CN105074038B - 热冲压成型体、冷轧钢板以及热冲压成型体的制造方法 - Google Patents

热冲压成型体、冷轧钢板以及热冲压成型体的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的热冲压成型体具有规定的化学成分，当将C含量、Si含量及Mn含量以单位质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10的关系，含有以面积率计为40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，上述铁素体的面积率与上述马氏体的面积率之和为60％以上，有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的一种以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足H2/H1＜1.10的关系及σHM＜20的关系，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。

Description

热冲压成型体、冷轧钢板以及热冲压成型体的制造方法
技术领域
本发明涉及热冲压后的成型性(扩孔性)优异、热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性优异的热冲压成型体、作为该热冲压成型体的材料的冷轧钢板以及热冲压成型体的制造方法。
本申请基于2013年4月2日在日本提出申请的日本特愿2013-076835号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
现在，对于汽车用钢板，要求提高其冲撞安全性和使其轻量化。在这样的状况下，作为获得高强度的方法最近备受注目的是热冲压(也被称为热压、热锻压、压模淬火、压住淬火等)。热冲压是指如下的成型方法：将钢板加热到高温例如700℃以上的温度后通过热轧进行成型，由此使钢板的成型性提高，成型后通过冷却进行淬火，从而得到所希望的材质。这样对于汽车的车体构造所使用的钢板要求高的压制加工性和强度。作为兼具有压制加工性和高强度的钢板，已知有包含铁素体-马氏体组织的钢板、包含铁素体-贝氏体组织的钢板或者组织中含有残余奥氏体的钢板等。其中，使马氏体分散在铁素体基底中而成的复合组织钢板的屈服比低，抗拉强度高，而且拉伸特性优异。但是，上述复合组织由于应力集中在铁素体与马氏体的界面，容易由此界面产生裂纹，所以存在扩孔性差这样的缺点。
作为上述那样的复合组织钢板，例如有专利文献1～3中所公开的那些。另外，专利文献4～6中有关于高强度钢板的硬度与成型性之间的关系的记载。
然而，即使利用这些现有技术，也难以应对当今的要求汽车进一步轻量化、部件形状复杂化的要求。另外，除了通过变更显微组织来使各种强度提高以外，有时还通过加入使各种强度提高的Si、Mn之类的元素来使各种强度提高。但是，特别是在添加Si的情况下，如后所述若Si含量超过一 定量则钢的拉伸率和扩孔性有时会降低。此外，使Si和Mn含量增大有时会使热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性降低，故而不优选。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2000-319756号公报
专利文献3：日本特开2005-120436号公报
专利文献4：日本特开2005-256141号公报
专利文献5：日本特开2001-355044号公报
专利文献6：日本特开平11-189842号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于：在制成热冲压成型体时，确保强度并且能够获得更加良好的扩孔性，提供热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性优异的冷轧钢板、热冲压成型体以及该热冲压成型体的制造方法。
用于解决问题的手段
本发明的发明者们对于在确保热冲压后(热冲压的淬火后)的强度的同时成型性(扩孔性)优异并且热冲压后的化学转化处理性和镀覆密合性优异的热冲压用冷轧钢板进行了深入研究。其结果是，发现：通过将Si、Mn及C含量的关系设定为适当的关系；将铁素体及马氏体的分率设定为规定的分率；并且，使板厚表层部及板厚中心部的马氏体的硬度比(硬度之差)以及板厚中心部的马氏体的硬度分布分别在特定的范围内，由此能够在工业上制造能够确保成型性即抗拉强度TS与扩孔率λ之积TS×λ为目前为止以上的值TS×λ≥50000MPa·％的特性的热冲压用冷轧钢板。另外，发现：若将其用于热冲压，即使在热冲压后也可以得到扩孔性优异的热冲压成型体。另外，还发现：抑制热冲压用冷轧钢板的板厚中心部处的MnS的偏析对于提高热冲压成型体的扩孔性也是有效的。特别是，发现：在降低作为主要的淬透性提高元素的Mn量来使马氏体分率或者硬度降低时，由MnS偏析抑制带来的扩孔性提高效果得以最大限度发挥，还确认到与此同 时，热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性优异。另外，还发现：将冷轧中从最上游的机架到由最上游数第三段的机架的冷轧率与总冷轧率(累积轧制率)的比例设定在特定的范围内对于控制马氏体的硬度是有效的。而且，本发明的发明者们发现了以下所示的发明的各个方案。另外，还发现了即使对于冷轧钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌及镀铝也不会损害其效果。
(1)即，本发明的一个方案的热冲压成型体，其以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.000％、Mn：0.50％以上且小于1.50％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.010％～0.050％，有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.00050％～0.0050％中的至少一种，剩余部分包含Fe及杂质，当将上述C含量、上述Si含量及上述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，以面积率计含有40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，上述铁素体的面积率与上述马氏体的面积率之和为60％以上，有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的一种以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足下述式(B)及式(C)，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
式中，H1为上述热冲压成型体的板厚表层部即从最表层沿板厚方向200μm的范围的上述马氏体的平均硬度，H2为上述热冲压成型体的板厚中心部即板厚中心处的沿上述板厚方向200μm的范围的上述马氏体的平均硬度，σHM为上述热冲压成型体的上述板厚中心部处的上述马氏体的上述硬度的分散值。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成型体，其中，存在于上述热冲压成型体中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率可以为0.01％以 下，成立下述式(D)。
n2/n1＜1.5 (D)
式中，n1为上述热冲压成型体的板厚1/4部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度，n2为上述热冲压成型体的板厚中心部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了热浸镀锌。
(4)根据上述(3)所述的热冲压成型体，其中，上述热浸镀锌可以被合金化。
(5)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了电镀锌。
(6)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了镀铝。
(7)本发明的一个方案的热冲压成型体的制造方法，其包括下述工序：对具有上述(1)所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；对上述钢材进行加热的加热工序；使用具有多个机架的热轧设备对上述钢材实施热轧的热轧工序；在上述热轧工序后对上述钢材进行卷取的卷取工序；在上述卷取工序后对上述钢材进行酸洗的酸洗工序；在上述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式(E)成立的条件下对上述钢材实施冷轧的冷轧工序；在上述冷轧工序后对上述钢材以700℃～850℃进行退火并进行冷却的退火工序；在上述退火工序后对上述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和在上述调质轧制工序后对上述钢材进行加热到700℃～1000℃，在该温度范围内进行热冲压加工，接着冷却到常温～300℃的热冲压工序。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E)
式中，ri(i＝1、2、3)以单位为％表示在上述冷轧工序中上述多个机架中由最上游数第i(i＝1、2、3)段的机架处的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示上述冷轧工序中的总冷轧率。
(8)根据上述(7)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，上述冷轧可以在下述式(E’)成立的条件下实施。
1.20≥1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E’)
式中，ri(i＝1、2、3)以单位为％表示在上述冷轧工序中上述多个机架中由上述最上游数上述第i(i＝1、2、3)段的机架处的单独的上述目标冷轧率，r以单位为％表示上述冷轧工序中的上述总冷轧率。
(9)根据上述(7)或(8)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，当将上述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT，并且将上述钢材的上述C含量、上述Mn含量、上述Cr含量及上述Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，可以成立下述式(F)。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)
(10)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其中，将上述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t，将上述钢材的上述Mn含量及上述S含量以单位为质量％分别设定为[Mn]、[S]时，可以成立下述式(G)。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (G)
(11)根据上述(7)～(10)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以进一步具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
(12)根据上述(11)所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述热浸镀锌工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。
(13)根据上述(7)～(10)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述调质轧制工序之后对上述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。
(14)根据上述(7)～(10)任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间对上述钢材实施镀铝的镀铝工序。
(15)本发明的一个方案的冷轧钢板，其以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.000％、Mn：0.50％以上且小于1.50％、P：0.001％～ 0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.010％～0.050％，有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，当将上述C含量、上述Si含量及上述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，以面积率计含有40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，上述铁素体的面积率与上述马氏体的面积率之和满足为60％以上，有时进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的一种以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足下述式(H)及式(I)，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
H20/H10＜1.10 (H)
σHM0＜20 (I)
式中，H10为板厚表层部即从最表层沿板厚方向200μm的范围的上述马氏体的平均硬度，H20为板厚中心部即上述板厚中心处的沿板厚方向200μm的范围内的上述马氏体的平均硬度，σHM0为上述板厚中心部处的上述马氏体的上述平均硬度的分散值。
(16)根据上述(15)所述的冷轧钢板，存在于上述冷轧钢板中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率可以为0.01％以下，成立下述式(J)。
n20/n10＜1.5 (J)
式中，n10为板厚1/4部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度，n20为上述板厚中心部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度。
(17)根据上述(15)或(16)所述的冷轧钢板，其中，表面上可以实施了热浸镀锌。
(18)根据上述(17)所述的冷轧钢板，其中，上述热浸镀锌可以被合金化。
(19)根据上述(15)或(16)所述的冷轧钢板，其中，表面上可以实施了电镀锌。
(20)根据上述(15)或(16)所述的冷轧钢板，其中，表面可以实施了镀铝。
发明效果
根据本发明的上述方案，因为使C含量、Mn含量及Si含量的关系为适当的关系，并且在热冲压前的冷轧钢板和热冲压后的热冲压成型体中使以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度为适当的硬度，所以在热冲压成型体中，能够得到更为良好的扩孔性，且热冲压后的化学转化处理性或镀覆密合性良好。
附图说明
图1是表示热冲压的淬火前的热冲压用冷轧钢板及热冲压成型体中的(5×[Si]+[Mn])/[C]与TS×λ之间的关系的图表。
图2A是表示式(B)的根据的图表，其是表示热冲压的淬火前的热冲压用冷轧钢板中的H20/H10与σHM0之间的关系以及热冲压成型体中的H2/H1与σHM之间的关系的图表。
图2B是表示式(C)的根据的图表，其是表示热冲压的淬火前的热冲压用冷轧钢板中的σHM0与TS×λ之间的关系以及热冲压成型体中的σHM与TS×λ之间的关系的图表。
图3是表示热冲压的淬火前的热冲压用冷轧钢板中的n20/n10与TS×λ之间的关系以及热冲压成型体中的n2/n1与TS×λ之间的关系、表示式(D)的根据的图表。
图4是表示热冲压的淬火前的热冲压用冷轧钢板中的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H20/H10之间的关系以及热冲压成型体中的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H2/H1之间的关系、表示式(E)的根据的图表。
图5A是表示式(F)与马氏体分率之间的关系的图表。
图5B是表示式(F)与珠光体分率之间的关系的图表。
图6是表示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])与TS×λ之间的关系、表示式(G)的根据的图表。
图7是实施例中所使用的热冲压成型体的立体图。
图8是表示使用了本发明的一个实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体的制造方法的流程图。
具体实施方式
如上所述，为了提高热冲压成型体的扩孔性，重要的是将Si、Mn及C含量的关系设定为合适的关系，并且将成型体(或冷轧钢板)的规定部位处的马氏体的硬度设定为合适的硬度。迄今为止，并没有着眼于热冲压成型体的扩孔性与马氏体的硬度之间的关系进行过研究。
这里，对本发明的一个实施方式的热冲压成型体(有时称为本实施方式的热冲压成型体)及其制造中所使用的钢的化学成分的限定理由进行说明。以下，各成分的含量单位“％”是指“质量％”。
C：0.030％～0.150％
C对于强化马氏体相来提高钢的强度而言是重要的元素。C含量小于0.030％时，不能充分提高钢的强度。而当C含量超过0.150％，钢的延展性(拉伸率)的降低变大。因此，将C含量的范围设定为0.030％～0.150％。此外，在扩孔性的要求高的情况下，优选将C含量设定为0.100％以下。
Si：0.010％～1.000％
Si在抑制有害的碳化物的生成、得到以铁素体组织为主体且剩余部分为马氏体的复合组织上是重要的元素。但是，当Si含量超过1.000％时，不仅钢的拉伸率或扩孔性降低，而且热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性也降低。因此，将Si含量设定为1.000％以下。另外，Si是为了脱氧而添加的，当Si含量小于0.010％时，脱氧效果不充分。因此，将Si含量设定为0.010％以上。
Al：0.010％～0.050％
Al作为脱氧剂是重要的元素。为了获得脱氧的效果，将Al含量设定为0.010％以上。而即使过度地添加Al，上述效果也饱和，反而会使钢脆化。因此，将Al含量设定为0.010％～0.050％。
Mn：0.50％以上且小于1.50％
Mn对于提高钢的淬透性来强化钢而言是重要的元素。然而，当Mn含 量小于0.50％时，无法充分提高钢的强度。而Mn与Si同样地在表面被选择性氧化，使热冲压后的化学转化处理性、镀覆密合性恶化。本发明的发明者们研究的结果是，发现：Mn含量为1.50％以上时，镀覆密合性恶化。因此，在本实施方式中，将Mn含量设定为小于1.50％。更优选Mn含量的上限值为1.45％。因此，Mn含量设定为0.50％以上且小于1.50％。此外，在拉伸率的要求更高的情况下，优选将Mn含量设定为1.00％以下。
P：0.001％～0.060％
当P含量多时，其向晶界偏析，使钢的局部延展性和焊接性劣化。因此，将P含量设定为0.060％以下。而使P不必要地降低会导致精炼时的成本上升，因此优选将P含量设定为0.001％以上。
S：0.001％～0.010％
S是形成MnS而使钢的局部延展性及焊接性明显劣化的元素。因此，以0.010％作为S含量的上限。另外，从精炼成本的问题考虑，优选以0.001％作为S含量的下限。
N：0.0005％～0.0100％
N对于使AlN等析出而将晶粒微细化而言是重要的元素。但是，当N含量超过0.0100％时，会残存固溶N(固溶氮)而使钢的延展性降低。因此，将N含量设定为0.0100％以下。此外，从精炼时的成本的问题考虑，优选以0.0005％作为N含量的下限。
本实施方式的热冲压成型体以包含以上的元素、剩余部分的铁及不可避免的杂质的组成为基础，但为了提高强度和控制硫化物或氧化物的形状等，还可以按照后述范围的含量含有一直以来所使用的元素Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Cu、Ni、B中的任意一种或两种以上。然而，即使在不含Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM、Cu、Ni和B的情况下，也能够使热冲压成型体和冷轧钢板的各项特性充分提高。因此，Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM、Cu、Ni和B各自含量的下限值为0％。
Nb、Ti及V是使微细的碳氮化物析出来强化钢的元素。另外，Mo及Cr是提高淬透性来强化钢的元素。为了获得这些效果，优选钢含有Nb：0.001％以上、Ti：0.001％以上、V：0.001％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％ 以上。但是，即使含有Nb：超过0.050％、Ti：超过0.100％、V：超过0.100％、Mo：超过0.50％、Cr：超过0.50％，强度上升的效果也会饱和，而且还可能会引起拉伸率和扩孔性的降低。
钢还可以进一步含有0.0005％～0.0050％的Ca。Ca及REM(稀土元素)控制硫化物或氧化物的形状，从而使局部延展性和扩孔性提高。为了利用Ca获得该效果，优选添加0.0005％以上的Ca。但是，过度添加可能会使加工性劣化，因此以0.0050％作为Ca含量的上限。对于REM(稀土元素)，也由于同样的理由，优选以0.0005％作为含量的下限，以0.0050％作为上限。
钢还可以进一步含有Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～1.00％、B：0.0005％～0.0020％。这些元素也能够使淬透性提高来提高钢的强度。然而，为了获得该效果，优选含有Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、B：0.0005％以上。在其以下的含量时，强化钢的效果小。而即使添加Cu：超过1.00％、Ni：超过1.00％、B：超过0.0020％，强度上升的效果也会饱和，而且有可能延展性会降低。
在钢含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM的情况下，至少含有一种以上。钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质只要是不损害特性的范围就行，可以进步含有除了上述以外的元素(例如Sn、As等)。此外，在B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM含量低于上述下限时，将这些元素作为不可避免的杂质来处理。
另外，对本实施方式的热冲压成型体来说，如图1所示，当将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系很重要。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
为了满足TS×λ≥50000MPa·％的条件，优选成立上述式(A)的关系。当(5×[Si]+[Mn])/[C]的值为10以下时，无法获得充分的扩孔性。这是因为，若C量高则硬质相的硬度过高，从而与软质相的硬度差(硬度之比)变大而λ值差；而且，若Si量或Mn量少则TS变低。就(5×[Si]+[Mn])/[C]的值而言，由于如上所述热冲压后也不变化，所以优选在制造冷轧钢板时就满足。
通常来说，DP钢(双相钢)中支配成型性(扩孔性)的与其说是铁素 体，不如说是马氏体。本发明的发明者们着眼于马氏体的硬度进行了深入研究，结果发现：如图2A及图2B所示，如果板厚表层部与板厚中心部之间的马氏体的硬度差(硬度之比)及板厚中心部的马氏体的硬度分布在热冲压的淬火前的阶段为规定的状态，则即使在热冲压后其也大致被维持，拉伸率或扩孔性等成型性变得良好。这可以认为是因为，热冲压的淬火前产生的马氏体的硬度分布即使对热冲压后也影响很大，富集在板厚中心部的合金元素即使在热冲压后也保持富集在板厚中心部的状态。即，对于热冲压的淬火前的冷轧钢板来说，在板厚表层部的马氏体与板厚中心部的马氏体的硬度比大的情况下，或者在马氏体的硬度的分散值大的情况下，热冲压后也显示同样的倾向。如图2A和图2B所示，热冲压的淬火前的本实施方式的冷轧钢板中的板厚表层部及板厚中心部的硬度比与本实施方式的热冲压成型体中的板厚表层部及板厚中心部的硬度比大致相同。另外，同样地，热冲压的淬火前的本实施方式的冷轧钢板中的板厚中心部的马氏体的硬度的分散值与本实施方式的热冲压成型体中的板厚中心部的马氏体的硬度的分散值大致相同。因此，本实施方式的冷轧钢板的成型性与本实施方式的热冲压成型体的成型性同样优异。
而且，本发明的发明者还发现：关于用HYSITRON公司的纳米压痕仪测得的马氏体的硬度，在下述式(B)及式(C)成立时，对热冲压成型体的扩孔性有利。式(H)、(I)成立时也同样。这里，“H1”为存在于从热冲压成型体的最表层沿板厚方向200μm的范围即板厚表层部的马氏体的平均硬度，“H2”为存在于热冲压成型体的板厚中心部处的从板厚中心部沿板厚方向±100μm的范围内的马氏体的平均硬度，“σHM”为热冲压成型体的存在于从板厚中心部沿板厚方向±100μm的范围内的马氏体的硬度的分散值。另外，“H10”为热冲压的淬火前的冷轧钢板的板厚表层部的马氏体的硬度，“H20”为热冲压的淬火前的冷轧钢板的板厚中心部即板厚中心处的沿板厚方向200μm的范围的马氏体的硬度，“σHM0”为热冲压的淬火前的冷轧钢板的板厚中心部处的马氏体的硬度的分散值。H1、H10、H2、H20、σHM及σHM0分别测量300个点而求出。此外，从板厚中心部沿板厚方向±100μm的范围是指以板厚中心为中心的板厚方向的尺寸为200μm的范围。
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
H20/H10＜1.10 (H)
σHM0＜20 (I)
另外，这里分散值通过以下的式(K)求出，其为表示马氏体的硬度的分布的值。
σHM＝(1/n)×Σ[n、i＝1](xave-xi)2 (K)
xave表示硬度的平均值，xi表示第i个马氏体的硬度。
H2/H1的值为1.10以上是指板厚中心部的马氏体的硬度为板厚表层部的马氏体的硬度的1.10倍以上，此时如图2A所示，σHM在热冲压后也为20以上。如果H2/H1的值为1.10以上，则板厚中心部的硬度过高，从而如图2B所示，TS×λ＜50000MPa·％，在淬火前(即热冲压前)、淬火后(即热冲压后)的任何一种情况下都得不到充分的成型性。此外，H2/H1的下限只要不进行特殊的热处理，则理论上为板厚中心部和板厚表层部等同的情况，但实际上在考虑生产率的生产工序中，例如为到1.005左右。此外，关于H2/H1的值的上述的事项对于H20/H10的值也同样成立。
另外，在热冲压后分散值σHM为20以上表示马氏体的硬度的不均匀大，局部地存在硬度过高的部分。此时，如图2B所示，TS×λ＜50000MPa·％，得不到热冲压成型体的充分的扩孔性。此外，关于σHM的值的上述的事项对于σHM0的值也同样成立。
本实施方式的热冲压成型体中，铁素体面积率为40％～95％。当铁素体面积率小于40％时，得不到充分的拉伸率和扩孔性。而当铁素体面积率超过95％时，马氏体不足而得不到充分的强度。因此，热冲压成型体的铁素体面积率设定为40％～95％。另外，热冲压成型体中还包含马氏体，马氏体的面积率为5～60％，并且铁素体面积率与马氏体面积率之和满足为60％以上。热冲压成型体的全部或主要部分被铁素体和马氏体占据，也可以进一步含有贝氏体及残余奥氏体中的一种以上。但是，如果热冲压成型体中残存有残余奥氏体，则二次加工脆性及延迟断裂特性容易降低。因此，优选实质上不含残余奥氏体，但不可避免地也可以含有体积率为5％以下的残余奥氏体。由于珠光体为硬且脆的组织，所以优选不使其含有在热冲压 成型体中，但可以容许不可避免地以面积率计含有到10％。此外，贝氏体含量以相对于除了铁素体和马氏体以外的区域的面积率计最大容许到40％。这里，通过硝酸乙醇蚀刻观察铁素体、贝氏体及珠光体，通过Lepera蚀刻观察马氏体。在任何一种情况下，都以1000倍观察板厚1/4部。在将钢板研磨到板厚1/4部后，利用X射线衍射装置测定残余奥氏体的体积率。此外，板厚1/4部是指钢板中的从钢板表面沿钢板厚度方向间隔钢板厚度的1/4的距离的部分。
此外，在本实施方式中，根据以以下的条件使用纳米压痕仪得到的硬度规定马氏体的硬度。
·压痕观察倍率：1000倍
·观察视场：长90μm、宽120μm
·压头形状：Berkovich型三棱锥金刚石压头
·按压负重：500μN(50mgf)
·压头的按压时间：10秒
·压头的返回时间：10秒(不进行最大负荷位置处的压头的保持)
在上述条件下，制作按压深度-负荷曲线，由该曲线算出硬度。硬度的计算能够根据公知的方法进行。而且，在10个点进行该硬度测定，将这些算术平均值作为马氏体的硬度。各个测定点的位置只要在马氏体晶粒内就没有特别限制。但是，测定点各自需要相互间隔5μm以上。
通常的维氏硬度试验中所形成的压痕比马氏体大，因此尽管根据维氏硬度试验可以得到马氏体及其周围的组织(铁素体等)的宏观性硬度，但是无法得到马氏体本身的硬度。马氏体本身的硬度对成型性(扩孔性)影响很大，因此仅以维氏硬度，难以充分评价成型性。与此相对，在本实施方式中，热冲压成型体的马氏体根据以纳米压痕仪测得的硬度规定硬度的分布状态，因此能够得到极为良好的扩孔性。
另外，以热冲压的淬火前的冷轧钢板及热冲压成型体在板厚1/4的位置及板厚中心部观察MnS，其结果是，可知：当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，并且如图3所示，下述式(D)((J)也同样)成立在良好且稳定地得到TS×λ≥50000MPa·％的条件方面是优选的。此外，在实施扩孔试验时，如果存在当量圆直径为0.1μm以上的MnS，则 应力在其周围集中，故而容易产生裂纹。不对当量圆直径小于0.1μm的MnS进行计数是因为其对应力集中的影响小。另外，不对当量圆直径超过10μm的MnS进行计数是因为在热冲压成型体或冷轧钢板包含这样的粒径的MnS时，粒径过大，从而热冲压成型体或冷轧钢板原本就不适合加工。此外，如果当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则由应力集中产生的微细的裂纹容易传播，因此扩孔性会更加恶化，有时不满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。其中，“n1”及“n10”分别为热冲压成型体及热冲压的淬火前的冷轧钢板中的板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度，“n2”及“n20”分别为热冲压成型体及热冲压的淬火前的冷轧钢板中的板厚中心部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度。
n2/n1＜1.5 (D)
n20/n10＜1.5 (J)
此外，该关系在热冲压的淬火前的钢板、热冲压后的钢板以及热冲压成型体的任意一种中都是同样的。
如果在热冲压后，当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则扩孔性容易降低。MnS的面积率的下限没有特别规定，考虑后述的测定方法和倍率、视场的限制及原本的Mn、S含量，存在0.0001％以上。另外，n2/n1(或n20/n10)的值为1.5以上是指：热冲压成型体(或热冲压前的冷轧钢板)的板厚中心部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度是热冲压成型体(或热冲压前的冷轧钢板)的板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm以上的MnS的个数密度的1.5倍以上。此时，由于热冲压成型体(或热冲压前的冷轧钢板)的板厚中心部处的MnS的偏析而成型性容易降低。在本实施方式中，当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的当量圆直径以及个数密度使用JEOL公司的Fe-SEM(场发射扫描电子显微镜，FieldEmission Scanning Electron Microscope)测定。测定时，倍率为1000倍，一个视场的测定面积为0.12×0.09mm2(＝10800μm2≈10000μm2)。在板厚1/4部观察十个视场，在板厚中心部观察十个视场。当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率使用粒子分析软件算出。此外，在本实施方式的热冲压成型体中，热冲压前产生的MnS的形态(形状及个数)在热冲压前后没有变 化。图3是表示热冲压后的n2/n1与TS×λ之间的关系以及热冲压的淬火前的n20/n10与TS×λ之间的关系的图；根据该图3可知，热冲压的淬火前的冷轧钢板的n20/n10与热冲压成型体的n2/n1基本一致。这是因为通常在热冲压时加热的温度下，MnS的形态不变化。
如果对这样构成的冷轧钢板进行热冲压，就可以得到具有400MPa～1000MPa的抗拉强度的热冲压成型体，但以400MPa～800MPa左右的抗拉强度的热冲压成型体，可以得到特别显著的扩孔性提高的效果。
此外，有时对本实施方式的热冲压成型体的表面实施了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、镀铝。这样的镀覆在防锈方面是优选的。即使进行了这些镀覆，也不会损害本实施方式的效果。这些镀覆可以用公知的方法来实施。
本发明的其他实施方式的冷轧钢板以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.000％、Mn：0.50％以上且小于1.50％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.010％～0.050％，有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种，剩余部分包含Fe及杂质，当将上述C含量、上述Si含量及上述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，有时还含有以面积率计为40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，上述铁素体的面积率与上述马氏体的面积率之和为60％以上，有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的至少一种以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足下述式(H)及式(I)，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
H20/H10＜1.10 (H)
σHM0＜20 (I)
式中，H10为板厚表层部的上述马氏体的平均硬度，H20为板厚中心部即板厚中心处的沿板厚方向200μm的范围内的上述马氏体的平均硬度， σHM0为上述板厚中心部处的上述马氏体的上述平均硬度的分散值。
通过对本实施方式的冷轧钢板进行后述的热冲压，可以得到上述的热冲压成型体。即使对冷轧钢板进行热冲压，冷轧钢板的化学组成也不变化。另外，如上所述，只要板厚表层部与板厚中心部之间的马氏体的硬度比以及板厚中心部的马氏体的硬度分布在热冲压的淬火前的阶段为上述规定的状态，则即使热冲压后也大致维持该状态(参照图2A和图2B)。此外，只要铁素体、马氏体、珠光体、残余奥氏体以及贝氏体的状态在热冲压的淬火前的阶段为上述的规定的状态，则即使热冲压后也大致维持该状态。因此，本实施方式的冷轧钢板所具有的特征与上述热冲压成型体所具有的特征大致相同。
本实施方式的冷轧钢板中，存在于上述冷轧钢板中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率即使为0.01％以下，也可以成立下述式(J)。
n20/n10＜1.5 (J)
式中，n10为板厚1/4部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度，n20为上述板厚中心部处的每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度。
如上所述，热冲压前的冷轧钢板的n10与n20之比即使在对该冷轧钢板进行了热冲压后也大致被维持(参照图3)。另外，MnS的面积率在热冲压前后也大致不变化。因此，本实施方式的冷轧钢板所具有的特征与上述热冲压成型体所具有的特征大致相同。
本实施方式的冷轧钢板与上述的热冲压成型体同样地，表面上可以实施了热浸镀锌。此外，对于本实施方式的冷轧钢板来说，该热浸镀锌也可以被合金化。另外，本实施方式的冷轧钢板既可以在表面上实施了电镀锌，也可以实施了镀铝。
以下，对本实施方式的冷轧钢板(冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板以及镀铝冷轧钢板)的制造方法和使用该冷轧钢板得到的热冲压成型体的制造方法进行说明。
在制造本实施方式的冷轧钢板和使用该冷轧钢板得到的热冲压成型体时，作为常规条件，将来自转炉的钢水连续铸造，从而制成钢材。连续铸造时，如果铸造速度快，则Ti等析出物过于微细，而如果慢，则不仅生产 率差，而且上述析出物粗大化，并且由于显微组织的粒子(例如铁素体、马氏体等)数变少而显微组织的粒子粗大化，有时会成为无法控制延迟断裂等其他特性的形态。因此，优选将铸造速度设定为1.0m/分钟～2.5m/分钟。
铸造后的钢材可以直接供于热轧。或者，在冷却后的钢材被冷却到低于1100℃的情况下，可以在隧道炉等中将冷却后的钢材再加热到1100℃～1300℃来供于热轧。在低于1100℃的加热温度时，在热轧时难以确保终轧温度，成为拉伸率降低的原因。另外，在使用添加了Ti、Nb的冷轧钢板得到的热冲压成型体中，加热时的析出物的溶解不充分，因此成为强度降低的原因。而当在超过1300℃的加热温度时，氧化皮的生成量变大，有时不能将热冲压成型体的表面性状制造为良好的表面性状。
另外，为了减小当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率，当将钢的Mn含量、S含量以质量％计分别表示为[Mn]、[S]时，如图6所示，实施热轧前的加热炉的温度T(℃)、在炉时间t(分钟)、[Mn]以及[S]优选成立下述式(G)。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (G)
如果T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])为1500以下，则有时当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率变大，并且板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度与板厚中心部的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度之差变大。此外，实施热轧前的加热炉的温度是指加热炉出侧抽出温度；在炉时间是指从将钢材装入热轧加热炉到抽出为止的时间。就MnS而言，由于如上所述即使在热冲压后也不产生变化，所以在热轧前的加热工序时优选满足式(G)。
接着，按照常规方法，进行热轧。此时，优选终轧温度(热轧结束温度)设定为Ar3点～970℃来对钢材进行热轧。当终轧温度低于Ar3点时，热轧包括(α+γ)双相区轧制(铁素体+马氏体双相区轧制)，有可能会引起拉伸率的降低；而当终轧温度超过970℃时，奥氏体粒径变得粗大，而且铁素体分率变小，拉伸率有可能降低。此外，热轧设备具有多个机架。
这里，Ar3点通过进行Formastor(相变仪)试验，从试验片的长度的拐点进行推定。
热轧后，对钢材以20℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度进行冷却，以规 定的卷取温度CT进行卷取。在平均冷却速度低于20℃/秒的情况下，容易生成成为延展性降低的原因的珠光体。另一方面，冷却速度的上限没有特别规定，从设备规格的观点考虑，将冷却速度的上限设定为500℃/秒左右，但不限于此。
卷取后，对钢材进行酸洗，进而进行冷轧(冷轧制)。此时，如图4所示，为了获得满足上述式(C)的范围，在下述式(E)成立的条件下进行冷轧。通过进行上述的轧制并且满足后述的退火及冷却等的条件，在热冲压前的冷轧钢板和/或热冲压成型体中满足TS×λ≥50000MPa·％的特性。此外，从生产率等的观点考虑，冷轧优选使用如下的串联式轧制机，其将多台轧制机以直线配置，在一个方向上连续轧制，由此得到规定的厚度。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E)
式中，“ri”为上述冷轧中由最上游数第i(i＝1、2、3)段的机架处的单独的目标冷轧率(％)，“r”为上述冷轧的目标的总冷轧率(％)。总轧制率为所谓的累积压下率，以最初的机架的入口板厚作为基准，相对于该基准的累积压下量(最初的道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚之差)的百分率。
如果在式(E)成立的条件下对钢材进行冷轧，则即使在冷轧前存在大的珠光体，也能够在冷轧中将珠光体充分地分割。其结果是，通过在冷轧后进行退火，能够使珠光体消失，或者能够将珠光体的面积率抑制到最小限度，因此容易得到满足式(B)及式(C)(或式(H)以及式(I))的组织。而在式(E)不成立的情况下，上游侧的机架的冷轧率不充分，容易残留大的珠光体，在之后退火中不能生成所期望的马氏体，得不到满足式(B)及式(C)(或式(H)以及式(I))的组织。即，在式(E)不成立的情况下，得不到H2/H1＜1.10(或H20/H10＜1.10)的特征和σHM＜20(或σHM0＜20)的特征。另外，发明者们发现，如果满足式(E)，则所得到的退火后的马氏体组织的形态即使在之后进行热冲压，也能够维持基本相同的状态，因此即使在热冲压后，本实施方式的热冲压成型体在拉伸率或扩孔性上也有利。本实施方式的热冲压成型体中，在以热冲压加热到双相区的情况下，热冲压的淬火前的包含马氏体的硬质相变成奥氏体组织，热冲压的淬火前的铁素体相保持不变。奥氏体中的C(碳)不移动到周围的铁素体相。之后如果进行冷却，则奥氏体相成为包含马氏体的硬质相。即，如果满足式(E)，则在热冲压前满足式(H)，并且热冲压后满足式(B)，由此热冲压成型体的成型性优异。
r、r1、r2及r3为目标冷轧率。通常，目标冷轧率和实绩冷轧率控制为基本相同的值来进行冷轧。不优选使实绩冷轧率相对于目标冷轧率过于偏离来进行冷轧。然而，在目标轧制率和实绩轧制率偏离大的情况下，可以判断如果实绩冷轧率满足上述式(E)，则可以实施本实施方式。此外，实际的冷轧率优选处于目标冷轧率±10％以内。
实绩冷轧率优选还满足以下的式子。
1.20≥1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E’)
在“1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r”超过1.20的情况下，对冷轧装置施加大的负荷，生产率降低。上述的实施方式的钢板的抗拉强度为400MPa～1000MPa，远大于通常的冷轧钢板。在具有这样的抗拉强度的钢板中，为了在“1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r”超过1.20的条件下进行冷轧，每个机架需要施加1800ton以上的轧制负荷，但鉴于机架的刚性和/或压下设备的能力，难以施加这样的轧制负荷，进而还有可能使生产效率降低。
冷轧后通过对钢材进行退火，在钢板中产生再结晶。通过该退火，产生所期望的马氏体。此外，关于退火温度，优选加热到700～850℃的范围进行退火，冷却到常温或者进行热浸镀锌等表面处理的温度。通过在该范围退火，就铁素体以及马氏体而言能够稳定地确保的规定的面积率，并且能够将铁素体面积率与马氏体面积率之和稳定地设定在60％以上，能够对TS×λ的提高有帮助。700～850℃的保持时间为了可靠地得到规定的组织，优选设定为1秒以上且不妨碍生产率的范围(例如300秒)。升温速度优选在1℃/秒以上到设备能力上限，冷却速度优选在1℃/秒以上到设备能力上限。调质轧制工序中，通过常规方法进行调质轧制。调质轧制的拉伸率率通常为0.2～5％左右，只要为避免屈服点拉伸、能够校正钢板形状的程度则为优选。
作为本实施方式的更加优选的条件，当将钢的C含量(质量％)、Mn含量(质量％)、Cr含量(质量％)及Mo含量(质量％)分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，上述卷取温度CT优选成立下述式(F)。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)
如图5A所示，如果卷取温度CT低于“560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]”，则马氏体过剩地生成，钢板变得过硬，从而之后的冷轧有时会变得困难。而如图5B所示，如果卷取温度CT超过“830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]”，则容易生成铁素体及珠光体的带状组织，另外，在板厚中心部，珠光体的比例容易升高。因此，在之后的退火中生成的马氏体的分布的一致性降低，上述的式(C)难以成立。另外，有时也难以生成充分量的马氏体。
如果满足式(F)，则如上所述，在热冲压前，铁素体相和硬质相成为理想的分布形态。此时，如果以热冲压进行双相区加热，则如上所述维持该分布形态。如果能够满足式(F)而可靠地确保具有上述构成的显微组织，则即使在热冲压后其也被维持，热冲压成型体的成型性变得优异。
此外，为了提高防锈能力，也优选具有在退火工序与调质轧制工序之间对钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面实施热浸镀锌。此外，本实施方式的制造方法还优选具有在热浸镀锌后对钢材实施合金化处理的合金化处理工序。在实施合金化处理的情况下，也可以进一步实施使合金化热浸镀锌表面与水蒸气等用于氧化镀覆表面的物质接触而使氧化膜增厚的处理。
除了热浸镀锌及合金化热浸镀锌以外，还优选具有例如在调质轧制工序之后对钢材实施电镀锌的电镀锌工序，对冷轧钢板表面实施电镀锌。另外，也优选代替热浸镀锌，具有在退火工序与调质轧制工序之间对钢材实施镀铝的镀铝工序。镀铝通常优选为热浸镀铝。
这样的一系列的处理之后，对钢材以700℃～1000℃的温度范围进行加热，在该温度范围内进行热冲压。热冲压工序优选例如按照以下的条件进行。首先，以升温速度5℃/秒～500℃/秒将钢板加热到700℃～1000℃，在1秒～120秒的保持时间之后进行热冲压(热冲压加工)。为了使成型性提高，加热温度优选为Ac3点以下。接着，优选例如以冷却速度10℃/秒～1000℃/秒冷却到常温～300℃(热冲压的淬火)。此外，Ac3点通过进行Formastor试验而求出试验片的长度的拐点，根据该拐点算出。
热冲压工序的加热温度低于700℃时，淬火不充分而无法确保强度，故而不优选。在加热温度超过1000℃时，钢板过于软化，而且在钢板表面实施了镀覆的情况下，特别是实施了镀锌的情况下，存在锌蒸发、消失的可能性，故而不优选。因此，热冲压的加热温度优选为700℃～1000℃。热冲压工序的加热在升温速度低于5℃/秒时，其控制困难，且生产率明显降低，因此优选以5℃/秒以上的升温速度进行。而升温速度上限的500℃/秒是由现状加热能力决定的，但不限于此。热冲压加工后的冷却以低于10℃/秒的冷却速度进行时其速度难以控制，生产率也明显降低，因此优选以10℃/秒以上的冷却速度进行。冷却速度上限的1000℃/秒是由现状加热能力决定的，但不限于此。升温后到进行热冲压之前的时间设定为1秒以上，是由现状的工序控制能力(设备能力下限)决定的，设为120秒以下是为了在钢板表面实施了热浸镀锌等的情况下避免该锌等蒸发。将冷却温度设定为常温～300℃是为了充分确保马氏体并确保热冲压成型体的强度。
图8是表示本发明的实施方式的热冲压成型体的制造方法的流程图。图中的符号S1～S13分别对应上述的各工序。
本实施方式的热冲压成型体即使在上述的热冲压条件下进行热冲压之后也满足式(B)及式(C)。另外，其结果是，即使进行了热冲压之后，也满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。
由上可知，如果满足上述条件，能够制造如下的热冲压成型体，其硬度分布或组织在热冲压后也得以维持，确保强度并且能够得到更加良好的扩孔性。
实施例
对表1-1以及表1-2所示成分的钢以铸造速度1.0m/分钟～2.5m/分钟连续铸造之后，直接或者暂时冷却，然后以表5-1以及表5-2的条件按照常规方法用加热炉加热板坯，以910～930℃的终轧温度进行热轧。由此，得到热轧钢板。然后，将该热轧钢板以表5-1以及表5-2所示的卷取温度CT卷取。之后，进行酸洗，从而除去钢板表面的氧化皮，以冷轧制成板厚1.2～1.4mm。此时，以式(E)的值成为表5-1以及表5-2所示的值的方式进行冷轧。冷轧后，用连续退火炉以表2-1以及表2-2所示的退火温度进行退火。 对一部分钢板进一步在连续退火炉均热后的冷却中途实施热浸镀锌，进而对其一部分在之后实施合金化处理从而实施合金化热浸镀锌。另外，进而对一部分钢板实施电镀锌或镀铝。此外，调质轧制以拉伸率为1％按照常规方法进行轧制。在该状态下，采集为了评价热冲压的淬火前的材质等的样品，进行材质试验等。然后，为了得到如图7所示的形态的热冲压成型体，进行以升温速度10～100℃/秒进行升温、以加热温度800℃保持10秒后、以冷却速度100℃/秒冷却到200℃以下的热冲压。从所得到的成型体中由图7的位置切出样品，进行材质试验等，求出抗拉强度(TS)、拉伸率(El)、扩孔率(λ)等。其结果表示在表2-1～表5-2中。表中的扩孔率λ由以下的式(L)求得。
λ(％)＝{(d′-d)/d}×100 (L)
d′：龟裂贯通板厚时的孔径 d：孔的初始直径
此外，表3-1及表3-2中的镀覆的种类中，CR为无镀覆的冷轧钢板，GI表示实施了热浸镀锌，GA表示实施了合金化热浸镀锌，EG表示实施电镀，Al表示实施了镀铝。
此外，表中的判定的G、B分别表示以下意思。G：满足作为对象的条件式。B：不满足作为对象的条件式。
热冲压后的表面性状的评价在以无镀覆的冷轧钢板作为材料的热冲压成型体的情况下，通过评价热冲压后的化学转化处理性进行。在对作为热冲压成型体的材料的冷轧钢板进行了锌、铝等的镀覆的情况下，评价热冲压成型体的镀覆密合性。
化学转化处理性的评价根据以下的程序进行。首先，使用市售的化成处理药剂(日本PARKERIZING株式会社制，Palbond PB-L3020system)以浴温为43℃、化成处理时间为120秒的条件对各试样进行化成处理，接着通过SEM观察，评价化成处理后的各试样的表面的化成处理结晶的均匀性。化成处理结晶的均匀性评价基准如下。将化成处理结晶中没有氧化皮的评价为合格(G)，将化成处理结晶的一部分中观察到氧化皮的评价为不良(B)，将化成处理结晶中氧化皮明显的评价为重度不良(VB)。
镀覆密合性评价按照以下的程序进行。首先，将进行了镀覆的冷轧钢板加工成长100mm×宽200mm×厚2mm的板形试验片。通过对该试验片进 行V型弯曲-弯曲恢复试验，评价镀覆密合性。在V型弯曲-弯曲恢复试验中，使用V型弯曲试验用的模具(弯曲角度为60°)对上述试验片进行V型弯曲加工，接着通过压制加工，进行将V型弯曲后的试验片恢复平坦的弯曲恢复加工。对进行了弯曲恢复加工后的试验片中在V型弯曲时屈曲部的内侧的部位(变形部)贴附透明胶带(Nichiban公司制“Sellotape(注册商标)CT405AP-24”)，用手剥离。接着，测定附着于透明胶带的镀层的剥离宽度。本实施例中，将剥离宽度为5mm以下的评价为合格(G)，将超过5mm且10mm以下的评价为不良(B)，将超过10mm的评价为重度不良(VB)。
由以上的实施例以及比较例可知：只要满足本发明要件，就可以得到在热冲压后满足TS×λ≥50000MPa·％的条件的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板或镀铝冷轧钢板以及使用这些钢板得到的热冲压成型体。
产业上的可利用性
根据本发明得到的冷轧钢板以及热冲压成型体由于在热冲压后满足TS×λ≥50000MPa·％，所以具有高的压制加工性和强度，能够应对当今的要求汽车进一步轻量化、部件形状复杂化的要求。
符号说明
S1 熔炼工序
S2 铸造工序
S3 加热工序
S4 热轧工序
S5 卷取工序
S6 酸洗工序
S7 冷轧工序
S8 退火工序
S9 调质轧制工序
S10 热浸镀锌工序
S11 合金化处理工序
S12 镀铝工序
S13 电镀锌工序

Claims (20)

1.一种热冲压成型体，其特征在于，其以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.000％、Mn：0.50％以上且小于1.50％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.010％～0.050％，
有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.00050％～0.0050％中的至少一种，
剩余部分包含Fe及杂质，
当将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，
以面积率计含有40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，
所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率之和为60％以上，
有时还含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的一种以上，
以纳米压痕仪测得的所述马氏体的硬度满足下述式(B)及式(C)，
抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上，
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
式中，H1为所述热冲压成型体的板厚表层部即从最表层沿板厚方向200μm的范围的所述马氏体的平均硬度，H2为所述热冲压成型体的板厚中心部即板厚中心处的沿所述板厚方向200μm的范围内的所述马氏体的平均硬度，σHM为所述热冲压成型体的所述板厚中心部处的所述马氏体的所述硬度的分散值。
2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述热冲压成型体中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式(D)，
n2/n1＜1.5 (D)
式中，n1为所述热冲压成型体的板厚1/4部处的每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数，n2为所述热冲压成型体的所述板厚中心部处的每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了热浸镀锌。
4.根据权利要求3所述的热冲压成型体，其特征在于，所述热浸镀锌被合金化了。
5.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了电镀锌。
6.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了镀铝。
7.一种热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
对具有权利要求1所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；
对所述钢材进行加热的加热工序；
使用具有多个机架的热轧设备对所述钢材实施热轧的热轧工序；
在所述热轧工序后对所述钢材进行卷取的卷取工序；
在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗的酸洗工序；
在所述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式(E)成立的条件下对所述钢材实施冷轧的冷轧工序；
在所述冷轧工序后对所述钢材以700℃～850℃进行退火并进行冷却的退火工序；
在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和
在所述调质轧制工序后对所述钢材进行加热到700℃～1000℃的温度范围，在所述温度范围内进行热冲压加工，接着冷却到常温～300℃的热冲压工序，
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E)
式中，ri以单位为％表示在所述冷轧工序中所述多个机架中由最上游数第i段的机架处的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示所述冷轧工序中的总冷轧率，其中，i＝1、2和3。
8.根据权利要求7所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，所述冷轧在下述式(E’)成立的条件下实施，
1.20≥1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.00 (E’)
式中，ri以单位为％表示在所述冷轧工序中所述多个机架中由所述最上游数所述第i段的机架处的单独的所述目标冷轧率，r以单位为％表示所述冷轧工序中的所述总冷轧率，其中，i＝1、2和3。
9.根据权利要求7或8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，当将所述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT，并且将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Cr含量及所述Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，成立下述式(F)，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)。
10.根据权利要求7或8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，将所述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t，将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位为质量％分别设定为[Mn]、[S]时，成立下述式(G)，
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (G)。
11.根据权利要求7或8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
12.根据权利要求11所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其具有在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。
13.根据权利要求7或8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述调质轧制工序之后对所述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。
14.根据权利要求7或8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间对所述钢材实施镀铝的镀铝工序。
15.一种冷轧钢板，其特征在于，其以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.000％、Mn：0.50％以上且小于1.50％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.010％～0.050％，
有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种，
剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
当将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，
以面积率计含有40％～95％的铁素体和5％～60％的马氏体，
所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率之和满足为60％以上，
有时进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残余奥氏体和以面积率计小于40％的贝氏体中的一种以上，
以纳米压痕仪测得的所述马氏体的硬度满足下述式(H)及式(I)，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上，
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10 (A)
H20/H10＜1.10 (H)
σHM0＜20 (I)
式中，H10为板厚表层部即从最表层沿板厚方向200μm的范围的所述马氏体的平均硬度，H20为板厚中心部即所述板厚中心处的沿板厚方向200μm的范围内的所述马氏体的平均硬度，σHM0为所述板厚中心部处的所述马氏体的所述平均硬度的分散值。
16.根据权利要求15所述的冷轧钢板，其特征在于，存在于所述冷轧钢板中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式(J)，
n20/n10＜1.5 (J)
式中，n10为板厚1/4部处的每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数，n20为所述板厚中心部处的每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数。
17.根据权利要求15或16所述的冷轧钢板，其特征在于，表面上实施了热浸镀锌。
18.根据权利要求17所述的冷轧钢板，其特征在于，所述热浸镀锌被合金化了。
19.根据权利要求15或16所述的冷轧钢板，其特征在于，表面上实施了电镀锌。
20.根据权利要求15或16所述的冷轧钢板，其特征在于，表面上实施了镀铝。
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