CN113677819B - 热冲压用钢板 - Google Patents

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Abstract

该热冲压用钢板具有钢板和镀敷层，所述钢板具有给定的化学组成，所述镀敷层附着在所述钢板的表面，附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成。所述热冲压用钢板的所述钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部以80％以上的面积％包含平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。

Description

热冲压用钢板
技术领域
本发明涉及热冲压用钢板。具体而言，本发明可提供，需要韧性或耐氢脆化特性的车辆或结构物的结构部件和增强部件中使用的高强度钢板，特别是，强度和韧性或耐氢脆化特性优异的热冲压成形体，涉及热冲压用钢板。
本申请基于2019年5月31日在日本申请的日本特愿2019-101983号主张优先权，将其内容援用于此。
背景技术
近年，从环境保护和节约资源的观点出发，需要车辆车体的轻量化，正在加速高强度钢板在车辆用部件上的应用。车辆用部件通过冲压成形进行制造，但随着钢板的高强度化，不仅成形负载增加，而且成形性也降低。因此，高强度钢板中，复杂的形状的部件的成形性成为问题。为了解决这样的问题，正在推进在加热至钢板软化的奥氏体域的高温后实施冲压成形的热冲压技术的应用。热冲压作为一种通过在冲压加工的同时在金属模具内实施淬火处理，而实现车辆用部件的成形并确保强度的技术受到关注。
然而，通常，韧性随着钢板强度的上升而降低，因此如果在碰撞变形中产生裂纹，则存在不能获得车辆用部件所需要的耐力、吸收能量的情况。此外，钢材的位错密度提高时，氢脆化敏感性变高，即使少量氢也会发生氢脆化裂纹，因此以往的热冲压成形体中，存在耐氢脆化特性的提高成为较大问题的情况。即，适用于车辆用部件的热冲压成形体(在热冲压后作为热冲压用钢板)优选韧性和耐氢脆化特性中的至少一种是优异的。
专利文献1中公开了，通过对热轧工序中的从精轧到卷取的冷却速度进行控制，来将贝氏体中的晶体取向差控制在5～14°，以提高拉伸凸缘性等的变形能力的技术。
专利文献2中公开了，通过对热轧工序的从精轧到卷取的制造条件进行控制，来控制铁素体晶粒中特定的晶体取向群的强度，以提高局部变形能力的技术。
专利文献3中公开了，通过对热冲压用钢板进行热处理，在表层形成铁素体，以使得热轧冲压前加热时ZnO与钢板的界面、ZnO与Zn类镀敷层的界面形成的空隙降低，提高穿孔耐腐蚀性等的技术。
然而，为了获得更高的车体轻量化效果，需要更优异的强度和韧性或耐氢脆化特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2016/132545号
专利文献2：日本特开2012-172203号公报
专利文献3：日本专利第5861766号公报
发明内容
发明所解决的技术问题
本发明鉴于以往技术的问题，目的是提供：在热冲压后，可得到具有优异的强度和韧性或耐氢脆化特性的热冲压成形体的热冲压用钢板。
解决问题的技术手段
本发明人等对于解决所述问题的方法进行了深入研究，结果得到以下发现。
本发明人等发现，通过在表层区域中、即构成热冲压成形体的钢板的表面至距表面深度为50μm的位置的区域中，将金属组织设为以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，将旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例设为35％以上，从而能够提高抑制龟裂扩展的效果，可得到具有比以往更优异的韧性的热冲压成形体。
此外，本发明人等发现，通过在构成热冲压成形体的钢板的表层区域中，将原奥氏体粒的平均晶体粒径设为10.0μm以下，将平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度设为1.5质量％/μm2以上，从而能够使晶界的应力松弛能力上升，可得到具有比以往更优异的耐氢脆化特性的热冲压成形体。
并且，本发明人等发现，通过分别在不同的条件下对热冲压用钢板进行热冲压，能够得到具有高强度的同时具有优异的韧性的热冲压成形体或具有优异的耐氢脆化特性的热冲压成形体，所述热冲压用钢板在表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部以80％以上的面积％包含平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。
本发明基于所述发现，进行了进一步探讨，其主旨如下。
(1)本发明的一种方式的热冲压用钢板，其具有钢板和镀敷层，
所述钢板的化学组成以质量％计含有：
C：0.15％以上，小于0.70％；
Si：0.005％以上，0.250％以下；
Mn：0.30％以上，3.00％以下；
sol.Al：0.0002％以上，0.500％以下；
P：0.100％以下；
S：0.1000％以下；
N：0.0100％以下；
Nb：0％以上，0.150％以下；
Ti：0％以上，0.150％以下；
Mo：0％以上，1.000％以下；
Cr：0％以上，1.000％以下；
B：0％以上，0.0100％以下；
Ca：0％以上，0.010％以下；和
REM：0％以上，0.30％以下，
剩余部分由Fe和杂质构成，
所述镀敷层附着在所述钢板的表面，附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成，
在表层区域、即所述钢板的所述表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部以80％以上的面积％包含平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。
(2)所述(1)所述的热冲压用钢板，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自以下成分的1种或两种以上：
Nb：0.010％以上，0.150％以下；
Ti：0.010％以上，0.150％以下；
Mo：0.005％以上，1.000％以下；
Cr：0.005％以上，1.000％以下；
B：0.0005％以上，0.0100％以下；
Ca：0.0005％以上，0.010％以下；和
REM：0.0005％以上，0.30％以下。
发明效果
根据本发明，能够提供可得到在具有高强度的同时具有比以往更优异的韧性或耐氢脆化特性的热冲压成形体的热冲压用钢板。
附图说明
[图1]是表示平均晶体取向差为5°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度的测定中使用的试验片的图。
[图2]是表示实施例的耐氢脆化特性的评价中使用的试验片的图。
具体实施方式
本实施方式的热冲压用钢板的特征如下。
在表层区域中、即构成热冲压用钢板的钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部以80％以上的面积％包含平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒，在给定的条件下进行热冲压的情况下，能够得到在具有高强度的同时，具有优异的韧性的热冲压成形体或具有优异的耐氢脆化特性的热冲压成形体。需要说明的是，本实施方式中，高强度或强度优异是指，拉伸(最大)强度为1500MPa以上。
具有优异的强度和韧性的热冲压成形体(以下，有时称为第1应用例)，具有以下特征：通过在表层区域、即构成热冲压成形体的钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，将金属组织设为以马氏体、回火马氏体和下贝氏体为主相，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例设为35％以上，从而抑制龟裂扩展。
具有优异的强度和耐氢脆化特性的热冲压成形体(以下，有时称为第2应用例)具有以下特征：通过在表层区域、即构成热冲压成形体的钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，将原奥氏体粒的平均晶体粒径设为10.0μm以下，将平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度设为1.5质量％/μm2以上，从而使晶界的应力松弛能力上升。
本发明人等深入研究的结果发现，通过以下的方法可得到具有所述组织的热冲压用钢板和热冲压成形体。
作为第一阶段，通过在热轧工序中，在1050℃以上的温度范围内以40％以上的累积压下率进行粗轧，以促进奥氏体的重结晶。接下来，通过在A3点以上的温度范围内以5％以上，小于20％的最终压下率进行精轧，以在重结晶完成后的奥氏体中引入微量的位错。精轧结束后在0.5秒以内开始冷却，并且将到达650℃以下的温度范围前的平均冷却速度设为30℃/s以上。由此，能够在保持奥氏体中引入的位错的同时，开始从奥氏体向贝氏体铁素体(banitic ferrite,BF)的相变。
接下来，在550℃以上，小于650℃的温度范围内使奥氏体向贝氏体铁素体相变。在该温度范围内，向贝氏体铁素体的相变容易延迟，通常，在包含0.15质量％以上的C这样的钢板中，向贝氏体铁素体的相变速度变慢，因此难以得到期望量的贝氏体铁素体。本实施方式中，在轧制工序中，向钢板的表层引入位错(应变)，并且使得从引入了位错的奥氏体进行相变。由此，促进向贝氏体铁素体的相变，能够在钢板的表层区域中得到期望量的贝氏体铁素体。
通过在550℃以上，小于650℃的温度范围内，以1℃/s以上、小于10℃/s的平均冷却速度进行缓冷，能够促进从奥氏体向贝氏体铁素体的相变，将贝氏体铁素体的晶界的平均晶体取向差控制在0.4°以上，3.0°以下。初始的贝氏体铁素体具有平均晶体取向差为5°以上的晶界，但通过以Fe能够扩散的温度范围(550℃以上，小于650℃的温度范围)进行缓冷，而在贝氏体铁素体的晶界附近处发生位错的恢复，产生平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界。此时，钢中的C比起亚晶界，更倾向于向周围的大倾角晶界扩散，因此亚晶界中的C的偏析量减少。
接下来，通过以40℃/s以上的平均冷却速度冷却550℃以下的温度范围，以抑制贝氏体铁素体中含有的C向亚晶界扩散。
作为第二阶段，以附着量为10～90g/m2的方式形成包含10～25质量％的Ni的Zn类镀敷层，得到热冲压用钢板。
作为第三阶段，通过对热冲压加热时的升温速度进行控制，而平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，并能够使钢板表层的晶粒内含有Ni。
在将热冲压成形工序中的平均加热速度控制在小于100℃/s的情况下，最初，镀敷层中含有的Ni以钢板表层的亚晶界为路径向钢板内部扩散。此时，通过平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界促进Ni的扩散，能够使钢板表层的晶粒内含有Ni。这是因为，在平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界处，C的晶界偏析得到抑制，该亚晶界作为Ni的扩散路径有效地发挥功能。
接下来，根据钢板表层的亚晶界和钢板表层的晶粒内的化学势梯度，Ni从亚晶界向晶粒内扩散。加热温度达到A3点以上时，完成向奥氏体的逆相变。此时，奥氏体与作为相变前的母相的、被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒之间存在特定的晶体取向关系，因此生成的奥氏体的晶体取向继承了相变前的母相的晶粒的特征。在热冲压工序中的加热保持、成形后的冷却中，从奥氏体晶粒向具有体心结构的相的晶粒(例如，下贝氏体、马氏体和回火马氏体)进行相变时，这些晶粒的晶体取向的组合受到相变前的奥氏体的晶体取向和加热工序中钢板表层中所含有的Ni的影响。
通过在热冲压用钢板中，使被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒生成，使Ni固溶在晶粒内，从而能够对热冲压成形体中的、具有体心结构的相的晶粒的晶体取向进行控制。具体而言，本发明人等发现，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，可将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制在35％以上。由于旋转角为64°～72°的晶界是马氏体、回火马氏体和下贝氏体的晶粒的晶界中晶界角度是最大的，因此抑制龟裂的伸展的效果高，能够抑制钢材的脆性破坏。其结果，能够在热冲压成形体中提高韧性。
在将热冲压成形工序中的平均加热速度控制在100℃/s以上、小于200℃的情况下，镀敷层中含有的Ni以钢板表层的亚晶界为路径向钢板内部扩散，Ni就这样向晶界偏析。这是因为，由于加热速度快，因此难以从晶粒边界向晶粒内扩散。加热温度达到A3点以上时，完成向奥氏体的逆相变，但由于加热速度较快，因此会在Ni依然偏析在原亚晶界中状态下，发生从奥氏体向下贝氏体、马氏体或回火马氏体的相变。Ni是奥氏体稳定元素，因此不易发生从富Ni的区域的相变，Ni的偏析位点作为下贝氏体、马氏体或回火马氏体的袋状边界或块状边界而残存。其结果，能够在钢板的表层区域中，将原奥氏体粒的平均晶体粒径设为10.0μm以下，并且将平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度控制在1.5质量％/μm2以上。Ni具有使佩尔斯势(peierls potential)降低，使位错的易动度上升的效果，因此晶界的应力松弛能力较高，即使侵入钢中的氢积蓄在晶界中，也能够抑制从晶界开始的脆性破坏。其结果，热冲压成形体的耐氢脆化特性提高。
以下，对本实施方式的热冲压用钢板及其制造方法详细地进行说明。首先，对构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板的化学组成的限定理由进行说明。需要说明的是，在下文中记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在其范围中。“小于”、“超过”表示的数值，其值不包含数值范围中。此外，化学组成的％全部是指质量％。
构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板，化学组成以质量％计包含，C：0.15％以上，小于0.70％；Si：0.005％以上，0.250％以下，Mn：0.30％以上，3.00％以下，sol.Al：0.0002％以上，0.500％以下，P：0.100％以下，S：0.1000％以下，N：0.0100％以下，以及，剩余部分：Fe和杂质。
“C：0.15％以上，小于0.70％”
C是在热冲压成形体中用于得到1500MPa以上的拉伸强度的重要的元素。在C含量小于0.15％的情况下，马氏体变软，难以确保1500MPa以上的拉伸强度。因此，将C含量设为0.15％以上。C含量优选为0.18％以上，0.19％以上，超过0.20％，0.23％以上或0.25％以上。另一方面，在C含量为0.70％以上的情况下，生成粗大的碳化物而容易发生破坏，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性降低。因此，将C含量设为小于0.70％。C含量优选为0.50％以下，0.45％以下或0.40％以下。
“Si：0.005％以上，0.250％以下”
Si是促进从奥氏体向贝氏体铁素体的相变的元素。如果Si含量小于0.005％，则无法获得所述效果，并且在热冲压用钢板的表层区域中无法获得期望的金属组织。其结果，无法在热冲压成形体中得到期望的微观组织。因此，将Si含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上，0.050％以上或0.100％以上。另一方面，即使含有超过0.250％的Si，所述效果也饱和，因此将Si含量为0.250％以下。优选为0.230％以下或0.200％以下。
“Mn：0.30％以上，3.00％以下”
Mn是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素。在Mn含量小于0.30％的情况下，固溶强化能力差，马氏体变软，在热冲压成形体中难以得到1500MPa以上的拉伸强度。因此，将Mn含量设为0.30％以上。Mn含量优选为0.70％以上，0.75％以上或0.80％以上。另一方面，如果Mn含量超过3.00％，则钢中生成粗大的夹杂物而易于发生破坏，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性降低。因此，将Mn含量设为3.00％以下。优选为2.50％以下，2.00％以下或1.50％以下。
“P：0.100％以下”
P是在晶界偏析，使晶界的强度降低的元素。如果P含量超过0.100％，则晶界的强度显著降低，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性降低。因此，将P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下或0.020％以下。P含量的下限没有特别是限定，但如果降低至小于0.0001％，则脱P成本显著增加，在经济上不是优选的。实际操作上，可以将P含量设为0.0001％以上。
“S：0.1000％以下”
S是在钢中形成夹杂物的元素。如果S含量超过0.1000％，则钢中生成大量夹杂物，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性降低。因此，将S含量设为0.1000％以下。S含量优选为0.0050％以下，0.0030％以下或0.0020％以下。S含量的下限没有特别是限定，但如果降低至小于0.00015％，则脱S成本显著增加，在经济上不是优选的。实际操作上，可以将S含量设为0.00015％以上。
“sol.Al：0.0002％以上，0.500％以下”
Al是具有使钢水脱氧而使钢健全化(抑制钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。如果sol.Al含量小于0.0002％，则无法充分进行脱氧，因此将sol.Al含量设为0.0002％以上。sol.Al含量优选为0.0010％以上。另一方面，如果sol.Al含量超过0.500％，则钢中生成粗大的氧化物，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性降低。因此，将sol.Al含量设为0.500％以下。优选为0.400％以下，0.200％以下或0.100％以下。
“N：0.0100％以下”
N是杂质元素，是在钢中形成氮化物而使热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性劣化的元素。如果N含量超过0.0100％，则钢中生成粗大的氮化物，热冲压成形体的韧性和耐氢脆化特性显著降低。因此，将N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下或0.0060％以下。N含量的下限没有特别是限定，但如果降低至小于0.0001％，则脱N成本显著增加，在经济上不是优选的。实际操作上，可以将N含量设为0.0001％以上。
构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板的化学组成的剩余部分为Fe和杂质。作为杂质，可举出：不可避性地从钢原料或者废料混入和/或在制钢过程混入的、并且在不损害对本实施方式的热冲压用钢板进行热冲压后的、热冲压成形体的特性的范围内允许存在的元素。
此外，构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板实际上不含Ni，其含量小于0.005％。Ni是价格较高的元素，因此本实施方式中，与有意地含有Ni而将Ni含量设为0.005％以上的情况相比，能够将成本抑制在较低水平。
构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板，可以含有以下元素作为任意元素代替Fe的一部分。不含有以下的任意元素的情况的含量为0％。
“Nb：0％以上，0.150％以下”
Nb是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素，因此可以根据需要含有。在含有Nb的情况下，为了可靠地发挥所述效果，优选将Nb含量设为0.010％以上。Nb含量更优选为0.035％以上。另一方面，即使含有超过0.150％的Nb，所述效果也饱和，因此优选将Nb含量设为0.150％以下。Nb含量更优选为0.120％以下。
“Ti：0％以上，0.150％以下”
Ti是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素，因此可以根据需要含有。在含有Ti的情况下，为了可靠地发挥所述效果，优选将Ti含量设为0.010％以上。Ti含量优选为0.020％以上。另一方面，即使含有的量超过0.150％，所述效果也饱和，因此优选将Ti含量设为0.150％以下。Ti含量更优选为0.120％以下。
“Mo：0％以上，1.000％以下”
Mo是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素，因此可以根据需要含有。在含有Mo的情况下，为了可靠地发挥所述效果，优选将Mo含量设为0.005％以上。Mo含量更优选为0.010％以上。另一方面，即使含有的量超过1.000％，所述效果也饱和，因此优选将Mo含量设为1.000％以下。Mo含量更优选为0.800％以下。
“Cr：0％以上，1.000％以下”
Cr是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素，因此可以根据需要含有。在含有Cr的情况下，为了可靠地发挥所述效果，优选将Cr含量设为0.005％以上。Cr含量更优选为0.100％以上。另一方面，即使含有的量超过1.000％，所述效果也饱和，因此优选将Cr含量设为1.000％以下。Cr含量更优选为0.800％以下。
“B：0％以上，0.0100％”
B是在晶界偏析而使晶界的强度提高的元素，因此可以根据需要含有。在含有B的情况下，为了可靠地发挥所述效果，优选将B含量设为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上。另一方面，即使含有的量超过0.0100％，所述效果也饱和，因此优选将B含量设为0.0100％以下。B含量更优选为0.0075％以下。
“Ca：0％以上，0.010％以下”
Ca具有使钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将Ca含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有的量超过0.010％，所述效果也饱和，因此优选将Ca含量设为0.010％以下。
“REM：0％以上，0.30％以下”
REM具有使钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将REM含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有的量超过0.30％，所述效果也饱和，因此优选将REM含量设为0.30％以下。
需要说明的是，本实施方式中REM是指，包含Sc、Y和镧系元素的总共17种元素。本实施方式中，REM的含量是指这些元素的总含量。
所述热冲压用钢板的化学组成通过通常性的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法，Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C和S使用燃烧-红外线吸收法、N使用不活泼气体熔融-导热法进行测定即可。sol.Al使用用酸加热分解样品后得到的滤液通过ICP-AES进行测定即可。在热冲压用钢板在表面具备镀敷层的情况下，通过机械研磨除去表面的镀敷层，然后进行化学组成的分析即可。
接下来，对构成本实施方式的热冲压用钢板的钢板的微观组织进行说明。
<热冲压用钢板>
“在表层区域、即钢板的表面至距表面深度为50μm的位置的区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积％为80％以上”
通过在钢板的表层区域中，将被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的、平均晶体取向差为0.4°以上3.0°以下的晶粒的面积％设为80％以上，从而在热冲压加热时，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使钢板表层的晶粒内含有Ni。如上所述，在使钢板表层生成铁素体的以往的方法中，由于不形成亚晶界，因此难以促进Ni的扩散。然而，在本实施方式的热冲压用钢板中，由于表层区域包含80％以上的面积％的所述晶粒，因此通过将亚晶界用作Ni的扩散路径，能够使Ni向钢板表层中扩散。
在将热冲压成形工序中的平均加热速度控制在小于100℃/s的情况下，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使钢板表层的晶粒内含有Ni。由此，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，能够将旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例控制在35％以上。其结果，能够提高热冲压成形体的韧性。
在将热冲压成形工序中的平均加热速度控制在100℃/s以上，小于200℃的情况下，镀敷层中的Ni以钢板表层的亚晶界为路径向钢板内部扩散，Ni就这样偏析至晶界中。Ni的偏析位点作为下贝氏体、马氏体或回火马氏体的晶界而残存。由此，能够提高热冲压成形体的耐氢脆化特性。
为了得到所述效果，需要将钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积％设为80％以上。因此，钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积％设为80％以上。优选为85％以上，更优选为90％以上。
钢板中央部的微观组织没有特别限定，通常为铁素体、上贝氏体、下贝氏体、马氏体、回火马氏体、残留奥氏体、碳化铁和合金碳化物的1种以上。
组织观察使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)和电子背向散射衍射法(EBSD)等，通过通常的方法进行即可。
接下来，对被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积分数的测定方法进行说明。
首先，以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品，尽管取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的尺寸。使用#600～#1500的碳化硅纸研磨样品的截面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水而得到的液体进行镜面处理。接下来，在室温下，使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，除去样品的表层引入的应变。
在样品截面的长度方向的任意位置处，以0.2μm的测定间隔通过电子背向散射衍射法对长度为50μm的、从钢板的表面(镀敷层与钢板之间的界面)至距钢板的表面深度为50μm的位置的区域进行测定，以得到晶体取向信息。测定中使用由热场发射扫描电子显微镜(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0.5秒/点。得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Grain Average Misorientation”功能进行解析。使用该功能，能够在计算具有体心立方结构的晶粒的相邻的测定点间的晶体取向差后，求出晶粒内的所有测定点的平均值(平均晶体取向差)。被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积分数，对于得到的晶体取向信息而言，将被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的区域定义为晶粒，通过“Grain Average Misorientation”功能，计算晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的区域作为面积分数。由此，得到表层区域中的、被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积分数。
“附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层”
本实施方式的热冲压用钢板具有镀敷层，所述镀敷层附着在钢板的表面，附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成。由此，在热冲压时，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使得构成热冲压成形体的钢板的表层区域晶粒内含有Ni。
附着量小于10g/m2或镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，富集在钢板表层的Ni变得稀少，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，不能将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例设为35％以上，不能提高热冲压成形体的韧性。或，在钢板的表层区域中，不能将平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni含量设为1.5质量％/μm2以上，不能提高热冲压成形体的耐氢脆化特性。
附着量超过90g/m2的情况下或镀敷层中的Ni含量超过25质量％的情况下，镀敷层与钢板之间的界面处Ni浓度过量，镀敷层与钢板之间的密合性降低，变得难以将镀敷层中的Ni供给至钢板表层，不能在热冲压后的热冲压成形体中得到期望的微观组织。镀敷层的附着量优选为30g/m2以上或40g/m2以上。此外，镀敷层的附着量优选为70g/m2以下或60g/m2以下。镀敷层中的Ni含量优选为12质量％以上或14质量％以上。此外，镀敷层中的Ni含量优选为20质量％以下或18质量％以下。
镀敷附着量和镀敷层中的Ni含量，通过以下的方法进行测定。
镀敷附着量，根据JIS H 0401:2013所述的试验方法，从热冲压用钢板的任意位置采集试验片来进行测定。就镀敷层中的Ni含量而言，从热冲压用钢板的任意位置，根据JISK 0150:2009所述的试验方法，采集试验片，对镀敷层的总厚度的1/2位置的Ni含量进行测定。以得到的Ni含量作为热冲压用钢板中的镀敷层的Ni含量。
本实施方式的热冲压用钢板的板厚没有特别是限定，但从车体轻量化的观点出发，优选设为0.5～3.5mm。
接下来，对使用上述的热冲压用钢板制造的、具有优异的强度和韧性的热冲压成形体(第1应用例)以及具有优异的强度和耐氢脆化特性的热冲压成形体(第2应用例)进行说明。
<第1应用例>
“在表层区域、即钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，将金属组织设为以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例为35％以上”
通过在构成热冲压成形体的钢板的表层区域中，将金属组织设为以马氏体、回火马氏体和下贝氏体为主相，具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制为35％以上，从而能够得到抑制龟裂的扩展的效果。由此，能够在热冲压成形体中得到优异的韧性。旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例优选为40％以上，42％以上或45％以上。由于旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例越多，越可得到所述效果，因此上限没有特别限定，可以设为80％以下、70％以下或60％以下。
需要说明的是，本实施方式中，以马氏体、回火马氏体和下贝氏体为主相是指，马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积分数的合计为85％以上。此外，本实施方式中的剩余部分组织为残留奥氏体，铁素体，珠光体，粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。此外，本实施方式中，具有体心结构的相的晶粒是指，一部分或全部由具有以体心立方晶、体心四方晶等为代表的体心结构的结晶的相构成的晶粒。作为具有体心结构的相，可举出：马氏体、回火马氏体或下贝氏体。
“马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积分数的测定方法”
从距热冲压成形体的端面50mm以上的任意位置，以能够观察到与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的尺寸虽然也取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的尺寸。
需要说明的是，如果由于热冲压成形体的形状，不能从距热冲压成形体的端面50mm以上的位置采集样品，则在尽可能的范围内，从远离端面的位置采集样品。
使用#600～#1500的碳化硅纸研磨所述样品的截面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水而得到的液体进行镜面处理，实施硝酸酒精腐蚀液蚀刻。接着，将观察表面中的、钢板的表面(镀敷层与钢板之间的界面)至距钢板的表面深度为50μm的位置的区域作为观察视野，使用热场发射扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)进行观察。马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积％可通过计算马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积％的合计来求得。
回火马氏体以板条(lath)状的结晶粒的集合、内部铁碳化物的伸长方向为二个以上的组织的形式进行区分。下贝氏体以板条状的结晶粒的集合、内部铁碳化物的伸长方向只有一个的组织的形式进行区分。马氏体由于在硝酸酒精腐蚀液蚀刻中不会被充分蚀刻，因此可以会被蚀刻的其他组织区别。但是，残留奥氏体也与马氏体同样不会被充分蚀刻，因此以其与通过后述的方法而得到的残留奥氏体的面积％的差值来求出马氏体的面积％。通过计算马氏体、回火马氏体和下贝氏体的总面积％，得到表层区域中的马氏体、回火马氏体和下贝氏体的总面积分数。
需要说明的是，剩余部分组织的面积分数通过下述方式得到：计算从100％减去马氏体、回火马氏体和下贝氏体的总面积分数而得到的值。
使用#600～#1500的碳化硅纸研磨所述样品的截面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水而得到的液体进行镜面处理。接下来，在室温下，使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，除去样品的表层引入的应变。样品截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向散射衍射法对长度为50μm的、钢板的表面(镀敷层与钢板之间的界面)至距钢板的表面深度为50μm的位置的区域进行测定，得到晶体取向信息。测定使用由热场发射扫描电子显微镜(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。得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Phase Map”功能进行解析，计算作为fcc结构的残留奥氏体的面积％，从而得到表层区域中的残留奥氏体的面积％。
“旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例的测定方法”
具有包含马氏体、回火马氏体和下贝氏体的体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例通过以下的方法获得。
首先，从热冲压成形体的任意位置，以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品虽然也取决于测定装置，但设为能够在轧制方向上观察10mm左右的尺寸。
需要说明的是，在由于热冲压成形体的形状，不能从距热冲压成形体的端面50mm以上的位置采集样品的情况下，在可能的范围内，从远离端面的位置采集样品。
使用#600～#1500的碳化硅纸研磨样品的截面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水而得到的液体进行镜面处理。接下来，在室温下，使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，除去样品的表层引入的应变。
在样品截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向散射衍射法对长度50μm，钢板的表面(镀敷层与钢板之间的界面)至距钢板的表面深度为50μm的位置的区域进行测定，得到晶体取向信息。测定使用由热场发射扫描电子显微镜(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。得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Inverse Pole Figure Map”和“Axis Angle”功能进行解析，计算具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例。在这些功能中，可通过对于具有体心结构的相的晶粒的晶界，以任意的结晶方向为旋转轴，指定特定的旋转角，来计算该晶界的总长度。对于测定区域中包含的所有晶粒，指定具有体心结构的相的晶粒的<011>方向为旋转轴，输入57°～63°、49°～56°、4°～12°、64°～72°作为旋转角，计算这些晶界的总长度，求出64°～72°的晶界的比例即可。
<第2应用例>
“在表层区域、即钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，原奥氏体粒的平均晶体粒径为10.0μm以下”
在构成热冲压成形体的钢板的表层区域中，原奥氏体粒的平均晶体粒径为10.0μm以下时，能够在热冲压成形体中得到良好的耐氢脆化特性。在氢侵入钢中，对材料赋予应力时，晶界会促进破坏，此时，如果原奥氏体粒的平均晶体粒径为细粒，则能够抑制龟裂的扩展。因此，将钢板的表层区域中的原奥氏体粒的平均晶体粒径设为10.0μm以下。表层区域中的原奥氏体粒的平均晶体粒径优选为8.0μm以下，7.0μm以下，6.5μm以下或6.0μm以下。从抑制龟裂的扩展观点出发，原奥氏体粒的平均晶体粒径越小越优选，下限没有特别限定，但由于现在在实际操作中难以使其为0.5μm以下，因此0.5μm为实质上的下限值。因此，可以将原奥氏体粒的平均晶体粒径设为0.5μm以上，也可以设为1.0μm以上，3.0μm以上或4.0μm以上。
“原奥氏体粒的平均晶体粒径的测定方法”
原奥氏体粒的平均晶体粒径如下进行测定。
首先，将热冲压成形体在540℃下进行24hr热处理。由此，促进原奥氏体晶界的腐蚀。热处理通过炉加热、通电加热进行即可，升温速度设为0.1～100℃/s，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)切出与板面垂直的截面，使用#600～#1500的碳化硅纸研磨截面以获得观察表面。然后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等的稀释液或纯水中得到的液体，对观察表面进行镜面处理。
接下来，将观察表面浸渍在3～4％硫酸-醇(或水)溶液中1分钟，以使原奥氏体晶界显现。此时，腐蚀操作在排气处理装置内实施，操作氛围的温度设为常温。用丙酮或乙醇清洗腐蚀后的样品后，使其干燥，进行扫描型电子显微镜观察。使用的扫描型电子显微镜应配备有双电子检测器。在9.6×10-5Pa以下的真空中，以加速电压15kV，照射电流等级13对样品照射电子束，拍摄钢板的表面(镀敷层与钢板之间的界面)至距钢板的表面深度为50μm的位置的范围的二次电子图像。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视野以上。拍摄的二次电子图像中，以将原奥氏体晶界作为明亮对比的形式进行拍摄。对于观察视野中包含的一个原奥氏体粒，计算其最短直径和最长直径的平均值，将该平均值作为该原奥氏体粒的晶体粒径。除了在拍摄视野的端部等整个晶粒不包含在拍摄视野中的原奥氏体粒，对所有原奥氏体粒进行所述操作，求出该拍摄视野中的所有原奥氏体粒的晶体粒径。拍摄视野中的原奥氏体粒的平均晶体粒径可通过以下方式得到：计算将得到的原奥氏体粒的晶体粒径的总和除以测定了晶体粒径的原奥氏体粒的总数而得到的值。对拍摄了的所有视野分别实施该操作，计算所有拍摄视野的原奥氏体粒的平均晶体粒径，以得到表层区域中的原奥氏体粒的平均晶体粒径。
“在表层区域、即钢板的表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度为1.5质量％/μm2以上”
钢板的表层区域中，平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度为1.5质量％/μm2以上时，能够在热冲压成形体中得到良好的耐氢脆化特性。Ni浓度优选为1.8质量％/μm2以上，更优选为2.0质量％/μm2以上。Ni浓度越高，所述效果越充分，但由于在现在的实际操作中难以设为10.0质量％/μm2以上，因此10.0质量％/μm2为实质的上限。因此，Ni浓度可以设为10.0质量％/μm2以下，也可以设为5.0质量％/μm2以下或3.0质量％/μm2以下。
“Ni浓度的测定方法”
接下来，对平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度的测定方法进行说明。
对原奥氏体粒的平均晶体粒径进行测定时，从进行了热处理后的热冲压成形体的中央部(避开端部的部分)，制备图1表示的尺寸的试验片。试验片中央部的切口通过厚度1mm的钢丝钳插入，将切口底的结合部控制在100～200μm。接下来，将试验片浸渍在20％-硫氰酸铵溶液中24～48hr。浸渍完成后0.5hr以内，对试验片的正面和背面实施镀锌。镀锌后，在1.5hr以内进行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。将试验片置于分析装置内，在9.6×10-5Pa以下的真空中，从试验片的切口部分处破坏，使平均晶体取向差为15°以上的晶界露出。对露出的平均晶体取向差为15°以上的晶界，以1～30kV的加速电压照射电子束，对该晶界中的Ni的质量％(浓度)进行测定。测定在10个位置以上的平均晶体取向差为15°以上的晶界处实施。为了防止晶界的污染，而在破坏后30分以内完成测定。计算得到的Ni的质量％(浓度)的平均值，并计算每单位面积的Ni浓度，以得到平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度。
第2应用例的热冲压成形体中，表层区域的金属组织可以是85％以上的马氏体。此外，剩余部分组织可以为残留奥氏体、铁素体、珠光体、粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。马氏体和剩余部分组织的面积分数通过与第1应用例同样的方法测定即可。
“附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层”
第1应用例和第2应用例的热冲压成形体具有镀敷层，所述镀敷层附着在构成热冲压成形体的钢板的表面，附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成。
在附着量小于10g/m2或镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，富集在钢板的表层区域的Ni量变得稀少，不能在热冲压后的表层区域中得到期望的金属组织。另一方面，在附着量超过90g/m2的情况下或镀敷层中的Ni含量超过25质量％的情况下，镀敷层与钢板之间的界面处Ni浓度过量，镀敷层与钢板之间的密合性降低，镀敷层中的Ni变得难以向钢板的表层区域扩散，不能在热冲压成形体中得到期望的金属组织。
镀敷层的附着量优选为30g/m2以上或40g/m2以上。此外，镀敷层的附着量优选为70g/m2以下或60g/m2以下。镀敷层中的Ni含量优选为12质量％以上或14质量％以上。此外，镀敷层中的Ni含量优选为20质量％以下或18质量％以下。
热冲压成形体的镀敷附着量和镀敷层中的Ni含量通过以下的方法进行测定。
镀敷附着量，根据JIS H 0401:2013所述的试验方法，从热冲压成形体的任意位置采集试验片进行测定。就镀敷层中的Ni含量而言，从热冲压成形体的任意位置，根据JIS K0150:2009所述的试验方法，采集试验片，通过对镀敷层的总厚度的1/2位置的Ni含量进行测定，以得到热冲压成形体中的镀敷层的Ni含量。
接下来，对本实施方式的热冲压用钢板的优选的制造方法进行说明。
<热冲压用钢板的制造方法>
“粗轧”
进行热轧的钢片(钢材)是通过常规方法制造的钢片即可，例如是通过连铸板坯、薄板坯连铸机等通常性的方法制造的钢片即可。对具有所述化学组成的钢材进行热轧，在热轧工序中，优选在1050℃以上的温度范围内以40％以上的累积压下率进行粗轧。在小于1050℃的温度下进行轧制的情况下或以小于40％的累积压下率结束粗轧的情况下，则无法促进奥氏体的再结晶，在下一工序中会在过剩地包含位错的状态下发生向贝氏体铁素体的转变，热冲压用钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的比例不能达到80％以上的面积％。
“精轧”
接下来，优选在A3点以上的温度范围内，以5％以上，小于20％的最终压下率进行精轧。在小于A3点的温度下进行轧制的情况下或以20％以上的最终压下率结束精轧的情况下，则会以奥氏体中过剩地包含位错的状态而发生向贝氏体铁素体的转变，贝氏体铁素体的平均晶体取向差变得过大，不会产生平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。此外，在以小于5％的最终压下率结束精轧的情况下，奥氏体中引入的位错减少，从奥氏体向贝氏体铁素体的相变延迟，热冲压用钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内，平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的比例不能达到80％以上的面积％。需要说明的是，A3点由下述式(1)表示。
A3点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo···(1)
需要说明的是，所述式(1)中的元素符号以该元素的质量％表示含量，不含的情况下代入0。
“冷却”
优选在精轧结束后的0.5秒以内开始冷却，并且将到达650℃以下的温度范围前的平均冷却速度设为30℃/s以上。如果精轧结束后至冷却开始的时间超过0.5秒或到达650℃以下的温度范围前的平均冷却速度小于30℃/s，则奥氏体中引入的位错会恢复，热冲压用钢板的表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的比例不能达到80％以上的面积％。
冷却至650℃以下的温度范围后，优选在550℃以上，小于650℃的温度范围内以1℃/s以上，小于10℃/s的平均冷却速度进行缓冷。如果在650℃以上的温度范围中进行缓冷，则会发生从奥氏体向铁素体的相变，不能在热冲压用钢板的表层区域中得到期望的金属组织。如果在550℃小于的温度范围进行缓冷，相变前的奥氏体的屈服强度较高，因此为了缓和相变应力，贝氏体铁素体中晶体取向差大的结晶粒容易相邻地生成。因此，在被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内，不会生成平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。如果所述温度范围内的平均冷却速度小于1℃/s，则贝氏体铁素体中含有的C向亚晶界偏析，使得在热冲压的加热工序中，镀敷层中的Ni变得不能向钢板表层扩散。如果所述温度范围内的平均冷却速度为10℃/s以上，则贝氏体铁素体的晶界附近处不会发生位错的恢复，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内，不会产生平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。更优选将所述温度范围内的平均冷却速度设为小于5℃/s。
缓冷至550℃后，优选在550℃以下的温度范围以40℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。如果以小于40℃/s的平均冷却速度进行冷却，则贝氏体铁素体中含有的C向亚晶界偏析，使得在热冲压的加热工序中，镀敷层中的Ni变得不能向钢板表层扩散。所述冷却可以进行至350～500℃的温度范围。
“镀敷赋予”
将所述热轧钢板直接地，或者在实施了软化热处理后，或者实施了冷轧后，形成附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层。由此，得到热冲压用钢板。在热冲压用钢板的制造中，可以在镀敷赋予之前，包含其它的酸洗、调质轧制等公知的制法。在镀敷赋予之前进行冷轧的情况下，冷轧中的累积压下率没有特别限定，但从钢板的形状稳定性的观点出发，优选设为30～70％。
此外，在镀敷赋予之前的软化退火中，从保护钢板表层的微观组织的观点出发，优选将加热温度设为760℃以下。如果以超过760℃的温度实施回火，则在表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒的面积％不能达到80％以上，作为结果，不能达到具有期望的金属组织的热冲压成形体。因此，在因C含量较高等理由而需要在镀敷赋予之前实施回火的情况下，则以760℃以下的温度下实施软化退火。
接下来，对使用了本实施方式的热冲压用钢板的、热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。
<热冲压成形体的制造方法>
就热冲压成形体而言，通过下述方式制造：使用本实施方式的热冲压用钢板，在500℃以上，A3点以下的温度范围内，在第1应用例中以条件1(小于100℃/s的平均加热速度)进行加热，在第2应用例中以条件2(100℃/s以上，小于200℃/s的平均加热速度)进行加热后，以使得从加热开始至成形所经过的时间为120～400秒的方式进行热冲压成形，将成形体冷却至室温。以条件1进行加热的情况下，能够得到第1应用例的热冲压成形体，以条件2进行加热的情况下，能够得到第2应用例的热冲压成形体。
此外，为了调整热冲压成形体的强度，可以在200℃以上，500℃以下的温度下对热冲压成形体的一部分的区域或所有区域进行回火，以形成软化区域。
在500℃以上，A3点以下的温度范围内以条件1(小于100℃/s的平均加热速度)进行加热的情况下，则具有体心结构的相的晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度和旋转角为64°～72°的晶界的长度的总长度，可将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制在35％以上。由此，能够提高热冲压成形体的韧性。条件1中的平均加热速度优选小于80℃/s。条件1中的平均加热速度的下限没有特别是限定，但实际操作中，由于设为小于0.01℃/s时会导致制造成本的增加，因此可以将0.01℃/s作为下限。
此外，在以条件1进行加热的情况下，优选将从加热开始至成形(热冲压成形)所经过的时间设为200～400秒。从加热开始至成形所经过的时间小于200秒或超过400秒时，存在不能在热冲压成形体中得到期望的金属组织的情况。
在500℃以上，A3点以下的温度范围内以条件2(100℃/s以上，小于200℃/s的平均加热速度)进行加热的情况下，能够在钢板的表层区域中，使原奥氏体粒的平均晶体粒径为10.0μm以下，使平均晶体取向差为15°以上的晶界中的每单位面积的Ni浓度为1.5质量％/μm2以上。由此，能够在热冲压成形体中得到优异的耐氢脆化特性。条件2中的平均加热速度优选为120℃/s以上。由于会在热冲压用钢板中包含的碳化物的溶解未完成的状态下促进向奥氏体的相变，从而引起热冲压成形体的耐氢脆化特性的劣化，因此条件2中的平均加热速度将200℃/s设为上限。优选小于180℃/s。
此外，在以条件2进行加热的情况下，优选将从加热开始至成形(热冲压成形)所经过的时间设为120～260秒。从加热开始至成形所经过的时间小于120秒或超过260秒时，存在不能在热冲压成形体中得到期望的金属组织的情况。
热冲压时的保持温度优选设为A3点+10℃以上，A3点+150℃以下。此外，热冲压后的平均冷却速度优选设为10℃/s以上。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是用于确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明不限于该一个条件例。本发明，只要不脱离本发明的主旨并达成本发明的目的，就可采用各种条件。
对铸造表1～表4表示的化学组成的溶钢而制造的钢片，以表5、7、9和11表示的条件实施热轧、冷轧、镀敷，得到表6、8、10和12表示的热冲压用钢板。对得到的热冲压用钢板，实施表13、15、17、19、21、23、25和27表示的热处理，进行热冲压成形，以得到热冲压成形体。此外，对于一部分的热冲压成形体，对热冲压成形体的一部分进行激光照射而回火，以形成部分软化区域。基于激光照射的回火的温度设为200℃以上，500℃以下。
表14、16、18、20，22、24、26和28表示得到的热冲压成形体的微观组织和机械特性。需要说明的是，表14、16、18和20是第1应用例的热冲压成形体，表22、24、26和28是第2应用例的热冲压成形体。
表中的下划线表示，在本发明的范围外、超出了优选的制造条件、特性值不优选。
[表1]
Figure BDA0003289033660000241
[表2]
Figure BDA0003289033660000251
[表3]
Figure BDA0003289033660000261
[表4]
Figure BDA0003289033660000271
[表5]
Figure BDA0003289033660000281
[表6]
Figure BDA0003289033660000291
[表7]
Figure BDA0003289033660000301
[表8]
Figure BDA0003289033660000311
[表9]
Figure BDA0003289033660000321
[表10]
Figure BDA0003289033660000331
[表11]
Figure BDA0003289033660000341
[表12]
Figure BDA0003289033660000342
[表13]
Figure BDA0003289033660000351
[表14]
Figure BDA0003289033660000361
[表15]
Figure BDA0003289033660000371
[表16]
Figure BDA0003289033660000381
[表17]
Figure BDA0003289033660000391
[表18]
Figure BDA0003289033660000401
[表19]
Figure BDA0003289033660000411
[表20]
Figure BDA0003289033660000412
[表21]
Figure BDA0003289033660000421
[表22]
Figure BDA0003289033660000431
[表23]
Figure BDA0003289033660000441
[表24]
Figure BDA0003289033660000451
[表25]
Figure BDA0003289033660000461
[表26]
Figure BDA0003289033660000471
[表27]
Figure BDA0003289033660000481
[表28]
Figure BDA0003289033660000482
热冲压用钢板和热冲压成形体的微观组织的测定通过上述的测定方法进行。此外，热冲压成形体的机械特性通过以下的方法评价。
“拉伸强度”
就热冲压成形体的拉伸强度而言，从热冲压成形体的任意位置制备JIS Z2201:2011所述的5号试验片，根据JIS Z 2241:2011所述的试验方法求出。
“韧性”
就韧性而言，通过-60℃下的夏比冲击试验进行评价。从热冲压成形体的任意位置采集小尺寸(subsize)的夏比冲击试验片，根据JIS Z 2242:2005所述的试验方法求出-60℃下的冲击值，以对韧性进行评价。
在表14、16、18和20(第1应用例的热冲压成形体)中，将拉伸强度为1500MPa以上，并且，-60℃下的冲击值为20J/cm 2以上的情况设为强度和韧性优异，判定为发明例。所述两个性能中，不满足任何一种的情况下，判定为比较例。
需要说明的是，表14、16、18和20的发明例中，剩余部分组织为残留奥氏体、铁素体、珠光体、粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。
“耐氢脆化特性”
热冲压成形体的耐氢脆化特性通过以下的方法进行评价。图2表示耐氢脆化特性的评价中使用的试验片的形状。对于赋予了V缺口的图2的试验片，赋予试验片900MPa的公称应力，所述公称应力是将负荷负载除以缺口底的截面积而算出的，之后，在室温下，浸渍在将硫氰酸铵3g/l溶解在3％食盐水中而得到的水溶液中12小时，根据有无断裂来进行判定。表中，将无断裂的情况记为合格(OK)，将有断裂的情况记为不合格(NG)。
表22、24、26和28(第2应用例的热冲压成形体)中，将拉伸强度为1500MPa以上、并且耐氢脆化特性为合格(OK)的情况设为强度和耐氢脆化特性优异，判定为发明例。所述两个性能中，不满足任何一种的情况下，判定为比较例。需要说明的是，表22、24、26和28中的发明例中，表层区域的马氏体的面积％为85％以上，剩余部分组织为残留奥氏体、铁素体、珠光体、粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。
参见表14、16、18、20，22、24、26和28，发现化学组成、镀敷组成和微观组织在本发明的范围内，并在优选的条件下进行热冲压成形的热冲压成形体具有优异的强度和韧性或耐氢脆化特性。
另一方面，发现化学组成和微观组织中的任意一个以上在本发明的范围外，或在不优选的条件下进行热冲压成形的热冲压成形体的强度、韧性和耐氢脆化特性中一个以上较差。
工业实用性
根据本发明，能够提供可得到在高强度的同时具有比以往更优异的韧性或耐氢脆化特性的热冲压成形体的、热冲压用钢板。

Claims (2)

1.一种热冲压用钢板，其具有钢板和镀敷层，
所述钢板的化学组成以质量％计含有：
C：0.15％以上，小于0.70％；
Si：0.005％以上，0.250％以下；
Mn：0.30％以上，3.00％以下；
sol.Al：0.0002％以上，0.500％以下；
P：0.100％以下；
S：0.1000％以下；
N：0.0100％以下；
Nb：0％以上，0.150％以下；
Ti：0％以上，0.150％以下；
Mo：0％以上，1.000％以下；
Cr：0％以上，1.000％以下；
B：0％以上，0.0100％以下；
Ca：0％以上，0.010％以下；和
REM：0％以上，0.30％以下，
剩余部分由Fe和杂质构成，
所述镀敷层附着在所述钢板的表面，附着量为10g/m2以上，90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上，25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成，
在表层区域、即所述钢板的所述表面至距所述表面深度为50μm的位置的区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界包围的晶粒的内部以80％以上的面积％包含平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的晶粒。
2.根据权利要求1所述的热冲压用钢板，其中，
所述化学组成以质量％含有选自以下成分的一种或两种以上：
Nb：0.010％以上，0.150％以下；
Ti：0.010％以上，0.150％以下；
Mo：0.005％以上，1.000％以下；
Cr：0.005％以上，1.000％以下；
B：0.0005％以上，0.0100％以下；
Ca：0.0005％以上，0.010％以下；和
REM：0.0005％以上，0.30％以下。
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