CN117280063A

CN117280063A - 热冲压用钢板及热冲压成形品

Info

Publication number: CN117280063A
Application number: CN202280032388.6A
Authority: CN
Inventors: 芳贺纯
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-05-13
Filing date: 2022-05-13
Publication date: 2023-12-22
Also published as: EP4339307A1; KR20230159557A; JPWO2022239866A1; WO2022239866A1

Abstract

一种热冲压用钢板，其具有规定的化学组成，在以距离钢板的表面为上述钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定上述钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足([Mo]_MAX‑[Mo]_MIN)/[Mo]_AVE＜0.50，在以距离上述钢板的上述表面为上述钢板的上述板厚的1/4的深度位置为中心的在上述板厚方向上为0.3mm并且在与上述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。

Description

热冲压用钢板及热冲压成形品

技术领域

本发明涉及热冲压用钢板及热冲压成形品。

本申请基于2021年05月13日在日本申请的特愿2021-081622号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

在产业技术领域高度分工化的今天，对于在各技术领域中使用的材料，要求特殊并且高度的性能。例如关于汽车用钢板，从对地球环境的顾虑出发，为了由车体轻量化来提高燃料效率，要求高强度。在将高强度钢板适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量化，同时对车体赋予所期望的强度。

然而，在形成汽车的车体构件的工序即压制成形中，所使用的钢板的厚度越薄，则变得越容易产生开裂及折皱。因此，对于汽车用钢板，还需要优异的压制成形性。

压制成形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。此外，若将高强度钢板进行压制成形，则在将构件从模具中取出时构件的形状因回弹而发生较大变化，因此变得难以确保构件的尺寸精度。像这样，通过压制成形来制造高强度的车体构件并不容易。

迄今为止，作为制造超高强度的车体构件的方法，例如如专利文献1中公开的那样，提出了将加热后的钢板使用低温的压制模具进行压制成形的技术。该技术被称为热冲压或热压等，由于将加热至高温而软质的状态的钢板进行压制成形，因此能够以高的尺寸精度来制造复杂形状的构件。此外，由于通过与模具的接触而钢板被骤冷，因此通过淬火，能够与压制成形同时大幅提高强度。例如在专利文献1中，记载了通过将抗拉强度为500～600MPa的钢板进行热冲压，可得到抗拉强度为1400MPa以上的构件。

进而，作为制造强度高的热冲压构件的技术，在专利文献2中公开了抗拉强度为1770～1940MPa的热冲压构件和其制造方法，在专利文献3中公开了抗拉强度为1960～2130MPa的热冲压构件和其制造方法。在专利文献2及专利文献3中记载的方法中，通过将热冲压用钢板加热至铁素体与奥氏体的二相域后进行热冲压，将热冲压构件的金属组织制成平均粒径为7μm以下的铁素体与马氏体的复合组织，从而提高构成构件的钢板的延展性。然而，根据本发明人们的研究获知：就包含铁素体与马氏体的复合组织的热冲压构件而言，在碰撞时构件发生变形时，有时在变形的初期产生以铁素体作为起点的开裂，特别是若构件的抗拉强度超过2300MPa，则变得难以确保车体的碰撞安全性。

在专利文献4中，公开了制造韧性优异的抗拉强度为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，通过将热冲压用钢板加热至奥氏体的低温区域后进行热冲压，在Ms点以下的温度范围内比较缓慢地进行冷却，从而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，提高构件的韧性。专利文献4中公开的技术在能够得到即使是在低温冲击试验中也不会产生开裂的1800MPa级的热冲压构件的方面优异。然而，关于抗拉强度为2300MPa以上的构件没有任何记载。根据本发明人们的研究，获知即使是专利文献4中记载的那样的包含回火马氏体单相组织的热冲压构件，若将抗拉强度提高至2300MPa以上，也会在构件内部产生局部的硬度的变动，在碰撞时的变形初期产生开裂而耐碰撞性容易不足。

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

发明所要解决的课题

如上述那样，通过热冲压来制造抗拉强度为2300MPa以上的构件、特别是耐碰撞性优异的抗拉强度为2300MPa以上的热冲压构件(热冲压成形品)在以往技术中是困难的。

本发明的目的是解决上述的课题，提供适宜作为耐碰撞性优异、抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品的原材料的热冲压用钢板及耐碰撞性优异、抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品。

用于解决课题的手段

本发明是为了解决上述课题而进行的，主旨在于下述的热冲压用钢板。

[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C：超过0.40％且0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于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％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离钢板的表面为上述钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定上述钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(i)式，在以距离上述钢板的上述表面为上述钢板的上述板厚的1/4的深度位置为中心的在上述板厚方向上为0.3mm并且在与上述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。

([Mo]_MAX-[Mo]_MIN)/[Mo]_AVE＜0.50 (i)

其中，上述(i)式中的各符号的含义如下所述。

[Mo]_MAX：Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_MIN：Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_AVE：Mo含量的平均值(质量％)

[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种以上：Ti：0.001～0.200％、Nb：0.001～0.200％、V：0.001～0.200％及Zr：0.001～0.200％。

[3]根据[1]或[2]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种以上：Cr：0.001～2.00％、W：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％及Ni：0.001～2.00％。

[4]根据[1]～[3]中任一项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种以上：Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0100％及REM：0.0001～0.1000％。

[5]根据[1]～[4]中任一项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：Bi：0.0001～0.0500％。

[6]本发明的另一方案的热冲压成形品具有母材钢板，上述母材钢板具有下述的化学组成：以质量％计C：超过0.40％且0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于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％、剩余部分：Fe及杂质，在以距离上述母材钢板的表面为上述母材钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定上述母材钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(ii)式，上述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，在以距离上述母材钢板的上述表面为上述母材钢板的上述板厚的1/4深度位置为中心的在上述板厚方向上为0.3mm并且在与上述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，上述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上。

([Mo]_mMAX-[Mo]_mMIN)/[Mo]_mAVE＜0.50 (ii)

其中，上述(ii)式中的各符号的含义如下所述。

[Mo]_mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)

发明效果

根据本发明的上述方案，能够得到适宜作为耐碰撞性优异且抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品的原材料的热冲压用钢板及耐碰撞性优异且抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品。

附图说明

图1是表示热冲压用钢板及热冲压成形品的硬度测定位置的示意图。

图2是表示热冲压成形品的形状的例子的示意图。

图3是表示三点弯曲试验体的形状的示意图。

图4是表示三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

本发明人们对于抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品，对在由碰撞引起的变形时抑制开裂的产生的方法进行了深入研究。特别是对通过控制热冲压成形品中使用的热冲压用钢板的化学组成、组织从而抑制在热冲压成形品的由碰撞引起的变形时开裂的产生的方法进行了深入研究。其结果是，得到以下的见识。

(A)就抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品而言，容易产生局部的硬度的变动，在热冲压成形品发生变形时，应力集中于硬度低的部分，在变形初期产生开裂。

(B)作为热冲压用钢板，通过使用局部的Mo浓度的变动小的钢板，从而抑制热冲压成形品发生变形时的开裂的产生。

虽然其理由并不清楚，但推定起因于：(a)Mo的浓度低的部分在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程中奥氏体粗大化，在热冲压成形品中，硬度容易变低；(b)另一方面，Mo的浓度高的部分在将钢板加热的过程中奥氏体微细化，在热冲压成形品中，硬度容易变高。

(C)在热冲压用钢板中，通过减小局部的硬度的变动，可抑制热冲压成形品发生变形时的开裂的产生。

虽然其理由并不清楚，但推定起因于：(a)在热冲压用钢板中，若局部存在软质的铁素体则硬度的变动增加；(b)铁素体分率高的部分在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程中奥氏体粗大化，在热冲压成形品中，硬度容易变低；(c)另一方面，铁素体分率低的部分在将钢板加热的过程中奥氏体微细化，在热冲压成形品中，硬度容易变高。

(D)作为热冲压用钢板，通过使用在经过了冷轧的工序后不实施退火而制造的钢板(也称为冷轧状态钢板或高硬度冷轧板材)，可抑制成形品发生变形时的开裂的产生。

虽然其理由并不清楚，但推定起因于：(a)在冷轧状态钢板中，由于蓄积有冷轧时的加工应变，因此在进行热冲压的工序中，在将钢板加热的过程中奥氏体微细化，热冲压成形品的硬度上升；(b)该效果在Mo的浓度低的部分及铁素体分率高的部分中强，通过使用冷轧状态钢板，在热冲压成形品中局部的硬度的变动变小。

(E)在制造热冲压用钢板的工序中，通过对热轧后的钢板进行加热至超过Ac₃点并长时间保持的退火(也称为第一次的热轧板退火)，热冲压用钢板的局部的Mo浓度的变动变小。

(F)在制造热冲压用钢板的工序中，通过紧接着上述第一次的热轧板退火进行加热至超过Ac₃点并短时间保持的退火(也称为第二次的热轧板退火)，热冲压用钢板的局部的硬度的变动变小。

虽然其理由并不清楚，但推定起因于：(a)在第一次的热轧板退火中，在退火中奥氏体容易粗大化，在退火后局部存在粗大的铁素体；(b)在第二次的热轧板退火中，在退火中奥氏体不易粗大化，在退火后铁素体均匀微细分散。

由以上的(A)～(F)的见识，本发明人们发现：通过使用局部的Mo浓度的变动小、进而局部的硬度的变动小的热冲压用钢板进行热冲压，能够制造局部的硬度的变动小、抗拉强度为2300MPa以上的耐碰撞性优异的热冲压成形品。

以下，对本发明的实施方式的热冲压用钢板(本实施方式的热冲压用钢板)的各要件进行详细说明。

<热冲压用钢板的化学组成>

本实施方式的热冲压用钢板具有以下所示的化学组成。各元素的限定理由如下所述。在以下的说明中关于含量的“％”是指“质量％”。此外，夹着“～”而表示的数值范围其两端的数值包含于范围内。另一方面，关于以“低于”、“超过”表示的数值，该值不包含于范围内。

C：超过0.40％且0.70％以下

C是具有使热冲压后的钢板(热冲压成形品所具备的钢板)的抗拉强度上升的效果的元素。C含量为0.40％以下时，热冲压后的钢板的抗拉强度变得低于2300MPa，热冲压成形品的强度不足。因此，将C含量设定为超过0.40％。优选的C含量为超过0.42％、超过0.43％、超过0.44％、或超过0.45％。

另一方面，若C含量超过0.70％，则热冲压成形品的强度变得过高，变得无法确保耐碰撞性。因此，C含量设定为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：低于2.00％

Si是在钢中作为杂质而含有、使钢脆化的元素。若Si含量为2.00％以上，则其不良影响变得特别大。因此，Si含量设定为低于2.00％。优选的Si含量为低于1.50％、低于1.00％、低于0.75％、或低于0.50％。

Si含量的下限没有特别限定，但过度降低Si含量会导致炼钢成本的上升。因此，优选将Si含量设定为0.001％以上。此外，Si由于具有提高钢的淬透性的作用，因此也可以积极地含有。从淬透性提高的观点出发，Si含量优选为0.10％以上、0.20％以上、或0.30％以上。

Mn：0.01％以上且低于0.50％

Mn是使热冲压成形品的耐碰撞性劣化的元素。特别是若Mn含量为0.50％以上，则耐碰撞性显著劣化，即使适用后述的热冲压用钢板的制造方法，也变得无法确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，Mn含量设定为低于0.50％。Mn含量优选为低于0.45％、低于0.40％、低于0.35％、或低于0.30％。

另一方面，Mn是具有与作为杂质的S结合而形成MnS、抑制由S产生的弊端的作用的元素。为了得到该效果，Mn含量设定为0.01％以上。Mn含量优选为0.05％以上、或0.10％以上。此外，Mn是提高钢的淬透性的元素。从淬透性提高的观点出发，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是在钢中作为杂质而含有、使钢脆化的元素。若P含量超过0.200％，则其不良影响变得特别大，进而焊接性也显著劣化。因此，P含量设定为0.200％以下。优选的P含量为低于0.100％、低于0.050％、或低于0.020％。

P含量的下限没有特别限定，但过度降低P含量会导致炼钢成本的上升。因此，也可以将P含量设定为0.001％以上。

S：0.0200％以下

S是在钢中作为杂质而含有、使钢脆化的元素。若S含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，S含量设定为0.0200％以下。优选的S含量为低于0.0050％、低于0.0020％、或低于0.0010％。

S含量的下限没有特别限定，但过度降低S含量会导致炼钢成本的上升。因此，也可以将S含量设定为0.0001％以上。

sol.Al：0.001～1.000％

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

另一方面，若sol.Al含量过高，则相变点上升，在热冲压用钢板的制造工序中变得难以将钢板加热至超过Ac₃点的温度。因此，sol.Al含量设定为1.000％以下。sol.Al含量优选为低于0.500％、低于0.100％、低于0.060％、或低于0.040％。

N：0.0200％以下

N是在钢中作为杂质而含有、在钢的连续铸造中形成氮化物的元素。该氮化物会使热冲压后的钢板的延展性劣化，因此N含量优选较低。若N含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量优选为低于0.0100％、低于0.0080％、或低于0.0050％。

N含量的下限没有特别限定，但过度降低N含量会导致炼钢成本的上升。因此，也可以将N含量设定为0.0010％以上。

Mo：0.01％以上且低于0.50％

Mo是提高钢的淬透性的元素，为了在进行热冲压的工序中形成以马氏体作为主体的金属组织而确保热冲压成形品的强度是有效的元素。为了得到该效果，将Mo含量设定为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，若Mo含量为0.50％以上，则即使适用后述的热冲压用钢板的制造方法，在热冲压用钢板中，也无法抑制局部的Mo浓度的变动，变得无法充分确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，Mo含量设定为低于0.50％。Mo含量优选为低于0.40％、低于0.35％、或低于0.30％。

B：0.0002～0.0200％

B是提高钢的淬透性的元素，为了在进行热冲压的工序中形成以马氏体作为主体的金属组织而确保热冲压成形品的强度是有效的元素。为了得到该效果，将B含量设定为0.0002％以上。优选的B含量为0.0006％以上、0.0010％以上、或0.0015％以上。

另一方面，在B含量超过0.0200％的情况下，会形成碳硼化物，损害由含有B带来的淬透性提高效果。因此，B含量设定为0.0200％以下。优选的B含量为低于0.0050％、低于0.0040％、或低于0.0030％。

本实施方式的热冲压用钢板也可以具有包含上述的化学成分、且剩余部分为Fe及杂质的化学组成，但为了提高特性等，本实施方式的热冲压用钢板也可以进一步在以下所示的范围内含有选自Ti、Nb、V、Zr、Cr、W、Cu、Ni、Ca、Mg、REM、Bi中的1种以上。这些元素(任选元素)由于不一定必需含有，因此下限为0％。

这里，所谓“杂质”是指在工业上制造钢板时从矿石、废铁等原料或通过制造工序的各种要因而混入的成分，且在对本实施方式的热冲压用钢板不造成不良影响的范围内被容许的成分。

Ti：0～0.200％

Nb：0～0.200％

V：0～0.200％

Zr：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形品的耐碰撞性的作用的元素。为了得到该效果，也可以根据需要含有选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上。

在想得到上述的效果的情况下，优选分别含有0.001％以上的选自Ti、Nb、V及Zr中的1种以上，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，Ti、Nb、V及Zr的含量分别设定为0.200％以下。

此外，在Ti、Nb、V及Zr的含量多的情况下，这些元素的碳化物大量地析出而损害热冲压后的钢板的延展性。从确保延展性的观点出发，优选的Ti含量为低于0.050％、或低于0.030％，优选的Nb含量为低于0.050％、低于0.030％、或低于0.020％，优选的V含量为低于0.100％、或低于0.050％，优选的Zr含量为低于0.100％、或低于0.050％。

Cr：0～2.00％

W：0～2.00％

Cu：0～2.00％

Ni：0～2.00％

Cr、W、Cu及Ni是具有提高钢的淬透性的作用的元素。因此，也可以根据需要含有选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上。

在想得到上述的效果的情况下，优选分别含有0.001％以上的选自Cr、W、Cu及Ni中的1种以上。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，若Cr、W、Cu及Ni的含量分别超过2.00％，则热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，在含有的情况下，Cr、W、Cu及Ni的含量分别设定为2.00％以下。优选的Cr含量为低于0.50％、低于0.40％、或低于0.30％，优选的W含量为低于0.50％、低于0.40％、或低于0.30％，优选的Cu含量为低于1.00％、或低于0.50％，优选的Ni含量为低于1.00％、或低于0.50％。

Ca：0～0.0100％

Mg：0～0.0100％

REM：0～0.1000％

Ca、Mg及REM是具有通过调整夹杂物的形状而提高热冲压后的钢板的延展性的作用的元素。因此，也可以根据需要含有。在想得到上述的效果的情况下，优选分别含有0.0001％以上的选自Ca、Mg及REM中的1种以上。

另一方面，在Ca或Mg的含量超过0.0100％的情况下，或在REM的含量超过0.1000％的情况下，不仅上述效果饱和，而且产生过量的成本。因此，在含有的情况下，Ca及Mg的含量分别设定为0.0100％以下，REM含量设定为0.1000％以下。

在本实施方式中，REM是指Sc、Y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式添加。

Bi：0～0.0500％

Bi是具有通过将凝固组织微细化而提高热冲压成形品的耐碰撞性的作用的元素。因此，也可以根据需要含有。在想得到上述的效果的情况下，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，上述效果饱和而产生过量的成本。因此，在含有的情况下，Bi含量设定为0.0500％以下。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用钢板的化学组成也可以含有必须元素、且剩余部分为Fe及杂质，也可以含有必须元素、进一步含有任选元素中的1种以上、剩余部分为Fe及杂质。

<热冲压用钢板的Mo浓度分布>

对本实施方式的热冲压用钢板的局部的元素浓度分布进行说明。本实施方式的热冲压用钢板在以距离钢板的表面为钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过线分析来测定钢板的Mo含量时，测定结果中的Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(i)式。

([Mo]_MAX-[Mo]_MIN)/[Mo]_AVE＜0.50 (i)

其中，上述(i)式中的各符号的含义如下所述。

[Mo]_MAX：Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_MIN：Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_AVE：Mo含量的平均值(质量％)

通过使上述范围内的热冲压用钢板的Mo含量满足上述(i)式，能够提高热冲压成形品的耐碰撞性。上述(i)式的左边值优选为低于0.40、或低于0.30。

上述(i)式的左边值的下限没有限定，但为了大大降低上述(i)式的左边值，在后述的热冲压用钢板的制造方法中，需要过度提高第一次的热轧板退火的均热温度、或者过度延长均热时间。在该情况下，不仅会损害热冲压用钢板的生产率，而且热冲压用钢板的局部的硬度的变动增加。因此，上述(i)式的左边值也可以为0.05以上、0.10以上、或0.15以上。

在本实施方式中，局部的Mo含量(浓度)的分布如以下那样求出。

首先，从热冲压用钢板采集试验片，将与钢板的轧制方向平行的纵向截面用耐水研磨纸进行研磨。进而，使用金刚石悬浮液进行抛光研磨后，以距离钢板的表面在钢板的板厚方向上为钢板的板厚的1/4的深度位置(1/4深度位置)作为中心，在板厚方向上为0.05mm的范围内使用场发射型电子探针显微分析仪(FE-EPMA)进行线分析。EPMA测定在板厚方向上以0.2μm的间隔进行，由5点移动平均值求出各测定位置的Mo含量。具体而言，将连续的5点的Mo浓度的测定值的平均值设定为第三点的测定位置处的Mo含量，求出上述范围内的各测定位置的Mo含量。由像这样得到的上述范围内的Mo含量的最大值、最小值及平均值(全测定位置的Mo含量的平均值)，求出上述(i)式的左边值。其中，该线分析在钢板的任意的10处进行，将在10处得到的左边值的平均值设定为该钢板中的上述(i)式的左边值。

<热冲压用钢板的硬度分布>

本实施方式的热冲压用钢板的0.18mm²的区域(以钢板的1/4深度位置为中心、在板厚方向上为0.3mm、并且在与板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域)内的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下(以单位Hv计为20以下)。

若上述区域内的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，则在热冲压成形品发生变形时，在变形的初期产生开裂，耐碰撞性显著劣化。因此，将上述区域内的硬度的标准偏差设定为20(Hv)以下。硬度的标准偏差优选设定为15(Hv)以下、或10(Hv)以下。

此外，本实施方式的热冲压用钢板为冷轧状态的钢板，硬度的平均值成为蓄积于钢板中的应变能的指标。为了提高应变能、提高热冲压成形品的耐碰撞性，优选将硬度的平均值设定为280(Hv)以上、295(Hv)以上、或310(Hv)以上。

上述区域内的硬度的标准偏差较小为宜，但大大降低硬度的标准偏差会导致热冲压用钢板的生产率的降低。因此，硬度的标准偏差也可以为超过5(Hv)、或超过10(Hv)。上述区域内的硬度的平均值较大为宜，但使硬度的平均值大大上升不仅会导致热冲压用钢板的生产率的降低，而且热冲压用钢板的切断性劣化。因此，硬度的平均值也可以为400(Hv)以下、或370(Hv)以下。

在本实施方式中，热冲压用钢板的硬度如以下那样求出。

首先，从热冲压用钢板采集试验片，将与钢板的轧制方向平行的纵向截面用耐水研磨纸进行研磨，进一步使用金刚石悬浮液进行抛光研磨后，在钢板的1/4深度位置处测定维氏硬度。

具体而言，如图1中所示的那样，在以钢板的1/4深度位置为中心在板厚方向上为0.3mm、并且在与板厚方向正交的方向上为0.6mm的范围内，以规定的间隔测定45点维氏硬度，由所得到的测定值求出算术平均值及标准偏差。硬度的测定使用显微维氏硬度试验机，测定条件设定为负荷载荷0.49N、载荷保持时间10秒。若负荷载荷高则压痕的尺寸变大，无法评价与热冲压成形品的耐碰撞性密切相关的局部的硬度的分布。因此，将负荷载荷规定为0.49N。

<热冲压用钢板的强度>

对于本实施方式的热冲压用钢板，为了提高应变能、提高热冲压成形品的耐碰撞性，抗拉强度优选为900MPa以上。更优选的抗拉强度为950MPa以上、或1000MPa以上。

<热冲压用钢板的金属组织>

本实施方式的热冲压用钢板由于在冷轧工序之后不实施退火而制造，因此具有沿轧制方向伸展的金属组织。通过制成这样的金属组织，热冲压用钢板的应变能提高，热冲压成形品的耐碰撞性提高。就在冷轧后实施了退火的钢板而言，所蓄积的应变能不充分，热冲压成形品的耐碰撞性降低。

若在金属组织中包含马氏体(包含回火马氏体)，则钢板显著硬质化，变得难以将钢板切断，因此热冲压用钢板的金属组织优选以沿轧制方向伸展的铁素体、珠光体和/或贝氏体为主体。沿轧制方向伸展的铁素体与沿轧制方向伸展的珠光体与沿轧制方向伸展的贝氏体的合计的体积率优选为超过80.0％、超过90.0％、或超过95.0％。

在金属组织中，沿轧制方向伸展的铁素体、珠光体、贝氏体以外的剩余部分也可以为马氏体和/或残余奥氏体，也可以进一步包含渗碳体等析出物。剩余部分的体积率优选为20.0％以下。马氏体的体积率优选为低于10.0％、或低于5.0％。

热冲压用钢板的金属组织中的各组织的体积率如以下那样求出。

首先，从热冲压用钢板采集试验片，将与钢板的轧制方向平行的纵向截面用耐水研磨纸进行研磨，进一步使用金刚石悬浮液进行抛光研磨后，在距离钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处进行组织观察。

具体而言，将研磨面进行硝酸乙醇腐蚀或电解研磨后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行基于亮度差或存在于相内的铁碳化物的形态的差异的图像解析，得到铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体各自的面积率。之后，对同样的观察位置进行Lepera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行图像解析，算出残余奥氏体与马氏体的合计面积率。

此外，对于同样的观察位置，将与钢板的轧制方向平行的纵向截面进行电解研磨后，使用具备电子射线背散射图案解析装置(EBSP)的SEM，基于晶体结构的差异来测定残余奥氏体的面积率。

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、残余奥氏体各自的面积率。然后，面积率设定为与体积率相等，将所测定的面积率设定为各组织的体积率。

在组织观察中，回火马氏体在内部存在铁碳化物这点可以与马氏体进行区别，此外，在存在于内部的铁碳化物沿多个方向伸长这点，可以与贝氏体进行区别。

<热冲压用钢板的制造方法>

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。

本实施方式的热冲压用钢板可以通过包含以下的工序的制造方法来制造。

(I)对具有上述的化学组成的板坯实施热轧后，卷取而制成热轧钢板的热轧工序；

(II)对上述热轧钢板实施第一次的热轧板退火而制成热轧退火钢板的第一次的热轧板退火工序；

(III)对上述热轧退火钢板实施第二次的热轧板退火的第二次的热轧板退火工序；

(IV)对实施了上述第二次的热轧板退火的热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序。

供于本实施方式的热冲压用钢板的制造方法的板坯的制造方法没有特别限定。在所例示的板坯的优选的制造方法中，具有上述的成分组成(化学组成)的钢通过公知的手段而熔炼后，通过连续铸造法被制成钢锭、或通过任意的铸造法制成钢锭后通过进行开坯的方法等被制成钢坯。在连续铸造工序中，为了抑制起因于夹杂物的表面缺陷的产生，优选在铸型内使钢液中产生电磁搅拌等外部附加的流动。钢锭或钢坯可以暂时被冷却后进行再加热而供于热轧，也可以将处于连续铸造后的高温状态的钢锭或处于开坯后的高温状态的钢坯直接、或保温、或进行辅助的加热而供于热轧。本实施方式中，将这样的钢锭及钢坯作为热轧的原材料而总称为“板坯”。

[热轧工序]

为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的温度(板坯加热温度)优选设定为低于1250℃，更优选设定为1200℃以下。另一方面，若板坯加热温度低则轧制变得困难，因此板坯加热温度也可以设定为1050℃以上。

对加热后的板坯进行热轧而得到热轧钢板。为了通过在轧制完成后使奥氏体发生相变而将热轧钢板的金属组织微细化，热轧优选在Ar₃点以上的温度区域中完成。

在热轧包含粗轧和精轧的情况下，为了在上述温度下完成精轧，也可以在粗轧与精轧之间将粗轧材进行加热。此时，优选的是：通过按照粗轧材的后端与前端相比变成高温的方式进行加热，将精轧的开始时的粗轧材的全长的温度的变动抑制到140℃以下。由此，卷取工序后卷材内的制品特性的均匀性提高。

粗轧材的加热方法只要使用公知的手段来进行即可。例如，也可以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长度方向的温度分布等来控制加热升温量。

在将热轧后的热轧钢板卷取的情况下，为了抑制局部的Mo浓度的变动，优选将卷取温度设定为660℃以下。更优选的卷取温度为640℃以下、或620℃以下。

另一方面，若卷取温度变得过低，则有时钢板显著硬质化，在钢板的制造工序中在钢板中产生开裂。因此，卷取温度优选设定为超过500℃、或超过550℃。

[第一次的热轧板退火工序]

经热轧且卷取的钢板实施第一次的热轧板退火而成为热轧退火钢板。在本实施方式中，将对热轧钢板实施的退火称为热轧板退火，将热轧板退火后的钢板称为热轧退火钢板。在第一次的热轧板退火之前，也可以进行利用表皮光轧等的平坦矫正、或利用酸洗等的脱氧化皮。

在第一次的热轧板退火工序中，将均热温度设定为Ac₃点(℃)以上，将均热时间(均热温度下的保持时间)设定为超过1小时。此外，将从均热温度至500℃为止的平均冷却速度设定为超过1℃/秒。这是为了抑制局部的Mo浓度的变动、提高热冲压成形品的耐碰撞性。更优选的均热温度为(Ac₃点+50℃)以上，更优选的均热时间为2小时以上或6小时以上，更优选的至500℃为止的平均冷却速度为2℃/秒以上。在均热温度过高的情况或均热时间过长的情况下，奥氏体过度粗大化，热冲压用钢板的局部的硬度的变动变大，因此均热温度优选设定为(Ac₃点+200℃)以下或(Ac₃点+100℃)以下，均热时间优选设定为12小时以下或10小时以下。

Ac₃点是在将钢板加热时在金属组织中铁素体消失的温度，在本实施方式中，由将钢板以8℃/秒加热时的热膨胀变化求出。

[第二次的热轧板退火工序]

对于进行了第一次的热轧板退火的钢板(热轧退火钢板)，实施第二次的热轧板退火。对热轧退火钢板实施的退火也称为热轧板退火。在第二次的热轧板退火之前，也可以进行利用表皮光轧等的平坦矫正、或利用酸洗等的脱氧化皮。

在第二次的热轧板退火工序中，将均热温度设定为Ac₃点以上且(Ac₃点+50℃)以下，将均热时间设定为1秒以上且低于10分钟。此外，将从500℃至均热温度为止的平均加热速度设定为超过1℃/秒，将从均热温度至500℃为止的平均冷却速度设定为超过1℃/秒。这是为了在热冲压用钢板中抑制局部的硬度的变动、提高热冲压成形品的耐碰撞性。更优选的均热温度为Ac₃点以上且(Ac₃点+25℃)以下，更优选的均热时间为10秒以上且低于5分钟，更优选的从500℃至均热温度为止的平均加热速度为2℃/秒以上。若从均热温度至500℃为止的平均冷却速度过快，则钢板显著硬质化，变得难以将钢板切断，因此优选将冷却速度设定为15℃/秒以下。

[冷轧工序]

实施了第二次的热轧板退火的钢板(热轧退火钢板)按照常规方法被冷轧而制成冷轧钢板。在冷轧工序中，将冷压率(冷轧中的累积压下率)设定为10％以上。若冷压率低于10％，则蓄积于钢板中的应变能不足，并且钢板中的局部的硬度的变动增加，热冲压成形品的耐碰撞性降低。优选的冷压率为20％以上、30％以上、或40％以上。冷压率的上限没有必要特别限定，但使冷压率过度上升会提高对轧制设备的负荷而导致生产率的降低，因此冷压率优选设定为低于70％、低于60％、或低于50％。

为了将热冲压成形品轻量化，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。在冷轧之前，也可以按照公知的方法进行利用表皮光轧等的平坦矫正或利用酸洗等的脱氧化皮。

优选对冷轧钢板不实施退火。若对冷轧钢板实施退火，则在冷轧时蓄积的应变能被释放。此外，有时钢板的局部的硬度的变动增加。在将这样的钢板作为热冲压用钢板使用的情况下，热冲压成形品的耐碰撞性劣化。对于像这样得到的冷轧钢板，也可以按照常规方法实施脱脂或涂油等处置。

通过将上述的本实施方式的热冲压用钢板进行热冲压，能够得到热冲压成形品。对使用本实施方式的热冲压用钢板而制造的热冲压成形品(以下，本实施方式的热冲压成形品)进行说明。

本实施方式的热冲压成形品具有母材钢板(热冲压用钢板被热冲压而成的构成热冲压成形品的钢板)。也可以仅包含母材钢板。

<热冲压成形品的母材钢板的化学组成>

由于通过热冲压而化学组成实质上没有变化，因此热冲压成形品的母材钢板的化学组成(在热冲压成形品仅包含母材钢板的情况下，也称为热冲压成形品的化学组成)与上述的热冲压用钢板相同。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分具有上述的化学组成即可。

<热冲压成形品的母材钢板的Mo浓度分布>

本实施方式的热冲压成形品在以距离母材钢板(热冲压成形品所具备的钢板)的表面为上述母材钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内，通过线分析来测定Mo含量时，测定结果中的Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(ii)式。

([Mo]_mMAX-[Mo]_mMIN)/[Mo]_mAVE＜0.50 (ii)

其中，上述(ii)式中的各符号的含义如下所述。

[Mo]_mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)

在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要在母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分满足上述(ii)式即可。

热冲压成形品中的局部的Mo浓度的变动越小，则在热冲压成形品发生变形时，越可缓和向软质的部分的应力集中，抑制开裂的产生。因此，上述(ii)式的左边值优选为低于0.50。上述(ii)式的左边值进一步优选为低于0.40、或低于0.30。

上述(ii)式的左边值的下限没有限定，但大大降低上述(ii)式的左边值会导致热冲压用钢板的生产率的降低。因此，上述(ii)式的左边值也可以为0.05以上、0.10以上、或0.15以上。

热冲压成形品中的局部的Mo浓度的分布可以通过从热冲压成形品采集试验片，将钢板的纵向截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法进行浓度分析来求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分采集试验片而进行浓度分析。

<热冲压成形品的母材钢板的金属组织>

使用本实施方式的热冲压用钢板而制造的热冲压成形品优选母材钢板具有以下的金属组织。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，优选母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分具有以下的金属组织。

马氏体：超过90.0％

马氏体是为了提高热冲压后的钢板的抗拉强度而重要的组织。若马氏体的体积率为90.0％以下，则热冲压成形品的抗拉强度变得低于2300MPa，强度不足。因此，优选将马氏体的体积率设定为超过90.0％。进一步优选的马氏体的体积率为超过91.0％、超过93.0％、或超过95.0％。

马氏体的体积率的上限没有必要特别规定，但为了使马氏体的体积率大大上升，在进行热冲压的工序中，需要过度提高钢板的加热温度、或过度提高冷却速度，热冲压成形品的生产率大大受损。因此，马氏体的体积率优选设定为99.0％以下、或98.0％以下。

上述马氏体中，除了包含未被回火的初生马氏体以外，还包含受到回火而在内部存在铁碳化物的回火马氏体。

金属组织的剩余部分也可以包含铁素体、珠光体、贝氏体或残余奥氏体，也可以进一步包含渗碳体等析出物。由于没有必要含有铁素体、珠光体、贝氏体、残余奥氏体及析出物，因此铁素体、珠光体、贝氏体、残余奥氏体及析出物的体积率的下限都为0％。

铁素体、珠光体及贝氏体由于具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用，因此在得到该效果的情况下，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定为0.5％以上、或1.0％以上，珠光体及贝氏体的体积率优选分别设定为1.0％以上，更优选分别设定为2.0％以上。

另一方面，若过度含有铁素体、珠光体及贝氏体，则热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，铁素体的体积率优选设定为低于3.0％、或低于2.0％，珠光体及贝氏体的体积率优选分别设定为低于10.0％，更优选分别设定为低于5.0％。

残余奥氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用。在得到该效果的情况下，优选将残余奥氏体的体积率设定为0.5％以上、1.0％以上或、2.0％以上。

另一方面，为了使残余奥氏体的体积率过度上升，在热冲压后需要在高温下实施等温淬火处理，热冲压成形品的生产率大幅降低。此外，若过量含有残余奥氏体，则有时热冲压成形品的耐碰撞性劣化。因此，优选将残余奥氏体的体积率设定为低于9.0％、低于7.0％、低于5.0％、或低于4.0％。

热冲压成形品的金属组织中的各组织的体积率可以通过从热冲压成形品采集试验片，将钢板的纵向截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法进行组织观察来求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分采集试验片而进行组织观察。

<热冲压成形品的母材钢板的强度>

本实施方式的热冲压成形品的全部或一部分优选以抗拉强度计为2300MPa以上。因此，热冲压成形品的母材钢板的全部或一部分的抗拉强度为2300MPa以上。若至少一部分的抗拉强度不为2300MPa以上，则变得无法确保热冲压成形品的耐碰撞性。因此，将热冲压成形品的全部或一部分的抗拉强度设定为2300MPa以上。优选在热冲压成形品的全部或一部分中抗拉强度为2400MPa以上、或2500MPa以上。另一方面，过度提高热冲压成形品的强度会导致耐碰撞性的降低，因此优选将热冲压成形品的母材钢板的抗拉强度设定为低于3000MPa、或低于2800MPa。

本实施方式的热冲压成形品也可以全部(成形品的整体)以抗拉强度计为2300MPa以上，但也可以在热冲压成形品内混合存在抗拉强度为2300MPa以上的部分和低于2300MPa的部分。通过设置强度不同的部位，能够控制碰撞时的热冲压成形品的变形状态。具有强度不同的部位的热冲压成形品可以通过将化学组成不同的两种以上的钢板接合后进行热冲压的方法、或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部分地发生变化的方法、或对热冲压成形品部分地实施再加热处理的方法等来制造。

<热冲压成形品的母材钢板的硬度分布>

本实施方式的热冲压成形品在0.18mm²的区域(以母材钢板的1/4深度位置为中心在板厚方向上为0.3mm、并且在与板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域)内的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。

若上述区域内的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，则在热冲压成形品发生变形时，在变形的初期产生开裂，耐碰撞性显著劣化。因此，将上述区域内的硬度的标准偏差设定为20(Hv)以下。硬度的标准偏差进一步优选设定为15(Hv)以下、或10(Hv)以下。

在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要在母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分具有上述的硬度分布即可。

上述区域内的硬度的标准偏差较小为宜，但大大降低硬度的标准偏差会导致热冲压成形品的生产率的降低。因此，硬度的标准偏差也可以为超过5(Hv)、或超过10(Hv)。

热冲压成形品中的母材钢板的硬度分布可以通过从热冲压成形品采集试验片，将钢板的纵向截面进行抛光研磨后，在母材钢板的1/4深度位置处通过与热冲压用钢板的情况相同的方法测定硬度而求出。在热冲压成形品具备具有2300MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于2300MPa的抗拉强度的部分的情况下，从母材钢板的至少抗拉强度成为2300MPa以上的部分采集试验片而进行硬度的测定。

<热冲压成形品的制造方法>

对本实施方式的热冲压成形品的优选的制造方法进行说明。

本实施方式的热冲压成形品通过包含将上述的本实施方式的热冲压用钢板进行加热的加热工序、和对加热后的热冲压用钢板进行热冲压而得到热冲压成形品的热冲压工序的制造方法来制造。在热冲压工序中，进行利用模具的成形及冷却。

在加热工序中，在热冲压工序之前，将本实施方式的热冲压用钢板进行加热。在将热冲压用钢板加热的加热工序中，优选将加热温度设定为超过Ac₃点的温度。若加热温度为Ac₃点以下，则在热冲压成形品的金属组织中马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，并且耐碰撞性劣化。

加热温度的上限没有特别限定，但若加热温度过高则在热冲压成形品中过量生成氧化皮，因模具内的氧化皮的堆积而成形品的生产率降低。因此，加热温度优选为1200℃以下、或1150℃以下。

钢板的加热速度没有必要特别限定，但加热速度越高，则越能够有效利用热冲压用钢板中蓄积的应变能，热冲压成形品的耐碰撞性提高。因此，优选将至700℃为止的平均加热速度设定为超过10℃/秒、超过20℃/秒、超过30℃/秒、或超过50℃/秒。另一方面，若加热速度过高，则在热冲压成形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，优选将平均加热速度设定为低于150℃/秒、低于120℃/秒、或低于90℃/秒。

在对加热后的热冲压用钢板进行热冲压的工序中，优选将加热后的钢板从加热炉中取出在大气中放冷后，在700℃以上的温度下开始热冲压。若热冲压开始温度低于700℃，则在热冲压成形品的金属组织中马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，并且耐碰撞性劣化。

通过热冲压而进行成形后，一边在模具内保持成形品一边进行冷却和/或从模具中取出成形品并通过任意的方法进行冷却。若冷却速度低，则在热冲压成形品的金属组织中马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，因此优选将从热冲压开始温度至400℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以上、60℃/秒以上、或90℃/秒以上。此外，若冷却停止温度高，则同样地在热冲压成形品的金属组织中马氏体的体积率不足，成形品的强度降低，因此优选将利用上述冷却的冷却停止温度设定为低于90℃、或低于50℃。

也可以对热冲压成形品实施再加热处理。通过再加热处理，热冲压成形品的局部的硬度的变动变小，热冲压成形品的耐碰撞性提高。为了充分得到该效果，优选将再加热温度设定为90℃以上。另一方面，若再加热温度过高，则钢板软质化而成形品的强度不足，因此优选将再加热温度设定为低于200℃、或低于150℃。

若加热温度下的保持时间短，则无法充分得到上述效果，另一方面，若保持时间长，则成形品的强度不足。因此，保持时间的下限优选设定为5分钟以上、或10分钟以上，保持时间的上限优选设定为低于30分钟、或低于20分钟。

上述的本实施方式的热冲压用钢板也可以如以下那样表示。

(附记1)一种热冲压用钢板，

其具有下述化学组成：以质量％计

C：超过0.40％且0.70％以下、

Si：低于2.00％、

Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于0.50％、

B：0.0002～0.0200％、

剩余部分：Fe及杂质，

在以距离钢板的表面为上述钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定上述钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(i)式，

在以距离上述钢板的上述表面为上述钢板的上述板厚的1/4的深度位置为中心的在上述板厚方向上为0.3mm并且在与上述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下。

([Mo]_MAX-[Mo]_MIN)/[Mo]_AVE＜0.50 (i)

其中，上述(i)式中的各符号的含义如下所述。

[Mo]_MAX：Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_MIN：Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_AVE：Mo含量的平均值(质量％)

(附记2)一种热冲压用钢板，

其具有下述化学组成：以质量％计含有

C：超过0.40％且0.70％以下、

Si：低于2.00％、

Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于0.50％及

B：0.0002～0.0200％，

进而含有选自由下述A组、B组、C组及D组构成的组中的1种或2种以上，

剩余部分：Fe及杂质，

[A组]选自Ti：0.001～0.200％、Nb：0.001～0.200％、V：0.001～0.200％及Zr：0.001～0.200％中的1种或2种以上

[B组]选自Cr：0.001～2.00％、W：0.001～2.00％、Cu：0.001～2.00％及Ni：0.001～2.00％中的1种或2种以上

[C组]选自Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0100％及REM：0.0001～0.1000％中的1种或2种以上

[D组]Bi：0.0001～0.0500％

(附记3)

根据(附记2)所述的热冲压用钢板，其具有以质量％计含有上述A组的化学组成。

(附记4)

根据(附记2)所述的热冲压用钢板，其具有以质量％计含有上述B组的化学组成。

(附记5)

根据(附记2)所述的热冲压用钢板，其具有以质量％计含有上述C组的化学组成。

(附记6)

根据(附记2)所述的热冲压用钢板，其具有以质量％计含有上述D组的化学组成。

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

使用真空熔化炉将钢液进行铸造，制造具有表1中所示的化学组成的钢A～U。表1中的Ac₃点由将钢A～U的冷轧钢板以8℃/秒加热时的热膨胀变化来求出。将钢A～U加热至1200℃并保持60分钟后，以表2中所示的热轧条件进行热轧。

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具体而言，在Ar₃点以上的温度区域中，对钢A～U实施10道次的轧制，制成厚度为2.2～3.2mm的热轧钢板。热轧后，通过水喷雾将热轧钢板冷却至640～660℃为止，将冷却结束温度设定为卷取温度，将热轧钢板装入到保持于该卷取温度的电加热炉中并保持60分钟，之后，将热轧钢板以20℃/小时的平均冷却速度进行炉冷却至室温，模拟卷取后的缓慢冷却。

将热轧钢板酸洗后，以表2中所示的条件实施第一次的热轧板退火。具体而言，使用电加热炉以100℃/小时的加热速度从室温加热至均热温度进行0.1～6小时均热。接着，将钢板从加热炉中取出并放冷至室温。从均热温度至500℃为止的平均冷却速度为9～10℃/秒。对于一部分热轧钢板，省略第一次的热轧板退火。

将热轧退火钢板或热轧钢板进行酸洗后，以表2中所示的条件实施第二次的热轧板退火。具体而言，使用电加热炉将从500℃至均热温度为止的平均加热速度设定为2～5℃/秒而加热至均热温度并进行30秒钟～1小时均热。接着将钢板从加热炉取出并放冷至室温。从均热温度至500℃为止的平均冷却速度为7～10℃/秒。对于一部分热轧退火钢板，省略第二次的热轧板退火。

将热轧退火钢板进行酸洗后，以表2中所示的条件实施冷轧，制成厚度为1.4mm的冷轧钢板。

对于一部分热轧退火钢板，不实施冷轧，通过机械磨削而制成厚度为1.4mm的磨削板。

此外，将冷轧钢板的一部分使用连续退火模拟器以10℃/秒的加热速度从室温加热至780℃进行120秒钟均热。接着以15℃/秒的平均冷却速度冷却至室温而制成退火钢板。

由像这样得到的冷轧钢板、磨削板及退火钢板(将这些钢板总称为热冲压用钢板)采集EPMA测定用试验片，将该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵向截面进行研磨后，在距离钢板表面在钢板的板厚方向上为钢板的板厚的1/4的深度位置(1/4深度位置)处，通过上述的方法进行Mo的浓度分布(最大值、最小值及平均值)的测定，求出上述(i)式的左边值。具体而言，对于EPMA测定，使用日本电子株式会社制JXA-8530F，将加速电压设定为15.0kV，将照射电流设定为5.0×10^-8A，以测定间隔0.20μm沿板厚方向进行线分析。由所得到的测定数据的5点移动平均值求出Mo含量的最大值、最小值及平均值。使用这些值来算出上述(i)式的左边值。

此外，从上述热冲压用钢板，沿着与轧制方向正交的方向采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验，求出抗拉强度。

此外，从上述热冲压用钢板采集硬度测定用试验片，将该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵向截面研磨后，在钢板的1/4深度位置处，通过上述的方法以负荷载荷0.49N依据JISZ2244：2009进行维氏硬度测定，求出维氏硬度的平均值及标准偏差。

此外，从上述热冲压用钢板采集组织观察用试验片，将该试验片的与钢板的轧制方向平行的纵向截面研磨后，通过上述的方法来观察钢板的1/4深度位置处的金属组织。表2中示出调査热冲压用钢板的Mo浓度分布的结果及调査热冲压用钢板的机械特性的结果。在表2中，标注有下划线的数值是指为本发明的范围外。

从上述热冲压用钢板采集宽度240mm、长度800mm的热冲压用坯料板，通过热冲压来制造图2中所示的形状的帽型构件。在热冲压工序中，使用煤气加热炉，将至700℃为止的平均加热速度设定为11℃/s而将坯料板(热冲压用钢板)加热至950℃为止，在该温度下保持1分钟。之后，将坯料板从加热炉中取出并放冷至800℃为止，夹入具备冷却装置的模具中进行帽型成形，接着在模具内冷却至室温(25℃)为止。就使用了钢U的试验编号34而言，对于冷却后的帽型构件，使用电加热炉实施在140℃下保持10分钟的再加热处理。

从所得到的帽型构件(热冲压成形品)的纵壁部采集组织观察用试验片，将该试验片的纵向截面研磨后，通过上述的方法对钢板的1/4深度位置处的金属组织进行观察，求出马氏体、残余奥氏体、除其以外(铁素体、珠光体、贝氏体及析出物中的1种以上)的体积率。

此外，从帽型构件(热冲压成形品)的纵壁部采集EPMA测定用试验片，将该试验片的纵向截面研磨后，通过上述的方法在钢板的1/4深度位置处进行Mo的浓度分布的测定，求出上述(ii)式的左边值。

此外，从帽型构件的纵壁部，沿着构件的长度方向采集JIS13B号拉伸试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验，求出抗拉强度。

此外，从帽型构件的纵壁部采集硬度测定用试验片，将该试验片的纵向截面研磨后，在钢板的1/4深度位置处通过上述的方法以负荷载荷0.49N依据JISZ2244：2009进行维氏硬度测定，求出维氏硬度的标准偏差。

此外，如图3中所示的那样，在帽型构件上焊接厚度1.4mm、宽度130mm、长度800mm的封板，制造三点弯曲试验用的试验体。封板使用了抗拉强度为1553MPa的钢板。

将该试验体如图4中所示的那样，将长度800mm的试验体按照封板成为下侧的方式放置于以辊间隔700mm配置的2根支撑辊上，以2m/秒的试验速度进行三点弯曲试验，求出最高载荷、从试验体与冲击器接触至在试验体中开始产生开裂为止的位移及至开始产生开裂为止的吸收能量。如果最高载荷为23.0kN以上、开裂产生位移为35mm以上、吸收能量为0.80kJ以上，则判断耐碰撞性良好。

表3中示出调査帽型构件的Mo浓度分布的结果、观察帽型构件的金属组织的结果、评价帽型构件的机械特性的结果及评价帽型构件的耐碰撞性的结果。

满足本发明的规定的试验编号1、6、11、16、20、22、24、26、27、29～34都在热冲压用钢板中，表示Mo浓度分布的上述(i)式的左边值低于0.50，维氏硬度的标准偏差为20以下。此外，热冲压成形品的三点弯曲试验中的最高载荷为23.0kN以上，开裂产生位移为35mm以上，吸收能量为0.80kJ以上，显示出良好的耐碰撞性。此外，虽然在表中未示出，但本发明例的热冲压用钢板的金属组织包含合计超过80.0体积％的沿轧制方向伸展的铁素体、珠光体和/或贝氏体，剩余部分为马氏体、残余奥氏体及析出物中的1种以上。

相对于这些，热冲压用钢板的化学组成、或Mo浓度分布、或维氏硬度的标准偏差脱离本发明的范围的比较例的试验编号2～5、7～10、12～15、17～19、21、23、25、28在热冲压成形品的三点弯曲试验中的最高载荷、开裂产生位移及吸收能量中的一个以上低，耐碰撞性低劣。

具体而言，使用了钢D的试验编号13由于钢的C含量过低，因此热冲压成形品的抗拉强度低于2300MPa，热冲压成形品的三点弯曲试验中的最高载荷低。

使用了钢E的试验编号14由于钢的C含量过高，因此在热冲压成形品的拉伸试验中产生早期断裂，无法求出抗拉强度。此外，热冲压成形品的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的最高载荷、开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢F的试验编号15由于钢的Mn含量过高，因此热冲压成形品的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的最高载荷、开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢H的试验编号17由于钢的Mo含量过高，因此在热冲压用钢板中(i)式的左边值为0.50以上，热冲压成形品的(ii)式的左边值为0.50以上，维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢I的试验编号18由于钢的Mo含量及B含量过低，使用了钢J的试验编号19由于钢的Mo含量过低，因此在热冲压成形品的金属组织中马氏体体积率不足，成形品的抗拉强度低于2300MPa。此外，热冲压成形品的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的最高载荷、开裂产生位移及吸收能量低。

化学组成为本发明的范围内、但热冲压成形品的制造条件脱离上述的范围的比较例的试验编号2～5、7～10、12、21、23、25、28在热冲压用钢板中(i)式的左边值为0.50以上、或维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，热冲压成形品的三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低，耐碰撞性低劣。

具体而言，使用了钢A的试验编号2、使用了钢B的试验编号7由于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为冷轧状态)，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢A的试验编号3、使用了钢B的试验编号8由于在热冲压用钢板的制造工序中没有进行冷轧(供于热冲压的钢板不为冷轧状态)，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢A的试验编号4、使用了钢B的试验编号9由于在热冲压用钢板的制造工序中没有进行第二次的热轧板退火，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢A的试验编号5、使用了钢B的试验编号10由于在热冲压用钢板的制造工序中没有进行第一次的热轧板退火，因此在热冲压用钢板中(i)式的左边值为0.50以上，在热冲压成形品中，(ii)式的左边值为0.50以上，维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢C的试验编号12、使用了钢K的试验编号21在热冲压用钢板的制造工序中由于第二次的热轧板退火的均热温度高且均热时间长，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢L的试验编号23由于在热冲压用钢板的制造工序中第一次的热轧板退火的均热时间短，因此在热冲压用钢板中(i)式的左边值为0.50以上，在热冲压成形品中，(ii)式的左边值为0.50以上，维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢M的试验编号25由于在热冲压用钢板的制造工序中第二次的热轧板退火的均热时间长，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

使用了钢O的试验编号28由于在热冲压用钢板的制造工序中第二次的热轧板退火的均热温度高，因此热冲压用钢板中的维氏硬度的标准偏差超过20(Hv)，即使为热冲压成形品，维氏硬度的标准偏差也超过20(Hv)，三点弯曲试验中的开裂产生位移及吸收能量低。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到适宜作为耐碰撞性优异的抗拉强度为2300MPa以上的热冲压成形品的原材料的热冲压用钢板。

通过以该热冲压用钢板作为原材料并进行热冲压，能够制造抗拉强度为2300MPa以上且耐碰撞性优异的热冲压成形品。

Claims

1.一种热冲压用钢板，其具有下述化学组成：以质量％计

C：超过0.40％且0.70％以下、

Si：低于2.00％、

Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于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％、

剩余部分：Fe及杂质，

在以距离钢板的表面为所述钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定所述钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(i)式，

在以距离所述钢板的所述表面为所述钢板的所述板厚的1/4的深度位置为中心的在所述板厚方向上为0.3mm并且在与所述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，

([Mo]_MAX-[Mo]_MIN)/[Mo]_AVE＜0.50 (i)

其中，所述(i)式中的各符号的含义如下所述，

[Mo]_MAX：Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_MIN：Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_AVE：Mo含量的平均值(质量％)。

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种以上：

Ti：0.001～0.200％、

Nb：0.001～0.200％、

V：0.001～0.200％及

Zr：0.001～0.200％。

3.根据权利要求1或权利要求2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种以上：

Cr：0.001～2.00％、

W：0.001～2.00％、

Cu：0.001～2.00％及

Ni：0.001～2.00％。

4.根据权利要求1～权利要求3中任一项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种以上：

Ca：0.0001～0.0100％、

Mg：0.0001～0.0100％及

REM：0.0001～0.1000％。

5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的热冲压用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有：

Bi：0.0001～0.0500％。

6.一种热冲压成形品，其具有母材钢板，

所述母材钢板具有下述化学组成：以质量％计

C：超过0.40％且0.70％以下、

Si：低于2.00％、

Mn：0.01％以上且低于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％以上且低于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％、

剩余部分：Fe及杂质，

在以距离所述母材钢板的表面为所述母材钢板的板厚的1/4的深度位置为中心的在板厚方向上为0.05mm的范围内通过使用EPMA的线分析来测定所述母材钢板的Mo含量时，Mo含量的最大值、Mo含量的最小值及Mo含量的平均值满足下述(ii)式，

所述母材钢板的金属组织含有90.0％以上的马氏体，

在以距离所述母材钢板的所述表面为所述母材钢板的所述板厚的1/4深度位置为中心的在所述板厚方向上为0.3mm并且在与所述板厚方向正交的方向上为0.6mm的区域中的维氏硬度的标准偏差为20(Hv)以下，

所述母材钢板的抗拉强度为2300MPa以上，

([Mo]_mMAX-[Mo]_mMIN)/[Mo]_mAVE＜0.50 (ii)

其中，所述(ii)式中的各符号的含义如下所述，

[Mo]_mMAX：母材钢板的Mo含量的最大值(质量％)

[Mo]_mMIN：母材钢板的Mo含量的最小值(质量％)

[Mo]_mAVE：母材钢板的Mo含量的平均值(质量％)。