CN117836451A - 热冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

本热冲压成形体具有规定的化学组成，金属组织以面积率计为马氏体：90～100％、剩余组织：0～10％，全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例低于5.0％，原奥氏体晶粒的平均粒径为6.0μm以下，上述原奥氏体晶粒的粒径的标准偏差为2.6μm以下。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及热冲压成形体。
本申请基于2021年10月27日在日本申请的特愿2021-175240号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从环境保护及节省资源化的观点出发，要求汽车车体的轻量化，高强度钢板正在被适用于汽车构件。汽车构件通过压制成形而制造，但伴随着钢板的高强度化不仅成形载荷增加，而且成形性降低。因此，关于高强度钢板，向复杂形状的构件的成形性成为课题。
为了解决上述那样的课题，加热至钢板软质化的奥氏体区域的高温后实施压制成形的热冲压技术的适用正在推进。热冲压作为通过与压制加工同时在模具内实施淬火处理来兼顾向汽车构件的成形性和汽车构件的强度的技术受到关注。
例如在专利文献1中公开了一种弯曲性优异的高屈服比高强度锌系电镀钢板，其钢中的扩散性氢量为0.20质量ppm以下。
在专利文献2中公开了一种热冲压成形体，其特征在于，其具有以初生马氏体及回火马氏体的面积分率：合计为80％以上、原奥氏体晶粒径：20μm以下、并且碳化物的平均粒径：0.5μm以下所表示的钢组织。
在专利文献3中公开了一种热冲压成形体，其显微组织中的原奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，上述原奥氏体晶粒的晶界的平均Mn浓度为1.0质量％以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2020/079925号
专利文献2：国际公开第2018/134874号
专利文献3：国际公开第2020/189767号
发明内容
发明所要解决的课题
为了将汽车车体进一步轻量化，将钢板高强度化是有效的。作为钢板的高强度化的方法，考虑在金属组织中增加马氏体量。但是，若增加马氏体量，则氢的捕获位点变多，因此氢变得容易侵入，在热冲压成形体中变得容易产生氢脆开裂。
氢脆开裂是在使用状况下高应力起作用的钢构件起因于从外部环境侵入钢中的氢而突然断裂的现象。该现象根据断裂的产生形态，也被称为延迟断裂。一般而言，已知钢板的抗拉强度越上升则钢板的氢脆开裂变得越容易产生。认为这是由于：钢板的抗拉强度越高，则在部件成形后残留于钢板中的应力越增大。将相对于该氢脆开裂(延迟断裂)的敏感性称为耐氢脆特性。
在专利文献1中，关于弯曲性进行了考虑，但关于耐氢脆特性未作考虑。
在专利文献2及3中，关于耐氢脆特性存在进一步改善的余地。
本发明是鉴于上述课题而进行的。本发明的课题是提供具有高强度、并且具有优异的耐氢脆特性的热冲压成形体。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方案的热冲压成形体的化学组成以质量％计为：
C：0.42～0.70％、
Si：0.010～1.300％、
Mn：0.100～3.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0200％以下、
O：0.0200％以下、
Al：0.001～0.500％、
Cr：0.010～0.800％、
Ti：0.010～0.100％、
Nb：0.0010～0.1000％、
B：0.0005～0.0200％、
Mo：0～1.000％、
Co：0～4.00％、
Ni：0～3.00％、
Cu：0～3.00％、
V：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～1.0000％、
Mg：0～1.0000％、
REM：0～1.0000％、
Sb：0～1.00％、
Zr：0～1.00％、
Sn：0～1.00％、
As：0～1.0000％、
剩余部分：Fe及杂质，
金属组织以面积率计为：
马氏体：90～100％、
剩余组织：0～10％，
全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例低于5.0％，
原奥氏体晶粒的平均结晶粒径为6.0μm以下，
上述原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差为2.6μm以下。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
Mo：0.001～1.000％、
Co：0.01～4.00％、
Ni：0.01～3.00％、
Cu：0.01～3.00％、
V：0.01～1.00％、
W：0.01～1.00％、
Ca：0.0001～1.0000％、
Mg：0.0001～1.0000％、
REM：0.0001～1.0000％、
Sb：0.001～1.00％、
Zr：0.001～1.00％、
Sn：0.001～1.00％、及
As：0.0001～1.0000％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，上述原奥氏体晶粒的上述平均结晶粒径也可以为超过3.0μm。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度、并且具有优异的耐氢脆特性的热冲压成形体。
附图说明
图1是表示耐氢脆特性的评价中使用的试验片的形状的图。
具体实施方式
本发明人们见识到：通过减小原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差、并且减少局部地具有位错密度高的区域的马氏体量，能够提高热冲压成形体的耐氢脆特性。
本发明人们见识到：为了得到具有上述特征的热冲压成形体，特别是在热冲压前的加热中以所期望的条件进行多次的热处理是有效的。
以下，对本实施方式的热冲压成形体进行详细说明。首先，对本实施方式的热冲压成形体的化学组成的限定理由进行说明。
需要说明的是，对于以下记载的夹着“～”而记载的数值限定范围，下限值及上限值包含于该范围内。对于表示为“低于”、“超过”的数值，该值不包含于数值范围内。关于化学组成的％全部表示质量％。
本实施方式的热冲压成形体的化学组成以质量％计含有C：0.42～0.70％、Si：0.010～1.300％、Mn：0.100～3.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0200％以下、O：0.0200％以下、Al：0.0010～0.5000％、Cr：0.010～0.800％、Nb：0.0010～0.1000％、Ti：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0200％、以及剩余部分：Fe及杂质。
以下，对各元素进行说明。
C：0.42～0.70％
C是提高热冲压成形体的强度的元素。C含量低于0.42％时，在热冲压成形体中无法得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.42％以上。C含量优选为0.44％以上、0.45％以上或0.50％以上。
另一方面，C含量超过0.70％时，无法得到优异的耐氢脆特性。因此，C含量设定为0.70％以下。C含量优选为0.65％以下、0.60％以下或0.55％以下。
Si：0.010～1.300％
Si是通过固溶强化而提高热冲压成形体的强度的元素。Si含量低于0.010％时，无法得到所期望的强度。因此，Si含量设定为0.010％以上。Si含量优选为0.050％以上、0.100％以上、0.200％以上、0.300％以上、0.400％以上或0.500％以上。
另一方面，Si含量超过1.300％时，铁素体量增加，无法得到所期望的金属组织。因此，Si含量设定为1.300％以下。Si含量优选为1.100％以下、0.900％以下、0.700％以下或0.600％以下。
Mn：0.100～3.000％
Mn是提高钢的淬透性的元素。为了提高淬透性、得到热冲压成形体的所期望的强度，Mn含量设定为0.100％以上。Mn含量优选为0.200％以上、0.250％以上、0.300％以上、0.350％以上或0.400％以上。
另一方面，若Mn含量超过3.000％，则变得容易产生起因于Mn偏析的开裂，无法得到优异的耐氢脆特性。因此，Mn含量设定为3.000％以下。优选Mn含量为2.700％以下、2.500％以下、2.300％以下、2.000％以下、1.600％以下、1.200％以下、0.900％以下或0.600％以下。
P：0.100％以下
P是杂质元素，通过在晶界处偏析而成为断裂的起点。因此，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下、0.030％以下或0.020％以下。
P含量的下限没有必要特别规定，但其下限为0％。然而，若将P含量降低至低于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济上不优选。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上、0.001％以上、0.003％以上或0.005％以上。
S：0.0100％以下
S是杂质元素，在钢中形成夹杂物。该夹杂物会成为断裂的起点，因此S含量设定为0.0100％以下。S含量优选为0.0080％以下、0.0050％以下、0.0030％以下或0.0020％以下。
S含量的下限没有必要特别规定，但其下限为0％。然而，若将S含量降低至低于0.0001％，则脱S成本大幅上升，在经济上不优选。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上、0.0002％以上或0.0003％以上。
N：0.0200％以下
N是杂质元素，在钢中形成氮化物。该氮化物会成为断裂的起点，因此N含量设定为0.0200％以下。N含量优选为0.0100％以下、0.0080％以下或0.0050％以下。
N含量的下限没有必要特别规定，但其下限为0％。然而，若将N含量降低至低于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济上不优选。因此，N含量也可以设定为0.0001％以上、0.0004％以上、0.0008％以上或0.0012％以上。
O：0.0200％以下
O若大量包含于钢中，则形成成为断裂的起点的粗大的氧化物，使热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，O含量设定为0.0200％以下。O含量优选设定为0.0080％以下、0.0050％以下或0.0030％以下。
O含量的下限没有必要特别规定，但其下限为0％。为了在钢液的脱氧时使微细的氧化物大量分散，O含量也可以设定为0.0005％以上或0.0010％以上。
Al：0.001～0.500％
Al是具有将钢液脱氧而将钢健全化的(抑制在钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。Al含量低于0.001％时，没有充分进行脱氧，生成粗大的氧化物，不能得到上述效果。因此，Al含量设定为0.001％以上。Al含量优选为0.005％以上、0.010％以上、0.015％以上、0.020％以上或0.025％以上。
另一方面，若Al含量超过0.500％，则在钢中生成粗大的氧化物，热冲压成形体的耐氢脆特性降低。因此，Al含量设定为0.500％以下。Al含量优选为0.400％以下、0.300％以下、0.200％以下、0.150％以下、0.100％以下或0.075％以下。
需要说明的是，在本实施方式中Al含量是指全部Al含量(Total-Al含量)。
Cr：0.010～0.800％
Cr是通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中而提高热冲压成形体的强度的元素。若Cr含量低于0.010％，则无法得到所期望的强度。因此，Cr含量设定为0.010％以上。Cr含量优选设定为0.100％以上或0.200％以上。
另一方面，若Cr含量超过0.800％，则热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，Cr含量设定为0.800％以下。Cr含量优选为0.700％以下、0.650％以下、0.600％以下或0.550％以下。
Ti：0.010～0.100％
Ti是在钢中形成碳氮化物而通过析出强化来提高热冲压成形体的强度的元素。若Ti含量低于0.010％，则无法得到所期望的强度。Ti含量优选为0.020％以上或0.025％以上。
另一方面，若Ti含量超过0.100％，则在钢中大量地生成碳氮化物而热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量优选为0.080％以下、0.060％以下、0.045％以下或0.035％以下。
Nb：0.0010～0.1000％
Nb是在钢中形成碳氮化物而通过析出强化来提高热冲压成形体的强度的元素。若Nb含量低于0.0010％，则无法得到所期望的强度。因此，Nb含量设定为0.0010％以上。Nb含量优选为0.0050％以上、0.0090％以上或0.0150％以上。
另一方面，若Nb含量超过0.1000％，则在钢中大量地生成碳氮化物而热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，Nb含量设定为0.1000％以下。Nb含量优选为0.0800％以下、0.0600％以下或0.0500％以下。
B：0.0005～0.0200％
B是提高钢的淬透性的元素。若B含量低于0.0005％，则无法得到所期望的强度。因此，B含量设定为0.0005％以上。B含量优选设定为0.0010％以上或0.0015％以上。
另一方面，若B含量超过0.0200％，则热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，B含量设定为0.0200％以下。B含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下、0.0040％以下或0.0030％以下。
热冲压成形体的化学组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废铁和/或在炼钢过程中不可避地混入、在不阻碍本实施方式的热冲压成形体的特性的范围内被容许的元素。
热冲压成形体的化学组成也可以含有以下的元素作为任选元素来代替Fe的一部分。不含有以下的任选元素的情况的含量为0％。
Mo：0.001～1.000％
Mo是通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中而提高热冲压成形体的强度的元素。在可靠地得到该效果的情况下，Mo含量优选设定为0.001％以上。
另一方面，若Mo含量超过1.000％，则热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，Mo含量设定为1.000％以下。Mo含量优选为0.800％以下或0.600％以下。
Co：0.01～4.00％
Co是通过固溶强化而提高热冲压成形体的强度的元素。在可靠地得到该效果的情况下，Co含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Co含量设定为4.00％以下。
Ni：0.01～3.00％
Ni具有通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中而提高热冲压成形体的强度的作用。在可靠地得到该效果的情况下，Ni含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Ni含量设定为3.00％以下。Ni含量优选为2.00％以下、1.00％以下、0.60％以下或0.30％以下。
Cu：0.01～3.00％
Cu具有通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中而提高热冲压成形体的强度的作用。在可靠地得到该效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.01％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Cu含量设定为3.00％以下。Cu含量优选为2.00％以下、1.00％以下、0.60％以下或0.30％以下。
V：0.01～1.00％
V具有在钢中形成碳氮化物而通过析出强化来提高热冲压成形体的强度的效果。在可靠地得到该效果的情况下，将V含量设定为0.01％以上。
另一方面，在将V含量设定为超过1.00％的情况下，在钢中大量地生成碳氮化物而热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，V含量设定为1.00％以下。V含量优选为0.80％以下、0.60％以下或0.30％以下。
W：0.01～1.00％
W具有提高热冲压成形体的强度的效果。在可靠地得到该效果的情况下，优选将W含量设定为0.01％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此W含量设定为1.00％以下。W含量优选为0.80％以下、0.60％以下或0.30％以下。
Ca：0.0001～1.0000％
Ca是抑制成为断裂的起点的氧化物的生成的元素。在可靠地得到该效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Ca含量设定为1.0000％以下。Ca含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
Mg：0.0001～1.0000％
Mg具有在钢液中形成氧化物或硫化物而抑制粗大的MnS的形成、使微细的氧化物大量分散、将金属组织微细化的效果。在可靠地得到这些效果的情况下，优选将Mg含量设定为0.0001％以上。
另一方面，若Mg含量超过1.0000％，则钢中的氧化物增加，对热冲压成形体的韧性造成不良影响。因此，Mg含量设定为1.0000％以下。Mg含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
REM：0.0001～1.0000％
REM是抑制成为断裂的起点的氧化物的生成的元素。在可靠地得到该效果的情况下，优选将REM含量设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此REM含量设定为1.0000％以下。REM含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
需要说明的是，在本实施方式中REM是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。
Sb：0.001～1.00％
Sb通过抑制成为断裂的起点的氧化物的生成，提高热冲压成形体的变形能力。在可靠地得到该效果的情况下，Sb含量优选设定为0.001％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Sb含量设定为1.00％以下。Sb含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
Zr：0.001～1.00％
Zr是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、提高热冲压成形体的韧性的元素。在可靠地得到该效果的情况下，优选将Zr含量设定为0.001％以上。
另一方面，若大量地含有Zr，则有时表面性状的劣化明显化。因此，Zr含量设定为1.00％以下。Zr含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
Sn：0.001～1.00％
Sn会抑制成为断裂的起点的氧化物的生成，有助于耐氢脆特性的提高。在可靠地得到该效果的情况下，Sn含量优选设定为0.001％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此Sn含量设定为1.00％以下。Sn含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
As：0.0001～1.0000％
As通过降低奥氏体单相化温度，使原奥氏体晶粒细粒化，有助于耐氢脆特性的提高。在可靠地得到该效果的情况下，优选将As含量设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量地含有，上述效果也饱和，因此As含量设定为1.0000％以下。As含量优选为0.4000％以下、0.1000％以下、0.0500％以下、0.0200％以下、0.0100％或0.070％以下。
上述的热冲压成形体的化学组成只要通过一般的分析方法进行测定即可。例如，只要使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。需要说明的是，C及S使用燃烧-红外线吸收法，N使用不活泼气体熔化-热导率法，O使用不活泼气体熔化-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
在热冲压成形体在表面具备镀层的情况下，只要通过机械磨削将镀层除去后进行化学组成的分析即可。
接着，对本实施方式的热冲压成形体的金属组织进行说明。
本实施方式的热冲压成形体的金属组织以面积率计为：马氏体：90～100％、剩余组织：0～10％，在全部马氏体中，GAIQ值为40000以下的马氏体的比例低于5.0％，原奥氏体晶粒的平均结晶粒径为6.0μm以下，上述原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差为2.6μm以下。
在本实施方式中，规定距离表面为板厚1/4位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)处的金属组织。其理由是由于：该位置处的金属组织表示钢板的代表性的金属组织。
马氏体的面积率：90％以上
若马氏体的面积率低于90％，则在热冲压成形体中无法得到所期望的强度。因此，马氏体的面积率设定为90％以上。优选为93％以上、95％以上、97％以上或99％以上。马氏体的面积率也可以设定为100％。
上限没有特别规定，但为100％。
热冲压成形体的金属组织也可以包含贝氏体、铁素体及残余奥氏体作为剩余组织。剩余组织的面积率也可以合计设定为10％以下、7％以下、5％以下、3％以下或1％以下。剩余组织的面积率也可以合计设定为0％。
热冲压成形体的金属组织通过以下的方法来测定。
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意的位置(从该位置无法采集样品的情况下，避开端部的位置)按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切出样品。样品的大小虽然也因测定装置而异，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
将上述样品的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体来精加工成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的粒径为0.25μm的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，将导入样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意的位置处，对长度50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，得到晶体取向信息。对于测定，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。
对所得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，将晶体结构为fcc的区域判断为残余奥氏体。通过算出该残余奥氏体的面积率，得到残余奥氏体的面积率。接着，将晶体结构为bcc的区域判断为贝氏体、马氏体及铁素体。对于这些区域，使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain Orientation Spread”功能，在将15°晶界视为结晶晶界的条件下，抽出“Grain Orientation Spread”为1°以下的区域作为铁素体。通过算出所抽出的铁素体的面积率，得到铁素体的面积率。
接着，在剩余部分区域(“Grain Orientation Spread”超过1°的区域)内，在将5°晶界视为结晶晶界的条件下，将铁素体区域的“Grain Average IQ”的最大值设定为Iα时，抽出成为超过Iα/2的区域作为贝氏体，抽出成为Iα/2以下的区域作为马氏体。通过算出所抽出的贝氏体的面积率，得到贝氏体的面积率。此外，通过算出所抽出的马氏体的面积率，得到马氏体的面积率。
在观察视场中没有抽出铁素体的情况下，对于该视场，使用GAM“Grain AverageMisorientation”功能，在将5°晶界视为结晶晶界的条件下，抽出“Grain AverageMisorientation”超过0.50°且0.75°以下的区域作为贝氏体，抽出超过0.75°的区域作为马氏体及回火马氏体。通过算出所抽出的它们的面积率，得到贝氏体的面积率、以及马氏体及回火马氏体的合计的面积率。
全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例：低于5.0％
GAIQ值越高，表示位错密度越低，GAIQ值越低，表示位错密度越高。因此，GAIQ值是能够反映晶粒的位错密度的参数。
若全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例为5.0％以上，则热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例设定为低于5.0％。优选为4.0％以下、3.0％以下或2.0％以下，也可以为0.0％。
全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例通过以下的方法来获得。
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的位置(从该位置无法采集的情况下，避开端部的位置)按照可观察板厚截面的方式切出样品。将该样品的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉末分散于醇等稀释液或纯水中而得到的液体来精加工成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的粒径为0.25μm的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，将导入样品的表层中的应变除去。
在样品的板厚截面的长度方向的任意的位置处，对长度50μm、板厚1/4位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，得到晶体取向信息。对于测定，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，工作距离设定为15mm，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。
对于所得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM DataCollection”功能、及“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain AverageMisorientation”功能，得到Grain Average Image Quality图(GAIQ图)。其中，在OIM DataCollection中，照相机设定的EXPOSURE TIME设定为3.65，Gain设定为0.39。此外，在EBSD图案的带的检测时，Hough转换的Max Peak Count设定为9。在所得到的GAIQ图中，将晶体取向差为5°以上的区域定义为结晶粒，算出GAIQ值为40000以下的马氏体的面积率。对于合计10个部位的观察视场，算出GAIQ值为40000以下的马氏体的面积率。通过算出所得到的面积率的平均值，得到GAIQ值为40000以下的马氏体的面积率。通过将所得到的面积率除以通过上述的方法而得到的马氏体的面积率，得到全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例。需要说明的是，在GAIQ值为40000以下的区域中，有时除了马氏体以外还包含贝氏体。因此，通过上述的方法来鉴定马氏体，对于所鉴定的马氏体，进行GAIQ值为40000以下的马氏体的面积率的测定。
原奥氏体晶粒的平均结晶粒径：6.0μm以下
通过减小原奥氏体晶粒的平均结晶粒径，从而晶界面积变大，每单位晶界面积的氢量减少。由此，能够提高热冲压成形体的耐氢脆特性。若原奥氏体晶粒的平均结晶粒径超过6.0μm，则热冲压成形体的耐氢脆特性劣化。因此，原奥氏体晶粒的平均结晶粒径设定为6.0μm以下。优选为5.5μm以下或5.0μm以下。
下限没有特别规定，但也可以设定为2.0μm以上。原奥氏体晶粒的平均结晶粒径优选为超过3.0μm。原奥氏体晶粒的平均结晶粒径更优选为3.3μm以上、3.6μm以上、3.9μm以上、4.2μm以上、4.5μm以上或4.7μm以上。
原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差：2.6μm以下
通过降低原奥氏体晶粒的结晶粒径的不均、即降低标准偏差，能够抑制局部的残留应力的上升。其结果是，能够提高热冲压成形体的耐氢脆特性。若原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差超过2.6μm，则耐氢脆特性劣化。因此，原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差设定为2.6μm以下。优选为2.4μm以下、2.2μm以下、2.0μm以下。
原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差的下限没有必要特别限定，但也可以设定为1.0μm。
原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差通过以下的方法而获得。
从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意的位置(从该位置无法采集样品的情况下，避开端部的位置)按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切出样品。样品的大小虽然也因测定装置而异，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
接着，对于样品的板厚截面，利用在苦味酸饱和水溶液中加有十二烷基苯磺酸钠腐蚀液的腐蚀液使组织显现出。对于该样品的长度方向的任意的位置处的长度50μm、距离表面为板厚1/4位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)，使用扫描型电子显微镜以500倍的倍率进行拍摄，得到组织照片。使用该组织照片，测定原奥氏体晶粒的当量圆直径。
需要说明的是，扫描型电子显微镜设定为装备有2电子检测器的显微镜。组织照片的拍摄在9.6×10-5Pa以下的真空中、以加速电压15kV、照射电流水平13对试样照射电子射线，拍摄二次电子图像。拍摄视场数设定为10视场以上。在所拍摄的二次电子图像中，原奥氏体晶界作为明亮的对比度被拍摄。对于观察视场中包含的1个原奥氏体晶粒，算出当量圆直径。除了拍摄视场的端部等晶粒的整体没有包含在拍摄视场中的原奥氏体晶粒以外，对观察视场中包含的全部的原奥氏体晶粒进行上述操作，求出该拍摄视场中的全部的原奥氏体晶粒的当量圆直径。通过算出所得到的原奥氏体晶粒的当量圆直径的平均值，得到原奥氏体晶粒的平均结晶粒径。此外，通过由所得到的原奥氏体晶粒的当量圆直径算出标准偏差，得到原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差。
本实施方式的热冲压成形体也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，在热冲压后，能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝-锌镀层、铝-硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
接着，对用于得到本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板进行说明。
热冲压用钢板具有上述的化学组成。热冲压用钢板的金属组织只要在热冲压后能够得到所期望的强度、耐氢脆特性，则没有特别限定，但例如也可以以面积率计包含铁素体：0～90％、贝氏体及马氏体：0～100％、珠光体：0～80％及残余奥氏体：0～5％。
此外，热冲压用钢板也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，在热冲压后，能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝-锌镀层、铝-硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
热冲压用钢板的制造方法
以下，对用于得到本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板的制造方法进行说明。热冲压用钢板的制造条件没有特别限定，只要以通常的条件进行制造即可。
通过将热冲压用钢板进行热冲压，得到本实施方式的热冲压成形体。为了得到本实施方式的热冲压成形体，对热冲压用钢板进行3次以上的热处理(包括最后进行的热冲压)是有效的。
需要说明的是，后述的温度全部为钢板的表面温度。
第1次热处理
在第1次热处理中，将热冲压用钢板加热至Ac3点～“Ac3点+200℃”的温度区域，在该温度区域中保持后，冷却至250～350℃的温度区域。
需要说明的是，Ac3点通过下述式来表示。
Ac3(℃)＝910-203×C0.5+66×Si-25×Mn+700×P-11×Cr+109×Al+400×Ti-15.2×Ni+104×V+31.5×Mo (1)
上述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
若加热温度低于Ac3点或超过“Ac3点+200℃”，则无法使碳化物充分熔化，结果是有时无法优选地控制原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差。因此，加热温度设定为Ac3点～“Ac3点+200℃”的温度区域。
至上述温度区域的平均加热速度设定为2℃/s以上。若平均加热速度低于2℃/s，则在升温中原奥氏体晶粒粗大化，即使进行后述的第2次热处理，也无法将热冲压成形体的原奥氏体晶粒微细化。
加热方法没有特别限定，例如可例示出气氛加热、电加热及红外线加热。
上述温度区域中的保持时间设定为1秒以上。保持时间低于1秒时，碳化物没有充分熔化。此外，保持时间超过600秒时，其效果饱和，生产性降低，成本增加，因此保持时间设定为600秒以下。
在上述温度区域中保持后，进行平均冷却速度为10℃/s以上的冷却至250～350℃的温度区域。若平均冷却速度低于10℃/s，则生成包含粗大且板状的碳化物的珠光体，在第3次以后的热处理中，碳化物没有充分熔化。此外，在冷却停止温度超过350℃的情况下，生成粗大的粒状碳化物、板状碳化物，在第3次以后的热处理中，碳化物没有充分熔化，无法得到所期望的强度。若冷却停止温度低于250℃，则马氏体中的碳化物过度微细化，在第3次以后的热处理中进行原奥氏体晶粒的奥斯特瓦尔德熟成。由此，有时无法优选地控制原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差。
作为平均冷却速度为10℃/s以上的冷却，可列举出模具冷却、气体冷却、水冷却。
冷却至250～350℃的温度区域后，进行空冷即可。需要说明的是，这里所谓的空冷是指平均冷却速度低于10℃/s的冷却。
第2次热处理
在第2次热处理中，以与第1次热处理相同的条件进行热处理。
其中，在第1次热处理及第2次热处理中的任一热处理中，将冷却停止温度设定为260℃以上。若在第1次热处理及第2次热处理中的任一热处理中冷却停止温度不为260℃以上，则无法优选地控制原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差。
第3次热处理
在第3次热处理中，加热至Ac3点～“Ac3点+200℃”的温度区域，在该温度区域中保持后，进行平均冷却速度为10℃/s以上的冷却至250℃以下的温度区域。关于进行冷却至250℃以下的温度区域这点以外，与第1次热处理及第2次热处理相同，因此省略说明。
通过以上述的条件进行第3次热处理，能够在马氏体中使碳化物微细地分散。由此，能够降低原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差。
需要说明的是，在第3次热处理中，也可以加热至Ac3点～“Ac3点+200℃”的温度区域，并在该温度区域中保持后进行热冲压。此时，只要通过与模具的接触，至250℃以下的温度区域的平均冷却速度成为10℃/s以上即可。
此外，在第3次热处理中不进行热冲压的情况下，也可以在第3次热处理之后，以与第3次热处理相同的条件进行多次的热处理。越增多热处理的次数，则越能够进一步降低原奥氏体晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的标准偏差。
该情况下，只要在最终次的热处理中，加热至Ac3点～“Ac3点+200℃”的温度区域，并在该温度区域中保持后进行热冲压即可。此时，只要通过与模具的接触，至250℃以下的温度区域的平均冷却速度成为10℃/s以上即可。
通过以上的方法，得到本实施方式的热冲压成形体。需要说明的是，也可以在热冲压成形后在150～600℃下进行回火处理。此外，也可以将热冲压成形体的一部分通过激光照射等进行回火而部分地设置软化区域。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
通过对将表1A～表1C中所示的化学组成的钢液进行铸造而制造的板坯进行热轧及冷轧，得到热冲压用钢板。
通过对所得到的热冲压用钢板以表2A～表2D中所示的条件进行热处理，得到表3A～表3D中所示的热冲压成形体。需要说明的是，在全部的热处理中，至加热温度的平均加热速度设定为2℃/s以上，加热温度下的保持时间设定为1～600秒，从加热温度至冷却停止温度为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上，在冷却停止后进行空冷(平均冷却速度低于10℃/s)。
需要说明的是，表中的下划线表示为本发明的范围外、脱离优选的制造条件、特性值不优选。
热冲压成形体的金属组织的测定通过上述的测定方法来进行。此外，热冲压成形体的机械特性通过以下的方法来评价。
抗拉强度
热冲压成形体的抗拉强度TS通过从热冲压成形体的任意的位置依据JIS Z 2241：2011制作5号试验片进行拉伸试验来获得。需要说明的是，十字头速度设定为3mm/min。将抗拉强度TS为2300MPa以上的情况设定为具有高强度而判定为合格，将低于2300MPa的情况设定为不具有高强度而判定为不合格。
耐氢脆特性
图1中示出耐氢脆特性的评价中使用的试验片的形状。将赋予了V型缺口的图1的试验片在室温下浸渍于将硫氰酸铵5g/l溶于3体积％食盐水而得到的水溶液中，通过12小时后、18小时后及24小时后的断裂的有无来判定耐氢脆特性。需要说明的是，对于试验片的V型缺口，预先赋予拉伸试验中得到的抗拉强度的40％的负荷。将即使浸渍12小时以上也没有断裂的情况判定为合格。具体而言，将在12小时后没有断裂且在18小时后有断裂的情况记载为“Fair”，将在18小时后没有断裂且在24小时后有断裂的情况记载为“Good”，将在24小时后没有断裂的情况记载为“Very Good”于表中，将在12小时后有断裂的情况判定为不合格，在表中记载为“Bad”。
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度，并且具有优异的耐氢脆特性。
另一方面，获知作为比较例的热冲压成形体的1个以上的特性低劣。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度、并且具有优异的耐氢脆特性的热冲压成形体。

Claims (3)

1.一种热冲压成形体，其特征在于，化学组成以质量％计为：C：0.42～0.70％、
Si：0.010～1.300％、
Mn：0.100～3.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0200％以下、
O：0.0200％以下、
Al：0.001～0.500％、
Cr：0.010～0.800％、
Ti：0.010～0.100％、
Nb：0.0010～0.1000％、
B：0.0005～0.0200％、
Mo：0～1.000％、
Co：0～4.00％、
Ni：0～3.00％、
Cu：0～3.00％、
V：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～1.0000％、
Mg：0～1.0000％、
REM：0～1.0000％、
Sb：0～1.00％、
Zr：0～1.00％、
Sn：0～1.00％、
As：0～1.0000％、
剩余部分：Fe及杂质，
金属组织以面积率计为：
马氏体：90～100％、
剩余组织：0～10％，
全部马氏体中的GAIQ值为40000以下的马氏体的比例低于5.0％，原奥氏体晶粒的平均结晶粒径为6.0μm以下，
所述原奥氏体晶粒的结晶粒径的标准偏差为2.6μm以下。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
Mo：0.001～1.000％、
Co：0.01～4.00％、
Ni：0.01～3.00％、
Cu：0.01～3.00％、
V：0.01～1.00％、
W：0.01～1.00％、
Ca：0.0001～1.0000％、
Mg：0.0001～1.0000％、
REM：0.0001～1.0000％、
Sb：0.001～1.00％、
Zr：0.001～1.00％、
Sn：0.001～1.00％、及
As：0.0001～1.0000％。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其特征在于，所述原奥氏体晶粒的所述平均结晶粒径超过3.0μm。
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