CN113597474B - 热冲压成形体 - Google Patents

热冲压成形体 Download PDF

Info

Publication number
CN113597474B
CN113597474B CN202080021664.XA CN202080021664A CN113597474B CN 113597474 B CN113597474 B CN 113597474B CN 202080021664 A CN202080021664 A CN 202080021664A CN 113597474 B CN113597474 B CN 113597474B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
hot
content
prior austenite
grain boundaries
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202080021664.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN113597474A (zh
Inventor
藤中真吾
户田由梨
前田大介
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN113597474A publication Critical patent/CN113597474A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113597474B publication Critical patent/CN113597474B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Abstract

该热冲压成形体具有预定的化学组成，显微组织中的原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，所述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下。该热冲压成形体既可以在表面具备镀层，也可以在一部分具有软化区域。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及热冲压成形体。
本申请基于2019年3月20日于日本申请的日本特愿2019-052103号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从环境保护及省资源化的观点出发，需要汽车车体的轻量化，高强度钢板向汽车用构件的适用正在加速。钢板的强度越高，向汽车用构件冲压成形时的负荷就越会増加。此外，当使用高强度钢板时，向复杂形状构件的成形性就会成为问题。为了解决这样的问题，正在推进在加热到钢板会软质化的奥氏体区域后实施冲压成形的热冲压技术的适用。
热冲压作为如下技术而被瞩目：通过与冲压加工同时在模具内实施淬火处理，从而兼顾向汽车用构件的成形与强度确保。热冲压作为汽车的变形抑制构件及冲击吸收构件的加工方法而被采用。尤其是，关于变形抑制构件，需要即使碰撞也几乎不会变形的构件，并需要进一步进行高强度化。
然而，一般地，伴随钢板强度的上升，韧性会降低，因此在碰撞变形中，易于产生裂纹。结果，有时会得不到汽车用构件所需的耐力及吸收能量。
在专利文献1中，提出了一种技术，其能够通过在淬火回火前进行650～Ac1+20℃的球状化退火来使碳化物球状化，并通过在淬火回火热处理时减少未溶解碳化物来提高韧性。
在专利文献2中，提出了一种热轧钢板，其通过将回火马氏体及下贝氏体设为合计90％以上，并设为均质的显微组织来兼顾高强度及低温韧性。
在专利文献3中，提出了一种超高强度冷轧钢板，其将显微组织设为回火马氏体单相，从而提高了延伸凸缘性。
在专利文献4中，提出了一种成形体的制造方法，其能够通过2次淬火来兼顾高强度及韧性。在该制造方法中，通过第1次淬火热处理，将钢材的显微组织设为包含许多微细碳化物的马氏体(记载了碳化物的数密度优选为0.50个/μm2以上)。然后，通过在第2次淬火热处理中进行急速加热，并将碳化物作为向奥氏体的逆相变的核生成位点来谋求显微组织的微细化。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第5030280号公报
专利文献2：日本国专利第6132017号公报
专利文献3：日本国专利第5402191号公报
专利文献4：国际公开第2018/134874号
发明内容
发明要解决的技术问题
在专利文献1所记载的技术中，以碳化物的球状化为目的，实施在小于Ac3点下进行加热的退火。因此，Mn不会充分扩散，在退火后的钢材中存在Mn浓度较高的部分，钢材的韧性会劣化。此外，通过球状化退火，在钢材的显微组织中会生成粗大的碳化物。这种碳化物在2000MPa以上的高强度钢材中容易成为破坏起点，因此钢材的韧性有时会大幅劣化。
在专利文献2所记载的技术中，尽管显微组织作为整体是均匀的，但会存在Mn在原奥氏体晶粒内偏析的情况。若减少Mn的偏析，则Mn浓度较高的部分不会成为破坏起点，可进一步期待韧性的提高。但是，在专利文献2中，针对该方法，并不明确。
在专利文献3所记载的技术中，为了不使原奥氏体晶粒粗大化，进行900℃以下的退火，但会存在如下情况：Mn未充分扩散，Mn在显微组织内偏析。这样，Mn浓度局部较高的部分容易在2000MPa以上的高强度钢材中成为破坏起点，因此钢材的韧性有时会劣化。此外，在该技术中，在将显微组织设为马氏体后，必须进行250℃下的回火，会引起伴随流程増加的制造成本的増加。
在专利文献4所记载的技术中，在第1次热处理时，对生成了尽可能多的碳化物的钢材进行第2次热处理，并将该碳化物作为核生成位点，使其发生向奥氏体的逆相变。因此，在第1次热处理时，残余奥氏体较少，此外，在第2次热处理时，因为奥氏体的晶粒生长容易进行，所以需要进一步的晶粒微细化方法。
本发明为了解决现有技术的问题而完成，其目的在于提供一种具有优异的强度及韧性的热冲压成形体。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人们针对解决上述问题的方法进行了专心研究，结果获得了以下认识。
以往，为了确保2000MPa以上的拉伸强度，需要确保淬火性，使其含有Mn被认为是有效的。但是，由于使其含有Mn，晶体晶界的Mn偏析会被助长，热冲压成形体的韧性会变差。因此，本发明人们进行了专心研究，结果发现：即使是含有Mn的材料，也会得到具有比以往更为优异的韧性的热冲压成形体。
本发明人们发现：作为热冲压成形体的显微组织，通过将原奥氏体晶粒的平均粒径控制在5.0μm以下，并将原奥氏体晶粒的晶界(以下，有时会记为原奥氏体晶界)的平均Mn浓度设为1.0质量％以下，从而能够抑制龟裂发生。此外，本发明人们进行了专心研究，结果认识到可通过以下方法来得到上述显微组织。
首先，在热冲压工序前进行前热处理(以下，表示为“第一次热处理”)。第一次热处理为包含如下工序的热处理：加热工序，其加热到Ac3点以上且Ac3点+200℃以下的加热温度T1；保持工序，其以该加热温度T1来保持；以及冷却工序，其以10℃/s以上且500℃/s以下的平均冷却速度从加热温度T1冷却到“250℃以上且400℃以下”的冷却停止温度。第一次热处理的加热工序及保持工序具有对在第一次热处理前形成的粗大的碳化物进行再固溶的作用、以及在原奥氏体晶界中使Mn富集的作用。此外，因为通过第一次热处理的冷却工序控制为包含马氏体、回火马氏体、贝氏体及回火贝氏体的显微组织，所以在原奥氏体晶粒内会形成大量的大角度晶界。
接着，进行热冲压工序的加工热处理(以下，表示为“第二次热处理”)。第二次热处理为包含以下工序的热处理：加热工序，其以10℃/s以上且500℃/s以下的平均加热速度，进行急速加热，直到Ac3’点以上且(Ac3’点+100℃)以下的加热温度T2；以及保持工序，其以该加热温度T2保持超过10秒且60秒以下。在此，第一次热处理时的冷却停止温度与第二次热处理时的加热温度T2之差(T2－冷却停止温度)小于600℃。
对于第二次热处理的保持工序后的钢材，实施热冲压及冷却。
另外，Ac3’点为通过实验求出的温度。详细情况会在后面叙述。
在第二次热处理的加热工序中，发生Mn从原奥氏体晶界向在第一次热处理中形成的大角度晶界的扩散。由此，Mn会向存在于大角度晶界(板条块间)的微细的残余奥氏体富集。由于Mn向残余奥氏体富集，因而残余奥氏体的稳定性会提高，Ac3点会降低。为了方便，将该降低了的Ac3点称为“Ac3’点”。
在超过Ac3’点的温度区域中，奥氏体化会进展。但是，因为该阶段中的奥氏体化会在低温下进展，所以奥氏体的晶粒生长会被抑制。此外，因为微细的奥氏体会被维持，所以从原奥氏体晶界向大角度晶界的Mn富集会持续进行。
第二次热处理后的钢材被热冲压并被冷却到室温。由此，会得到热冲压成形体。通过这些工序，能够将热冲压成形体的原奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下的细粒组织，且使原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度降低到1.0质量％以下。结果，由于原奥氏体晶界的高Mn浓度区域的减少，因而碰撞时的破坏(龟裂发生)会被抑制，且因为原奥氏体晶粒的粒径微细，所以龟裂的进展也会被抑制。作为结果，能够得到具有优异韧性的热冲压成形体。
基于上述认识完成的本发明的要旨如下。
[1]本发明的一个方案的热冲压成形体具有如下化学组成：以质量％计，
C：0.40％以上且0.70％以下，
Si：0.010％以上且1.30％以下，
Mn：0.40％以上且3.00％以下，
sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下，
Ti：0.010％以上且0.100％以下，
Cr：0.010％以上且0.80％以下，
B：0.0005％以上且0.0100％以下，
P：0.100％以下，
S：0.0100％以下，
N：0.0100％以下，
Nb：0％以上且0.100％以下，
Mo：0％以上且1.00％以下，
V：0％以上且0.100％以下，
Ni：0％以上且0.50％以下，
REM：0％以上且0.0100％以下，
Mg：0％以上且0.0100％以下，
Ca：0％以上且0.0100％以下，
Co：0％以上且4.00％以下，
且剩余部分为Fe及杂质；
显微组织中的原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下；
所述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下。
[2]也可以是，上述[1]所述的热冲压成形体包含从以质量％计，
Nb：0.010％以上且0.100％以下，
Mo：0.01％以上且1.00％以下，
V：0.001％以上且0.100％以下，
Ni：0.001％以上且0.50％以下，
REM：0.0010％以上且0.0100％以下，
Mg：0.0010％以上且0.0100％以下，
Ca：0.0010％以上且0.0100％以下，及
Co：0.10％以上且4.00％以下
中选择的1种或2种以上的元素。
[3]也可以是，上述[1]或[2]所述的热冲压成形体在表面具备镀层。
[4]也可以是，上述[1]～[3]的任何一项所述的热冲压成形体在一部分具有软化区域。
发明效果
根据本发明，能够提供一种具有优异的强度及韧性的热冲压成形体机。
附图说明
图1是表示用于测定原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的试验片的形状的图。
图2是表示T2－冷却停止温度与原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的关系的图。
图3是表示T2－冷却停止温度与原奥氏体晶粒的平均粒径的关系的图。
图4是表示加热温度T2下的保持时间与原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的关系的图。
图5是表示加热温度T2下的保持时间与原奥氏体晶粒的平均粒径的关系的图。
具体实施方式
以下，针对本实施方式的热冲压成形体及其制造方法，详细进行说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式所公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。
＜热冲压成形体的化学组成＞
首先，针对本实施方式的热冲压成形体的化学组成的限定理由进行说明。以下，针对化学组成的％全部意味着质量％。对于表示为“以上”或“以下”的数值，该值被包含在数值范围中。对于表示为“小于”或“超过”的数值，该值不被包含在数值范围中。
本实施方式的热冲压成形体具有如下的化学组成：以质量％计，C：0.40％以上且0.70％以下，Si：0.010％以上且1.30％以下，Mn：0.40％以上且3.00％以下，sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下，Ti：0.010％以上且0.100％以下，Cr：0.010％以上且0.80％以下，B：0.0005％以上且0.0100％以下，P：0.100％以下，S：0.0100％以下，N：0.0100％以下，且剩余部分为Fe及杂质。以下，针对各元素，详细进行说明。
“C：0.40％以上且0.70％以下”
C是用于在热冲压成形体中得到2000MPa以上的拉伸强度的重要元素。当C含量小于0.40％时，马氏体会变为软质，难以得到2000MPa以上的拉伸强度。因此，将C含量设为0.40％以上。C含量优选为0.43％以上，0.45％以上。另一方面，当C含量超过0.70％时，会生成粗大的碳化物，从而易于发生破坏，热冲压成形体的韧性会降低。因此，将C含量设为0.70％以下。C含量优选为0.60％以下，0.55％以下。
“Si：0.010％以上且1.30％以下”
Si具有抑制粗大的渗碳体的形成的效果，是用于确保热冲压成形体的韧性的重要元素。此外，Si具有回火软化阻力，并具有抑制因热冲压淬火时的自身回火导致的强度降低的作用。当Si含量小于0.010％时，得不到上述效果，热冲压成形体的韧性有时会劣化。因此，将Si含量设为0.010％以上。优选的是，为0.02％以上，0.03％以上。另一方面，在含有超过1.30％的Si的情况下，奥氏体的稳定度会降低，在第二次热处理时，Mn向大角度晶界的扩散不会充分进行，因此热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将Si含量设为1.30％以下。优选的是，为1.20％以下，1.00％以下。
“Mn：0.40％以上且3.00％以下”
Mn为通过固溶强化来帮助提高热冲压成形体的强度的元素。当Mn含量小于0.40％时，缺乏固溶强化能，马氏体会变为软质，难以在热冲压成形体中得到2000MPa以上的拉伸强度。因此，将Mn含量设为0.40％以上。Mn含量优选为0.50％以上，0.60％以上。另一方面，当将Mn含量设为超过3.00％时，在钢中会生成粗大的夹杂物，从而易于发生破坏，热冲压成形体的韧性会降低。因此，将Mn含量设为3.00％以下。优选的是，为2.50％以下，2.00％以下，1.50％以下。
“sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下”
Al是具有使钢液脱氧并使钢健全化的(抑制在钢中产生气孔等缺陷的情况)作用的元素。当sol.Al含量小于0.0010％时，脱氧不会被充分进行。因此，将sol.Al含量设为0.0010％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上，0.020％以上。另一方面，当sol.Al含量超过0.500％时，在钢中会生成粗大的氧化物，热冲压成形体的韧性会降低。因此，将sol.Al含量设为0.500％以下。优选的是，为0.400％以下，0.350％以下。
另外，所谓sol.Al，意味着酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。
“Ti：0.010％以上且0.100％以下”
Ti为形成碳氮化物，并抑制热冲压加热时(尤其是第二次热处理时)的奥氏体的晶粒生长的元素。当Ti含量小于0.010％时，得不到上述效果，原奥氏体晶粒会粗大化，热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将Ti含量设为0.010％以上。Ti含量优选为0.020％以上，0.025％以上。另一方面，当使其含有Ti超过0.100％时，会生成粗大的TiN，因此热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将Ti含量设为0.100％以下。Ti含量优选为0.080％以下，0.060％以下。
“Cr：0.010％以上且0.80％以下”
Cr为碳化物形成元素，并且为使碳化物微细化，并提高热冲压成形体的韧性的元素。当Cr含量小于0.010％时，得不到上述效果。因此，将Cr含量设为0.010％以上。Cr含量优选为0.10％以上，0.15％以上。另一方面，即使使其含有超过0.80％的Cr，上述效果也会饱和。此外，会填充原奥氏体晶界的Mn偏析位点，并阻碍第一次热处理时的Mn向原奥氏体晶界的偏析。结果，有时，原奥氏体晶粒内的Mn量会増加，热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将Cr含量设为0.80％以下。Cr含量优选为0.60％以下，0.50％以下，0.40％以下。
“B：0.0005％以上且0.0100％以下”
B为向晶界偏析，从而提高钢的淬火性的元素。当B含量小于0.0005％时，得不到上述效果，有时会形成铁素体。结果，会存在难以得到2000MPa以上的拉伸强度的情况、以及热冲压成形体的韧性劣化的情况。因此，将B含量设为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上，0.0015％以上，0.0020％以上。另一方面，因为B易于向原奥氏体晶界偏析，所以当使其含有超过0.0100％时，在第一次热处理时，会阻碍Mn向原奥氏体晶界的偏析。结果，有时，原奥氏体晶粒内的Mn会増加，热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0075％以下，0.0050％以下。
“P：0.100％以下”
P为向晶界偏析，并使晶界的强度降低的元素。当P含量超过0.100％时，晶界的强度会显著降低，热冲压成形体的韧性会降低。因此，将P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下，0.030％以下。P含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.0001％时，脱P成本会大幅上升，在经济上并不理想。在实际操作上，也可以将P含量设为0.0001％以上。
“S：0.0100％以下”
S为在钢中形成夹杂物的元素。当S含量超过0.0100％时，在钢中会生成大量的夹杂物，热冲压成形体的韧性会降低。因此，将S含量设为0.0100％以下。S含量优选为0.0040％以下。S含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.00015％时，脱S成本会大幅上升，在经济上并不理想。在实际操作上，也可以将S含量设为0.00015％以上，0.0002％以上。
“N：0.0100％以下”
N为杂质元素，为在钢中形成氮化物，从而使热冲压成形体的韧性劣化的元素。当N含量超过0.0100％时，在钢中会生成粗大的氮化物，热冲压成形体的韧性会显著降低。因此，将N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下，0.0050％以下。N含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.0001％时，脱N成本会大幅上升，在经济上并不优选。在实际操作上，也可以将N含量设为0.0001％以上。
本实施方式的热冲压成形体的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，可例示从钢原料或废料中不可避免地混入、在制钢过程中不可避免地混入、及/或被有意图地微量添加，且在不阻碍本实施方式的热冲压成形体的特性的范围内被允许的元素。
也可以是，在本实施方式的热冲压成形体中，代替Fe的一部分地，使其含有下述任意元素。不使其含有下述任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，针对各任意元素详细进行说明。
“Nb：0％以上且0.100％以下”
Nb为通过固溶强化来提高热冲压成形体的强度，并且通过形成碳氮化物来帮助原奥氏体晶粒的细粒化的元素。因此，也可以根据需要来使其含有Nb。在使其含有Nb的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Nb含量优选设为0.010％以上。Nb含量更优选为0.035％以上。另一方面，当使其含有Nb超过0.100％时，会存在碳氮化物过剩地生成，热冲压成形体的韧性降低的情况。因此，Nb含量优选设为0.100％以下。Nb含量更优选的是0.080％以下。
“Mo：0％以上且1.00％以下”
Mo是通过固溶强化来提高热冲压成形体的强度，并且提高钢的淬火性，抑制使韧性劣化的铁素体的形成的元素。因此，也可以根据需要来使其含有Mo。在使其含有Mo的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Mo含量优选为0.01％以上。Mo含量更优选为0.02％以上。另一方面，即使使其含有Mo超过1.00％，上述效果也会饱和，还会引起合金成本的上升。因此，Mo含量优选设为1.00％以下。Mo含量更优选为0.80％以下。
“V：0％以上且0.100％以下”
V为通过固溶强化来提高热冲压成形体的强度的元素。为了可靠地得到该效果，V含量优选设为0.001％以上。更优选的是，V含量为0.050％以上。另一方面，当V含量超过0.100％时，碳氮化物会过剩地生成，热冲压成形体的韧性会降低。因此，V含量优选设为0.100％以下。V含量更优选为0.090％以下。
“Ni：0％以上且0.50％以下”
Ni为固溶于奥氏体，具有提高钢的淬火性的作用，并且会提高热冲压成形体的韧性的元素。为了可靠地得到上述效果，优选将Ni含量设为0.001％以上。更优选的是，为0.01％以上。另一方面，即使使其含有Ni超过0.50％，上述效果也会饱和，并且会引起合金成本的上升。因此，Ni含量优选设为0.50％以下。更优选的是，为0.40％以下。
“REM：0％以上且0.0100％以下”
REM为具有使钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素，并且为会提高热冲压成形体的韧性的元素。因此，也可以根据需要使其含有REM。为了可靠地得到上述效果，REM含量优选设为0.0010％以上。更优选的是，为0.0020％以上。另一方面，即使使其含有REM超过0.0100％，上述效果也会饱和，从而引起成本的上升。因此，REM含量优选设为0.0100％以下。更优选的是，为0.0080％以下。
另外，在本实施方式中，所谓REM，是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17种元素。在本实施方式中，所谓REM的含量，是指这些元素的合计含量。在为镧系元素的情况下，在工业上，以混合稀土金属的形式添加。
“Mg：0％以上且0.0100％以下”
Mg为具有使钢液脱氧，从而使钢健全化的作用的元素，会提高热冲压成形体的韧性。因此，也可以根据需要使其含有Mg。为了可靠地得到上述效果，Mg含量优选设为0.0010％以上。更优选的是，为0.0020％以上。另一方面，即使使其含有Mg超过0.0100％，上述效果也会饱和，从而引起成本的上升。因此，Mg含量优选设为0.0100％以下。更优选的是，为0.0080％以下。
“Ca：0％以上且0.0100％以下”
Ca为具有使钢液脱氧，从而使钢健全化的作用的元素，会提高热冲压成形体的韧性。因此，也可以根据需要使其含有Ca。为了可靠地得到上述效果，Ca含量优选设为0.0010％以上。更优选的是，为0.0020％以上。另一方面，即使使其含有Ca超过0.0100％，上述效果也会饱和，从而引起成本的上升。因此，Ca含量优选设为0.0100％以下。更优选的是，为0.0080％以下。
“Co：0％以上且4.00％以下”
Co为具有使马氏体开始温度(Ms点)上升的作用的元素，会提高热冲压成形体的韧性。因此，也可以根据需要使其含有Co。在使其含有Co的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Co含量优选设为0.10％以上。更优选的是，为0.20％以上。另一方面，当Co含量超过4.00％以上时，钢的淬火性会降低，难以得到2000MPa以上的拉伸强度。因此，Co含量优选设为4.00％以下。更优选的是，为3.00％以下。
上述热冲压成形体的化学组成可以通过一般的分析方法来测定。例如，可以用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱)来测定。另外，sol.Al可以用将试样以酸加热分解后的滤液，通过ICP－AES来测定。C及S可以使用燃烧－红外线吸收法，N可以使用惰性气体熔融－热导法来测定。
＜热冲压成形体的显微组织＞
接着，针对本实施方式的热冲压成形体的显微组织进行说明。在本实施方式中，所谓热冲压成形体的显微组织，意味着以从表面起板厚t/4位置(t为板厚)为中心的、从表面起板厚t/8深度～从表面起板厚3t/8深度的区域中的显微组织。
本实施方式的热冲压成形体中，显微组织中的原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，所述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下。以下，针对各规定进行说明。
“原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，所述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下”
为了在热冲压成形体中得到优异的韧性，显微组织越微细越好。本发明人们认识到：在拉伸强度超过2000MPa的高强度的热冲压成形体中，当原奥氏体晶粒的平均粒径超过5.0μm时，韧性会劣化。因此，将原奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下。更优选的是，为4.5μm以下、4.0μm以下、3.5μm以下。
也可以是，将原奥氏体晶粒的平均粒径设为1.0μm以上，或2.0μm以上。
此外，本发明人们也认识到：为了在热冲压成形体中得到优异的韧性，使原奥氏体晶粒的晶界(原奥氏体晶界)的Mn浓度降低是重要的。当大量的Mn不均匀分布于原奥氏体晶界时，会使延展性破坏极限显著劣化，成为碰撞时的破坏起点。结果，热冲压成形体的韧性会劣化。当原奥氏体晶界的平均Mn浓度超过1.0质量％时，破坏感受性会变高，会使热冲压成形体的韧性显著劣化。因此，将原奥氏体晶界的平均Mn浓度设为1.0质量％以下。优选的是，为0.8质量％以下，0.6质量％以下，0.5质量％以下。
也可以是，将原奥氏体晶界的平均Mn浓度设为0.1质量％以上，或0.2质量％以上。
(原奥氏体晶粒的平均粒径的测定方法)
原奥氏体晶粒的平均粒径通过以下方法来测定。
首先，以540℃对热冲压成形体进行24hr热处理。由此，会促进原奥氏体晶界的腐蚀。热处理可以通过炉加热或通电加热来进行，将升温速度设为0.1～100℃/s，将冷却速度设为0.1～150℃/s。从热处理后的热冲压成形体的中央部(避开端部的部分)切出垂直于板面的板厚截面。在使用#600～#1500的碳化硅纸对该板厚截面进行研磨后，使用使粒度1～6μm的金刚石粉末分散于酒精等稀释液或纯水得到的液体将其加工为镜面。将该板厚截面作为观察面。
接着，将观察面浸渍到3～4％硫酸－酒精(或水)溶液(％为体积％)1分钟，使原奥氏体晶界出现。浸渍操作在排气处理装置内实施，操作气氛的温度设为常温(10～30℃，下同)。以丙酮或乙醇对使原奥氏体晶界出现的观察面进行清洗，并在干燥后，以扫描型电子显微镜对观察面进行观察。使用的扫描型电子显微镜装备了2次电子检测器。
在9.6×10－5Pa以下的真空中，以加速电压15kV、照射电流等级13来向试样照射电子束，并拍摄从热冲压成形体的表面起板厚t/8深度～从表面起板厚3t/8深度的区域的二次电子像。拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面为基准设为4000倍，拍摄视野数设为10个视野以上。
在拍摄到的二次电子像中，采用原奥氏体晶界较亮的对比度进行拍摄。通过针对拍摄视野所包含的原奥氏体晶粒，测定最短直径和最长直径，并算出它们的平均值，从而得到被观察到的原奥氏体晶粒的粒径。在拍摄视野的端部等，整个原奥氏体晶粒未被包含在拍摄视野中的情况下，针对该原奥氏体晶粒，不会测定粒径。通过针对整个拍摄视野中的所有原奥氏体晶粒来算出粒径，并算出它们的平均值，从而得到原奥氏体晶粒的平均粒径。另外，原奥氏体晶粒的平均粒径为将算出得到的原奥氏体晶粒粒径的总和除以测定了粒径的原奥氏体晶粒的总数得到的值。
(原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的测定方法)
针对原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的测定方法进行说明。
从热冲压成形体的中央部(避开端部的部分)，制作图1所示的尺寸的试验片。关于试验片，通过机械磨削，等量地除去其表面和背面，使得板厚(垂直于图1中的纸面的方向的试验片长度)为1.2mm。在试验片的长度方向(图1中的左右方向)的中央部，设置有切口。该切口通过插入厚度1mm的线切割器来形成。在试验片的宽度方向(图1中的上下方向)上，将切口底与未设置有切口的侧面的距离控制为100～200μm。
接着，使试验片浸渍在20％－硫氰酸铵溶液(％为体积％)中24～48hr。在浸渍完成后0.5hr以内，对试验片的表面和背面实施镀锌。在镀锌后，在1.5hr以内提供给俄歇电子发光分光分析。用于实施俄歇电子发光分光分析的装置的种类并不被特别地限定。将试验片设置在分析装置内，并在9.6×10－5Pa以下的真空中，从试验片的切口部分起进行破坏，从而使原奥氏体晶界露出。以1～30kV的加速电压，对露出的原奥氏体晶界照射电子束，对原奥氏体晶界中的Mn浓度(质量％)进行测定。测定针对3个以上的原奥氏体晶粒，在各原奥氏体的晶界中，在10处以上的位置实施。为了防止原奥氏体晶界的污染，在破坏后30分以内完成测定。通过算出得到的Mn浓度(质量％)的平均值来得到原奥氏体晶界的平均Mn浓度。
热冲压成形体的显微组织并不被特别地限定，也可以包含马氏体(含初生马氏体及回火马氏体)、上贝氏体、下贝氏体及残余奥氏体、以及铁碳化物及/或合金碳化物。
优选的是，显微组织中，马氏体(含初生马氏体及回火马氏体)为主相(以面积率计，为90％以上)，剩余部分组织(上贝氏体、下贝氏体及残余奥氏体、以及铁碳化物及/或合金碳化物)的面积率为10％以下。关于马氏体的面积率，更优选的是，为95％以上，进一步优选的是，为100％。关于剩余部分组织的面积率，从与马氏体的面积率的关系出发，更优选的是，为5％以下，进一步优选的是，为0％。
(马氏体的面积率的测定方法)
马氏体的面积率的测定通过以下方法进行。
从距热冲压成形体的端面50mm以上的位置(或避开端部的位置)，以可观察到板厚截面的方式提取样本。在对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，使碳化物及晶体晶界的对比变得清晰。接着，使用装备了2次电子检测器的高分辨场发射型扫描型电子显微镜(FE－SEM)，针对以样本的板厚t/4位置为中心的区域(距表面板厚的1/8深度～距表面板厚的3/8深度的区域)，以5000倍的拍摄倍率拍摄2次电子像。
在通过上述方法得到的拍摄写真中，对马氏体以外的相(铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体及残余奥氏体等)与马氏体(初生马氏体及回火马氏体)进行区别。上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体能够通过板条状的晶粒内有无铁碳化物、以及铁碳化物的伸长方向来区别。因为初生马氏体在硝酸乙醇刻蚀中不会被充分刻蚀，所以能够与被刻蚀的其他组织区别开来。但是，因为残余奥氏体也与马氏体同样不会被充分刻蚀，所以通过求得与以后述方法得到的残余奥氏体的面积率的差分来得到初生马氏体的面积率。
上贝氏体为由板条状晶粒的集合构成的相，在板条间，伴随碳化物的析出。
下贝氏体及回火马氏体也是由板条状晶粒的集合构成的相，但为在板条内部包含碳化物的相。下贝氏体与回火马氏体因碳化物的伸长方向而有所区别。下贝氏体的碳化物具有单一的变形，存在于一个晶粒内的碳化物的角度差为5°以内，实质上具有单一的方向。另一方面，回火马氏体的碳化物具有多个变形，存在于一个晶粒内的碳化物沿多个方向伸长。根据这些差异，将下贝氏体与回火马氏体区别开来。
针对与得到上述拍摄照片的观察区域相同的区域，对残余奥氏体的面积率进行测定。在使用#600～#1500的碳化硅纸对观察面进行研磨后，使用使粒度1～6μm的金刚石粉末分散于酒精等稀释液或纯水而得到的液体加工为镜面。接着，在室温下，用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去被导入到观察面的表层的畸变。针对观察面，以0.1μm的测定间隔，通过电子背散射衍射法进行测定，得到晶体取向信息。对于测定，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。此时，装置内的真空度设为9.6×10－5Pa以下，加速电压设为15kv，照射电流电平设为13，电子束的照射电平设为62。通过使用被搭载于使得到的晶体取向信息附属于EBSD分析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”的“Phase Map”功能来算出fcc构造即残余奥氏体的面积率，从而得到残余奥氏体的面积率。
通过上述方法，进行组织的区别，求得马氏体(初生马氏体及回火马氏体)的面积率。
剩余部分组织的面积率通过从100％中减去马氏体的面积率来得到。
“当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为0.5个/μm2以下”
在热冲压成形体的显微组织中，当包含许多粗大的碳化物时，热冲压成形体的韧性有时会劣化。因此，优选粗大的碳化物量尽可能地少。在本实施方式中，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度优选设为0.5个/μm2以下。更优选的是，为0.3个/μm2以下，0.2个/μm2以下。因为当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度越好越好，所以也可以为0个/μm2。
(碳化物的个数密度的测定方法)
以热冲压成形体的板厚截面为观察面的方式提取试样，通过电场研磨对观察面进行加工。然后，以20000倍的倍率来观察10个视野以上的距表面板厚t/8深度～距表面板厚3t/8深度的区域。通过图像分析，根据被观察到的各碳化物的面积来求得各碳化物的当量圆直径。通过算出当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度，从而得到当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度。
另外，在本实施方式中，将存在于马氏体中的板条内或板条状地存在的长径5nm以上的粒子视为碳化物。
“拉伸强度”
也可以是，本实施方式的热冲压成形体的拉伸(最大)强度为2000MPa以上。优选的是，为2200MPa以上。上限并无特别限定，但也可以设为2600MPa以下，2500MPa以下。
关于拉伸(最大)强度，从热冲压成形体的尽可能平坦的位置，制作JISZ2241：2011所记载的5号试验片，并按照JISZ2241：2011所记载的试验方法求得。
“韧性”
也可以是，关于本实施方式的热冲压成形体，作为早期断裂特性的指标的值为0.60MPa/Hv以上，且硬度偏差(ΔHv)为50Hv以下。作为早期断裂特性的指标的值为将拉伸强度(单位：MPa)除以将通过后述方法得到的平均硬度(单位：Hv)乘以3.3后的值而得到的值(拉伸强度/(平均硬度×3.3))。该值优选为0.75MPa/Hv以上，0.80MPa/Hv以上。将平均硬度乘以3.3得到的值为根据硬度推定出的推定拉伸强度，因为如果拉伸强度的实测值为推定拉伸强度的0.60MPa/Hv倍以上，则早期断裂特性优异，所以能够判断为韧性优异。
当硬度偏差(ΔHv)为50Hv以下时，在具有2000MPa以上的拉伸强度的热冲压成形体中，在从外部发生变形(产生应力)的情况下，难以发生应力集中，因此能够判断为韧性优异。硬度偏差(ΔHv)优选为40Hv以下，30Hv以下，20Hv以下。
用于算出早期断裂特性的指标的平均硬度通过以下方法来测定。
从热冲压成形体的任意位置(避开端部的位置)，以可观察到垂直于表面的板厚截面的方式切出试验片。试验片的长度也取决于测定装置，但10mm左右即可。在使用#600～#1500的碳化硅纸对试验片的板厚截面进行研磨后，使用使粒度1～6μm的金刚石粉末分散到酒精等稀释液或纯水中得到的液体来加工成镜面。将该板厚截面作为测定面。使用微型维氏硬度试验机，在测定面的板厚t/4位置(距表面板厚t/8深度～距表面板厚3t/8深度的区域)处，以1kgf的负荷，以压痕的3倍以上的间隔来测定维氏硬度。通过合计测定20个点，并算出它们的平均值，从而得到维氏硬度的平均值(平均硬度)。
另外，硬度偏差(ΔHv)通过算出在以上述方法来求得平均硬度时得到的、20个点处的维氏硬度的最大值与最小值之差来得到。
本实施方式的热冲压成形体能够通过针对热冲压用钢板进行第一次热处理及第二次热处理的制造方法来得到。通过进行第一次热处理，在原奥氏体晶粒内会形成大量的大角度晶界。在第二次热处理时，Mn会从原奥氏体晶界扩散到原奥氏体晶粒内的大角度晶界。结果，能够在热冲压成形体的显微组织中，降低原奥氏体晶界的Mn浓度。即，在被加工成本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板(第一次热处理后且第二次热处理前的钢板)中，优选形成有足量的大角度晶界。
被加工为本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板优选板厚t/4位置(距表面板厚t/8深度～距表面板厚3t/8深度的区域)处的大角度晶界的比例为40％以上。但是，即使热冲压用钢板的大角度晶界的比例小于40％，也能够根据第一次热处理以后的制造条件来制造本实施方式的热冲压成形体，因此热冲压用钢板的大角度晶界的比例并不被特别地限定。
(大角度晶界的比例的算出方法)
针对热冲压用钢板的大角度晶界的比例的算出方法进行说明。
从热冲压用钢板的任意位置，以可观察到垂直于表面的板厚截面的方式切出试验片。试验片的长度也取决于测定装置，但10mm左右即可。在使用#600～#1500的碳化硅纸对试验片的截面进行研磨后，使用使粒度1～6μm的金刚石粉末分散到酒精等稀释液或纯水中得到的液体来加工成镜面。将该板厚截面作为观察面。
接着，在室温下，用不含碱性溶液的胶体二氧化硅对观察面进行8分钟的研磨，除去被导入到试验片的表层的畸变。在观察面的长度方向的任意位置处，以0.1μm的测定间隔，通过电子背散射衍射法，对钢板的板厚t/4位置(距表面板厚t/8深度～距表面板厚3t/8深度的区域)进行测定，从而得到晶体取向信息。对于测定，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。此时，装置内的真空度设为9.6×10－5Pa以下，加速电压设为15kv，照射电流等级设为13，电子束的照射时间设为0.01秒/点。
对于使得到的晶体取向信息，使用附属于EBSD分析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Image Quality”功能，相对于相邻的晶格间的旋转角为15°以上的晶界的长度与旋转角小于15°的晶界的长度之和，算出旋转角为15°以上的晶界的长度的比例。在该功能中，能够针对具有体心立方构造的晶粒的晶界，算出具有任意旋转角的晶界的合计长度。针对测定区域所包含的所有晶粒，算出它们的晶界的合计长度，并求得旋转角为15°以上的晶界的长度的比例。将该比例作为大角度晶界的比例。
＜热冲压成形体的制造方法＞
接着，针对本实施方式的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。首先，针对被适用于本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板的制造方法进行说明。
(热冲压用钢板的制造方法)
“加热工序”
供热轧的钢片(钢材)为用常规方法制造的钢片即可，例如可以是连续铸造板坯、用薄板坯铸造机等一般的方法制造的钢片。优选的是，将具有前述化学组成的钢材供给到热轧，在热轧工序中加热到1100℃以上的温度区域，并在该温度区域中进行20分钟以上的保持。在加热温度小于1100℃的情况下或保持时间小于20分钟的情况下，Ti等粗大夹杂物的再溶解不会进行，而是会作为破坏起点而残存，因此热冲压成形体的韧性有时会劣化。更优选的是，加热温度为1200℃以上，保持时间为25分以上。此外，加热温度优选1400℃以下，保持时间优选120分钟以下。
“终轧工序”
接着，优选以终轧的完成温度(终轧温度)成为Ar3点以上的温度区域的方式进行热轧。当以小于Ar3点的温度结束终轧时，因为会成为双相区域轧制，所以轧制中的板形状有时会劣化。因此，优选将终轧温度设为Ar3点以上。更优选的是，为Ar3点+10℃以上。此外，终轧温度优选设为Ar3点+100℃以下。
Ar3点通过下述式(1)来表示。式(1)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。在不含有该元素的情况下，则代入0。
Ar3点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo···式(1)
“卷取工序”
将终轧后的钢板在750℃以下的温度区域中卷取为卷材状。当卷取温度超过750℃时，氧化皮会大量生成，难以进行下个工序即酸洗工序中的氧化皮除去。因此，卷取温度优选设为750℃以下。更优选的是，为600℃以下。此外，卷取温度优选设为400℃以上。
通过以上方法，得到热轧钢板。
也可以是，针对通过上述方法得到的热轧钢板，根据需要，实施以软质化为目的的再加热处理。针对热轧钢板，既可以通过进行冷轧来得到冷轧钢板，也可以通过赋予镀层来得到镀敷钢板。此外，也可以进行连续退火。
冷轧为以通常的累积压下率，例如30～90％来进行的冷轧即可。也可以是，不进行冷轧，而是将热轧钢板供给到热冲压工序。
也可以是，热轧钢板或冷轧钢板在表面具备镀层。也可以是，根据热冲压工序中的氧化皮生成的抑制、以及热冲压成形体的耐腐蚀性提高等目的，实施公知的各种热镀金属及电镀等。
作为热镀金属，可举出热镀锌、合金化热镀锌、热镀铝、以及热镀铝－锌等。当热镀金属层为硬质时，有时会发生在热冲压成形时产生裂缝，从而热冲压成形体的耐腐蚀性劣化的情况下。因此，热镀金属优选的是镀层为软质的热镀锌或合金化热镀锌。
在热镀金属为热镀锌或合金化热镀锌的情况下，对热轧钢板或冷轧钢板的表面实施的镀层的附着量优选为每单面3～800g/m2。当镀层附着量为每单面小于3g/m2时，有时会无法可靠地得到耐腐蚀性的提高效果。另一方面，当镀层附着量超过每单面800g/m2时，在焊接时，有时会易于产生气孔等缺陷。从提高耐腐蚀性及抑制成本的观点出发，更优选的是，镀层附着量为10～200g/m2。
为了抑制热冲压成形前的镀层的蒸发，从而提高热冲压成形体的耐腐蚀性，优选的是，镀层为合金化热镀锌。作为合金化热镀锌的合金化度，优选的是，镀层中的Fe含量为3～25％。当镀层中的Fe含量小于3％时，会存在无法充分抑制热冲压成形时的镀层蒸发的情况。当镀层中的Fe含量超过25％时，有时会存在热冲压成形体的粉化性劣化的情况。
从抑制镀层蒸发及确保粉化性的观点出发，更优选的是，镀层中的Fe含量为7～18％。另外，也可以是，对热镀锌层或合金化热镀锌层的表面进一步施加有机系或无机系的覆膜。
(热冲压成形体的制造方法)
使用以上述方法得到的热冲压用钢板，例如通过下述制造方法来制造本实施方式的热冲压成形体。如上所述，在本实施方式中，为了在热冲压成形体中得到所期望的显微组织，进行两次热处理。
(第一次热处理)加热温度T1：Ac3点以上且Ac3+200℃以下
关于本实施方式的热冲压成形体，在将上述热冲压用钢板供给到热冲压工序前，进行第一次热处理。在第一次热处理中，加热到Ac3点以上且Ac3点+200℃以下的加热温度T1，并以该温度T1进行保持。在该第一次热处理的加热中，使Mn向原奥氏体晶界富集。在加热温度T1低于Ac3点的情况下，向原奥氏体晶界的Mn富集不会充分进行，且在后续的第二次热处理中，无法充分进行Mn浓度的降低。因此，将加热温度T1设为Ac3点以上。优选的是，为Ac3点+20℃以上。另一方面，在加热温度T1超过Ac3点+200℃的情况下，原奥氏体晶粒会粗大化，有时会存在无法将原奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下的情况。因此，将加热温度T1设为Ac3+200℃以下。将到加热温度T1的平均加热速度设为1～30℃/s即可。
Ac3点通过以下的式(2)得到。
Ac3点(℃)＝912－230.5×C+31.6×Si－20.4×Mn－14.8×Cr+16.8×Mo···式(2)
上述式(2)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。在不含有该元素的情况下，则代入0。
被加热到加热温度T1的热冲压用钢板被以该加热温度T1保持。保持时间并无限制，但优选设为60秒～20分钟。在保持时间小于60秒的情况下，碳化物的再溶解不会进行，粗大碳化物会发生溶解残留，会存在碳化物的个数密度过于变高而无法得到所期望的显微组织的情况。在保持时间超过20分钟的情况下，原奥氏体晶粒的过度粗大化会进行，大角度晶界的比例会变少，有时会无法得到所期望的显微组织。
(第一次热处理)到冷却停止温度为止的平均冷却速度：10℃/s以上且500℃/s以下
以从上述加热温度T1到后述冷却停止温度为止的平均冷却速度为10℃/s以上且500℃/s以下的方式进行冷却。通过该冷却，使显微组织成为马氏体主相，从而大量的大角度晶界会被导入到原奥氏体晶粒内。在该大角度晶界的板条块界面中，存在着微细的奥氏体，会对第二次热处理时的奥氏体的微细化、以及原奥氏体晶界的Mn浓度的降低造成强烈影响。即，因为该大角度晶界会成为第二次热处理中的原奥氏体晶界的Mn的扩散路径，所以对降低原奥氏体晶界的Mn浓度而言，会承担重要的作用。
在从加热温度T1到后述冷却停止温度为止的平均冷却速度低于10℃/s的情况下，有时会形成铁素体等软质相，大角度晶界的导入会变得不充分。结果，第二次热处理中的原奥氏体晶界的Mn浓度的降低会变得不充分，有时会无法将原奥氏体晶界的平均Mn浓度降低到1.0质量％以下。因此，将平均冷却速度设为10℃/s以上。优选的是，为20℃/s以上。另一方面，在冷却速度超过500℃/s的情况下，伴随马氏体相变的内部应力会变大，有时会在到室温为止的冷却过程中产生裂纹。因此，将平均冷却速度设为500℃/s以下。优选的是，为300℃/s以下。
(第一次热处理)冷却停止温度：250℃以上且400℃以下
第一次热处理的冷却不仅需要形成马氏体，还需要使奥氏体残存于马氏体的板条块界面。如上所述，其原因在于，该残存的奥氏体会成为第二次热处理中的Mn的扩散路径。为了该奥氏体的稳定化，需要促进从马氏体向未相变奥氏体的C扩散。为此，在250℃以上且400℃以下的温度区域中停止冷却。在冷却停止温度小于250℃的情况下，从马氏体向未相变奥氏体的C扩散不会进行。因此，将冷却停止温度设为250℃以上。优选的是，为260℃以上。在冷却停止温度超过400℃的情况下，会生成碳化物，板条块间的残余奥氏体的稳定化不会进行。因此，将冷却停止温度设为400℃以下。
(第一次热处理)冷却停止温度以下的平均冷却速度：小于10℃/s
为了使成为第二次热处理中的Mn的扩散路径的奥氏体残留，需要控制上述冷却停止温度以下的冷却速度，促进从马氏体向未相变奥氏体的碳扩散，并使奥氏体稳定化。为了发挥该作用，将冷却停止温度以下的平均冷却速度控制在小于10℃/s。优选的是，为8℃/s以下。在冷却停止温度以下的冷却速度为10℃/s以上的情况下，从马氏体向未相变奥氏体的碳扩散不会进行，奥氏体的稳定度会变低，无法使残余奥氏体残留，因此奥氏体晶粒会在第二次热处理时的加热过程中粗大化，并且有时会无法降低原奥氏体晶界的Mn浓度。
(第二次热处理)平均加热速度：10℃/s以上且1000℃/s以下
针对进行了第一次热处理的热冲压用钢板，为了减少原奥氏体晶粒的微细化，并降低原奥氏体晶界的Mn浓度，对热冲压时的加热(第二次热处理)的平均加热速度进行控制。通过将第二次热处理的平均加热速度设为10℃/s以上，从而能够抑制原奥氏体晶粒的晶粒生长。此外，能够以在第一次热处理中导入的大角度晶界为扩散路径，促进Mn从原奥氏体晶界向大角度晶界的扩散。结果，能够减少原奥氏体晶粒的微细化，并降低原奥氏体晶界的Mn浓度。由此，能够提高热冲压成形体的韧性。因此，将平均加热速度设为10℃/s以上。优选的是，为30℃/s以上。另一方面，在平均加热速度超过1000℃/s的情况下，热冲压成形体的加热温度控制较为困难，有时会根据部位而无法将原奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下。结果，会存在热冲压成形体的韧性劣化的情况。因此，将平均加热速度设为1000℃/s以下。优选的是，为700℃/s以下。
(第二次热处理)加热温度T2：Ac3 ’点以上且Ac3 ’点+100℃以下
在第一次热处理中形成的残余奥氏体中，有Mn富集。因为Mn是奥氏体稳定化元素，所以与第一次热处理相比，Ac3点会降低。将该降低了的Ac3点称为“Ac3 ’点”，将第二次热处理时的加热温度称为T2。
通过将第二次热处理时的加热温度T2设为Ac3 ’点以上且Ac3 ’点+100℃以下，从而以原奥氏体晶粒内的大角度晶界为扩散路径，使在第一次热处理中富集于原奥氏体晶界的Mn扩散。由此，会降低原奥氏体晶界的Mn浓度。在加热温度T2小于Ac3 ’点的情况下，Mn不会从原奥氏体晶界充分扩散，存在原奥氏体晶界的Mn浓度超过1.0质量％的情况。结果，热冲压成形体的韧性有时会劣化。因此，将加热温度T2设为Ac3 ’点以上。优选的是，为Ac3 ’+20℃以上。另一方面，在加热温度T2超过Ac3 ’点+100℃的情况下，原奥氏体晶粒的晶粒生长会进行，原奥氏体晶粒的平均粒径有时会超过5.0μm。结果，热冲压成形体的韧性有时会劣化。因此，将加热温度T2设为Ac3 ’点+100℃以下。优选的是，为Ac3 ’点+80℃以下。
另外，关于Ac3 ’点，将第一次热处理后的热冲压用钢板供给到热膨胀测定，并根据加热中的热膨胀量的变化来求得显微组织完全奥氏体化的温度，并将该温度作为Ac3 ’点。用于热膨胀测定的装置为可连续地测定加热中的热膨胀量的装置即可，例如，可以使用富士电波工机制的薄板热模拟试验机。
将加热温度T2下的保持时间设为超过10秒且60秒以下。当保持时间为10秒以下时，从原奥氏体晶界向大角度晶界的Mn扩散不会充分进行，因此有时会无法降低原奥氏体晶界的Mn量。当保持时间超过60秒时，原奥氏体晶粒的生长会进行，韧性有时会劣化。考虑了原奥氏体晶粒的微细化与从奥氏体晶界向大角度晶界的Mn扩散的平衡的优选的保持时间为20秒以上且30秒以下。
此外，将第一次热处理时的冷却停止温度与第二次热处理时的加热温度T2之差(T2－冷却停止温度)设为小于600℃。当T2－冷却停止温度为600℃以上时，在第二次热处理时的加热阶段中，奥氏体的晶粒生长会进行，有时会存在原奥氏体晶粒的平均粒径超过5.0μm的情况及/或原奥氏体晶界的平均Mn浓度变高的情况。更优选的是，第一次热处理时的冷却停止温度与第二次热处理时的加热温度T2之差(T2－冷却停止温度)为570℃以下。
图2是表示实施例中的、T2－冷却停止温度与原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的关系的图。图3是表示实施例中的、T2－冷却停止温度与原奥氏体晶粒的平均粒径的关系的图。
如图2所示，可知：通过将T2－冷却停止温度设为小于600℃，从而原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度成为1.0质量％以下。此外，如图3所示，可知：通过使T2－冷却停止温度小于600℃，从而原奥氏体晶粒的平均粒径成为5.0μm以下。
另外，图2及图3的发明例及比较例提取了实施例中的所有发明例及所有比较例中的一部分。
图4是表示实施例中的、加热温度T2下的保持时间与原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度的关系的图。图5是表示实施例中的、加热温度T2下的保持时间与原奥氏体晶粒的平均粒径的关系的图。
如图4所示，可知：通过将加热温度T2下的保持时间设为超过10秒且60秒以下，从而原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度成为1.0质量％以下。此外，如图5所示，可知：通过将加热温度T2下的保持时间设为超过10秒且60秒以下，从而原奥氏体晶粒的平均粒径成为5.0μm以下。
另外，图4及图5的发明例及比较例提取了实施例中的所有发明例及所有比较例中的一部分。
被加热到并保持在加热温度T2的热冲压用钢板通过热冲压而被制成热冲压成形体，并被以下述的冷却速度冷却。
(第二次热处理)从热冲压成形后起到200℃为止的温度区域的平均冷却速度：10℃/s以上且500℃/s以下
通过将从热冲压成形后起到200℃为止的温度区域的平均冷却速度控制在10℃/s以上且500℃/s以下，从而使热冲压成形体的显微组织成为马氏体(含初生马氏体及回火马氏体)主相。在平均冷却速度小于10℃/s的情况下，不会充分淬火，在显微组织中会形成铁素体等软质相，热冲压成形体的韧性会劣化。因此，将平均冷却速度设为10℃/s以上。优选的是，为30℃/s以上。另一方面，在平均冷却速度超过500℃/s的情况下，马氏体的自身回火不会充分进行，显微组织中的内部应力会变高，热冲压成形体的韧性有时会劣化。因此，将平均冷却速度设为500℃/s以下。优选的是，为300℃/s以下。
也可以是，在热冲压成形后，以调整强度为目的，加热到100℃～600℃的温度区域，并进行在该温度区域中保持的回火。此外，也可以是，以提高热冲压成形体的变形能为目的，在进行热冲压并冷却后，在热冲压成形体的一部分形成软化区域。此处所说的所谓软化区域，意味着仅向热冲压成形体的一部分(例如凸缘部)照射激光进行回火而形成的区域。
【实施例】
接着，针对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件仅为为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不被限定于这一条件例。在不脱离本发明的主旨，并会达成本发明的目的的限度之内，本发明能够采用各种条件。
对具有表1～3所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造得到钢片。在将该钢片加热到1150℃，并在该温度区域中保持30分钟后，以终轧温度为940℃的方式进行热轧，由此，得到了热轧钢帯。将得到的热轧钢帯以580℃卷取为卷材状。针对该热轧钢帯，以累积压下率为50％的条件进行冷轧，得到厚度1.4mm的热冲压用钢板(冷轧钢板)。
对一部分热冲压用钢板实施热镀锌，得到热冲压用镀敷钢板。镀层的附着量为每单面10～200g/m2。针对实施了热镀锌的热冲压用钢板，在表4～8中的“镀层”一栏中，记载为“有”。
针对各热冲压用钢板及热冲压用镀敷钢板(以下，统称为“热冲压用钢板”)，实施表4～8所示的第一次热处理(前热处理)及第二次热处理，并实施热冲压，从而得到热冲压成形体。另外，表4～8中的“冷却1”表示从加热温度T1到“250℃以上且400℃以下的冷却停止温度”的冷却，“冷却2”表示冷却停止温度以下的温度区域的冷却，“冷却3”表示从热冲压成形后到200℃的温度区域为止的平均冷却速度。
此外，对于一部分热冲压成形体实施了回火，该回火以调整强度为目的，加热到并保持在100～600℃的温度区域。针对实施了回火的热冲压成形体，在表4～8中的“退火”一栏中，记载为“有”。
进而，对于一部分热冲压成形体，通过向热冲压成形体的一部分照射激光来加热到200℃，从而形成了部分软化区域。针对形成了部分软化区域的热冲压成形体，在表9～13中的“部分软化区域”一栏中，记载在为“有”。
针对热冲压用钢板及热冲压成形体，通过上述测定方法进行了显微组织的测定。此外，对热冲压成形体的机械特性进行了测定。将结果在表9～13中示出。热冲压成形体的机械特性通过以下方法来测定、评价。
另外，因为表6及表11的试验No.66中，第一次热处理时的冷却速度过快而产生了裂纹，所以针对热冲压成形体的显微组织等，未进行观察。
“拉伸强度”
关于热冲压成形体的拉伸强度，从热冲压成形体的尽可能平坦的位置，制作出JISZ2241：2011所述的5号试验片，并按照JISZ2241：2011所述的试验方法来求出。在拉伸强度为2000MPa以上的情况下，认为具有优异的强度而判定为合格。另一方面，在拉伸强度小于2000MPa的情况下，认为不具有优异的强度而判定为不合格。
“硬度”
从热冲压成形体的任意位置(避开端部的位置)以可观察到垂直于表面的截面(板厚截面)的方式切出试验片。将试验片的长度设为10mm左右。在使用#600～#1500的碳化硅纸对试验片的板厚截面进行研磨后，使用使粒度1～6μm的金刚石粉末分散到酒精等稀释液或纯水中得到的液体来加工成镜面。将该板厚截面作为测定面。使用微型维氏硬度试验机，在测定面的板厚t/4位置(距表面板厚t/8深度～距表面板厚3t/8深度的区域)处，以1kgf的负荷，以压痕的3倍以上的间隔来测定维氏硬度。通过合计测定20个点，并算出它们的平均值，从而得到维氏硬度的平均值(平均硬度)。以该方法得到的平均硬度用于后述的韧性评价
另外，在平均硬度为650Hv以上的情况下，可判断为具有充分的硬度。
“韧性”
热冲压成形体的韧性根据早期断裂特性及硬度偏差(ΔHv)来进行评价。将热冲压成形体的拉伸强度(单位：MPa)除以将平均硬度(单位：Hv)乘以3.3得到的值而得到的值设为作为早期断裂特性的指标的值。另外，拉伸强度及平均硬度为通过上述方法得到的值。
将平均硬度乘以3.3得到的值为根据硬度推定的拉伸强度，当拉伸强度的实测值为推定拉伸强度的0.60MPa/Hv倍以上时，可判断为早期断裂特性优异。
“硬度偏差(ΔHv)”
在具有2000MPa以上的拉伸强度的热冲压成形体中，在从外部发生变形(产生应力)的情况下，当热冲压成形体内的硬度偏差(ΔHv)较大时，会发生应力集中，由此，韧性有时会劣化。在硬度偏差(ΔHv)超过50Hv的情况下，韧性会劣化。
另外，将硬度偏差(ΔHv)设为在以上述方法求得平均硬度时得到的、20个点处的维氏硬度的最大值与最小值之差。
在作为早期断裂特性的指标的值为0.60MPa/Hv以上，且硬度偏差(ΔHv)为50Hv以下的情况下，认为韧性优异而判定为合格。在一者都不满足的情况下，认为韧性较差而判定为不合格。
【表1】
Figure BDA0003264611030000281
【表2】
Figure BDA0003264611030000291
【表3】
Figure BDA0003264611030000301
【表4】
Figure BDA0003264611030000311
【表5】
Figure BDA0003264611030000321
【表6】
Figure BDA0003264611030000331
【表7】
Figure BDA0003264611030000341
【表8】
Figure BDA0003264611030000351
【表9】
Figure BDA0003264611030000361
【表10】
Figure BDA0003264611030000371
【表11】
Figure BDA0003264611030000381
【表12】
Figure BDA0003264611030000391
【表13】
Figure BDA0003264611030000401
如表1～13所示，满足在本发明中规定的化学组成及显微组织的发明例的机械特性优异。不满足在本发明中规定的化学组成及显微组织的比较例的机械特性较差。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有优异的强度及韧性的热冲压成形体。

Claims (5)

1.一种热冲压成形体，其以质量％计，具有如下化学组成：
C：0.40％以上，0.70％以下，
Si：0.010％以上，1.30％以下，
Mn：0.40％以上，3.00％以下，
sol.Al：0.0010％以上，0.500％以下，
Ti：0.010％以上，0.100％以下，
Cr：0.010％以上，0.80％以下，
B：0.0005％以上，0.0100％以下，
P：0.100％以下，
S：0.0100％以下，
N：0.0100％以下，
Nb：0％以上，0.100％以下，
Mo：0％以上，1.00％以下，
V：0％以上，0.100％以下，
Ni：0％以上，0.50％以下，
REM：0％以上，0.0100％以下，
Mg：0％以上，0.0100％以下，
Ca：0％以上，0.0100％以下，
Co：0％以上，4.00％以下，
且剩余部分为Fe及杂质；
显微组织中的原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下；
所述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下。
2.如权利要求1所述的热冲压成形体，其中，
所述化学组成以质量％计，含有从以下元素中选择的1种或2种以上的元素：
Nb：0.010％以上，0.100％以下，
Mo：0.01％以上，1.00％以下，
V：0.001％以上，0.100％以下，
Ni：0.001％以上，0.50％以下，
REM：0.0010％以上，0.0100％以下，
Mg：0.0010％以上，0.0100％以下，Ca：0.0010％以上，0.0100％以下，及
Co：0.10％以上，4.00％以下。
3.如权利要求1所述的热冲压成形体，其中，
该热冲压成形体在表面具备镀层。
4.如权利要求2所述的热冲压成形体，其中，
该热冲压成形体在表面具备镀层。
5.如权利要求1～4的任何一项所述的热冲压成形体，其中，在热冲压成形体的一部分具有软化区域。
CN202080021664.XA 2019-03-20 2020-03-19 热冲压成形体 Active CN113597474B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019052103 2019-03-20
JP2019-052103 2019-03-20
PCT/JP2020/012395 WO2020189767A1 (ja) 2019-03-20 2020-03-19 ホットスタンプ成形体

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113597474A CN113597474A (zh) 2021-11-02
CN113597474B true CN113597474B (zh) 2023-04-28

Family

ID=72520269

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080021664.XA Active CN113597474B (zh) 2019-03-20 2020-03-19 热冲压成形体

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220119929A1 (zh)
EP (1) EP3943623B1 (zh)
JP (1) JP6966023B2 (zh)
KR (1) KR102643398B1 (zh)
CN (1) CN113597474B (zh)
MX (1) MX2021011136A (zh)
WO (1) WO2020189767A1 (zh)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4105343A4 (en) * 2020-02-13 2023-03-15 Nippon Steel Corporation HOT STAMPED MOLDED ARTICLE
JP7255634B2 (ja) * 2020-05-15 2023-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
WO2022239731A1 (ja) * 2021-05-13 2022-11-17 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
KR20240046196A (ko) * 2021-10-13 2024-04-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법, 그리고 용접 조인트
CN116000169A (zh) * 2021-10-21 2023-04-25 香港大学 一种用于预涂覆钢板的热冲压成形方法
WO2023074189A1 (ja) 2021-10-27 2023-05-04 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
KR102589280B1 (ko) * 2021-10-29 2023-10-13 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품
WO2023189183A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5030280B1 (zh) 1969-02-07 1975-09-30
JPS5330968A (en) 1977-05-28 1978-03-23 Ukiya Riyousaku Method of fabricating clips for connecting steel concrete mold frames
JPS5552624Y2 (zh) 1977-06-09 1980-12-06
JPS6132017U (ja) 1984-07-31 1986-02-26 三菱レイヨン株式会社 プラスチツクケ−ス
JPS60241431A (ja) 1985-01-17 1985-11-30 株式会社　吉田製作所 歯科治療器具における接続機構
JP4551169B2 (ja) * 2004-09-15 2010-09-22 新日本製鐵株式会社 高強度部品の製造方法
JP4513608B2 (ja) * 2004-10-29 2010-07-28 住友金属工業株式会社 熱間プレス鋼板部材、その製造方法
JP5369712B2 (ja) * 2009-01-28 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
KR101280719B1 (ko) * 2012-12-12 2013-07-01 현대하이스코 주식회사 내열성이 우수한 핫스탬핑용 용융아연도금강판 제조 방법
KR101568549B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
JP6237884B2 (ja) * 2014-03-26 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 高強度熱間成形鋼板部材
EP2998410A1 (en) * 2014-09-22 2016-03-23 Autotech Engineering A.I.E. Method for laser beam heat treatment of press hardened components and press hardened components
JP6620465B2 (ja) * 2015-08-28 2019-12-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板
KR102226643B1 (ko) * 2016-09-28 2021-03-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN106811689B (zh) * 2017-01-17 2018-02-09 北京科技大学 一种抗拉强度≥2000MPa的热成形钢的制备方法
EP3572536B1 (en) * 2017-01-17 2022-11-30 Nippon Steel Corporation Hot stamped part and manufacturing method thereof
DE102017202294B4 (de) * 2017-02-14 2019-01-24 Volkswagen Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
JP2019052103A (ja) 2017-09-14 2019-04-04 ＭｉＺ株式会社 爆風由来の脳障害防御剤
US11180824B2 (en) * 2018-03-29 2021-11-23 Nippon Steel Corporation Hot stamped article

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210127235A (ko) 2021-10-21
JPWO2020189767A1 (ja) 2021-11-04
US20220119929A1 (en) 2022-04-21
EP3943623A4 (en) 2023-03-01
CN113597474A (zh) 2021-11-02
WO2020189767A1 (ja) 2020-09-24
EP3943623B1 (en) 2024-02-21
MX2021011136A (es) 2021-10-22
KR102643398B1 (ko) 2024-03-07
EP3943623A1 (en) 2022-01-26
JP6966023B2 (ja) 2021-11-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN113597474B (zh) 热冲压成形体
CN107532266B (zh) 镀覆钢板
EP3309273B1 (en) Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
JP6635236B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6428970B1 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
CN107709598B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
US11459647B2 (en) High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN110475892B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP7120461B2 (ja) 鋼板
JP7160199B2 (ja) 鋼板
CN113330127B (zh) 热轧钢板
US11359256B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6822488B2 (ja) 鋼板
CN112912521A (zh) 钢板及其制造方法
CN115151669A (zh) 热冲压成形体
CN115135790A (zh) 热冲压用钢板及热冲压成形体
CN111344423A (zh) 高强度冷轧钢板
CN112912520B (zh) 钢板及其制造方法
WO2020203943A1 (ja) 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN115210398B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN115244203B (zh) 热轧钢板
WO2020203979A1 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
JP7303460B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN115151673B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
WO2023162614A1 (ja) ホットスタンプ成形体

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant