热冲压用钢板及热冲压成形体的制作方法

1.本发明涉及热冲压用钢板及热冲压成形体。
2.本技术基于2020年5月13日在日本技术的特愿2020-084593号及特愿2020-084592号而主张优先权，并将其内容援引于此。


背景技术：

3.近年来，从保护环境及节省资源化的观点出发，要求汽车车身的轻量化，对汽车构件应用了高强度钢板。汽车构件通过压制成形来制造，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，对于高强度钢板，向复杂形状的构件的成形性成为课题。
4.为了解决这样的课题，加热至钢板发生软质化的奥氏体区域的高温之后实施压制成形的热冲压技术的应用正在推进。热冲压作为下述技术受到关注：通过与压制加工同时地在模具内实施淬火处理，从而兼顾向汽车构件的成形性和汽车构件的强度。
5.关于将钢板通过热冲压进行加工而得到的汽车构件，为了得到更高的车身轻量化效果，需要得到高强度并且碰撞特性也优异的构件。作为用于提高汽车构件的碰撞特性的技术，特别研究了提高汽车构件的弯曲性的技术。
6.在专利文献1中公开了一种冲击吸收特性优异的高强度压制部件，其中，压制部件的板厚中央的硬度为hv400以上，在压制部件的表层具有硬度为hv300以下的软质层，该软质层的厚度为20～200μm。
7.在专利文献2中公开了一种均匀伸长率及扩孔性优异的高强度冷轧钢板，其控制了钢板中央部的织构。
8.在弯曲变形时，从汽车构件的表面开始变形，变形逐渐向汽车构件的内部进展。因此，为了进一步提高汽车构件的弯曲性，下述方式是有效的：在提高汽车构件的表层的弯曲变形能力的基础上，提高汽车构件的内部的弯曲变形能力。在专利文献1及2中，关于提高汽车构件的表层部及内部这两者的弯曲变形能力并未作考虑。
9.此外，如果为了提高汽车构件的弯曲性而将汽车构件的表层软质化，则存在耐载荷降低的课题。
10.现有技术文献
11.专利文献
12.专利文献1：日本特开2015-30890号公报
13.专利文献2：国际公开第2012/144567号


技术实现要素：

14.发明所要解决的课题
15.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优异的强度及弯曲性、并且耐载荷高的热冲压成形体、以及能够得到该热冲压成形体的热冲压用钢板。
16.用于解决课题的手段
17.本发明的主旨如下所述。
18.(1)本发明的一个方案的热冲压用钢板的化学组成以质量％计含有：
19.c：0.15～0.50％、
20.si：0.0010～3.000％、
21.mn：0.30～3.00％、
22.al：0.0002～2.000％、
23.p：0.100％以下、
24.s：0.1000％以下、
25.n：0.0100％以下、
26.nb：0～0.15％、
27.ti：0～0.15％、
28.v：0～0.15％、
29.mo：0～1.0％、
30.cr：0～1.0％、
31.cu：0～1.0％、
32.ni：0～1.0％、
33.b：0～0.0100％、
34.ca：0～0.010％、及
35.rem：0～0.30％，
36.剩余部分包含fe及杂质，
37.所述热冲压用钢板具有包含下述组织的金属组织：以面积率计，合计为20～80％的铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体；和包含珠光体及碳化物的剩余组织，
38.在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.5，
39.在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.0。
40.(2)根据上述(1)所述的热冲压用钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有下述元素中的1种以上：
41.nb：0.05～0.15％、
42.ti：0.05～0.15％、
43.v：0.05～0.15％、
44.mo：0.05～1.0％、
45.cr：0.05～1.0％、
46.cu：0.05～1.0％、
47.ni：0.05～1.0％、
48.b：0.0001～0.0100％、
49.ca：0.001～0.010％、及
50.rem：0.001～0.30％。
51.(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压用钢板，其脱碳指标也可以为0.085以上。
52.(4)本发明的另一方案的热冲压成形体的化学组成以质量％计含有：
53.c：0.15～0.50％、
54.si：0.0010～3.000％、
55.mn：0.30～3.00％、
56.al：0.0002～2.000％、
57.p：0.100％以下、
58.s：0.1000％以下、
59.n：0.0100％以下、
60.nb：0～0.15％、
61.ti：0～0.15％、
62.v：0～0.15％、
63.mo：0～1.0％、
64.cr：0～1.0％、
65.cu：0～1.0％、
66.ni：0～1.0％、
67.b：0～0.0100％、
68.ca：0～0.010％、及
69.rem：0～0.30％，
70.剩余部分包含fe及杂质，
71.所述热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，
72.在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.8，
73.在距离上述表面为上述板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.3。
74.(5)根据上述(4)所述的热冲压成形体，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有下述元素中的1种以上：
75.nb：0.05～0.15％、
76.ti：0.05～0.15％、
77.v：0.05～0.15％、
78.mo：0.05～1.0％、
79.cr：0.05～1.0％、
80.cu：0.05～1.0％、
81.ni：0.05～1.0％、
82.b：0.0001～0.0100％、
83.ca：0.001～0.010％、及
84.rem：0.001～0.30％。
85.(6)根据上述(4)或(5)所述的热冲压成形体，其脱碳指标也可以为0.085以上。
86.发明效果
87.根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度及弯曲性、并且耐载荷高的热冲压成形体、以及能够得到该热冲压成形体的热冲压用钢板。
具体实施方式
88.本发明的发明者们对在热冲压后不仅可得到1.5～2.5gpa的抗拉(最大)强度及优异的弯曲性、而且还能够抑制耐载荷的劣化的方法进行了研究。其结果是，本发明的发明者们认识到：在热冲压成形体中，通过不仅使钢板的表层发生软质化，而且还控制板厚方向的规定位置处的织构，从而能够得到高强度，且比以往更为优异的弯曲性，并且能够抑制耐载荷的劣化。
89.织构会受到热冲压前的金属组织的织构及碳浓度的影响。因此，本发明的发明者们认识到：为了在热冲压成形体中得到所期望的织构，在热轧后的钢板中控制织构、进而在之后的退火中减少钢板表层的碳量是有效的。
90.以下，对本实施方式的热冲压用钢板及热冲压成形体进行详细说明。首先，对本实施方式的热冲压用钢板的化学组成的限定理由进行说明。
91.需要说明的是，关于以下记载的夹有“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。关于表示为“低于”、“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。关于化学组成的“％”全部表示“质量％”。
92.本实施方式的热冲压用钢板的化学组成以质量％计含有c：0.15～0.50％、si：0.0010～3.000％、mn：0.30～3.00％、al：0.0002～2.000％、p：0.100％以下、s：0.1000％以下、n：0.0100％以下、nb：0～0.15％、ti：0～0.15％、v：0～0.15％、mo：0～1.0％、cr：0～1.0％、cu：0～1.0％、ni：0～1.0％、b：0～0.0100％、ca：0～0.010％及rem：0～0.30％，剩余部分包含fe及杂质。
93.以下，对各元素进行说明。
94.c：0.15～0.50％
95.c是提高热冲压成形体的强度的元素。c含量低于0.15％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0.15％以上。c含量优选为0.17％以上、0.20％以上、0.23％以上。另一方面，c含量超过0.50％时，无法得到优异的弯曲性。因此，c含量设定为0.50％以下。优选c含量为0.46％以下、0.43％以下。
96.si：0.0010～3.000％
97.si是通过固溶强化来提高热冲压成形体的强度的元素。si含量低于0.0010％时，无法得到所期望的强度。因此，si含量设定为0.0010％以上。si含量优选为0.050％以上、0.100％以上、0.300％以上、0.500％以上。另一方面，si含量超过3.000％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3.000％以下。si含量优选为2.700％以下、2.500％以下。
98.mn：0.30～3.00％
99.mn是提高钢的淬透性的元素。为了提高淬透性、在热冲压后得到所期望量的马氏体，mn含量设定为0.30％以上。mn含量优选为0.50％以上、0.70％以上、1.00％以上。另一方面，mn含量超过3.00％时，变得容易因mn偏析而产生开裂，无法得到优异的弯曲性。因此，mn含量设定为3.00％以下。优选mn含量为2.70％以下、2.50％以下、2.30％以下。
100.al：0.0002～2.000％
101.al是下述元素：通过将钢液进行脱氧、抑制成为破坏的起点的氧化物的生成，从而提高变形能力、提高热冲压成形体的弯曲性。al含量低于0.0002％时，无法充分进行脱氧，生成粗大的氧化物，得不到上述效果。因此，al含量设定为0.0002％以上。al含量优选为0.001％以上。另一方面，如果al含量超过2.000％，则在钢中生成粗大的氧化物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，al含量设定为2.000％以下。al含量优选为1.700％以下或1.500％以下。
102.p：0.100％以下
103.p是杂质元素，通过在晶界处偏析而成为破坏的起点。因此，p含量限制为0.100％以下。p含量优选为0.050％以下。p含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱p成本大幅上升，在经济上是不优选的。因此，p含量也可以设定为0.0001％以上。
104.s：0.1000％以下
105.s是杂质元素，在钢中形成夹杂物。该夹杂物会成为破坏的起点，因此s含量限制为0.1000％以下。s含量优选为0.0500％以下、0.0300％以下。s含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱s成本大幅上升，在经济上是不优选的。因此，s含量也可以设定为0.0001％以上。
106.n：0.0100％以下
107.n是杂质元素，在钢中形成氮化物。该氮化物会成为破坏的起点，因此n含量限制为0.0100％以下。n含量优选为0.0050％以下。n含量的下限没有特别限定，但如果降低至低于0.0001％，则脱n成本大幅上升，在经济上是不优选的。因此，n含量也可以设定为0.0001％以上。
108.本实施方式的热冲压用钢板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料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本实施方式的热冲压用钢板的特性的范围内被容许的元素。
109.本实施方式的热冲压用钢板也可以含有以下的元素作为任选元素来代替fe的一部分。在不含有以下的任选元素的情况下的含量为0％。
110.nb：0～0.15％
111.ti：0～0.15％
112.v：0～0.15％
113.nb及ti具有下述效果：在钢中形成碳氮化物，通过析出强化来提高热冲压成形体的强度。为了可靠地发挥该效果，优选将nb、ti及v中的即使1种的含量也设定为0.05％以上。另一方面，在将nb、ti及v中的即使1种的含量设定为超过0.15％的情况下，也会在钢中大量地生成碳氮化物从而热冲压成形体的延展性降低。因此，nb含量、ti含量及v含量分别设定为0.15％以下。
114.mo：0～1.0％
115.cr：0～1.0％
116.cu：0～1.0％
117.ni：0～1.0％
118.mo及cr具有下述作用：通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中，从而提高热冲压成形体的强度。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将mo、cr、cu及ni中的即使1种的含量也设定为0.05％以上。另一方面，即使大量地含有mo、cr、cu及ni，上述效果也饱和，因此mo含量、cr含量、cu含量、ni含量优选分别设定为1.0％以下。
119.b：0～0.0100％
120.b是提高钢的淬透性的元素。为了可靠地得到该效果，b含量优选设定为0.0001％以上。另一方面，即使将b含量设定为超过0.0100％，淬透性提高的效果也饱和。因此，b含量设定为0.0100％以下。
121.ca：0～0.010％
122.rem：0～0.30％
123.ca及rem是下述元素：通过抑制成为破坏的起点的氧化物的生成，从而提高变形能力、提高热冲压成形体的弯曲性。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将ca及rem中的即使1种的含量也设定为0.001％以上。另一方面，即使大量地含有ca及rem，上述效果也饱和，因此ca含量设定为0.010％以下，rem含量设定为0.30％以下。
124.需要说明的是，本实施方式中所谓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。
125.上述的热冲压用钢板的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。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 emission spectrometry)进行测定即可。此外，c及s使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，n使用不活泼性气体熔融-热导率法进行测定即可。当在热冲压用钢板的表面具备镀层的情况下，通过机械磨削除去镀层后进行化学组成的分析即可。
126.接下来，对本实施方式的热冲压用钢板的金属组织进行说明。
127.本实施方式的热冲压用钢板具有包含下述组织的金属组织：以面积率计，合计为20～80％的铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体；和包含珠光体及碳化物的剩余组织。以下说明的关于金属组织的“％”全部为“面积％”。
128.铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体：20～80％
129.铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体是用于在热冲压成形体中得到所期望的织构所必需的组织。如果这些组织的合计的面积率低于20％，则在热冲压成形体中无法得到所期望的织构。因此，铁素体的面积率设定为20％以上。优选为30％以上、40％以上。另一方面，如果这些组织的面积率超过80％，则在剩余部分的珠光体中碳发生浓集，在热冲压加热时碳化物变得不易溶解，在变形时成为开裂的起点。因此，设定为80％以下。优选为70％以下、60％以下。
130.剩余组织：珠光体及碳化物
131.热冲压用钢板的金属组织的剩余组织包含珠光体及碳化物。在热冲压用钢板的金属组织中，不包含除上述的组织和珠光体及碳化物以外的组织，因此剩余组织的面积率也可以设定为20～80％。
132.热冲压用钢板的金属组织的测定方法
133.从热冲压用钢板的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置采集样品的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切取出样品。样品的大小也因测定装置而异，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
134.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，使用胶体二氧化硅溶液实施精磨。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处的、长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域中，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，以200～300点/秒的解析速度来实施。使用在ebsd解析装置所附属的软件“oim analysis(注册商标)”中搭载的“phase map”功能，算出晶体结构为bcc的区域的面积率，由此能够得到铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体的合计的面积率。
135.珠光体及碳化物可以通过下述的方法来鉴定。将样品的截面使用#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，实施硝酸乙醇蚀刻。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处的、长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域中，使用热场发射型扫描电子显微镜(jeol制jsm-7001f)来拍摄多个视场的照片。在拍摄照片上描绘出等间隔的格子，对格子点处的组织进行鉴定。求出对应于各组织的格子点数，并除以总格子点数，由此得到各组织的面积率。总格子点数越多，则越能够准确地求出面积率。在本实施方式中，格子间距设定为2μm
×
2μm，总格子点数设定为1500点。将亮度明亮的粒子视为碳化物，将亮度明亮的区域以粒状或板状且片层状地配置的区域视为珠光体。
136.接下来，对本实施方式的热冲压用钢板的织构进行说明。
137.本实施方式的热冲压用钢板在表面～距离表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.5，在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.0。
138.需要说明的是，在由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群中，包含{001}《1-10》、{001}《1-20》、{001}《0-10》及{001}《-1-10》的晶体取向。在由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群中，包含{111}《1-10》、{111}《1-20》、{111}《0-10》及{111}《-1-12》的晶体取向。
139.表面～距离表面为板厚1/4位置的织构：由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.5
140.在表面～距离表面为板厚1/4位置(以下，有时记载为表层区域)的织构中，将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于1.5。
141.通过优选地控制热冲压用钢板的表层区域的织构，从而在热冲压的加热时，能够抑制碳向表层区域中复碳(碳从内部区域扩散至低c浓度的表层区域)，并且通过在像钢板表面附近那样承担由变形产生的能量吸收的表层区域中使容易将通过弯曲变形而被导入
的应变缓和的织构发达，从而在热冲压后，能够得到弯曲性优异的热冲压用钢板。
142.如果表层区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比为1.5以上，则无法得到上述效果。因此，表层区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于1.5。优选低于1.2。
143.表层区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比从确保热冲压成形体中的强度的观点出发也可以设定为0.4以上。
144.距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构：由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.0
145.在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置(以下，有时记载为内部区域)的织构中，将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于2.0。
146.通过优选地控制热冲压用钢板的内部区域的织构，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够使具有不易破坏的晶界的织构发达，能够在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷。如果内部区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比为2.0以上，则无法得到上述效果。因此，内部区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于2.0。优选低于1.6。
147.内部区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比从确保韧性的观点出发也可以设定为0.4以上。
148.极密度的测定方法
149.表层区域及内部区域的极密度通过以下的方法来测定。
150.表层区域及内部区域的极密度可以以下述方式求出：使用将扫描电子显微镜与ebsd解析装置组合而成的装置及tsl公司制的oim analysis(注册商标)，通过ebsd(电子背散射衍射；electron back scattering diffraction)法测定取向数据，对由此获得的取向数据使用球面调和函数进行计算来算出表示三维织构的晶体取向分布函数(odf：orientation distribution function)，由该晶体取向分布函数来求出。
151.关于测定范围，对于表层区域，设定为表面～距离表面为板厚1/4位置的区域(将表面设定为起始点、将距离表面在板厚方向上为板厚1/4的位置设定为终点的区域)，对于内部区域，设定为距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的区域(将距离表面在板厚方向上为板厚1/4位置设定为起始点、将距离表面在板厚方向上为板厚1/2的位置设定为终点的区域)。测定间距设定为5μm/步长。
152.将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度的平均值除以由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度的平均值而得到的值设定为由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的
极密度之比。
153.需要说明的是，{hkl}表示与轧制面平行的晶面，《uvw》表示与轧制方向平行的晶体方向。即，{hkl}《uvw》表示{hkl}朝向板面法线方向、《uvw》朝向轧制方向的晶体。
154.本实施方式的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，从而在热冲压后，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。
155.热冲压用钢板的脱碳指标为0.085以上
156.通过优选地控制热冲压用钢板的脱碳指标，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够促进具有不易破坏的晶界的织构的发达，能够在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷。热冲压用钢板的脱碳指标优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，上限值成为1.000。
157.脱碳指标的测定方法
158.脱碳指标是将钢板表层中的碳的减少量进行定量化的指标，可以通过下述的方法来算出。使用辉光放电发光分析装置(glow discharge optical emission spectrometry、gd-oes)来测定热冲压用钢板中的板厚方向的元素浓度分布。这里，测定范围设定为钢板的最表面～200μm深度，测定间隔设定为0.02μm以下。测定对于热冲压用钢板中所含的全部元素进行实施。
159.对于在表面具有镀层或涂装膜等的钢板，按照能够进行从钢板的最表面至200μm深度位置为止的测定的方式，通过机械研磨或化学研磨将镀层或涂装等的一部分或全部除去后供于gd-oes测定。在gd-oes测定中将铁的浓度成为90质量％以上的区域判定为钢板，将铁浓度成为90质量％的测定点设定为钢板的最表面位置。
160.接着，对于钢板的距离最表面位置为180μm深度～200μm深度中的碳浓度的测定值(1000个点以上)算出平均值，将该平均值视为钢板母材的碳浓度。
161.或者，在从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值为下述的情况下，也可以将从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值设定为钢板母材的碳浓度：从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值与从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值的最大值之差的绝对值为0.1％以下，并且从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的平均值与从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值的最小值之差的绝对值为0.1％以下。
162.单位深度为20μm，所谓最深部是指：在钢板的最表面位置～200μm深度的位置中，在以每单位深度标记位置的情况下的深处的位置。例如，在最深部为120μm的情况下，“从最深部向表层侧至20μm为止的区域中的碳浓度的测定值”是指100μm位置～120μm位置中所含的测定点处的碳浓度的含义。
163.在钢板的最表面位置～200μm深度的位置中，算出每单位深度的碳浓度的减少量(从母材的碳浓度中减去各测定点处的碳浓度而得到的值)，求出单位深度与碳浓度的减少量之积的积分值，设定为碳的缺乏区域的面积(面积a)。接着，将母材的碳浓度与200μm之积设定为基准面积(面积b)，将碳缺乏面积(面积a)除以基准面积(面积b)而得到的值设定为脱碳指标。
164.接下来，对通过对上述的热冲压用钢板应用后述的制造方法而能够得到的热冲压
成形体进行说明。就本实施方式的热冲压成形体而言，其特征在于，通过在表层区域和内部区域中使织构发生变化，从而提高表层区域的金属组织的变形能力，与此同时提高内部的耐载荷。此外，本实施方式的热冲压成形体的化学组成与上述的热冲压用钢板的化学组成相同，因此省略说明。
165.本实施方式的热冲压成形体具有包含以面积率计合计为90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体的金属组织，在表面～距离上述表面为板厚1/4位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.8，在距离上述表面为板厚1/4位置～距离上述表面为板厚1/2位置的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.3。此外，以下说明的关于金属组织的“％”全部为“面积％”。
166.马氏体、贝氏体及回火马氏体：合计为90％以上
167.马氏体、贝氏体及回火马氏体是用于得到所期望的强度所需的组织。如果马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率的合计低于90％，则无法得到所期望的强度。因此，马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率合计设定为90％以上。优选为93％以上、95％以上。马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率越多越优选，因此马氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率也可以设定为100％。
168.需要说明的是，在本实施方式中，也可以合计包含90％以上的马氏体、贝氏体及回火马氏体中的2种以上，还可以包含90％以上的马氏体、贝氏体或回火马氏体中的1种。
169.本实施方式的热冲压成形体有可能包含铁素体及粒状贝氏体中的1种以上作为剩余组织。如果这些剩余组织的面积率超过10％，则无法得到所期望的耐载荷。因此，剩余组织的面积率也可以设定为10％以下。剩余组织的面积率越少越优选，因此剩余组织的面积率也可以设定为7％以下、5％以下、0％。
170.马氏体、贝氏体及回火马氏体面积率的测定方法
171.本实施方式的热冲压成形体的金属组织通过以下的方法来测定。
172.从热冲压成形体的与端面相距50mm以上的任意位置(在无法从该位置采集样品的情况下，为避开端部的位置)，按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切取出样品。样品的大小也因测定装置而异，但设定为在轧制方向上可观察10mm左右的大小。
173.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胶体二氧化硅进行8分钟研磨，将被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位置处，对长度为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，取得晶体取向信息。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
×
10-5
pa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。
174.将所得到的晶体取向信息使用在ebsd解析装置所附属的软件“oim analysis(注册商标)”中搭载的“phase map”功能，确定晶体结构为bcc的区域。将晶体结构为bcc的区域判断为贝氏体、回火马氏体、马氏体、粒状贝氏体及铁素体。对于这些区域，使用在ebsd解析
装置所附属的软件“oim analysis(注册商标)”中搭载的“grain average misorientation”功能，将grain average misorientation值超过3.0
°
的区域判定为马氏体、贝氏体及回火马氏体，通过算出这些面积率的合计，得到“马氏体、贝氏体及回火马氏体”的面积率的合计。
175.剩余组织的面积率通过从100％中减去“马氏体、贝氏体及回火马氏体”的面积率的合计来获得即可。
176.表面～距离表面为板厚1/4位置的织构：由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于1.8
177.在表面～距离表面为板厚1/4位置(表层区域)的织构中，通过将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于1.8，能够提高弯曲性。因此，在表层区域的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于1.8。优选低于1.7、低于1.6。
178.表层区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比从确保强度的观点出发也可以设定为0.4以上。
179.距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构：由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比低于2.3
180.在距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置(内部区域)的织构中，通过将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3，能够得到高的耐载荷。因此，在内部区域的织构中，由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3。优选低于2.2、低于2.1。
181.内部区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比从确保韧性的观点出发也可以设定为0.4以上。
182.表层区域及内部区域的极密度通过与热冲压用钢板时同样的方法进行测定即可。但是，热冲压成形体中的轧制方向通过以下的方法来判别即可。
183.首先，按照可观察热冲压成形体的板厚截面的方式采集试验片。将所采集的试验片的板厚截面通过镜面研磨进行精加工后，使用光学显微镜进行观察。观察范围设定为板厚的整个厚度，将亮度暗的区域判定为夹杂物。在夹杂物中的长轴长度为40μm以上的夹杂物中，将与夹杂物伸展的方向平行的方向判别为轧制方向。
184.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，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。
185.热冲压成形体的脱碳指标为0.085以上
186.通过优选地控制热冲压成形体的脱碳指标，从而在像钢板内部附近那样承担耐载荷的区域中，能够促进具有不易破坏的晶界的织构的发达，能够在维持优异的弯曲性的同
时还提高耐载荷。热冲压成形体的脱碳指标优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，脱碳指标的上限值成为1.000，但为了在维持优异的弯曲性的同时还提高耐载荷，优选为0.500以下，更优选为0.040以下。
187.热冲压成形体的脱碳指标通过与热冲压用钢板时同样的方法进行测定即可。
188.热冲压用钢板的制造方法
189.以下，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。
190.首先，优选的是，将所铸造的铸坯加热至1200℃以上，保持20分钟以上后，在850～900℃的温度区域中以8～30％的压下率来实施热轧中的最终轧制的1道次前的轧制。接着，优选在800℃以上且低于850℃的温度区域中以6～12％的压下率来完成热轧。即，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度区域中以6～12％的压下率来实施。
191.优选的是，在热轧结束后，经过2.5秒以上后，进行热轧结束温度～450℃的温度区域的平均冷却速度低于10℃/秒的冷却。之后，优选在700℃以下的温度区域中进行卷取。进而，优选通过进行脱碳退火来制造具有上述的化学组成的热冲压用钢板。
192.本发明的发明者们认识到：在热冲压后使弯曲变形能力及耐载荷提高的织构通过从包含少量位错的奥氏体相变为铁素体或粒状贝氏体而变得发达。因此，如果最终轧制的1道次前的轧制以低于850℃来实施、或以压下率超过30％来实施，则有可能会以相变前的奥氏体的位错未恢复的状态被最终轧制，以包含位错的状态引起从奥氏体向铁素体的相变，阻碍所期望的织构的发达。
193.另一方面，如果最终轧制的1道次前的轧制以超过900℃来实施、或以压下率低于8％来实施，则有可能位错的恢复被过度促进，奥氏体中的位错密度变得过低，无法得到所期望的织构。
194.因此，热轧中的最终轧制的1道次前的轧制优选在850～900℃的温度区域中以8～30％的压下率来实施。
195.如果最终轧制以低于800℃来实施、或以压下率超过12％来实施，则有可能以相变前的奥氏体的位错未恢复的状态被最终轧制，以包含位错的状态引起从奥氏体向铁素体的相变，阻碍所期望的织构的发达。
196.另一方面，如果最终轧制以850℃以上来实施、或以压下率低于6％来实施，则有可能位错的恢复被过度促进，奥氏体中的位错密度变得过低，因此无法得到所期望的织构。
197.因此，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度区域中以6～12％的压下率来实施。
198.优选的是，在热轧结束后，经过2.5秒以上之后开始冷却。通过确保2.5秒以上的至冷却开始为止的时间，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，使所期望的织构充分发达。如果经过时间低于2.5秒，则有可能无法得到所期望的织构。
199.在热轧完成后，经过2.5秒以上之后，通过将热轧结束温度～450℃的温度区域的平均冷却速度设定为低于10℃/秒，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，使所期望的织构充分发达。如果上述温度区域中的平均冷却速度为10℃/秒以上，则有可能无法得到所期望的织构。
200.需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度设定为将所设定的范围的起始点与终点的温度差除以从起始点至终点为止的经过时间而得到的值。
201.如果卷取温度超过700℃，则有可能位错的恢复被过度促进，所期望的织构不会发达。因此，卷取温度优选设定为700℃以下。
202.通过以上的方法，得到热冲压用钢板。
203.对于通过以上的方法得到的热冲压用钢板，优选实施脱碳退火。在实施脱碳退火之前，根据需要，也可以实施以软质化为目的的热处理，进而，也可以实施累积压下率(＝{1-(冷轧后板厚/冷轧前板厚)}
×
100)为30～70％的冷轧。可以利用脱碳退火生产线实施镀覆，也可以在脱碳退火结束后再次在镀覆用的退火生产线中通板。作为对热冲压用钢板的表面所赋予的镀层，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。
204.通过实施脱碳退火来降低热冲压用钢板的表层区域的c量。作为脱碳退火的条件，优选的是，气氛设定为含有氢、氮或氧的湿润气氛，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将700～950℃的温度区域中的滞留时间设定为5秒～1200秒的条件。这里所谓的滞留时间是指下述时间：从钢板温度上升而达到700℃时起，在700～950℃下被保持，直至钢板温度降低而达到700℃时为止。
205.如果最高到达温度低于700℃、在700～950℃的温度区域中的滞留时间低于5秒，则不会充分促进c的扩散，因此有可能脱碳不进展，无法控制表层区域的织构。另一方面，如果最高到达温度超过950℃、在700～950℃的温度区域中的滞留时间超过1200秒，则有可能脱碳过度进展，在表层区域的织构中，无法将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比控制为低于1.5。
206.接下来，对使用了本实施方式的热冲压用钢板的本实施方式的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。本实施方式的热冲压成形体可以通过对由上述方法制造的热冲压用钢板在高温域中进行热冲压来获得。
207.首先，优选的是，将热冲压用钢板进行加热，在800～1000℃的温度区域中保持60～600秒钟。加热时的平均加热速度设定为0.1℃/秒～200℃/秒即可。这里所谓的平均加热速度是将加热开始时的钢板表面温度与保持温度的温度差除以从加热开始时至达到保持温度时为止的时间差而得到的值。此外，在上述的保持中，可以在800～1000℃的温度区域中使钢板温度变动，也可以设定为恒定。
208.如果加热温度低于800℃、保持时间低于60秒，则有可能碳化物的溶解变得不纯，残存的碳化物成为开裂的起点从而弯曲性降低。如果加热温度超过1000℃、保持时间超过600秒，则有可能c的扩散被过度促进，无法将内部区域的织构的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比设定为低于2.3。
209.作为热冲压前的加热方法，可列举出利用电炉或煤气炉等的加热、火焰加热、通电加热、高频加热、感应加热等。
210.在上述温度区域中保持之后，进行热冲压。在本实施方式的热冲压成形体的制造方法中，优选在650℃以上且低于1000℃的温度区域中进行成形。热冲压后优选以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度区域。
211.在本实施方式的热冲压成形体的制造方法中，如果成形温度低于650℃，则有可能无法将贝氏体、回火马氏体、马氏体的面积率的合计设定为90％，无法得到所期望的耐载
荷。如果在1000℃以上进行成形，则有可能在内部区域的织构中，粒径变得过大而无法将由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比控制为低于2.3。
212.通过以上的方法，得到热冲压成形体。此外，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来部分地设置软化区域。
213.实施例
214.接下来，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个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
215.对于将表1-1及表1-2中所示的化学组成的钢液进行铸造所制造的钢坯，在1200℃以上的温度区域中保持20分钟以上之后，以表2-1～表2-6中所示的条件实施热轧、冷轧及脱碳退火。根据需要，在实施脱碳退火之前实施了软质化热处理。此外，根据需要，实施了镀覆及镀覆退火。由此，得到表3-1～表3-3中所示的热冲压用钢板。
216.通过对所得到的热冲压用钢板以表4-a-1～表4-a-3中所示的条件进行热冲压成形，得到热冲压成形体。对于一部分的热冲压成形体，在热冲压后在150～600℃下进行回火处理。此外，对于一部分热冲压成形体，通过对热冲压成形体的一部分进行激光照射来回火，从而形成部分软化区域。在表5-a-1～表5-a-3中示出了所得到的热冲压成形体的显微组织及机械特性。
217.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。此外，表5-a-1～表5-a-3中的“表层区域的织构中的极密度比”表示“表面～距离表面为板厚1/4位置的织构中的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比”，“内部区域的织构中的极密度比”表示“距离表面为板厚1/4位置～距离表面为板厚1/2位置的织构中的由{001}《1-10》～{001}《-1-10》形成的取向群的极密度与由{111}《1-10》～{111}《-1-12》形成的取向群的极密度之比”。表5-a-1～表5-a-3中的“增加量(n/
°
)”表示“从试验刚开始后至弯曲角为20
°
为止的区域中的每单位弯曲角的载荷增加量(n/
°
)”。
218.热冲压用钢板及热冲压成形体的金属组织及织构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。
219.抗拉强度及均匀伸长率
220.热冲压成形体的抗拉(最大)强度ts及均匀伸长率uel通过下述方式来求出：从热冲压成形体的任意位置依据jis z 2241：2011来制作5号试验片，进行拉伸试验。需要说明的是，十字头速度设定为3mm/分钟。
221.将抗拉强度ts为1500mpa以上的情况作为强度优异而判定为合格，将低于1500mpa的情况作为强度低劣而判定为不合格。
222.弯曲角度及耐载荷
223.弯曲角度基于由德国汽车工业会规定的vda基准(vda238-100)通过以下的方法来评价。本实施例中，将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移以vda基准转换成角度，求出最大弯曲角度α(
°
)。将通过上述方法得到的抗拉强度ts与最大弯曲角α之积(ts
×
α)为
75000mpa
·
°
以上的情况作为弯曲性优异而判定为合格，将低于75000mpa
·
°
的情况作为弯曲性低劣而判定为不合格。
224.耐载荷是在弯曲试验中得到的载荷冲程曲线中，以从试验刚开始后至弯曲角为20
°
为止的区域中的每单位弯曲角的载荷增加量来进行评价。将每单位弯曲角的载荷增加量为400n/
°
以上的情况作为耐载荷优异而判定为合格，将低于400n/
°
的情况作为耐载荷低劣而判定为不合格。
225.弯曲试验中的条件设定为如下。
226.试验片尺寸：60mm(轧制方向)
×
30mm(与板宽方向平行的方向)
227.试验片板厚：1.6mm
228.弯曲棱线：与板宽方向平行的方向
229.试验方法：辊支撑、冲头压入
230.辊直径：φ30mm
231.冲头形状：前端r＝0.4mm
232.辊间距离：2.0
×
板厚(mm)+0.5mm
233.压入速度：20mm/分钟
234.试验机：shimadzu autograph 20kn
235.如果观察表5-a-1～表5-a-3，则可知：作为本发明例的热冲压成形体具有优异的强度、弯曲性，并且耐载荷高。
236.另一方面，可知：作为比较例的热冲压成形体的1个以上的特性低劣。
237.[表1-1]
[0238][0239]
[表1-2]
[0240][0241]
[表2-1]
[0242][0243]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0244]
[表2-2]
[0245][0246]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0247]
[表2-3]
[0248][0249]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0250]
[表2-4]
[0251][0252]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0253]
[表2-5]
[0254][0255]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0256]
[表2-6]
[0257][0258]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0259]
[表3-1]
[0260][0261]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0262]
[表3-2]
[0263][0264]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0265]
[表3-3]
[0266][0267]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0268]
[表4-a-1]
[0269][0270]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0271]
[表4-a-2]
[0272][0273]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0274]
[表4-a-3]
[0275][0276]
下划线表示为本发明的范围外、制造条件不优选。
[0277]
[表5-a-1]
[0278][0279]
下划线表示为本发明的范围外、特性不优选。
[0280]
[表5-a-2]
[0281][0282]
下划线表示为本发明的范围外、特性不优选。
[0283]
[表5-a-3]
[0284][0285]
下划线表示为本发明的范围外、特性不优选。
[0286]
产业上的可利用性
[0287]
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度及弯曲性、并且耐载荷高的热冲压成形体、以及能够得到该热冲压成形体的热冲压用钢板。