CN113840936A

CN113840936A - 热冲压成型体

Info

Publication number: CN113840936A
Application number: CN202080037238.5A
Authority: CN
Inventors: 前田大介; 户田由梨; 匹田和夫
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-05-31
Filing date: 2020-05-13
Publication date: 2021-12-24
Anticipated expiration: 2040-05-13
Also published as: CN113840936B; JPWO2020241258A1; KR20210151954A; WO2020241258A1; US12134808B2; US20220195567A1; KR102604058B1; JP7151890B2

Abstract

该热冲压成型体具有钢板和镀敷层，所述钢板具有特定的化学组成，所述镀敷层形成在所述钢板的表面上，其附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，所述镀敷层中Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成。就所述热冲压成型体而言，在所述钢板的表层区域中，金属组织以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例为35％以上。

Description

热冲压成型体

技术领域

本发明涉及热冲压成型体。具体而言，本发明涉及一种需要韧性的车辆或结构物的结构部件和增强部件中适用的、强度和韧性优异的热冲压成型体。

本申请基于2019年5月31日在日本提出的日本特愿2019-101984号而主张优先权，并引用其内容。

背景技术

近年，从环境保护及节省资源的观点出发，正在追求车辆车体的轻量化，高强度钢板在车辆用部件中的适用正在加速。车辆用部件是通过压制成型而制造的，但是，随着钢板的高强度化，不仅成型负载有所增加，成型性也有所降低，因此，对高强度钢板而言，成型为复杂形状的部件时的成型性是一个问题。为了解决这样的问题，将其加热至钢板会软质化的奥氏体域的高温后实施压制成型的热冲压技术的适用正在被推进。作为一种通过在压制加工的同时，在金属模具内实施淬火处理，而使车辆用部件的成型和强度确保同时成立的技术，热冲压正在受到关注。

然而，一般而言，由于随着钢板强度的上升，韧性会降低，因此如果在冲击变形中产生裂纹，有时存在无法得到车辆用部件所要求的耐力、吸收能量的情况。

专利文献1中公开了以下的技术：通过对热轧工序中的从精轧到卷制中的冷却速度进行控制，将贝氏体中的晶体取向差控制在5～14°，从而提高拉伸凸缘性等变形能力的技术。

专利文献2中公开了以下的技术：通过对热轧工序中的从精轧到卷制的制造条件进行控制，来控制铁素体结晶粒中特定的晶体取向群的强度，从而提高局部变形能力的技术。

专利文献3中公开了以下的技术：对热冲压用钢板进行热处理，在表层上形成铁素体，由此减少进行热压前的加热时在ZnO和钢板的界面、ZnO和Zn系镀敷层的界面处生成的空隙，提高穿孔耐腐蚀性等的技术。

专利文献4中公开了以下的热冲压成型体：在钢板的两侧叠层表层用钢板而得到的、弯曲性优异的热冲压成型体。

但是，为了得到更好的车体轻量化效果，需要更优异的强度和韧性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2016/132545号

专利文献2：日本特开2012-172203号公报

专利文献3：日本专利第5861766号公报

专利文献4：国际公开第2018/151332号

发明内容

本发明所要解决的技术问题

本发明鉴于以往技术的问题，以提供一种具有优异的强度和韧性的热冲压成型体为目的。

解决技术问题的技术手段

本发明者们就解决所述课题的方法进行了深入研究的结果，得到了以下的发现。

本发明者们发现：通过在构成热冲压成型体的钢板的表面至距离表面深度为50μm位置的区域、即表层区域中，使得金属组织以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例设为35％以上，能够提高抑制龟裂进展的效果，得到具有比以往更优异的韧性的热冲压成型体。

本发明是基于所述发现，并进行了进一步的探讨而完成的，其主旨如下。

(1)、本发明的一种方式涉及的热冲压成型体，其具有钢板和镀敷层，

所述钢板的化学组成以质量％计而含有：

C：0.15％以上、小于0.70％；

Si：0.005％以上、0.250％以下；

Mn：0.30％以上、3.00％以下；

sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下；

P：0.100％以下；

S：0.1000％以下；

N：0.0100％以下；

Nb：0％以上、0.150％以下；

Ti：0％以上、0.150％以下；

Mo：0％以上、1.000％以下；

Cr：0％以上、1.000％以下；

B：0％以上、0.0100％以下；

Ca：0％以上、0.010％以下；和

REM：0％以上、0.30％以下，

剩余部分由Fe及杂质构成，

所述镀敷层形成在所述钢板的表面上，其附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，所述镀敷层中，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成，

在所述钢板的所述表面至距离所述表面深度为50μm位置的区域、即表层区域中，金属组织以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例为35％以上。

(2)、根据项(1)所述的热冲压成型体，其中，

所述化学组成以质量％计而含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Nb：0.010％以上、0.150％以下；

Ti：0.010％以上、0.150％以下；

Mo：0.005％以上、1.000％以下；

Cr：0.005％以上、1.000％以下；

B：0.0005％以上、0.0100％以下；

Ca：0.0005％以上、0.010％以下；和

REM：0.0005％以上、0.30％以下。

发明的效果

根据本发明，能够提供一种在具有高强度的同时，还具有比以往更优异的韧性的热冲压成型体。

本发明的具体实施方式

本实施方式所涉及的热冲压成型体的特征如下。

本实施方式所涉及的热冲压成型体特征在于：通过在构成热冲压成型体的钢板的表面至距离表面深度为50μm位置的区域、即表层区域中，使得金属组织以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，使得旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例为35％以上，而抑制龟裂进展。本发明者们进行了深入研究，结果发现能够通过以下的方法而得到所述组织。

作为第一阶段，在热轧工序中，通过在1050℃以上的温度域中，以40％以上的累积压下率进行粗轧，以促进奥氏体的再结晶。接下来，通过在A₃点以上的温度域中，以5％以上、小于20％的最终压下率进行精轧，而向再结晶结束后的奥氏体中引入微量的位错。在精轧结束后的0.5秒以内开始冷却，且将到达650℃以下的温度域前的平均冷却速度设为30℃/s以上。由此，可以在保持引入奥氏体中的位错的状态下，开始奥氏体向贝氏体铁素体的转变过程。

接下来，在550℃以上、小于650℃的温度域中，使奥氏体向贝氏体铁素体转变。在该温度域中，向贝氏体铁素体的转变容易延迟，通常，在包含0.15质量％以上的C的钢板中，向贝氏体铁素体的转变速度变慢，因此难以得到期望量的贝氏体铁素体。在本实施方式中，在轧制工序中向钢板的表层引入位错(应变)，并且使得从引入了位错的奥氏体开始转变。由此，向贝氏体铁素体的转变得到促进，能够在钢板的表层区域中得到期望量的贝氏体铁素体。

通过在550℃以上、小于650℃的温度域中，以1℃/s以上、小于10℃/s的平均冷却速度进行缓慢冷却，能够促进奥氏体向贝氏体铁素体的转变，将贝氏体铁素体的晶界的平均晶体取向差控制在0.4°以上、3.0°以下。初期的贝氏体铁素体虽然具有平均晶体取向差为5°以上的晶界，但通过在Fe能够扩散的温度域(550℃以上、小于650℃的温度域)中进行缓慢冷却，而在贝氏体铁素体的晶界附近处会发生位错的恢复，生成平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界。此时，就钢中的C而言，比起亚晶界，更倾向于向周围的大倾角晶界扩散，因此亚晶界中的C的偏析量会减少。

接下来，通过在550℃以下的温度域中以40℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，以抑制贝氏体铁素体中含有的C向亚晶界扩散。

作为第二阶段，以使得附着量为10～90g/m²的方式形成包含10～25质量％的Ni的Zn系镀敷层，以作为热冲压用钢板。

作为第三阶段，通过控制热冲压加热时的升温速度，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使钢板表层的结晶粒内含有Ni。

在将热冲压成型工序中的平均加热速度控制在小于100℃/s的情况下，最初，镀敷层中含有的Ni以钢板表层的亚晶界为通路而向钢板内部扩散。此时，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界促进Ni的扩散，由此能够使钢板表层的结晶粒内含有Ni。这是因为，在平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界中C的晶界偏析受到抑制，该亚晶界作为Ni的扩散通路而有效地发挥功能。

接下来，由于钢板表层的亚晶界和钢板表层的结晶粒内之间的化学势梯度，Ni从亚晶界向结晶粒内扩散。加热温度到达A₃点以上时，向奥氏体的逆转变结束。此时，由于奥氏体和作为转变前的母相的、被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒之间存在特定的晶体取向关系，因此生成的奥氏体的晶体取向会继承转变前的母相的结晶粒的特征。在热冲压工序中的加热保持、成型后的冷却中，在奥氏体结晶粒向具有体心结构的相的结晶粒(例如，下贝氏体、马氏体和回火马氏体)转变时，这些结晶粒的晶体取向的组合受到转变前的奥氏体的晶体取向、加热工序中钢板表层中含有的Ni的影响。

通过在热冲压用钢板中，使被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内中的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒生成，使Ni固溶在结晶粒内，能够控制具有体心结构的相的结晶粒的晶体取向。具体而言，本发明者们发现能够在具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制在35％以上。由于旋转角为64°～72°的晶界在马氏体、回火马氏体和下贝氏体的结晶粒的晶界中晶界角度是最大的，因此抑制龟裂伸展的效果较高，能够抑制钢材的脆性破坏。其结果，能够提高热冲压成型体的韧性。

以下，将对本实施方式涉及的热冲压成型体和其制造方法详细地进行说明。首先，对构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板的化学组成的限定理由进行说明。

需要说明的是，在以下记载的数值限定范围中，下限值和上限值都包含在其范围中。对表示有“小于”、“大于”的数值，其值不包含在数值范围中。关于化学组成的％全部表示质量％。

构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板的化学组成，以质量％计包含以下元素，C：0.15％以上、小于0.70％；Si：0.005％以上、0.250％以下；Mn：0.30％以上、3.00％以下；sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下；P：0.100％以下；S：0.1000％以下；N：0.0100％以下；以及剩余部分：Fe以及杂质。

“C：0.15％以上、小于0.70％”

为了在热冲压成型体中得到1500MPa以上的抗拉强度，C是重要的元素。C含量如果小于0.15％，则马氏体较软，难以确保1500MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设为0.15％以上。C含量优选为0.18％以上、0.19％以上、大于0.20％、0.23％以上或0.25％以上。另一方面，C含量如果为0.70％以上，则会形成粗大的碳化物而容易产生破坏，热冲压成型体的韧性降低。因此，C含量设为小于0.70％。C含量优选为0.50％以下、0.45％以下或0.40％以下。

“Si：0.005％以上、0.250％以下”

Si是促进从奥氏体到贝氏体铁素体的相转变的元素。Si含量如果小于0.005％则无法获得所述效果，无法在热冲压用钢板的表层区域中得到期望的金属组织。其结果，无法在热冲压成型体中得到期望的微观组织。因此，Si含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上、0.050％以上或0.100％以上。另一方面，即使以大于0.250％的含量含有Si，所述效果也会饱和，因此Si含量设为0.250％以下。优选为0.230％以下或0.200％以下。

“Mn：0.30％以上、3.00％以下”

Mn是通过固溶强化而有助于提高热冲压成型体的强度的元素。Mn含量如果小于0.30％，则固溶强化能力不足，马氏体变软，难以在热冲压成型体中得到1500MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为0.30％以上。Mn含量优选为0.70％以上、0.75％以上或0.80％以上。另一方面，如将Mn含量设为大于3.00％，则钢中生成粗大的夹杂物，容易产生破坏，热冲压成型体的韧性降低。因此，Mn含量设为3.00％以下。优选为2.50％以下、2.00％以下或1.50％以下。

“P：0.100％以下”

P是偏析到晶界中，使晶界的强度降低的元素。P含量如果大于0.100％，则晶界的强度显著降低，热冲压成型体的韧性降低。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下或0.020％以下。P含量的下限无特别限定，但如果降低至小于0.0001％，则脱P成本大幅上升，经济层面上并不优选。在实际操作中，P含量可以为0.0001％以上。

“S：0.1000％以下”

S是在钢中形成夹杂物的元素。S含量如果大于0.1000％，则钢中生成大量的夹杂物，热冲压成型体的韧性降低。因此，S含量设为0.1000％以下。S含量优选为0.0050％以下、0.0030％以下或0.0020％以下。S含量的下限无特别限定，但如果降低至小于0.00015％，则脱S成本大幅上升，经济层面上并不优选。实际操作中，S含量可以为0.00015％以上。

“sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下”

Al是具有对钢水进行脱氧而使钢健全化(抑制钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。sol.Al含量如果小于0.0002％，则脱氧未充分地进行，因此sol.Al含量设为0.0002％以上。sol.Al含量优选为0.0010％以上。另一方面，sol.Al含量如果大于0.500％，则钢中会生成粗大的氧化物，热冲压成型体的韧性降低。因此，sol.Al含量设为0.500％以下。优选为0.400％以下、0.200％以下或0.100％以下。

N为杂质元素，是在钢中形成氮化物而使热冲压成型体的韧性劣化的元素。N含量如果大于0.0100％，则钢中生成粗大的氮化物，热冲压成型体的韧性显著降低。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下或0.0060％以下。N含量的下限无特别限定，但如果降低至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，经济层面上并不优选。实际操作中，N含量可以为0.0001％以上。

构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板的化学组成的剩余部分为Fe以及杂质。作为杂质，可以举出会从钢原料或废料中和/或在制钢过程中不可避免地混入的、在不阻碍本实施方式涉及的热冲压成型体的特性的范围内可允许的元素。

此外，构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板实质上不含有Ni，其含量小于0.005％。由于Ni是价格较高的元素，本实施方式与有意地含有Ni而使Ni含量为0.005％以上的情况相比，能够降低成本。

构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板可以含有以下的元素作为任选元素，以代替Fe的一部分。不含有以下的任选元素时的含量为0％。

“Nb：0％以上、0.150％以下”

Nb是通过固溶强化而有助于提高热冲压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Nb时，为了使所述效果可靠地发挥，Nb含量优选为0.010％以上。Nb含量更优选为0.035％以上。另一方面，即使以大于0.150％的含量含有Nb，所述效果也会饱和，因此Nb含量优选为0.150％以下。Nb含量更优选为0.120％以下。

“Ti：0％以上、0.150％以下”

Ti是通过固溶强化而有助于提高热冲压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Ti时，为了使所述效果可靠地发挥，Ti含量优选为0.010％以上。Ti含量优选为0.020％以上。另一方面，即使以大于0.150％的含量含有，所述效果也会饱和，因此Ti含量优选为0.150％以下。Ti含量更优选为0.120％以下。

“Mo：0％以上，1.000％以下”

Mo是通过固溶强化而有助于提高热冲压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Mo时，为了使所述效果可靠地发挥，Mo含量优选为0.005％以上。Mo含量更优选为0.010％以上。另一方面，即使以大于1.000％的含量含有，所述效果也会饱和，因此Mo含量优选为1.000％以下。Mo含量更优选为0.800％以下。

“Cr：0％以上、1.000％以下”

Cr是通过固溶强化而有助于提高热冲压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Cr时，为了使所述效果可靠地发挥，Cr含量优选为0.005％以上。Cr含量更优选为0.100％以上。另一方面，即使以大于1.000％的含量含有，所述效果也会饱和，因此Cr含量优选为1.000％以下。Cr含量更优选为0.800％以下。

“B：0％以上、0.0100％”

B是偏析到晶界中使晶界的强度提高的元素，因此可以根据需要而含有。含有B时，为了使所述效果可靠地发挥，B含量优选为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上。另一方面，即使以大于0.0100％的含量含有，所述效果也会饱和，因此B含量优选为0.0100％以下。B含量更优选为0.0075％以下。

“Ca：0％以上、0.010％以下”

Ca是具有对钢水进行脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了使该作用可靠地发挥，Ca含量优选为0.0005％以上。另一方面，即使以大于0.010％的含量含有，所述效果也会饱和，因此Ca含量优选为0.010％以下。

“REM：0％以上、0.30％以下”

REM是具有对钢水进行脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了使该作用可靠地发挥，REM含量优选为0.0005％以上。另一方面，即使以大于0.30％的含量含有，所述效果也会饱和，因此REM含量优选为0.30％以下。

需要说明的是，本实施方式中REM是指，包含Sc、Y以及镧系元素的合计17种元素。在本实施方式中，REM的含量是指这些元素的合计含量。

所述热冲压用钢板的化学组成通过一般的分析方法测定即可。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 EmissionSpectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C和S使用燃烧-红外线吸收法测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导法测定即可。sol.Al通过将样品用酸进行加热分解后，使用其滤液进行ICP-AES测定即可。在热冲压用钢板在表面上具备镀敷层的情况下，在通过机械研削除去表面的镀敷层之后，再进行化学组成的分析即可。

接下来，构成本实施方式涉及的热冲压成型体的钢板的微观组织和构成适用于它的热冲压用钢板的钢板的微观组织进行说明。

<热冲压用钢板>

“在钢板的表面至距离所述表面深度为50μm的位置的区域、即表层区域中，平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒的内部中，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒以面积％计为80％以上”

通过使得钢板的表层区域中被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上3.0°以下的结晶粒以面积％计为80％以上，在热冲压加热时，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使钢板表层的结晶粒内含有Ni。如上所述，在钢板表层上生成铁素体的以往的方法中，由于不形成亚晶界，因此难以促进Ni的扩散。但是，在适用于本实施方式涉及的热冲压成型体的热冲压用钢板中，表层区域中以面积％计以80％以上的比例包含所述结晶粒，因此通过利用亚晶界作为Ni的扩散通路，能够使Ni扩散到钢板表层中。

在将热冲压成型工序中的平均加热速度控制在小于100℃/s的情况下，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使钢板表层的结晶粒内含有Ni。由此，能够在具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例控制在35％以上。其结果，能够提高热冲压成型体的韧性。

为了得到所述效果，需要使钢板的表层区域中被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒以面积％计为80％以上。因此，使钢板的表层区域中被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒以面积％计为80％以上。优选为85％以上，更优选为90％以上。

钢板中央部的微观组织无特别限制，通常为铁素体、上贝氏体、下贝氏体、马氏体、回火马氏体、残留奥氏体、铁碳化物和合金碳化物中的1种以上。

就组织观察而言，使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)和电子背散射衍射法(EBSD)等，通过通常的方法进行即可。

接下来，对被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的面积分数的测定方法进行说明。

首先，以使得能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。虽然也根据测定装置而有所不同，但就样品而言，采取能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。使用#600到#1500的碳化硅纸对样品的截面进行研磨后，将粒度1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中，使用所得的液体将其处理成镜面。接下来，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去样品的表层中引入的应变。

在样品截面的长度方向上的任意位置处，对长度为50μm的、钢板的表面(镀敷层和钢板的界面)至距离钢板的表面深度为50μm的位置的区域，以0.2μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，以获得晶体取向信息。测定中使用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)构成的装置。此时，装置内的真空度为9.6×10^-5Pa以下，加速电压为15kv，照射电流等级为13，电子束的照射时间为0.5秒/点。得到的晶体取向信息通过EBSD解析装置附带的软件“OIMAnalysis(注册商标)”中搭载的“Grain Average Misorientation”功能进行解析。在该功能中，对于具有体心立方结构的结晶粒，可以在算出相邻的测定点间的晶体取向差后，对结晶粒内的全部测定点求出平均值(平均晶体取向差)。关于被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的面积分数，对于得到的晶体取向信息而言，将被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的区域定义为结晶粒，通过“Grain AverageMisorien tation”功能，将结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上，3.0°以下的区域作为面积分数而算出。由此得到表层区域中的、被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的面积分数。

“附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层”

本实施方式涉及的热冲压成型体中适用的热冲压用钢板在钢板的表面上具有附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层。由此，在热冲压时，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的亚晶界能够促进Ni的扩散，使构成热冲压成型体的钢板的表层区域中的结晶粒内含有Ni。

如果附着量小于10g/m²、或镀敷层中的Ni含量小于10质量％，则富集在钢板表层中的Ni变得不足，无法在具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例设为35％以上，无法提高热冲压成型体的韧性。另一方面，如果附着量大于90g/m²或镀敷层中的Ni含量大于25质量％，则镀敷层和钢板的界面中Ni过剩地富集，镀敷层和钢板的密合性降低，难以将镀敷层中的Ni供给至钢板表层，无法在热冲压后的热冲压成型体中得到期望的微观组织。镀敷层的附着量优选为30g/m²以上或40g/m²以上。此外，镀敷层的附着量优选为70g/m²以下或60g/m²以下。镀敷层中的Ni含量优选为12质量％以上或14质量％以上。此外，镀敷层中的Ni含量优选为20质量％以下或18质量％以下。

镀敷附着量和镀敷层中的Ni含量通过以下的方法进行测定。

就镀敷附着量而言，依照JIS H 0401:2013所述的试验方法，从热冲压用钢板的任意位置采取试验片来进行测定。就镀敷层中的Ni含量而言，从热冲压用钢板的任意位置处，依照JIS K 0150:2009所述的试验方法，采取试验片，对镀敷层总厚度的1/2位置处的Ni含量进行测定。将得到的Ni含量作为热冲压用钢板中的镀敷层的Ni含量。

热冲压用钢板的板厚无特别限定，从车体轻量化的观点出发，优选为0.5～3.5mm。

接下来，对使用所述热冲压用钢板而制造的、本实施方式涉及的热冲压成型体进行说明。

“在钢板的表面至距离所述表面深度为50μm位置的区域、即表层区域中，金属组织以马氏体、回火马氏体和下贝氏体中的1种以上为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例为35％以上”

通过在构成热冲压成型体的钢板的表层区域中，将金属组织设以马氏体、回火马氏体和下贝氏体为主相，具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制在35％以上，能够得到抑制龟裂进展的效果。由此，能够在热冲压成型体中得到优异的韧性。旋转角为64°～72°的所述晶界的长度的比例优选为40％以上、42％以上或45％以上。旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例越多越能得到所述效果，因此对上限无特别限定，可以为80％以下、70％以下或60％以下。

需要说明的是，在本实施方式中，以马氏体、回火马氏体和下贝氏体为主相是指，马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积分数的合计为85％以上。此外，在本实施方式中的剩余部分组织为残留奥氏体、铁素体、珠光体、粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。此外，本实施方式中具有体心结构的相的结晶粒是指，由以体心立方晶、体心四方晶等为代表的具有体心结构的结晶的相来构成其一部分或全部的结晶粒。作为具有体心结构的相，可以举出马氏体、回火马氏体或下贝氏体。

“马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积分数的测定方法”

从距离热冲压成型体的端面为50mm以上的任意位置处，以使得能够对与表面垂直的截面(板厚截面)进行观察的方式切出样品。就样品的大小而言，虽然也根据测定装置而有所不同，但采取能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。

需要说明的是，如果由于热冲压成型体的形状而无法从距离热冲压成型体的端面为50mm以上的位置处采取样品，则从距离端面尽可能远的位置处采取样品。

使用#600到#1500的碳化硅纸研磨所述样品的截面后，将粒度1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中，使用得到的液体将其制成镜面，进行硝酸酒精腐蚀液蚀刻。接下来，将观察面中的、钢板的表面(镀敷层和钢板的界面)至距离钢板表面深度为50μm位置的区域作为观察视野，使用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)进行观察。马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积％可以通过算出马氏体、回火马氏体和下贝氏体的面积％的合计而求得。

回火马氏体是板条(lath)状的结晶粒的集合，并且作为内部铁碳化物的伸长方向为二个以上的组织进行区分。下贝氏体是板条状的结晶粒的集合，并且作为内部铁碳化物的伸长方向只有一个的组织进行区分。马氏体由于在硝酸酒精腐蚀液蚀刻中不会被充分蚀刻，因此能够与会被蚀刻的其他组织区别。但是，残留奥氏体也与马氏体同样，不会被充分蚀刻，因此以其与通过后述的方法而得到的残留奥氏体的面积％的差值来求出马氏体的面积％。通过算出马氏体、回火马氏体和下贝氏体的合计面积％，得到表层区域中的马氏体、回火马氏体和下贝氏体的合计面积分数。

需要说明的是，剩余部分组织的面积分数是以从100％中减去马氏体、回火马氏体和下贝氏体的合计面积分数的值的形式而算出的。

使用#600到#1500的碳化硅纸研磨所述样品的截面后，将粒度1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中，使用得到的液体将其制成镜面。接下来，在室温下，使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟的研磨，将样品的表层中引入的应变除去。在样品截面的长度方向上的任意位置处，对长度为50μm的、钢板的表面(镀敷层和钢板的界面)至距离钢板的表面深度为50μm的位置的区域，以0.1μm的测定间隔，通过电子背散射衍射法进行测定而得到晶体取向信息。测定中使用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)所构成的装置。此时，装置内的真空度设为9.6×10^-5Pa以下，加速电压设为15kv，照射电流等级设为13，电子束的照射时间设为0.01秒/点。使用得到的晶体取向信息，通过EBSD解析装置附带的软件“OIMAnalysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，算出作为fcc结构的残留奥氏体的面积％，从而得到表层区域中的残留奥氏体的面积％。

“旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例的测定方法”

具有包含马氏体、回火马氏体和下贝氏体的体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例通过以下的方法得到。

首先，从热冲压成型体的任意位置处以使得能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。虽然根据测定装置而会有所不同，但样品采取能够在轧制方向上观察10mm左右的大小。

需要说明的是，在由于热冲压成型体的形状而无法从距离热冲压成型体的端面为50mm以上的位置处采取样品的情况下，从距离端面尽可能远的位置处采取样品。

使用#600到#1500的碳化硅纸研磨样品的截面后，将粒度1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中，使用得到的液体将其制成镜面。接下来，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟的研磨，除去样品的表层中引入的应变。

在样品截面的长度方向的任意位置处，对长度为50μm的、钢板的表面(镀敷层和钢板的界面)至距离钢板表面深度为50μm位置的区域，以0.1μm的测定间隔，通过电子背散射衍射法进行测定而获得晶体取向信息。测定中使用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DV C5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度设为9.6×10^-5Pa以下，加速电压设为15kv，照射电流等级设为13，电子束的照射时间设为0.01秒/点。对于得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置附带的软件“OIMAnalysis(注册商标)”中搭载的“Inverse Pole Figure Map”和“Axis Angle”功能进行分析，算出在具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例。在这些功能中，对于具有体心结构的相的结晶粒的晶界，以任意的结晶方向为旋转轴，指定特定的旋转角，从而能够算出该晶界的合计长度。对于测定区域中包含的全部结晶粒，指定具有体心结构的相的结晶粒的<011>方向为旋转轴，输入57°～63°、49°～56°、4°～12°、64°～72°作为旋转角，算出这些晶界的合计长度，求出64°～72°的晶界的比例即可。

本实施方式涉及的热冲压成型体在构成热冲压成型体的钢板的表面上具有附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层。

如果附着量小于10g/m²或镀敷层中的Ni含量小于10质量％，则在钢板的表层区域中富集的Ni量变少，无法在热冲压后的表层区域中得到期望的金属组织。另一方面，如果附着量大于90g/m²或镀敷层中的Ni含量大于25质量％，则在镀敷层和钢板的界面中Ni过剩地富集，镀敷层和钢板的密合性降低，镀敷层中的Ni难以扩散至钢板的表层区域中，无法在热冲压成型体中得到期望的金属组织。

镀敷层的附着量优选为30g/m²以上或40g/m²以上。此外，镀敷层的附着量优选为70g/m²以下或60g/m²以下。镀敷层中的Ni含量优选为12质量％以上或14质量％以上。此外，镀敷层中的Ni含量优选为20质量％以下或18质量％以下。

热冲压成型体的镀敷附着量和镀敷层中的Ni含量通过以下的方法而测定。

就镀敷附着量而言，通过JIS H 0401:2013所述的试验方法，从热冲压成型体的任意位置处采集试验片而测定。就镀敷层中的Ni含量而言，从热冲压成型体的任意位置处，通过JIS K 0150:2009所述的试验方法，采取试验片，通过对镀敷层总厚度的1/2位置处的Ni含量进行测定，而得到热冲压成型体中的镀敷层的Ni含量。

接下来，对本实施方式涉及的热冲压成型体的优选制造方法进行说明。首先，对本实施方式涉及的热冲压成型体中适用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方法>

“粗轧”

用于进行热轧的钢片(钢材)，是通过常规方法制造的钢片即可，例如，是通过连续铸坯、薄板坯连铸机等一般的方法而制造的钢片即可。对具有前述的化学组成的钢材进行热轧，在热轧工序中，优选在1050℃以上的温度域中、以40％以上的累积压下率进行粗轧。如果在小于1050℃的温度下轧制或以小于40％的累积压下率结束粗轧，则无法促进奥氏体的再结晶，在下一工序中会在过剩地包含位错的状态下发生向贝氏体铁素体的转变，导致无法使得热冲压用钢板的表层区域中的被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的比例以面积％计为80％以上。

“精轧”

接下来，优选在A₃点以上的温度域中、以5％以上、小于20％的最终压下率进行精轧。如果在小于A₃点的温度下轧制或以20％以上的最终压下率结束精轧，则会以奥氏体中过剩地包含位错的状态而发生向贝氏体铁素体的转变，贝氏体铁素体的平均晶体取向差变得过大，无法生成平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒。此外，如果以小于5％的最终压下率结束精轧，则奥氏体中引入的位错变少，从奥氏体到贝氏体铁素体的转变延迟，无法使得热冲压用钢板的表层区域中的被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内，平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的比例以面积％计为80％以上。A₃点通过下述式(1)表示。

A₃点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo···(1)

需要说明的是，所述式(1)中的元素符号表示该元素以质量％计的含量，不含有时则代入0。

“冷却”

优选在精轧结束后的0.5秒以内开始冷却，且将到达650℃以下的温度域前的平均冷却速度设为30℃/s以上。如果精轧结束后到冷却开始前的时间大于0.5秒或到达650℃以下的温度域前的平均冷却速度小于30℃/s，则奥氏体中引入的位错会恢复，无法使得热冲压用钢板的表层区域中的被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的、平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的比例以面积％计为80％以上。

冷却至650℃以下的温度域后，优选在550℃以上、小于650℃的温度域中以1℃/s以上、小于10℃/s的平均冷却速度缓慢地进行冷却。如果在650℃以上的温度域中进行缓慢冷却，则会发生奥氏体向铁素体的相转变，而无法在热冲压用钢板的表层区域中得到期望的金属组织。如果在小于550℃的温度域中进行缓慢冷却，则由于转变前的奥氏体的屈服强度较高，因此为了缓和转变应力，贝氏体铁素体中晶体取向差大的结晶粒容易相邻地生成。因此，会使得被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内中无法生成平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒。如果所述温度域中的平均冷却速度小于1℃/s，则贝氏体铁素体中含有的C会偏析到亚晶界中，使得在热冲压的加热工序中，镀敷层中的Ni变得无法向钢板表层扩散。如果所述温度域中的平均冷却速度为10℃/s以上，则在贝氏体铁素体的晶界附近处不会发生位错的恢复，使得被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内无法生成平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒。所述温度域中的平均冷却速度更优选为小于5℃/s。

进行缓慢冷却至550℃后，优选在550℃以下的温度域中以40℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。如果以小于40℃/s的平均冷却速度进行冷却，则贝氏体铁素体中含有的C会偏析到亚晶界中，使得在热冲压的加热工序中，镀敷层中的Ni变得无法向钢板表层扩散。所述冷却可以进行至350～500℃的温度域。

“镀敷赋予”

将所述热轧钢板直接地、或在进行软质化热处理后、或在进行冷轧后，形成附着量为10g/m²以上、90g/m²以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn和杂质构成的镀敷层。由此，得到热冲压用钢板。在热冲压用钢板的制造中，镀敷赋予前可以包含其它的酸洗、调质轧制等公知制法。如果在镀敷赋予前进行冷轧，则冷轧中的累积压下率无特别限定，从钢板的形状稳定性的观点出发，优选为30～70％。

此外，在镀敷赋予前的软化退火中，从保护钢板表层的微观组织的观点出发，加热温度优选为760℃以下。如果在大于760℃的温度下进行回火，则无法使得表层区域中，被平均晶体取向差为5°以上的晶界所包围的结晶粒内的平均晶体取向差为0.4°以上、3.0°以下的结晶粒的面积％为80％以上，作为结果，无法得到具有期望的金属组织的热冲压成型体。因此，在由于C含量高等理由而需要在镀敷赋予前进行回火的情况下，以760℃以下的温度进行软化退火。

<热冲压成型体的制造方法>

本实施方式涉及的热冲压成型体可通过以下方式制造：将所述热冲压用钢板在500℃以上、A₃点以下的温度域中以小于100℃/s的平均加热速度进行加热后，以使得从加热开始至成型的经过时间为200～400秒的方式进行热冲压成型，并将成型体冷却至室温。。

此外，为了调整热冲压成型体的强度，可以对热冲压成型体的一部分区域或全部区域以200℃以上、500℃以下的温度进行回火，形成软化区域。

如果在500℃以上、A₃点以下的温度域中以小于100℃/s的平均加热速度进行加热，则能够在具有体心结构的相的结晶粒的晶界中，以<011>方向为旋转轴，相对于旋转角为57°～63°的晶界的长度、旋转角为49°～56°的晶界的长度、旋转角为4°～12°的晶界的长度以及旋转角为64°～72°的晶界的长度的合计长度，将旋转角为64°～72°的晶界的长度的比例控制在35％以上。由此，能够提高热冲压成型体的韧性。所述温度域中的平均加热速度优选小于80℃/s。下限没有特别限定，但在实际操作中，如果设为小于0.01℃/s则会引起制造成本的增加，因此可以以0.01℃/s为下限。

此外，从加热开始至成型(热冲压成型)的经过时间优选为200～400秒。从加热开始至成型的经过时间如果小于200秒或大于400秒，则可能出现无法在热冲压成型体中得到期望的金属组织的情况。

热冲压时的保持温度优选为A₃点+10℃以上、A₃点+150℃以下。此外，热冲压后的平均冷却速度优选为10℃/s以上。

实施例

接下来，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实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明不受该条件例限定。只要不脱离本发明的主旨、能够达成本发明目的，则本发明可以采用各种条件。

对铸造表1～4所示的化学组成的钢水而制造的钢片，以表5、7、9和11所示的条件进行热轧、冷轧、镀敷，得到表6、8、10和12所示的热冲压用钢板。通过对得到的热冲压用钢板进行表13、15、17和19所示的热处理，进行热冲压成型，而得到热冲压成型体。此外，对于一部分的热冲压成型体，通过对热冲压成型体的一部分进行激光照射而回火，形成了部分软化区域。通过激光照射进行的回火的温度设为200℃以上、500℃以下。

表14、16、18和20中，表示了得到的热冲压成型体的微观组织和机械特性。需要说明的是，表中的下划线表示：在本发明的范围外、在优选的制造条件外、特性值不优选。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

[表10]

[表11]

[表12]

[表13]

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

热冲压用钢板和热冲压成型体的微观组织的测定通过所述测定方法进行。此外，热冲压成型体的机械特性通过以下的方法评价。

“抗拉强度”

就热冲压成型体的抗拉强度而言，通过从热冲压成型体的任意位置处制作JIS Z2201:2011所述的5号试验片，依照JIS Z 2241:2011所述的试验方法而求出。

“韧性”

韧性通过-60℃下的夏比冲击试验而评价。从热冲压成型体的任意位置处采取小尺寸的夏比冲击试验片，依照JIS Z 2242:2005所述的试验方法求出-60℃下的冲击值，由此对韧性进行评价。

如果抗拉强度为1500MPa以上且-60℃下的冲击值为20J/cm²以上，则认为强度和韧性优异，判断为发明例。如果所述2个性能中，不满足其中任何一个，则判断为比较例。

需要说明的是，在表14、16、18和20的发明例中，剩余部分组织为残留奥氏体、铁素体、珠光体、粒状贝氏体和上贝氏体中的1种以上。

从表14、16、18和20中可以看出，化学组成、镀敷组成和微观组织在本发明的范围内的热冲压成型体具有优异的强度和韧性。

另一方面，可以看出化学组成和微观组织中的任意一个以上在本发明外的热冲压成型体的强度和韧性中的任意一个以上有所劣化。

工业实用性

根据本发明，能够提供一种在具有高强度的同时，具有比以往更优异的韧性的热冲压成型体。