[go: up one dir, main page]

CN118974296A - 热冲压成形体 - Google Patents

热冲压成形体 Download PDF

Info

Publication number
CN118974296A
CN118974296A CN202380029926.0A CN202380029926A CN118974296A CN 118974296 A CN118974296 A CN 118974296A CN 202380029926 A CN202380029926 A CN 202380029926A CN 118974296 A CN118974296 A CN 118974296A
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
less
steel
steel sheet
stamped
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202380029926.0A
Other languages
English (en)
Inventor
芳贺纯
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN118974296A publication Critical patent/CN118974296A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

该热冲压成形体为具备钢板的热冲压成形体，上述钢板具有规定的化学组成，上述钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下，距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离上述表面为100μm深度的位置处的B浓度的1.600倍以上，距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的上述区域中的平均O浓度超过0.0150质量％。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及热冲压成形体。
本申请基于2022年4月14日在日本申请的特愿2022-067026号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
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，对汽车构件应用高强度钢板。在应用了高强度钢板的情况下，能够减薄钢板的板厚而将车身轻量化，并且对车身赋予所期望的强度。汽车构件通过将钢板进行压制成形来制造，但伴随着钢板的高强度化，不仅成形载荷增加，而且成形性降低而变得容易产生开裂、皱褶。此外，如果将高强度钢板进行压制成形，则在将构件从模具中取出时由于回弹而导致构件的形状发生较大变化，因此变得难以确保构件的尺寸精度。这样一来，通过压制成形来制造高强度的车身构件并不容易。
为了解决上述那样的课题，迄今为止，例如如专利文献1中公开的那样，提出了将加热后的钢板使用低温的压制模具进行压制成形的技术。该技术被称为热冲压或热压等，由于将被加热至高温而软质的状态的钢板进行压制成形，因此能够以高的尺寸精度来制造复杂形状的构件。此外，由于钢板通过与模具的接触而被骤冷，因此通过淬火而能够与压制成形同时地大幅提高强度。在专利文献1中公开了：通过将抗拉强度为500～600MPa的钢板进行热冲压，可得到抗拉强度为1400MPa以上的构件。
热冲压构件的强度可以通过提高钢板的C含量来进一步上升。但是，如果提高钢板的C含量，则伴随着构件强度的上升而构件的变形能力降低，在碰撞时构件发生变形时，在变形初期变得容易产生开裂。这样一来，制造具备优异的耐碰撞特性的高强度热冲压构件并不容易，特别是在构件的抗拉强度超过1900MPa的情况下，变得难以兼顾强度和耐碰撞特性。
作为制造耐碰撞特性优异的热冲压构件的技术，在专利文献2中公开了具有抗拉强度为1300MPa以上的强度且具备高的冲击吸收性的高强度压制部件及其制造方法。此外，在专利文献3中公开了抗拉强度为1100MPa以上且从冲击能量吸收的观点出发而提高了构件的弯曲性的汽车用热冲压构件及其制造方法。在专利文献2及专利文献3中公开的方法中，通过将在表层部中具备脱碳层的热冲压用钢板以规定的条件进行热冲压，在热冲压构件的表层部中形成软质层，从而提高了构件的耐碰撞特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-102980号公报
专利文献2：日本特开2015-30890号公报
专利文献3：国际公开第2018/179839号
发明内容
发明所要解决的课题
然而，根据本发明的发明者们的研究获知：如果使用将表层部脱碳后的钢板来进行热冲压，则在热冲压的加热工序中，C从钢板的内部流入表层部中从而脱碳层的C浓度上升，构件的表层部不发生软质化，有可能耐碰撞特性不会充分提高。
本发明是鉴于上述实际情况而进行的，目的是提供具有抗拉强度为1900MPa以上的高强度及优异的耐碰撞特性的热冲压成形体。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的热冲压成形体为具备钢板的热冲压成形体，上述钢板的全部或一部分的化学组成以质量％计含有：
C：超过0.32％且为0.70％以下、
Si：低于2.00％、
Mn：0.01～3.00％、
P：0.200％以下、
S：0.0200％以下、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0200％以下、
O：0.0005～0.0200％、
B：0.0005～0.0200％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～2.00％、
W：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Ti：0～0.200％、
Nb：0～0.200％、
V：0～0.200％、
Zr：0～0.200％、
Ca：0～0.1000％、
Mg：0～0.1000％、
REM：0～0.1000％、
Sn：0～0.200％、
As：0～0.100％、及
Bi：0～0.0500％，
剩余部分包含Fe及杂质，
抗拉强度为1900MPa以上，
上述钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离上述表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下，
距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离上述表面为100μm深度的上述位置处的上述B浓度的1.600倍以上，
距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的上述区域中的平均O浓度超过0.0150质量％。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有下述元素组中的1种或2种以上：
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、
Ni：0.01～2.00％、
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
V：0.001～0.200％、
Zr：0.001～0.200％、
Ca：0.0001～0.1000％、
Mg：0.0001～0.1000％、
REM：0.0001～0.1000％、
Sn：0.001～0.200％、
As：0.001～0.100％、及
Bi：0.0001～0.0500％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有抗拉强度为1900MPa以上的高强度及优异的耐碰撞特性的热冲压成形体。上述方案的热冲压成形体由于耐碰撞特性优异，在碰撞时的变形初期不会产生开裂，因此可以适宜地应用于柱、保险杠等汽车构件。
附图说明
图1是表示实施例中制造的帽型构件的图。
图2是表示实施例中制造的3点弯曲试验用的试验体的图。
图3是用于说明实施例中进行的3点弯曲试验的图。
具体实施方式
本发明的发明者们对于抗拉强度为1900MPa以上的热冲压成形体，对抑制碰撞时的变形初期的开裂产生的方法进行了研究，结果得到以下的认识。
(A)通过将热冲压成形体的表层部进行软质化，从而热冲压成形体的耐碰撞特性提高。
(B)为了将热冲压成形体的表层部进行软质化，使用在表层部中具备脱碳层的热冲压用钢板进行热冲压是有效的。但是，在将热冲压用钢板进行加热的过程中C从钢板的内部向表层部扩散，引起表层部的C浓度上升的现象(称为复碳现象)。因此，有可能热冲压成形体的表层部不会充分软质化，无法充分提高热冲压成形体的耐碰撞特性。
(C)在热冲压成形体中，通过(a)降低构成热冲压成形体的钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域的平均B浓度；(b)提高距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域的平均B浓度；(c)提高距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的上述区域的平均O浓度，从而即使在热冲压的加热过程中产生复碳现象，也能够提高热冲压成形体的耐碰撞特性。
(D)其理由并不清楚，但据推定是由于：通过(a)在构成热冲压成形体的钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域中，通过降低平均B浓度从而钢板的淬透性降低；以及(b)在距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域中，B与O结合从而钢板的淬透性降低，从而即使通过复碳现象而使热冲压成形体的表层部的C浓度上升，表层部也发生软质化。
由于上述(A)～(D)的认识，本发明的发明者们发现：在热冲压成形体的表层部(包含后述的表层区域及最表层区域)中，通过将B浓度及O浓度调整为特定的范围，可得到抗拉强度为1900MPa以上、且耐碰撞特性优异的热冲压成形体。
以下，对本实施方式的热冲压成形体进行详细说明。首先，对构成本实施方式的热冲压成形体的钢板的化学组成的限定理由进行说明。
本实施方式的热冲压成形体所具备的钢板的全部或一部分具有以下的化学组成。在热冲压成形体仅由钢板制成的情况下，可以说热冲压成形体的全部或一部分具有以下所示的化学组成。
需要说明的是，对于以下记载的夹持“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围中。对于表示为“低于”、“超过”的数值，该值不包含在数值范围中。关于化学组成的“％”全部表示“质量％”。
在热冲压成形体具备具有1900MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于1900MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要至少抗拉强度处于1900MPa以上的部分具有以下的化学组成即可。
本实施方式的热冲压成形体所具备的钢板的全部或一部分的化学组成以质量％计包含C：超过0.32％且为0.70％以下、Si：低于2.00％、Mn：0.01～3.00％、P：0.200％以下、S：0.0200％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0200％以下、O：0.0005～0.0200％、B：0.0005～0.0200％以及剩余部分：Fe及杂质。
以下，对各元素进行说明。
C：超过0.32％且为0.70％以下
C是提高热冲压后的钢板(构成热冲压成形体的钢板)的抗拉强度的元素。C含量为0.32％以下时，热冲压后的钢板的抗拉强度变得低于1900MPa从而热冲压成形体的强度不足。此外，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，C含量设定为超过0.32％。C含量优选为超过0.34％、超过0.38％、超过0.42％或超过0.45％。
另一方面，C含量超过0.70％时，热冲压成形体的强度变得过高，无法得到优异的耐碰撞特性。因此，C含量设定为0.70％以下。优选C含量为0.65％以下、0.60％以下、0.55％以下或0.50％以下。
Si：低于2.00％
Si是有可能作为杂质而被含有于钢中、并使钢脆化的元素。如果Si含量超过2.00％，则其不良影响变得特别大。因此，Si含量设定为低于2.00％。Si含量优选为低于1.00％、低于0.75％、低于0.50％或低于0.20％。
Si含量的下限没有特别限定，但也可以为0％。由于使Si含量过度降低会引起炼钢成本的上升，因此Si含量优选设定为0.001％以上。此外，Si由于具有提高钢的淬透性的作用，因此也可以积极地含有。从淬透性提高的观点出发，Si含量优选为0.05％以上、0.10％以上或0.15％以上。
Mn：0.01～3.00％
Mn是具有与作为杂质的S结合而形成MnS、抑制由S引起的弊端的作用的元素。如果Mn含量低于0.01％，则无法得到上述效果。因此，Mn含量设定为0.01％以上。此外，Mn是提高钢的淬透性的元素，是在热冲压后的钢板的内部形成以马氏体作为主体的金属组织、为了确保热冲压成形体的强度而言有效的元素。从强度确保的观点出发，Mn含量优选为0.50％以上、0.75％以上、1.00％以上或1.25％以上。
另一方面，Mn含量超过3.00％时，在热冲压成形体中无法得到优异的耐碰撞特性。因此，Mn含量设定为3.00％以下。Mn含量优选为2.50％以下、2.00％以下或1.50％以下。
P：0.200％以下
P是有可能作为杂质而被含有于钢中、并使钢脆化的元素。如果P含量超过0.200％，则其不良影响变得特别大，进而焊接性也显著劣化。因此，P含量设定为0.200％以下。P含量优选为低于0.100％、低于0.050％或低于0.020％。
P含量也可以为0％，但如果将P含量降低至低于0.001％，则脱P成本大幅上升，在经济上是不优选的，因此也可以设定为0.001％以上或0.005％以上。
S：0.0200％以下
S是有可能作为杂质而被含有于钢中、并使钢脆化的元素。如果S含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，S含量设定为0.0200％以下。S含量优选为低于0.0050％、低于0.0020％或低于0.0010％。
S含量也可以为0％，但如果将S含量降低至低于0.0001％，则脱S成本大幅上升，在经济上是不优选的，因此也可以设定为0.0001％以上或0.0002％以上。
sol.Al：0.001～1.000％
Al是具有将钢液脱氧的作用的元素。如果sol.Al含量(酸可溶Al含量)低于0.001％，则脱氧变得不充分。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。
另一方面，如果sol.Al含量过高，则因相变点上升，导致难以在热冲压的加热工序中将钢板加热至超过Ac 3点的温度。此外，热冲压成形体的强度及耐碰撞特性劣化。因此，sol.Al含量设定为1.000％以下。sol.Al含量优选为低于0.500％、低于0.100％、低于0.060％或低于0.040％。
N：0.0200％以下
N是有可能作为杂质而被含有于钢中、并在钢的连续铸造中形成氮化物的元素。该氮化物会使热冲压后的钢板的延展性劣化，因此N含量优选较低。如果N含量超过0.0200％，则其不良影响变得特别大。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量优选为低于0.0100％、低于0.0080％或低于0.0050％。
N含量也可以为0％，但如果过度降低N含量，则脱N成本大幅上升，在经济上是不优选的，因此也可以设定为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。
O：0.0005～0.0200％
O是通过与B结合而形成B氧化物、使钢的淬透性降低的元素，是为了将热冲压后的钢板的表层部进行软质化而有效的元素。如果O含量低于0.0005％，则热冲压后的钢板的表层部不发生软质化，在热冲压成形体中耐碰撞特性劣化。因此，O含量设定为0.0005％以上。O含量优选为0.0010％以上、0.0015％以上或0.0020％以上。
另一方面，如果O含量超过0.0200％，则在钢中大量地形成粗大的氧化物系夹杂物。由此，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，O含量设定为0.0200％以下。O含量优选为0.0150％以下、0.0100％以下、0.0060％以下或0.0040％以下。
B：0.0005～0.0200％
B是提高钢的淬透性的元素，是在热冲压后的钢板的内部形成以马氏体作为主体的金属组织、为了确保热冲压成形体的强度而言有效的元素。如果B含量低于0.0005％，则在热冲压成形体中无法得到所期望的强度。此外，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，B含量设定为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上、0.0015％以上或0.0020％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0200％，则在热冲压成形体中形成碳硼化物，B的淬透性提高效果受损。因此，B含量设定为0.0200％以下。B含量优选为低于0.0050％、低于0.0040％或低于0.0030％。
构成本实施方式的热冲压成形体的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成形体的特性的范围内被容许的元素。
构成本实施方式的热冲压成形体的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。不含有以下的任选元素的情况下的含量为0％。
Cr：0.01～2.00％
Cr是通过提高钢的淬透性来提高热冲压成形体的强度的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Cr含量优选设定为0.01％以上。Cr含量更优选为0.05％以上或0.10％以上。
另一方面，如果Cr含量超过2.00％，则热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Cr含量设定为2.00％以下。Cr含量优选为低于0.50％、低于0.40％或低于0.30％。
Mo：0.01～2.00％
Mo是通过提高钢的淬透性来提高热冲压成形体的强度的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Mo含量优选设定为0.01％以上。Mo含量更优选为0.05％以上、0.10％以上或0.15％以上。
另一方面，如果Mo含量超过2.00％，则热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Mo含量设定为2.00％以下。Mo含量优选为低于0.50％、低于0.40％或低于0.30％。
W：0.01～2.00％
W是通过提高钢的淬透性来提高热冲压成形体的强度的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，W含量优选设定为0.01％以上。W含量更优选为0.05％以上或0.10％以上。
另一方面，如果W含量超过2.00％，则热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，W含量设定为2.00％以下。W含量优选为低于0.50％、低于0.40％或低于0.30％。
Cu：0.01～2.00％
Cu是通过提高钢的淬透性来提高热冲压成形体的强度的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，Cu含量优选设定为0.01％以上。Cu含量更优选为0.10％以上。
另一方面，如果Cu含量超过2.00％，则热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Cu含量设定为2.00％以下。Cu含量优选为低于1.00％或低于0.50％。
Ni：0.01～2.00％
Ni是通过提高钢的淬透性来提高热冲压成形体的强度的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Ni含量优选设定为0.01％以上。Ni含量更优选为0.10％以上。
另一方面，如果Ni含量超过2.00％，则热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Ni含量优选设定为2.00％以下。Ni含量优选为低于1.00％或低于0.50％。
Ti：0.001～0.200％
Ti是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的元素。此外，Ti是通过金属组织的微细化来提高热冲压成形体的耐碰撞特性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，Ti含量优选设定为0.001％以上。Ti含量更优选为0.005％以上或0.010％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.200％，则在钢中大量地生成粗大的碳氮化物，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Ti含量设定为0.200％以下。Ti含量优选为低于0.050％或低于0.030％。
Nb：0.001～0.200％
Nb是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的元素。此外，Nb是通过金属组织的微细化来提高热冲压成形体的耐碰撞特性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，Nb含量优选设定为0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上或0.010％以上。
另一方面，如果Nb含量超过0.200％，则在钢中大量地生成粗大的碳氮化物，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Nb含量设定为0.200％以下。Nb含量优选为低于0.050％、低于0.030％或低于0.020％。
V：0.001～0.200％
V是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的元素。此外，V是通过金属组织的微细化来提高热冲压成形体的耐碰撞特性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，V含量优选设定为0.001％以上。V含量更优选为0.005％以上或0.010％以上。
另一方面，如果V含量超过0.200％，则在钢中大量地生成粗大的碳氮化物，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，V含量设定为0.200％以下。V含量优选为低于0.100％或低于0.050％。
Zr：0.001～0.200％
Zr是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的元素。此外，Zr是通过金属组织的微细化来提高热冲压成形体的耐碰撞特性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，优选将Zr含量设定为0.001％以上。Zr含量更优选为0.005％以上或0.010％以上。
另一方面，如果Zr含量超过0.200％，则在钢中大量地生成粗大的碳氮化物，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，Zr含量设定为0.200％以下。Zr含量优选为低于0.100％或低于0.050％。
Ca：0.0001～0.1000％
Ca是通过调整夹杂物的形状来提高热冲压后的钢板的延展性的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Ca含量优选设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量含有Ca，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此Ca含量设定为0.1000％以下。Ca含量优选为低于0.0100％。
Mg：0.0001～0.1000％
Mg是通过调整夹杂物的形状来提高热冲压后的钢板的延展性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，Mg含量优选设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量含有Mg，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此Mg含量设定为0.1000％以下。Mg含量优选为低于0.0100％。
REM：0.0001～0.1000％
REM是通过调整夹杂物的形状来提高热冲压后的钢板的延展性的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，REM含量优选设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量含有REM，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此REM含量设定为0.1000％以下。REM含量优选为低于0.0100％。
需要说明的是，在本实施方式中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。
Sn：0.001～0.200％
Sn是具有提高热冲压成形体的耐蚀性的作用的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Sn含量优选设定为0.001％以上。Sn含量更优选为0.005％以上、0.015％以上或0.030％以上。
另一方面，即使大量含有Sn，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此Sn含量设定为0.200％以下。Sn含量优选为0.150％以下或0.100％以下。
As：0.001～0.100％
As是具有提高热冲压成形体的强度的作用的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，As含量优选设定为0.001％以上。
另一方面，即使大量含有As，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此As含量设定为0.100％以下。
Bi：0.0001～0.0500％
Bi是通过将凝固组织进行微细化来提高热冲压成形体的耐碰撞特性的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，Bi含量优选设定为0.0001％以上。
另一方面，即使大量含有Bi，上述效果也饱和，进而产生过量的成本，因此Bi含量设定为0.0500％以下。Bi含量优选为0.0100％以下或0.0050％以下。
关于构成上述的热冲压成形体的钢板的化学组成，只要从构成热冲压成形体的钢板中采集试验片，在对钢板实施了涂装的情况下将涂膜除去后，通过一般的分析方法，测定板厚整体的平均的元素含量即可。例如，使用电感耦合等离子体发光分析法或电感耦合等离子体质量分析法进行测定即可。需要说明的是，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，O及N使用不活泼气体熔融-红外线吸收法或不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可。在构成热冲压成形体的钢板的表面具备镀层的情况下，将镀层除去后进行化学组成的测定即可。
如上述那样，在热冲压成形体具备具有1900MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于1900MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要至少抗拉强度处于1900MPa以上的部分具有上述的化学组成即可。为了对抗拉强度处于1900MPa以上的部分进行化学组成的分析，进行后述的拉伸试验，从得到了1900MPa以上的抗拉强度的拉伸试验片或者从与采集了拉伸试验片的部分相邻的部分中采集化学组成分析用的试验片即可。
接下来，对构成本实施方式的热冲压成形体的钢板的板厚方向的B浓度分布及O浓度分布进行说明。
在本实施方式中，在将热冲压用钢板进行加热的工序中，通过将热冲压用钢板以特定的条件进行加热，从而能够使表层区域中存在的B扩散至最表层区域，并且在最表层区域中使B与O结合，能够提高热冲压成形体的耐碰撞特性。
本实施方式的热冲压成形体中，构成热冲压成形体的钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离上述表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下，距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离上述表面为100μm深度的上述位置处的上述B浓度的1.600倍以上，距离上述表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的上述区域中的平均O浓度超过0.0150质量％。
需要说明的是，钢板的距离表面为5.0μm深度～距离上述表面为25.0μm深度的区域可以换言为以钢板的距离表面为5.0μm深度的位置作为起点、以距离上述表面为25.0μm深度的位置作为终点的区域。此外，钢板的距离表面为0.5μm深度～距离上述表面为4.0μm深度的区域可以换言为以钢板的距离表面为0.5μm深度的位置作为起点、以距离上述表面为4.0μm深度的位置作为终点的区域。
在热冲压成形体具备具有1900MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于1900MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要至少抗拉强度处于1900MPa以上的部分具有以下的B浓度分布及O浓度分布即可。
以下，对各规定进行说明。
距离表面为5.0μm深度～距离表面为25.0μm深度的区域中的平均B浓度：距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下
如果距离表面为5.0μm深度～距离表面为25.0μm深度的区域(以下，有时记载为表层区域)中的平均B浓度为超过距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍，则表层区域不发生软质化，在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。因此，表层区域的平均B浓度设定为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下。表层区域的平均B浓度优选为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下且为0.0015质量％以下。进一步优选表层区域的平均B浓度为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.500倍以下或0.300倍以下。此外，表层区域的平均B浓度进一步优选为0.0010质量％以下或0.0006质量％以下。
下限没有特别规定，但即使过度降低，不仅上述效果饱和，而且热冲压成形体的强度也降低，因此表层区域的平均B浓度也可以设定为0.0002质量％以上。
需要说明的是，所谓表面是指构成热冲压成形体的钢板的表面。在热冲压成形体在表面具有镀层的情况下，所谓表面是指镀层与钢板的界面。
距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域中的平均B浓度：距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的1.600倍以上
如果距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域(以下，有时记载为最表层区域)中的平均B浓度为低于距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的1.600倍，则如下文所述的那样，在最表层区域中B与O不会充分结合，最表层区域不发生软质化。由此，在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。因此，最表层区域中的平均B浓度设定为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的1.600倍以上。最表层区域中的平均B浓度优选为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的1.600倍以上且为0.0040质量％以上。进一步优选最表层区域中的平均B浓度为距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的2.000倍以上、3.000倍以上或4.000倍以上。此外，最表层区域中的平均B浓度进一步优选为0.0050质量％以上、0.0060质量％以上或0.0070质量％以上。
上限没有特别规定，但即使过度提高最表层区域中的平均B浓度，不仅上述效果饱和，而且热冲压成形体的生产率也大大受损，因此也可以设定为0.2000质量％以下。
距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域中的平均O浓度：超过0.0150质量％
如果距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域(最表层区域)中的平均O浓度为0.0150质量％以下，则与B结合的O量不足，固溶状态的B量增加，最表层区域不发生软质化。由此，在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。因此，最表层区域中的平均O浓度设定为超过0.0150质量％。最表层区域中的平均O浓度优选为超过0.0200质量％、超过0.0300质量％或超过0.0400质量％。
上限没有特别规定，但即使过度提高最表层区域中的平均O浓度，不仅上述效果饱和，而且热冲压成形体的生产率也大大受损，因此也可以设定为1.0000质量％以下。
表层区域的平均B浓度、最表层区域的平均B浓度及平均O浓度以及距离表面为100μm深度的位置处的B浓度通过以下的方法进行测定。
从热冲压成形体中采集试验片，在对钢板实施了涂装的情况下将涂膜除去后，利用辉光放电发光分光法(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry、GDS分析)，从测定开始面至在深度方向(板厚方向)上为100μm以上的深度位置对各元素的浓度(质量％)进行测定。需要说明的是，这里所谓的“测定开始面”与“钢板的表面”不同。
在GDS分析中，按照从钢板的表面至100μm深度位置为止的测定点成为1200～1800点的方式来调整测定的间距。为了排除附着于测定开始面的油分等异物的影响，将从测定开始起Fe浓度最初成为“距离测定开始面为100μm深度的位置的Fe浓度”的95％以上的深度规定为钢板的表面。此外，热冲压成形体在表面具有镀层的情况也同样地，将Fe浓度最初成为“距离测定开始面为100μm深度的位置的Fe浓度”的95％以上的深度规定为镀层与钢板的界面、即钢板的表面。
通过由所得到的测定结果算出钢板的距离表面为5.0μm深度～钢板的距离表面为25.0μm深度的区域中的B浓度的平均值，从而得到表层区域的平均B浓度。此外，通过分别算出钢板的距离表面为0.5μm深度～钢板的距离表面为4.0μm深度的区域中的B浓度及O浓度的平均值，从而得到最表层区域的平均B浓度及平均O浓度。此外，通过求出钢板的距离表面为100μm深度的位置处的B浓度，从而得到距离表面为100μm深度的位置处的B浓度。需要说明的是，当在钢板的距离表面为100μm深度的位置处没有GDS分析的测定值的情况下，只要将超过距离表面为100μm深度的位置的最初的测定值作为距离表面为100μm深度位置处的B浓度即可。
GDS分析优选的是，对从热冲压成形体的3处以上所采集的试验来进行，将所得到的结果的平均值作为上述B浓度及上述O浓度。需要说明的是，关于试验片，只要进行后述的拉伸试验，从与采集了得到了1900MPa以上的抗拉强度的拉伸试验片的部分相邻的部分中进行采集即可。
构成热冲压成形体的钢板的金属组织只要是能够得到所期望的强度及耐碰撞特性即可，没有特别限定，但优选具有以下所示的金属组织。
构成本实施方式的热冲压成形体的钢板的全部或一部分优选具有包含以下所示的量的马氏体的金属组织。在关于金属组织的以下的说明中，“％”是指“体积％”。在热冲压成形体具备具有1900MPa以上的抗拉强度的部分和具有低于1900MPa的抗拉强度的部分的情况下，只要至少抗拉强度处于1900MPa以上的部分具有以下的金属组织即可。
内层区域的金属组织
内层区域(构成热冲压成形体的钢板的距离表面为100μm深度～板厚中心(板厚1/2位置)的区域)的金属组织优选包含超过90.0％的马氏体。
马氏体由于是为了提高热冲压后的钢板的抗拉强度而有效的组织，因此在构成热冲压成形体的钢板的距离表面为100μm深度～板厚中心的区域(以下，有时记载为内层区域)中马氏体的体积率优选为超过90.0％。如果内层区域的马氏体的体积率为90.0％以下，则有可能热冲压成形体的抗拉强度变得低于1900MPa从而强度不足。因此，优选将内层区域的马氏体的体积率设定为超过90.0％。内层区域的马氏体的体积率更优选为超过91.0％、超过93.0％或超过95.0％。
内层区域的马氏体的体积率的上限没有必要特别规定，但为了使马氏体的体积率大大上升，在进行热冲压的工序中，需要过度提高热冲压用钢板的加热温度、过度提高冷却速度，热冲压成形体的生产率大大受损。因此，内层区域的马氏体的体积率优选设定为99.0％以下或98.0％以下。
在本实施方式中，在马氏体中，除了包含没有被回火的初生马氏体以外，还包含被回火、且在内部存在铁碳化物的回火马氏体。
内层区域的金属组织的剩余部分也可以包含铁素体、珠光体、贝氏体或残留奥氏体，也可以进一步包含单独存在的渗碳体、氧化物等析出物。由于没有必要含有铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物，因此铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体及析出物的体积率的下限都为0％。
残留奥氏体具有提高热冲压后的钢板的延展性的作用。在要得到该效果的情况下，优选将内层区域的残留奥氏体的体积率设定为0.5％以上、1.0％以上或2.0％以上。
另一方面，为了使残留奥氏体的体积率过度上升，需要在热冲压后在高温下实施奥氏体等温淬火处理，热冲压成形体的生产率大幅降低。此外，如果过量含有残留奥氏体，则有可能热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，优选将内层区域的残留奥氏体的体积率设定为低于9.0％、低于7.0％、低于5.0％或低于4.0％。
最表层区域的金属组织
最表层区域的金属组织优选包含超过5.0％的铁素体。
铁素体为软质且具有提高热冲压成形体的耐碰撞特性的作用。在要得到该效果的情况下，优选将最表层区域的铁素体的体积率设定为超过5.0％。最表层区域的铁素体的体积率更优选设定为超过10.0％、超过20.0％、超过40.0％或超过60.0％。
本实施方式中，在铁素体中，除了包含多边形铁素体以外，还包含位错密度高的针状铁素体或贝氏体铁素体。为了有效地提高热冲压成形体的耐碰撞特性，更优选的是，在最表层区域中，以上述的体积率包含作为最软质的多边形铁素体。
最表层区域的金属组织的剩余部分也可以包含珠光体、贝氏体、残留奥氏体或马氏体，也可以进一步包含单独存在的渗碳体、氧化物等析出物。由于没有必要含有珠光体、贝氏体、残留奥氏体、马氏体及析出物，因此珠光体、贝氏体、残留奥氏体、马氏体及析出物的体积率的下限都为0％。如果过量含有马氏体，则最表层区域硬质化，有可能热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，优选将最表层区域的马氏体的体积率设定为低于90.0％、低于40.0％、低于10.0％或低于5.0％。
贝氏体比马氏体更为软质且具有提高热冲压成形体的耐碰撞特性的作用。在要得到该效果的情况下，优选将最表层区域的贝氏体的体积率设定为超过10.0％。最表层区域的贝氏体的体积率更优选设定为超过20.0％或超过40.0％。另一方面，如果过量含有贝氏体，则最表层区域硬质化，有可能热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，优选将最表层区域的贝氏体的体积率设定为低于80.0％或低于60.0％。
在本实施方式中，各组织的体积率通过以下的方法进行测定。
首先，从热冲压成形体中采集试验片，将钢板的纵向截面(板厚截面)进行抛光后，在内层区域及最表层区域中进行组织观察。内层区域是对构成热冲压成形体的钢板的距离表面为100μm深度～板厚中心(板厚1/2位置)的区域进行组织观察。最表层区域是对钢板的距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域进行组织观察。
具体而言，将研磨面进行硝酸乙醇腐蚀或电解研磨后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)来拍摄组织照片，对所得到的组织照片进行基于亮度差或相内存在的铁碳化物的形态的不同的图像解析，由此得到铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体及析出物各自的面积率。之后，对同样的观察位置进行Lepera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)来拍摄组织照片，对所得到的组织照片进行图像解析，由此算出“残留奥氏体及初生马氏体”的面积率的合计。
此外，对于同样的观察位置，将纵向截面进行电解研磨后，使用具备电子射线背散射图案解析装置(EBSP装置)的SEM，测定残留奥氏体的面积率。需要说明的是，通过由利用EBSP解析得到的晶体取向信息来算出晶体结构为fcc的区域的面积率，从而得到残留奥氏体的面积率。
通过由上述的“残留奥氏体及初生马氏体”的面积率的合计减去残留奥氏体的面积率，得到初生马氏体的面积率。
基于这些结果，得到铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体(回火马氏体及初生马氏体)、残留奥氏体、析出物各自的面积率。然后，面积率设定为与体积率相等，将所得到的面积率视为各组织的体积率。
在组织观察中，回火马氏体在内部存在铁碳化物这一点上可以与初生马氏体进行区别。此外，回火马氏体在存在于内部的铁碳化物不为单一的方向而是沿多个方向伸长这一点上可以与贝氏体进行区别。需要说明的是，沿单一的方向伸长是指伸长方向的差异为5°以内。
板厚
本实施方式的热冲压成形体的板厚(在热冲压成形体仅由钢板制成的情况下为钢板的板厚)没有特别限定，但从车身轻量化的观点出发，优选设定为2.5mm以下、2.0mm以下、1.8mm以下或1.6mm以下。
另一方面，从确保冲击吸收量的观点出发，板厚优选设定为0.4mm以上、0.6mm以上、0.8mm以上或1.0mm以上。
抗拉强度
本实施方式的热冲压成形体的全部或一部分的抗拉强度为1900MPa以上。因此，构成本实施方式的热冲压成形体的钢板的全部或一部分的抗拉强度需要为1900MPa以上。在热冲压成形体的至少一部分的抗拉强度不为1900MPa以上的情况下，变得无法确保热冲压成形体的变形载荷。其结果是，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。因此，热冲压成形体的全部或一部分的抗拉强度设定为1900MPa以上。优选的是，在热冲压成形体的全部或一部分中，抗拉强度为2000MPa以上、2100MPa以上、2300MPa以上或2500MPa以上。
另一方面，由于过度提高热冲压成形体的强度会引起耐碰撞特性的降低，因此热冲压成形体的抗拉强度优选设定为低于3000MPa或低于2800MPa。
本实施方式的热冲压成形体也可以全部(热冲压成形体的整体)的抗拉强度为1900MPa以上，但也可以在热冲压成形体内混杂有抗拉强度为1900MPa以上的部分和低于1900MPa的部分。通过设置强度不同的部位，能够控制碰撞时的热冲压成形体的变形状态。具有强度不同的部位的热冲压成形体可以通过下述方法来制造：将化学组成不同的两种以上的钢板接合后进行热冲压的方法；在进行热冲压的工序中，使钢板的加热温度或热冲压后的冷却速度部分地发生变化的方法；以及对热冲压成形体部分地实施再加热处理的方法等。
热冲压成形体的抗拉强度通过下述方式来获得：从热冲压成形体中采集长条状的小片，不进行钢板的表面磨削地加工成拉伸试验片，进行拉伸试验。具体而言，优选的是，从热冲压成形体中，依据JIS Z 2241：2011来采集13B号的板状试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验。在由于热冲压成形体的尺寸小、或形状复杂而无法采集13B号的板状试验片的情况下，也可以采集具有任意宽度的平行部的长条状的小片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验，由最大试验力和平行部的原截面积求出抗拉强度。
需要说明的是，在热冲压成形体内混杂有高强度的部分和低强度的部分的情况下，从高强度的部分中采集拉伸试验片。
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，从而在热冲压后能够提高耐蚀性。作为镀层的种类，可列举出锌系镀层或铝系镀层。具有这些镀层的热冲压成形体通过使用锌系镀覆钢板或铝系镀覆钢板进行热冲压来获得。镀层可以形成于热冲压成形体的两面，也可以形成于单面。热冲压成形体的镀层可以通过使用具备镀层的镀覆钢板进行热冲压来形成。但是，镀覆钢板所具备的镀层由于在制造热冲压成形体的工序中会妨碍热冲压成形体的表层区域及最表层区域中的优选的B浓度分布及O浓度分布的形成，因此需要更严格地控制制造方法，有可能热冲压成形体的生产率大大降低。因此，从生产率的观点出发，热冲压成形体优选在表面不具有镀层。
接下来，对为了获得本实施方式的热冲压成形体而优选的热冲压用钢板进行说明。
由于因进行热冲压而引起的化学组成的变化小到可以忽视的程度，因此热冲压用钢板的化学组成只要为与上述的热冲压成形体相同的化学组成即可。关于热冲压用钢板的化学组成，只要从热冲压用钢板中采集试验片，通过与热冲压成形体的情况相同的方法进行测定即可。
热冲压用钢板优选钢板的距离表面为5.0μm深度～距离表面为25.0μm深度的区域(表层区域)中的平均B浓度为钢板的距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.850倍以下。如果表层区域的平均B浓度超过钢板的距离表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.850倍，则即使应用后述的热冲压条件，也无法在热冲压成形体的表层区域及最表层区域中优选地控制B浓度分布及O浓度分布。其结果是，在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。需要说明的是，在热冲压用钢板具有镀层的情况下，所谓表面是指镀层与钢板的界面。
热冲压用钢板中的板厚方向的B浓度分布可以通过下述方式来求出：从热冲压用钢板中采集试验片，通过与热冲压成形体的情况相同的方法进行GDS分析。
以下，对用于获得本实施方式的热冲压成形体的热冲压用钢板的制造方法进行说明。
热冲压用钢板通过包含下述工序的制造方法来制造：对具有上述的化学组成的板坯实施热轧来制成热轧钢板的热轧工序；对上述热轧钢板实施冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；和对上述冷轧钢板实施退火来制成退火钢板的退火工序。
被供于热冲压用钢板的制造方法的板坯的制造方法没有特别限定。具有上述的化学组成的钢通过公知的手段被熔炼后，通过连续铸造法被制成钢锭，或者通过任意的铸造法而制成钢锭后通过进行开坯的方法等被制成钢坯。在连续铸造工序中，为了抑制起因于夹杂物的表面缺陷的产生，优选在铸型内使钢液中产生电磁搅拌等外部附加流动。钢锭或钢坯可以暂且冷却后进行再加热来供于热轧，也可以将连续铸造后的处于高温状态的钢锭或开坯后的处于高温状态的钢坯直接供于热轧，或保温来供于热轧，或进行辅助性加热来供于热轧。将这样的钢锭及钢坯作为热轧的原材料而统称为“板坯”。
为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的加热温度优选设定为低于1250℃，更优选设定为低于1200℃。如果板坯加热温度低，则轧制变得困难，因此板坯加热温度也可以设定为1050℃以上。
对加热后的板坯进行热轧来得到热轧钢板。为了在轧制完成后通过使奥氏体相变而将热轧钢板的金属组织进行微细化，热轧优选在Ar 3点以上的温度区域中完成。
在将热轧后的热轧钢板进行卷取的情况下，优选将卷取温度设定为低于550℃。如果卷取温度为550℃以上，则有可能生成热稳定性的铁碳化物，热冲压成形体的耐碰撞特性劣化。
另一方面，如果卷取温度变得过低，则热轧钢板过度硬质化而变得难以进行冷轧，因此卷取温度优选设定为超过500℃。
被热轧、卷取后的热轧钢板按照常规方法被酸洗后，按照常规方法被冷轧而成为冷轧钢板。在冷轧工序中，优选将冷轧中的累积压下率设定为40％以上。如果累积压下率低于40％，则有可能热冲压用钢板的金属组织粗大化。如果热冲压用钢板的金属组织粗大，则在热冲压后热冲压成形体的金属组织粗大化，成为成形体的耐碰撞特性降低的原因。
另一方面，由于使累积压下率过度上升会提高对轧制设备的负荷而引起生产率的降低，因此累积压下率优选设定为低于70％。在冷轧之后，也可以按照常规方法来实施脱脂等处置。
冷轧钢板被实施退火而成为退火钢板。在退火工序中，为了通过再结晶将退火钢板(热冲压用钢板)的金属组织进行微细化，优选将均热温度设定为超过700℃。如果均热温度为700℃以下，则有可能在热冲压用钢板的表层区域中无法优选地控制B浓度分布。其结果是，有可能在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。
另一方面，如果加热速度过慢、均热温度过高、或均热时间过长，则有可能通过晶粒生长而使退火钢板的金属组织粗大化，热冲压成形体的耐碰撞特性降低。因此，优选将直至均热温度为止的平均加热速度设定为1℃/秒以上，优选将均热温度设定为800℃以下，优选将均热时间(均热温度下的保持时间)设定为低于600秒。此外，优选的是，将退火炉内的气氛的露点设定为-20℃以上且低于0℃，并且将700℃以上且低于(Ac3点-30℃)的温度区域的滞留时间设定为超过360秒且低于600秒。此外，退火炉内的气氛优选设定为含有1体积％以上且低于4体积％的氢的氮-氢气氛。
如果露点低于-20℃或为0℃以上、或者700℃以上且低于(Ac3点-30℃)的温度区域中的滞留时间为360秒以下，则有可能在热冲压用钢板的表层区域中无法优选地控制B浓度分布。其结果是，有可能在热冲压成形体中无法得到所期望的耐碰撞特性。
另一方面，如果上述温度区域中的滞留时间为600秒以上，则有可能在热冲压用钢板中产生过度的脱碳，在热冲压后热冲压成形体的强度不足。也可以对通过上述的方法而制造的退火钢板按照常规方法进行镀覆而制成镀覆钢板。也可以对像这样操作而得到的退火钢板或镀覆钢板按照常规方法进行调质轧制。
需要说明的是，所谓Ac3点是指在将原材料钢板进行加热时在金属组织中铁素体消失的温度，可以由将冷轧钢板以8℃/秒的加热速度进行加热时的热膨张变化来求出。
本实施方式的热冲压成形体可以通过包含下述工序的制造方法来获得：将通过上述的方法而制造的热冲压用钢板(退火钢板或镀覆钢板)进行加热的加热工序；和对加热后的热冲压用钢板进行热冲压的热冲压工序。为了稳定地获得本实施方式的热冲压成形体，热冲压优选通过以下的方法来进行。
在加热工序中，在热冲压工序之前，将具有上述的化学组成及板厚方向的B浓度分布的热冲压用钢板进行加热。在加热工序中，优选的是，使用利用了包含丙烷气体的可燃性气体的气体燃烧炉，将空气比设定为0.84以下来将热冲压用钢板进行加热。优选的是，加热温度设定为超过950℃并且超过Ac3点，加热温度下的保持时间设定为超过360秒。需要说明的是，所谓空气比是指相对于理论空气量(A0)实际投入的空气量(A)的比率(A/A 0)。此外，加热工序中的Ac3点是指热冲压用钢板的内层区域的Ac3点，只要设定为与通过上述的方法求出的冷轧钢板的Ac3点相同的值即可。
如果空气比超过0.84、加热温度为950℃以下、或保持时间为360秒以下，则有可能无法优选地控制热冲压成形体的表层区域及最表层区域中的B浓度分布及O浓度分布。此外，如果加热温度为Ac3点以下，则有可能在热冲压成形体的内层区域的金属组织中马氏体的体积率不足，热冲压成形体的强度降低。
另一方面，如果加热温度过高、或加热温度下的保持时间过长，则有可能热冲压成形体的金属组织粗大化，热冲压成形体的耐碰撞特性降低，并且强度降低。因此，加热温度优选设定为低于1050℃，保持时间优选设定为低于600秒。
在热冲压工序中，优选的是，将加热后的热冲压用钢板从加热炉中取出并在大气中放冷后，在超过750℃的温度区域中开始热冲压。如果热冲压的开始温度为750℃以下，则有可能在热冲压成形体的内层区域的金属组织中过量地生成铁素体，热冲压成形体的强度降低。通过热冲压进行成形后，一边在模具内保持热冲压成形体一边冷却和/或从模具中取出热冲压成形体并通过任意的方法进行冷却。
如果冷却速度低，则有可能在热冲压成形体的内层区域的金属组织中马氏体的体积率不足，热冲压成形体的强度降低。因此，从热冲压开始温度至400℃为止的平均冷却速度优选设定为30℃/秒以上、60℃/秒以上或90℃/秒以上。此外，如果冷却停止温度高，则有可能在热冲压成形体的内层区域的金属组织中马氏体的体积率不足，热冲压成形体的强度降低。因此，利用上述冷却的冷却停止温度优选设定为低于90℃。
通过以上的方法，得到本实施方式的热冲压成形体。需要说明的是，也可以在热冲压成形后，在可确保热冲压成形体的强度的范围内进行再加热处理。在进行再加热处理的情况下，加热温度优选设定为低于(Ac3点-100℃)。如果再加热处理的加热温度为(Ac3点-100℃)以上，则有可能热冲压成形体的表层区域及最表层区域不会充分软质化，热冲压成形体的耐碰撞特性降低。也可以将热冲压成形体的一部分通过激光照射等进行再加热而部分地设置软化区域。此外，也可以对热冲压成形体进行喷砂处理，也可以进行涂装及烘烤处理。
实施例
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。
通过使用真空熔化炉将钢液进行铸造，得到具有表1中所示的化学组成的钢材。通过将所得到的钢材加热至1200℃并保持60分钟后，在900℃以上的温度区域中实施10道次的热轧，得到厚度为3.5mm的热轧钢板。在热轧后，通过水喷雾将热轧钢板冷却至540℃。将冷却结束温度设定为卷取温度，将热轧钢板装入到保持于该卷取温度的电加热炉中保持60分钟。之后，将热轧钢板以20℃/小时的平均冷却速度炉冷却至室温，模拟卷取后的慢冷却。通过将炉冷却后的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，得到厚度为1.4mm的冷轧钢板。冷轧时的累积压下率设定为60％。
需要说明的是，表1中的“-”表示该元素的含量低于检测限值。
表1中的Ac3点由将钢A～N的冷轧钢板以8℃/秒进行加热时的热膨张变化来求出。
将所得到的冷轧钢板使用连续退火模拟装置以表2A及表2B中所示的退火条件进行退火。需要说明的是，以8℃/秒的平均加热速度加热至表2A及表2B中记载的均热温度。退火炉内的气氛设定为含有3体积％氢的氮-氢气氛，露点设定为表2A及表2B中记载的那样。均热后，通过冷却至室温，得到退火钢板(热冲压用钢板)。
从所得到的热冲压用钢板的3处采集GDS分析用试验片，将试验片的表面设定为测定开始面，通过上述的方法，从测定开始面沿板厚方向进行GDS分析直至120μm的深度位置。由此，得到热冲压用钢板的距离表面为5.0μm深度～距离表面为25.0μm深度的区域(表层区域)中的平均B浓度及距离表面为100μm深度位置处的B浓度。从钢板的表面至100μm深度位置为止的测定点设定为1500点。将所得到的结果示于表2中。
接着，通过从所得到的热冲压用钢板中采集宽度为240mm、长度为800mm的热冲压用原料板，并进行热冲压，得到图1中所示的形状的帽型构件(热冲压成形体)。在热冲压工序中，使用气体燃烧炉，以表3中所示的条件将热冲压用原料板进行加热。具体而言，燃烧气体使用丙烷气体，将加热温度、保持时间、空气比设定为表3中所示的条件。之后，将热冲压用原料板从加热炉中取出并放冷后，夹入具备冷却装置的模具中，将成形开始温度设定为770℃以上而进行了帽型成形。接着，从成形开始温度至400℃为止的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，在模具内冷却至80℃以下的冷却停止温度。此外，将生成于帽型构件的表面的氧化皮(铁的氧化物)通过喷丸来除去。
从所得到的帽型构件的纵壁部采集试验片，通过上述的方法来测定化学组成。
此外，通过下述方式来求出抗拉强度：从帽型构件的纵壁部沿着帽型构件的长度方向依据JIS Z 2241：2011来采集13B号的板状试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验。
在所得到的抗拉强度为1900MPa以上的情况下，作为具有高强度而判定为合格。另一方面，在所得到的抗拉强度低于1900MPa的情况下，作为不具有高强度而判定为不合格。
此外，从帽型构件的纵壁部的3处采集GDS分析用试验片，将试验片的表面设定为测定开始面，通过上述的方法，从测定开始面沿板厚方向进行GDS分析直至120μm的深度位置。由此，求出距离表面为5.0μm深度～距离表面为25.0μm深度的区域(表层区域)中的平均B浓度、距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域(最表层区域)中的平均B浓度及平均O浓度以及距离表面为100μm深度位置处的B浓度。从钢板的表面至100μm深度位置为止的测定点设定为1500点。
此外，从帽型构件的纵壁部采集组织观察用试验片，将该试验片的纵向截面进行研磨后，通过上述的方法对距离表面为0.5μm深度～距离表面为4.0μm深度的区域(最表层区域)及距离表面为100μm深度～板厚1/2位置(内层区域)中的金属组织进行观察。
此外，如图2中所示的那样，通过在帽型构件上焊接厚度为1.4mm、宽度为130mm、长度为800mm的封闭板，得到3点弯曲试验用的试验体。封闭板使用了抗拉强度为1553MPa的钢板。
对于所得到的试验体，如图3中所示的那样，将长度为800mm的试验体按照使封闭板处于下侧的方式放到以辊间隔为700mm所配置的2根支撑辊上，以2m/秒的试验速度进行了3点弯曲试验。由此，求出最高载荷以及从试验体与冲击器相接触后至在试验体中开始产生开裂为止的位移(开裂产生位移)。
在构成热冲压成形体的钢板的抗拉强度低于2300MPa的情况下，将最高载荷为18.0kN以上、并且开裂产生位移为50mm以上的情况作为具有优异的耐碰撞特性而判定为合格。此外，在抗拉强度为2300MPa以上的情况下，将最高载荷为23.0kN以上、并且开裂产生位移为35mm以上的情况作为具有优异的耐碰撞特性而判定为合格。不满足这些条件的情况作为不具有优异的耐碰撞特性而判定为不合格。
在表4A及表4B中示出了测定热冲压成形体的化学组成的结果、测定热冲压成形体的机械特性的结果、测定热冲压成形体中的B及O浓度分布的结果、以及评价热冲压成形体的耐碰撞特性的结果。
需要说明的是，热冲压成形体的除了C以外的元素的含量由于与表1中所示的元素的含量相同，因此进行了省略。
[表1]
[表2A]
[表2B]
[表3]
下划线表示制造条件不优选。
[表4A]
[表4B]
本发明例的热冲压成形体的抗拉强度为1900MPa以上，具有高强度。此外，表层区域中的平均B浓度低，最表层区域中的平均B浓度及平均O浓度高，耐碰撞特性优异。
本发明例的热冲压成形体的金属组织在内层区域中马氏体的体积率为91.0％以上，马氏体以外的组织的合计的体积率为9.0％以下。
此外，在最表层区域中，铁素体的体积率为6.0％以上，铁素体以外的组织的合计的体积率为94.0％以下。
与此相对，热冲压成形体的化学组成脱离发明范围的比较例(试验编号1、5及17)由于C含量过低、或sol.Al含量过高，因此热冲压成形体的抗拉强度变得低于1900MPa从而强度低劣，并且最高载荷低从而耐碰撞特性低劣。
试验编号15由于C含量过高，因此热冲压成形体的开裂产生位移低从而耐碰撞特性低劣。此外，在拉伸试验中，产生早期断裂而无法求出抗拉强度，断裂强度低于1900MPa。
试验编号16由于B含量过低，因此热冲压成形体的抗拉强度变得低于1900MPa从而强度低劣。此外，最表层区域中的平均B浓度及平均O浓度低，最高载荷及开裂产生位移低从而耐碰撞特性低劣。
热冲压成形体的化学组成为优选的范围内、但制造条件脱离了优选的条件的比较例的试验编号3、4、7、8、10、11、13、14、24、25及27的表层区域中的平均B浓度、最表层区域中的平均B浓度及最表层区域中的平均O浓度中的一个以上脱离了发明范围。因此，热冲压成形体的开裂产生位移低，或最高载荷及开裂产生位移低，耐碰撞特性低劣。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度及优异的耐碰撞特性的热冲压成形体。

Claims (2)

1.一种热冲压成形体，其特征在于，其是具备钢板的热冲压成形体，所述钢板的全部或一部分的化学组成以质量％计含有：
C：超过0.32％且为0.70％以下、
Si：低于2.00％、
Mn：0.01～3.00％、
P：0.200％以下、
S：0.0200％以下、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0200％以下、
O：0.0005～0.0200％、
B：0.0005～0.0200％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～2.00％、
W：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Ti：0～0.200％、
Nb：0～0.200％、
V：0～0.200％、
Zr：0～0.200％、
Ca：0～0.1000％、
Mg：0～0.1000％、
REM：0～0.1000％、
Sn：0～0.200％、
As：0～0.100％、及
Bi：0～0.0500％，
剩余部分包含Fe及杂质，
抗拉强度为1900MPa以上，
所述钢板的距离表面为5.0μm深度～距离所述表面为25.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离所述表面为100μm深度的位置处的B浓度的0.700倍以下，
距离所述表面为0.5μm深度～距离所述表面为4.0μm深度的区域中的平均B浓度为距离所述表面为100μm深度的所述位置处的所述B浓度的1.600倍以上，
距离所述表面为0.5μm深度～距离所述表面为4.0μm深度的所述区域中的平均O浓度超过0.0150质量％。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有下述元素组中的1种或2种以上：
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、
Ni：0.01～2.00％、
Ti：0.001～0.200％、
Nb：0.001～0.200％、
V：0.001～0.200％、
Zr：0.001～0.200％、
Ca：0.0001～0.1000％、
Mg：0.0001～0.1000％、
REM：0.0001～0.1000％、
Sn：0.001～0.200％、
As：0.001～0.100％、及
Bi：0.0001～0.0500％。
CN202380029926.0A 2022-04-14 2023-04-03 热冲压成形体 Pending CN118974296A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-067026 2022-04-14
JP2022067026 2022-04-14
PCT/JP2023/013803 WO2023199777A1 (ja) 2022-04-14 2023-04-03 ホットスタンプ成形体

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN118974296A true CN118974296A (zh) 2024-11-15

Family

ID=88329567

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202380029926.0A Pending CN118974296A (zh) 2022-04-14 2023-04-03 热冲压成形体

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20250313925A1 (zh)
EP (1) EP4509625A4 (zh)
JP (1) JP7795131B2 (zh)
KR (1) KR20240154602A (zh)
CN (1) CN118974296A (zh)
MX (1) MX2024011547A (zh)
WO (1) WO2023199777A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2025263572A1 (ja) * 2024-06-21 2025-12-26 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3389562B2 (ja) 2000-07-28 2003-03-24 アイシン高丘株式会社 車輌用衝突補強材の製造方法
JP4513608B2 (ja) * 2004-10-29 2010-07-28 住友金属工業株式会社 熱間プレス鋼板部材、その製造方法
JP5994748B2 (ja) 2013-08-05 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度プレス部品およびその製造方法
BR112017020003A2 (pt) 2015-04-08 2018-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation membro de folha de aço tratada termicamente e método de produção do mesmo
JP6428970B1 (ja) 2017-03-30 2018-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
WO2019003449A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP7436825B2 (ja) * 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
JP2022067026A (ja) 2020-10-19 2022-05-02 智之 佐藤 木製感触を持つ複合コップ

Also Published As

Publication number Publication date
US20250313925A1 (en) 2025-10-09
EP4509625A4 (en) 2025-07-16
KR20240154602A (ko) 2024-10-25
MX2024011547A (es) 2024-09-26
EP4509625A1 (en) 2025-02-19
JP7795131B2 (ja) 2026-01-07
WO2023199777A1 (ja) 2023-10-19
JPWO2023199777A1 (zh) 2023-10-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6428970B1 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
TWI609088B (zh) Heat-treated steel plate member and its manufacturing method
JP6536294B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
CN113840934B (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
CN111164229B (zh) 热压印成形品和热压印用钢板、以及它们的制造方法
KR102757067B1 (ko) 핫 스탬프 성형품
KR102858952B1 (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
KR102888792B1 (ko) 핫 스탬프용 강판 및 그 제조 방법, 그리고, 핫 스탬프 부재 및 그 제조 방법
CN102119235B (zh) 外观优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP6098537B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP7726367B2 (ja) 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法
WO2022196733A1 (ja) 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材
CN118974296A (zh) 热冲压成形体
US20250215538A1 (en) Hot-stamp formed body
CN117280063B (zh) 热冲压用钢板及热冲压成形品
JP6589928B2 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
JP7151878B2 (ja) ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
EP4640883A1 (en) Cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
JP7127735B2 (ja) ホットスタンプ成形品およびその製造方法
KR20240139068A (ko) 강판, 부재, 그들의 제조 방법, 냉연 강판용 열연 강판의 제조 방법 및 냉연 강판의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination