CN117957337A

CN117957337A - 热压用钢板、其制造方法、热压构件及其制造方法

Info

Publication number: CN117957337A
Application number: CN202280061587.XA
Authority: CN
Inventors: 山崎和彦; 多田雅毅
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-09-22
Filing date: 2022-09-09
Publication date: 2024-04-30
Also published as: KR20240051978A; EP4386094A1; US20240376578A1; JP7302756B1; JPWO2023047991A1; EP4386094A4; WO2023047991A1; MX2024003208A

Abstract

本发明的目的在于能够实现具有TS为1760MPa以上的拉伸强度并且低温韧性和耐延迟断裂特性优良的热压构件，提供用于得到上述热压构件的热压用钢板、其制造方法、发挥上述特性的热压构件及其制造方法。一种热压用钢板，其含有特定的成分，铁素体以面积率计为30％以上且90％以下，珠光体以面积率计为10％以上且70％以下，余量组织以面积率计为5％以下，铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下，含有500个/μm³以上且6000个/μm³以下的粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物，位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上。

Description

热压用钢板、其制造方法、热压构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及热压用钢板、其制造方法、热压构件及其制造方法，所述热压用钢板主要用于在汽车产业领域中使用的高强度冲压部件，即、将加热后的钢板在由冲模和冲头构成的模具内进行热压而特别是拉伸强度(TS)达到1760MPa以上的热压构件。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，加强了汽车排气限制。这样的状况下，提高汽车的燃料效率成为重要的课题，要求汽车部件的高强度、薄壁化。作为实现汽车部件的高强度、薄壁化的手段，已知有使用钢板作为汽车部件的原材料并通过热压淬火将钢板成形为期望的部件形状的手段。在热压淬火中，使用模具将加热至奥氏体单相区的坯料(钢板)热压成形为期望的形状，同时在模具内通过除热进行淬火。

如上所述，在热压淬火中，将加热至高温范围的钢板、即处于软质化而容易加工的状态的钢板进行冲压成形，因此能够将钢板成形为复杂的部件形状。另外，由于将钢板一边成形为期望的部件形状一边进行淬火，因此成形后可以得到TS为1760MPa以上的强度极高的热压构件。此外，由于在模具内进行淬火，因此能够抑制热处理应变，可以得到尺寸精度优良的热压构件。

在专利文献1中提出了如下方法：通过使热压构件的原奥氏体晶粒的平均粒径为7.5μm以下、并且使马氏体的体积分数为95％以上、在自钢板表面起沿板厚方向为100μm以内的范围内使粒径小于0.10μm的Nb和Ti系析出物在钢板截面每100μm²平均存在10个以上、进而使原奥氏体晶界的B浓度为自该晶界起相隔5nm的位置处的B浓度的3.0倍以上，能够得到在热压后拉伸强度TS为1780MPa以上的热压构件。在专利文献2中提出了如下方法：通过使原奥氏体平均粒径为20μm、使1～200nm的Nb系碳化物为50个/μm²以上，能够得到TS为1800MPa以上的热压部件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2019-003449号

专利文献2：日本特开2007-302937号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，伴随构件的高强度化，通常低温韧性、耐延迟断裂特性等材料特性劣化。因此，为了将高强度化的构件应用于汽车，对于构件要求在热压成形后以构件的形式安装于汽车后即使受到碰撞等引起的冲击也不易发生脆性断裂。特别是为了确保寒冷地区的耐冲击性，提高低温韧性是不可欠缺的。另外，需要不会因从使用环境侵入的氢而发生延迟断裂(氢脆)、即提高耐延迟断裂特性。另外，为了提高耐延迟断裂特性，有时将在钢中分散有碳化物的钢板用于热压用途，但有时在热压前的冲裁(钢板的剪切、冲裁工序)中在端面产生裂纹。

在专利文献1记载的方法中，热压前的钢板的显微组织控制、特别是析出物数密度的控制不适当，热压后的Ti系析出物、Nb系析出物的数密度少，耐延迟断裂特性不充分。

另外，在专利文献2记载的方法中，热压前的显微组织控制、特别是析出物数密度的控制不适当，在热压前的冲裁中在端面产生裂纹的可能性高。

因此，本发明的目的在于得到具有TS为1760MPa以上的拉伸强度并且低温韧性和耐延迟断裂特性优良的热压构件、提供用于得到上述热压构件的热压用钢板、其制造方法、发挥上述特性的热压构件及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人进行了深入研究，结果发现，通过采用下述构成能够实现上述目的，从而完成了本发明。

[1]一种热压用钢板，其具有以质量％计含有C：0.26％以上且0.50％以下、Si：0.01％以上且小于1.0％、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.01％以上且1.5％以下、N：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.020％以下和Ti：3.4N+0.01％以上且3.4N+0.2％以下[其中，N表示N的含量(质量％)]、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

铁素体以面积率计为30％以上且90％以下，珠光体以面积率计为10％以上且70％以下，余量组织以面积率计为5％以下，

上述铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，上述铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下，

含有500个/μm³以上且6000个/μm³以下的粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物，

位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上。

[2]根据[1]所述的热压用钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Sb：0.10％以下和Sn：0.10％以下组成的组中的至少一种以上。

[3]根据[1]或[2]所述的热压用钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由Mo：1.0％以下、V：1.0％以下、Bi：0.10％以下、Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下、REM：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下和Zn：0.10％以下组成的组中的至少一种以上。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的热压用钢板，其中，在表面具有Zn系镀层。

[5]一种热压用钢板的制造方法，其是上述[1]～[3]中任一项所述的热压用钢板的制造方法，其中，

将钢原材加热至1150℃以上，

接着，进行如下所述的热轧：实施粗轧，然后，在精轧中，实施由式(1)定义RC温度时将低于RC温度时的合计压下率设定为20％以上且80％以下、将精轧结束温度设定为(RC-200℃)以上且(RC-20℃)以下的精轧，

接着，在结束所述精轧后2.0s以内开始冷却，

以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以上且700℃以下的冷却停止温度，

在所述冷却停止温度下进行卷取，

接着，将钢板从所述冷却停止温度以50℃/小时以下的平均冷却速度冷却至500℃，

接着，将钢板进行酸洗后，以20％以上且80％以下的压下率进行冷轧。

RC(℃)＝850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V…式(1)

在此，式(1)中的各元素符号为各元素在钢中的含量(质量％)。不含有的元素的情况下，将式中的元素符号设为0来计算。

[6]根据[5]所述的热压用钢板的制造方法，其中，进一步对钢板的表面实施Zn系镀覆处理。

[7]一种热压构件，其含有上述[1]～[3]中任一项所述的热压用钢板的成分组成，

马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计合计为90％以上且100％以下，余量组织以面积率计为10％以下，

原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，

拉伸强度为1760MPa以上。

[8]根据[7]所述的热压构件，其中，在表面具有Zn系镀层。

[9]一种热压构件的制造方法，其中，将上述[1]～[4]中任一项所述的热压用钢板通过剪切加工进行切边后，以3℃/s以上且200℃/s以下的平均升温速度加热至A_c3相变点以上且1000℃以下的温度，然后，在该温度范围内保持0s以上且300s以下，然后，在Ms温度以上进行热压。

发明效果

根据本发明，能够实现具有TS为1760MPa以上的拉伸强度并且低温韧性和耐延迟断裂特性优良的热压构件，通过使用用于得到上述热压构件的热压用钢板，能够得到上述特性。

通过将本发明的热压构件用于汽车的结构构件、骨架构件、悬架等行走构件等，能够确保汽车的安全性，并且减小汽车车身的重量。因此，能够有助于降低环境负荷。

具体实施方式

以下，对本发明的热压用钢板、其制造方法、热压构件及其制造方法进行说明。

需要说明的是，在本说明书中使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。

(1)热压用钢板

本发明的热压构件使用如下所述的热压用钢板来制造，

所述热压用钢板具有以质量％计含有C：0.26％以上且0.50％以下、Si：0.01％以上且小于1.0％、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.01％以上且1.5％以下、N：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.020％以下和Ti：3.4N+0.01％以上且3.4N+0.2％以下[其中，N表示N的含量(质量％)]、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下，

位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上。

首先，对热压构件中使用的热压用钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，成分组成中的“％”是指“质量％”。

C：0.26％以上且0.50％以下

C是对于钢的高强度化有效的元素，是对于在热压后强化马氏体、回火马氏体、贝氏体从而提高热压构件的强度非常重要的元素。为了确保热压后的TS为1760MPa以上，需要至少设定为0.26％以上。因此，C含量设定为0.26％以上。C含量优选为0.28％以上，更优选为0.30％以上。C含量进一步优选为0.32％以上。另一方面，C含量超过0.50％时，热压后的强度变得过高，耐延迟断裂特性、低温韧性中的一者以上劣化。因此，C含量设定为0.50％以下。C含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。C含量进一步优选为0.38％以下。

Si：0.01％以上且小于1.0％

Si有助于固溶强化，并且，抑制渗碳体的析出，使热压时的马氏体的回火软化阻力提高，有助于热压构件的强度提高。为了得到这样的效果，Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。Si含量进一步优选为0.3％以上。另一方面，Si是铁素体生成元素，Si含量为1.0％以上时，热压构件的铁素体分数增加，热压构件的低温韧性劣化。因此，Si含量设定为小于1.0％。Si含量优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。Si含量进一步优选为0.7％以下，最优选为0.6％以下。

Mn：1.0％以上且3.0％以下

Mn有助于固溶强化，并且，通过淬透性提高而促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的生成由此有助于热压构件的韧性提高。为了得到这样的效果，Mn含量设定为1.0％以上。Mn含量优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上，进一步优选为1.5％以上。Mn含量最优选为1.6％以上。另一方面，Mn含量超过3.0％时，抑制热轧卷取后的铁素体相变，不能得到充分量的Ti、Nb复合析出物。另外，热轧钢板变为硬质马氏体，难以进行冷轧。因此，Mn含量设定为3.0％以下。Mn含量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。Mn含量进一步优选为1.9％以下，最优选为1.8％以下。

P：0.10％以下(包括0％)

P通过固溶强化而有助于热压构件的强度提高。但是，P在晶界偏析而使低温韧性降低。因此，P含量优选尽可能降低，可以允许含有0.10％以下的P。因此，P含量设定为0.10％以下。P含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。下限没有特别限定，可以为0％。

S：0.010％以下(包括0％)

S与Ti、Mn结合而形成粗大的硫化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性降低。因此，S含量优选尽可能降低，可以允许含有0.010％以下的S。因此，S含量设定为0.010％以下。S含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。下限没有特别限定，可以为0％。

Al：0.01％以上且1.5％以下

Al作为脱氧剂发挥作用，对于使热压构件的清洁度提高是有效的。Al过少时，其效果未必充分。因此，Al含量设定为0.01％以上。Al含量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，Al是铁素体生成元素，Al含量超过1.5％时，热压构件的铁素体分数增加，热压构件的低温韧性劣化。因此，Al含量设定为1.5％以下。Al含量优选为0.7％以下，更优选为0.1％以下。Al含量进一步优选为0.080％以下。

N：0.010％以下(包括0％)

N与形成氮化物的元素结合而以氮化物的形式析出，有助于晶粒的微细化。但是，N在高温下容易与Ti结合而形成粗大的氮化物，过多含有会使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。下限没有特别限定，可以为0％。

Nb：0.005％以上且0.10％以下

Nb通过析出强化或固溶强化而使热压构件的强度提高。另外，Nb是具有与Ti形成复合析出物而抑制将供于热压的钢板加热至Ac₃相变点(Ac₃温度)以上时的奥氏体晶粒的粗大化、使原奥氏体粒径变得微细的效果的元素。另外，Nb是通过使热压构件含有Ti、Nb复合析出物而使耐延迟断裂特性提高的重要元素。为了表现出这些效果，Nb含量设定为0.005％以上。Nb含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。

另一方面，Nb含量过多时，形成粗大的碳氮化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，Nb含量设定为0.10％以下。Nb含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。Nb含量进一步优选为0.05％以下。

B：0.0005％以上且0.020％以下

B在原奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成，由此促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的生成，有助于钢板的强度提高。为了表现出这些效果，B含量设定为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，B含量过多时，上述效果饱和。因此，B含量设定为0.020％以下。B含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下，进一步优选为0.0050％以下。

Ti：3.4N+0.01％以上且3.4N+0.2％以下[其中，N表示N的含量(质量％)]

Ti通过析出强化或固溶强化使热压构件的强度提高。Ti在奥氏体相高温范围(奥氏体相的高温范围和比奥氏体相高温的范围(铸造的阶段))形成氮化物。由此，BN的析出被抑制，B处于固溶状态。如此，能够得到热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的生成所需的淬透性，有助于强度提高。另外，Ti是具有如下效果的非常重要的元素：使Ti、Nb复合析出物形成，抑制将供于热压的钢板加热至Ac₃温度以上时的奥氏体晶粒的粗大化，使原奥氏体粒径变得微细。另外，Ti是通过使热压构件含有Ti、Nb复合析出物而使耐延迟断裂特性提高的重要元素。为了表现出这些效果，Ti含量为3.4N+0.01％以上。更优选Ti含量为3.4N+0.02％以上。

另一方面，Ti含量过多时，形成粗大的碳氮化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，Ti含量设定为3.4N+0.2％以下。优选为3.4N+0.1％以下，更优选为3.4N+0.06％以下。

热压用钢板的成分组成还可以以以下所示的含量含有选自由Cr、Cu、Ni、Sb和Sn组成的组中的至少一种以上。

Cr：1.0％以下

Cr使热压原材和热压构件的化学转化处理性、镀覆性劣化、使耐腐蚀性劣化，因此使耐延迟断裂特性降低。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设定为1.0％以下。Cr含量优选为0.5％以下。Cr含量进一步优选为0.4％以下。另一方面，Cr有助于固溶强化，另外，通过提高淬透性而促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的形成，有助于强度提高。为了表现出这些效果，在含有Cr的情况下，Cr含量优选设定为0.01％以上，更优选为0.10％以上。Cr含量进一步优选设定为0.15％以上。

Cu：1.0％以下

Cu有助于固溶强化，另外，通过提高淬透性而促进马氏体、回火马氏体、贝氏体的形成，有助于热压构件的强度提高。另外，使耐腐蚀性提高，因此能够改善耐延迟断裂特性，因而可以根据需要添加。另一方面，Cu含量过多时，上述效果饱和，另外，容易产生因Cu引起的表面缺陷。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量设定为1.0％以下。Cu含量优选为0.50％以下。为了得到上述效果，在含有Cu的情况下，Cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。Cu含量进一步优选为0.10％以上。

Ni：1.0％以下

Ni有助于固溶强化，另外，通过提高淬透性而促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的形成，有助于强度提高。另外，与Cu同样，使耐腐蚀性提高，因此能够改善耐延迟断裂特性，因而可以根据需要添加。另一方面，Ni含量过多时，具有这些效果饱和的倾向，另外，Ni是价格昂贵的元素，因此，从经济的观点出发，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为1.0％以下。Ni含量优选为0.50％以下。为了得到上述效果，在含有Ni的情况下，Ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

Sb：0.10％以下

Sb含量过多时，有时导致热压原材在制造时的轧制载荷的增大，使生产率降低。因此，在含有Sb的情况下，Sb含量设定为0.10％以下。Sb含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。另一方面，Sb在对钢坯等钢原材进行加热的阶段抑制钢原材的表面的氮化，抑制钢原材的表层部的BN的析出。另外，通过存在固溶B，在热压构件的表层部，能够得到马氏体、回火马氏体、贝氏体的生成所需的淬透性，使热压构件的强度提高。为了表现出这样的效果，在含有Sb的情况下，Sb含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

Sn：0.10％以下

Sn含量过多时，有时热加工性降低，在热压时产生裂纹。因此，在含有Sn的情况下，Sn含量设定为0.10％以下。Sn含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。另一方面，Sn与Cu、Ni同样使耐腐蚀性提高，因此能够改善耐延迟断裂特性，因而可以根据需要添加。为了得到这些效果，在含有Sn的情况下，Sn含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

热压用钢板的成分组成还可以以以下所示的含量含有选自由Mo、V、Bi、Ca、Mg、REM、Co、Zr、Ta、W和Zn组成的组中的至少一种。

REM(稀土金属，Rare Earth Metal)是Sc(钪)和Y(钇)两元素以及从La(镧)到Lu(镥)的15种元素(镧系元素)合计17种元素的总称。REM的含量为这些17种元素的总含量。

Mo：1.0％以下

Mo含量过多时，与Cr同样使热压原材和热压构件的化学转化处理性、镀覆性劣化，使耐腐蚀性劣化，因此使耐延迟断裂特性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为1.0％以下。Mo含量优选为0.50％以下。另一方面，Mo通过提高淬透性而促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的形成，有助于钢板的强度提高。另外，Mo与Ti同样是具有形成碳氮化物而抑制将供于热压的钢板加热至Ac₃温度以上时的奥氏体晶粒的粗大化、使原奥氏体粒径变得微细的效果的元素。为了得到这样的效果，在含有Mo的情况下，Mo含量优选为0.01％以上。Mo含量更优选为0.05％以上。

V：1.0％以下

V含量过多时，形成粗大的碳氮化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有V的情况下，V含量设定为1.0％以下。V含量优选为0.50％以下。V含量更优选为0.30％以下。另一方面，V通过析出强化或固溶强化使热压构件的强度提高。另外，V与Ti同样是具有形成碳氮化物而抑制将供于热压的钢板加热至Ac₃温度以上时的奥氏体晶粒的粗大化、使原奥氏体粒径变得微细的效果的元素。为了表现出这些效果，在含有V的情况下，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

Bi：0.10％以下

Bi含量过多时，形成粗大的氧化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有Bi的情况下，Bi含量设定为0.10％以下。Bi含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。另一方面，Bi是具有使热压构件的马氏体、回火马氏体、贝氏体内的Mn等置换型元素均质化、使低温韧性提高的效果的元素。为了得到这样的效果，在含有Bi的情况下，Bi含量为0.0002％以上，优选为0.0010％以上。

Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下、REM：0.10％以下

Ca、Mg、REM的含量过多时，引起夹杂物的增加，使热压构件的低温韧性和延迟断裂特性劣化。因此，在含有它们中的一种或两种以上元素的情况下，各自的含量设定为0.10％以下。各自的含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.010％以下。另一方面，Ca、Mg、REM控制氧化物、硫化物的形状，抑制粗大的夹杂物的生成，因此热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性提高。为了表现出这些效果，在含有它们中的一种或两种以上的元素的情况下，各自的含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下

Co、Zr的含量过多时，使低温韧性劣化。因此，在含有它们中的一种或两种元素的情况下，各自的含量设定为0.10％以下。各自的含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。另一方面，Co、Zr与Cu、Ni同样使耐腐蚀性提高，因此能够改善耐延迟断裂特性，因而可以根据需要添加。为了得到这样的效果，在含有它们中的一种或两种元素的情况下，各自的含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

Ta：0.10％以下、W：0.10％以下

Ta、W的含量过多时，形成粗大的碳化物，使热压构件的低温韧性和耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有它们中的一种或两种元素的情况下，各自的含量设定为0.10％以下。各自的含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。另一方面，Ta、W生成合金碳化物而有助于析出强化、有助于热压构件的强度提高。为了得到这样的效果，在含有它们中的一种或两种元素的情况下，各自的含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

Zn：0.10％以下

Zn的含量过多时，使低温韧性劣化。因此，在含有Zn的情况下，Zn含量设定为0.10％以下。Zn含量优选为0.080％以下，Zn含量更优选为0.060％以下。另一方面，Zn通过提高热压时的淬透性而促进热压时的马氏体、回火马氏体、贝氏体的形成，有助于钢板的强度提高。为了得到这样的效果，在含有Zn的情况下，Zn含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0010％以上。

在热压用钢板的成分组成中，上述成分(元素)以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，例如可以列举Ag、As、O等，它们的含量只要合计为0.5％以下就可以允许。

接着，对热压用钢板的显微组织的限定理由进行说明。

一种热压用钢板，其显微组织为：

铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下，含有500个/μm³以上且6000个/μm³以下的粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物。

铁素体以面积率计为30％以上且90％以下，珠光体以面积率计为10％以上且70％以下，余量组织为5％以下，铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下

铁素体以面积率计小于30％时，得不到足够数量的Ti、Nb复合析出物，不能实现热压构件的优良的耐延迟断裂特性，因此，铁素体以面积率计设定为30％以上，优选为35％以上，更优选为40％以上。

铁素体以面积率计超过90％时，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹，因此铁素体以面积率计设定为90％以下，优选为80％以下，更优选为70％以下。铁素体以面积率计进一步优选设定为65％以下，最优选设定为60％以下。

珠光体以面积率计小于10％时，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹，因此将珠光体的面积率设定为10％以上，优选为20％以上，更优选为30％以上。进一步优选将珠光体的面积率设定为35％以上。另一方面，珠光体的面积率超过70％时，得不到足够数量的Ti、Nb复合析出物，不能实现热压构件的优良的耐延迟断裂特性，因此将珠光体的面积率设定为70％以下，优选为60％以下，更优选为50％以下。

作为热压用钢板的余量组织，可以考虑贝氏体、马氏体、残余奥氏体等，它们以面积率计合计为5％以下就可以允许。它们的下限可以为0％。

铁素体的平均长径比小于2.0时，有时不能实现热压构件的原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，不能实现热压构件的优良的低温韧性，因此将铁素体的平均长径比设定为2.0以上，优选为2.5以上，更优选为3.0以上，进一步优选为4.0以上。铁素体的平均长径比最优选为4.5以上。另一方面，铁素体的平均长径比超过12.0时，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹，因此将铁素体的平均长径比设定为12.0以下，优选为10.0以下，最优选为9.0以下，进一步优选为8.0以下。铁素体的平均长径比最优选为7.0以下。

铁素体的平均短轴长度超过5.0μm时，有时不能实现热压构件的原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，不能实现热压构件的优良的低温韧性，因此将铁素体的短轴的平均长度设定为5.0μm以下，优选为4.0μm以下，更优选为3.0μm以下。铁素体的平均短轴长度的下限没有特别限制，小于0.5μm时难以控制，因此优选为0.5μm以上。

含有500个/μm³以上且6000个/μm³以下的粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物

粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量小于500个/μm³时，有时不能实现热压构件的优良的耐延迟断裂特性，因此粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量设定为500个/μm³以上，优选为600个/μm³以上，更优选为700个/μm³以上，进一步优选为1000个/μm³以上。粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量最优选为1500个/μm³以上。另一方面，粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量超过6000个/μm³时，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹，因此粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量设定为6000个/μm³以下，优选为5500个/μm³以下，更优选为5000个/μm³以下。粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量进一步优选为4500个/μm³以下，最优选为4000个/μm³以下。

需要说明的是，关于Ti、Nb复合析出物的Ti与Nb的原子浓度比，在将Nb设为1时，Ti大于1且为12以下，还可以含有不超过Ti的原子浓度的量的Mo、V、Cr、Mn、W、Ca、Mg、Sn中的一种或两种以上。析出物主要是碳化物、氮化物、氧化物。

接着，对热压用钢板的位错密度的限定理由进行说明。

一种热压用钢板，其位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上。

位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上

位错密度小于1.0×10¹⁵/m²时，有时不能实现热压构件的原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，不能实现热压构件的优良的低温韧性，因此将位错密度设定为1.0×10¹⁵/m²以上。位错密度优选为1.4×10¹⁵/m²以上，更优选为1.8×10¹⁵/m²以上，进一步优选为2.0×10¹⁵/m²以上。位错密度最优选为2.2×10¹⁵/m²以上。

位错密度的上限没有特别规定，但超过2.0×10¹⁶/m²时，冲裁时的模具的损耗变大，因此位错密度优选为2.0×10¹⁶/m²以下，更优选为1.5×10¹⁶/m²以下，进一步优选为1.0×10¹⁶/m²以下，最优选为0.5×10¹⁶/m²以下。

接着，对本发明的热压用钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，在说明中，与温度有关的“℃”表述设定为表示钢板表面或钢原材的表面的温度。

一种热压用钢板的制造方法，其中，

将钢原材加热至1150℃以上，

接着，进行如下所述的热轧：实施粗轧，然后，在精轧中，实施由式(1)定义RC温度时将低于RC温度时的合计压下率设定为20％以上且80％以下、将精轧结束温度设定为(RC-200℃)以上且(RC-20℃)以下的精轧，接着，在结束精轧后在2.0s以内开始冷却，

在上述冷却停止温度下进行卷取，

接着，将钢板从上述冷却停止温度以50℃/小时以下的平均冷却速度冷却至500℃，

以下，进行详细说明。

在本发明中，钢原材的制造方法无需特别限定，将具有上述组成的钢水利用转炉等公知的方法进行熔炼并通过连续铸造等铸造方法制成钢坯等钢原材这样的常用的方法均可以应用。需要说明的是，也可以使用铸锭-开坯轧制方法等公知铸造方法。另外，作为原料，可以使用废钢。

钢原材(将铸造后的钢坯进行直送轧制，或者成为温片或冷片的钢坯)的加热温度：1150℃以上

在冷却至低温后的钢坯等钢原材中，Ti、Nb等碳氮化物形成元素的大部分以粗大的碳氮化物的形式存在。如果不通过加热使该粗大的析出物暂时熔解则得不到微细的Ti、Nb复合析出物，得不到热压构件的优良的耐延迟断裂特性。因此，将热轧前的钢原材在铸造后保持高温的状态进行直接热轧(直送轧制)、或者对热轧前的钢原材进行加热而使粗大的析出物固溶。在对钢坯进行加热的情况下，为了使粗大的析出物在热轧前充分地固溶，需要将钢原材的加热温度设定为1150℃以上。优选为1180℃以上，进一步优选为1200℃以上。另一方面，如果钢原材的加热温度变得过高，则导致钢坯瑕疵的产生、氧化皮剥落所引起的成品率降低。因此，钢原材的加热温度优选设定为1350℃以下。钢原材的加热温度更优选为1300℃以下。进一步优选为1280℃以下。

需要说明的是，钢原材加热至1150℃以上的加热温度并保持规定时间，但保持时间超过9000秒时，氧化皮产生量增大。其结果是在后续的热轧工序中容易发生氧化皮嵌入等，难以利用酸洗除去氧化皮。因此，1150℃以上的温度范围的钢原材的保持时间优选设定为9000秒以下。更优选1150℃以上的温度范围的钢原材的保持时间为7200秒以下。由于需要使粗大的析出物充分地固溶，因此1150℃以上的温度范围的钢原材的保持时间优选为1800秒以上。1150℃以上的温度范围的钢原材的保持时间更优选为3600秒以上。

在本发明中，接着钢原材的加热，进行由粗轧和精轧构成的热轧。在粗轧中，只要能够确保期望的薄板坯尺寸，其条件就无需特别限定。在粗轧后、精轧前，在精轧机的入口侧进行使用高压水的去氧化皮。

精轧中的低于RC温度时的合计压下率：20％以上且80％以下

通过在低于RC温度进行压下，奥氏体晶粒不发生再结晶而蓄积应变，导入变形带。通过在奥氏体晶粒中产生应变、变形带，相变的核增加，相变后的铁素体的粒径变得微细，并且铁素体的长径比变大，有助于热压构件的原奥氏体粒径的微细化，能够得到热压构件的优良的低温韧性。为了得到该效果，将低于RC温度时的合计压下率设定为20％以上，优选为25％以上，更优选为30％以上。进一步优选将低于RC温度时的合计压下率设定为35％以上。另一方面，低于RC温度时的合计压下率超过80％时，有时热压用钢板的铁素体的长径比超过12.0，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹。另外，有时在热压构件的冲切中产生端面裂纹。因此，将低于RC温度的精轧合计压下率设定为80％以下，优选为70％以下，更优选小于60％。

为了得到目标合计压下率，根据需要在轧制途中进行强制冷却。作为冷却方法的例子，可以列举强制空冷、喷雾冷却、水冷却等。

精轧结束温度：(RC-200℃)以上且(RC-20℃)以下

在精轧结束温度低于(RC-200℃)的情况下，有时在铁素体+奥氏体的双相区温度下进行轧制。如果在轧制中在高温下发生铁素体相变，则铁素体晶粒变得粗大，有时得不到热压构件的优良的低温韧性，因此将精轧结束温度设定为(RC-200℃)以上。精轧结束温度优选为(RC-180℃)以上，更优选为(RC-150℃)以上。另一方面，精轧结束温度超过(RC-20℃)时，难以使RC温度以下的合计压下率为20％以上，因此将精轧结束温度设定为(RC-20℃)以下。精轧结束温度优选为(RC-40℃)以下，更优选为(RC-60℃)以下。需要说明的是，此处的精轧结束温度表示钢板的表面温度。

冷却开始时间：精轧结束后2.0s以内

精轧结束后，在2.0s以内开始强制冷却，在冷却停止温度(卷取温度)下停止冷却，卷取成卷材状。如果从精轧结束到开始强制冷却的时间超过2.0s而变长，则有时导入至奥氏体晶粒的应变恢复，得不到微细的铁素体，因此将强制冷却开始时间设定为精轧结束后2.0s以内。优选强制冷却开始时间为精轧结束后1.5s以内。更优选强制冷却开始时间为精轧结束后1.0s以内。下限没有特别限定，以抑制导入奥氏体晶粒的应变恢复为目的，优选设定为0s以上。

从精轧结束温度到冷却停止温度(卷取温度)的平均冷却速度：30℃/s以上

在强制冷却中，从精轧结束温度到卷取温度的平均冷却速度小于30℃/s时，有时在较高的温度下发生铁素体相变，得不到微细的铁素体。因此，将平均冷却速度设定为30℃/s以上。平均冷却速度优选为40℃/s以上，进一步优选为50℃/s以上。需要说明的是，此处的平均冷却速度的上限没有特别规定，但如果平均冷却速度变得过大，则有时冷却停止温度的管理变得困难，难以得到期望的显微组织。因此，优选将平均冷却速度设定为300℃/s以下。需要说明的是，平均冷却速度基于钢板的表面的平均冷却速度来规定。

冷却停止温度(卷取温度)：550℃以上且700℃以下

冷却停止温度(卷取温度)低于550℃时，无法得到期望的Ti、Nb复合析出物的密度，因此将冷却停止温度设定为550℃以上。冷却停止温度优选为570℃以上，更优选为600℃以上。冷却停止温度超过700℃时，有时铁素体变得粗大，得不到期望的铁素体平均短轴长度，因此将冷却停止温度设定为700℃以下。冷却停止温度优选为680℃以下，更优选为660℃以下。

卷取后，从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的平均冷却速度：50℃/小时以下

卷取后，从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的平均冷却速度超过50℃/小时时，有时粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量超过6000个/μm³，有时在热压用钢板的冲裁中在端面产生裂纹，因此将卷取后从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的平均冷却速度设定为50℃/小时以下。卷取后，从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的平均冷却速度优选为40℃/小时以下，更优选为30℃/小时以下，进一步优选为20℃/小时以下。从生产率的观点出发，卷取后，从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的平均冷却速度优选为1℃/小时以上，更优选为5℃/小时。

从冷却停止温度(卷取温度)到500℃的冷却方法没有任何限定，按照常规方法进行冷却即可。作为冷却方法的例子，可以列举保温罩冷却、自然空冷、强制空冷、气体冷却、喷雾冷却、水冷却等。

卷取、冷却后，可以按照常规方法实施表面光轧。

卷取后，酸洗

卷取后，实施酸洗，除去在表面生成的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，按照常规方法实施即可。

以20％以上且80％以下的压下率进行冷轧

冷轧的压下率小于20％时，有时不能得到期望的热压用钢板的铁素体的长径比、铁素体的平均短轴长度、位错密度中的任一项以上，无法实现热压构件的原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，无法实现热压构件的优良的低温韧性，因此将压下率设定为20％以上。压下率优选为30％以上，更优选为40％以上。另一方面，冷轧的压下率超过80％时，有时不能得到期望的热压用钢板的铁素体的长径比，在热压用钢板的冲裁、热压构件的冲切中在端面产生裂纹，因此将压下率设定为80％以下。压下率优选为70％以下，更优选为60％以下。

冷轧后可以按照常规方法实施表面光轧。

接着，针对对本发明的热压用钢板的表面实施Zn系镀覆处理的制造方法进行说明。

本发明的热压用钢板可以直接使用通过上述制造工序制造的冷轧钢板，也可以根据目的进行用于实施Zn系镀层的镀覆工序。

镀覆工序可以应用公知的电镀法、蒸镀法中的任一种。热镀法有时由于加热引起的铁素体的再结晶而无法得到热压用钢板的期望的铁素体的长径比、位错密度，因此通过将工序内的加热温度限定为600℃以下而能够应用。另外，可以在镀覆工序后实施600℃以下的合金化处理。

镀层的附着量没有特别限定，为通常的附着量即可。例如，优选具有每单面的镀层附着量为5～150g/m²的镀层。镀层附着量小于5g/m²时，有时难以确保耐腐蚀性，另一方面，超过150g/m²时，有时耐镀层剥离性劣化。

镀层也可以是除了Zn以外还含有Si、Mg、Ni、Fe、Co、Mn、Sn、Pb、Be、B、P、S、Ti、V、W、Mo、Sb、Cd、Nb、Cr、Sr等中的一种或两种以上的镀层。

镀覆后可以按照常规方法实施表面光轧。

如果将赋予了Zn系镀层的热压用钢板在进行加热后进行热压，则Zn系镀层所含有的镀层成分的一部分或全部扩散到基底钢板中而形成固溶相、金属间化合物，同时相反地作为基底钢板成分的Fe扩散到Zn镀层中而形成固溶相、金属间化合物。另外，在Zn系镀层的表面形成含有Zn的氧化被膜层。

列举一例，如果对热镀Zn层、合金化热镀Zn层、电镀Zn层等进行加热，则形成在Fe中固溶有Zn的FeZn固溶相、ZnFe金属间化合物、表面的ZnO层等。进而，在对电镀Zn-Ni合金层进行加热的情况下，形成在Fe中固溶有镀层成分的含有Ni的固溶相、以ZnNi作为主体的金属间化合物、表面的ZnO层等。

需要说明的是，在本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可以应用电磁搅拌(EMS)、轻压下铸造(IBSR)等。通过进行电磁搅拌处理，能够在板厚中心部形成等轴晶体，减少偏析。另外，在实施轻压下铸造的情况下，通过防止连续铸造钢坯的未凝固部的钢水的流动，能够减少板厚中心部的偏析。通过应用这些偏析降低处理中的至少一种，能够使后述的热压构件的低温韧性达到更优良的级别。

接着，对热压构件的显微组织进行说明。

一种热压构件，其显微组织为：马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计合计为90％以上且100％以下，余量组织以面积率计为10％以下，原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，含有500个/μm³以上且6000个/μm³以下的粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物。需要说明的是，热压构件的成分组成与上述热压用钢板相同。

马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计合计为90％以上且100％以下

马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计合计小于90％时，不能实现优良的低温韧性，因此马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计合计设定为90％以上。马氏体、回火马氏体、贝氏体以面积率计优选合计为95％以上，更优选合计为100％。

需要说明的是，作为热压构件的余量组织，可以列举铁素体、珠光体和残余奥氏体，它们只要以面积率计合计为10％以下就可以允许。下限没有特别限定，可以为0％。

原奥氏体平均粒径为7.0μm以下

原奥氏体平均粒径越微细，越可以得到优良的低温韧性。原奥氏体平均粒径超过7.0μm时，不能实现优良的低温韧性。因此原奥氏体平均粒径设定为7.0μm以下。从本发明效果更优良的理由出发，原奥氏体平均粒径优选为6.0μm以下，更优选为5.5μm以下，进一步优选为5.0μm以下。为了确保热压时的淬透性，下限优选为1.0μm以上。

粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物小于500个/μm³时，得不到优良的耐延迟断裂特性，因此将粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物设定为500个/μm³以上。粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物优选为600个/μm³以上，更优选为700个/μm³以上，进一步优选为1000个/μm³以上。另一方面，粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量超过6000个/μm³时，不能实现优良的低温韧性，另外，有时在热压构件的端面产生裂纹，因此粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物的含量设定为6000个/μm³以下。粒径为3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物优选为5500个/μm³以下，更优选为5000个/μm³以下。

接着，对制造本发明的热压构件的方法进行说明。

热压工序是指如下工序：将热压用钢板通过剪切加工进行切边后，以3℃/s以上且200℃/s以下的平均升温速度加热至A_c3相变点以上且1000℃以下的温度，然后，在该温度范围内保持0s以上且300s以下，然后，在Ms温度以上进行热压，由此得到拉伸强度为1760MPa以上的热压构件。

通过剪切加工进行切边

通过将热压用钢板根据要制造的热压构件形状剪切加工成任意的尺寸来实施切边。该基于剪切加工的切边方法没有特别限定，按照常规方法实施即可。

平均升温速度为3℃/s以上且200℃/s以下

钢原材从室温到加热温度的平均升温速度小于3℃/s时，铁素体的再结晶、晶粒生长进行，逆相变为奥氏体时的奥氏体的粒径变得粗大，无法得到热压后的原奥氏体平均粒径小于7.0μm。因此将平均升温速度设定为3℃/s以上。优选为5℃/s以上，更优选为50℃/s以上。平均升温速度超过200℃/s时，加热温度的控制变得困难，因此优选为200℃/s以下。平均升温速度更优选为150℃/s以下，进一步优选为110℃/s以下。

加热温度为A_c3相变点以上且1000℃以下

加热温度低于Ac₃温度时，变为铁素体和奥氏体的双相区，热压后的马氏体、回火马氏体、贝氏体的面积率无法实现合计为90％以上。因此，将加热温度的下限设定为Ac₃温度以上。优选加热温度为Ac₃温度+10℃以上，更优选为Ac₃温度+20℃以上。另一方面，加热温度超过1000℃时，奥氏体的再结晶、晶粒生长进行，不能实现热压后的原奥氏体平均粒径小于7.0μm。因此，关于加热温度的上限，设定为加热温度为1000℃以下。优选加热温度为980℃以下，更优选为950℃以下。

Ac₃温度以上且1000℃以下的温度下的保持时间为0s以上且300s以下

Ac₃温度以上且1000℃以下的温度下的保持时间超过300s(秒)时，奥氏体的晶粒生长进行，不能实现热压后的原奥氏体平均粒径小于7.0μm。因此将Ac₃温度以上且1000℃以下的温度下的保持时间设定为300秒以下。Ac₃温度以上且1000℃以下的温度下的保持时间优选为200秒以下，更优选为100秒以下。Ac₃温度以上且1000℃以下的温度下的保持时间进一步优选为70秒以下。保持时间的下限没有特别限制，为0秒(无保持时间)。

热压温度为Ms温度以上

如果在低于Ms温度的温度下进行热压成形，在钢板的一部分发生马氏体相变，因此有时成形性降低，在成形时产生裂纹。因此，热压成形设定为Ms温度以上。从奥氏体的再结晶、晶粒生长进行而无法实现热压后的原奥氏体平均粒径小于7.0μm的理由出发，上限优选设定为1000℃以下。

上述加热的方式没有特别限定，只要能够实现期望的加热速度，则可以通过炉加热、高频加热、通电加热等进行加热，从本发明效果更优良的理由出发，优选通电加热。

关于热压后的冷却的方式，只要在至Ms-200℃的冷却中可以得到30℃/s以上的冷却速度就没有特别限定，只要能够实现期望的冷却速度，则可以通过空冷、强制空冷、水冷、喷雾冷却、气体冷却、模具冷却等进行冷却，从本发明效果更优良的理由出发，优选模具冷却。

可以在热压后的构件的表面通过常规方法实施涂装。例如，可以应用喷涂涂装、电沉积涂装等中的任一种。可以根据需要在涂装后实施常规方法的烘烤处理。例如优选在100℃以上且300℃以下进行1分钟以上且60分钟以下的烘烤处理。涂装和烘烤处理重复进行也没有问题。作为涂装基底，可以通过常规方法实施化学转化处理。例如，磷酸锌处理、磷酸铁处理、锆处理等均可应用。

在此，Ac₃温度可以通过下式求出。

Ac₃温度(℃)＝881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo

其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有元素的情况下设为0来计算。

在此，Ms温度可以通过下式求出。

Ms温度(℃)＝561-474C-33Mn-18Ni-17Cr-21Mo

实施例

以下，列举实施例对本发明进行具体说明。但是，本发明并非限定于以下说明的实施例。也可以在能够符合本发明的主旨的范围内适当地加以变更来实施，它们均包含在本发明的技术范围内。

将表1所示的组成的钢水用转炉熔炼，通过连铸法制造钢坯(钢原材)。表1的RC温度、Ac₃温度和Ms温度栏表示各钢原材的RC温度、Ac₃温度、Ms温度。接着，将这些钢原材在表2-1、表2-2所示的制造条件下加热，实施粗轧，在表2-1、表2-2所示的条件下实施精轧。精轧结束后，以表2-1、表2-2所示的条件的冷却开始时间(从精轧结束后到开始冷却(强制冷却)的时间)、平均冷却速度(从精轧结束温度到冷却停止温度(卷取温度)的平均冷却速度)进行冷却，在表2-1、表2-2所示的条件的卷取温度(冷却停止温度)下进行卷取，在表2-1、表2-2所示的条件下将卷取后的钢板冷却。对如此得到的热轧钢板进行表皮光轧，然后在盐酸浓度以质量％计为10％、温度设为85℃的条件下进行酸洗，以表2-1、表2-2所示的压下率进行冷轧，制成表2-1、表2-2所示的板厚。对于一部分实施热镀锌处理、进一步实施合金化处理、电镀锌处理。在表2-1、表2-2的镀覆的栏中，CR表示冷轧后的冷轧钢板，GI表示赋予了热镀Zn层的冷轧钢板，GA表示进一步进行了热镀Zn层的合金化的冷轧钢板，EG表示赋予了电镀Zn层的冷轧钢板，EGN表示在电镀Zn层中合金有Ni的冷轧钢板。

从通过以上得到的热压用钢板裁取试验片，实施组织观察、冲裁试验。组织观察方法和各种试验方法如下所述。需要说明的是，镀覆钢板的情况下，利用镀覆后的钢板进行试验、评价。

(1)组织观察

从热压用钢板裁取扫描电子显微镜(SEM)用试验片，对裁取的试验片进行研磨，使板厚1/4位置的截面(与轧制方向平行的截面)露出。使用腐蚀液(3质量％硝酸乙醇溶液)使露出的截面腐蚀后，利用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率对10个视野进行观察和拍摄。关于铁素体和珠光体的面积率[％]，针对拍摄的10个视野的显微组织照片通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，进行定量化。将结果示于表3中。铁素体的平均长径比如下求出：从将面积率定量化的同一图像将全部铁素体晶粒进行椭圆近似，将用该椭圆的长轴长度除以短轴长度而得的值在全部铁素体晶粒中进行平均化，由此求出铁素体的平均长径比。将结果示于表3-1、表3-2中。铁素体的平均短轴长度通过将在长径比的测定中得到的铁素体晶粒的短轴长度进行平均而求出。将结果示于表3-1、表3-2中。

关于Ti、Nb复合析出物的密度，使用透射型电子显微镜以20万倍的倍率观察10个视野以上，通过基于EDX(能量色散型X射线分光法)的元素分析，筛选检测出Ti和Nb的3nm以上且50nm以下的Ti、Nb复合析出物，数出个数，除以观察视野的总体积(面积×薄膜的厚度)，作为析出物的密度。将结果示于表3-1、表3-2中。需要说明的是，透射型电子显微镜中使用的薄膜的厚度通过EELS(电子能量损失谱法)进行测定。另外，在此所述的析出物的尺寸是使用图像分析装置求出各析出物的面积并换算成等效圆直径而得的值。需要说明的是，从热压用钢板和热压构件裁取的试样均通过上述方法进行测定。

(2)位错密度测定

从热压用钢板裁取位错密度测定用试验片(20mm×20mm)，以壁厚1/4面为测定面的方式从表层实施机械研磨、化学研磨后，进行X射线衍射。入射X射线使用CoKα1射线，实测α{110}、α{211}、α{220}的峰的半值宽度。使用无应变的标准试验片(Si)，将实测的α{110}、α{211}、α{220}的峰的半值宽度修改为真正的半值宽度后，基于Williamson-Hall法，求出应变(ε)。位错密度(ρ)使用应变(ε)和伯格斯矢量(b＝0.25nm)通过下式求出。

ρ＝14.4×ε²/b²

将结果示于表3-1、表3-2中。

(3)冲裁试验

从热压用钢板裁取10张坯板(50mm×50mm)。然后将冲裁冲头设为的平底型，以冲裁间隙为20％±2％以内的方式决定模具侧的孔径，从上方用压板固定后冲裁出的冲孔。对全部10张坯板进行冲切后，在冲孔的整周，针对冲裁端面的断口状况利用显微镜(倍率：50倍)观察有无裂纹、缺口、脆性断面、二次剪切面等。针对10个冲孔，将没有裂纹、缺口、脆性断面、二次剪切面等的冲孔为10个的试样设为◎(合格)，将没有裂纹、缺口、脆性断面、二次剪切面等的冲孔为8～9个的试样设为○(合格)，将除此以外(没有裂纹、缺口、脆性断面、二次剪切面等的冲孔为0～7个的试样)设为×(不合格)，评价冲裁时的开裂性。将结果示于表3-1、表3-2中。

将上述热压用钢板经过下述热压工序制造热压构件。

首先，热压用钢板是从1000mm×1000mm的尺寸的钢板针对270mm×330mm的尺寸使用剪切机对整周进行冲裁。将剪切的间隙管理在20％±2％以内实施冲裁。

对得到的热压用钢板通过下述表4-1、表4-2中所示的热压工序中记载的条件进行热压工序。热压中使用的模具为冲头宽度70mm、冲头肩R4mm、模具肩R4mm，成形深度为30mm。

从由此得到的热压构件的帽底部裁取试验片，进行以下说明的试验和评价等。

(4)组织观察

对裁取的试验片进行研磨，使板厚1/4位置的截面(与轧制方向平行的截面)露出。使用腐蚀液(3质量％硝酸乙醇溶液)使露出的截面腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)以5000倍的倍率对10个视野进行观察和拍摄。马氏体、回火马氏体、贝氏体、铁素体的面积率[％]通过对拍摄的10个视野的显微组织照片利用点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率进行定量化。板条状的组织为马氏体、回火马氏体和贝氏体，层状组织为珠光体。由余量组织的明暗衬度能够区别铁素体和残余奥氏体，暗部为铁素体，亮部为残余奥氏体。将结果示于表5-1、表5-2中。

(5)原奥氏体平均粒径的测定

针对裁取的试验片，依据JIS G0551：2013测定原奥氏体粒径。具体而言，对裁取的试验片进行研磨，使板厚1/4位置的截面(与轧制方向平行的截面)露出。对于露出的截面，利用腐蚀液(含有苦味酸、表面活性剂、草酸的水溶液)使原奥氏体组织显现，在板厚1/4位置使用光学显微镜以1000倍的倍率拍摄10个视野，测定原奥氏体晶粒的平均的等效圆直径。将结果示于表5-1、表5-2中。

(6)拉伸试验

从由此得到的热压构件的帽底部的位置裁取JIS5号试验片(标点间距离GL：50mm)，求出拉伸强度(TS)。具体而言，针对裁取的试验片，依据JISZ 2241：2011的规定，进行拉伸试验，求出拉伸强度(TS)[MPa]。每个热压构件各进行两次拉伸试验，将两次的平均值作为该热压构件的TS。将TS为1760MPa以上设为合格。将结果示于表5-1、表5-2中。

(7)耐延迟断裂特性的评价

从热压构件的帽底部的位置裁取四点弯曲试验片，依据ASTM G39-99(2016)实施四点弯曲试验。使硫氰酸铵(NH₄SCN)5g、柠檬酸(C₆H₈O₇)38.96g、磷酸氢二钠(Na₂HPO₄)227.34g溶解在水10L中，制作以溶液pH为6.0的方式制备的溶液，将实施了四点弯曲试验的试验片浸渍到制作的常温的溶液中来评价耐延迟断裂特性。一边浸渍在溶液中一边施加弯曲应力，评价断裂有无。将弯曲应力设为0.8×TS，在100小时以上不断裂的情况下将耐延迟断裂特性设为良好(○)，在小于100小时发生了断裂的情况下将耐延迟断裂特性设为差(×)。以试验片的n数为2实施试验。将两根都不断裂的情况设为良好(〇)，将即使一根发生断裂的情况设为差(×)。将结果示于表5-1、表5-2中。

(8)低温韧性的评价

从热压构件的帽底部的位置裁取夏比试验片，实施夏比冲击试验。以试验片的n数为3实施试验。试验片形状与JIS Z 2242的V型缺口试验片同等。在-50℃下进行夏比冲击试验，将脆性断面率小于50％的情况设为合格(○)，将50％以上设为不合格(×)。每个热压构件各进行三次夏比试验，以三次的脆性断面率的平均值进行评价。将结果示于表5-1、表5-2中。

(9)热压构件的端面裂纹的评价

在热压构件的端面的整周，针对冲裁端面的断口状况利用显微镜(倍率：50倍)观察裂纹、缺口、脆性断面等的有无。将在端面整周没有裂纹、缺口、脆性断面等的试样设为○(合格)，将观察到裂纹、缺口、脆性断面等的试样设为×(不合格)，对热压构件的端面裂纹进行评价。

将结果示于表5-1、表5-2中。

[表4-1]

下划线：表示在本发明的范围外。

[表4-2]

下划线：表示在本发明的范围外。

[表5-1]

下划线：表示在本发明的范围外。

[表5-2]

下划线：表示在本发明的范围外。

Claims

1.一种热压用钢板，其具有以质量％计含有C：0.26％以上且0.50％以下、Si：0.01％以上且小于1.0％、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.01％以上且1.5％以下、N：0.010％以下、Nb：0.005％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.020％以下和Ti：3.4N+0.01％以上且3.4N+0.2％以下[其中，N表示N的含量(质量％)]、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

所述铁素体的平均长径比为2.0以上且12.0以下，所述铁素体的平均短轴长度为5.0μm以下，

位错密度为1.0×10¹⁵/m²以上。

2.根据权利要求1所述的热压用钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Sb：0.10％以下和Sn：0.10％以下组成的组中的至少一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的热压用钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由Mo：1.0％以下、V：1.0％以下、Bi：0.10％以下、Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下、REM：0.10％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下和Zn：0.10％以下组成的组中的至少一种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热压用钢板，其中，在表面具有Zn系镀层。

5.一种热压用钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的热压用钢板的制造方法，其中，

将钢原材加热至1150℃以上，

接着，在结束所述精轧后2.0s以内开始冷却，

在所述冷却停止温度下进行卷取，

接着，将钢板进行酸洗后，以20％以上且80％以下的压下率进行冷轧，

在此，式(1)中的各元素符号为各元素在钢中的含量(质量％)，不含有的元素的情况下，将式中的元素符号设为0来计算。

6.根据权利要求5所述的热压用钢板的制造方法，其中，进一步对钢板的表面实施Zn系镀覆处理。

7.一种热压构件，其含有权利要求1～3中任一项所述的热压用钢板的成分组成，

原奥氏体平均粒径为7.0μm以下，

拉伸强度为1760MPa以上。

8.根据权利要求7所述的热压构件，其中，在表面具有Zn系镀层。

9.一种热压构件的制造方法，其中，将权利要求1～4中任一项所述的热压用钢板通过剪切加工进行切边后，以3℃/s以上且200℃/s以下的平均升温速度加热至A_c3相变点以上且1000℃以下的温度，然后，在该温度范围内保持0s以上且300s以下，然后，在Ms温度以上进行热压。