热冲压成型体以及其制造方法

摘要

本发明的热冲压成型体以质量％计具有下述所示的化学组成：C为0.120％～0.400％，Si为0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为0.0070％以下，N为0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～0.100％，Ni为0％～2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM或者它们双方总计为0％～0.0300％，剩余部分为Fe和杂质，其具有下述所示的组织：马氏体或贝氏体或者它们双方的面积分率总计为95％以上，原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率为80％以下，并且原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度为45个/μm2以上。

权利要求

1.一种热冲压成型体，其特征在于，其以质量％计具有下述所示的化学组成：C为

0.120％～0.400％，Si为0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为

0.0070％以下，N为0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～

0.100％，Ni为0％～2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM或者它们双方总计为0％～0.0300％，剩余部分为Fe和杂质，所述热冲压成型体具有下述所示的组织：马氏体或贝氏体或者它们双方的面积分率总计为95％以上，原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率为80％以下，并且原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度为45个/μm2以上。

2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ti为

0.005％～0.100％、Nb为0.005％～0.100％或V为0.005％～0.100％或者它们的任意组合。

3.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ni为

0.05％～2.00％、Cu为0.05％～2.00％或Mo为0.05％～0.50％或者它们的任意组合。

4.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ca或REM或者它们双方总计为0.0005％～0.0300％。

5.一种热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：

以2℃/秒以上的平均加热速度将钢板加热至Ac3点～950℃的温度；

接着，一边进行热压一边以100℃/秒以上的平均冷却速度对Ar3点～(Ms点-50)℃的温度区域进行冷却；以及接着，以50℃/秒以下的平均冷却速度对(Ms点-50)℃～100℃的温度区域进行冷却，其中，所述钢板以质量％计具有下述所示的化学组成：C为0.120％～0.400％，Si为

0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为0.0070％以下，N为

0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～0.100％，Ni为0％～

2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM或者它们双方总计为0％～

0.0300％，剩余部分为Fe和杂质，

在(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中，最大冷却速度设定为70℃/秒以下，最小冷却速度设定为5℃/秒以上。

6.根据权利要求5所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ti为0.005％～0.100％、Nb为0.005％～0.100％或V为0.005％～0.100％或者它们的任意组合。

7.根据权利要求5或6所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ni为0.05％～2.00％、Cu为0.05％～2.00％或Mo为0.05％～0.50％或者它们的任意组合。

8.根据权利要求5或6所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，成立Ca或REM或者它们双方总计为0.0005％～0.0300％。

说明书

热冲压成型体以及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及用于汽车车身等的热冲压成型体以及其制造方法。

背景技术

[0002] 近年来，从保护地球环境的观点考虑，汽车车身的轻量化是紧要的课题，就车身部件适用高强度钢板的研究正在积极地进行中。所使用的钢板强度日益增高，对加工性和形状冻结性的考量变得重要。另外，伴随强度的提高，压制加工中的成型载荷也会变高，因此提高压制能力也成为很大课题。

[0003] 热冲压成型(以下也简称为“热冲压”)是将钢板加热至奥氏体区的高温并以高温的状态实施压制成型的技术。热冲压成型由于是将软化后的钢板成型，因此可以进行更复杂的加工。另外，热冲压成型由于是在进行压制成型的同时在模具内实施急速冷却(淬火处理)，使钢板的组织发生马氏体相变，因此能够兼顾与钢板中的碳量相应的强度和形状冻结性。此外，热冲压成型由于是对软化后的钢板进行成型，因此与室温下实施的常规的压制成型相比，能够大幅地降低成型载荷。

[0004] 另外，对于经过热冲压成型而制造的热冲压成型体而言，特别是对于用于汽车车身的热冲压成型体而言，还需要优异的低温韧性。热冲压成型体有时也被称为钢板部件。专利文献1～5公开了与提高韧性或延展性相关的技术。但是，以专利文献1～5所述的技术无法获得充分的低温韧性。专利文献6～10也公开了与热压成型等相关的技术，但是通过它们也无法获得充分的低温韧性。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开2006-152427号公报

[0008] 专利文献2：日本特开2012-180594号公报

[0009] 专利文献3：日本特开2010-275612号公报

[0010] 专利文献4：日本特开2011-184758号公报

[0011] 专利文献5：日本特开2008-264836号公报

[0012] 专利文献6：日本特开2011-161481号公报

[0013] 专利文献7：日本特开平7-18322号公报

[0014] 专利文献8：国际公开第2012/169640号

[0015] 专利文献9：日本特开2013-14842号公报

[0016] 专利文献10：日本特开2005-205477号公报

发明内容

[0017] 发明所要解决的问题

[0018] 本发明的目的在于：提供能够获得优异的抗拉强度和低温韧性的热冲压成型体以及其制造方法。

[0019] 用于解决问题的手段

[0020] 本申请的发明者们为了探明现有的热冲压成型体难以获得充分的低温韧性的原因而进行了深入研究。其结果发现：对于现有的热冲压成型体而言，铁系碳化物在几乎全部原奥氏体晶界上析出，因此变得容易产生晶界断裂。本申请的发明者们还发现：为了抑制铁系碳化物在原奥氏体晶界上析出，热冲压成型时的冷却速度是重要的。

[0021] 然后，本申请的发明者们基于这些认识，想到了以下所示的发明的各方案。

[0022] (1)一种热冲压成型体，其特征在于，其以质量％计具有下述所示的化学组成：C为0.120％～0.400％，Si为0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为
0.0070％以下，N为0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～
0.100％，Ni为0％～2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM或者它们双方总计为0％～0.0300％，剩余部分为Fe和杂质，

[0023] 上述热冲压成型体具有下述所示的组织：马氏体或贝氏体或者它们双方的面积分率总计为95％以上，原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率为80％以下，并且原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度为45个/μm2以上。

[0024] (2)根据(1)所述的热冲压成型体，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ti为0.005％～0.100％、Nb为0.005％～0.100％或V为0.005％～0.100％或者它们的任意组合。

[0025] (3)根据(1)或(2)所述的热冲压成型体，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ni为0.05％～2.00％、Cu为0.05％～2.00％或Mo为0.05％～0.50％或者它们的任意组合。

[0026] (4)根据(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型体，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ca或REM或者它们双方总计为0.0005％～0.0300％。

[0027] (5)一种热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：

[0028] 以2℃/秒以上的平均加热速度将钢板加热至Ac3点～950℃的温度；

[0029] 接着，一边进行热压一边以100℃/秒以上的平均冷却速度对Ar3点～(Ms点-50)℃的温度区域进行冷却；以及

[0030] 接着，以50℃/秒以下的平均冷却速度对(Ms点-50)℃～100℃的温度区域进行冷却，

[0031] 其中，上述钢板以质量％计具有下述所示的化学组成：C为0.120％～0.400％，Si为0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为0.0070％以下，N为0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～0.100％，Ni为0％～
2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM或者它们双方总计为0％～
0.0300％，剩余部分为Fe和杂质，

[0032] 在(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中，最大冷却速度设定为70℃/秒以下，最小冷却速度设定为5℃/秒以上。

[0033] (6)根据(5)所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ti为0.005％～0.100％、Nb为0.005％～0.100％或V为0.005％～0.100％或者它们的任意组合。

[0034] (7)根据(5)或(6)所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ni为0.05％～2.00％、Cu为0.05％～2.00％或Mo为0.05％～0.50％或者它们的任意组合。

[0035] (8)根据(5)～(7)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，在上述化学组成中，成立Ca或REM或者它们双方总计为0.0005％～0.0300％。

[0036] 发明效果

[0037] 根据本发明，能够获得优异的抗拉强度和低温韧性。

附图说明

[0038] 图1是表示析出在原奥氏体晶粒和其晶界上的铁系碳化物的示意图。

具体实施方式

[0039] 以下，对本发明的实施方式进行说明。就本发明的实施方式的热冲压成型体后面会详细描述，其是经过包括规定的热冲压用钢板的淬火在内的热冲压成型而制造的。因此，热冲压用钢板的淬透性和淬火的条件会对热冲压成型体产生影响。

[0040] 首先，对本实施方式的热冲压成型体的组织进行说明。本实施方式的热冲压成型体具有下述所示的组织：马氏体或贝氏体或者它们双方的面积分率总计为95％以上，原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率为80％以下，并且原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度为45个/μm2以上。

[0041] (马氏体或贝氏体或者它们双方的面积分率总计为95％以上)

[0042] 马氏体和贝氏体尤其马氏体对于确保热冲压成型体的强度是重要的。当马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率的总计小于95％时，无法获得充分的强度例如1180MPa以上的抗拉强度。因此，马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率总计设定为95％以上。马氏体例如可以为新鲜马氏体(fresh martensite)、回火马氏体中的任一种。以本实施方式得到的回火马氏体例如为自回火马氏体。新鲜马氏体是淬火状态的马氏体。回火马氏体包含在回火的冷却后或冷却中析出的铁系碳化物。自回火马氏体是在没有进行用于回火的热处理的情况下在淬火时的冷却中生成的回火马氏体。为了更可靠地获得期望的强度，优选马氏体的面积分率比贝氏体的面积分率高，马氏体的面积分率优选为70％以上。

[0043] 除了马氏体和贝氏体以外的剩余部分例如为铁素体、珠光体或残余奥氏体中的一种或两种以上。它们越少越好。

[0044] 马氏体、贝氏体、铁素体、珠光体、残余奥氏体的鉴别、存在位置的确认和面积分率的测定例如可以通过观察热冲压成型体的与轧制方向和厚度方向平行的截面或者与轧制方向垂直的截面来进行。在观察截面时，例如只要以硝酸乙醇试剂腐蚀该截面并以1000倍～100000倍的倍率通过扫描型电子显微镜(SEM：scanning electron microscope)或透射型电子显微镜(TEM：transmission electron microscope)来观察就行。还可以使用其他腐蚀液来代替硝酸乙醇试剂。日本特开昭59-219473号公报公开了能够使用的腐蚀液的一个例子。日本特开昭59-219473号公报所述的腐蚀液为：“一种彩色蚀刻液，其特征在于，其由前处理液和后处理液构成，所述前处理液是如下得到的：在100mL的乙醇中以1～5g的比例溶解苦味酸而得到A液，在100mL的水中以1～25g的硫代硫酸钠和1～5g的柠檬酸的比例溶解而得到B液，将A液和B液以1：1混合，然后以1.5～4％的比例混合添加硝酸；所述后处理液是如下得到的：在2％的硝酸乙醇溶液中以10％的比例混合所述前处理液，或者在100mL的乙醇中以2～5％的比例混合硝酸”。另外，也可以进行使用了场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：field emission scanning electron microscope)的晶体取向分析、鉴别组织、确认存在位置、测定面积分率。还可以由显微维氏硬度测定等微小区域的硬度测定来判别组织。

[0045] 贝氏体和马氏体的面积分率还可以像下述那样来测定。例如，以钢板的与轧制方向和厚度方向平行的截面为观察面来采取试样，对观察面进行电场研磨，以FE-SEM对自表面起的深度为钢板厚度的1/8～3/8的部分进行观察。此时，以5000倍的倍率逐一测定10个视场，将其平均值设定为面积分率。所观察的马氏体中包含回火马氏体。由于马氏体有时无法被硝酸乙醇蚀刻充分腐蚀，因此可以通过上述的使用了FE-SEM的方法对铁素体的面积分率和贝氏体的面积分率进行测定，并将以FE-SEM观察到的未被腐蚀的部分的面积分率作为马氏体的面积分率。残余奥氏体的面积分率还可以通过基于X射线衍射的强度测定来求得。例如，可以由铁素体与奥氏体之间的X射线衍射强度比求得。铁素体是指作为块状晶粒且内部不含板条等亚结构的组织。

[0046] (原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率为80％以下)

[0047] 原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率是指原奥氏体晶界之中铁系碳化物析出了的部分的比例。在进行了显微镜观察时，原奥氏体晶界之中铁系碳化物析出了的部分看上去像被铁系碳化物被覆了一样。当原奥氏体晶界之中铁系碳化物析出了的部分的比例超过80％时，容易产生晶界断裂，无法获得充分的低温韧性。因此，该被覆率设定为80％以下。为了获得更优异的低温韧性，该被覆率优选为70％以下，更优选为60％以下。

[0048] (原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度为45个/μm2以上)

[0049] 原奥氏体晶粒内的铁系碳化物有助于提高低温韧性。当原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度小于45个/μm2时，无法获得充分的低温韧性。因此，该个数密度设定为45个/μm2以上。为了获得更优异的低温韧性，该个数密度优选为50个/μm2以上。当该个数密度超过200个/μm2时，提高低温韧性的效果饱和。因此，该个数密度优选为200个/μm2以下。

[0050] 铁系碳化物是由铁和碳形成的化合物，作为其例子，可列举出渗碳体(θ相)、ε相、χ相等。如后所述，铁系碳化物中可以固溶、含有Si等。但是，Ti碳化物和Nb碳化物等不含铁的碳化物不相当于铁系碳化物。

[0051] 此处，参照图1对求出原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率的方法进行说明。图1是表示析出在原奥氏体晶粒和其晶界上的铁系碳化物的示意图。

[0052] 在图1所示的例子中，观察面中形状为六边形的原奥氏体晶粒21包含在热冲压成型体中。而且，铁系碳化物1和2析出在第1边31上，铁系碳化物3和4析出在第2边32上，铁系碳化物5、6和7析出在第3边33上，铁系碳化物8析出在第4边34上，铁系碳化物9和10析出在第5边35上，铁系碳化物11和12析出在第6边36上。边31的长度为L1，边32的长度为L2，边33的长度为L3，边34的长度为L4，边35的长度为L5，边36的长度为L6。另外，铁系碳化物1和2在晶界上的长度分别为X1、X2，铁系碳化物3和4在晶界上的长度分别为X3、X4，铁系碳化物5、6和7在晶界上的长度分别为X5、X6、X7，铁系碳化物8在晶界上的长度为X8，铁系碳化物9和10在晶界上的长度分别为X9、X10，铁系碳化物11和12在晶界上的长度分别为X11、X12。此外，“铁系碳化物在晶界上的长度”是指观察面中铁系碳化物与晶界的两个交点之间的距离。

[0053] 然后，求出六条边31～36的长度之和L(μm)，并求出铁系碳化物1～12在晶界上的长度之和X(μm)，求出以“(X/L)×100”(％)表示的值作为被覆率。此外，在求出一个热冲压成型体中的被覆率时，对该热冲压成型体所含的10个以上的原奥氏体晶粒求出各被覆率，将其平均值设定为该热冲压成型体中的被覆率。另外，原奥氏体晶界设定为通过包含十二烷基苯磺酸钠的腐蚀液而露出的部分，以FE-SEM观察析出在原奥氏体晶粒和其晶界上的铁系碳化物。

[0054] 此外，图1例示出了观察面中形状为六边形的原奥氏体晶粒21，但是实际的原奥氏体晶粒的形状通常更为复杂。因此，实际上，根据所观察的原奥氏体晶粒的形状来确定原奥氏体晶粒的边，求出各边的长度的总计值。另外，在晶界存在曲线状部分的情况下，该部分只要设定为与多条边近似就行。

[0055] 接着，对本发明的实施方式的热冲压成型体和用于其制造的钢板的化学组成进行说明。以下的说明中，热冲压成型体和用于其制造的钢板所含的各元素的含量单位“％”只要没有特别说明就是指“质量％”。本实施方式的热冲压成型体和用于其制造的钢板具有下述所示的化学组成：C为0.120％～0.400％，Si为0.005％～2.000％，Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％，Al为0.005％～0.100％，B为0.0003％～0.0020％，P为0.030％以下，S为0.0100％以下，O为0.0070％以下，N为0.0070％以下，Ti为0％～0.100％，Nb为0％～0.100％，V为0％～0.100％，Ni为0％～2.00％，Cu为0％～2.00％，Mo为0％～0.50％，Ca或REM(稀土金属：rare earth metal)或者它们双方总计为0％～0.0300％，剩余部分为Fe和杂质。作为杂质，可例示出矿石、废铁等原材料中所含的杂质，制造工序中所含的杂质。

[0056] (C为0.120％～0.400％)

[0057] C为提高热冲压成型体的强度的元素。当C含量小于0.120％时，无法充分获得由上述作用带来的效果。例如，无法获得1180MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设定为0.120％以上。为了得到更优异的强度，C含量优选为0.140％以上，更优选为0.150％以上。当C含量超过0.400％时，强度变得过剩，并且无法获得充分的低温韧性。另外，难以确保充分的焊接性和加工性。因此，C含量设定为0.400％以下。为了获得更优异的低温韧性，C含量优选为0.370％以下，更优选为0.350％以下。

[0058] (Si为0.005％～2.000％)

[0059] Si为固溶在铁系碳化物中而提高耐氢脆化特性的元素。Si与耐氢脆化特性之间的具体关联性不明确，但推定是因为：通过Si固溶在铁系碳化物中，铁系碳化物与母相的界面处的弹性应变增高，由铁系碳化物带来的氢俘获能力提高。当Si含量小于0.005％时，无法充分获得由上述作用带来的效果。因此，Si含量设定为0.005％以上。为了得到更优异的耐氢脆化特性，Si含量优选为0.01％以上，更优选为0.15％以上。当Si含量超过2.000％时，提高耐氢脆化特性的效果饱和，并且Ac3点变得过高而热冲压成型时的加热温度白白增高。因此，Si含量设定为2.000％以下。从耐氢脆化特性和Ac3点的平衡考虑，Si含量优选为1.600％以下。

[0060] Si对镀覆性和延迟断裂性也有影响。例如，当Si含量超过0.500％时，镀覆性降低，有时会出现不镀覆。因此，在使用镀覆钢板作为热冲压用钢板的情况下，Si含量优选为0.500％以下。另一方面，Si提高延迟断裂性。因此，在使用镀覆钢板作为热冲压用钢板的情况下，为了得到优异的延迟断裂性，Si含量优选为0.500％以上。

[0061] (Mn或Cr或者它们双方总计为1.00％～3.00％)

[0062] Mn和Cr在热冲压成型时延迟冷却中的铁素体相变，其是用于得到后述所期望的热冲压成型体的组织的重要元素。当Mn含量和Cr含量的总计小于1.00％时，在热冲压成型时冷却中容易生成铁素体和珠光体，得不到所期望的组织。而且，由于得不到所期望的组织，因此无法获得充分的强度例如1180MPa以上的抗拉强度。所以，Mn含量和Cr含量的总计设定为1.00％以上。为了得到更优异的强度，Mn含量和Cr含量的总计优选为1.30％以上，更优选为1.40％以上。当Mn含量和Cr含量的总计超过3.00％时，延迟铁素体相变而提高强度的效果饱和。另外，热轧钢板的强度变得过高，在冷轧时会发生断裂，或者用于切断的刀刃的摩耗和缺损变得显著。因此，Mn含量和Cr含量的总计设定为3.00％以下。从强度的适度范围考虑，Mn含量和Cr含量的总计优选为2.9％以下，更优选为2.8％以下。另外，当过量含有Mn时，容易产生以Mn的偏析为起因的脆化、产生铸造后的板坯开裂等麻烦，并且焊接性容易劣化。此外，Mn和Cr各自的含量没有特别限定，例如Mn含量为0.8％以上，Cr含量为0.2％以上。

[0063] (Al为0.005％～0.100％)

[0064] Al为对脱氧有效的元素。当Al含量小于0.005％时，脱氧变得不充分，氧化物大量残留在热冲压成型体中，尤其局部变形能力劣化。另外，特性的不均也变大。因此，Al含量设定为0.005％以上。为了充分脱氧，Al含量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。当Al含量超过0.100％时，以氧化铝为主体的氧化物大量残留在热冲压成型体中，局部变形能力劣化。因此，Al含量设定为0.100％以下。为了抑制氧化铝的残留，Al含量优选为0.08％以下，更优选为0.075％以下。

[0065] (B为0.0003％～0.0020％)

[0066] B为提高热冲压用钢板的淬透性元素。通过提高淬透性，变得易于在热冲压成型体的组织中得到马氏体。当B含量小于0.0003％时，无法充分获得由上述作用带来的效果。为了得到更优异的淬透性，B含量优选为0.0004％以上，更优选为0.0005％以上。当B含量超过0.0020％时，提高淬透性的效果饱和，并且铁系硼化物过量析出而淬透性降低。因此，B含量设定为0.0020％以下。为了抑制铁系硼化物析出，B含量优选为0.0018％以下，更优选为
0.0017％以下。

[0067] (P为0.030％以下)

[0068] P不是必需元素，例如在钢中作为杂质含有。P是例如向钢板的板厚中央部偏析而使焊接部脆化的元素。因此，P含量越低越好。特别是，当P含量超过0.030％时，焊接部的脆化变显著。因此，P含量设定为0.030％以下。P含量优选为0.020％以下，更优选为0.015％以下。此外，为了降低P含量要花费成本，当降低至小于0.001％时，成本显著上升。因此，P含量可以设定为0.001％以上。

[0069] (S为0.0100％以下)

[0070] S不是必需元素，例如在钢中作为杂质含有。S在制造钢板时给铸造和热轧带来妨碍，其是使热冲压成型体的焊接性降低的元素。因此，S含量越低越好。特别是，当S含量超过0.0100％时，这些不良影响变得显著。因此，S含量设定为0.0100％以下。S含量优选为
0.008％以下，更优选为0.005％以下。此外，为了降低S含量要花费成本，当降低至小于
0.0001％时，成本显著上升。因此，S含量可以设定为0.0001％以上。

[0071] (O为0.0070％以下)

[0072] O不是必需元素，例如在钢中作为杂质含有。O形成氧化物，其是导致热冲压用钢板的特性劣化的元素。例如，存在于钢板表面附近的氧化物成为表面缺陷的原因，使外观品质劣化。当氧化物存在于切断面时，在端面上形成缺口状缺陷，导致热冲压成型体的特性劣化。因此，O含量越低越好。特别是，当O含量超过0.0070％时，特性劣化变得显著。因此，O含量设定为0.0070％以下。O含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。此外，为了降低O含量要花费成本，当降低至小于0.0001％时，成本显著上升。因此，O含量可以设定为0.0001％以上。

[0073] (N为0.0070％以下)

[0074] N不是必需元素，例如在钢中作为杂质含有。N会形成粗大的氮化物，其是使弯曲性和扩孔性劣化的元素。N还会成为焊接时产生气孔的原因。因此，N含量越低越好。特别是，当N含量超过0.0070％时，弯曲性和扩孔性的劣化变显著。因此，N含量设定为0.0070％以下。此外，为了降低N含量要花费成本，当降低至小于0.0005％时，成本显著上升。因此，N含量可以设定为0.0005％以上。另外，从制造成本的观点考虑，N含量可以设定为0.0010％以上。

[0075] Ti、Nb、V、Ni、Cu、Mo、Ca和REM不是必需元素，它们是可在热冲压用钢板和热冲压成型体中在限度内适当地含有规定量的任选元素。

[0076] (Ti为0％～0.100％、Nb为0％～0.100％、V为0％～0.100％)

[0077] Ti、Nb和V在热冲压成型时抑制奥氏体相的晶粒生长，其是通过相变组织的细粒强化而有助于强度上升和韧性提高的元素。Ti通过与N键合而形成TiN，由此还具有抑制B成为氮化物的作用。因此，可以含有选自这些元素中的一种或任意的组合。然而，当Ti含量、Nb含量、V含量中的任一个超过0.100％时，Ti碳化物、Nb碳化物或V碳化物会过量形成，有助于马氏体的强化的C的量不足，从而无法获得充分的强度。因此，Ti含量、Nb含量、V含量均设定为0.100％以下。Ti含量、Nb含量和V含量均优选为0.080％以下，更优选为0.050％以下。为了可靠地获得基于上述作用的效果，Ti含量、Nb含量和V含量均优选为0.005％以上。即，优选满足“Ti为0.005％～0.100％”、“Nb为0.005％～0.100％”或“V为0.005％～0.100％”或者它们的任意组合。

[0078] (Ni为0％～2.00％、Cu为0％～2.00％、Mo为0％～0.50％)

[0079] Ni、Cu和Mo为提高热冲压用钢板的淬透性的元素。通过提高淬透性，变得易于在热冲压成型体的组织中得到马氏体。因此，可以含有选自这些元素中的一种或任意的组合。然而，当Ni含量、Cu含量中的任一个超过2.00％时，或者当Mo含量超过0.50％时，焊接性和热加工性等劣化。因此，Ni含量、Cu含量均设定为2.00％以下，Mo含量设定为0.50％以下。为了可靠地获得基于上述作用的效果，Ni含量，Cu含量和Mo含量均优选为0.01％以上。即，优选满足“Ni为0.05％～2.00％”、“Cu为0.05％～2.00％”或“Mo为0.05％～0.50％”或者它们的任意组合。

[0080] (Ca或REM或者它们双方总计为0％～0.0300％)

[0081] Ca和REM为通过提高强度和组织微细化而有助于改善韧性的元素。因此，可以含有Ca或REM或者它们双方。然而，当Ca含量和REM含量的总计超过0.0300％时，铸造性和热时的加工性劣化。因此，Ca含量和REM含量的总计设定为0.0300％以下。为了可靠地获得基于上述作用的效果，Ca含量和REM含量的总计优选为0.0005％以上。即，优选满足“Ca或REM或者它们双方总计为0.0005％～0.0300％”。REM是指Sc、Y和属于镧系的元素，“REM含量”是指这些元素的总含量。REM在工业上大多添加在例如混合稀土中，含有La、Ce等多种元素。也可以单独添加金属La或金属Ce等属于REM的金属元素。

[0082] 根据本实施方式的热冲压成型体，由于具有恰当的化学组成和组织，因此能够获得优异的抗拉强度和低温韧性。

[0083] 接着，对制造本发明的实施方式的热冲压成型体的方法进行说明。根据此处进行说明的方法，能够制造本发明的实施方式的热冲压成型体。

[0084] 在该制造方法中，以2℃/秒以上的平均加热速度将上述化学组成的热冲压用钢板加热至Ac3点～950℃的温度；接着，一边进行热压一边以100℃/秒以上的平均冷却速度对Ar3点～(Ms点-50)℃的温度区域进行冷却；接着，以50℃/秒以下的平均冷却速度对(Ms点-50)℃～100℃的温度区域进行冷却。在(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中，最大冷却速度设定为70℃/秒以下，最小冷却速度设定为5℃/秒以上。

[0085] (加热温度为Ac3点～950℃)

[0086] 对热冲压用钢板进行加热的温度设定为Ac3点～950℃。通过加热至Ac3点以上的温度，钢板的组织成为奥氏体单相组织。通过对奥氏体单相组织的钢板进行淬火，可得到马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率为95％以上的组织，能够获得高强度例如1180MPa以上的抗拉强度。当加热温度小于Ac3点时，由于钢板的组织中包含铁素体，因此即使对这样的钢板进行淬火，铁素体会生长从而也无法获得1180MPa以上的抗拉强度。所以，加热温度设定为Ac3点以上。当加热温度超过950℃时，奥氏体晶粒粗大化，淬火后的低温韧性劣化。因此，加热温度设定为950℃以下。

[0087] Ac3点可以由下述式求出。

[0088]

[0089] (式中的C、Mn、Cr、Si、Al、P、Ni、Cu、Ti、V和Mo分别表示钢板中的各成分的含量(质量％))

[0090] 当钢板不含作为任选元素的Ni、Cu、Ti、V和/或Mo时，该不含的元素的含量设定为0(质量％)。

[0091] (平均加热速度为2℃/秒以上)

[0092] 当加热速度小于2℃/秒时，在加热中奥氏体晶粒粗大化，无法获得充分的低温韧性和耐延迟断裂特性。因此，加热至Ac3点～950℃的温度的加热的平均加热速度设定为2℃/秒以上。为了进一步抑制奥氏体晶粒粗大化，平均加热速度优选为3℃/秒以上，更优选为4℃/秒以上。另外，使加热速度上升对于提高生产率也是有效的。平均加热速度的上限即使没有特别限定，也能够享有本发明的实施方式的效果。因此，平均加热速度的上限没有特别限定，可以考虑加热装置等制造设备的能力而适当地确定。此处，平均加热速度是指将开始加热温度与加热温度之差除以该加热所需时间而得到的值。

[0093] 在以2℃/秒以上的平均加热速度加热至Ac3点～950℃的温度后，一边进行热压一边对钢板进行冷却。即，进行热冲压成型。在该冷却中产生与温度相应的相变和铁系碳化物的析出。此处，对温度与相变和铁系碳化物的析出之间的关系进行说明。

[0094] 首先，在加热温度～Ar3点的温度区域中，不产生铁素体相变等相变和铁系碳化物的析出。因此，该温度区域中的冷却速度不会影响热冲压成型体的组织。当钢板的温度到达Ar3点时，根据冷却速度开始铁素体相变和/或珠光体相变；进而，当进入比A1点低的温度区域时，铁系碳化物开始析出。因此，Ar3点以下的温度区域中的冷却速度对热冲压成型体的组织产生较大影响。铁系碳化物析出在原奥氏体晶粒的晶界和晶粒内这双方，但在(Ms点-50)℃以上时容易析出在晶界上，在(Ms点-50)℃以下时容易析出在晶粒内。因此，以(Ms点-
50)℃为界来改变平均冷却速度是重要的。另外，当小于100℃时铁系碳化物的析出极难产生；当小于100℃时不会产生相变。因此，该温度区域中的冷却速度也对热冲压成型体的组织无影响。所以，本实施方式对Ar3点～(Ms点-50)℃的温度区域中的冷却速度和(Ms点-50)℃～100℃的温度区域中的冷却速度进行规定。

[0095] Ar3点(Ar3相变点)和Ms点可以由下述式求出。

[0096] Ar3点(℃)＝901-325C+33Si-92(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)

[0097] Ms点(℃)＝561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo

[0098] (式中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu和Mo分别表示钢板中的各成分的含量(质量％))[0099] 当钢板不含作为任选元素的Ni、Cu、Ti、V和/或Mo时，该不含的元素的含量设定为0(质量％)。

[0100] 由于存在上述那样的温度与相变和铁系碳化物的析出之间的关系，因此考虑对下述四个温度区域逐一控制冷却速度。四个温度区域包括加热温度～Ar3点的第1温度区域、Ar3点～(Ms点-50)℃的第2温度区域、(Ms点-50)℃～100℃的第3温度区域和小于100℃的第4温度区域。

[0101] (第1温度区域)

[0102] 在第1温度区域(加热温度～Ar3点)中，如上所述，由于不会产生铁素体相变等相变和铁系碳化物的析出，因此可以不特别对冷却速度进行控制。但是，从如后所述那样将第2温度区域中的平均冷却速度设定为100℃/秒以上考虑，第1温度区域中的平均冷却速度也优选设定为100℃/秒以上。

[0103] (第2温度区域)

[0104] 在第2温度区域(Ar3点～(Ms点-50)℃)中，如上所述，根据冷却速度会产生铁素体相变和珠光体相变，进而在比A1点低的温度区域中铁系碳化物会析出。当第2温度区域中的平均冷却速度为100℃/秒以上时，能够避开铁素体相变和珠光体相变而将马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率的总计设定为95％以上。另一方面，当第2温度区域中的平均冷却速度小于100℃/秒时，会产生铁素体相变和/或珠光体相变，无法将马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率的总计设定为95％以上。因此，第2温度区域中的平均冷却速度设定为100℃/秒以上。另外，在第2温度区域中，铁系碳化物容易析出在晶界上，第2温度区域中的冷却时间变得越长，则晶界被铁系碳化物被覆的被覆率变得越高。因此，为了将被覆率设定为80％以下，第2温度区域中的冷却时间优选短。从该观点考虑，将第2温度区域中的平均冷却速度设定为100℃/秒以上也是极为有效的。为了更加可靠地得到所期望的组织，第2温度区域中的平均冷却速度优选为150℃/秒以上，更优选为200℃/秒以上。第2温度区域中的平均冷却速度的上限没有特别规定，但在工业上500℃/秒以下的范围是实用的。此处，第2温度区域中的平均冷却速度是将Ar3点与(Ms点-50)之差除以该冷却所需时间而得到的值。

[0105] (第3温度区域)

[0106] 在第3温度区域((Ms点-50)℃～100℃)中，如上所述，铁系碳化物容易析出在原奥氏体晶粒的晶粒内。通过使铁系碳化物析出在晶粒内，可获得优异的低温韧性。当第3温度区域中的平均冷却速度超过50℃/秒时，晶粒内的析出不足，在钢板中固溶C大量残留，低温韧性劣化。因此，第3温度区域中的平均冷却速度设定为50℃/秒以下。为了更加可靠地得到所期望的组织，第3温度区域中的平均冷却速度优选为30℃/秒以下，更优选为20℃/秒以下。

[0107] 即使平均冷却速度为50℃/秒以下，当第3温度区域内的(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中冷却速度超过70℃/秒时，原奥氏体晶粒的晶粒内的析出不足而无法获得充分的低温韧性。因此，(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的最大冷却速度设定为70℃/秒以下。另外，即使平均冷却速度为50℃/秒以下，当第3温度区域内的(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中铁素体过度析出，无法将马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率的总计设定为95％以上。另外，析出在晶界上的铁系碳化物增加，从而晶界被铁系碳化物被覆的被覆率超过80％。因此，(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的最小冷却速度设定为5℃/秒以上。

[0108] (第4温度区域)

[0109] 在第4温度区域(小于100℃)中，如上所述，铁系碳化物的析出极难产生，相变也不会产生，因此可以不特别对冷却速度进行控制。

[0110] 由此，能够制造具备优异的强度和低温韧性的本实施方式的热冲压成型体。

[0111] 根据本实施方式的热冲压成型体的制造方法，由于进行了恰当的温度控制，因此能够得到具备恰当的组织的热冲压成型体，能够获得优异的抗拉强度和低温韧性。

[0112] 热冲压成型的其他条件例如成型形态和模具的种类等可以在无损本实施方式的效果的范围内适当地选择。例如，作为成型形态，可列举出：弯曲加工、拉深成型、鼓凸成型、扩孔成型和凸缘成型。模具的种类只要根据成型形态等而适当地选择就行。

[0113] 热冲压用钢板可以为热轧钢板，也可以为冷轧钢板。可以将对热轧钢板或冷轧钢板实施了退火的退火热轧钢板或退火冷轧钢板作为热冲压用钢板来使用。

[0114] 热冲压用钢板可以为镀覆钢板等表面处理钢板。即，对热冲压用钢板可以设置镀层。镀层有助于例如提高耐蚀性等。镀层可以为电镀层，也可以为热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层的附着量没有特别限定，例如设定为常规范围内的附着量。与热处理用钢板同样地，可以对热处理钢材设置镀层。

[0115] 接着，对热冲压用钢板的制造方法的一个例子进行说明。在该制造方法中，例如进行铸造、热轧、酸洗、冷轧、退火和镀覆处理，制造镀覆钢板。

[0116] 在铸造中，由具有上述化学组成的钢水铸造板坯。作为板坯，可以使用连续铸造板坯、由薄板坯连铸机等制得的板坯。也可以适用在铸造了板坯后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制(CC-DR)等工艺。

[0117] 热轧前的板坯加热的温度(板坯加热温度)优选设定为1300℃以下。当板坯加热温度过高时，不仅生产率变差，而且制造成本变高。因此，板坯加热温度更优选为1250℃以下。在板坯加热温度小于1050℃的情况下，在终轧时，温度变低而轧制载荷变高。其结果是，不仅轧制性劣化，而且有时钢板上会产生形状不良。因此，板坯加热温度优选为1050℃以上。

[0118] 接着，热轧中的终轧的温度(终轧温度)优选设定为850℃以上。当终轧温度小于850℃时，轧制载荷变高，不仅轧制变得困难，而且有时钢板上会产生形状不良。终轧温度的上限没有特别限定，终轧优选在1000℃以下进行。这是因为：当终轧温度超过1000℃时，为了得到超过1000℃的温度会过度提高板坯加热温度。

[0119] 在热轧结束后卷取热轧钢板时的温度(卷取温度)优选设定为700℃以下。当卷取温度超过700℃时，在热轧钢板的表面上较厚地形成氧化物，从而有时会使酸洗性劣化。在卷取后进行冷轧的情况下，卷取温度优选设定为600℃以上。这是因为：当卷取温度小于600℃时，热轧钢板的强度变得过高，从而有时在冷轧中会产生板断裂、形状不良。热轧中可以将粗轧后的粗轧板彼此接合而连续地进行终轧。另外，也可以在将粗轧板卷取过之后进行终轧。

[0120] 通过酸洗，去除热轧钢板表面的氧化物。酸洗尤其对于提高制造热浸镀铝钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板等热浸镀钢板时的热浸镀性来说是重要的。进行酸洗的次数可以是一次也可以是两次以上。

[0121] 在冷轧中，例如压下率设定为30％～90％。当压下率小于30％时，有时难以将冷轧钢板的形状保持为平坦。另外，还有时在冷轧后无法获得充分的延展性。当压下率超过90％时，轧制载荷变得过大而变得难以冷轧。为了得到更优异的延展性等，压下率优选为40％以上；为了得到更优异的轧制性，压下率优选为70％以下。冷轧中的轧制道次的次数和每个道次的压下率没有特别限定。

[0122] 退火例如以连续退火线或箱型炉进行。退火的条件没有特别限定，但优选设定为将通过冷轧而高强度化了的钢板适度地软化程度的条件。例如，退火温度优选为550℃～850℃的范围内。通过以该范围内的温度进行退火，冷轧中所导入的位错可以通过回复、再结晶和/或相变而释放。

[0123] 作为镀覆处理，例如进行热浸镀处理或电镀处理。作为热浸镀处理，可列举出：热浸镀铝处理、热浸镀锌处理、合金化热浸镀铝处理、合金化热浸镀锌处理。通过热浸镀处理，可获得抑制氧化皮形成和提高耐蚀性等效果。为了抑制热冲压成型体中形成氧化皮，镀层优选厚。为了形成厚镀层，热浸镀锌处理比电镀处理更优选。在通过镀覆处理形成的镀层中，可以包含Ni、Cu、Cr、Co、Al、Si或Zn或者它们的任意组合。另外，为了提高镀覆密合性，可以在退火前的冷轧钢板上形成Ni、Cu、Co或Fe或者它们的任意组合的镀层。

[0124] 此外，上述实施方式均仅仅是示出了实施本发明时的具体化例子，不可通过它们来限定性地解释本发明的技术范围。即，本发明可以在不脱离其技术构思或其主要特征的情况下通过各种各样的方式来实施。

[0125] 实施例

[0126] 接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不限于这一个条件例。本发明只要是在不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的的情况下，可以采用各种条件。

[0127] 在该实验中，使用表1所示的化学组成的钢(钢种a～r和A～H)来铸造板坯，以表2、表3所示的条件进行热轧。对于一部分热轧钢板，在热轧后进行冷轧。对一部分冷轧钢板，在冷轧后以连续退火设备或连续热浸镀设备进行镀覆处理。由此，制作了各种热冲压用钢板(热轧钢板、冷轧钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板或热浸镀铝钢板)。在使用热轧钢板作为热冲压用钢板的条件下，热轧钢板的厚度设定为1.6mm。在使用除了热轧钢板以外的钢板作为热冲压用钢板的条件下，热轧钢板的厚度设定为3.2mm，冷轧的压下率设定为50％，并且冷轧钢板的厚度设定为1.6mm。表1中的空栏表示该元素的含量小于检测极限。表
1、表2或表3中的下划线表示该数值偏离本发明的范围。

[0128] 在制作了热冲压用钢板之后，以表4、表5所示的条件进行热冲压成型，由此得到热冲压成型体。在表4、表5中，最小冷却速度表示(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的冷却速度的最小值，最大冷却速度表示(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的冷却速度的最大值。表4或表5中的下划线表示该数值偏离本发明的范围。

[0129] 然后，进行各热冲压成型体的拉伸特性的测定、组织的观察和低温韧性的评价。

[0130] 在拉伸特性的测定中，采取基于JIS Z 2201的拉伸试验片，根据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定抗拉强度。这些结果示于表6、表7。表6或表7中的下划线表示该数值未获得本发明所期望的特性。

[0131] 在组织的观察中，测定马氏体的面积分率、贝氏体的面积分率、铁素体的面积分率和残余奥氏体的面积分率、原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率和原奥氏体晶粒内的铁系碳化物的个数密度。

[0132] 对于马氏体的面积分率、贝氏体的面积分率以及铁素体的面积分率，以热冲压成型体的与轧制方向和厚度方向平行的截面为观察面来采取试样，研磨观察面，进行硝酸乙醇蚀刻，以FE-SEM对从表面起的深度为钢板厚度的1/8～3/8的部分进行观察。在该观察中，对每一个热冲压成型体以5000倍的倍率分别在10个视场测定各组织的面积分率，将该平均值作为该热冲压成型体中的各组织的面积分率。另外，残余奥氏体的面积分率由铁素体与奥氏体之间的X射线衍射强度比求出。未观察到珠光体。

[0133] 原奥氏体晶界被铁系碳化物被覆的被覆率通过参照图1进行了说明的方法求得。即，对各热冲压成型体中均求出由“(X/L)×100”(％)表示的值。

[0134] 在低温韧性的评价中，在-120℃下进行夏氏冲击试验。接着，将所测定的吸收能换算成厚度为10mm的试样的吸收能而得到的值为50J/cm2以上，并且延性断口率为50％以上的设定为合格(○)，不满足它们中的一方或双方的设定为不合格(×)。

[0135] 如表6、表7所示，全部条件处于本发明的范围内的发明例能够获得1180MPa以上的抗拉强度和优异的低温韧性。而任意一种以上的条件偏离本发明的范围的比较例未能获得1180MPa以上的抗拉强度和/或优异的低温韧性。

[0136] 在条件a-7、b-7、c-7、n-7和q-7下，热冲压的加热温度过低，因此热冲压成型体中的马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率不足，未能获得所期望的抗拉强度。

[0137] 在条件a-8、b-8、c-8、n-8和q-8下，热冲压的第2温度区域中的平均冷却速度过低，因此热冲压成型体中的马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率不足，未能获得所期望的抗拉强度。另外，被铁系碳化物被覆的被覆率变高，未获得优异的低温韧性。

[0138] 在条件a-9、b-9、c-9、n-9和q-9下，热冲压的(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的最小冷却速度过低，因此热冲压成型体中的马氏体的面积分率和贝氏体的面积分率不足，未能获得所期望的抗拉强度。另外，被铁系碳化物被覆的被覆率变高，未获得优异的低温韧性。

[0139] 在条件a-10、b-10、c-10、n-10和q-10下，热冲压的(Ms点-120)℃～100℃的温度区域中的最大冷却速度过高，因此铁系碳化物在原奥氏体晶粒的晶粒内的析出不足，未获得优异的低温韧性。

[0140] 在条件a-11、b-11、c-11、n-11和q-11下，热冲压的第3温度区域中的平均冷却速度过高，因此铁系碳化物在原奥氏体晶粒的晶粒内的析出不足，未获得优异的低温韧性。

[0141] 在条件A-1、B-1、C-1、D-1、E-1、F-1、G-1和～H-1下，化学组成偏离本发明的范围，因此未获得1180MPa以上的抗拉强度和/或优异的低温韧性。例如，在条件B-1下，C含量过高，因此强度过高，未获得优异的低温韧性。在条件F-1下，Mn含量和Cr含量的总计过高，因此未获得优异的低温韧性。

[0142]

[0143] 表2

[0144]

[0145] 表3

[0146]

[0147] 表4

[0148]

[0149] 表5

[0150]

[0151] 表6

[0152]

[0153] 表7

[0154]

[0155] 产业上的可利用性

[0156] 本发明例如可以在用于汽车的热冲压成型体等的制造产业和利用产业中利用。本发明还可以在其他机械结构部件的制造产业和利用产业等中利用。