CN116234932A

CN116234932A - 热冲压用钢板及其制造方法以及热冲压构件及其制造方法

Info

Publication number: CN116234932A
Application number: CN202180054169.3A
Authority: CN
Inventors: 东昌史; 户田由梨; 大塚研一郎
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-10-16
Filing date: 2021-10-15
Publication date: 2023-06-06
Also published as: KR20230049120A; EP4230758A1; US20240011113A1; JPWO2022080489A1; WO2022080489A1; MX2023002961A

Abstract

该热冲压用钢板具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.060～0.120％、Si：0～0.70％、Mn：1.60～3.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Al：0.001～0.100％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0100％，进一步根据需要含有Nb、V、W、Ni、Cu、C、Mo、Sn、Ca、Mg及REM中的1种或2种以上，剩余部分包含Fe及杂质，显微组织以面积率计包含70％以上的上贝氏体，上述上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度为4个/μm²以上。

Description

热冲压用钢板及其制造方法以及热冲压构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及热冲压用钢板及其制造方法以及热冲压构件及其制造方法。

本申请基于2020年10月16日在日本申请的特愿2020-174457号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，从伴随地球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求汽车的进一步的燃料效率提高。汽车的大部分结构由铁、特别是钢板来形成，因此通过减薄该钢板来降低重量，从而车体轻量化，燃料效率提高。然而，如果单纯减薄钢板的厚度来降低钢板的重量，则担心作为结构物的强度降低、碰撞安全性降低。因此，为了减薄钢板的厚度，要求按照不降低结构物的强度的方式来提高所使用的钢板的机械强度。于是，近年来，为了将车体轻量化并且确保碰撞安全性，汽车用部件中的高强度钢板的应用在逐渐扩大。

此外，同样地，就汽车而言，从地球变暖对策的观点出发，EV(电动汽车)化正在发展。EV与汽油车等相比，一般车重大幅增加。因此，对高强度钢板的应用的要求高。此外，近年来，碰撞限制也被强化。因此，关于EV，研究了在碰撞变形构件中应用超高强度钢(抗拉强度为980MPa以上的钢材)。

例如，在专利文献1中，公开了强度-延展性平衡及强度-扩孔性平衡优异、具有极优异的拉伸凸缘性的高强度钢板的制造方法。专利文献1中还公开了抗拉强度成为980MPa以上。

然而，在EV的情况下，一部分车种由于车重较重，因此即使使用超高强度钢，从刚性等观点出发，也有可能变得需要3mm以上的板厚。这样厚度的超高强度钢无法进行冷压成形。

于是，作为降低压制成形时的载荷的方法，在进行热成形的同时进行模压淬火的热冲压受到了关注。在热冲压中，将作为成形对象的材料暂且加热至高温，对通过加热而软化的材料进行压制加工来成形后，进行冷却，或者与成形同时进行冷却。即，由于将材料暂且加热至高温来进行软化，以材料软化的状态进行压制加工，因此能够将材料容易地进行压制加工。

然而，专利文献1的冷轧钢板未考虑之后进行热冲压。

例如，在专利文献2中记载了下述事项：通过将抗拉强度为500～600MPa、厚度为1.0～1.8mm的钢板进行热冲压，从而得到抗拉强度为1400MPa以上的构件。

然而，在如上述那样将板厚较厚的钢板通过热冲压进行成形的情况下，就专利文献2那样的以往的热冲压而言，钢板中未充分淬火，在热冲压后的钢板(热冲压构件)中，得不到充分的强度。此外，即使是在板厚薄的情况下，在与板厚不同的钢板接合来作为TWB(拼焊板；tailor welded blank)情况下，也有可能在板厚发生变化的部分，模具的间隙(clearance)的管理困难，不会进行充分的淬火。

由于这样的情况，对于被供于热冲压的钢板，要求即使是在热冲压时的冷却速度变慢的情况下在热冲压后也可得到充分的强度。

然而，以专利文献2为代表，以往未进行这样的研究。

此外，以往的热冲压构件主要应用于非变形部位(通过抑制变形来确保乘客的安全性的构件)，并未把在变形部位中的应用放在心上。即，如上述那样，在考虑在碰撞变形构件中的应用的情况下，要求在大变形时能够抑制开裂的特性，但就以往的热冲压构件而言，基本未考虑这样的特性的确保。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5407168号公报

专利文献2：日本特开2002-102980号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明鉴于上述的课题而进行。本发明的课题是提供热冲压时的淬透性优异(即使是在热冲压时的冷却速度比较低的情况下，在热冲压后也可得到高强度)、并且热冲压后的耐碰撞特性优异(可得到在大变形时能够抑制开裂的特性)的热冲压用钢板及其制造方法。此外，本发明的课题是提供以上述热冲压用钢板作为原材料而得到的热冲压构件及使用了上述热冲压用钢板的热冲压构件的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们为了在热冲压后得到高强度并且耐碰撞特性优异的钢板(热冲压用钢板)，进行了深入研究。其结果发现：通过将钢板的显微组织设定为以上贝氏体为主体，并且使其存在规定大小的碳化物，从而钢板的淬透性提高，并且通过将该钢板进行热冲压，可得到高强度并且耐碰撞特性优异(变形能力优异、在碰撞时不易断裂)的热冲压构件。

本发明基于上述的见识而进行，将以下设定为主旨。

[1]本发明的一个方案的热冲压用钢板具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.060～0.120％、Si：0～0.70％、Mn：1.60～3.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Al：0.001～0.100％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、W：0～0.100％、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Sn：0～0.200％、Ca：0～0.0500％、Mg：0～0.0500％及REM：0～0.0500％，剩余部分包含Fe及杂质，显微组织以面积率计包含70％以上的上贝氏体，上述上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度为4个/μm²以上。

[2]根据[1]所述的热冲压用钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：Nb：0.005～0.100％、V：0.005～0.100％、W：0.005～0.100％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、Sn：0.005～0.200％、Ca：0.0003～0.0500％、Mg：0.0003～0.0500％及REM：0.0003～0.0500％。

[3]根据[1]或[2]所述的热冲压用钢板，其抗拉强度也可以低于980MPa。

[4]根据[1]～[3]中任一项的热冲压用钢板，其也可以在表面具有镀层。

[5]根据[4]所述的热冲压用钢板，其中，上述镀层也可以为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层或Al镀层。

[6]本发明的另一个方案的热冲压用钢板的制造方法具备以下工序：将具有[1]所述的上述化学组成的钢坯或板坯直接加热至1150～1300℃、或暂且冷却后加热至1150～1300℃的加热工序；将上述加热工序后的上述钢坯或上述板坯按照使成品温度成为850℃以上的方式进行热轧来制成热轧钢板的热轧工序；将上述热轧工序后的上述热轧钢板在640～450℃下进行卷取的卷取工序；将上述卷取工序后的上述热轧钢板在500～450℃的温度区域中保持1.0小时以上的保持工序；和将上述保持工序后的上述热轧钢板冷却至室温的冷却工序。

[7]根据[6]所述的热冲压用钢板的制造方法，其也可以进一步具备对上述保持工序后的上述热轧钢板以30～70％的累积压下率进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序。

[8]本发明的另一个方案的热冲压用钢板的制造方法具备以下工序：将具有[1]所述的上述化学组成的钢坯或板坯直接加热至1150～1300℃、或暂且冷却后加热至1150～1300℃的加热工序；将上述加热工序后的上述钢坯或上述板坯按照使成品温度成为850℃以上的方式进行热轧来制成热轧钢板的热轧工序；将上述热轧工序后的上述热轧钢板在700～500℃下进行卷取的卷取工序；将上述卷取工序后的上述热轧钢板冷却至室温的冷却工序；将上述冷却工序后的上述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序；对上述酸洗工序后的上述热轧钢板以30～70％的累积压下率进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；将上述冷轧钢板加热至840～900℃的退火温度区域，在上述退火温度区域中保持10～2000秒的退火工序；和将上述退火工序后的上述冷轧钢板冷却至400～600℃的温度区域，在上述温度区域中保持100～1000秒后，冷却至室温的热处理工序。

[9]根据[8]所述的热冲压用钢板的制造方法，其也可以进一步具有将上述热处理工序后的上述冷轧钢板浸渍于镀浴中而在表面形成镀层的镀覆工序。

[10]根据[9]所述的热冲压用钢板的制造方法，其也可以进一步具有将上述镀覆工序后的上述冷轧钢板在450～600℃的合金化温度区域中进行保持而将上述镀层合金化的合金化工序。

[11]根据[8]所述的热冲压用钢板的制造方法，其也可以进一步具有将上述退火工序后且上述热处理工序前的上述冷轧钢板浸渍于镀浴中而在表面形成镀层的镀覆工序。

[12]根据[11]所述的热冲压用钢板的制造方法，其也可以进一步具有将上述镀覆工序后且上述热处理工序前的上述冷轧钢板在450～600℃的合金化温度区域中进行保持而将上述镀层合金化的合金化工序。

[13]本发明的另一个方案的热冲压构件具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.060～0.120％、Si：0～0.70％、Mn：1.60～3.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Al：0.001～0.100％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、W：0～0.100％、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Sn：0～0.200％、Ca：0～0.0500％、Mg：0～0.0500％及REM：0～0.0500％，剩余部分包含Fe及杂质，显微组织以面积率计包含90％以上的回火马氏体。

[14]根据[13]所述的热冲压构件，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：Nb：0.005～0.100％、V：0.005～0.100％、W：0.005～0.100％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、Sn：0.005～0.200％、Ca：0.0003～0.0500％、Mg：0.0003～0.0500％及REM：0.0003～0.0500％。

[15]本发明的另一个方案的热冲压构件的制造方法具备下述热冲压工序：将[1]～[5]中任一项所述的热冲压用钢板使用850～950℃的气氛温度的加热炉加热3分钟以上之后，以10℃/秒以上的冷却速度冷却至马氏体相变开始温度以下。

[16]根据[15]所述的热冲压构件的制造方法，其中，上述热冲压工序中的上述冷却速度也可以为10～20℃/秒。

发明效果

根据本发明，能够提供热冲压时的淬透性优异、并且热冲压后的耐碰撞特性优异的热冲压用钢板及其制造方法、以及使用了上述热冲压用钢板的热冲压构件及其制造方法。

具体实施方式

对本发明的一个实施方式的热冲压用钢板(以下称为本实施方式的钢板)及其制造方法、以及将本实施方式的钢板进行热冲压而得到的热冲压构件(本实施方式的热冲压构件)、使用本实施方式的钢板来制造热冲压构件的方法进行说明。

首先，对本实施方式的钢板进行说明。本实施方式的钢板具有规定的化学组成，显微组织以面积率计包含70％以上的上贝氏体，上述上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度为4个/μm²以上。

<显微组织>

[显微组织以面积率计包含70％以上的上贝氏体]

[上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度为4个/μm²以上]

一般而言，热冲压用钢板按照在切断等加工时容易进行加工、在热冲压后变成高强度的方式进行设计。因此，热冲压用钢板(热冲压前)的显微组织大多为包含大量软质的铁素体的组织(例如铁素体及珠光体的组织)。另一方面，如果为了提高热冲压热处理时的淬透性而添加大量的合金元素，则会产生热冲压用钢板的强度也变高、切断性低劣、难以用矫平机矫正这样的问题。此外，大量的合金元素的添加会提高钢板的淬透性，降低Ms点。因此，热冲压后的成形体的显微组织成为以初生马氏体(不含碳化物的马氏体)为主体。该情况下，碰撞时的变形能力低劣。

与此相对，本发明的发明者们发现：通过将热冲压用钢板的显微组织中的上贝氏体的面积率设定为70％以上，将上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为4个/μm²以上，从而即使是在大量包含合金元素的情况下，也能够为了确保以切断为代表的加工性而抑制热冲压用钢板的硬度，并且兼顾在热冲压后可得到充分强度的淬透性与热冲压后的耐碰撞特性。

在显微组织中，除了上贝氏体以外，还有可能包含铁素体、珠光体、马氏体等，但如果上贝氏体的面积率变得低于70％从而铁素体、珠光体的合计的面积率变得超过30％，则在热冲压后无法得到优异的耐碰撞特性(后述的VDA弯曲性降低)，难以抑制碰撞时的断裂。另一方面，如果上贝氏体的面积率低于70％从而马氏体的面积率变得超过30％，则热冲压用钢板的强度变得过高，加工性低劣。因此，上贝氏体的面积率设定为70％以上。

将长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为1μm²范围为4个以上是为了通过使碳化物均匀分散，从而促进热冲压时的碳化物的溶解，提高淬透性，并且提高碰撞时的弯曲性。上贝氏体中所含的碳化物呈针状的形态，存在于上贝氏体的板条间，呈沿一方向伸长的形状。在本实施方式中，作为铁系碳化物的大小，规定长径。

在0.1μm以上的铁系碳化物为1μm²范围低于4个的情况下，如果以本实施方式的钢板的化学组成及显微组织(上贝氏体的面积％为70％以上)作为前提，则会导致析出大量低于0.1μm的铁系碳化物、或铁系碳化物过度粗大化。在析出大量长径低于0.1μm的铁系碳化物的情况下，通过析出强化从而钢板的强度过度增加，加工性降低。此外，过大的碳化物在热冲压时不溶解而使淬透性降低、或者在碰撞变形时成为龟裂形成的起点。因此，将0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为1μm²范围为4个以上。碳化物的尺寸优选为0.1～0.5μm。此外，通过将碳化物的尺寸设定为0.1～0.5μm，还有助于将热冲压用钢板的强度设定为980MPa以下。进而，详细的机理虽然不明，但通过将碳化物设定为上述范围，还有助于在热冲压成形体(热冲压构件)中提高回火马氏体的面积率。

显微组织的面积率及上贝氏体中的铁系碳化物的个数密度可以通过以下的方法来求出。

首先，将钢板与轧制方向平行地切取出后，按照板厚方向成为观察面的方式进行研磨，以及用硝酸乙醇试剂进行蚀刻。之后，使用SEM，以1000～30000倍的倍率对在板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置(只要是距离表面为板厚的1/8～3/8的范围则被容许)进行观察，由此能够进行铁素体、上贝氏体、下贝氏体、珠光体、马氏体的鉴定。

在鉴定时，可以由下述等组织形态来进行判断：铁素体为不含铁系碳化物的呈等轴形状的晶粒；珠光体为铁素体及渗碳体的层状组织；上贝氏体是指呈板条状的形态的组织且为在板条间包含渗碳体、残留奥氏体的组织；下贝氏体在板条内包含碳化物。求出由SEM观察图像鉴定的各组织的面积率。

对于马氏体，存在在板条内包含碳化物的回火马氏体和不含碳化物的淬火状态的马氏体(初生马氏体)这两者，它们可以通过用SEM、TEM进行观察并确认碳化物的有无来鉴定。例如，以3000倍的倍率观察10个视场的30μm×25μm的范围(视场)，将其平均值作为面积率。

上贝氏体中的碳化物也可以通过上述观察来进行定量化。但是，上贝氏体中的碳化物由于为0.1μm级且微细，因此优选用具有高分辨率的FE(场发射型；Field Emision型)-SEM进行观察。例如，以10000倍的倍率观察20个视场的10μm×8μm的范围(视场)，将其平均值作为个数密度。

对在板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置进行测定，这是由于一般该位置的组织表示钢板的最具代表性的组织，但在本实施方式的钢板中，由于大致在板厚方向上成为均匀的组织，因此即使在其他位置进行测定，也可得到同样的组织。

本实施方式的钢板通过如上述那样控制显微组织、并且如后述那样控制化学组成，从而能够在热冲压时的冷却速度为10℃/秒以上这样的宽范围内，使热冲压后的构件(热冲压构件)的显微组织包含90％以上的回火马氏体，可得到充分的强度。特别是，在以往的热冲压用钢板中作为课题的冷却速度为10～30℃/秒的范围内的淬透性大幅改善。因此，在热冲压用钢板的板厚薄的情况下当然能够在热冲压后得到高强度，即使是在板厚比较厚的情况下(例如为3～6mm左右)，也能够在热冲压后得到高强度。

<化学组成>

接下来，对本实施方式的钢板的化学组成进行说明。以下，关于化学组成的“％”是指“质量％”。

C：0.060～0.120％

C是下述元素：提高钢板的强度，并且通过控制热冲压工序的冷却时的马氏体相变开始温度而有助于VDA弯曲性的提高。如果C含量低于0.060％，则在热冲压后无法确保980MPa以上的抗拉强度(最大抗拉强度)。因此，将C含量设定为0.060％以上。C含量优选为0.070％以上。

另一方面，如果C含量超过0.120％，则马氏体相变开始温度变得过高，在热冲压工序中无法得到充分的回火马氏体的面积率。该情况下，在热冲压后的钢板(热冲压构件)中，碰撞时的断裂抑制变得不充分。因此，将C含量设定为0.120％以下。C含量优选为0.110％以下。

Si：0～0.70％

Si是增加Ae3点的元素，使为了在热冲压后将回火马氏体作为主相所需的加热温度增加。因此，如果Si含量过量，则生产率、经济性劣化。由此，将Si含量设定为0.70％以下。

另一方面，Si含量也可以为0％，但Si是提高钢板强度的元素。此外，关于非镀覆钢板，Si是提高氧化皮密合性的元素。因此，也可以含有Si。在要得到该效果的情况下，优选将Si含量设定为0.05％以上。

Mn：1.60～3.00％

Mn是提高钢板的淬透性的元素。为了使热冲压时的冷却过程中的铁素体相变延迟，以10℃/秒以上的冷却速度将热冲压成形体的显微组织制成以回火马氏体为主相，因此将Mn含量设定为1.60％以上。

另一方面，如果Mn含量超过3.00％，则不仅效果饱和，而且钢板脆化，或者在铸造、冷轧或热轧时产生开裂。因此，将Mn含量设定为3.00％以下。

P：0.100％以下

P是在钢板的板厚中央部处偏析的元素，此外，也是使焊接部脆化的元素。P含量超过0.100％时焊接部的脆化变得显著，因此将P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。P含量的下限没有特别规定，也可以为0％，将P含量降低至低于0.001％在经济上不利，因此也可以将P含量设定为0.001％以上。

S：0.0100％以下

S是作为MnS等夹杂物存在、使耐碰撞特性劣化的元素。因此，优选降低S含量。S含量超过0.0100％时耐碰撞特性的劣化变得显著，因此将S含量设定为0.0100％以下。S含量的下限没有特别规定，也可以为0％，但将S含量降低至低于0.0001％在经济上不利，因此也可以将S含量设定为0.0001％以上。

N：0.0100％以下

N是形成粗大的氮化物、成为碰撞时的开裂的起点而使耐碰撞特性劣化的元素。如果N含量超过0.0100％，则耐碰撞特性显著劣化。因此，将N含量设定为0.0100％以下。N含量的下限没有必要特别规定，也可以为0％，但如果将N含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅增加。因此，也可以将N含量设定为0.0001％以上或0.0005％以上。

Al：0.001～0.100％

Al是作为脱氧材起作用的元素。Al含量低于0.001％时无法得到充分的脱氧效果，导致在钢板中存在大量的夹杂物(氧化物)。这些夹杂物在碰撞时成为龟裂的起点，成为断裂的原因，因此是不优选的。因此，将Al含量设定为0.001％以上。

另一方面，如果Al含量超过0.100％，则Ae3点提高，需要增加热冲压时的加热温度，因此是不优选的。因此，将Al含量设定为0.100％以下。

Ti：0.005～0.050％

Ti是通过与N结合而形成TiN从而抑制B变成氮化物、提高淬透性的元素。为了得到该效果，将Ti含量设定为0.005％以上。Ti含量优选为0.007％以上。

另一方面，如果Ti含量超过0.050％，则通过Ti碳化物的形成，从而有助于马氏体的强化的C量降低，无法充分得到热冲压后的钢板(热冲压构件)的强度。因此，将Ti含量设定为0.050％以下。Ti含量优选为0.040％以下。

B：0.0005～0.0100％

B是为了提高钢板的淬透性、将热冲压后的钢板(热冲压构件)的显微组织的主相制成回火马氏体而言有效的元素。该效果在0.0005％以上的含量时变得显著，因此将B含量设定为0.0005％以上。

另一方面，如果B含量超过0.0100％，则不仅其效果饱和，而且铁系的硼化物析出，由B带来的淬透性提高的效果降低。因此，将B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。

本实施方式的钢板中，上述的元素的剩余部分也可以为Fe及杂质。所谓杂质是指在钢板的制造过程等中可能混入的元素、是在对本实施方式的钢板不造成明确的不良影响的范围内被容许的元素。作为杂质，例如有上述的P、S、O等。O在含有的情况下，大多形成氧化物，作为夹杂物存在。

另一方面，本实施方式的钢板也可以进一步根据需要含有以下的元素。

Ni：0～2.00％

Cu：0～2.00％

Cr：0～2.00％

Mo：0～2.00％

Ni、Cu、Cr、Mo是下述元素：通过提高钢板的淬透性、将热冲压后的钢板的显微组织的主相制成回火马氏体，从而有助于高强度化。该效果通过含有0.01％以上的Ni、Cu、Cr、Mo中的1种或2种以上而变得显著。因此，在要得到上述效果的情况下，优选将这些元素的含量合计或分别设定为0.01％以上。

另一方面，如果各元素的量变得过量，则焊接性、热加工性等劣化，或热冲压用钢板的强度变得过高而导致制造故障。因此，在含有的情况下，将Ni、Cu、Cr、Mo的含量分别设定为2.00％以下。

Nb：0～0.100％

V：0～0.100％

W：0～0.100％

Nb、V、W是下述元素：在热冲压时抑制奥氏体的生长，通过细粒强化而有助于热冲压构件的强度上升、韧性提高。该效果通过含有0.005％以上的Nb、V、W中的1种或2种以上而变得显著。因此，在要得到上述效果的情况下，优选将这些元素的含量合计或分别设定为0.005％以上。

另一方面，如果各元素的含量超过0.100％，则通过Nb、V、W的碳化物形成，从而有助于马氏体的强化的C量降低，强度降低。因此，在含有的情况下，将Nb、V、W的含量分别设定为0.100％以下。优选为0.090％以下。

REM：0～0.0500％

Ca：0～0.0500％

Mg：0～0.0500％

REM、Ca、Mg是有助于钢板强度的提高、材质的改善的元素。如果REM、Ca的1种或2种以上的合计低于0.0003％，则得不到充分的效果。因此，在要得到上述效果的情况下，优选将REM、Ca、Mg的合计含量设定为0.0003％以上。

另一方面，如果REM、Ca、Mg中的1种或2种以上的合计含量超过0.0500％，则铸造性、热加工性劣化。因此，在含有的情况下，将这些元素的含量设定为0.0500％以下。

REM是稀土金属(Rare Earth Metal)的缩写，是指属于Sc、Y及镧系元素系列的元素。作为REM，大多含有La、Ce，大多以混合稀土合金添加，但除了La、Ce以外，还可以复合含有镧系元素系列的元素，即使添加金属，也表现出效果。

Sn：0～0.200％

Sn是提高耐蚀性的元素。该效果通过0.005％以上的含有而变得显著，因此在要得到该效果的情况下，优选将Sn含量设定为0.005％以上。

另一方面，如果Sn含量超过0.200％，则板坯脆化，成为铸造时的开裂、热轧钢板表面的开裂的原因。因此，在含有的情况下，Sn含量设定为0.200％以下。

上述的化学组成通过一般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-Atomic EmissionSpectrometry)进行测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可。

本实施方式的钢板也可以在表面具有镀层。根据镀层，可实现防止热冲压时的氧化皮的生成、提高耐蚀性，因此是优选的。

作为镀层，没有限定，例如为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层或Al镀层。它们只要根据用途来形成即可。

<机械特性、板厚>

抗拉强度(TS)：优选低于980MPa

热冲压用钢板优选的是，在切断等加工时容易加工，在热冲压后变成高强度。因此，例如如果抗拉强度为980MPa以上，则剪切机的刀刃的损耗变得剧烈，或者钢板形状的矫正变难，因此应用热冲压的目的之一即切断的容易性、形状矫正的容易性等优点消失，因此是不优选的。因此，本实施方式的钢板的抗拉强度优选低于980MPa。

钢板的抗拉强度通过下述方式求出：从钢板中按照与轧制方向垂直的方向成为拉伸方向的方式采集JIS5号的形状的拉伸试验片，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验。

本实施方式的钢板的板厚没有限定。例如为1.0～6.0mm，但本实施方式的钢板的效果变得显著的板厚为3.0mm以上。但是，即使是1.0～3.0mm的薄钢板，即使是与模具的间隙大、冷却速度变小的条件，也能够得到稳定的硬度，因此即使用于板厚小的用途，也能够得到效果。

本实施方式的钢板的热冲压时的淬透性优异，并且热冲压后的耐碰撞特性优异。因此，例如，在进行了下述热冲压的情况下，可得到980MPa以上的抗拉强度和在实施后述的VDA弯曲试验的情况下VDA最大弯曲角成为80°以上那样的优异的耐碰撞特性：使用850～950℃的气氛温度的加热炉加热3分钟以上之后，以也包含例如20℃/秒以下那样的冷却速度慢的情况在内的10℃/秒以上的宽范围的冷却速度冷却至马氏体相变开始温度以下。

<制造方法>

本实施方式的钢板可以通过以下的<1>或<2>所述的制造方法来制造。

<1>一种制造方法，其具备下述工序：

将具有规定的化学组成的钢坯或板坯直接加热至1150～1300℃、或暂且冷却后加热至1150～1300℃的加热工序；

将上述加热工序后的上述钢坯或上述板坯按照使成品温度成为850℃以上的方式进行热轧来制成热轧钢板的热轧工序；

将上述热轧工序后的上述热轧钢板在640～450℃下进行卷取的卷取工序；

将上述卷取工序后的上述热轧钢板在500～450℃的温度区域中保持1.0小时以上的保持工序；和

将上述保持工序后的上述热轧钢板冷却至室温的冷却工序。

<2>一种制造方法，其具备下述工序：

将上述热轧工序后的上述热轧钢板在700～500℃下进行卷取的卷取工序；

将上述卷取工序后的上述热轧钢板冷却至室温的冷却工序；

将上述冷却工序后的上述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序；

对上述酸洗工序后的上述热轧钢板以30～70％的累积压下率进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；

将上述冷轧钢板加热至840～900℃的退火温度区域，在上述退火温度区域中保持10～2000秒的退火工序；和

将上述退火工序后的上述冷轧钢板冷却至400～600℃的温度区域，在上述温度区域中保持100～1000秒后，冷却至室温的热处理工序。

以下，对各工序的优选的条件进行说明。直至热轧工序为止的优选的条件在<1>、<2>的制造方法中是共通的，因此一起进行说明。另一方面，卷取工序迁移由于优选的条件范围不同，因此对<1>、<2>分别进行说明。以下，对于不说明的条件，可以采用公知的条件。

[加热工序]<1><2>共通

在加热工序中，将通过铸造制造的具有与上述的本实施方式的钢板相同化学组成的钢坯或板坯在热轧之前进行加热。作为供于热轧的板坯，可以使用连续铸造板坯、通过薄板坯连铸机等制造的板坯。此外，板坯可以在铸造后在温度暂且降低至室温附近后进行加热，也可以在降温途中进行再加热。

钢坯或板坯的加热温度设定为1150～1300℃。如果加热温度低于1150℃，则在下一工序的热轧工序中，导致精轧温度的降低，成为轧机负荷上升的原因。该情况下，轧制变得困难，或者成为轧制后钢板形状不良的要因。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则不仅成为高成本，而且成为表面的开裂等的原因。该情况下，热冲压后的钢板(热冲压构件)的耐碰撞特性劣化。

[热轧工序]<1><2>共通

在热轧工序中，对加热后的钢坯或板坯按照使精轧温度(精轧最终道次出侧温度)成为850℃以上的方式进行轧制，制成热轧钢板。如果精轧温度变得低于850℃，则轧制载荷变高，轧制变得困难，或者导致轧制后的钢板形状不良。精轧温度的上限没有必要特别规定，但如果过度提高精轧温度，则为了确保其温度，必须过度提高加热工序中的加热温度。因此，优选将精轧温度设定为1000℃以下。

以下，对<1>的制造方法的卷取工序以后进行说明。

[卷取工序]<1>

在卷取工序中，将热轧工序后的热轧钢板在640～450℃下进行卷取。

如果卷取温度超过640℃，则形成铁素体、珠光体等组织，在热轧钢板的显微组织中，无法将上贝氏体面积率设定为70％以上。此外，上贝氏体中存在的碳化物变得粗大，无法充分得到铁系碳化物的个数密度。粗大的碳化物在热冲压时的加热中也难以溶解，成为淬透性降低的原因，并且未溶残留的粗大的碳化物成为开裂起点，因此成为热冲压后的耐碰撞特性降低的原因。因此，将卷取温度设定为640℃以下。

另一方面，卷取温度低于450℃时，钢板的组织成为以马氏体为主体的组织，强度变得过高，加工性降低。因此，将卷取温度设定为450℃以上。

[保持工序]<1>

在保持工序中，将卷取工序后的热轧钢板在500～450℃的温度区域中保持1.0小时以上。通过该保持，将显微组织的上贝氏体的面积率设定为70％以上，在该上贝氏体中使长径为0.1μm以上的铁系碳化物以1μm²范围析出4个以上。

所保持的温度超过500℃时，上贝氏体中的碳化物粗大化，无法将长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为1μm²范围为4个以上。

另一方面，所保持的温度低于450℃时，长径低于0.1μm的碳化物大量析出，通过强化使得钢板强度过度增加，并且无法将长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为1μm²范围为4个以上。

此外，即使500～450℃的温度区域中的保持时间低于1.0小时，也无法将长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度设定为1μm²范围为4个以上。

保持没有必要为恒定的温度，只要是500～450℃的温度区域，则也可以存在温度变化。此外，在通常的卷取后进行放置的情况下，在500～450℃下保持1.0小时以上是困难的，因此只要通过进行保温或加热来保持1.0小时以上即可。

在以<1>的制造方法作为前提的情况下，难以将保持工序以BAF(箱型退火炉)来代用。本实施方式的钢板由于淬透性高，因此如果以无保持地进行冷却，则容易成为以马氏体为主体的组织。因此，即使在暂且冷却后，在后续工序中利用BAF等实施热处理，也成为以回火马氏体为主体的组织，难以将上贝氏体的面积率设定为70％以上。此外，也有可能通过BAF而析出粗大的碳化物，热冲压时的淬透性低劣。

[冷却工序]<1>

在冷却工序中，将保持工序后的热轧钢板冷却至室温。冷却条件没有特别限定。

[酸洗工序]<1>

在冷却工序后，也可以进行将钢板表面所生成的氧化皮除去的酸洗。酸洗只要是可除去氧化皮则可以是任意的方法，也可以使用盐酸、硫酸、硝酸、氢氟酸或它们的混合液来进行。此外，也可以通过添加抑制剂来抑制基底金属的溶解。此外，也可以以1次来进行，也可以分成多次来实施。

[冷轧工序]<1>

也可以对酸洗工序后的热轧钢板进一步进行冷轧来制成冷轧钢板。在进行冷轧的情况下，如果累积压下率低于30％，则变得难以将钢板的形状保持平坦，此外，最终制品的延展性劣化。另一方面，如果累积压下率超过70％，则轧制载荷变得过大，冷轧变得困难。因此，优选将累积压下率设定为30～70％。累积压下率更优选为40～70％。

轧制道次的次数、每道次的压下率也可以不特别规定。

以下，对<2>的制造方法的卷取工序以后进行说明。

[卷取工序]<2>

在卷取工序中，将热轧工序后的热轧钢板在700～500℃下进行卷取。

如果卷取温度超过700℃，则钢板的组织成为铁素体及珠光体组织。因此，将卷取温度设定为700℃以下。

另一方面，卷取温度低于500℃时，钢板的组织成为以马氏体为主体的组织，强度变得过高，加工性降低。因此，将卷取温度设定为500℃以上。

[冷却工序]<2>

在冷却工序中，将卷取工序后的热轧钢板冷却至室温。冷却条件没有特别限定。

[酸洗工序]<2>

在酸洗工序中，将冷却工序后的钢板表面所生成的氧化皮除去。酸洗只要是可除去氧化皮则可以是任意的方法，也可以使用盐酸、硫酸、硝酸、氢氟酸或它们的混合液。此外，也可以通过添加抑制剂来抑制基底金属的溶解。此外，酸洗可以以1次来进行，也可以分成多次来实施。

[冷轧工序]<2>

对酸洗工序后的热轧钢板进行冷轧，制成冷轧钢板。在进行冷轧的情况下，如果累积压下率低于30％，则变得难以将钢板的形状保持平坦，此外，最终制品的延展性劣化。另一方面，如果累积压下率超过70％，则轧制载荷变得过大，冷轧变得困难。因此，将累积压下率设定为30～70％。累积压下率优选为40～70％。轧制道次的次数、每道次的压下率也可以不特别规定。

[退火工序]<2>

在退火工序中，将通过冷轧得到的冷轧钢板加热至840～900℃的退火温度，在该退火温度下保持10～2000秒。

如果退火温度低于840℃，则在退火时无法制成奥氏体单相，在接下来的热处理中，无法将上贝氏体面积率设定为70％以上。另一方面，退火温度超过950℃时，不仅其效果饱和，经济性低劣，而且通过奥氏体粒径的粗大化使得贝氏体相变延迟，因此无法通过接下来进行的在400～600℃的温度区域中的100～1000秒保持来确保70％以上的上贝氏体。

此外，退火时间(保持时间)低于10秒时，无法将热轧中形成的碳化物溶解，在退火时无法制成奥氏体单相，在接下来的热处理中无法将上贝氏体面积率设定为70％以上。另一方面，退火时间超过2000秒时，奥氏体粗大化，贝氏体相变延迟，因此无法通过接下来进行的在400～600℃的温度区域中的100～1000秒保持来确保70％以上的上贝氏体。

[热处理工序]<2>

在热处理工序中，将退火工序后(规定的时间保持后)的冷轧钢板冷却至400～600℃的温度区域，在该温度区域中，保持100～1000秒，之后冷却至室温。

通过该热处理，将显微组织中的上贝氏体面积率设定为70％以上，并且在上贝氏体中使长径为0.1μm以上的铁系碳化物以1μm²范围析出4个以上。

如果保持温度超过600℃，则生成铁素体、珠光体，无法将上贝氏体面积率设定为70％以上。另一方面，保持温度低于400℃时，成为以马氏体为主体的组织。

此外，如果保持时间低于100秒，则无法充分得到上贝氏体的面积率，在之后的冷却中形成马氏体，因此在冷却后的钢板中，无法将上贝氏体面积率设定为70％以上。另一方面，如果保持时间超过1000秒，则通过碳化物的粗大化，导致0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度变得1μm²范围低于4个。

保持后，冷却至室温。冷却条件只要按照400～600℃的保持时间不超过1000秒的方式来进行，则没有特别限定。

[镀覆工序]<2>

在钢板的表面形成镀层的情况下，也可以将退火工序后且热处理工序前、或者热处理工序后的冷轧钢板浸渍于镀浴中。镀浴的浴温即使是在镀锌、包含其他元素的镀覆的情况下通常也为400～600℃，通过镀浴的浸渍，从而在表面形成镀层，并且在钢板中形成上贝氏体。但是，就通常的镀覆的装置而言，浸渍时间不会超过100秒，因此即使进行镀覆工序，也无法省略热处理工序。

在进行镀覆工序的情况下，热处理工序的保持时间的上限优选设定为1000秒减去在镀浴中的浸渍时间而得到的时间。

[合金化工序]<2>

也可以将镀覆工序后(当镀覆工序是在热处理工序前进行的情况下，为镀覆工序后且热处理工序前)的在表面形成有镀层的冷轧钢板在450～600℃的温度区域(合金化温度区域)中进行保持，将镀层合金化。

在进行镀覆工序及合金化工序的情况下，热处理工序的保持时间的上限优选设定为1000秒减去在镀浴中的浸渍时间及为了合金化而在450～600℃下保持的时间而得到的时间。

接下来，对本实施方式的热冲压构件进行说明。

<化学组成>

本实施方式的热冲压构件通过对上述的本实施方式的钢板(热冲压用钢板)进行热冲压来获得。由于通过热冲压而化学组成实质上不发生变化，因此本实施方式的热冲压构件的化学组成的范围与上述的本实施方式的钢板相同。因此，这里省略说明。

<显微组织>

[回火马氏体：90面积％以上]

将回火马氏体设定为90％以上是为了兼顾抗拉强度和弯曲性。如果铁素体、上贝氏体等的面积率变得超过10％，则无法确保980MPa以上的强度，或者如果初生马氏体变得超过10％，则VDA试验中的龟裂产生时的角度低于80°，因此耐碰撞特性低劣。由此，将回火马氏体设定为90％以上。

回火马氏体是指在马氏体内包含碳化物的马氏体。

在本实施方式中，关于确保热冲压工序中的回火马氏体，不是实施特殊的热处理，而是通过控制热冲压用钢板的化学组成以及热冲压用钢板的显微组织来达成。即，通过将C含量限制为0.060～0.120％来提高马氏体相变开始温度，并且通过将热冲压用钢板的显微组织制成以上贝氏体为主体，从而在热冲压工序中的冷却中形成马氏体，并且通过在马氏体中析出碳化物来制成回火马氏体。

作为回火马氏体以外的显微组织，只要以面积率计低于10％，则也可以包含铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体、初生马氏体(不含碳化物的马氏体)。

显微组织的各相的面积率可以通过以下的方法来求出。

首先，将热冲压构件(成形体)沿与轧制方向平行的方向切取出后，进行研磨，用硝酸乙醇试剂进行蚀刻。之后，使用SEM，以1000～30000倍的倍率对于8000μm²以上的范围，对在板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置进行观察，由此能够进行铁素体、上贝氏体、下贝氏体、珠光体、回火马氏体、初生马氏体的鉴定。关于本实施方式的热冲压构件的显微组织，只要是距离表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置，则无论是从与钢板的轧制方向平行的方向、或是从与钢板的轧制方向垂直的方向，都成为相同的显微组织。

在鉴定时，与热冲压用钢板的情况同样地，可以由下述等组织形态来进行判断：铁素体为不含铁系碳化物的呈等轴形状的晶粒；珠光体为铁素体及渗碳体的层状组织；上贝氏体是指呈板条状的形态的组织且为在板条间包含渗碳体、残留奥氏体的组织；下贝氏体在板条内包含碳化物。求出由SEM观察图像鉴定的各组织的面积率。

<特性>

本实施方式的热冲压构件具备高强度并且优异的耐碰撞特性。在本实施方式中，优异的耐碰撞特性是指即使在碰撞时发生变形也不易断裂，是指在VDA238-100中记载的方法中VDA最大弯曲角成为80°以上。此外，高强度是指抗拉强度为980MPa以上。

VDA最大弯曲角(弯曲性)依据VDA238-100中记载的方法来进行测定。具体而言，将钢板的厚度从单侧进行减厚加工至1.2mm为止后，按照使未进行减厚加工的热冲压表面成为弯曲外侧的方式实施VDA弯曲试验。

在VDA238-100中，试验片尺寸成为宽度60mm×长度60mm，但根据构件不同，平面受到限定，难以采集上述尺寸的试验片。由此，为了测定成形体的弯曲性，例如也可以通过变更为宽度30mm×长度60mm的试验片尺寸等变更宽度来评价弯曲性。

<构件的制造方法>

接下来，对本实施方式的热冲压构件的制造方法进行说明。

本实施方式的热冲压构件的制造方法具备下述热冲压工序：将通过上述的方法得到的本实施方式的钢板(热冲压用钢板)使用850～950℃的气氛温度的加热炉加热3分钟以上之后，以10℃/秒以上的冷却速度冷却至马氏体相变开始温度以下。这里，冷却速度是将从炉中的取出温度与模具冷却结束温度之差除以从炉取出至模具冷却结束为止的时间而得到的值。模具取出温度(模具冷却结束温度)没有特别规定就能够得到本发明的效果，但在模具取出温度超过200℃的情况下，会产生烫伤等安全上的课题，因此优选设定为200℃以下。

根据该制造方法，可得到回火马氏体的面积率为90％以上、具有980MPa以上的抗拉强度、耐碰撞特性优异的热冲压构件。

如果气氛温度低于850℃、加热时间低于3分钟，则不会充分引起奥氏体相变，在热冲压构件中，回火马氏体的面积率不会达到90％以上，得不到充分的强度。

此外，如果气氛温度超过950℃，则不仅其效果饱和，而且奥氏体晶粒过度粗大化，导致TS降低，因此是不优选的。

实施例

(实施例1)

将具有表1中记载的化学组成的板坯进行铸造，将该板坯加热至1150～1300℃之后，按照成为表2A中记载的精轧温度的方式进行热轧，得到板厚为4.0mm的热轧钢板(HR)。

之后，以表2A中记载的卷取温度进行卷取，以表2A中所示的时间、500～450℃进行保持。

之后，通过空气冷却进行冷却至室温。

此外，之后，对于一部分钢板，进行酸洗而将表面所生成的氧化皮除去，以50％的累积压下率进行冷轧来制成板厚为2.0mm的冷轧钢板(FH)。

对于所得到的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)，通过上述的方法，进行距离表面为板厚的1/4的位置的显微组织的观察，求出上贝氏体面积率及长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度。

将结果示于表2A、表2B中。

在表2A、表2B中，钢编号的第1个文字的A～N、a～m分别表示使用了表1的A～N、a～m的化学组成的钢。

此外，通过上述的方法来求出所得到的钢板的抗拉强度。

此外，从所得到的钢板中采集350mm×650mm的样品，将该样品利用帽形构件形状的模具来模拟热冲压，用炉温为910℃的温度的炉进行6分钟加热后，以表2B中所示的冷却速度立即利用模具实施冷却。将从炉中的取出温度与从模具中的取出温度之差除以从炉取出至模具冷却结束为止的时间而得到的值作为冷却速度。

对于模具冷却结束后的样品(热冲压构件)，通过上述的方法进行距离表面为板厚的1/4的位置的显微组织的观察。

此外，从模具冷却结束后的样品(热冲压构件(成形体))中采集JIS5号的形状的拉伸试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验，求出抗拉强度。如果抗拉强度(TS)为980MPa以上，则判断钢板的淬透性充分。

将结果示于表2B中。

此外，从模具冷却结束后的样品(成形体)中采集50×50mm的形状的弯曲试验片。此时，从单侧进行磨削直至板厚成为1.2mm为止。之后，按照使研磨面处于冲头侧的方式，依据VDA238-100实施VDA弯曲试验。如果VDA最大弯曲角为80°以上，则判断耐碰撞特性优异(在大变形时能够抑制开裂)。

将结果示于表2B中。

[表1]

下划线部是指为本发明范围外。

“-”是指未添加各元素。

[表2A]

*1是指HR：热轧钢板、FH：冷轧状态、CR：冷轧后进行了退火的冷轧钢板、GI：热浸镀锌钢板、GA：合金化热浸镀锌钢板。

[表2B]

如由表1、表2A～表2B获知的那样，本发明例在热冲压后抗拉强度(TS)为980MPa以上，VDA最大弯曲角为80°以上。

与此相对，就比较例而言，至少热冲压后的抗拉强度(TS)、VDA最大弯曲角中的某一者低劣。

(实施例2)

将具有表1中记载的化学组成的板坯加热至1180～1250℃之后，按照使成品温度成为880～960℃的方式进行热轧，得到板厚为4.0mm的热轧钢板。之后以700～500℃的卷取温度进行卷取，通过空气冷却进行冷却至室温后，进行酸洗而将表面所生成的氧化皮除去。此外，对该热轧钢板以50％的累积压下率进行冷轧，制成板厚为2.0mm的冷轧钢板。

进而，对于该冷轧钢板，以表3A中所示的条件进行退火及热处理，得到冷轧钢板(CR)。

对于所得到的钢板，通过与实施例1相同的要领，进行显微组织的观察，求出上贝氏体面积率及长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度。此外，进行拉伸试验，求出抗拉强度。

将结果示于表3A、表3B中。

此外，从所得到的钢板中采集350×650mm的样品，将该样品利用帽状构件形状的模具模拟热冲压，用炉温为910℃的温度的炉加热4分钟后，立即利用模具实施冷却。冷却速度如表3C中所示的那样。关于冷却速度，将从炉中的取出温度与从模具中的取出温度之差除以从炉取出至模具冷却结束为止的时间而得到的值作为冷却速度。

从模具冷却结束后的样品(成形体)中，通过与实施例1相同的要领，进行显微组织观察。此外，通过与实施例1相同的要领，进行拉伸试验，求出抗拉强度。如果抗拉强度(TS)为980MPa以上，则判断钢板的淬透性充分。

将结果示于表3B中。

此外，从模具冷却结束后的样品(成形体)中，通过与实施例1相同的要领，实施VDA弯曲试验。如果VDA最大弯曲角为80°以上，则判断耐碰撞特性优异(在大变形时能够抑制开裂)。

将结果示于表3B中。

在表3A～表3B中，钢编号的第1个文字的A～N、a～m分别表示使用了表1的A～N、a～m的化学组成的钢。

[表3A]

[表3B]

如由表1、表3A～表3B获知的那样，本发明例在热冲压后抗拉强度(TS)为980MPa以上，VDA最大弯曲角为80°以上。

(实施例3)

将具有表1中记载的化学组成的板坯加热至1180～1250℃之后，按照使成品温度成为880～960℃的方式进行热轧，得到板厚为4.0mm的热轧钢板。之后以680～500℃的卷取温度进行卷取，通过空气冷却进行冷却至室温后，进行酸洗而将表面所生成的氧化皮除去。此外，对该热轧钢板以50％的累积压下率进行冷轧，制成板厚为2.0mm的冷轧钢板。

进而，对该冷轧钢板，以表4A中所示的条件进行退火及热处理，得到冷轧钢板(CR)。

之后，使用热浸镀锌设备，进行退火工序、热处理工序、镀覆工序、根据需要的合金化工序。镀覆工序及合金化工序在退火工序后且热处理工序之前、或热处理工序后的某一时机进行。

由此，得到热浸镀锌钢板(GI)或合金化热浸镀锌钢板(GA)。

将结果示于表4B、表4C中的。

此外，从所得到的钢板中采集350×650mm的样品，对该样品模拟热冲压，用炉温为910℃的温度的炉加热4分钟后，立即利用模具实施冷却。冷却速度如表4C中所示的那样。关于冷却速度，将从炉中的取出温度与从模具中的取出温度之差除以从炉取出至模具冷却结束为止的时间而得到的值作为冷却速度。

将结果示于表4C中。

在表4A～表4C中，钢编号的第1个文字的A～N、a～m分别表示使用了表1的A～N、a～m的化学组成的钢。

[表4A]

*2是指未在400～600℃下实施保持。

[表4B]

*2是指未在400～600℃下实施保持。

[表4C]

如由表1、表4A～表4C获知的那样，本发明例在热冲压后抗拉强度(TS)为980MPa以上，VDA最大弯曲角为80°以上。

Claims

1.一种热冲压用钢板，其具有下述化学组成：以质量％计，含有：

C：0.060～0.120％、

Si：0～0.70％、

Mn：1.60～3.00％、

P：0.100％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

Al：0.001～0.100％、

Ti：0.005～0.050％、

B：0.0005～0.0100％、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.100％、

W：0～0.100％、

Ni：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～2.00％、

Sn：0～0.200％、

Ca：0～0.0500％、

Mg：0～0.0500％、及

REM：0～0.0500％，

剩余部分包含Fe及杂质，

显微组织以面积率计包含70％以上的上贝氏体，

所述上贝氏体中所含的长径为0.1μm以上的铁系碳化物的个数密度为4个/μm²以上。

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％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：

Nb：0.005～0.100％、

V：0.005～0.100％、

W：0.005～0.100％、

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Cr：0.01～2.00％、

Mo：0.01～2.00％、

Sn：0.005～0.200％、

Ca：0.0003～0.0500％、

Mg：0.0003～0.0500％、及

REM：0.0003～0.0500％。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压用钢板，其抗拉强度低于980MPa。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压用钢板，其在表面具有镀层。

5.根据权利要求4所述的热冲压用钢板，其中，所述镀层为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层或Al镀层。

6.一种热冲压用钢板的制造方法，其具备下述工序：

将具有权利要求1所述的所述化学组成的钢坯或板坯直接加热至1150～1300℃、或暂且冷却后加热至1150～1300℃的加热工序；

将所述加热工序后的所述钢坯或所述板坯按照使成品温度成为850℃以上的方式进行热轧来制成热轧钢板的热轧工序；

将所述热轧工序后的所述热轧钢板在640～450℃下进行卷取的卷取工序；

将所述卷取工序后的所述热轧钢板在500～450℃的温度区域中保持1.0小时以上的保持工序；和

将所述保持工序后的所述热轧钢板冷却至室温的冷却工序。

7.根据权利要求6所述的热冲压用钢板的制造方法，其进一步具备对所述保持工序后的所述热轧钢板以30～70％的累积压下率进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序。

8.一种热冲压用钢板的制造方法，其具备下述工序：

将所述热轧工序后的所述热轧钢板在700～500℃下进行卷取的卷取工序；

将所述卷取工序后的所述热轧钢板冷却至室温的冷却工序；

将所述冷却工序后的所述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序；

对所述酸洗工序后的所述热轧钢板以30～70％的累积压下率进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；

将所述冷轧钢板加热至840～900℃的退火温度区域，在所述退火温度区域中保持10～2000秒的退火工序；和

将所述退火工序后的所述冷轧钢板冷却至400～600℃的温度区域，在所述温度区域中保持100～1000秒后，冷却至室温的热处理工序。

9.根据权利要求8所述的热冲压用钢板的制造方法，其进一步具有将所述热处理工序后的所述冷轧钢板浸渍于镀浴中而在表面形成镀层的镀覆工序。

10.根据权利要求9所述的热冲压用钢板的制造方法，其进一步具有将所述镀覆工序后的所述冷轧钢板在450～600℃的合金化温度区域中进行保持而将所述镀层合金化的合金化工序。

11.根据权利要求8所述的热冲压用钢板的制造方法，其进一步具有将所述退火工序后且所述热处理工序前的所述冷轧钢板浸渍于镀浴中而在表面形成镀层的镀覆工序。

12.根据权利要求11所述的热冲压用钢板的制造方法，其进一步具有将所述镀覆工序后且所述热处理工序前的所述冷轧钢板在450～600℃的合金化温度区域中进行保持而将所述镀层合金化的合金化工序。

13.一种热冲压构件，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计，含有：