CN116234933A

CN116234933A - 热压构件及其制造方法

Info

Publication number: CN116234933A
Application number: CN202180055364.8A
Authority: CN
Inventors: 高岛克利; 小幡美绘; 松田广志
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-08-28
Filing date: 2021-06-22
Publication date: 2023-06-06
Also published as: KR20230038239A; EP4180547A1; EP4180547A4; JPWO2022044510A1; JP7028378B1; MX2023001894A; WO2022044510A1; US20230295762A1

Abstract

本发明的目的在于提供兼具2100MPa以上的拉伸强度和优良的耐延迟断裂特性的热压构件及其制造方法。本发明的热压构件具有如权利要求1、2所述的规定的成分组成，并且满足2.0≤Ti/Sb≤20.0，热压构件的显微组织中，以体积分数计马氏体为95％以上，并且，原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，粒径为0.10μm以上的渗碳体为2个/μm²以上，粒径为0.10μm以下的Ti系碳化物为0.20个/μm²以上，此外，热压构件的拉伸强度为2100MPa以上。

Description

热压构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及兼具2100MPa以上的拉伸强度和优良的耐延迟断裂特性的热压构件及其制造方法。

背景技术

近年来，由于环境问题的加剧，CO₂排放限制变得严格，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身的轻量化成为课题。为此，正在推进通过在汽车部件中应用高强度钢板而实现薄壁化，并且正在研究拉伸强度(TS)为2100MPa以上的钢板的应用。对于汽车的结构用构件、增强用构件中所使用的高强度钢板，要求成形性优良，但2100MPa以上的钢板的延展性低，因此，在冷压成形时产生裂纹、或者因屈服强度高而产生大的回弹，因而在冷压成形后无法得到高尺寸精度。另外，冷压成形后在钢板内残留有残余应力，因此，有可能由于从使用环境侵入的氢而导致延迟断裂(氢脆)。

在这种状况下，作为得到高强度的方法，最近着眼于利用热压(也被称为热冲压、模压淬火、压力淬火等)的压制成形。热压为如下所述的成形方法：将钢板加热至奥氏体单相的温度范围后，在高温的状态下进行成形(加工)，由此能够以高尺寸精度进行成形，通过成形后的冷却进行淬火，由此能够实现高强度化。另外，在该热压中，与冷压相比，压制成形后的残余应力降低，因此，耐延迟断裂特性也得以改善。

但是，在汽车组装工序中，在压制成形后通过电阻点焊等进行组装时，为了保持汽车车身整体的刚性，对热压后的热压构件施加应力，因此，不能消除压制成形后的延迟断裂的担心。因此，需要提高热压后的热压构件的耐延迟断裂特性。

以往，报道了几种使热压后的耐延迟断裂特性提高的方法。

例如，在专利文献1中公开了通过控制合金碳氮化物、渗碳体的析出量来改善耐延迟断裂特性的技术。

另外，在专利文献2中公开了通过在热压后形成残余奥氏体来改善耐延迟断裂特性的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利6062352号公报

专利文献2：日本专利5942841号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，在专利文献1和专利文献2的方法中，难以改善拉伸强度为2100MPa以上的高强度区域的耐延迟断裂特性，目前实际情况是尚未开发出兼具这些特性的热压构件。

因此，本发明的目的在于提供兼具2100MPa以上的拉伸强度和优良的耐延迟断裂特性的热压构件及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人鉴于上述实际情况反复进行了深入研究，结果发现，为了提高热压构件的耐延迟断裂特性，通过使渗碳体在构件中分散析出而减少马氏体内的固溶C量并同时降低位错密度，由此使构件组织为韧性优良的马氏体，除此以外，通过使微细的Ti系碳化物分散而成为氢的捕获点，由此耐延迟断裂特性提高。

如果提高马氏体的硬度而使构件高强度化，则韧性劣化，在作为汽车车身加工完成后的实际行驶的碰撞时，有可能以比实际的构件强度低的强度发生断裂。因此，需要在确保强度的同时提高韧性。此外，在实际反复行驶的过程中，由于雨等而在构件上电化学地产生氢，一部分侵入构件中。此时，如果在构件中不产生应力，则不会因该氢而产生延迟断裂，但为了保持汽车车身整体的刚性，在热压后的构件中也存在施加应力的部位。由于雨等引起的腐蚀反应的阴极反应主要是氧的还原反应，但一部分是氢的还原反应。因此发现，通过在热压后在低温下进行回火而使渗碳体分散析出，并且形成降低了位错密度的马氏体性状，由此在使韧性恢复的同时渗碳体成为氢捕获点，耐延迟断裂特性提高。此外发现，Ti系碳化物也成为具有氢的脱离所需的高活化能的氢的捕获点，由此抑制延迟断裂，因此，即使拉伸强度为2100MPa以上，耐延迟断裂特性也良好。

本发明立足于上述见解，其主旨如下所述。

[1]一种热压构件，其成分组成为：以质量％计含有C：0.41％以上且0.53％以下、Si：0.01％以上且0.80％以下、Mn：1.0％以上且2.0％以下、P：0.03％以下、S：0.003％以下、Al：0.01％以上且0.10％以下、N：0.006％以下、Nb：0.003％以上且0.018％以下、Ti：0.008％以上且0.100％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下、Sb：0.003％以上且0.015％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，满足2.0≤Ti/Sb≤20.0，

显微组织为：马氏体的体积分数为95％以上，原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且粒径为0.10μm以上的渗碳体为2个/μm²以上且粒径为0.10μm以下的Ti系碳化物为0.20个/μm²以上，

所述热压构件的拉伸强度为2100MPa以上。

[2]如[1]所述的热压构件，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Mo：0.35％以下、Cr：0.35％以下、V：0.05％以下、Ca：0.005％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上。

[3]如[1]或[2]所述的热压构件，其中，在上述热压构件的表面具有Al系镀层或Zn系镀层。

[4]一种热压构件的制造方法，其中，将具有[1]或[2]所述的成分组成的冷轧钢板加热至Ac₃相变点以上且1000℃以下的温度范围后进行热压，冷却至Ms点-200℃以下后，在再加热温度为100℃以上且220℃以下、保持时间为1分钟以上且40分钟以下的条件下进行再加热。

发明效果

根据本发明，可以得到兼具2100MPa以上的拉伸强度和优良的耐延迟断裂特性的热压构件。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。首先，对本发明的热压构件的组成限定理由进行说明。下述中，成分的“％”表示是指质量％。

C：0.41％以上且0.53％以下

C是对钢板的高强度化有效的元素，对于在热压后强化马氏体从而提高钢的强度而言是重要的元素。但是，C的含量小于0.41％时，热压后的马氏体的硬度不充分，因此不能得到拉伸强度。优选为0.42％以上。另一方面，超过0.53％时，韧性极端地降低，在塑性不稳定区域前发生断裂，因此不能得到拉伸强度。优选小于0.52％，进一步优选小于0.50％。

Si：0.01％以上且0.80％以下

Si是对铁素体进行固溶强化、对于高强度化有效的元素。但是，Si的过量含有导致化学转化处理性劣化，因此含量设定为0.80％以下。优选为0.70％以下。另外，极低Si化使得成本增加，因此Si设定为0.01％以上。

Mn：1.0％以上且2.0％以下

Mn是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有1.0％以上。优选为1.2％以上。另一方面，过量含有时，生成过量的Mn带，由此生成高硬度的马氏体，氢侵入时容易生成裂纹，因此耐延迟断裂特性降低。因此，其含量设定为2.0％以下。优选为1.8％以下。

P：0.03％以下

P通过固溶强化而有助于高强度化，但过量含有时，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，因此耐延迟断裂特性降低，因此，将其含量设定为0.03％以下。优选为0.02％以下。虽然没有特别的下限，但极低P化导致炼钢成本升高，因此优选含有0.0005％以上。

S：0.003％以下

S的含量多时，生成大量MnS等硫化物，其夹杂物成为起点，产生裂纹，因此耐延迟断裂特性降低。因此，将含量的上限设定为0.003％。优选为0.002％以下。虽然没有特别的下限，但极低S化与P同样导致炼钢成本升高，因此优选含有0.0001％以上。

Al：0.01％以上且0.10％以下

Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上，但即使含有超过0.10％，效果也饱和，因此设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。

N：0.006％以下

N形成粗大的氮化物而使耐弯曲压溃性劣化，因此需要抑制含量。N超过0.006％时，该倾向变得显著，因此将N的含量设定为0.006％以下。优选为0.005％以下。N的下限值可以为0％，但从制造成本的方面出发，优选为0.0003％以上。

Nb：0.003％以上且0.018％以下

Nb是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高的元素，是使热压时的奥氏体粒径微细化因此有助于耐延迟断裂特性的提高的元素。为了发挥这样的效果，将Nb的含量设定为0.003％以上。优选为0.005％以上。另一方面，即使含有大量Nb，上述效果也饱和，反而使钢坯的韧性劣化，从而导致制造成本的增加。因此，Nb的含量设定为0.018％以下。优选为0.016％以下。

Ti：0.008％以上且0.100％以下

Ti是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高的元素，特别是微细的Ti碳化物成为牢固的氢捕获点，因此对耐延迟断裂特性非常有效。为了发挥这样的效果，将Ti的含量设定为0.008％以上。另一方面，如果含有大量Ti，则热压后的伸长率显著降低，因此其含量设定为0.100％以下。优选为0.06％以下。

B：0.0005％以上且0.0050％以下

B是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。另外，在晶界发生偏析由此使晶界强度提高，因此对耐延迟断裂特性是有效的。为了发挥该效果，含有0.0005％以上。但是，过量含有时，与N生成粗大的析出物，因此使耐延迟断裂特性降低。因此，将其含量设定为0.0050％以下。优选为0.0035％以下。

Sb：0.003％以上且0.015％以下

Sb具有在钢板暴露于高温时(热压前对钢板进行加热到进行热压的期间)抑制在钢板表层部产生的脱碳层的效果。因此，表面的电位分布变得均匀，耐延迟断裂特性提高。另外，通过脱碳抑制，可以得到规定的Ti系碳化物。为了表现出这样的效果，将其量设定为0.003％以上。优选为0.004以上。另一方面，Sb超过0.015％时，轧制负荷载荷增大，使生产率降低，因此设定为0.015％以下。需要说明的是，优选为0.012％以下。

2.0≤Ti/Sb≤20.0

Ti/Sb对Ti系碳化物的析出产生影响。在此，Ti/Sb是指Ti与Sb的含量(质量％)之比。在Ti/Sb超过20.0时，即Ti量过量、或Sb量过少时，钢中的碳少，从高温起析出Ti系碳化物，因此，Ti系碳化物粗大化，不能得到期望的微细的Ti系碳化物。另一方面，Ti/Sb不满2.0时，即Ti量过少、或Sb量过多时，Ti系碳化物的生成量变少。因此，为了生成规定的Ti系碳化物而表现出耐延迟断裂特性的提高效果，将Ti/Sb设定为2.0以上且20.0以下。需要说明的是，优选为15.0％以下。更优选为10.0％以下。下限优选为3.0以上，更优选为4.0以上。

在本发明中，除了上述成分以外，还可以含有一种或两种以上的下述成分。

Mo：0.35％以下

Mo是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。但是，即使添加大量Mo，上述效果也饱和，反而导致成本增加，此外化学转化处理性劣化，因此优选设定为0.35％以下。含有Mo的情况下，为了得到该效果，优选含有0.005％以上。更优选为0.01％以上。

Cr：0.35％以下

Cr也与Mo同样是提高热压时的淬透性、因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。但是，即使添加大量Cr，上述效果也饱和，此外由于形成表面氧化物而镀覆性劣化，因此优选设定为0.35％以下。含有Cr的情况下，为了得到该效果，优选含有0.005％以上。更优选为0.01％以上。

V：0.05％以下

V通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高。由于具有这样的作用，优选含有0.01％以上的V。另一方面，添加大量V时，耐延迟断裂特性劣化，因此其含量优选设定为0.05％以下。

Ca：0.005％以下

Ca控制硫化物和氧化物的形状，抑制粗大的MnS的生成，因此耐延迟断裂性提高。为了表现出这样的效果，Ca优选含有0.0005％以上。另外，过度的添加使加工性劣化，因此优选设定为0.005％以下。

Cu：0.50％以下

Cu通过固溶强化而有助于高强度化，使氢超电压升高，因此能够提高耐延迟断裂特性。为了发挥这些效果，优选含有0.002％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，耐延迟断裂特性降低，因此其含量优选设定为0.50％以下。

Ni：0.50％以下

Ni也与Cu同样使耐腐蚀性提高、并且能够降低焊接部与螺母、螺栓的电位差，因此能够提高耐延迟断裂特性。另外，如果与Cu同时添加，则具有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果。为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上。但是，添加大量Ni时，耐弯曲压溃性降低，拉伸剪切应力降低，因此其含量优选设定为0.50％以下。

Sn：0.50％以下

Sn也与Cu同样使耐腐蚀性提高，因而能够提高耐延迟断裂特性，因此可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。但是，添加大量Sn时，耐延迟断裂特性降低，因此其含量优选设定为0.50％以下。

上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Zn、Co、Zr、Ta、W等，作为它们的含量的允许范围，为Zn：0.01％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下。

接着，对本发明的热压构件的显微组织详细地进行说明。

本发明中，热压构件的显微组织中，马氏体的体积分数为95％以上，原奥氏体的平均结晶粒径为7μm以下，并且粒径为0.10μm以上的渗碳体为2个/μm²以上且粒径为0.10μm以下的Ti系碳化物为0.20个/μm²以上。需要说明的是，在此所述的体积分数是相对于钢板的整体的体积分数，以下同样。

马氏体的体积分数小于95％时，不能得到期望的拉伸强度。因此，马氏体的体积分数设定为95％以上。需要说明的是，作为余量组织，可以含有铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体，如果它们小于5％则能够表现出本发明效果。

热压构件的原奥氏体的平均结晶粒径超过7μm时，耐延迟断裂特性劣化。因此，原奥氏体的平均结晶粒径设定为7μm以下。优选为6μm以下。

粒径为0.10μm以上的渗碳体设定为2个/μm²以上。小于2个/μm²时，马氏体的回火不充分，在塑性不稳定前发生断裂，因此不能得到拉伸强度。此外，也不能作为充分的氢捕获点发挥功能，因此耐延迟断裂特性降低。上限没有特别限定，优选为30个/μm²以下。

粒径为0.10μm以上的Ti系碳化物设定为0.20个/μm²以上。粒径为0.10μm以上的Ti系碳化物少于0.20个/μm²时，不能作为氢捕获点发挥功能，因此耐延迟断裂特性降低。上限没有特别限定，优选为0.90个/μm²以下。

需要说明的是，关于本发明的热压构件的显微组织，可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。

接着，对本发明的热压构件的镀层详细地进行说明。

本发明的热压构件可以不赋予镀层，但为了防止热压引起的氧化、或者为了提高耐腐蚀性，也可以在热压构件表面具有镀层。在热压构件表面具有镀层的情况下，除镀层以外的构件部分具有上述成分组成和显微组织。

在本发明中，作为镀层，优选Al系镀层或Zn系镀层。通过具有这些镀层，可防止热压引起的钢板表面的氧化，此外，热压构件的耐腐蚀性提高。

作为Al系镀层，例如可以例示通过热浸镀法形成的Al-Si镀层。另外，作为Zn系镀层，例如可以例示通过热浸镀法形成的热镀Zn层、将其合金化而成的合金化热镀Zn层、通过电镀法形成的电镀Zn层、电镀Zn-Ni合金层等。

但是，Al系镀层或Zn系镀层不限定于上述镀层，也可以是除了作为主要成分的Al或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。关于Al系镀层或Zn系镀层的形成方法，没有任何限定，公知的热浸镀法、电镀法、蒸镀法等均可应用。另外，Al系镀层或Zn系镀层也可以是在镀覆工序后实施了合金化处理的镀层。

在本发明中，特别地在进一步提高热压构件的耐腐蚀性、且防止因热压成形时的熔融Zn引起的液态金属脆性裂纹的方面考虑，更优选Zn系镀层为Zn-Ni合金镀层。

需要说明的是，如果对赋予了Al系镀层或Zn系镀层的热压前的冷轧钢板进行热压，则Al系镀层或Zn系镀层中含有的镀层成分的一部分或全部扩散到基底钢板中而生成固溶相、金属间化合物，同时相反地，作为基底钢板成分的Fe扩散到Al系镀层中或Zn系镀层中而生成固溶相、金属问化合物。另外，在Al系镀层的表面生成含有Al的氧化物覆膜，在Zn系镀层的表面生成含有Zn的氧化物覆膜。

如果列举一例，则在对Al-Si镀层进行加热时，镀层向以含有Si的Fe-Al金属间化合物作为主体的镀层发生变化。另外，在对热镀Zn层、合金化热镀Zn层、电镀Zn层等进行加热时，形成在Fe中固溶有Zn的FeZn固溶相、ZnFe金属间化合物、表层的ZnO层等。此外，在对电镀Zn-Ni合金层进行加热时，形成在Fe中固溶有镀层成分的含有Ni的固溶层、以ZnNi作为主体的金属间化合物、表层的ZnO层等。

需要说明的是，在本发明中，如上所述，将通过对赋予了Al系镀层的热压前的冷轧钢板进行加热而形成的含有Al的镀层称为Al系镀层，将通过对赋予了Zn系镀层的热压前的冷轧钢板进行加热而形成的含有Zn的镀层称为Zn系镀层。

镀层的附着量没有特别限定，为一般的附着量即可。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。

接着，对本发明的热压构件的制造方法进行说明。

将具有上述成分组成(化学成分)的冷轧钢板加热至Ac₃相变点以上且1000℃以下的温度范围后进行热压，冷却至Ms点-200℃以下后，在再加热温度为100℃以上且220℃以下、保持时间为1分钟以上且40分钟以下的条件下进行再加热。

首先，对热压前的冷轧钢板的优选的制造条件进行说明。

[热轧工序]

钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉、真空熔炼炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，可以通过连铸法等公知的铸造方法制造为期望的尺寸。需要说明的是，代替连铸法而应用铸锭-开坯轧制法也没有任何问题。也可以对钢水进一步实施浇包精炼等二次精炼。

作为原材的钢坯优选在铸造后进行再加热并在1250℃以上且1400℃以下加热保持80分钟以上且180分钟以下后开始热轧。加热温度低于1250℃或加热时间少于80分钟时，Ti系析出物再固溶的量减少，热压后也残留粗大的Ti系析出物，因此耐延迟断裂特性降低。更优选为1270℃以上。另外，超过1400℃或加热时间超过180分钟时，结晶粒径粗大化，最终退火后不能得到期望的结晶粒径，因此耐延迟断裂特性降低。更优选为1350℃以下或150分钟以下。

需要说明的是，在本发明中，除了制造钢坯后冷却至室温然后进行再加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用不进行冷却而以温片的状态装入加热炉中、或者进行保温后立即进行轧制、或者在铸造后直接进行轧制的直送轧制等节能工艺。

精轧结束温度：850℃以上且950℃以下

为了通过钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低而提高退火后的耐延迟断裂特性，热轧需要在奥氏体单相区结束，因此精轧结束温度优选设定为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化，因此精轧结束温度的上限优选设定为950℃。

以80℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下

在热轧结束后的冷却过程中，奥氏体发生铁素体相变，但在高温下铁素体粗大化，因此通过在热轧结束后进行急冷，能够尽可能地使钢板组织均质化。进而，为了使Ti碳化物微细地分散或一部分固溶而实施急冷。因此，优选以80℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下。该平均冷却速度小于80℃/秒时，铁素体粗大化，因此热轧钢板的钢板组织变得不均匀，导致热压后的耐延迟断裂特性的降低。另一方面，冷却停止温度超过500℃时，热轧钢板的钢板组织内的Ti碳化物粗大化，因此热压后的耐延迟断裂特性降低。

卷取温度：500℃以下

卷取温度超过500℃时，热轧钢板的钢板组织内的Ti碳化物粗大化，因此热压后的耐延迟断裂特性降低。因此，在本发明中，卷取温度的上限优选设定为500℃。更优选为450℃以下。需要说明的是，关于卷取温度的下限，没有特别规定，但如果卷取温度变得过低，则生成过量的硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此优选为300℃以上。

[酸洗工序]

热轧工序后，实施酸洗，除去热轧板表层的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[冷轧工序]

进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧工序。该冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[退火工序]

在该退火工序中，通过进行冷轧后的再结晶而生成微细的铁素体晶粒。这使得等轴地微细地生成热压时的再结晶，使拉伸强度和耐延迟断裂特性提高。为此，优选以5℃/秒以上且35℃/秒以下的平均加热速度加热至600℃以上且700℃以下的温度范围，在均热温度为600℃以上且700℃以下的温度范围保持30秒以上且600秒以下后，从该均热温度冷却至室温。

平均加热速度：5℃/秒以上且35℃/秒以下

通过控制退火工序中的加热速度，能够使退火后的晶粒微细化。如果快速地进行加热，则再结晶难以进行，因此平均加热速度的上限优选设定为35℃/秒。另外，平均加热速度小于5℃/秒时，晶粒粗大化，因而热压后的结晶粒径粗大化，因此平均加热速度的下限设定为5℃/秒。

均热温度：600℃以上且700℃以下、保持时间：30秒以上且600秒以下

均热温度设定为比再结晶温度高的温度范围。该均热温度低于600℃或保持时间少于30秒时，再结晶没有充分地进行，因此热压后的耐延迟断裂特性降低。另一方面，均热温度超过700℃、或保持时间超过600秒时，Ti系碳化物粗大化。因此，优选设定为均热温度：600℃以上且700℃以下、保持时间：30秒以上且600秒以下。

需要说明的是，也可以对冷轧钢板实施表面光轧。此时优选的伸长率为0.05％以上且2.0％以下。

然后，可以实施热镀锌等镀覆处理，也可以不实施该镀覆处理而直接使用冷轧钢板。对于本发明的热压用冷轧钢板而言，可以作为通过上述制造工序制造的冷轧钢板使用，也可以根据目的进行用于施加Al系镀层或Zn系镀层的镀覆工序。

镀覆工序没有任何限定，公知的热浸镀法、电镀法、蒸镀法等均可应用。另外，也可以在镀覆工序后实施合金化处理。

接着，关于对得到的冷轧钢板进行的热压的制造条件进行说明。

在本发明中，将作为原材的冷轧钢板加热至Ac₃相变点以上且1000℃以下的温度范围后，进行热压，冷却至Ms点-200℃以下后在再加热温度为100℃以上且220℃以下、保持时间为1分钟以上且40分钟以下的条件下进行再加热。

首先，将上述冷轧钢板加热至Ac₃相变点以上且1000℃以下的温度范围。低于Ac₃相变点时，奥氏体分数降低，因此热压后马氏体分数小于95％，不能确保拉伸强度。另外，超过1000℃时，结晶粒径变得过度粗大，因此耐延迟断裂特性降低。加热时间没有特别限定，优选保持0秒以上且600秒以下。这是因为，超过600秒时，结晶粒径变得过度粗大，因此耐延迟断裂性降低。需要说明的是，在加热时所使用的加热炉没有特别限定，可以使用电炉、燃气炉、通电加热炉、远红外线加热炉等。

Ac₃相变点可以通过下式求出。

Ac₃相变点(℃)＝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％)。对于不含有的元素，作为0来计算。

将加热后的钢板输送到压力机，实施热压。热压时的温度没有特别限定，优选在550℃以上且800℃以下的范围进行热压。

热压后，冷却至Ms点-200℃以下。超过Ms点-200℃时，马氏体相变未结束，不能确保期望的钢板组织的体积分数。从确保马氏体的观点出发，冷却到达温度除了为Ms点-200℃以下以外，优选为140℃以下，更优选为120℃以下。

Ms点可以通过下式求出。

Ms点(℃)＝561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo

从热压结束后到冷却到达温度的冷却速度无需限定，但冷却速度与80℃/秒相比过快时，因马氏体韧性劣化而延迟断裂降低。另一方面，冷却速度与20℃/秒相比过慢时，难以确保强度。因此，冷却速度优选为20℃/秒以上且80℃/秒以下。

接着，在再加热温度为100℃以上且220℃以下、保持时间为1分钟以上且40分钟以下的条件下进行再加热。热压后实施再加热使渗碳体粗大化，因此在本发明中是重要的工序。其条件为在100℃以上且220℃以下的温度范围内实施1分钟以上且40分钟以下。再加热温度低于100℃时，固溶C量变多，耐延迟断裂特性降低。再加热温度超过220℃时，Ti碳化物粗大化，不能确保耐延迟断裂特性。另外，保持时间少于1秒时，固溶C量变多，耐延迟断裂性降低。保持时间超过40分钟时，Ti碳化物粗大化，不能确保耐延迟断裂特性。

通过上述，可以得到本发明的热压构件。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，本发明当然不受以下所述的实施例的限制，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，这些均包含在本发明的技术范围内。

将表1所示的成分组成的钢熔炼，通过连续铸造制成钢坯后，在表2所示的加热温度和精轧结束温度(FDT)下进行热轧。接着，将得到的热轧钢板以表2所示的平均冷却速度冷却至冷却停止温度后，冷却至卷取温度(CT)，卷取成卷材。

接着，将得到的热轧板进行酸洗后，实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。

对于由此得到的冷轧钢板，在连续退火线(CAL)或连续热镀覆线(CGL)中，在表2所示的条件下进行退火处理，对于通过了连续退火线(CAL)的钢板，得到了冷轧钢板(CR)。另外，对于通过了CGL的钢板，得到了热镀锌钢板(GI)和热镀铝钢板(AS)。需要说明的是，对于通过了CGL的钢板的一部分，在实施热镀锌处理后，进一步在550℃进行合金化处理，得到了合金化热镀锌钢板(GA)。此外，一部分利用CAL进行退火后，在电镀锌线(EGL)中，得到了电镀锌镍钢板(EZN)。

接着，对得到的冷轧钢板(包括镀覆钢板)实施热压。

热压中使用的模具是冲头宽度为70mm、冲头肩为R4mm、冲模肩为R4mm，成形深度为30mm。对冷轧钢板的加热根据加热速度而使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任一种，在大气中进行。另外，压制后的冷却是将钢板在冲头-冲模间的夹入和从夹入打开的冲模上的空冷组合进行，从压制(开始)温度冷却至室温。

从由此得到的热压构件的帽底部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。

另外，关于耐延迟断裂特性的试验，从热压构件的帽底部的位置裁取JIS 5号拉伸试验片，实施恒定载荷试验。在室温浸渍在pH＝3的盐酸的溶液中的同时施加载荷，评价有无断裂。将负荷应力设定为800MPa，在100小时以上未断裂的情况下将耐延迟断裂特性设定为良好(○)，在小于100小时发生断裂的情况下将耐延迟断裂特性设定为差(×)。

关于热压构件的马氏体的体积分数，以与热压前的冷轧钢板的轧制方向平行且与厚度方向平行的截面为观察面的方式从热压构件裁取试样，对观察面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分数。

热压构件中的原奥氏体的平均结晶粒径如下求出。以与热压前的冷轧钢板的轧制方向平行且与厚度方向平行的截面为观察面的方式从热压构件裁取试样，对观察面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，算出原奥氏体晶粒的等效圆直径，将它们的值进行平均而求出。

渗碳体的粒径使用TEM(透射电子显微镜)以15000倍的倍率对热压构件进行观察。使用Image-Pro，将下限设为0.005μm，算出其等效圆直径，由此求出粒径。粒径为0.10μm以上的渗碳体的个数换算为1μm²内存在的个数，将任意的20个部位的平均值作为本发明的粒径为0.10μm以上的渗碳体的个数。

Ti系碳化物的粒径使用TEM以20000倍的倍率对热压构件进行观察。使用Image-Pro，将下限设为0.005μm，算出其等效圆直径，由此求出粒径。粒径为0.10μm以下的Ti系碳化物的个数换算为1μm²内存在的个数，将任意的20个部位的平均值作为本发明的粒径为0.10μm以上的渗碳体的个数。

将结果示于表3中。

[表3]

※下划线为发明范围外

由表3的结果可知，本发明例均兼具2100MPa以上的拉伸强度和优良的耐延迟断裂特性。

Claims

1.一种热压构件，其成分组成为：以质量％计含有C：0.41％以上且0.53％以下、Si：0.01％以上且0.80％以下、Mn：1.0％以上且2.0％以下、P：0.03％以下、S：0.003％以下、Al：0.01％以上且0.10％以下、N：0.006％以下、Nb：0.003％以上且0.018％以下、Ti：0.008％以上且0.100％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下、Sb：0.003％以上且0.015％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，满足2.0≤Ti/Sb≤20.0，

所述热压构件的拉伸强度为2100MPa以上。

2.如权利要求1所述的热压构件，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Mo：0.35％以下、Cr：0.35％以下、V：0.05％以下、Ca：0.005％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或权利要求2所述的热压构件，其中，在所述热压构件的表面具有Al系镀层或Zn系镀层。

4.一种热压构件的制造方法，其中，将具有权利要求1或权利要求2所述的成分组成的冷轧钢板加热至Ac₃相变点以上且1000℃以下的温度范围后进行热压，冷却至Ms点-200℃以下后，在再加热温度为100℃以上且220℃以下、保持时间为1分钟以上且40分钟以下的条件下进行再加热。