热成形钢板构件

摘要

本发明涉及一种热成形钢板构件，其以质量％计的化学组成为：C：0.08～0.16％、Si：0.19％以下、Mn：0.40～1.50％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.01～1.0％、N：0.01％以下、Cr：0.25～3.00％、Ti：0.01～0.05％、B：0.001～0.01％、Nb：0～0.50％、Ni：0～2.0％、Cu：0～1.0％、Mo：0～1.0％、V：0～1.0％、Ca：0～0.005％、剩余部分：Fe和杂质；马氏体、回火马氏体以及贝氏体的合计体积率为50％以上，而且铁素体的体积率为3％以下；原γ晶粒的平均粒径为10μm以下，存在的残留碳化物的数量密度为4×103个/mm2以下。

权利要求

1.一种热成形钢板构件，其中，以质量％计的化学组成为：C：0.08～0.16％、Si：0.19％以下、Mn：0.40～1.50％、P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：0.01～1.0％、N：0.01％以下、

Cr：0.25～3.00％、Ti：0.01～0.05％、B：0.001～0.01％、Nb：0～0.50％、Ni：0～2.0％、

Cu：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～1.0％、

Ca：0～0.005％、剩余部分：Fe和杂质；

马氏体、回火马氏体以及贝氏体的合计体积率为50％以上，而且铁素体的体积率为3％以下；

原γ晶粒的平均粒径为10μm以下；

存在的残留碳化物的数量密度为4×103个/mm2以下。

2.根据权利要求1所述的热成形钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计，含有选自Nb：0.003～0.50％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～1.0％、以及Ca：0.001～0.005％之中的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的热成形钢板构件，其中，由JIS G 0555(2003)所规定的钢的纯净度的值为0.08％以下。

4.根据权利要求1或2所述的热成形钢板构件，其中，用下述(i)式表示的Mn偏析度α为

1.6以下；

α＝[在板厚中心部的以质量％计的最大Mn浓度]/[距表面为板厚的1/4的深度位置的以质量％计的平均Mn浓度]   (i)。

5.根据权利要求1或2所述的热成形钢板构件，其中，在所述钢板构件的表面具有镀层。

6.根据权利要求1或2所述的热成形钢板构件，其中，所述钢板构件具有1.0GPa以上的抗拉强度。

说明书

热成形钢板构件

技术领域

[0001] 本说明书涉及一种对钢板进行热成形而形成的热成形钢板构件。

背景技术

[0002] 在汽车用钢板的领域，为了兼顾用于提高每升油的行驶里程的轻量化和耐碰撞特性的提高，具有高抗拉强度的高强度钢板的应用不断扩大。但是，钢板的冲压成形性伴随着高强度化而降低，因而制造复杂形状的产品变得困难。

[0003] 其结果是，例如除了延展性伴随着钢板的高强度化而降低，从而在加工度较高的部位发生断裂的问题以外，还发生因回弹以及壁翘曲增大而使尺寸精度劣化等问题。因此，不容易将高强度、特别是具有780MPa以上的抗拉强度的钢板冲压成形为具有复杂形状的产品。

[0004] 于是，近年来，例如正如日本专利申请公开2002-102980号公报所公开的那样，作为对高强度钢板之类的成形困难的材料进行冲压成形的技术，一般采用热锻压(hot stamp)技术。所谓热锻压技术，是指对供给成形的材料加热而进行成形的热成形技术。该技术由于在成形的同时进行淬火，因而在成形时钢板为软质且具有良好的成形性，在成形后成形构件能够获得比冷成形用钢板高的强度。

[0005] 另外，在日本专利申请公开2006-213959号公报中，公开了一种具有980MPa的抗拉强度的钢制构件。

[0006] 在日本专利申请公开2007-314817号公报中，公开了通过降低纯净度和P、S的偏析度而得到抗拉强度和韧性优良的热压钢板构件的技术。

发明内容

[0007] 在日本专利申请公开2002-102980号公报所记载的金属材料中，热压时的淬透性并不充分，其结果是，存在硬度的稳定性较差的问题。在日本专利申请公开2006-213959号公报以及日本专利申请公开2007-314817号公报中，虽然公开了一种抗拉强度和韧性优良的钢板，但在局部变形特性方面保留着改善的余地。

[0008] 本说明书的实施方式的目的在于：提供一种硬度稳定性和局部变形能力优良的热成形钢板构件。此外，热成形的钢板构件在多数情况下，不是平板而是成形体，在本说明书中，也包括为成形体的情况在内，称之为“热成形钢板构件”。

[0009] 根据本说明书的一方式，提供一种热成形钢板构件，其中，以质量％计的化学组成为：

[0010] C：0.08～0.16％、

[0011] Si：0.19％以下、

[0012] Mn：0.40～1.50％、

[0013] P：0.02％以下、

[0014] S：0.01％以下、

[0015] sol.Al：0.01～1.0％、

[0016] N：0.01％以下、

[0017] Cr：0.25～3.00％、

[0018] Ti：0.01～0.05％、

[0019] B：0.001～0.01％、

[0020] Nb：0～0.50％、

[0021] Ni：0～2.0％、

[0022] Cu：0～1.0％、

[0023] Mo：0～1.0％、

[0024] V：0～1.0％、

[0025] Ca：0～0.005％、

[0026] 剩余部分：Fe和杂质；

[0027] 马氏体、回火马氏体以及贝氏体的合计体积率为50％以上，而且铁素体的体积率为3％以下；

[0028] 原γ晶粒的平均粒径为10μm以下；

[0029] 存在的残留碳化物的数量密度为4×103个/mm2以下。

附图说明

[0030] 图1是表示实施例中帽子成形(hat forming)的模具的形状的示意图。

[0031] 图2是表示实施例中由热成形得到的成形体的形状的示意图。

[0032] 图3是表示实施例中缺口拉伸试验片的形状的示意图。

具体实施方式

[0033] 本发明人为了提供硬度稳定性和局部变形能力优良的热成形钢板构件而进行了潜心的研究，结果获得了如下的见解。

[0034] (1)通过使热成形钢板构件中的原γ晶粒微细化，孔隙的发生和连结便得以延迟，因而局部变形能力得以提高。因此，优选使原γ晶粒微细化。

[0035] (2)如果在热成形钢板构件中较多地存在残留碳化物，则不仅有可能使热成形后的淬透性降低、硬度稳定性降低，而且残留碳化物成为孔隙的发生源而使局部变形能力劣化。因此，优选使残留碳化物的数量密度降低。

[0036] 本说明书的实施方式是以上述见解为基础的，根据实施方式的一方式，[0037] (1)提供一种热成形钢板构件，其中，以质量％计的化学组成为：

[0038] C：0.08～0.16％、

[0039] Si：0.19％以下、

[0040] Mn：0.40～1.50％、

[0041] P：0.02％以下、

[0042] S：0.01％以下、

[0043] sol.Al：0.01～1.0％、

[0044] N：0.01％以下、

[0045] Cr：0.25～3.00％、

[0046] Ti：0.01～0.05％、

[0047] B：0.001～0.01％、

[0048] Nb：0～0.50％、

[0049] Ni：0～2.0％、

[0050] Cu：0～1.0％、

[0051] Mo：0～1.0％、

[0052] V：0～1.0％、

[0053] Ca：0～0.005％、

[0054] 剩余部分：Fe和杂质；

[0055] 马氏体、回火马氏体以及贝氏体的合计体积率为50％以上，而且铁素体的体积率为3％以下；

[0056] 原γ晶粒的平均粒径为10μm以下；

[0057] 存在的残留碳化物的数量密度为4×103个/mm2以下。

[0058] (2)根据上述(1)所述的热成形钢板构件，其优选的是：所述化学组成以质量％计，含有选自

[0059] Nb：0.003～0.50％、

[0060] Ni：0.01～2.0％、

[0061] Cu：0.01～1.0％、

[0062] Mo：0.01～1.0％、

[0063] V：0.01～1.0％、以及

[0064] Ca：0.001～0.005％之中的1种以上。

[0065] (3)根据上述(1)或(2)所述的热成形钢板构件，其优选的是：由JIS G 0555(2003)所规定的钢的纯净度的值为0.08％以下。

[0066] (4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热成形钢板构件，其优选的是：用下述(i)式表示的Mn偏析度α为1.6以下。

[0067] α＝[在板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[距表面为板厚的1/4的深度位置的平均Mn浓度(质量％)]   (i)

[0068] (5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热成形钢板构件，其优选的是：在所述钢板构件的表面具有镀层。

[0069] (6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的热成形钢板构件，其优选的是：所述钢板构件具有1.0GPa以上的抗拉强度。

[0070] 下面就实施方式进行详细的说明。

[0071] (A)化学组成

[0072] 各元素的限定理由如下所述。此外，在以下的说明中，关于含量的“％”意味着“质量％”。

[0073] C：0.08～0.16％

[0074] C在提高钢的淬透性、从而确保淬火后的强度方面是重要的元素。另外，C由于是奥氏体生成元素，因而在高应变成形时，具有抑制应变诱导铁素体相变的作用。因此，在热成形后的钢板构件中，容易获得稳定的硬度分布。在C含量低于0.08％时，在淬火后难以确保1.0GPa以上的抗拉强度，而且难以获得上述的效果。因此，C含量设定为0.08％以上。另一方面，如果C含量超过0.16％，则淬火后的强度过度上升而使局部变形能力劣化。因此，C含量设定为0.16％以下。C含量优选为0.085％以上，更优选为0.9％以上。另外，C含量优选为
0.15％以下，更优选为0.14％以下。

[0075] Si：0.19％以下

[0076] Si是在热成形时的高温加热时，具有抑制氧化皮生成的作用的元素。然而，如果Si含量超过0.19％，则热成形时发生奥氏体相变所需要的加热温度显著提高。因此，或者招致热处理所需要的成本的上升，或者因加热不足而使淬火并不充分。另外，Si由于是铁素体生成元素，因而如果Si含量过高，则高应变成形时容易产生应变诱导铁素体相变。因此，在热成形后的钢板构件中，硬度局部降低，从而难以获得稳定的硬度分布。再者，如果大量含有Si，则有时因实施热浸镀处理时的润湿性的降低而发生镀覆不上的现象。因此，Si含量设定为0.19％以下。Si含量优选为0.15％以下。在欲获得上述效果的情况下，Si含量优选为0.01％以上。

[0077] Mn：0.40～1.50％

[0078] Mn对于提高钢板的淬透性、而且稳定并确保热成形后的强度是有用的元素。在Mn含量低于0.40％时，难以获得上述的效果。因此，Mn含量设定为0.40％以上。另一方面，如果Mn含量超过1.50％，则生成粗大的MnS，从而成为局部变形能力劣化的主要原因。因此，Mn含量设定为1.50％以下。Mn含量优选为0.80％以上，且优选为1.40％以下。

[0079] P：0.02％以下

[0080] P是以杂质的形式含有的元素，但具有能够提高钢的淬透性、进而稳定并确保淬火后的钢强度的作用，因而也可以主动地含有。但是，如果P含量超过0.02％，则局部变形能力的劣化变得显著。因此，P含量设定为0.02％以下。P含量优选为0.01％以下。P含量的下限不必特别限定，但P含量的过剩降低将招致成本的明显上升。因此，P含量优选设定为0.0002％以上。

[0081] S：0.01％以下

[0082] S是以杂质的形式含有、并使局部变形能力劣化的元素。如果S含量超过0.01％，则局部变形能力的劣化变得显著。因此，S含量设定为0.01％以下。S含量的下限不必特别限定，但S含量的过剩降低将招致成本的明显上升，因而S含量优选设定为0.0002％以上。

[0083] sol.Al：0.01～1.0％

[0084] sol.Al是具有对钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。在sol.Al含量低于0.01％时，脱氧并不充分。再者，sol.Al由于也是具有提高钢板的淬透性、而且稳定并确保淬火后的强度的作用的元素，因而也可以主动地含有。因此，sol.Al含量设定为0.01％以上。然而，即使含有超过1.0％，由其作用所得到的效果也较小，而且白白地招致成本的增加。因此，sol.Al含量设定为1.0％以下。sol.Al含量优选为0.02％以上，且优选为0.2％以下。

[0085] N：0.01％以下

[0086] N是以杂质的形式含有、并使韧性劣化的元素。如果N含量超过0.01％，则在钢中形成粗大的氮化物，从而使局部变形能力和韧性显著劣化。因此，N含量设定为0.01％以下。N含量优选为0.008％以下。N含量的下限不必特别限定，但N含量的过剩降低将招致成本的明显上升。因此，N含量优选设定为0.0002％以上，更优选设定为0.0008％以上。

[0087] Cr：0.25～3.00％

[0088] Cr是具有提高钢的淬透性的作用的元素。因此，在将Mn含量限制为1.50％以下的实施方式中是特别重要的元素。另外，Cr是奥氏体生成元素，在高应变成形时，具有抑制应变诱导铁素体相变的作用。因此，通过含有Cr，在热成形后的钢板构件中，容易获得稳定的硬度分布。在Cr含量低于0.25％时，不能充分获得上述的效果。因此，Cr含量设定为0.25％以上。另一方面，如果Cr含量超过3.00％，则Cr在钢中的碳化物中浓化，使供给热成形时的加热工序中的碳化物的固溶延迟，从而降低淬透性。因此，Cr含量设定为3.00％以下。Cr含量优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。另外，Cr含量优选为2.50％以下，优选为2.00％以下。

[0089] Ti：0.01～0.05％

[0090] Ti在将热成形用钢板加热至Ac3点以上而供给热成形时，是具有抑制奥氏体晶粒的再结晶的作用的元素。再者，还具有形成微细的碳化物，抑制奥氏体晶粒的晶粒生长而成为微细粒子的作用。因此，Ti具有大大改善热成形钢板构件的局部变形能力的作用。另外，Ti由于与钢中的N优先键合，因而抑制因BN的析出而引起的B的消耗，其结果是，具有通过B而提高淬透性的作用。因此，Ti含量设定为0.01％以上。但是，如果含有超过0.05％，则TiC的析出量增加而消耗C，使淬火后的强度降低。因此，Ti含量设定为0.05％以下。Ti含量优选为0.015％以上。另外，Ti含量优选为0.04％以下，优选为0.03％以下。

[0091] B：0.001～0.01％

[0092] B是具有能够提高钢的淬透性、而且稳定并确保淬火后的强度的作用的元素。因此，在将Mn含量限制为1.50％以下的实施方式中是特别重要的元素。在B含量低于0.001％时，不能充分获得上述的效果。因此，B含量设定为0.001％以上。另一方面，如果B含量超过0.01％，则上述的效果达到饱和，进而招致淬火部的局部变形能力的劣化。因此，B含量设定为0.01％以下。B含量优选为0.005％以下。

[0093] 实施方式的热成形钢板构件所具有的化学组成由上述从C至B的元素、以及作为剩余部分的Fe和杂质构成。

[0094] 在此，所谓“杂质”，是指在工业生产钢板时，从矿石、废料等原料、因制造工序的各种原因而混入的成分，且在不会对实施方式产生不良影响的范围内允许的成分。

[0095] 实施方式的热成形钢板构件除了上述的元素以外，也可以进一步含有下述所示量的选自Nb、Ni、Cu、Mo、V以及Ca之中的1种以上的元素。

[0096] Nb：0～0.50％

[0097] Nb在将热成形用钢板加热至Ac3点以上而供给热成形时，是具有抑制再结晶，进而形成微细的碳化物而抑制晶粒生长，从而使奥氏体晶粒成为微细粒子的作用的元素。因此，Nb具有大大改善热成形钢板构件的局部变形能力的作用。因此，也可以根据需要含有Nb。但是，如果含有超过0.50％，则NbC的析出量增加而消耗C，使淬火后的强度降低。因此，在含有Nb的情况下，其含量设定为0.50％以下。Nb含量优选为0.45％以下。在欲获得上述效果的情况下，将Nb含量优选设定为0.003％以上，更优选设定为0.005％以上。

[0098] Ni：0～2.0％

[0099] Ni由于是对提高钢板的淬透性、而且稳定并确保淬火后的强度有效的元素，因而也可以根据需要含有。但是，即使超过2.0％而含有Ni，其效果也较小，从而白白地招致成本的增加。因此，在含有Ni的情况下，其含量设定为2.0％以下。Ni含量优选为1.5％以下。在欲获得上述效果的情况下，将Ni含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。

[0100] Cu：0～1.0％

[0101] Cu由于是对提高钢板的淬透性、而且稳定并确保淬火后的强度有效的元素，因而也可以根据需要含有。但是，即使超过1.0％而含有Cu，其效果也较小，从而白白地招致成本的增加。因此，在含有Cu的情况下，其含量设定为1.0％以下。Cu含量优选为0.5％以下。在欲获得上述效果的情况下，将Cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上。

[0102] Mo：0～1.0％

[0103] Mo在将热成形用钢板加热至Ac3点以上而供给热成形时，是具有形成微细的碳化物而抑制晶粒生长，从而使奥氏体晶粒成为微细粒子的作用的元素。另外，也具有大大改善热成形钢板构件的局部变形能力的效果。因此，也可以根据需要含有Mo。但是，如果Mo含量超过1.0％，则其效果达到饱和，从而白白地招致成本的增加。因此，在含有Mo的情况下，其含量设定为1.0％以下。Mo含量优选为0.7％以下。在欲获得上述效果的情况下，将Mo含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.04％以上。

[0104] V：0～1.0％

[0105] V由于是对提高钢板的淬透性、而且稳定并确保淬火后的强度有效的元素，因而也可以根据需要含有。但是，即使超过1.0％而含有V，其效果也较小，从而白白地招致成本的增加。因此，在含有V的情况下，其含量设定为1.0％以下。V含量优选为0.08％以下。在欲获得上述效果的情况下，将V含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。

[0106] Ca：0～0.005％

[0107] Ca由于是使钢中的夹杂物微细化而具有提高淬火后的局部变形能力的效果的元素，因而也可以根据需要含有。但是，如果Ca含量超过0.005％，则其效果达到饱和，从而白白地招致成本的增加。因此，在含有Ca的情况下，其含量设定为0.005％以下。Ca含量优选为0.004％以下。在欲获得上述效果的情况下，将Ca含量优选设定为0.001％以上，更优选设定为0.002％以上。

[0108] (B)金属组织

[0109] 在实施方式中，为了改善局部变形能力，优选对热成形后的金属组织内的硬度的偏差进行抑制。如果组织内的硬度差增大，则成为孔隙的起点，因而硬质的马氏体和贝氏体之类的低温相变组织、以及软质的铁素体组织的混和存在优选尽可能地加以抑制。因此，实施方式的热成形钢板构件优选具有以低温相变组织为主体、而且铁素体的体积率为3％以下的金属组织。

[0110] 此外，所谓以低温相变组织为主体的金属组织，是指马氏体、回火马氏体以及贝氏体的合计体积率在50％以上的金属组织。这里的所谓回火马氏体，是指淬火时相变所形成的马氏体通过自动回火而进行过回火的马氏体、以及接受了淬火后的涂装烘烤工序等低温回火的马氏体。金属组织中的低温相变组织以体积率计，优选为80％以上，更优选为90％以上。

[0111] 另外，残余奥氏体由于通过TRIP效果而提高延展性，因而即使含有也没问题。但是，由奥氏体相变而成的马氏体由于是硬质的，因而能够成为孔隙的起点。因此，金属组织中含有的残余奥氏体以体积率计，优选为10％以下。

[0112] Mn偏析度α：1.6以下

[0113] α＝[在板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[距表面为板厚的1/4的深度位置的平均Mn浓度(质量％)]   (i)

[0114] 在热成形钢板构件的板厚断面中心部，因发生中心偏析而使Mn浓化。因此，MnS作为夹杂物在中心集中，容易形成硬质的马氏体，因而其结果是，与周围的硬度产生差别，从而使局部变形能力恶化。特别是在用上述(i)式表示的Mn的偏析度α值超过1.6时，局部变形能力显著恶化。因此，为了改善局部变形能力，将热成形钢板构件的α值优选设定为1.6以下。为了进一步改善局部变形能力，将α值更优选设定为1.2以下。

[0115] 钢板中Mn的偏析主要由钢板组成特别是杂质含量、和连续铸造的条件加以控制，在热轧以及热成形前后实质上不会发生变化。因此，热成形用钢板的夹杂物以及偏析状况与此后通过热成形而制造的热成形钢板构件的夹杂物以及偏析状况几乎相同。由于α值不会因热成形而发生大的变化，因而通过将热成形用钢板的α值设定为1.6以下，热成形钢板构件的α值也可以设定为1.6以下，通过将α值设定为1.2以下，热成形钢板构件的α值也可以设定为1.2以下。

[0116] 在板厚中心部的最大Mn浓度采用以下的方法求出。使用电子探针显微分析仪(EPMA)于钢板的板厚中心部进行在线分析，从其分析结果按高的顺序选择3个测定值，并算出其平均值。另外，距表面为板厚的1/4的深度位置的平均Mn浓度采用以下的方法求出。同样，使用EPMA于钢板的1/4深度位置进行10个部位的分析，并算出其平均值。

[0117] 纯净度：0.08％以下

[0118] 如果在钢板构件中较多地存在JIS G 0555(2003)中记载的A系、B系以及C系夹杂物，则上述夹杂物容易成为破坏的起点。如果夹杂物增加，则裂纹传播容易发生，因而局部变形能力劣化。特别在具有1.0GPa以上的抗拉强度的热成形钢板构件的情况下，优选将夹杂物的存在比例抑制在较低的水平。如果由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值超过0.08％，则夹杂物的量较多，因而难以确保实用上充分的局部变形能力。因此，热成形用钢板的纯净度的值优选设定为0.08％以下。为了更进一步改善局部变形能力，将纯净度的值更优选设定为0.04％以下。此外，钢的纯净度的值通过算出上述A系、B系以及C系夹杂物所占的面积百分率而得到。

[0119] 由于纯净度的值不会因热成形而发生大的变化，因而通过将热成形用钢板的纯净度的值设定为0.08％以下，热成形钢板构件的纯净度的值也可以设定为0.08％以下，通过设定为0.04％以下，热成形钢板构件的纯净度的值也可以设定为0.04％以下。

[0120] 在实施方式中，热成形用钢板或者热成形钢板构件的纯净度的值采用以下的方法求出。对于热成形用钢板或者热成形钢板构件，从5个部位切出试验材料。然后，在将热成形用钢板或者热成形钢板构件的板厚设定为t时，对于各试验材料的板厚方向的1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用点估计法(point counting method)对纯净度进行了调查。
将各板厚的纯净度的值最大(纯净性最低)的数值设定为该试验材料的纯净度的值。

[0121] 原γ晶粒的平均粒径：10μm以下

[0122] 如果减小热成形钢板构件中的原γ粒径，则局部变形能力得以改善。在以马氏体为主体的钢板中，在原γ晶界以及晶粒内的下部组织的边界产生孔隙，但通过原γ晶粒的微细化，抑制了孔隙的发生，并使连结得以延迟，因而可以提高局部变形能力。如果原γ的平均粒径超过10μm，则不能发挥该效果。因此，热成形钢板构件中的原γ晶粒的平均粒径设定为10μm以下。此外，为了使原γ晶粒微细化，有效的是使加热温度低温化，使加热中的碳化物的溶解延迟，从而抑制晶粒的生长。

[0123] 原γ晶粒的平均粒径可以使用ISO643中规定的方法来进行测定。也就是说，测量测定视场内的晶粒数，将测定视场的面积除以该晶粒数，从而求出晶粒的平均面积，并算出以当量圆直径计的结晶粒径。此时，处于视场边界的晶粒作为1/2个进行测量，关于放大倍数，优选进行调整，使晶粒数在200个以上。另外，为了提高精度，优选对多个视场进行测量。

[0124] 残留碳化物：4×103个/mm2以下

[0125] 在热成形的情况下，通过在钢中通常存在的碳化物的再固溶而可以确保充分的淬透性。然而，碳化物的一部分往往不会再固溶而残留下来。残留碳化物具有通过钉扎作用而抑制热成形中的加热保持时的γ晶粒生长的效果。因此，在加热保持中优选存在残留碳化物。在热成形后该残留碳化物越少，越可以提高淬透性，从而越可以确保高强度。因此，优选的是在加热保持结束时残留碳化物数量密度可以降低。

[0126] 如果较多地存在残留碳化物，则不仅有可能使热成形后的淬透性降低，而且残留碳化物成为孔隙的发生源而使局部变形能力劣化。特别地，如果残留碳化物的数量密度超过4×103个/mm2，则热成形后的淬透性有可能恶化。因此，热成形钢板构件中存在的残留碳化物的数量密度优选设定为4×103个/mm2以下。

[0127] (C)镀层

[0128] 实施方式的高强度热成形钢板构件以耐蚀性的提高等为目的，也可以在其表面具有镀层。镀层既可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可以例示出锌电镀层、Zn-Ni合金电镀层、Zn-Fe合金电镀层等。另外，作为热浸镀层，可以例示出热浸镀锌层、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合金层以及热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层。镀层附着量没有特别的限制，可以在通常的范围内进行调整。

[0129] (D)热成形用钢板的制造方法

[0130] 关于实施方式的热成形用钢板构件的制造所使用的热成形用钢板的制造条件，并没有特别的限制，但通过采用以下所示的制造方法，可以优选地进行制造。

[0131] 在炉中对具有上述化学组成的钢进行熔炼，然后通过铸造将其制作成板坯。为了使钢板的纯净度为0.08％以下，在对钢水进行连续铸造时，优选的是将钢水的加热温度设定为比该钢的液相线温度高5℃以上的温度，而且将每单位时间的钢水浇注量控制在6t/min以下。

[0132] 在连续铸造时，如果钢水的每单位时间的浇注量超过6t/min，则由于结晶器内的钢水流动较快，因而在凝固壳中容易捕捉夹杂物，从而板坯中的夹杂物增加。另外，钢水加热温度如果低于比液相线温度高5℃的温度，则钢水的粘度升高，从而夹杂物在连续铸造机内难以上浮，其结果是，板坯中的夹杂物增加，从而纯净性容易恶化。

[0133] 另一方面，将距钢水液相线温度的钢水加热温度设定为5℃以上，且将每单位时间的钢水浇注量设定为6t/min以下而进行铸造，由此夹杂物便难以带入板坯内。其结果是，可以有效地减少在板坯的制作阶段的夹杂物的量，能够容易实现0.08％以下的钢板纯净度。

[0134] 在对钢水进行连续铸造时，钢水加热温度更优选设定为比液相线温度高8℃以上的温度，另外，更优选将每单位时间的钢水浇注量设定为5t/min以下。通过将钢水加热温度设定为比液相线温度高8℃以上的温度，而且将每单位时间的钢水浇注量设定为5t/min以下，从而容易将纯净度设定为0.04％以下，因而是优选的。

[0135] 为了抑制成为局部变形能力恶化的原因的MnS的集中，优选进行使Mn的中心偏析降低的中心偏析降低处理。作为中心偏析降低处理，可以例示出在板坯完全凝固前的未凝固层中，使Mn浓化了的钢水排出的方法。

[0136] 具体地说，通过实施电磁搅拌、未凝固层压下等处理，便可以使完全凝固前的Mn浓化了的钢水排出。此外，电磁搅拌处理例如可以通过在250～1000高斯下使未凝固钢水流动来进行，未凝固层压下处理例如可以通过以1mm/m左右的斜率对最终凝固部压下来进行。

[0137] 对于用上述方法得到的板坯，也可以根据需要实施均热处理(soaking treatment)。通过进行均热处理，可以使偏析的Mn扩散，从而降低偏析度。进行均热处理时优选的均热温度为1200～1300℃，均热时间为20～50小时。

[0138] 然后，对上述的板坯实施热轧。从更均匀地生成碳化物的角度考虑，热轧条件优选的是将热轧开始温度设定为1000～1300℃的温度区域，将热轧结束温度设定为850℃以上。从加工性的角度考虑，卷取温度优选为较高者，但如果过高，则因氧化皮的生成而使成品率降低，所以优选设定为500～650℃。对于通过热轧而得到的热轧钢板，采用酸洗等实施脱氧化皮处理。

[0139] 在实施方式中，为了使热成形后的原γ粒径变得微细，并且降低残留碳化物的数量密度，优选对实施过脱氧化皮处理的热轧钢板进行退火，从而形成热轧退火钢板。

[0140] 为了使热成形后的原γ粒径变得微细，优选通过溶解中的碳化物而抑制γ晶粒的生长。但是，在热成形钢板构件中，为了提高淬透性，确保高强度，并抑制孔隙的发生，优选使残留碳化物的数量密度降低。

[0141] 为了使热成形钢板构件中的原γ粒径变得微细，并且降低残留碳化物的数量密度，重要的是热成形前的钢板中存在的碳化物的形态以及碳化物中的元素的浓化程度。虽然优选碳化物微细分散，但在此情况下，碳化物的溶解加快，因而不能期待晶粒生长的抑制效果。如果Mn、Cr等元素在碳化物中浓化，则碳化物变得难以固溶。因此，优选热成形前的钢板中的碳化物的形态微细分散，而且碳化物中的元素的浓化程度较高。

[0142] 碳化物的形态可以通过调整热轧后的退火条件而进行控制。具体地说，优选将退火温度设定为Ac1点以下且Ac1点－100℃以上，并进行5小时以下的退火。

[0143] 如果使热轧后的卷取温度在550℃以下，则碳化物变得容易微细分散。然而，由于碳化物中的元素的浓化程度也降低，因而通过进行退火，使元素的浓化得以发展。

[0144] 在卷取温度为550℃以上的情况下，珠光体得以生成，从而向珠光体中的碳化物中的元素浓化得以进行。在此情况下，为了分割珠光体而使碳化物分散，可进行退火。

[0145] 作为实施方式中的热成形钢板构件用钢板，可以使用上述热轧退火钢板、对该热轧退火钢板实施冷轧所得到的冷轧钢板、或者对该冷轧钢板实施退火所得到的冷轧退火钢板。处理工序可以根据产品的板厚精度要求水平等进行适当的选择。此外，由于碳化物为硬质，因而即使在实施冷轧的情况下，其形态也不会变化，冷轧后也可以维持冷轧前的存在形态。

[0146] 冷轧可以采用通常的方法来进行。从确保良好的平坦性的角度考虑，冷轧中的压下率优选设定为30％以上。另一方面，为了避免载荷过大，冷轧中的压下率优选设定为80％以下。

[0147] 在对冷轧钢板实施退火的情况下，优选事前进行脱脂等处理。为了消除冷轧应力，退火优选在Ac1点以下，进行小时以下、最好在3小时以下的退火。

[0148] (E)镀层的形成方法

[0149] 如前所述，实施方式的热成形钢板构件以耐蚀性的提高等为目的，也可以在其表面具有镀层。镀层的形成优选对实施热成形之前的钢板来进行。在对钢板表面实施锌系镀层的情况下，从生产率的角度考虑，优选在连续热浸镀锌生产线中实施锌系热浸镀。在此情况下，既可以在连续热浸镀锌生产线中于镀覆处理之前实施退火，也可以使加热保持温度成为低温、不进行退火而仅实施镀覆处理。另外，也可以在热浸镀锌后进行合金化热处理，从而形成合金化热浸镀锌钢板。锌系镀层也可以通过电镀来加以实施。此外，锌系镀层虽然可以施加在钢材表面的至少一部分上，但在钢板的情况下，通常施加在单面或两面的整个表面上。

[0150] (F)热成形钢板构件的制造方法

[0151] 对上述的热成形用钢板实施热成形，便可以得到高强度热成形钢板构件。热成形时的钢板的加热速度从抑制晶粒生长的角度考虑，优选为20℃/sec以上。进一步优选为50℃/sec以上。热成形时的钢板的加热温度优选设定为超过Ac3点且在1050℃以下的温度。在加热温度为Ac3点以下时，在热成形前不会成为奥氏体单相状态，铁素体、珠光体或者贝氏体在钢板中残存下来。其结果是，在热成形后往往不会成为以马氏体为主体的金属组织，从而不能得到所希望的硬度。另外，热成形钢板构件的硬度偏差也增大，而且局部变形能力也发生劣化。

[0152] 另一方面，如果加热温度超过1050℃，则奥氏体粗大化，有时使钢板构件的局部变形能力劣化。因此，热成形时的钢板的加热温度优选设定为1050℃以下。另外，如果加热时间低于1min，则即使加热，奥氏体单相化往往也不充分，进而碳化物的溶解并不充分，因而γ粒径即使变得微细，残留碳化物的数量密度也增大。如果超过10min，则奥氏体粗大化，有时使热成形钢板构件的局部变形能力劣化。因此，热成形时的钢板的加热时间优选设定为1～10min。

[0153] 如果热成形开始温度为低于Ar3点的温度，则开始铁素体相变，因而即使此后进行强制冷却，往往也不能成为以马氏体为主体的组织。因此，热成形开始温度优选设定为Ar3点以上。热成形后，优选以10℃/sec以上的冷却速度进行骤冷，更优选以20℃/sec以上的速度进行骤冷。冷却速度的上限并没有特别的规定。

[0154] 为了获得硬度偏差较少的具有马氏体主体的金属组织的热成形钢板构件，优选在热成形后，骤冷至钢板的表面温度为350℃以下。冷却结束温度优选设定为100℃以下，更优选设定为室温。

[0155] 下面根据实施例，就实施方式进行更具体的说明，但本发明并不局限于这些实施例。

[0156] 实施例

[0157] 利用试验转炉对具有表1所示的化学成分的钢进行熔炼，采用连续铸造试验机实施连续铸造，从而制作出宽度1000mm、厚度250mm的板坯。在表1中，＊意味着偏离实施方式的组成范围。在表2所示的条件下，进行钢水的加热温度以及每单位时间的钢水浇注量的调整。板坯的冷却速度的控制通过变更2次冷却喷淋带的水量来进行。中心偏析降低处理通过使用辊，以1mm/m的斜率对凝固末期部实施轻压下，从而排出最终凝固部的浓化钢水来进行。然后，对于一部分板坯，在1250℃、24小时的条件下实施均热处理。

[0158]

[0159]

[0160] 对于所得到的板坯，采用热轧试验机实施热轧，从而制成厚度为3.0mm的热轧钢板。卷取后，对热轧钢板进行酸洗，进而实施退火。对于一部分钢板，进而采用冷轧试验机实施冷轧，从而制成厚度为1.5mm的冷轧钢板。再者，在600℃下对一部分冷轧钢板实施2h的退火，从而得到冷轧退火钢板。

[0161] 然后，如图1和图2所示，对上述的热成形用钢板1使用热压试验装置，利用模具(冲头11、冲模12)实施热压(帽子成形)，从而得到热成形钢板构件2。使表面温度处于820℃～1100℃之间而改变条件，在加热炉内对钢板进行加热，并在该温度下保持90秒，之后从加热炉中取出，立即采用带冷却装置的模具实施热压，在成形的同时实施淬火处理。对于上述热成形钢板构件，进行了以下的评价。评价结果如表2所示。此外，在表2中，“热轧”是指实施热轧后的厚度为3.0mm的热轧钢板，“冷轧”是指对该热轧钢板进一步实施冷轧后的厚度为
1.5mm的冷轧钢板。＊意味着偏离实施方式的范围。

[0162] ＜热成形钢板构件的机械特性的评价＞

[0163] 对于热成形钢板构件，从轧制直角方向采集JIS 5号拉伸试验片，并根据JIS Z 2241(2011)实施拉伸试验，从而进行了抗拉强度(TS)的测定。

[0164] ＜金属组织的鉴定＞

[0165] 对热成形钢板构件进行切割，以便使与轧制方向平行的断面中的板厚中央部成为观察面，然后进行镜面研磨。然后，进行硝酸乙醇腐蚀，使用扫描型电子显微镜(放大倍数为2000倍)而对各试料的5个视场进行金属组织的观察。对得到的显微镜照片进行图像处理，从而求出铁素体的面积率，将其作为铁素体的体积率。另外，对于金属组织中的残余奥氏体的体积率，使用X射线衍射(XRD)求出。然后，将它们的剩余部分以低温相变组织的体积率的形式算出。关于残余γ体积率，对距钢板表面为板厚的1/8的内层进行化学研磨，然后通过使用Mo管球的X射线衍射，测得铁素体的(200)的衍射强度Iα(200)、铁素体的(211)的衍射强度Iα(211)与奥氏体的(220)的衍射强度Iγ(220)以及(311)的衍射强度Iγ(311)的强度比，从而由该强度比求出残余γ体积率。

[0166] Vγ(体积％)＝0.25×{Iγ(220)/(1.35×Iα(200)+Iγ(220))+Iγ(220)/(0.69×Iα(211)+Iγ(220))+Iγ(311)/(1.5×Iα(200)+Iγ(311))+Iγ(311)/(0.69×Iα(211)+Iγ(311))}

[0167] ＜纯净度的评价＞

[0168] 对于热成形钢板构件，从5个部位切出试验材料。对于各试验材料的相对于板厚t的1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用点估计法对纯净度进行了调查。然后，将各板厚的纯净度的值最大(纯净性最低)的数值设定为该试验材料的纯净度的值。

[0169] ＜Mn偏析度α的测量＞

[0170] 在热成形钢板构件的板厚中央部，进行使用EPMA的在线分析，从其分析结果按高的顺序选择3个测定值，然后算出其平均值，从而求出在板厚中心部的最大Mn浓度。另外，在热成形钢板构件的距表面为板厚的1/4的深度位置，使用EPMA进行10个部位的分析，算出其平均值，从而求出距表面为板厚的1/4的深度位置的平均Mn浓度。然后，将上述的在板厚中心部的最大Mn浓度除以距表面为板厚的1/4的深度位置的平均Mn浓度，从而求出Mn偏析度α。

[0171] ＜原γ晶粒的平均粒径的测定＞

[0172] 热成形钢板构件中的原γ晶粒的平均粒径采用以下的方法求出：测量测定视场内的晶粒数，将测定视场的面积除以该晶粒数，从而求出晶粒的平均面积，并算出以当量圆直径计的结晶粒径。此时，处于视场边界的晶粒作为1/2个进行测量，关于观察倍数，优选进行适当的调整，使晶粒数在200个以上。

[0173] ＜残留碳化物的数量密度＞

[0174] 使用苦味醇液对热成形钢板构件的表面进行腐蚀，采用扫描型电子显微镜放大2000倍，进行多个视场的观察。此时，数出存在碳化物的视场的数量，算出每1mm2的个数。

[0175] ＜局部变形能力的测定＞

[0176] 局部变形能力的测定通过缺口拉伸试验来进行。在采集的拉伸试验片中，平行部的宽度为16.5mm，平行部长度为60mm，并将轧制方向设定为长度方向。另外，在上述拉伸试验片的长度中央部加工出深度为2mm的V缺口，将其作为缺口拉伸试验片。缺口试验片的厚度设定为1.4mm。缺口拉伸试验片的形状如图3所示。使用上述的缺口拉伸试验片进行拉伸试验，在V缺口部发生断裂的时点测定缺口拉伸率，以进行局部变形能力的评价。标距设定为5mm，拉伸试验时的拉伸速度(十字头速度：crosshead speed)设定为0.5mm/min。

[0177] ＜硬度的偏差＞

[0178] 作为硬度稳定性的评价，进行了下述的试验。采用热处理模拟装置，以10℃/sec将热成形用钢板加热至900℃，然后保持150sec。然后，分别采用大约80℃/sec以及10℃/sec的冷却速度冷却至室温。对于各自的试料，在断面的板厚的1/4位置进行维氏硬度试验。硬度测定根据JIS Z2244(2009)来进行，试验力设定为9.8N，进行5点测定，并求出其平均值。冷却速度大约为80℃/sec以及10℃/sec时，将各自的硬度的平均值设定为HS80、HS10，并将其差ΔHv作为硬度稳定性的指标。

[0179] 在硬度稳定性和局部变形能力的评价中，将各自的ΔHv为50以下、以及缺口拉伸率为6％以上者判断为良好。

[0180] 由表2可知：在试验编号2中，虽然钢的组成满足实施方式的范围，但每单位时间的钢水浇注量较大，因而结果是纯净度的值超过0.08％，局部变形能力较差。

[0181] 在试验编号3中，由于没有实施中心偏析降低处理以及均热处理，因而结果是Mn偏析度超过1.6，局部变形能力较差。

[0182] 在试验编号5中，由于钢水加热温度较低，因而结果是纯净度的值超过0.08％，局部变形能力较差。

[0183] 在试验编号6中，由于热成形温度较低，因而结果是在热成形后，铁素体体积率超过3％，硬度稳定性较差，而且由于残留碳化物的数量密度也高达8.0×103个/mm2，因而局部变形能力较差。

[0184] 在试验编号9中，由于热成形时的加热温度较高，因而结果是原γ粒径增大，局部变形能力较差。

[0185] 在试验编号11中，由于热轧后的卷取温度较高，因而结果是残留碳化物密度升高，局部变形能力较差。

[0186] 在试验编号14中，由于热轧后的退火温度较高且退火时间也较长，因而结果是在热成形后，铁素体体积率超过3％，硬度稳定性较差。另外，碳化物的溶解并不充分，残留碳化物密度升高，结果是局部变形能力较差。

[0187] 在试验编号16中，由于S含量超过实施方式的范围的上限值，因而结果是纯净度的值超过0.08％，局部变形能力较差。

[0188] 在试验编号17中，由于Mn含量超过实施方式的范围的上限值，因而结果是Mn偏析度超过1.6，局部变形能力较差。

[0189] 在试验编号18中，由于Si含量超过实施方式的范围的上限值，因而结果是A3点上升，热成形后铁素体的体积率超过3％，硬度稳定性较差。

[0190] 在试验编号19中，由于C含量超过实施方式的范围的上限值，因而结果是局部变形能力较差。

[0191] 在试验编号20中，由于Cr含量比实施方式的范围低，因而结果是硬度稳定性较差。

[0192] 另一方面，满足实施方式范围的试验编号1、4、7、8、10、12、13以及15的结果是硬度稳定性和局部变形能力两者均优良。

[0193] 申请日为2014年5月15日的日本专利申请2014-101443号以及申请日为2014年5月15日的日本专利申请2014-101444号所公开的整个内容通过参照而编入本说明书中。

[0194] 本说明书中记载的所有文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入本说明书中，其中每个文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入的内容与其具体且分别地记载的情况相同。

[0195] 以上就各种典型的实施方式进行了说明，但本发明并不局限于这些实施方式。本发明的范围仅由以下的权利要求书进行限定。