进行合金化处理。

在制造电镀钢板的情况下，将通过上述的方法制造的热轧退火钢板、冷轧钢板或退火钢板作为原材料钢板，根据需要实施表面的洁净化及用于调整的公知的预处理后，按照通常的方法进行电镀即可。对于通过这样的方式得到的镀敷钢板，也可以按照通常的方法进行调质轧制。

下面，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。

[实施例]

(实施例1)

使用真空熔解炉铸造钢液，制造具有表1所示的化学组分的钢A～N。表1中的Ac₁点及Ac₃点是根据以2℃/秒加热钢A～N的冷轧钢板时的热膨胀变化求得的。另外，表1中的Ar₃点是根据将钢A～N的冷轧钢板加热至920℃后以10℃/秒冷却时的热膨胀变化求得的。将钢A～N加热至1200℃并保持60分钟后，以表2所示的热轧条件进行热轧。

[表1]

[表2]

下划线表示本发明的范围之外。

具体而言，在Ar₃点以上的温度域，对钢A～N实施10道次的轧制，制成厚度3.6mm的热轧钢板。热轧后，通过水喷雾，将热轧钢板冷却至540～580℃，将冷却结束温度作为卷取温度，在保持在该卷取温度的电加热炉中装入热轧钢板，保持60分钟，其后，以20℃/小时的平均冷却速度将热轧钢板炉冷却至室温，模拟卷取后的逐渐冷却。

逐渐冷却后，对一部分热轧钢板实施热轧板退火。具体而言，使用电加热炉以50℃/时的平均加热速度将热轧钢板加热至710℃后，保持1小时，接着以20℃/时的平均冷却速度冷却，制成热轧退火钢板。

酸洗热轧钢板及热轧退火钢板，作为冷轧用的母材，以冷压率61％实施冷轧，制成厚度1.4mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟器，以10℃/秒的平均加热速度，将一部分冷轧钢板加热至以表2所示的退火的均热温度，均热60秒钟。接着，冷却至400℃保持180秒钟后，冷却至室温，作为退火钢板。关于所得到的退火钢板，在表3中的“钢种”的栏中记载“ACR”，在“镀敷种类”的栏中记载“－”。此外，关于冷轧钢板，在表3中的“钢种”的栏中记载“CR”，在“镀敷种类”的栏中记载“－”。

另外，使用热浸镀模拟器以10℃/秒的平均加热速度将一部分冷轧钢板加热至表2所示的退火的均热温度，均热60秒钟。接着进行冷却，浸渍于热浸镀锌浴或者热浸镀铝浴中，实施热浸镀锌或者热浸镀铝，制成热浸镀锌钢板或者热镀铝钢板。对于一部分钢板，热浸镀锌后，加热至520℃，实施合金化处理，制成合金化热浸镀锌钢板。针对所得到的镀敷钢板，在表3中的“钢种”的栏中记载“ACR”，在“镀敷种类”的栏中记载“GI”、“GA”或者“AL”。

从通过这样的方式得到的冷轧钢板、退火钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、以及热镀铝钢板(将这些钢板总称为热冲压用钢板)，提取组织观察用试验片，进行组织观察。

具体而言，在非镀敷钢板(冷轧钢板及退火钢板)的情况下，研磨与轧制方向平行的板厚截面后，从距钢板表面为钢板的板厚的1/4深度位置(距钢板表面为板厚的1/8深度～距钢板表面为板厚的3/8深度的区域)，在镀敷钢板的情况下，从距基材的钢板和镀层的边界为作为基材的钢板的板厚的1/4深度位置(距上述边界为作为基材的钢板的板厚的1/8深度～距上述边界为作为基材的钢板的板厚的3/8深度的区域)通过复型法提取析出物，使用TEM鉴定铁碳化物。对于10个铁碳化物，使用EDS针对Fe、Mn及Cr这三个元素进行定量分析。将Fe、Mn及Cr的总计含量设定为100原子％时的、铁碳化物中的Mn含量(原子％)及Cr含量(原子％)分别作为[Mn]_θ以及[Cr]_θ，求得[Mn]_θ与[Cr]_θ之和的平均值。

另外，从上述热冲压用钢板，沿着与轧制方向正交的方向提取JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验，求得拉伸强度。表3中，示出观察热冲压用钢板的金相组织的结果、以及调查热冲压用钢板的机械特性的结果。

[表3]

下划线表示本发明的范围之外。

#1 CR：冷轧钢板 ACR：退火锅板

#2 GI：热浸镀锌钢板 GA：合金化热浸镀锌钢板

AL：热浸镀铝钢板 -：非镀敷钢板

从上述热冲压用钢板，提取宽度240mm、长度170mm的热冲压用坯板，通过热冲压制造图1所示的形状的帽部件。在热冲压工序中，使用气体加热炉，以表4所示的加热温度将坯板加热4分钟后，从加热炉中取出并放凉，以表4所示的开始温度，夹在具备冷却装置的模具中进行帽成形，接着在模具内冷却至表4所示的冷却停止温度。另外，使用电加热炉，以表4所示的条件再加热一部分帽部件。表4的热冲压条件的RT表示为室温，“－”表示不进行再加热工序。

对一部分帽部件(热冲压成形品)，使用电加热炉，以170℃实施20分钟的热处理。

从热处理前的帽部件的纵壁部，提取SEM观察用试验片，研磨与该试验片的钢板的轧制方向平行的板厚截面后，对该板厚截面进行硝酸乙醇腐蚀及LePera腐蚀，在非镀敷钢板的情况下，观察距钢板表面为钢板的板厚的1/4深度位置(距钢板表面为板厚的1/8深度～距钢板表面为板厚的3/8深度的区域)的金相组织，在镀敷钢板的情况下，观察距基材的钢板与镀层的边界为作为基材的钢板的板厚的1/4深度位置(距上述边界为作为基材的钢板的板厚的1/8深度～距上述边界为作为基材的钢板的板厚的3/8深度的区域)的金相组织。使用上述的方法，通过图像处理，测量铁素体、珠光体、残留奥氏体、回火马氏体、马氏体及贝氏体的面积率。将结果在表4中示出。表4所示的组织的剩余部分为珠光体、残留奥氏体及/或析出物。另外，表中，满足本发明的规定的试验编号中，在热冲压成形品的金相组织中，多边形铁素体占铁素体中的比例为5.0％以上。

另外，从热处理前后的帽部件的纵壁部沿着部件的长度方向，提取JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验，求得拉伸强度。求得未实施热处理的帽部件的拉伸强度与实施了热处理的帽部件的拉伸强度之差(ΔTS)，如果ΔTS为100MPa以下，则判断为帽部件的热稳定性良好。

将热处理前的拉伸强度为440MPa以上、小于700Mpa、且ΔTS为100MPa以下的情况作为满足本发明的规定，判定为合格。另一方面，将热处理前的拉伸强度为小于440MPa，或者700MPa以上，或者ΔTS为高于100MPa的情况作为不满足本发明的规定，判定为不合格。

表4中示出观察帽部件的金相组织的结果、以及评价帽部件的机械特性的结果。在表1～4中，标注下划线的数值表示本发明的范围外，或者脱离优选的制造条件。

[表4]

满足本发明的规定的试验编号1～3、9～11、14～17及25～33均为热冲压成形品的拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa，表现出良好的强度特性，另外，ΔTS为100MPa以下，表现出良好的热稳定性。

另外，在热冲压用钢板的制造工序中，进行热轧板退火的试验编号2、10、16、25以及27，热冲压成形品的ΔTS为30MPa以下，热稳定性特别良好。

与此不同，使用化学组分脱离本发明的范围的钢板的比较例的试验编号20～24，热冲压成形品的拉伸强度小于440MPa，强度特性较差，或者，ΔTS为100MPa以上，热稳定性较差。

具体而言，使用钢E的试验编号21，钢的Mn含量过低，因此，在热冲压成形品的金相组织中，回火马氏体面积率不充足，热冲压成形品的拉伸强度较低。

使用钢D的试验编号20，钢的Mn含量过高，因此，热冲压成形品的拉伸强度为700MPa以上，ΔTS较大。

使用钢F的试验编号22，由于钢的C含量过高，因此，在热冲压成形品的金相组织中，铁素体面积率不充足，热冲压成形品的拉伸强度为700MPa以上，ΔTS较大。

使用钢G的试验编号23，由于钢的Si含量过高，因此ΔTS较大。

使用钢H的试验编号24，钢的B含量过低，因此ΔTS较大。

化学组分虽然在本发明的范围内，但热冲压成形品的制造条件脱离本发明的范围的比较例的试验编号4～8、12、13、18及19，热冲压成形品的拉伸强度小于440MPa，强度特性较差，或者，ΔTS为100MPa以上，热稳定性较差。

具体而言，使用钢A的试验编号4及5，再加热工序中的保持时间过长，或者再加热温度过高，因此热冲压成形品的拉伸强度较低。

使用钢A的试验编号6，由于加热工序中的加热温度过低，因此拉伸强度较低。

使用钢A的试验编号7及8，由于热冲压工序中的成形开始温度过低，或者冷却停止温度过高，因此拉伸强度低。

使用钢B的试验编号12及13，再加热工序中的保持时间过短，或者再加热温度过低，因此，在热冲压成形品的金相组织中，回火马氏体面积率不充足，ΔTS较大。

使用钢C的试验编号18，由于热冲压工序中的成形开始温度过高，因此ΔTS较大。使用钢C的试验编号19，由于没有进行再加热工序，因此回火马氏体面积率不充足，ΔTS较大。

(实施例2)

使用真空熔解炉铸造钢液，在实施例1中，制造具有表1所示的化学组分的钢A～C。使用钢A～C，与实施例1同样地，以表5所示的条件，进行热轧、热轧板退火、冷轧、及退火，接着进行镀敷处理，制造热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、以及热浸镀铝钢板(热冲压用钢板)。

[表5]

与实施例1同样地调查这些热冲压用钢板的金相组织及机械特性。表6中示出观察热冲压用钢板的金相组织的结果、以及调查热冲压用钢板的机械特性的结果。

[表6]

#3 ACR：退火钢板

#4 GI热浸镀锌钢板 GA：合金化热浸镀锌钢板

AL：热浸镀铝钢板

从这些热冲压用钢板，提取厚度1.4mm、宽度240mm、长度170mm的热冲压用坯板。将该坯板与相同尺寸的接合用钢板通过激光焊接进行接合，制作厚度1.4mm、宽度240mm、长度340mm的接合钢板。接合用钢板使用冷轧钢板，其化学组分以质量％计，为0.21％C-0.13％Si-1.31％Mn－0.012％P－0.0018％S－0.043％sol.Al－0.0030％N－0.21％Cr－0.0018％B。

与实施例1同样地，以表7所示的条件将接合钢板热冲压，制造图2所示的形状的帽部件。其后，对一部分帽部件，使用电加热炉，以170℃实施20分钟的热处理。

然后，在热处理前后的帽部件中，与实施例1同样地调查由钢A～C构成的部分的金相组织及机械特性。在表7中，示出观察帽部件(热冲压成形品)的金相组织的结果、以及评价帽部件的机械特性的结果。

[表7]

试验编号34～36的任意试验结果均为，热冲压成形品的拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa，或者ΔTS为100MPa以下，示出良好的强度特性及热稳定性。对于试验编号34～36，帽部件的接合用钢板部分的拉伸强度分别为1545MPa、1540MPa、1536MPa。

[工业上的可利用性]

根据本发明，能够得到一种热冲压成形品，伴随涂装烘烤处理的强度变动较小，具有拉伸强度为440MPa以上且小于700MPa的部分，热稳定性优异。

Claims (10)

1.一种热冲压成形品，其中，

所述热冲压成形品的全部具有的化学组分以质量％计为，

C：0.001％以上且小于0.090％；

Si：小于0.50％；

Mn：0.50％以上且小于1.70％；

P：0.200％以下；

S：0.0200％以下；

sol.Al：0.001～2.500％；

N：0.0200％以下；

B：0.0002～0.0200％；

Ti：0～0.300％；

Nb：0～0.300％；

V：0～0.300％；

Zr：0～0.300％；

Cr：0～2.00％；

Mo：0～2.00％；

Cu：0～2.00％；

Ni：0～2.00％；

Ca：0～0.0100％；

Mg：0～0.0100％；

REM：0～0.1000％；

Bi：0～0.0500％；以及

剩余部分：Fe及杂质，

金相组织以面积％计包含，

铁素体：高于50.0％；

回火马氏体：5.0％以上且小于50.0％；

马氏体：0％以上且小于10.0％；以及

贝氏体：0％以上且小于20.0％，

拉伸强度为440MPa以上且小于700Mpa，

在170℃下实施20分钟的热处理时的所述拉伸强度的降低量即ΔTS为100MPa以下。

2.根据权利要求1所述的热冲压成形品，

所述化学组分以质量％计包含由

Ti：0.001～0.300％；

Nb：0.001～0.300％；

V：0.001～0.300％；

Zr：0.001～0.300％；

Cr：0.001～2.00％；

Mo：0.001～2.00％；

Cu：0.001～2.00％；

Ni：0.001～2.00％；

Ca：0.0001～0.0100％；

Mg：0.0001～0.0100％；

REM：0.0001～0.1000％；以及

Bi：0.0001～0.0500％

构成的组中选择的一种或两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形品，

在表面具有镀层。

4.一种热冲压成形品，其中，

所述热冲压成形品的一部分具有的化学组分以质量％计为，

C：0.001％以上且小于0.090％；

Si：小于0.50％；

Mn：0.50％以上且小于1.70％；

P：0.200％以下；

S：0.0200％以下；

sol.Al：0.001～2.500％；

N：0.0200％以下；

B：0.0002～0.0200％；

Ti：0～0.300％；

Nb：0～0.300％；

V：0～0.300％；

Zr：0～0.300％；

Cr：0～2.00％；

Mo：0～2.00％；

Cu：0～2.00％；

Ni：0～2.00％；

Ca：0～0.0100％；

Mg：0～0.0100％；

REM：0～0.1000％；

Bi：0～0.0500％；以及

剩余部分：Fe及杂质，

金相组织以面积％计包含，

铁素体：高于50.0％；

回火马氏体：5.0％以上且小于50.0％；

马氏体：0％以上且小于10.0％；以及

贝氏体：0％以上且小于20.0％，

拉伸强度为440MPa以上且小于700Mpa，

在170℃下实施20分钟的热处理时的所述拉伸强度的降低量即ΔTS为100MPa以下。

5.根据权利要求4所述的热冲压成形品，

所述化学组分以质量％计包含由

Ti：0.001～0.300％；

Nb：0.001～0.300％；

V：0.001～0.300％；

Zr：0.001～0.300％；

Cr：0.001～2.00％；

Mo：0.001～2.00％；

Cu：0.001～2.00％；

Ni：0.001～2.00％；

Ca：0.0001～0.0100％；

Mg：0.0001～0.0100％；

REM：0.0001～0.1000％；以及

Bi：0.0001～0.0500％

构成的组中选择的一种或两种以上。

6.根据权利要求4或5所述的热冲压成形品，

在表面具有镀层。

7.一种热冲压成形品的制造方法，是制造权利要求1或2所述的热冲压成形品的方法，具备：

加热工序，将具有权利要求1或2所述的化学组分的热冲压用钢板加热到高于Ac₃点的温度；

热冲压工序，对所述加热工序后的所述热冲压用钢板，以(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及

再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热到100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

8.一种热冲压成形品的制造方法，是制造权利要求4或5所述的热冲压成形品的方法，具备：

接合工序，将具有权利要求4或5所述的化学组分的热冲压用钢板与接合用钢板接合，作为接合钢板；

加热工序，将所述接合工序后的接合钢板加热至高于所述热冲压用钢板的Ac₃点的温度；

热冲压工序，对所述加热工序后的所述接合钢板，以所述热冲压用钢板的(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及

再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热至100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

9.一种热冲压成形品的制造方法，是制造权利要求3所述的热冲压成形品的方法，具备：

加热工序，将具有权利要求1或2所述的化学组分，且表面具有镀层的热冲压用钢板加热至高于Ac₃点的温度；

热冲压工序，对所述加热工序后的所述热冲压用钢板，以(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及

再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热至100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

10.一种热冲压成形品的制造方法，是制造权利要求6所述的热冲压成形品的方法，具备：

接合工序，将具有权利要求4或5所述的化学组分，且在表面具有镀层的热冲压用钢板与接合用钢板接合，作为接合钢板；

加热工序，将所述接合工序后的接合钢板加热至高于所述热冲压用钢板的Ac₃点的温度；

热冲压工序，对所述加热工序后的所述接合钢板，以所述热冲压用钢板的(Ar₃点－200℃)以上且小于Ar₃点的温度开始热冲压，接着冷却至低于90℃的温度；以及

再加热工序，将所述热冲压工序后的成形品加热到100～140℃的温度，以该温度保持3～120分钟。

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