CN111448328A - 热冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

一种强度优异的热冲压成形体，其特征在于，具有规定的成分组成，原奥氏体的平均晶体粒径为3μm以下，含有以面积率计为90％以上的下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少1种，由Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)定义的晶界固溶比Z为0.3以上。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及在需要强度的汽车、结构物的结构构件、增强构件中使用的、特别是强度优异的热冲压成形体。
背景技术
近年来，从环境保护及省资源化的观点出发，要求汽车车身的轻量化，因此，高强度钢板在汽车用构件中的应用加速。但是，随着钢板的高强度化，成形性劣化，因此在高强度钢板中，向复杂形状的构件的成形性成为课题。
为了解决这样的课题，正在推进将钢板加热至奥氏体区域的高温后实施压制成形的热冲压的应用。热冲压由于在压制加工的同时在模具内实施淬火处理，因此作为兼顾对汽车用构件的成形和强度确保的技术而受到关注。
另一方面，在通过热冲压将高强度钢板成形而成的成形体中，需要抑制在碰撞时变形的性能(碰撞变形抑制部位)，为此，在热冲压成形后需要高的强度。
在专利文献1中，作为应对该要求的技术，公开了如下技术：通过将热冲压用钢板退火，使Mn、Cr在碳化物中浓化而形成难以溶解的碳化物，从而在热冲压加热时利用这些碳化物抑制奥氏体的生长而使其细粒化。
专利文献2中公开了通过在热冲压加热时以90℃/s以下的加热速度升温，使奥氏体细粒化的技术。
专利文献3、专利文献4、专利文献5中也公开了使奥氏体细粒化而提高韧性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2015/147216号
专利文献2：日本专利第5369714号公报
专利文献3：日本专利第5114691号公报
专利文献4：日本特开2014-15638号公报
专利文献5：日本特开2002-309345号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，在上述专利文献1～5中公开的技术中，难以得到进一步细粒化的奥氏体，无法期望得到以往以上的强度。
本发明鉴于以往技术的课题，以在热冲压成形体中确保更优异的强度为课题，并以提供解决该课题的热冲压成形体为目的。
用于解决课题的手段
本发明人等对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果发现，通过使原奥氏体的粒径为3μm以下，进一步使Nb及Mo中的1种或2种固溶在原奥氏体晶界中而使晶界的脆化强度上升，能够得到比以往优异的冲击吸收能力。
本发明是基于上述见解进一步进行研究而完成的，其主旨如下所述。
(1)一种热冲压成形体，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.35％以上且0.75％以下、Si：0.005％以上且0.25％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、B：0.0005％以上且0.010％以下、Nb：0.01％以上且0.15％以下、Mo：0.005％以上且1.00％以下、Ti：0％以上且0.15％以下、Ni：0％以上且3.00％以下、P：0.10％以下、S：0.10％以下、N：0.010％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，显微组织包含平均晶体粒径为3μm以下的原奥氏体，还含有以面积率计为90％以上的下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少1种，由Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)定义的晶界固溶比Z为0.3以上。
(2)根据上述(1)的热冲压成形体，其特征在于，具有镀层。
发明效果
根据本发明，能够提供具有优异的强度的热冲压成形体。
附图说明
图1是表示测定晶界固溶比时的试验片的形状的图。
具体实施方式
本发明的特征在于，使原奥氏体的粒径为3μm以下，进一步使Nb及Mo中的1种或2种在原奥氏体晶界中固溶，使晶界的脆化强度上升。本发明人等进行了深入研究，结果发现，通过以下方法可得到上述的组织。
作为第一阶段，控制每单位时间的钢水的浇铸量。由此，抑制钢坯中的Mn的微观偏析，进而抑制Mo、Nb的析出，增加钢中的Mo、Nb的固溶量。
若控制每单位时间的钢水的浇铸量而使Mn的微观偏析减少，则P的捕获位点消失，因此在精轧时P在原奥氏体晶界处偏析。于是，即使将原奥氏体晶界细粒化，也会使晶界的脆化强度降低，无法充分地得到冲击吸收能力。这是由于Mn与P的亲和性高，因此Mn的偏析作为P的捕获位点发挥功能，通过消除偏析，P向原奥氏体晶界扩散。在本发明中，通过第二阶段的轧制条件的控制来解决该课题。
作为第二阶段，通过控制热精轧的压下率、温度、轧制后的冷却条件、卷取温度，抑制向碳化物中的Mn的富集，生成易溶解的微细碳化物，进而在钢中导入高密度的位错。在本发明中，微细分散的碳化物和高密度的位错两者成为奥氏体的逆相变位点，由此使原奥氏体晶粒微细化。为了有效地发挥作为逆相变位点的功能，希望碳化物容易溶解。因此，不使Mn、Cr等阻碍碳化物溶解的元素在碳化物中富集是重要的。
另外，通过抑制Mo、Nb的析出，使Nb、Mo固溶于原奥氏体的晶界，使P的偏析位点被Nb和Mo占有，消除P向原奥氏体的偏析。由此，不仅能够提高由Mo或Nb带来的晶界强度，还能够抑制晶界的脆化强度的降低。
作为第三阶段，通过控制热冲压加热时的升温速度，使易溶解的微细碳化物和高密度的位错两者成为原奥氏体的核生成位点。由此，能够将热冲压成形体中的原奥氏体的平均粒径控制在3μm以下。
另外，抑制加热中的NbC、MoC的析出，使原奥氏体的晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的固溶比增加。为了抑制Mo、Nb的析出，需要使热冲压加热时的升温速度至少为100℃/s以上。
以下，对本发明的热冲压成形体及其制造方法进行说明。
首先，对构成本发明的热冲压成形体的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成的％是指质量％。
“C：0.35％以上且0.75％以下”
C是用于得到2000MPa以上的抗拉强度的重要元素。低于0.35％时，马氏体软，难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此C为0.35％以上。优选为0.37％以上。鉴于所要求的强度与抑制早期断裂的平衡，将上限设为0.75％。
“Si：0.005％以上且0.25％以下”
Si是提高变形能力而有助于提高冲击吸收能力的元素。低于0.005％时，缺乏变形能力，冲击吸收能力劣化，因此添加0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，若超过0.25％，则向碳化物的固溶量增加，碳化物不易溶解，无法将原奥氏体的粒径控制为3μm，因此将上限设为0.25％。优选为0.22％以下。
“Mn：0.5％以上且3.0％以下”
Mn是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。低于0.5％时，缺乏固溶强化能力，马氏体***，难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.5％以上。优选为0.7％以上。另一方面，若添加超过3.0％，则向碳化物的固溶量增加，碳化物不易溶解，无法将原奥氏体的粒径控制在3μm以下，因此将3.0％设为上限。优选为2.5％以下。
“sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下”
Al是起到将钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。低于0.0002％时，脱氧不充分而生成粗大的氧化物而引起早期断裂，因此sol.Al设定为0.0002％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，若添加超过3.0％，则粗大的氧化物生成并引起早期断裂，因此为3.0％以下。优选为2.5％以下。
“Cr：0.05％以上且1.00％以下”
Cr是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。低于0.05％时，缺乏固溶强化能力，马氏体***，难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.05％以上。优选为0.1％以上。另一方面，若添加超过1.00％，则向碳化物的固溶量增加，碳化物难以溶解，无法将原奥氏体的粒径控制在3μm以下，因此将1.00％作为上限。优选为0.8％以下。
“B：0.0005％以上且0.010％以下”
B是通过固溶强化而有助于强度的提高的元素。低于0.0005％时，缺乏固溶强化能力，马氏体***，难以确保2000MPa以上的抗拉强度，因此添加0.0005％以上。优选为0.0008％以上。另一方面，若添加超过0.010％，则向碳化物的固溶量增加，碳化物难以溶解，无法将原奥氏体的粒径控制在3μm以下，因此将0.010％作为上限。优选为0.007％以下。
“Nb：0.01％以上且0.15％以下”
Nb是固溶在原奥氏体的晶界而使晶界的强度上升的元素。另外，Nb通过固溶于晶界而阻碍P的晶界偏析，因此使晶界的脆化强度提高。因此，添加0.01％以上。优选为0.030％以上。另一方面，若添加超过0.15％，则容易作为碳化物析出，在晶界的固溶量降低，因此设为0.15％以下。优选为0.12％以下。
“Mo：0.005％以上且1.00％以下”
Mo是固溶于原奥氏体的晶界而使晶界的强度上升的元素。另外，Mo通过固溶于晶界而阻碍P的晶界偏析，因此使晶界的脆化强度提高。因此，添加0.005％以上。优选为0.030％以上。另一方面，若添加超过1.00％，则容易作为碳化物析出，在晶界的固溶量降低，因此设为1.00％以下。优选为0.80％以下。
“Ti：0％以上且0.15％以下”
Ti不是必需的元素，但由于是通过固溶强化有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要添加。在添加Ti的情况下，为了得到添加的效果，优选设为0.01％以上。优选为0.02％。另一方面，若添加超过0.15％，则形成粗大的碳化物或氮化物而引起早期断裂，因此设为0.15％以下。优选为0.12％以下。
“Ni：0％以上且3.00％以下”
Ni不是必需的元素，但由于是通过固溶强化有助于强度的提高的元素，因此也可以根据需要添加。在添加Ni的情况下，为了得到添加的效果，优选设为0.01％以上。优选为0.02％。另一方面，若添加超过3.00％，则钢变脆而引起早期断裂，因此设为3.00％以下。优选为2.00％以下。
“P：0.10％以下”
P是杂质元素，是容易在晶界偏析、使晶界的脆化强度降低的元素。若超过0.10％，则晶界的脆化强度显著降低，引起早期断裂，因此P为0.10％以下。优选为0.050％以下。下限没有特别限定，若降低至低于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济上不利，因此在实用钢板上，0.0001％为实质上的下限。
“S：0.10％以下”
S是杂质元素，是形成夹杂物的元素。若超过0.10％，则夹杂物生成并引起早期断裂，因此S为0.10％以下。优选为0.0050％以下。下限没有特别限定，若降低至低于0.0015％，则脱S成本大幅上升，在经济上不利，因此在实用钢板上，0.0015％为实质上的下限。
“N：0.010％以下”
N是杂质元素，形成氮化物而引起早期断裂，因此设为0.010％以下。优选为0.0075％以下。下限没有特别限定，若降低至低于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济上不利，因此在实用钢板上，0.0001％为实质上的下限。
成分组成的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料和/或在制钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本发明的热冲压成形体的特性的范围内允许的元素。
接着，对本发明的热冲压成形体的显微组织的限定理由进行说明。
“原奥氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下”
原奥氏体的粒径是为了确保优异的强度和抑制早期断裂的效果而重要的组织因子。根据本发明人的研究，为了得到热冲压成形体所要求的冲击吸收能力，原奥氏体的粒径越小越优选，作为平均粒径需要控制在3.0μm以下。更优选小于2.7μm，但下限没有特别限定。由于在当前的实际操作中难以小于0.5μm，因此0.5μm为实质上的下限。
原奥氏体的粒径如下测定。
首先，将热冲压成形体在540℃下热处理24小时。由此，促进原奥氏体晶界的腐蚀。热处理通过炉加热或通电加热进行即可，升温速度为0.1～100℃/s，冷却速度为0.1～150℃/s。
从热处理后的热冲压成形体的中央部切出与板面垂直的截面，使用#600至#1500的碳化硅纸研磨测定面之后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中而成的液体，精加工成镜面。
接着，在3～4％硫酸-醇(或水)溶液中将观察面浸渍1分钟，使原奥氏体晶界显现。此时，腐蚀作业在排气处理装置内实施，作业气氛的温度为常温。
将腐蚀后的试样用丙酮或乙醇清洗后使其干燥，供于扫描型电子显微镜观察。使用的扫描型电子显微镜装备有2个电子检测器。
在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压15kV、照射电流水平13对试样照射电子射线，以试样的板厚1/4位置为中心拍摄1/8～3/8位置的范围的二次电子像。拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面为基准设为4000倍，拍摄视野数设为10个视野以上。
在拍摄到的二次电子像中，原奥氏体晶界以明亮的对比度被拍摄。对于观察视野中所含的原奥氏体晶粒，算出最短的直径与最长直径的平均值，作为粒径。除了拍摄视野的端部等晶粒的整体未包含在拍摄视野中的原奥氏体晶粒以外，对全部的原奥氏体晶粒进行上述操作，求出该拍摄视野中的平均粒径。平均粒径是将计算出的粒径的总和除以测定了粒径的原奥氏体晶粒的总数而得到的值。对拍摄的全部视野实施该操作，计算原奥氏体的平均粒径。
“由上述式(1)定义的晶界固溶比Z为0.3以上”
Z＝晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％/溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％(1)
由上述式(1)定义的晶界固溶比Z是在确保优异的冲击吸收能力方面重要的组织因子，是本发明人为了评价冲击吸收能力而采用的指标。若在晶界中固溶Nb和/或Mo，则P难以在晶界处偏析，晶界的结合力提高，因此晶界的脆化强度上升，冲击吸收能力提高。若上述晶界固溶比Z小于0.3，则无法充分得到Nb和/或Mo的晶界强化效果，得不到所需的冲击吸收能力，因此上述晶界固溶比Z设为0.3以上。优选为0.4以上。上限没有特别限定，理论上1.0为上限。
晶界固溶比Z如下测定。
从热处理后的热冲压成形体的中央部制作图1所示的尺寸的试验片。此时，按照板厚成为1.2mm的方式，通过机械磨削将试验片的表背面各自除去相同的量。试验片中央部的切口通过厚度1mm的线切割器***，切口底部的结合部控制为100μm～200μm。
接着，将试验片在20％的硫氰酸氨溶液中浸渍72～120小时。
浸渍结束后，在0.5小时以内对试验片的表背面实施镀锌。
镀覆后在1.5小时以内供于俄歇电子发光分光分析。用于实施俄歇电子发光分光分析的装置的种类没有特别限定。将试验片设置在分析装置内，在9.6×10-5以下的真空中，从试验片的切口部分破坏，使原奥氏体晶界露出。以1～30kV的加速电压对露出的原奥氏体晶界照射电子束，测定该晶界中的Nb和/或Mo的质量％(浓度)。测定在10处以上的原奥氏体晶界中实施。为了防止晶界的污染，在破坏后30分钟以内完成测定。
计算所得到的Nb和/或Mo的质量％(浓度)的平均值，将其除以添加的Nb和/或Mo的质量％而得到的值作为晶界固溶比Z。
“显微组织的以面积率计90％以上为下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种以上”
为了使热冲压成形体获得1500MPa以上的抗拉强度，需要含有显微组织以面积率计为90％以上的马氏体或回火马氏体。优选为94％以上。从确保抗拉强度的观点出发，显微组织也可以是下贝氏体。面积率为90％以上的组织可以是下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的一种，也可以是它们的混合组织。
显微组织的剩余部分没有特别规定，例如可举出上贝氏体、残留奥氏体、珠光体。
下贝氏体、马氏体、回火马氏体的面积率如下测定。
从热冲压成形体的中央切出与板面垂直的截面，使用#600至#1500的碳化硅纸研磨测定面之后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中而成的液体，精加工成镜面。
在1.5～3％硝酸-醇溶液中浸渍5～10秒钟，显现高倾角晶界。此时，腐蚀作业在排气处理装置内实施，作业气氛的温度为常温。
将腐蚀后的试样用丙酮或乙醇清洗后使其干燥，供于扫描型电子显微镜观察。使用的扫描型电子显微镜装备有2个电子检测器。在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压10kV、照射电流水平8对试样照射电子射线，以试样的板厚1/4位置为中心拍摄1/8～3/8位置的范围的二次电子像。拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面为基准，10000倍拍摄视野数为10个视野以上。
在拍摄到的二次电子像中，晶体晶界和碳化物以明亮的对比度被拍摄，因此根据晶体晶界和碳化物的位置，能够简便地判定组织。在晶粒的内部形成有碳化物的情况下，是回火马氏体或下贝氏体，在晶粒内部未观察到碳化物的组织是马氏体。
另一方面，在晶体晶界处形成有碳化物的组织为上贝氏体或珠光体。
关于残留奥氏体，由于晶体结构与上述显微组织不同，因此利用电子背散射衍射法测定与拍摄二次电子像的位置相同的视野。使用的扫描型电子显微镜装备有能够进行电子背散射衍射法的摄像机。在9.6×10-5以下的真空中，以加速电压25kV、照射电流水平16对试样照射电子射线进行测定，根据得到的测定数据制作面心立方晶格的图像。
拍摄倍率以横386mm×纵290mm的画面为基准，在以10000倍拍摄的照片上制作2μm间隔的网格，分选位于网格的交点处的微观组织。将各组织的交点数除以全部交点所得的值作为该显微组织的面积分率。在10个视野中进行该操作，算出平均值，作为显微组织的面积率。
“热压用钢板的制造方法”
接着，对本发明的热冲压成形体及用于得到在热冲压成形体的制造中使用的热冲压用钢板的制造方法的方式进行说明，但本发明并不限定于以下说明的方式。
<热冲压用钢板的制造方法>
(1)连续铸造工序
通过连续铸造法，将具有上述化学组成的钢水制成钢坯(板坯)。在该连续铸造工序中，优选将每单位时间的钢水浇铸量设为6吨/分钟以下。若在连续铸造时钢水的每单位时间的浇铸量(浇铸速度)超过6吨/分钟，则Mn的微观偏析增加，并且以Mo、Nb为主体的析出物的核生成量增加。进一步优选将浇铸量设为5吨/分钟以下。对浇铸量的下限没有特别限定，从操作成本的观点出发，优选为0.1吨/分钟以上。
(2)热轧工序
对上述钢坯进行热轧而制成钢板。此时，在由式(2)定义的A3相变温度+10℃以上且A3相变温度+200℃以下的温度区域中结束热轧，此时的最终段压下率为12％以上，精轧结束后1秒以内开始冷却，在精轧结束温度至550℃的温度区域中以100℃/秒以上的冷却速度冷却，在低于500℃的温度下进行卷取。
A3相变温度＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo式(2)
通过使精轧温度为A3相变温度+10℃以上，促进奥氏体的再结晶。由此，能够抑制晶粒内的小倾角晶界的形成，减少Nb、Mo的析出位点。另外，通过减少Nb、Mo的析出位点，也能够抑制C的消耗，因此在后面的工序中，能够提高碳化物的个数密度。优选为A3相变温度+30℃以上。
通过使精轧温度为A3相变温度+200℃以下，抑制奥氏体的过度的晶粒生长。通过在A3相变温度+200℃以下的温度区域进行精轧，奥氏体的再结晶被促进，另外，也不会发生过度的晶粒生长，因此在卷取工序中，能够得到微细的碳化物。优选为A3相变温度+150℃以下。
通过使精轧的压下率为12％以上，促进奥氏体的再结晶。由此，能够抑制晶粒内的小倾角晶界的形成，减少Nb、Mo的析出位点。优选为15％以上。
在轧结束后在1秒以内、优选在0.8秒以内开始冷却，在精轧结束温度至550℃的温度区域中以100℃/秒以上的冷却速度进行冷却，由此能够减少Nb及Mn的析出被促进的温度区域中的停留时间。其结果是，能够抑制奥氏体中的Nb、Mo的析出，奥氏体晶界中的Nb及Mo的固溶量增加。
通过使卷取温度低于500℃，提高上述效果，并且抑制Mn向碳化物中的富集，生成易溶解的微细碳化物，进而，在钢中导入高密度的位错。优选低于480℃。下限没有特别限定，但在室温以下卷取在实际操作上困难，因此室温成为下限。
(3)镀层的形成
为了提高耐腐蚀性等，可以在软化层的表面上形成镀层。镀层可以是电镀层及热浸镀层中的任一种。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、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、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层的附着量没有特别限制，可以是一般的附着量。
(4)其他工序
在热冲压用钢板的制造中，除此之外，也可以包含酸洗、冷轧、调质轧制等公知的制法。
<热冲压成形体的制造工序>
本发明的热冲压成形体通过将热冲压用钢板在500℃以上且A3点以下的温度区域中以100℃/s以上且小于200℃/s的平均加热速度加热并保持后，进行热冲压成形，成形后，将成形体冷却至室温，从而制造。
另外，为了调整强度，也可以将热冲压成形体的一部分区域或全部区域在200℃以上且500℃以下的温度下进行回火。
通过在500℃以上且A3点以下的温度区域中以100℃/s以上且小于200℃/s的平均加热速度进行加热、保持，进行热冲压成形，能够将易溶解的微细碳化物和高密度的位错两者作为原奥氏体的核生成位点，将原奥氏体的平均粒径控制在3μm以下。进而，还有助于抑制加热中的NbC、MoC的析出、使原奥氏体的晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的固溶比增加。
平均加热速度优选为120℃/s以上。若平均加热速度超过200℃/s，则在碳化物的溶解未完成的状态下促进向奥氏体的相变，招致韧性的劣化，因此以200℃/s为上限。优选低于180℃/s。
热冲压时的保持温度优选为A3点+10℃以上且A3点+150℃以下。另外，热压后的冷却速度优选为10℃/s以上。
实施例
接着，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，本发明并不限定于该一个条件例。本发明在不脱离本发明的主旨、实现本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。
对将表1-1～1-3所示的成分组成的钢水铸造而制造的钢坯实施表2-1～2-3所示的热轧、冷轧，制成热冲压用钢板，对该热冲压用钢板实施表2所示的热处理，进行热冲压成形，制造成形体。
在表3-1～3-3中示出热冲压成形体的显微组织和强度以及冲击吸收能力的评价结果。
Figure BDA0002521671600000131
Figure BDA0002521671600000141
Figure BDA0002521671600000151
Figure BDA0002521671600000161
Figure BDA0002521671600000171
Figure BDA0002521671600000181
Figure BDA0002521671600000191
Figure BDA0002521671600000201
Figure BDA0002521671600000211
在热冲压成形体中，通过前述的方法，测定下贝氏体及马氏体及回火马氏体的面积率、及Nb及Mo的晶界固溶比。
热冲压成形体的强度通过进行拉伸试验来进行评价。关于拉伸试验，制作JIS Z2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241中记载的试验方法实施，最大强度为2000MPa以上为合格。
另外，冲击吸收能力根据有无早期断裂进行评价，在下述评价基准中将没有发生早期断裂的材料设为合格。冲击吸收能力优异是指碰撞时的能量吸收量大。即，应力应变曲线中的积分值大，这可以通过不发生早期断裂(在达到最大应力后断裂)来进行评价。
将通过拉伸试验得到的最大强度除以材料的维氏硬度的3.3倍的值而得到的数值为0.85以上的情况判断为抑制了早期断裂。材料的维氏硬度通过以下方法测定。
从热冲压成形体切出与板面垂直的截面，使用#600至#1500的碳化硅纸研磨测定面之后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中而得的液体，精加工成镜面。使用维氏硬度试验机，在板厚1/4位置处，以载荷1kgf、测定间隔为压痕的3倍以上的间隔测定10点，将平均值作为钢板的硬度。
可以确认本发明的热冲压成形体的抗拉强度为2000MPa以上，抑制了早期断裂。另一方面，在化学组成、制造方法不合适的例子中，无法获得作为目标的特性。

Claims (2)

1.一种热冲压成形体，其特征在于，成分组成为以质量％计含有：
C：0.35％以上且0.75％以下、
Si：0.005％以上且0.25％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、
Cr：0.05％以上且1.00％以下、
B：0.0005％以上且0.010％以下、
Nb：0.01％以上且0.15％以下、
Mo：0.005％以上且1.00％以下、
Ti：0％以上且0.15％以下、
Ni：0％以上且3.00％以下、
P：0.10％以下、
S：0.10％以下、
N：0.010％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
显微组织包含平均晶体粒径为3μm以下的原奥氏体，还包含以面积率计为90％以上的下贝氏体、马氏体及回火马氏体中的至少一种，
由Z＝(晶界中的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)/(溶解时的Nb及Mo中的1种或2种的质量％)定义的晶界固溶比Z为0.3以上。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，具有镀层。
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