CN115087755A - 热冲压成型品 - Google Patents

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Abstract

本发明的热冲压成型品具备钢板，上述钢板的全部或一部分具有给定的化学组成，在距上述钢板的表面为板厚1/4深度的位置，金属组织包含以体积％计超过90.0％的马氏体，在板厚方向上0.3mm且在与上述板厚方向正交的方向上0.6mm的区域中的维氏硬度的平均值为670以上，上述区域中的上述维氏硬度的标准偏差为20以下，拉伸强度为2300MPa以上。

Description

热冲压成型品
技术领域
本发明涉及热冲压成型品。
本申请基于2020年02月13日在日本提出申请的日本特愿2020-022634号及日本特愿2020-022635号主张优先权，在此援用其内容。
背景技术
在工业技术领域高度分工化的现在，对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，从对地球环境的考虑出发，为了通过车体轻质化来提高燃油经济性，要求高的强度。在将高强度钢板应用于汽车的车体的情况下，能够减薄钢板的板厚而将车体轻质化，同时对车体赋予期望的强度。
然而，在作为形成汽车的车体构件的工序的压制成型中，使用的钢板的厚度越薄，越容易发生破裂及褶皱。因此，汽车用钢板也需要优异的压制成型性。
压制成型性的确保与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。而且，如果将高强度钢板进行压制成型，则在将构件从模具中取出时，构件的形状会由于回弹而大幅变化，因此，难以确保构件的尺寸精度。由此，难以通过压制成型来制造高强度的车体构件。
至今为止，作为制造超高强度的车体构件的方法，例如，如专利文献1中所公开的那样提出了使用低温的压制模具对经加热的钢板进行压制成型的技术。该技术被称作热冲压或热轧等，由于对加热至高温而处于软质状态的钢板进行压制成型，因此，能够以高的尺寸精度制造形状复杂的构件。另外，通过与模具的接触，钢板被快速冷却，因此，通过淬火，能够在进行压制成型的同时大幅提高强度。例如，在专利文献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以上的构件。
作为制造强度更高的热冲压构件的技术，在专利文献2中公开了拉伸强度为1770～1940MPa的热冲压构件及其制造方法，在专利文献3中公开了拉伸强度为1960～2130MPa的热冲压构件及其制造方法。在专利文献2及专利文献3所记载的方法中，将热冲压用钢板加热至铁素体与奥氏体的两相区后进行热冲压，使热冲压构件的金属组织成为平均粒径为7μm以下的铁素体与马氏体的复合组织，由此提高构成构件的钢板的延展性。
在专利文献4中公开了制造韧性优异的拉伸强度为1800MPa以上的热冲压构件的技术。在专利文献4中记载的方法中，将热冲压用钢板加热至奥氏体的低温区域后进行热冲压，并在Ms点以下的温度范围比较缓慢地进行冷却，由此形成包含原奥氏体粒径为10μm以下的回火马氏体的金属组织，提高了构件的韧性。专利文献4中公开的技术从能够得到即使在低温冲击试验中也不发生破裂的1800MPa级的热冲压构件的方面考虑是优异的、现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-102980号公报
专利文献2：日本特开2010-65294号公报
专利文献3：日本特开2010-65295号公报
专利文献4：日本特开2006-152427号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，根据本发明人等的研究可知，对于如专利文献2、3中记载的包含铁素体与马氏体的复合组织的热冲压构件而言，在撞击时构件发生变形时，有时会在变形的初期发生以铁素体作为起点的破裂，特别是在构件的拉伸强度超过2300MPa时，难以确保车体的撞击安全性。
另外，在专利文献4中，没有关于拉伸强度为2300MPa以上的构件的任何记载。根据本发明人等的研究表明，即使是如专利文献4中记载的包含回火马氏体单相组织的热冲压构件，在将拉伸强度提高至2300MPa以上时，特别是在钢板的热冲压时的成型温度低的情况下，在构件内部发生局部的硬度变动，无法充分地满足近年来对耐撞击性的高要求。另外可知，这样的局部的硬度变动在热冲压的原材料钢板为镀敷钢板的情况下特别大。
如上所述，对于现有技术而言，通过热冲压来制造拉伸强度为2300MPa以上的构件、特别是耐撞击性优异的拉伸强度为2300MPa以上的热冲压构件(成型品)是很困难的。
本发明目的在于解决上述的问题，提供耐撞击性优异的具有拉伸强度为2300MPa以上的部分的热冲压成型品。
解决问题的方法
本发明为了解决上述问题而完成的，其将下述的热冲压成型品作为主旨。
(1)本发明的一个方式的热冲压成型品具备钢板，
上述钢板的全部或一部分以质量％计具有以下化学组成：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：小于2.00％、Mn：0.01％以上且小于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且小于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：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％、余量：Fe及杂质，在距上述钢板的表面为板厚1/4深度的位置，金属组织包含以体积％计超过90.0％的马氏体，在板厚方向上0.3mm且在与上述板厚方向正交的方向上0.6mm的区域的维氏硬度的平均值为670以上，上述区域的上述维氏硬度的标准偏差为20以下，拉伸强度为2300MPa以上。
(2)在上述(1)所述的热冲压成型品中，屈服比可以为0.65以上。
(3)本发明的其它方式的热冲压成型品具备：钢板、和形成于上述钢板的表面的镀敷层，上述钢板的全部或一部分以质量％计具有以下化学组成：C：超过0.40％且为0.70％以下、Si：小于2.00％、Mn：0.01％以上且小于0.50％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、Mo：0.01％以上且小于0.50％、B：0.0002～0.0200％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.200％、Zr：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：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％、余量：Fe及杂质，在距上述钢板的上述镀敷层的边界为上述钢板的板厚1/4深度的位置，金属组织包含以体积％计超过90.0％的马氏体，在板厚方向上0.3mm且在与上述板厚方向正交的方向上0.6mm的区域的维氏硬度的平均值为670以上，上述区域的上述维氏硬度的标准偏差为20以下，拉伸强度为2300MPa以上，屈服比为0.65以上。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型品的上述化学组成以质量％计可以含有选自以下元素中的1种以上：Ti：0.001～0.200％、Nb：0.001～0.200％、V：0.001～0.200％、以及Zr：0.001～0.200％。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热冲压成型品的上述化学组成以质量％计可以含有选自以下元素中的1种以上：Cr：0.001～2.00％、W：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％、以及Ni：0.001～2.00％。
(6)上述(1)～(5)中任一项所述的热冲压成型品的上述化学组成以质量％计可以含有选自以下元素中的1种以上：Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0100％、以及REM：0.0001～0.1000％。
(7)上述(1)～(6)中任一项所述的热冲压成型品的上述化学组成以质量％计可以含有Bi：0.0001～0.0500％。
发明的效果
根据本发明的上述方式，能够得到耐撞击性优异的具有拉伸强度为2300MPa以上的部分的热冲压成型品。
附图说明
图1是示出热冲压成型品的硬度测定位置的示意图。
图2是示出热冲压成型品的形状的例子的示意图。
图3是示出3点弯曲试验体的形状的示意图。
图4是示出3点弯曲试验中的试验机及试验体的配置的示意图。
具体实施方式
本发明人等对抑制拉伸强度为2300MPa以上的热冲压成型品在由撞击导致变形时发生破裂的方法进行了深入研究。其结果是得到了以下的见解。
(A)在拉伸强度为2300MPa以上的热冲压成型品中，局部的硬度变动大。
其原因尚未明确，可推定是由于：(a)在热冲压后拉伸强度成为2300MPa以上这样的热冲压前的原材料(热冲压用钢板)中，局部的Mn、Mo的浓度不均强；(b)Mn、Mo的浓度低的部分在热冲压用钢板中呈现出铁素体分率高的金属组织，在该部分，在对热冲压用钢板进行加热的过程中奥氏体粗大化，在热冲压后的成型品中，硬度容易变低；(c)另一方面，Mn、Mo的浓度高的部分在热冲压用钢板中呈现出珠光体分率高的金属组织，在该部分，在对热冲压用钢板进行加热的过程中奥氏体微细化，在热冲压后的成型品中，硬度容易变高。
(B)热冲压成型品的局部的硬度变动越大，在成型品变形时，越容易在变形初期发生破裂。可以认为这是由于应力集中于硬度低的部分。
(C)对于表面具有镀敷层的热冲压成型品而言，与不具有镀敷层的情况相比，局部的硬度变动容易变大。其原因尚未明确，可推定是由于：(a)在热冲压用钢板积累的应变能量越高，硬度的变动越小；(b)对于经过退火工序制造的镀敷钢板而言，冷轧时积累的应变能量在退火时被释放。
(D)通过使用经过冷轧工序后不实施退火而制造的钢板(也称为冷轧状态钢板或全硬质(full hard)钢板)作为热冲压用钢板，成型品在变形时破裂的发生得以抑制。
其原因尚未明确，可推定是由于：(a)在冷轧状态钢板中积累了冷轧时的加工应变，因此，在对热冲压用钢板进行加热的过程中奥氏体微细化，热冲压成型品的硬度上升；(b)该效果在Mn、Mo的浓度低的部分较强，通过使用冷轧状态钢板，在热冲压成型品中，局部的硬度变动变小。
(E)在进行热冲压的工序中，如果提高开始进行热冲压的温度(成型开始温度)，则成型品变形时破裂的发生得以抑制。
其原因尚未明确，可推定是由于：(a)在热冲压用钢板中，越是Mn、Mo的浓度高的部分，越容易在热冲压时在奥氏体积累应变，在热冲压成型品中，硬度越高；(b)如果以高温进行热冲压，则应变向奥氏体的积累受到抑制，热冲压成型品的硬度变低，由于该效果在Mn、Mo的浓度高的部分比在Mn、Mo的浓度低的部分大，因此，通过以高温进行热冲压，在热冲压成型品中，局部的硬度变动变小。
(F)如果在热冲压后对热冲压成型品以低温实施再加热处理，则成型品变形时破裂的发生得以抑制。
其原因尚未明确，可推定是由于：(a)通过再加热，在马氏体中以固溶状态存在的碳的量减少，热冲压成型品的硬度降低；(b)该效果在Mn、Mo的浓度高的部分较强，通过进行再加热处理，在热冲压成型品中，局部的硬度变动变小。
根据以上(A)～(F)的见解，本发明人等发现，通过使用冷轧状态钢板作为原材料钢板，对冷轧状态钢板进行了加热后，以高温开始进行热冲压，从而能够制造拉伸强度为2300MPa以上、局部的硬度变动小、耐撞击性优异的热冲压成型品。
或者，在使用镀敷钢板作为原材料钢板的情况下也同样，通过在对镀敷钢板进行了加热后，以高温开始进行热冲压，并且在热冲压后以低温实施再加热处理，从而能够制造拉伸强度为2300MPa以上、局部的硬度变动小、耐撞击性优异的表面具有镀敷层的热冲压成型品。
以下，对本发明的一个实施方式的热冲压成型品(本实施方式的热冲压成型品)及其制造方法的各要件详细地进行说明。
＜热冲压成型品所具备的钢板的化学组成＞
本实施方式的热冲压成型品所具备的钢板的全部或一部分具有以下所示的化学组成(在热冲压成型品由钢板制成的情况下，可认为热冲压成型品的全部或一部分具有以下所示的化学组成)。各元素的限定原因如下所述。在以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。另外，夹隔“～”表示的数值范围在范围中包含其两端的数值。另一方面，关于以“小于”、“超过”表示的数值，在范围中不包含该值。
在热冲压成型品具备具有2300MPa以上的拉伸强度的部分、和具有小于2300MPa的拉伸强度的部分的情况(在本实施方式的热冲压成型品所具备的钢板具备具有2300MPa以上的拉伸强度的部分、和具有小于2300MPa的拉伸强度的部分的情况)下，只要至少拉伸强度为2300MPa以上的部分具有以下的化学组成即可。
在热冲压成型品包含钢板、和形成于钢板表面的镀敷层的情况下，以下说明的化学组成是指除镀敷层以外的钢板的化学组成。
C：超过0.40％且为0.70％以下
C(碳)是具有提高热冲压后的钢板(热冲压成型品所具备的钢板)的拉伸强度的效果的元素。C含量为0.40％以下时，热冲压后的钢板的拉伸强度变得小于2300MPa，成型品的强度不足。因此，将C含量设为超过0.40％。优选的C含量超过0.42％、超过0.43％、超过0.44％、或超过0.45％。
另一方面，C含量超过0.70％时，热冲压成型品的强度变得过高，变得无法确保耐撞击性。因此，将C含量设为0.70％以下。优选的C含量为0.65％以下、0.60％以下、0.55％以下、或0.50％以下。
Si：小于2.00％
Si(硅)以杂质的形式包含于钢中，是使钢脆化的元素。Si含量达到2.00％以上时，其不良影响变得特别大。因此，将Si含量设为小于2.00％。优选的Si含量小于1.50％、小于1.00％、小于0.75％、或小于0.50％。从确保镀敷性的观点考虑，Si含量优选为0.40％以下、0.30％以下、或0.20％以下。
Si含量的下限没有特别限定，过度降低Si含量会导致炼钢成本上升。因此，优选将Si含量设为0.001％以上。另外，Si具有提高钢的淬火性的作用，因此，可以积极地含有。从提高淬火性的观点考虑，Si含量优选为0.10％以上、0.20％以上、或0.30％以上。
Mn：0.01％以上且小于0.50％
Mn(锰)是使热冲压成型品的耐撞击性变差的元素。Mn含量为0.50％以上时，耐撞击性明显变差，即使应用后述的热冲压成型品的制造方法，也无法确保成型品的耐撞击性。因此，将Mn含量设为小于0.50％。Mn含量优选小于0.45％、小于0.40％、小于0.35％、或小于0.30％。
另一方面，Mn与作为杂质的S结合而形成MnS，是具有抑制由S导致的缺点的作用的元素。为了获得该效果，将Mn含量设为0.01％以上。Mn含量优选为0.05％以上、或0.10％以上。另外，Mn是提高钢的淬火性的元素。从提高淬火性的观点考虑，Mn含量优选为0.15％以上、0.20％以上、或0.25％以上。
P：0.200％以下
P(磷)以杂质的形式包含于钢中，是使钢脆化的元素。P含量超过0.200％时，其不良影响变得特别大，而且焊接性也明显变差。因此，将P含量设为0.200％以下。优选的P含量小于0.100％、小于0.050％、或小于0.020％。从确保镀敷性的观点考虑，P含量优选小于0.020％、小于0.015％、或小于0.010％。
P含量的下限没有特别限定，过度降低P含量会导致炼钢成本上升。因此，可以将P含量设为0.001％以上。
S：0.0200％以下
S(硫)以杂质的形式包含于钢中，是使钢脆化的元素。S含量超过0.0200％时，其不良影响变得特别大。因此，将S含量设为0.0200％以下。优选的S含量小于0.0050％、小于0.0020％、或小于0.0010％。
S含量的下限没有特别限定，过度降低S含量会导致炼钢成本上升。因此，可以将S含量设为0.0001％以上。
sol.Al：0.001～1.000％
Al(铝)是具有将钢水脱氧的作用的元素。sol.Al含量(酸溶Al含量)小于0.001％时，脱氧不充分。因此，将sol.Al含量设为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.005％以上、0.010％以上、或0.020％以上。
另一方面，sol.Al含量过高时，相变点上升，在热冲压的加热工序中，难以将钢板加热至超过Ac3点的温度。因此，将sol.Al含量设为1.000％以下。sol.Al含量优选小于0.500％、小于0.100％、小于0.060％、或小于0.040％。
N：0.0200％以下
N(氮)以杂质的形式包含于钢中，是在钢的连续铸造中形成氮化物的元素。该氮化物使热冲压后的钢板的延展性变差，因此，优选N含量低的情况。N含量超过0.0200％时，其不良影响变得特别大。因此，将N含量设为0.0200％以下。N含量优选小于0.0100％、小于0.0080％、或小于0.0050％。
N含量的下限没有特别限定，过度降低N含量会导致炼钢成本上升。因此，可以将N含量设为0.0010％以上。
Mo：0.01％以上且小于0.50％
Mo(钼)是提高钢的淬火性的元素，对于形成以马氏体作为主体的金属组织来确保热冲压成型品的强度而言是有效的元素。为了获得该效果，将Mo含量设为0.01％以上。优选的Mo含量为0.05％以上、0.10％以上、或0.15％以上。
另一方面，Mo是使热冲压成型品的耐撞击性变差的元素。Mo含量为0.50％以上时，耐撞击性明显变差，即使应用后述的热冲压成型品的制造方法，也无法确保成型品的耐撞击性。因此，将Mo含量设为小于0.50％。Mo含量优选小于0.40％、小于0.35％、或小于0.30％。
B：0.0002～0.0200％
B(硼)是提高钢的淬火性的元素，对于形成以马氏体作为主体的金属组织而确保热冲压成型品的强度而言是有效的元素。为了获得该效果，将B含量设为0.0002％以上。优选的B含量为0.0006％以上、0.0010％以上、或0.0015％以上。
另一方面，B含量超过0.0200％时，形成碳硼化物，由含有B所带来的提高淬火性的效果受损。因此，将B含量设为0.0200％以下。优选的B含量为小于0.0050％、小于0.0040％、或小于0.0030％。
本实施方式的热冲压成型品可以具有包含上述的化学成分、且余量是Fe及杂质的化学组成，为了提高特性等，本实施方式的热冲压成型品可以进一步含有选自Ti、Nb、V、Zr、Cr、W、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Bi中的1种以上。这些元素(任意元素)并不必须含有，因此，下限为0％。
这里，“杂质”是指在工业上制造钢板时由于矿石、废铁等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，其是在不会对本实施方式的热冲压成型品带来不良影响的范围内允许的成分。
Ti(钛)：0～0.200％
Nb(铌)：0～0.200％
V(钒)：0～0.200％
Zr(锆)：0～0.200％
Ti、Nb、V及Zr是具有通过金属组织的微细化而提高热冲压成型品的耐撞击性的作用的元素。为了获得该效果，可以根据需要而含有选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上。
在想要获得上述的效果的情况下，优选分别含有选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上0.001％以上、更优选分别含有0.005％以上、进一步优选分别含有0.010％以上。
另一方面，在Ti、Nb、V及Zr的含量分别超过0.200％的情况下，上述效果饱和，而且钢板的制造成本上升。因此，在含有的情况下，将Ti、Nb、V及Zr的含量分别设为0.200％以下。
另外，在Ti、Nb、V及Zr的含量多的情况下，这些元素的碳化物大量析出，热冲压后的钢板的延展性受损。从确保延展性的观点考虑，优选的Ti含量小于0.050％、或小于0.030％，优选的Nb含量小于0.050％、小于0.030％、或小于0.020％，优选的V含量小于0.100％、或小于0.050％，优选的Zr含量小于0.100％、或小于0.050％。
Cr(铬)：0～2.00％
W(钨)：0～2.00％
Cu(铜)：0～2.00％
Ni(镍)：0～2.00％
Cr、W、Cu及Ni是具有提高钢的淬火性的作用的元素。因此，可以根据需要而含有选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上。
在想要获得上述效果的情况下，优选分别含有选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上0.001％以上。更优选的Cr含量为0.05％以上、或0.10％以上，更优选的W含量为0.05％以上、或0.10％以上，更优选的Cu含量为0.10％以上，更优选的Ni含量为0.10％以上。
另一方面，Cr、W、Cu及Ni的含量分别超过2.00％时，热冲压成型品的耐撞击性变差。因此，在含有的情况下，将Cr、W、Cu及Ni的含量分别设为2.00％以下。优选的Cr含量小于0.50％、小于0.40％、或小于0.30％，优选的W含量小于0.50％、小于0.40％、或小于0.30％，优选的Cu含量小于1.00％、或小于0.50％，优选的Ni含量小于1.00％、或小于0.50％。
Ca(钙)：0～0.0100％
Mg(镁)：0～0.0100％
REM(稀土元素)：0～0.1000％
Ca、Mg及REM是具有通过调整夹杂物的形状而提高热冲压后的钢板的延展性的作用的元素。因此，可以根据需要而含有。在想要获得上述效果的情况下，优选分别含有选自Ca、Mg及REM中的1种以上0.0001％以上。
另一方面，在Ca或Mg的含量超过0.0100％的情况、或者REM的含量超过0.1000％的情况下，不仅上述效果饱和，而且产生过剩的成本。因此，在含有的情况下，将Ca及Mg的含量分别设为0.0100％以下，将REM含量设为0.1000％以下。
在本实施方式中，REM是指Sc(钪)、Y(钇)及镧系元素的合计17种元素，REM含量是指这些元素的合计含量。镧系元素在工业上以混合稀土金属的形态添加。
Bi：0～0.0500％
Bi(铋)是具有通过使凝固组织微细化而提高热冲压成型品的耐撞击性的作用的元素。因此，可以根据需要而含有。在想要获得上述效果的情况下，Bi含量优选为0.0001％以上。更优选的Bi含量为0.0003％以上、或0.0005％以上。
另一方面，在Bi含量超过0.0500％的情况下，上述效果饱和，且产生过剩的成本。因此，在含有的情况下，将Bi含量设为0.0500％以下。更优选的Bi含量为0.0100％以下、或0.0050％以下。
如上所述，本实施方式的热冲压成型品的化学组成可以含有必须元素、并且余量是Fe及杂质，也可以含有必须元素、还含有任意元素中的1种以上、并且余量是Fe及杂质。
＜热冲压成型品所具备的钢板的金属组织＞
对本实施方式的热冲压成型品所具备的钢板的金属组织(微观组织)进行说明。本实施方式的热冲压成型品所具备的钢板的全部或一部分具有包含以下所示的量的马氏体的金属组织(在热冲压成型品由钢板制成的情况下，可以认为热冲压成型品的全部或一部分具有包含以下所示的量的马氏体的金属组织)。在与金属组织相关的以下的说明中，“％”是指“体积％”。在热冲压成型品具备具有2300MPa以上的拉伸强度的部分、和具有小于2300MPa的拉伸强度的部分的情况下，只要至少拉伸强度为2300MPa以上的部分具有以下的金属组织即可。
在热冲压成型品包含钢板、和形成于钢板表面的镀敷层的情况下，以下说明的金属组织是指钢板的金属组织。
在本实施方式的热冲压成型品中，对于距钢板的表面(在具有镀敷层的情况下，为钢板与镀敷层的界面)为板厚1/4深度的位置的金属组织进行限定。
马氏体：以体积％计超过90.0％
马氏体是用于提高热冲压后的钢板的拉伸强度的重要的组织。马氏体的体积率为90.0％以下时，热冲压成型品的拉伸强度(热冲压成型品所具备的钢板的拉伸强度)变得小于2300MPa，强度不足。因此，将马氏体的体积率设为超过90.0％。优选的马氏体的体积率超过91.0％、超过93.0％、或超过95.0％。
马氏体的体积率的上限不需要特别限定，为了大幅增大马氏体的体积率，需要在热冲压的工序中过度提高钢板的加热温度、或者过度提高冷却速度，会很大地损害热冲压成型品的生产性。因此，优选将马氏体的体积率设为99.0％以下、或98.0％以下。
在上述马氏体中除了未经回火的新马氏体以外，还包含经过回火而在内部存在铁碳化物的回火马氏体。
金属组织的余量可以包含铁素体、珠光体、贝氏体或残留奥氏体，此外，还可以包含渗碳体等析出物。由于不必须含有铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物，因此，铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物的体积率的下限均为0％。
铁素体、珠光体及贝氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用，因此，在获得该效果的情况下，优选包含选自铁素体、珠光体及贝氏体中的1种以上。铁素体的体积率优选设为0.5％以上、或1.0％以上，珠光体及贝氏体的体积率分别优选设为1.0％以上、分别更优选设为2.0％以上。
另一方面，如果过量含有铁素体、珠光体及贝氏体，则热冲压成型品的耐撞击性变差。因此，铁素体的体积率优选设为小于3.0％、或小于2.0％，珠光体及贝氏体的体积率分别优选设为小于10.0％，分别更优选设为小于5.0％。
残留奥氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用。在获得该效果的情况下，优选将残留奥氏体的体积率设为0.5％以上、1.0％以上或2.0％以上。
另一方面，为了使残留奥氏体的体积率过度上升，需要在热冲压后以高温实施奥氏体等温淬火处理，热冲压成型品的生产性大幅降低。另外，如果过量含有残留奥氏体，则有时热冲压成型品的耐撞击性变差。因此，优选将残留奥氏体的体积率设为小于9.0％、小于7.0％、小于5.0％、或小于4.0％。
在本实施方式中，各组织的体积率如下所述求得。
首先，从热冲压成型品采集试验片，对钢板的纵截面进行了抛光研磨后，在距钢板表面(在具有镀敷层的情况下，为作为基材的钢板与镀敷层的边界)沿钢板的板厚方向为钢板的板厚1/4深度的位置进行组织观察。在热冲压成型品具备具有2300MPa以上的拉伸强度的部分、和具有小于2300MPa的拉伸强度的部分的情况下，从拉伸强度为2300MPa以上的部分采集试验片而进行观察。
具体而言，对研磨面进行了硝酸酒精腐蚀或电解抛光后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，对于得到的组织照片，基于亮度差或在相内存在的铁碳化物的形态的不同进行图像分析，由此得到铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体各自的面积率。然后，对同样的观察位置进行了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，对得到的组织照片进行图像分析，由此计算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。
另外，对于同样的观察位置，在对纵截面进行了电解抛光后，使用具备电子背散射图案分析装置(EBSP)的SEM对残留奥氏体的面积率进行测定。
基于这些结果，得到铁素体和珠光体、贝氏体、回火马氏体、马氏体、残留奥氏体各自的面积率。然后，设面积率与体积率相等，将测得的面积率作为各组织的体积率。
在组织观察中，回火马氏体可以通过在内部存在铁碳化物这一点与马氏体区分开，另外，也可以通过在内部存在的铁碳化物沿着多个方向伸长这一点与贝氏体区分开。
＜热冲压成型品的强度＞
本实施方式的热冲压成型品的全部或一部分的拉伸强度为2300MPa以上。因此，本实施方式的热冲压成型品所具备的钢板的全部或一部分的拉伸强度为2300MPa以上。如果不是至少一部分的拉伸强度为2300MPa以上，则无法确保热冲压成型品的冲击吸收量。因此，将热冲压成型品的全部或一部分的拉伸强度设为2300MPa以上。优选在热冲压成型品的全部或一部分，拉伸强度为2400MPa以上、或2500MPa以上。另一方面，过度提高热冲压成型品的强度会导致耐撞击性的降低，因此，优选将热冲压成型品的拉伸强度设为小于3000MPa、或小于2800MPa
优选本实施方式的热冲压成型品的全部或一部分的拉伸强度为2300MPa以上、且屈服比为0.65以上。通过将屈服比设为0.65以上，能够进一步提高耐撞击性。更优选在热冲压成型品的全部或一部分，屈服比为0.68以上、或0.70以上。另一方面，屈服比的上限没有特别限定，为了大幅提高屈服比，需要在后述的再加热工序中过度提高再加热温度，会导致成型品的强度的降低。因此，屈服比优选设为小于0.90、小于0.85、或小于0.80。
本实施方式的热冲压成型品全部(成型品的整体)的拉伸强度可以为2300MPa以上，也可以在热冲压成型品内混合存在拉伸强度为2300MPa以上的部分和小于2300MPa的部分。通过设置强度不同的部位，能够控制撞击时热冲压成型品的变形状态。具有不同强度的部位的热冲压成型品可以通过如下方法来制造：将化学组成不同的两种以上钢板接合后进行热冲压的方法；在进行热冲压的工序中，使钢板的加热温度或热冲压后的冷却速度进行局部改变的方法；对热冲压成型品局部实施再加热处理的方法等。
拉伸强度及屈服比通过沿着构件的长度方向采集JIS13B号拉伸试验片、并以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验而求出。
屈服比通过用钢板的屈服应力除以拉伸强度而求出。屈服应力在钢板连续屈服的情况下设为0.2％屈服强度，在不连续屈服的情况下设为上屈服点的应力。
镀敷层对拉伸强度、屈服比造成的影响小，因此，可以在试验片的表面存在镀敷层。
＜热冲压成型品的硬度分布＞
对于本实施方式的热冲压成型品的拉伸强度为2300MPa以上的部分而言，在0.18mm2的区域内，即以距钢板表面(在具有镀敷层的情况下，为作为基材的钢板与镀敷层的边界)沿钢板的板厚方向为钢板板厚1/4的深度的位置作为中心、在板厚方向上0.3mm、且在与板厚方向正交的方向上0.6mm的区域内，维氏硬度的平均值为670(Hv)以上，并且上述区域内的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。
维氏硬度的平均值为670(Hv)以上相当于硬度的测定区域位于以拉伸强度计为2300MPa以上的部分，维氏硬度的平均值小于670(Hv)时，成型品的强度不足。因此，将上述区域内的维氏硬度的平均值设为670(Hv)以上。维氏硬度的平均值优选为695(Hv)以上、或720(Hv)以上。
另外，上述区域内的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)时，在成型品变形时，在变形的初期发生破裂，耐撞击性明显变差。因此，将上述区域内的硬度的标准偏差设为20(Hv)以下。硬度的标准偏差优选设为15(Hv)以下、12(Hv)以下、或10(Hv)以下。
在本实施方式中，热冲压成型品的维氏硬度如下所述求得。
首先，从热冲压成型品采集试验片，用耐水研磨纸对钢板的纵截面进行研磨，进一步使用金刚石悬浮液进行抛光研磨后，在距钢板的表面(在具有镀敷层的情况下，为钢板与镀敷层的界面)沿钢板的板厚方向为钢板板厚1/4的深度的位置(1/4深度位置)，测定维氏硬度。在热冲压成型品具备具有2300MPa以上的拉伸强度的部分、和具有小于2300MPa的拉伸强度的部分的情况下，从拉伸强度为2300MPa以上的部分采集试验片而进行测定。
具体而言，如图1所示，在以1/4深度位置作为中心、在板厚方向上0.3mm、且在与板厚方向正交的方向上0.6mm的范围中，以给定的间距按照JISZ2244:2009测定45点的维氏硬度，根据得到的测定值求出算术平均值及标准偏差。硬度的测定中使用微型维氏硬度试验机，测定条件设为负载0.49N，负载保持时间设为10秒钟。负载高时，压痕的尺寸变大，无法对与耐撞击性密切关联的局部硬度分布进行评价。因此，将负载定为0.49N。
关于热冲压成型体的硬度的分布和耐撞击性的关联性，例如在国际公开第2018/151325号中认为，与成型体的长度方向垂直的截面的硬度偏差小对于确保耐撞击特性而言是重要的。然而，在国际公开第2018/151325号中，通过将负载设为1kgf并以1mm间距测定板厚方向中心部的维氏硬度，从而求出成型体的整个截面区域的宏观的硬度的偏差，可以认为其与本实施方式的热冲压成型品所具有的硬度的分布是不同的。
[镀敷层]
本实施方式的热冲压成型品可以在钢板的表面具有镀敷层。通过在表面具备镀敷层，能够防止热冲压时的氧化皮的生成，进而能够提高热冲压成型品的耐腐蚀性。镀敷的种类只要符合上述目的即可，没有特别限定。热冲压成型品的镀敷层可以通过如后所述那样使用镀敷钢板进行热冲压而形成。作为镀敷层的种类，可示例出使用锌类镀敷钢板、铝类镀敷钢板进行热冲压而成的锌类镀敷层、铝类镀敷层。镀敷层可以形成于一面，也可以形成于两面。
接下来，对适于制造上述的热冲压成型品的热冲压用钢板(以下称为本实施方式的热冲压用钢板)进行说明。
＜热冲压用钢板的化学组成＞
化学组成实质上不会因热冲压而发生变化，因此，热冲压用钢板的化学组成设为与上述的热冲压成型品相同的化学组成。
＜热冲压用钢板的金属组织＞
本实施方式的热冲压用钢板设为在冷轧工序之后不实施退火而制造的应变能量高且具有沿轧制方向展伸的金属组织的钢板(也称为冷轧状态钢板或全硬质钢板)、或镀敷钢板。
设为这样的金属组织是为了减小热冲压成型品的局部的硬度变动，提高成型品的耐撞击性。使用积累的应变能量大的冷轧状态钢板时，能够以较少的制造工序减小局部的硬度变动，因而优选。另一方面，从在制造工序中防止氧化皮的生成、进而提高热冲压成型品的耐腐蚀性的观点考虑，优选使用镀敷钢板。
在冷轧状态钢板、镀敷钢板中的任意钢板的情况下，如果在金属组织中包含马氏体，则钢板显著硬质化，变得难以将钢板切断。因此，在冷轧状态钢板的情况下，热冲压用钢板的金属组织优选以沿着轧制方向展伸的铁素体、珠光体和/或贝氏体作为主体。沿着轧制方向展伸的铁素体、沿着轧制方向展伸的珠光体及沿着轧制方向展伸的贝氏体的合计体积率更优选超过90.0％、或超过95.0％。在镀敷钢板的情况下，优选将铁素体、珠光体和/或贝氏体设为主体。
热冲压用钢板的金属组织的体积率可以如下所述求得：从热冲压用钢板采集试验片，对与钢板的轧制方向平行的纵截面进行了抛光研磨后，在距钢板表面(在镀敷钢板的情况下为钢板与镀敷层的界面)沿钢板的板厚方向为钢板板厚1/4的深度的位置，通过与热冲压成型品时相同的方法进行组织观察而求出。
镀敷钢板的种类没有特别限定，可示例出熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板、熔融镀铝钢板、熔融镀Zn-Al合金钢板、熔融镀Zn-Al-Mg合金钢板、熔融镀Zn-Al-Mg-Si合金钢板等。可以在钢板的一面具备镀敷层，也可以在两面具备镀敷层。
＜热冲压用钢板的强度＞
对于本实施方式的热冲压用钢板而言，为了减小热冲压成型品的局部的硬度变动，提高热冲压成型品的耐撞击性，在冷轧状态钢板的情况下，优选拉伸强度超过900MPa。更优选的拉伸强度超过950MPa或超过1000MPa。
＜制造方法＞
对本实施方式的热冲压成型品的制造方法及本实施方式的热冲压用钢板的优选制造方法进行说明。
[热冲压成型品的制造方法]
本实施方式的热冲压成型品可以通过包括以下(I)及(II)的工序的制造方法、或者包括(i)、(ii)及(iii)的工序的制造方法来制造。
(I)对具有上述的化学组成的冷轧状态的热冲压用钢板进行加热的加热工序
(II)对加热后的热冲压用钢板进行热冲压而得到热冲压成型品的热冲压工序
(i)对具有上述的化学组成、且在表面具有镀敷层的热冲压用钢板进行加热的加热工序
(ii)对加热后的热冲压用钢板进行热冲压而得到热冲压成型品的热冲压工序
(iii)对热冲压工序后的成型品进行再加热的再加热工序
在(II)及(ii)的热冲压工序中，进行利用模具的成型及冷却。
对各工序的优选条件进行说明。
[加热工序](I)、(i)
在加热工序中，在热冲压工序之前，对本实施方式的热冲压用钢板这样的具有给定的化学组成的冷轧状态的热冲压用钢板、或镀敷钢板的热冲压用钢板进行加热。在对热冲压用钢板进行加热的加热工序中，优选将加热温度设为超过1050℃且超过Ac3点的温度。通过使加热温度超过1050℃，能够在后述的热冲压工序中使热冲压的开始温度超过1050℃，易于确保热冲压成型品的耐撞击性。另外，通过使加热温度超过Ac3点，能够在热冲压成型品的金属组织中确保马氏体的体积率，提高成型品的强度，并且容易确保耐撞击性。Ac3点是指，对原材料钢板进行加热时铁素体在金属组织中消失的温度，可以根据加热工序中的钢板的热膨胀变化而求出。加热温度优选超过1100℃且超过Ac3点。
加热温度的上限没有特别限定，加热温度过高时，在热冲压用钢板为冷轧状态钢板的情况下，在热冲压成型品中过量生成氧化皮，由于氧化皮在模具内堆积，因此成型品的生产性降低。在热冲压用钢板为镀敷钢板的情况下，镀敷的附着量减少，热冲压成型品的耐腐蚀性变差。因此，加热温度优选为1200℃以下、或1150℃以下。
钢板的加热速度不需要特别限定，加热速度越高，热冲压成型品的局部的硬度变动越小，耐撞击性越提高。因此，优选将至700℃为止的平均加热速度设为超过10℃/秒、超过20℃/秒、超过30℃/秒、或超过50℃/秒。另一方面，通过抑制加热速度，能够抑制在热冲压成型品的金属组织中生成粗大的铁碳化物，可以提高热冲压后的钢板的延展性。因此，优选将平均加热速度设为小于150℃/秒、小于120℃/秒、或小于90℃/秒。
[热冲压工序](II)、(ii)
在对加热后的热冲压用钢板进行热冲压的工序中，将加热后的钢板从加热炉中取出，在大气中自然冷却后，开始进行热冲压。热冲压开始温度优选超过1050℃。通过使热冲压开始温度超过1050℃，能够抑制热冲压时在奥氏体过量积累应变，成型品的局部的硬度变动变小，可以提高耐撞击性。热冲压开始温度优选超过1100℃。
热冲压开始温度的上限没有特别限定，为了提高开始温度，需要提高上述的加热工序中的钢板的加热温度。在该情况下，在热冲压成型品中过量生成氧化皮，成型品的生产性降低、或热冲压成型品的耐腐蚀性变差。因此，开始温度优选为1200℃以下、或1150℃以下。
在通过热冲压进行了成型后，一边在模具内保持成型品一边进行冷却，和/或将成型品从模具中取出并通过任意方法进行冷却。通过加快冷却速度，能够在热冲压成型品的金属组织中确保马氏体的体积率，成型品的强度提高，因此，优选将从热冲压开始温度至400℃的平均冷却速度设为30℃/秒以上、60℃/秒以上、或90℃/秒以上。另外，通过使冷却停止温度较低，同样能够在热冲压成型品的金属组织中确保马氏体的体积率，成型品的强度提高。另外，在后述的再加热工序后，铁素体、珠光体或贝氏体的生成受到抑制，耐撞击性提高。因此，优选将上述冷却的冷却停止温度设为小于90℃、或小于50℃。
[再加热工序](iii)
在使用镀敷钢板作为热冲压用钢板的情况下，对热冲压后的钢板(热冲压成型品)实施再加热。再加热温度为90℃以上时，成型品的局部的硬度变动变小，可以提高耐撞击性。另一方面，再加热温度小于150℃时钢板的软质化受到抑制，可以确保成型品的强度。另外，粗大的铁碳化物的析出受到抑制，耐撞击性提高。因此，优选将再加热温度设为90℃以上且小于150℃。再加热温度更优选设为100℃以上、110℃以上、或120℃以上。另外，再加热温度更优选设为小于140℃、或小于130℃。
通过延长再加热温度下的保持时间，能够充分地获得上述的抑制局部的硬度变动的效果。因此，保持时间优选设为5分钟以上、或10分钟以上。另一方面，在保持时间短时，能够确保成型品的强度。因此，保持时间优选设为小于20分钟、或小于15分钟。
另外，通过在上述的条件下进行再加热，能够提高屈服比。
在使用冷轧状态钢板作为热冲压用钢板的情况下，可以不进行再加热工序。如上所述，在热冲压用钢板中积累的应变能量高时，硬度的变动减小。这是由于，在冷轧状态钢板中积累了冷轧时的加工应变，因此，即使不进行再加热，也能够实现目标的维氏硬度的标准偏差。然而，在使用冷轧状态钢板作为热冲压用钢板的情况下，通过进行再加热，能够提高屈服比。因此，可以对在表面不具备镀敷层的热冲压成型品进行再加热。为了充分地获得提高屈服比的效果，优选在与上述的使用镀敷钢板作为热冲压用钢板的情况相同的条件下进行再加热。
[热冲压用钢板的制造方法]
供于热冲压成型品的制造的本实施方式的热冲压用钢板优选通过以下的制造方法而制造。
供于本实施方式的热冲压用钢板的制造方法的钢坯的制造方法没有特别限定。在示例出的钢坯的优选制造方法中，将具有上述的成分组成(化学组成)的钢利用公知的方法熔炼后通过连续铸造法制成钢块、或者通过任意的铸造法制成钢块，然后通过进行开坯轧制的方法等制成钢片。在连续铸造工序中，为了抑制由夹杂物引起的表面缺陷的产生，优选在铸模内使钢水发生电磁搅拌等外部附加的流动。对于钢块或钢片而言，可以在暂时冷却后再加热而供于热轧，也可以将连续铸造后处于高温状态的钢块或开坯轧制后处于高温状态的钢片直接供于热轧、或者进行保温或辅助加热后供于热轧。在本实施方式中，将这样的钢块及钢片作为热轧的原材料而统称为“钢坯”。
在热轧时，对钢坯进行加热。为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的钢坯的温度(钢坯加热温度)优选设为小于1250℃、更优选设为小于1200℃。钢坯加热温度低时，轧制变得困难，因此，钢坯加热温度可以设为1050℃以上。
对加热后的钢坯进行热轧而得到热轧钢板。对于热轧而言，为了通过在轧制完成后使奥氏体转变而将热轧钢板的金属组织微细化，优选以Ar3点以上的温度范围完成。Ar3点是指，将钢板冷却时在金属组织中开始从奥氏体向铁素体的相变的温度，可以根据冷却中的钢板的热膨胀变化而求出。
在热轧包含粗轧和精轧的情况下，为了以上述温度完成精轧，可以在粗轧与精轧之间对粗轧材料进行加热。此时，优选通过以使粗轧材料的后端的温度高于前端的方式进行加热，从而将开始精轧时的粗轧材料全长的温度变动抑制为140℃以下。由此，卷取工序后，卷内的产品特性的均匀性提高。
粗轧材料的加热利用公知的方法进行即可。例如，可以预先在粗轧机与精轧机之间设置螺线管式感应加热装置，基于该感应加热装置的上游侧的粗轧材料长度方向的温度分布等而控制加热升温量。
在对热轧后的热轧钢板进行卷取的情况下，优选将卷取温度设为超过600℃。卷取温度为600℃以下时，热轧钢板过度硬质化而变得难以进行冷轧，有时热冲压成型品的耐撞击性变差。更优选的卷取温度超过620℃、或超过650℃。
另一方面，卷取温度变得过高时，在热冲压成型品的金属组织中，粗大的铁碳化物的生成量变得过量，热冲压后的钢板的延展性降低。因此，卷取温度优选设为750℃以下、或700℃以下。可以在冷轧工序之前对热轧钢板实施退火。
在将热冲压用钢板制成冷轧状态钢板的情况下，将经热轧、卷取后的钢板按照常规方法进行冷轧，制成冷轧钢板。在冷轧中，优选将冷压率(冷轧的累积压下率)设为10％以上。冷轧率小于10％时，热冲压成型品的局部的硬度变动增大，成型品的耐撞击性降低。更优选的冷压率为20％以上、30％以上、或40％以上。冷压率的上限不需要特别限定，但过度提高冷压率会提高对轧制设备的负担，导致生产性的降低，因此，冷压率优选设为小于70％、小于60％、或小于50％。
为了将热冲压成型品轻质化，冷轧钢板的板厚优选为2.0mm以下、更优选为1.8mm以下、进一步优选为1.6mm以下。可以在冷轧之前，按照公知的方法进行基于表皮光轧等的平坦矫正、基于酸洗等的脱氧化皮。可以按照常规方法对这样得到的冷轧钢板进行脱脂等处理。
在将热冲压用钢板设为冷轧状态钢板的情况下，不对冷轧钢板实施退火。通过不实施退火，能够利用在冷轧时积累的应变能量来减小热冲压成型品的局部的硬度变动，提高成型品的耐撞击性。
另一方面，在将热冲压用钢板设为镀敷钢板的情况下，冷轧可以不进行，也可以在上述的条件下进行。通过进行冷轧，金属组织微细化，热冲压成型品的耐撞击性提高。
在将热冲压用钢板设为镀敷钢板的情况下，按照常规方法对通过上述的方法制造的热轧钢板或冷轧钢板进行镀敷。在对冷轧钢板进行镀敷的情况下，为了通过再结晶将镀敷钢板的金属组织微细化，优选将连续熔融镀敷的退火过程中的均热温度的下限值设为600℃、650℃、或700℃。另一方面，在加热速度过慢、均热温度过高、或者均热时间过长时，由于晶粒生长，镀敷钢板的金属组织粗大化，热冲压成型品的耐撞击性降低。而且，铁碳化物以球状粗大化，有时热冲压后的钢板的延展性会降低。因此，优选将至均热温度为止的平均加热速度设为1℃/秒以上，优选将均热温度设为800℃以下、或760℃以下，优选将均热时间(均热温度下的保持时间)设为小于300秒钟、或小于120秒钟。
可以在对冷轧钢板实施连续退火而制成退火钢板后，对退火钢板进行镀敷。但是，在连续退火中的加热速度过慢时，由于晶粒生长，因此退火钢板的金属组织粗大化，热冲压成型品的耐撞击性降低。而且，铁碳化物以球状粗大化，热冲压后的钢板的延展性降低。因此，优选将连续退火中的至均热温度为止的平均加热速度设为1℃/秒以上。
可以按照常规方法对由此得到的镀敷钢板进行调质轧制。
以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。
实施例
(实施例1)
使用真空熔炼炉对钢水进行铸造，制造了具有表1所示的化学组成的钢A～V。表1中的Ac3点根据以8℃/秒对具有钢A～V的化学组成的冷轧钢板进行加热时的热膨胀变化而求出。将钢A～V加热至1200℃并保持60分钟后，在表2所示的热轧条件下进行了热轧。
Figure BDA0003791140500000221
[表2]
Figure BDA0003791140500000231
注)1.热轧条件中轧制后板厚一栏：示出了热轧钢板的板厚。
2.冷轧条件中轧制后板厚一栏：示出了冷轧钢板的板厚。-标记表示未进行冷轧。
3.有无退火一栏：“有”表示进行了退火、“无”表示未进行退火。
具体而言，在Ar3点以上的温度范围对钢A～V实施10道次的轧制，制成了厚度2.2～3.2mm的热轧钢板。在热轧后，通过喷水将热轧钢板冷却至640～660℃，将冷却结束温度设为卷取温度，在保持于该卷取温度的电加热炉中装入热轧钢板，保持60分钟，然后，将热轧钢板以20℃/小时的平均冷却速度进行炉冷，直至室温，模拟了卷取后的缓慢冷却。
对热轧钢板的一部分进行酸洗，作为冷轧用的母材，在表2所示的冷轧条件下实施冷轧，制成了厚度1.4mm的冷轧钢板。另外，对热轧钢板的一部分进行机械磨削，制成了厚度1.4mm的热轧磨削板。
另外，使用连续退火模拟装置将冷轧钢板的一部分以5℃/秒的平均加热速度加热至780℃，进行120秒钟的均热。接着，以5℃/秒的平均冷却速度冷却至室温，制成了退火钢板。
从由此得到的冷轧钢板、热轧磨削板、以及退火钢板(将这些钢板总称为热冲压用钢板)采集组织观察用试验片，对与该试验片的钢板轧制方向平行的纵截面进行了研磨后，在距钢板表面为钢板板厚1/4的深度的位置，通过上述的方法进行组织观察，求出在轧制方向上展伸的铁素体、在轧制方向上展伸的珠光体、以及在轧制方向上展伸的贝氏体的合计体积率。
另外，沿着与轧制方向正交的方向从上述热冲压用钢板采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验，求出拉伸强度。表2中示出了对热冲压用钢板的金属组织进行观察的结果、以及对热冲压用钢板的机械特性进行调查的结果。
从上述热冲压用钢板采集宽240mm、长800mm的热冲压用原材料板，通过热冲压制造了图2所示的形状的帽构件。在热冲压工序中，使用气体加热炉，将至700℃为止的平均加热速度设为22℃/秒，将原材料板(热冲压用钢板)加热至表3-1所示的加热温度，在该温度下保持1分钟。然后，将原材料板从加热炉中取出，自然冷却，在表3-1所示的开始温度下，用具备冷却装置的模具夹持，进行帽成型，接着，在模具内冷却至表3-1所示的冷却停止温度。另外，使用电加热炉，在表3-1所示的条件下对帽构件的一部分进行了再加热。表3-1的热冲压条件的－标记表示未进行再加热工序。
从得到的帽构件(热冲压成型品)的纵壁部采集组织观察用试验片，对该试验片的纵截面进行了研磨后，通过上述的方法对在距钢板表面为钢板板厚1/4的深度的位置的金属组织进行了观察。
另外，沿着构件的长度方向从帽构件的纵壁部采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验，求出拉伸强度、屈服应力、以及屈服比。
另外，从帽构件的纵壁部采集硬度测定用试验片，对该试验片的纵截面进行了研磨后，在距钢板表面为钢板板厚1/4的深度的位置，通过上述的方法按照JISZ2244:2009以负载0.49N进行维氏硬度测定，求出了维氏硬度的平均值及标准偏差。
另外，如图3所示，在帽构件上焊接厚1.4mm、宽130mm、长800mm的封闭板(closingplate)，制造了3点弯曲试验用的试验体。封闭板使用了拉伸强度为1553MPa的钢板。
如图4所示，以使封闭板成为下侧的方式将长度800mm的该试验体放置在以辊间距700mm配置的两根支撑辊上，以2m/秒的试验速度进行3点弯曲试验，求出最高负载、从试验体与冲击器接触后至试验体开始发生破裂为止的位移、以及开始发生破裂为止的吸收能量。最高负载为23.0kN以上、破裂发生位移为35mm以上、吸收能量为0.80kJ以上时，判断为耐撞击性良好。
表3-1、表3-2中示出了对帽构件的金属组织进行观察的结果、对帽构件的机械特性进行评价的结果、以及对帽构件的耐撞击性进行评价的结果。在表3-1、表3-2中，标记有下划线的数值是指在本发明的范围外。
[表3-1]
Figure BDA0003791140500000261
注)1.热冲压条件中开始温度一栏：示出了成型开始温度。
2.热冲压条件中再加热温度一栏及保持时间一栏：-标记表示未进行再加热处理。
3.热冲压成型品的机械特性中拉伸强度、屈服应力及屈服比一栏：-标记表示无法测定拉伸强度、屈服应力或屈服比。
4.热冲压成型品的耐撞击性中吸收能量一栏：示出了至发生破裂为止的吸收能量。
[表3-2]
Figure BDA0003791140500000271
注)1.热冲压条件中开始温度一栏：示出了成型开始温度。
2.热冲压条件中再加热温度一栏及保持时间一栏：-标记表示未进行再加热处理。
3.热冲压成型品的机械特性中拉伸强度、屈服应力及屈服比一栏：-标记表示无法测定拉伸强度、屈服应力或屈服比。
4.热冲压成型品的耐撞击性中吸收能量一栏：示出了至发生破裂为止的吸收能量。
满足本发明的规定的试验编号1、6、7、12、13、23、25、26、28、30～32、34～40均得到了以下结果：热冲压成型品的拉伸强度为2300MPa以上，维氏硬度的平均值为670以上，维氏硬度的标准偏差为20以下。而且，成型品在3点弯曲试验中的最高负载为23.0kN以上，破裂发生位移为35mm以上，吸收能量为0.80kJ以上，显示出良好的耐撞击性。
另外，在热冲压成型品的制造工序中，进行了再加热处理的试验编号6、12、25、31、34、40的热冲压成型品的拉伸强度为2300MPa以上，维氏硬度的平均值为670以上，维氏硬度的标准偏差为10以下。而且，屈服比为0.65以上，成型品在3点弯曲试验中的最高负载为23.0kN以上，破裂发生位移为45mm以上，吸收能量为0.95kJ以上，耐撞击性特别良好。
相比之下，使用了化学组成超出本发明范围的钢板的比较例的试验编号15～22的热冲压成型品的拉伸强度小于2300MPa，维氏硬度的平均值小于670，成型品在3点弯曲试验中的最高负载低、或者维氏硬度的标准偏差超过20，成型品在3点弯曲试验中的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低，耐撞击性差。
具体而言，使用了钢D的试验编号15由于钢的C含量过低，因此，热冲压成型品的拉伸强度小于2300MPa、维氏硬度的平均值小于670，成型品的最高负载低。
使用了钢E的试验编号16由于钢的C含量过高，因此，维氏硬度的平均值高，在拉伸试验中发生早期断裂，无法求出拉伸强度、屈服应力及屈服比。维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢F、G的试验编号17、18由于钢的Mn含量过高，使用了钢H的试验编号19由于钢的Mo含量过高，因此，维氏硬度的标准偏差均超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量均低。
使用了钢I的试验编号20由于钢的Mo及B的含量过低，使用了钢J的试验编号21由于钢的Mo含量过低，使用了钢K的试验编号22由于钢的sol.Al含量过高，因此，在热冲压成型品的金属组织中，马氏体体积率不足，拉伸强度小于2300MPa，维氏硬度的平均值小于670，维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
化学组成在本发明的范围内、但热冲压成型品的制造条件超出上述范围的比较例的试验编号2～5、8～11、14、24、27、29、33的热冲压成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低、或者破裂发生位移及吸收能量低，耐撞击性差。
具体而言，对于使用了钢A的试验编号2、使用了钢B的试验编号8、使用了钢M的试验编号27而言，在热冲压用钢板的制造工序中，在冷轧后进行了退火(供于热冲压的钢板不是冷轧状态钢板)，因此，成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
对于使用了钢A的试验编号5、使用了钢B的试验编号11、使用了钢N的试验编号29而言，在热冲压用钢板的制造工序中未进行冷轧(供于热冲压的钢板不是冷轧状态钢板)，因此，成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
对于使用了钢A的试验编号3、4、使用了钢B的试验编号9、10、使用了钢L的试验编号24、使用了钢P的试验编号33而言，由于热冲压工序中的成型开始温度过低，因此，成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢C的试验编号14使用了退火钢板作为热冲压用钢板、而且热冲压工序中的成型开始温度过低，因此，成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
(实施例2)
使用真空熔炼炉，对钢水进行铸造，制造了具有表4所示的化学组成的钢a～w。表4中的Ac3点根据以8℃/秒对具有钢a～w的化学组成的镀敷钢板进行加热时的热膨胀变化而求出。将钢a～w加热至1200℃并保持60分钟后，在表5所示的热轧条件下进行了热轧。
具体而言，在Ar3点以上的温度范围对钢a～w实施10道次的轧制，制成了厚度2.2～3.2mm的热轧钢板。热轧后，通过喷水将热轧钢板冷却至640～660℃，将冷却结束温度设为卷取温度，在保持于该卷取温度的电加热炉中装入热轧钢板，保持60分钟，然后，将热轧钢板以20℃/小时的平均冷却速度进行炉冷，直至室温，模拟了卷取后的缓慢冷却。
对热轧钢板的一部分进行酸洗，作为冷轧用的母材，在表5所示的冷轧条件下实施冷轧，制成了厚度1.4mm的冷轧钢板。另外，对热轧钢板的一部分(不进行冷轧的例子)进行机械磨削，制成了厚度1.4mm的热轧磨削板。
另外，使用熔融镀敷模拟装置，以5℃/秒的平均加热速度将得到的钢板(冷轧钢板及热轧磨削板)加热至表5所示的退火的均热温度，进行120秒钟的均热。接着，将钢板冷却，浸渍于熔融镀锌浴或熔融镀铝浴中，实施了熔融镀锌或熔融镀铝。对一部分原材料钢板，在熔融镀锌后加热至520℃，实施了合金化处理。
Figure BDA0003791140500000311
[表5]
Figure BDA0003791140500000321
注)1.热轧条件中轧制后板厚一栏：示出了热轧钢板的板厚。
2.冷轧条件中轧制后板厚一栏：示出了冷轧钢板的板厚。-标记表示未进行冷轧。
3.镀敷种类一栏：GI表示熔融镀锌钢板，GA表示合金化熔融镀锌钢板，AL表示熔融镀铝钢板。
从由此得到的熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板、以及熔融镀铝钢板(将这些钢板总称为热冲压用钢板)采集宽240mm、长800mm的热冲压用原材料板，通过热冲压制造了图2所示的形状的帽构件。在热冲压工序中，使用气体加热炉，将至700℃为止的平均加热速度设为11℃/秒以上，将原材料板加热至表6-1所示的加热温度，在该温度下保持1分钟。然后，将原材料板从加热炉中取出，自然冷却，以表6-1所示的开始温度用具备冷却装置的模具夹持，进行帽成型，接着，在模具内冷却至表6-1所示的冷却停止温度。另外，使用电加热炉，在表6-1所示的条件下对帽构件的一部分进行了再加热。表6-1的热冲压条件的－标记表示未进行再加热工序。
从得到的帽构件(热冲压成型品)的纵壁部采集组织观察用试验片，对该试验片的纵截面进行了研磨后，通过上述的方法，对在距基材的钢板与镀敷层的界面为作为基材的钢板板厚1/4的深度的位置的金属组织进行了观察。
另外，从帽构件的纵壁部沿着构件的长度方向采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分的拉伸速度进行拉伸试验，求出拉伸强度、屈服应力及屈服比。
另外，从帽构件的纵壁部采集硬度测定用试验片，对该试验片的纵截面进行了研磨后，在距钢板与镀敷层的界面为钢板板厚1/4的深度的位置，通过上述的方法，以负载0.49N进行维氏硬度测定，求出了维氏硬度的平均值及标准偏差。
另外，如图3所示，在帽构件上焊接厚1.4mm、宽130mm、长800mm的封闭板(closingplate)，制造了3点弯曲试验用的试验体。封闭板使用了拉伸强度为1553MPa的钢板。
如图4所示，以使封闭板成为下侧的方式将长度800mm的试验体放置在以辊间距700mm配置的两根支撑辊上，以2m/秒的试验速度进行3点弯曲试验，求出最高负载、从试验体与冲击器接触后至试验体开始发生破裂为止的位移、以及开始发生破裂为止的吸收能量。最高负载为23.0kN以上、破裂发生位移35mm以上、吸收能量为0.80kJ以上时，判断为耐撞击性良好。
表6-1、表6-2中示出了对帽构件的金属组织进行观察的结果、对帽构件的机械特性进行评价的结果、以及对帽构件的耐撞击性进行评价的结果。在表6-1、表6-2中，标记有下划线的数值是指在本发明的范围外。
[表6-1]
Figure BDA0003791140500000341
注)1.热冲压条件中开始温度一栏：示出了成型开始温度。
2.热冲压条件中再加热温度一栏及保持时间一栏：-标记表示未进行再加热处理。
3.热冲压成型品的机械特性中拉伸强度、屈服应力及屈服比一栏：-标记表示无法测定拉伸强度、屈服应力或屈服比。
4.热冲压成型品的耐撞击性中吸收能量一栏：示出了至发生破裂为止的吸收能量。
[表6-2]
Figure BDA0003791140500000351
注)1.热冲压条件中开始温度一栏：示出了成型开始温度。
2.热冲压条件中再加热温度一栏及保持时间一栏：-标记表示未进行再加热处理。
3.热冲压成型品的机械特性中拉伸强度、屈服应力及屈服比一栏：-标记表示无法测定拉伸强度、屈服应力或屈服比。
4.热冲压成型品的耐撞击性中吸收能量一栏：示出了至发生破裂为止的吸收能量。
满足本发明的规定的试验编号101～103、107～109、113、115、116、118、128、129、131、135、137～143均得到了以下结果：热冲压成型品的拉伸强度为2300MPa以上，维氏硬度的平均值为670以上，维氏硬度的标准偏差为20以下。另外，屈服比为0.65以上，成型品在3点弯曲试验中的最高负载为23.0kN以上，破裂发生位移为35mm以上，吸收能量为0.80kJ以上，显示出良好的耐撞击性。
相比之下，使用了化学组成超出本发明的范围的钢板的比较例的试验编号120～127的成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量中的任意结果低、或者全部结果均低，耐撞击性差。
具体而言，使用了钢f的试验编号120由于钢的C含量过低，因此，热冲压成型品的拉伸强度小于2300MPa，维氏硬度的平均值小于670，成型品的最高负载低。
使用了钢g的试验编号121由于钢的C含量过高，因此，维氏硬度的平均值高，在拉伸试验中发生早期断裂，无法求出拉伸强度、屈服应力及屈服比。维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢h、i的试验编号122、123由于钢的Mn含量过高，使用了钢j的试验编号124由于钢的Mo含量过高，因此，维氏硬度的标准偏差均超过20，破裂发生位移及吸收能量均低。
使用了钢k的试验编号125由于钢的Mo及B含量过低，使用了钢l的试验编号126由于钢的Mo含量过低，使用了钢m的试验编号127由于钢的sol.Al含量过高，因此，在热冲压成型品的金属组织中，马氏体体积率不足，拉伸强度小于2300MPa，维氏硬度的平均值小于670，维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
化学组成为本发明的范围内、但热冲压成型品的制造条件超出上述范围的比较例的试验编号104～106、110～112、114、117、119、130、132～134、136的成型品在3点弯曲试验中的最高负载、破裂发生位移及吸收能量中的任意结果低、或全部部结果低，耐撞击性差。
具体而言，使用了钢a的试验编号104、105、使用了钢b的试验编号110、111、使用了钢c的试验编号114、使用了钢e的试验编号119、使用了钢n的试验编号130由于热冲压工序中的成型开始温度过低，因此，成型品的维氏硬度的标准偏差超过20，破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢a的试验编号106、使用了钢p的试验编号136由于再加热工序中的再加热温度过高，因此，拉伸强度小于2300MPa、维氏硬度的平均值小于670，最高负载低。
使用了钢b的试验编号112、使用了钢d的试验编号117、使用了钢o的试验编号132由于再加热工序中的再加热温度过低、或者未进行再加热处理，因此，维氏硬度的标准偏差超过20，屈服比小于0.65，最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢o的试验编号133由于热冲压工序中的冷却停止温度高、而且再加热工序中的再加热温度过高，因此，马氏体体积率不足，拉伸强度小于2300MPa、维氏硬度的平均值小于670、维氏硬度的标准偏差超过20，成型品的最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
使用了钢o的试验编号134由于热冲压工序中的成型开始温度低、而且未进行再加热处理，因此，维氏硬度的标准偏差超过20，屈服比小于0.65，最高负载、破裂发生位移及吸收能量低。
工业实用性
根据本发明，能够得到具有拉伸强度为2300MPa以上的部分的耐撞击性优异的热冲压成型品。

Claims (7)

1.一种热冲压成型品，其具备钢板，
所述钢板的全部或一部分以质量％计具有以下化学组成：
C：超过0.40％且为0.70％以下、
Si：小于2.00％、
Mn：0.01％以上且小于0.50％、
P：0.200％以下、
S：0.0200％以下、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0200％以下、
Mo：0.01％以上且小于0.50％、
B：0.0002～0.0200％、
Ti：0～0.200％、
Nb：0～0.200％、
V：0～0.200％、
Zr：0～0.200％、
Cr：0～2.00％、
W：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％、
余量：Fe及杂质，
在距所述钢板的表面为板厚1/4深度的位置，
金属组织包含以体积％计超过90.0％的马氏体，
在板厚方向上0.3mm且与所述板厚方向正交的方向上0.6mm的区域的维氏硬度的平均值为670以上，所述区域的所述维氏硬度的标准偏差为20以下，
拉伸强度为2300MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热冲压成型品，其屈服比为0.65以上。
3.一种热冲压成型品，其具备：钢板、和形成于所述钢板的表面的镀敷层，
所述钢板的全部或一部分以质量％计具有以下化学组成：
C：超过0.40％且为0.70％以下、
Si：小于2.00％、
Mn：0.01％以上且小于0.50％、
P：0.200％以下、
S：0.0200％以下、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0200％以下、
Mo：0.01％以上且小于0.50％、
B：0.0002～0.0200％、
Ti：0～0.200％、
Nb：0～0.200％、
V：0～0.200％、
Zr：0～0.200％、
Cr：0～2.00％、
W：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％、
余量：Fe及杂质，
在距所述钢板与所述镀敷层的边界为所述钢板的板厚1/4深度的位置，
金属组织包含以体积％计超过90.0％的马氏体，
在板厚方向上0.3mm且在与所述板厚方向正交的方向上0.6mm的区域的维氏硬度的平均值为670以上，所述区域的所述维氏硬度的标准偏差为20以下，
拉伸强度为2300MPa以上，屈服比为0.65以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型品，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种以上：
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
V：0.001～0.200％、以及
Zr：0.001～0.200％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热冲压成型品，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种以上：
Cr：0.001～2.00％、
W：0.001～2.00％、
Cu：0.001～2.00％、以及
Ni：0.001～2.00％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热冲压成型品，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种以上：
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0100％、以及
REM：0.0001～0.1000％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的热冲压成型品，其中，
所述化学组成以质量％计含有Bi：0.0001～0.0500％。
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