热冲压成形体的制作方法

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术1.本发明涉及热冲压成形体。背景技术：2.汽车的碰撞安全基准的严格化得到进展，对于汽车构件要求碰撞性能的改善。对于碰撞性能的改善，存在用于即使受到冲击也不会变形而维持作为构件的形状的变形抑制构件、和用于通过弯曲变形而吸收碰撞的能量的冲击吸收构件。对于前者要求为具有高的韧性的材料。这是由于，即使受到冲击也不会变形而维持作为构件的形状是重要的。另外，对于后者要求为具有高的弯曲性的材料。这是由于，通过弯曲变形而吸收碰撞的能量是重要的。近年，中柱等部件中，适用兼具这些功能的部件。具体而言，部件内的上部侧使用具有变形抑制性能的材料、而稳定地确保乘务员空间，下部侧使用具有冲击吸收性能的材料、而积极地使部件变形的泰勒性质构件得到适用。3.专利文献1中记载了关于热冲压成形体的发明，该热冲压成形体具有规定的化学组成，具有以面积率计含有90％以上的下贝氏体、马氏体和回火马氏体中的至少一种、和平均晶粒直径为3μm以下的原始奥氏体的显微组织。根据该发明，原始奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下，进而使nb和mo中的1种或2种固溶于原始奥氏体晶界而使晶界的抗脆裂强度升高，由此得到比以往更优异的冲击吸收能力。4.专利文献2中记载了关于压力淬火钢部件的发明，其具有规定的化学组成，金相组织含有小于40％的贝氏体、小于5％的奥氏体、小于5％的铁素体，余量为马氏体，马氏体中含有经过自回火的马氏体。专利文献1中，通过热轧制后750～450℃期间的冷却速度控制于40～360℃/s、450～250℃期间的冷却速度控制于15～150℃/s，可以形成贝氏体和马氏体的自回火(auto-tempered)的混合组织，其结果，得到以ts计为950～1200mpa的强度、和根据vda-238弯曲标准求出的弯曲角度超过75度的弯曲性，从而可以改善碰撞吸收能量。5.现有技术文献6.专利文献7.专利文献1：日本特表2019-186931号公报8.专利文献2：日本特表2018-527457号公报技术实现要素：9.发明要解决的问题10.专利文献1的发明控制热精轧的条件、热冲压加热时的升温速度，从而将原始奥氏体的平均晶粒直径控制于3μm以下，但是对于马氏体的自回火没有谈及。11.专利文献2的发明记载了将经过自回火的马氏体的表面比率设为5％以上，但是仅记载了该测定利用光学显微镜或扫描电子显微镜检查断面、利用已知的方法进行图像解析，没有明确。而专利文献1的发明将ts：950～1200mpa、最大弯曲角度：超过75度作为目标，但是实施例中具体示出的是，最大为ts：1020mpa、α：101度，ts×α的计算值为103020。12.本发明是为了解决现有技术问题而提出的，其目的在于，提供拉伸强度ts为980mpa以上、并且具有优异的弯曲性的热冲压成形体。需要说明的是，优异的弯曲性指的是，将基于德国汽车工业会标准vda238-100(2017年4月版)求出的最大弯曲角度(以下也仅称为“最大弯曲角度”)设为α(度)时，ts和最大弯曲角度α的乘积(ts×α)为105000(mpa·度)以上且α为75(度)以上。13.用于解决问题的方案14.以往认为，对于热冲压成形体的碰撞能量的吸收性能的改善而言，直至产生裂纹为止(也就是说，直至弯曲角度最大为止)得到的吸收能量(eab1)是重要的。但是，通过本发明人等的研究判明，为了进一步改善热冲压成形体的碰撞能量的吸收性能(具体而言，ts×α设为105000(mpa·度)以上且α设为75(度)以上)，除了eab1的改善之外，提高裂纹传播时的吸收能量(eab2)也是重要的。15.判明为了提高该eab2，将热冲压成形体的金相组织设为马氏体主体、和将经过自回火的马氏体晶粒的比率(以下也称为“自回火量”)提高到以往以上是重要的。16.在此，自回火为由马氏体相变完成了的晶粒顺序地回火的现象，因此在低的温度下相变了的马氏体晶粒难以被回火。另外，在低的温度下生成的马氏体硬质且脆，因此通过充分回火而机械特性的改善代价增大。17.判明为了将自回火量提高到以往以上，减小马氏体相变开始温度(ms)与马氏体相变完成80％的温度(m80)之差(ms-m80)是重要的。为了减小ms-m80，与通常相比将热冲压时对坯料赋予的表面压力保持得高是重要的。其严密的理由不明确，但是推测，通过热冲压时的表面压力处于规定范围内，奥氏体的稳定度降低、马氏体相变容易早期地进行。因此，若与通常相比提供高的表面压力，则马氏体的大部分在比较高的温度下相变、自回火量也增加。通过如此施加表面压力，与现有技术相比能够提高经过自回火的晶粒的比率，可以改善碰撞吸收能量。需要说明的是，通常在热冲压中，钢材被加热，在软化了的状态下进行成形。因此，在高载荷下进行成形使制造成本升高，因此以往以极低的表面压力进行成形。本发明人等与这种技术常识相反发现上述新的见解。18.本发明是基于上述发现而提出的，主旨在于下述的热冲压成形体。19.(1)一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计为20.c：0.06％以上且小于0.20％、21.si：0.010～1.00％、22.mn：1.20～3.00％、23.p：0.100％以下、24.s：0.010％以下、25.al：0.010～0.500％、26.n：0.010％以下、27.nb：0.0010～0.020％、28.ti：0～0.10％、29.v：0～0.10％、30.cr：0～0.50％、31.mo：0～1.00％、32.b：0～0.0100％、33.ni：0～0.50％、34.rem：0～0.0100％、35.mg：0～0.010％、36.ca：0～0.0100％、37.co：0～2.0％、38.余量：fe和杂质，39.显微组织以面积率计为40.马氏体：85％以上，41.前述马氏体中的gaiq值为35000以上且小于45000的区域的比率为30面积％以上，42.拉伸强度ts(mpa)与基于德国汽车工业会标准vda238-100的最大弯曲角度α(度)的乘积ts×α为105000以上、并且前述α为75以上。43.(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，前述化学组成以质量％计含有选自44.ti：0.001～0.10％、45.v：0.001～0.100％、46.cr：0.010～0.50％、47.mo：0.010～1.000％、48.b：0.0001～0.010％、49.ni：0.001～0.50％、50.rem：0.001～0.010％、51.mg：0.001～0.010％、52.ca：0.001～0.010％和53.co：0.01～2.0％中的一种以上。54.(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，拉伸强度为980mpa以上。55.(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压成形体，其在热冲压成形后不被加热到350℃以上。56.(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热冲压成形体，其在表层具备镀覆层。57.发明的效果58.根据本发明，能够得到兼具ts：980mpa以上的高强度、和ts×α：105000(mpa·度)以上且α：75度以上的优异的弯曲性的热冲压成形体。附图说明59.图1表示经过自回火的晶粒和没有经过自回火的晶粒混在一起的试验片的gaiq值的分布(柱状图)。60.图2表示对于实施例的试验no.23的热冲压成形体，将gaiq值35000作为边界值进行2值化而制成的gaiq图。61.图3表示对于实施例的试验no.34的热冲压成形体的gaiq图。62.图4表示冲击力-位移曲线的示意图。具体实施方式63.以下对本实施方式的热冲压成形体及其制造方法进行详细说明。64.＜热冲压成形体的化学组成＞65.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。以下对于化学组成的％全部指的是质量％。[0066]“c：0.06％以上且小于0.20％”[0067]c是对于在热冲压成形体中得到980mpa以上的拉伸强度而言重要的元素。c含量小于0.06％时，马氏体为软质，难以确保充分的拉伸强度。因此c含量设为0.06％以上。另一方面，c含量为0.20％以上时，自回火没有进展，因此马氏体成为硬质，热冲压成形体的弯曲性降低，因此c含量设为小于0.20％。c含量的优选下限为0.07％、0.08％或0.09％、优选上限为0.17％、0.15％、0.13％或0.11％。[0068]“si：0.010～1.00％”[0069]si具有下述作用：具有抗回火软化、抑制由于热冲压淬火时的自回火所导致的强度降低。si含量小于0.010％时，存在得不到上述效果而得不到拉伸强度的情况、弯曲性劣化的情况，因此si含量设为0.010％以上。含有超过1.00％的si的情况下，ac3点升高，在热冲压加热时有可能不能形成奥氏体单相，热冲压成形体的显微组织成为不均匀的组织，因此弯曲性劣化。因此，si含量设为1.00％以下。si含量的优选下限为0.02％、0.10％、0.20％或0.30％、优选上限为0.90％、0.80％、0.70％或0.60％。[0070]“mn：1.20～3.00％”[0071]mn是对于提高钢的淬火性、稳定地确保980mpa以上的拉伸强度而言有用的元素。mn含量小于1.20％时，淬火性不足，在热冲压成形体中，难以确保980mpa以上的拉伸强度。因此，mn含量设为1.20％以上。另一方面，若mn含量超过3.00％则助长显微偏析，组织不均匀，因此容易产生破坏，热冲压成形体的弯曲性降低，因此将3.00％设为上限。mn含量的优选下限为1.30％、1.50％、1.70％或1.80％，优选上限为2.70％、2.50％或2.30％。[0072]“p：0.100％以下”[0073]p为在晶界偏析、使晶界强度降低的元素。若p含量超过0.100％则晶界的强度显著降低、而热冲压成形体的韧性、弯曲性降低。因此，p含量设为0.100％以下。p含量的上限优选为0.050％、0.030％、0.020％或0.015％。对于p含量的下限没有特别限定，但是若降低到小于0.0001％则脱p成本大幅升高，在经济上不优选。实际操作上，p含量可以为0.0001％以上。[0074]“s：0.010％以下”[0075]s为在钢中形成夹杂物的元素。若s含量超过0.010％则在钢中生成成为弯曲裂纹起点的大量夹杂物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，s含量设为0.010％以下。s含量的上限优选为0.0060％、0.0040％或0.0030％。s含量的下限没有特别限定，但是若降低到小于0.00015％则脱s成本大幅升高，在经济上不优选。实际操作上，s含量可以设为0.00015％以上。[0076]“al：0.010～0.500％”[0077]al是具有将钢液脱氧而将钢健全化(抑制在钢产生气孔等缺陷)的作用的元素。al含量小于0.01％时，不能充分进行脱氧，因此al含量设为0.01％以上。al含量的下限优选为0.010％、0.020％或0.030％。另一方面，若al含量超过0.500％则在钢中生成成为弯曲裂纹起点的粗大的氧化物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，al含量设为0.500％以下。al含量的优选上限为0.400％、0.300％、0.100％或0.080％。[0078]“n：0.010％以下”[0079]n是杂质元素，是在钢中形成成为弯曲裂纹起点的氮化物而使热冲压成形体的弯曲性劣化的元素。若n含量超过0.010％则在钢中生成粗大的氮化物而热冲压成形体的弯曲性显著降低。因此，n含量设为0.010％以下。n含量的上限优选为0.0075％、0.0060％或0.0050％。对n含量的下限没有特别限定，但是若降低到小于0.0001％则脱n成本大幅升高、在经济上不优选。实际操作上n含量可以设为0.0001％以上。[0080]“nb：0.0010～0.020％”[0081]nb是通过固溶强化而改善热冲压成形体的强度并且通过形成碳氮化物而有助于原始奥氏体晶粒的晶粒细化、使弯曲性改善的元素。为了发挥上述效果，nb含量设为0.0010％以上。nb含量的下限更优选为0.002％、0.003％或0.004％。另一方面，若含有超过0.020％的nb则过量生成使弯曲性劣化的铁素体，热冲压成形体的弯曲性有可能降低，因此nb含量设为0.020％以下。由此，可以使金相组织中的铁素体以面积率计小于5％。nb含量的上限更优选为0.015％、0.011％或0.008％。[0082]“ti：0～0.10％”[0083]ti由于通过形成碳氮化物而消耗固溶氮、抑制bn的形成，由此确保淬火性确保所需要的固溶b量，因此可以根据需要含有。ti含量的下限设为0％。为了得到上述效果，ti含量优选设为0.001％以上。ti含量更优选设为0.002％以上。另一方面，若含有超过0.10％则生成成为弯曲裂纹起点的粗大的tin，因此弯曲性劣化。ti含量优选设为0.10％以下。ti含量的上限更优选为0.08％、0.05％或0.03％。[0084]“v：0～0.10％”[0085]v是通过固溶强化而使热冲压成形体的强度改善的元素。另外，v是通过形成碳氮化物而有助于原始奥氏体晶粒的晶粒细化、使弯曲性改善的元素。因此可以根据需要含有。v含量的下限为0％。为了得到上述效果，v含量优选设为0.001％以上。优选v含量为0.05％以上。若超过0.10％则奥氏体晶粒的微细化过度进展、淬火性降低、有可能形成铁素体，因此热冲压成形体的弯曲性降低。因此，v含量设为0.10％以下。v含量的上限优选为0.08％、0.05％或0.02％。[0086]“cr：0～0.50％”[0087]cr是提高淬火性、抑制使弯曲性劣化的铁素体的形成的元素，因此可以根据需要含有。cr含量的下限为0％。为了得到上述效果，优选含有0.010％以上。更优选下限为0.02％。但是，cr是由于使ms点低温化、在热冲压成形时的冷却过程中抑制自回火的元素。cr含量优选设为0.50％以下。cr含量的上限更优选为0.40％、0.20％、0.10％或0.04％。[0088]“mo：0～1.00％”[0089]mo是通过固溶强化而改善热冲压成形体的强度，并且提高钢的淬火性、抑制使弯曲性劣化的铁素体的形成的元素，因此可以根据需要含有。mo含量的下限为0％。为了得到上述效果，优选含有0.010％。mo含量的优选下限为0.015％。另一方面，即使含有超过1.00％、上述效果也饱和、而且导致合金成本的升高，因此mo含量设为1.00％以下。mo含量的上限更优选为0.80％、0.40％、0.10％、0.06％或0.03％。[0090]“b：0～0.0100％”[0091]b是在晶界偏析而提高钢的淬火性的元素，因此可以根据需要含有。b含量的下限为0％。为了得到上述效果，优选含有0.0001％。b含量优选为0.0005％以上。另一方面，若含有超过0.0100％的b则形成成为弯曲裂纹起点的粗大的bn、使弯曲性劣化。由此，b含量设为0.0100％以下。b含量的上限更优选为0.0075％、0.0040％、0.0020％、0.0015％、0.0010％或0.0003％。[0092]“ni：0～0.50％”[0093]ni是固溶于奥氏体、提高钢的淬火性、对于稳定地确保980mpa以上的强度而言有用的元素，因此可以根据需要含有。ni含量的下限为0％。为了得到上述效果，ni含量优选设为0.001％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，上述效果也饱和且导致合金成本升高，因此ni含量优选设为0.50％以下。ni含量的优选下限为0.01％，优选上限为0.40％、0.20％、0.10％、0.07％或0.03％。[0094]“rem：0～0.0100％”[0095]rem是具有将钢液脱氧而将钢健全化的作用的元素，使弯曲性改善，因此可以根据需要含有。rem含量的下限为0％。但是，即使rem含量超过0.010％来含有，上述效果也饱和，而且导致成本升高，因此rem含量优选设为0.010％以下。rem含量的优选下限为0.0002％、更优选下限为0.0005％。另外，rem的优选上限为0.0080％、0.0050％、0.0030％或0.0020％。[0096]需要说明的是，本实施方式中，rem指的是包含sc、y和镧系元素的总计17种元素。本实施方式中，rem的含量指的是这些元素的总含量。[0097]“mg：0～0.010％”[0098]mg是具有将钢液脱氧而将钢健全化的作用的元素，使弯曲性改善，因此可以根据需要含有。但是即使含有超过0.010％，上述效果也饱和，而且导致成本升高，因此mg含量优选设为0.010％以下。mg含量的下限为0％。mg含量的优选下限为0.0001％、更优选下限为0.0005％。另外，mg的优选上限为0.008％、0.005％或0.003％。[0099]“ca：0～0.0100％”[0100]ca是具有将钢液脱氧而将钢健全化的作用的元素，使弯曲性改善，因此可以根据需要含有。但是，即使ca含量超过0.010％来含有，上述效果也饱和，而且导致成本升高，因此ca含量优选设为0.010％以下。ca含量的下限为0％。ca含量的优选下限为0.001％、更优选下限为0.005％。另外，ca的优选上限为0.0080％、0.0050％、0.0030％或0.0020％。[0101]“co：0～2.0％”[0102]co是具有使ms点升高的作用的元素、是使弯曲性改善的元素，因此可以根据需要含有。co含量的下限为0％。为了发挥上述效果，co含量优选设为0.01％以上。更优选为0.02％以上。另一方面，若co含量超过2.0％则钢的淬火性降低、难以确保980mpa以上的强度，因此co含量优选为2.0％以下。co含量的上限更优选为1.5％、1.2％、0.8％、0.3％或0.1％。[0103]本实施方式的热冲压成形体的化学组成的余量为fe和杂质。作为杂质，可例示出由钢原料或废料不可避免地混入的、和/或在制钢过程中不可避免地混入的、在不会阻碍本实施方式的热冲压成形体的特性的范围内容许的元素。[0104]＜热冲压成形体的显微组织＞[0105]接着对本实施方式的热冲压成形体的显微组织进行说明。[0106]“马氏体中的gaiq值为35000以上且小于45000的区域的比率为30面积％以上”[0107]本发明的最大特征在于，在热冲压成形时的冷却过程中，使显微组织向马氏体相变，然后将位错密度比较高的马氏体晶粒自回火、而形成位错密度比较低的晶粒，从而改善弯曲性。由此，将经过自回火的马氏体晶粒的比率定量化是重要的。在此，本发明人等对该测定方法进行研究、对求出经过自回火的马氏体晶粒的比率的方法进行深入研究，结果确立了，利用电子背散射衍射法测定试验片的金相组织，对所得到的测定数据内具有bcc结构的金相组织利用grain average image quality(晶粒平均图像质量、gaiq)参数进行解析的方法。具体的方法在后段进行说明。[0108]图1表示经过自回火的晶粒和没有自回火的晶粒混在一起的试验片的gaiq值的分布(柱状图)。gaiq值由于越高则位错密度越低、越低则位错密度越高，因此为可以反映晶粒的位错密度的参数。并且如图1所示可知，该试验片中的柱状图由2个峰构成。即，若观察gaiq值的柱状图则能够将通过自回火而位错密度降低了的晶粒、和没有自回火而位错密度仍然高的晶粒分离。试验片中的柱状图由2个峰构成的倾向在各种材料中都得到确认。由此，具有本发明成为对象的机械强度和金相组织的热冲压成形体的情况下，gaiq值为35000以上且小于45000的区域符合经过自回火的马氏体晶粒。[0109]需要说明的是，gaiq值为45000以上时，通过金相组织学的调查，确认主要通过铁素体构成。另外，通过同样的调查也确认贝氏体(上贝氏体和下贝氏体)的gaiq值为35000以上且小于45000。[0110]图2表示将gaiq值35000作为边界值进行2值化而制成的gaiq图。根据图2所示的gaiq图，可以简便地将通过自回火而位错密度降低了的晶粒可视化，另外，“马氏体中的gaiq值为35000以上且小于45000的区域”设为存在经过自回火的马氏体晶粒的区域，可以算出其比率(面积率)。[0111]并且，本发明中，若马氏体中的gaiq值为35000以上且小于45000的区域的比率为30面积％以上，则可以在显微组织中充分增加经过自回火的马氏体晶粒，因此可以使热冲压成形体的弯曲性改善。需要说明的是，该比率优选为40面积％以上。另一方面，对于该比率的上限没有特别限制，但是若经过自回火的区域过多则存在有可能不能确保980mpa以上的强度这种问题，因此马氏体中的gaiq值为35000以上且小于45000的区域的比率的上限优选为95面积％、更优选90面积％。[0112]本发明的热冲压成形体的显微组织将马氏体(包含回火马氏体)作为主体。特别是对于显微组织，马氏体以面积率(面积％)计为85％以上。马氏体分数的下限以面积率计更优选为87％、90％、93％、95％或97％。对于显微组织中的马氏体以外的余量组织没有特别限制，可列举出铁素体、上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体等。另外，这些组织中可以含有铁碳化物等。马氏体以外的余量组织以面积率计为15％以下。余量组织的上限以面积率计优选为13％、10％、7％、5％或3％。特别是若铁素体过量生成则导致弯曲性的劣化和强度降低，因此以面积率计优选小于5％。马氏体和铁素体以外的组织以面积率计为15％以下、优选为10％以下、更优选5％以下或3％以下。马氏体和铁素体以外的组织例如可以定义为选misorientation”功能得到grain average misorientation image quality图(gaiq图)。所得到的gaiq图中，将gaiq值的解析对象限定于具有bcc结构的金相组织(铁素体、马氏体、贝氏体)后，特定gaiq值为35000以上且小于45000的区域。也就是说，gaiq值的解析对象不包含bcc结构以外的其他组织、例如具有fcc结构的残余奥氏体等。如前文所述贝氏体的gaiq值为35000以上且小于45000、铁素体的gaiq值为45000以上。因此接着使用“highlight”功能将利用上述2次电子图像(拍摄倍率：10000倍)特定的贝氏体去除，由此导出gaiq值为35000以上且小于45000的马氏体的面积率。[0123]即，首先记录利用二次电子图像特定的贝氏体的图像。接着利用ebsd制成相同视野的gaiq图，将gaiq值的解析对象限定于具有bcc结构的金相组织(铁素体、马氏体、贝氏体)后，抽出符合gaiq为35000以上且小于45000的硬质组织。在该时刻将gaiq为45000以上的铁素体、gaiq小于35000的马氏体和残余奥氏体排除，抽出gaiq为35000以上且小于45000的马氏体和贝氏体。进而对于这些组织，使用oim analysis的highlight功能特定具有规定的gaiq值的马氏体。highlight功能指的是由所制成的图抽出、表示所指定的晶粒的数据的功能。具体而言，将二次电子图像和gaiq图重叠，通过highlight功能将利用二次电子图像判定为贝氏体的区域排除。通过上述步骤，剩余的硬质组织作为gaiq为35000以上且小于45000的马氏体特定。[0124]本发明的热冲压成形体可以在表面具备镀覆层。这是为了抑制热冲压工序中的氧化皮生成、改善热冲压成形构件的耐蚀性等。[0125]作为热浸镀金属，为热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、进而热浸镀铝-锌等。若热浸镀金属层为硬质则有可能在热冲压成形时产生裂纹而热冲压成形构件的耐蚀性劣化。因此，热浸镀金属优选为镀覆层为软质的热浸镀锌、合金化热浸镀锌。[0126]热浸镀金属为热浸镀锌、合金化热浸镀锌的情况下，对钢板表面实施的镀覆的附着量优选为每单面3～800g/m2。若镀覆附着量每单面小于3g/m2则难以切实地得到耐蚀性的改善效果。另一方面，若镀覆附着量每单面超过800g/m2则在焊接时容易产生气孔等缺陷。从耐蚀性改善和成本升高的抑制的观点考虑，镀覆附着量更优选为10～200g/m2。[0127]特别是为了抑制热冲压成形前的镀覆覆膜的蒸发而改善热压制成形构件的耐蚀性，优选镀覆为合金化热浸镀锌。作为合金化热浸镀锌的合金化度，优选镀覆覆膜中的fe含量为3％以上且25％以下。若镀覆覆膜中的fe含量小于3％则不能充分抑制热冲压成形时的镀覆覆膜的蒸发，另一方面若镀覆覆膜中的fe含量超过25％则热冲压成形构件的粉化性劣化。[0128]从抑制镀覆覆膜的蒸发以及确保粉化性的观点考虑，镀覆覆膜中的fe含量进一步优选为7～18％。需要说明的是，可以在镀锌层或合金化热浸镀锌层的表面进一步实施有机系或无机系的覆膜。[0129]＜热冲压成形体的拉伸强度等＞[0130]本实施方式的热冲压成形体的拉伸强度ts设为980mpa以上。根据需要可以将拉伸强度ts设为1000mpa以上、1040mpa以上、1080mpa以上或1120mpa以上。无需特别规定其上限，可以设为小于1500mpa、1400mpa以下、1350mpa以下或1300mpa。本实施方式的热冲压成形体的拉伸强度ts(mpa)与最大弯曲角度α(度)的乘积设为105000以上。根据需要可以将该乘积设为108000以上、110000以上、113000以上或116000以上。无需特别规定该乘积的上限，可以设为150000以下、140000以下、130000以下或120000以下。对本实施方式的热冲压成形体的厚度无需特别限定，可以设为0.3～6.0mm左右。根据需要，其下限可以设为0.4mm、0.6mm、0.8mm、1.0mm或1.2mm，其上限可以设为5.0mm、4.5mm、4.0mm、3.6mm、3.2mm、2.8mm。[0131]＜热冲压成形体的制造方法＞[0132]接着对本实施方式的热冲压成形体的优选制造方法进行说明。首先对适用于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。[0133](热冲压用钢板的制造方法)[0134]准备具有上述化学组成的板坯，例如通过下述制造方法制造热冲压用钢板。[0135]“加热工序”[0136]供于热轧的板坯只要为利用常规方法制造的板坯即可，例如只要为连续铸造板坯、利用薄板坯连铸机等通常的方法制造的板坯即可。将具有前述化学组成的钢材供于热轧，通过热轧工序加热到1200℃以上，在该温度下进行20分钟以上的均热处理。加热温度低于1200℃的情况、均热保持小于20分钟的情况下，ti等粗大夹杂物的再溶解没有进展，作为破坏起点残留，因此弯曲性有可能劣化。优选加热温度为1250℃以上、均热保持时间为25分钟以上。加热温度的优选上限为1350℃、均热保持时间的优选上限为120分钟。[0137]“精轧工序”[0138]接着，优选在ar3点以上的温度范围进行精轧。若在低于ar3点的温度下结束精轧则形成双相区轧制，因此轧制中的板形状有可能劣化。因此，精轧温度优选设为ar3点以上、更优选ar3+30℃以上。精轧温度的优选上限为1050℃。ar3点通过下述式(1)表示。(1)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。[0139]ar3点(℃)＝910-203×c0.5+66×si-25×mn+700×p-11×cr+109×al+400×ti-15.2×ni+104×v+31.5×moꢀꢀ式(1)[0140]“卷取工序”[0141]将上述经过精轧的钢板在750℃以下卷取为卷材。若卷取温度超过750℃则生成大量的氧化皮，下一工序的酸洗工序中的氧化皮去除变得困难，因此卷取温度设为750℃以下。优选为600℃以下。卷取温度的优选下限为350℃。[0142]对于上述热轧钢板，根据需要可以实施以软质化作为目的的再加热处理。另外，也可以供于冷轧、连续退火、连续热浸镀锌工序。[0143]冷轧可以为以通常的压下率、例如30～90％进行的冷轧。[0144]在冷轧板的表面设置镀覆层的情况下，根据热冲压工序中的氧化皮生成的抑制、热冲压成形构件的耐蚀性改善等目的，可以实施公知的各种热浸镀金属、电镀等。[0145](热冲压成形体的制造方法)[0146]使用如上所述得到的热冲压用钢板、例如利用下述制造法制造热冲压成形体。[0147]“加热工序”[0148]热冲压工序中，以平均加热速度150℃/s以下进行加热。平均加热速度超过150℃/s的情况下，碳化物的再溶解没有进展，奥氏体中的碳浓度局部地不均匀，自回火量产生偏差，因此形成不均匀的组织，弯曲性有可能劣化。优选以100℃/s以下进行加热。加热速度的下限没有特别限定，但是从生产率的观点考虑更优选为1℃/s以上、更优选2℃/s以上。加热温度设为ac3点以上，在该温度范围保持10～300秒后，进行热成形。加热温度低于ac3点的情况下，形成双相区加热，产生铁素体的析出，因此形成不均匀组织，并且碳化物再溶解没有进展，因此存在弯曲性劣化这种问题。因此，加热温度的下限设为ac3点以上。优选为ac3+20℃。加热温度的上限没有特别限定，但是由于温度越高则加热成本越升高，因此从生产成本的观点考虑，加热温度的上限设为ac3点+100℃以下。优选为ac3点+80℃以下。ac3点通过下述式(2)表示。(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。[0149]ac3点(℃)＝910-203×c0.5+66×si-25×mn+700×p-11×cr+109×al+400×ti-15.2×ni+104×v+31.5×moꢀꢀ式(2)[0150]“成形工序”[0151]成形工序在650～800℃的温度范围以对热冲压用钢板赋予满足下述式(3)所示的条件的表面压力p(mpa)的方式进行。表面压力p为对热冲压用钢板赋予的单位面积的加压力，由加压力/热冲压用钢板的面积求出。[0152]-0.65ms+400≤p≤200ꢀꢀ式(3)[0153]其中，上述式(3)中的ms可以通过下述式(4)求出。[0154]ms＝539-423(％c)-30(％mn)-12(％cr)-17(％ni)-7.5(％mo)ꢀꢀ式(4)[0155]在此，若通过对被加热至奥氏体区的热冲压用钢板赋予充分高的表面压力，提供剪切变形，则在奥氏体晶界产生应力集中、而容易进行马氏体相变。其结果，可以升高马氏体相变完成80％的温度(m80)，作为结果，能够减小差(ms-m80)。并且若在这种条件下进行成形则容易进行马氏体相变、马氏体晶粒自回火的温度升高，因此能够增多热冲压成形体的经过自回火的马氏体晶粒的比率。[0156]由此，需要对热冲压用钢板赋予“‑0.65ms+400”以上的表面压力p。另一方面，表面压力p由于与加压机的设备能力的关系，而200mpa为实质上的上限。[0157]若ms点升高则马氏体相变开始的温度升高，随之经过自回火的马氏体晶粒也增加。因此，ms点优选为250℃以上、更优选290℃以上。从抑制因自回火的过度促进所伴随的碳化物粗化而弯曲性劣化这种理由出发，ms点的上限优选设为550℃。ms点的上限更优选设为500℃。[0158]需要说明的是，热压使用比较小型的加压装置。这是由于，将由加热装置抽出的经过加热的钢板在仍然高温的状态下装入到加压力非常大的大型的加压装置、进行加压加工并非容易；若利用大型的加压装置进行的加工作为前提则制造成本非常大；毕竟由于被加热至奥氏体区的热冲压用钢板容易变形，无需使用大型的加压装置等。因此，以往的热压加工时的表面压力非常小、成为小于前述式(3)的范围的下限的表面压力。[0159]“冷却工序”[0160]热冲压成形后直至250℃为止的温度范围的冷却速度(平均冷却速度)优选设为20℃/s以上且500℃/s以下。通过将热冲压成形后直至250℃为止的冷却速度控制于20℃/s以上且500℃/s以下，能够使热冲压成形体的显微组织形成马氏体(回火马氏体)。冷却速度小于20℃/s的情况下，没有进行淬火而在显微组织中形成铁素体等软质相，有可能低于热冲压成形体的980mpa的拉伸强度。因此，冷却速度设为20℃/s以上为宜。优选为30℃/s以上。另一方面，冷却速度超过500℃/s的情况下，马氏体的自回火没有进展、弯曲性有可能劣化。因此冷却速度设为500℃/s以下。优选为300℃/s以下。[0161]另一方面，对于提高经过自回火的马氏体晶粒的比率而言，尽可能降低250℃以下[0171]弯曲性基于德国汽车工业会标准vda238-100(2017年4月版)在以下的测定条件下进行评价。本发明中，将通过弯曲试验得到的最大载荷时的位移按照vda基准转换为角度、求出最大弯曲角度α。ts(mpa)与最大弯曲角度α(度)的乘积为105000(mpa·度)以上且α为75(度)以上判断为弯曲试验的合格。[0172](测定条件)[0173]试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(轧制直角方向)[0174]弯曲棱线：以弯曲棱线成为轧制直角方向的方式利用冲头压入[0175]试验方法：辊支承、冲头压入[0176]辊直径：φ30mm[0177]冲头形状：前端r＝0.4mm[0178]辊之间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm[0179]压入速度：20mm/分钟[0180]试验机：shimadzu autograph 20kn[0181]“评价方法”[0182]拉伸强度为980mpa以上且弯曲性试验为合格的情况判断为强度和弯曲性优异。上述2种性能中，任意一种均不满足的情况下，判断强度和弯曲性差。[0183]“龟裂传播特性”[0184]龟裂传播特性通过以下的方法评价。由热冲压后的钢板(热冲压成形体)采集板厚1.2mm、长度55mm、宽度10mm的夏比试验片。将试验片的长度方向作为轧制方向，在与轧制方向垂直的方向加工长度2mm的v缺口。将所制作的试验片重叠3张并利用螺钉固定，供于仪表化冲击试验。仪表化冲击试验在室温下进行，测定从试验开始直至结束为止的时间和冲击力。由仪表化冲击试验的试验速度和所计测的时间的乘积算出位移。夏比试验片的断面的长度为8mm，因此在位移为8mm以上区域观测到的冲击力的平均值作为本底。由全部测定点的冲击力减去本底后，制成冲击力-位移曲线。[0185]图4表示冲击力-位移曲线的示意图。对于所得到的冲击力-位移曲线，算出从位移为0mm直至8mm为止的曲线下的面积，所得到的值作为总冲击能量。接着，寻找冲击力-位移曲线的急剧降低开始的冲击力(图4中的龟裂产生时)，求出所对应的位移(龟裂产生时位移)。算出从位移0mm直至龟裂产生时位移为止的曲线下的面积，作为龟裂产生能量。由总吸收能量减去龟裂产生能量得到的值作为龟裂传播能量。龟裂传播能量相对于总冲击能量的比率作为龟裂的传播阻力的指标。该龟裂传播能量相对于总冲击能量的比率为10％以上的情况作为龟裂的传播阻力优异、判定为合格(○)，小于10％的情况判定为不合格(×)。[0186][表1][0187][0188][表2][0189]表2[0190][0191]下划线指的是脱离本发明中规定的范围或推荐的制造条件。[0192][表3][0193]表3[0194][0195]下划线指的是脱离本发明中规定的范围或评价基准。[0196]①指的是单位晶粒内的平均iq值为35000以上且小于45000的比率。[0197]如表1～3所示那样，满足本发明中规定的条件的例子的机械特性均优异。不满足本发明中规定的条件的例子的机械特性均差。[0198]试验no.1由于低于c含量的下限，因此马氏体成为软质、得不到980mpa以上的拉伸强度。试验no.5由于超过c含量的上限，因此自回火量降低，结果马氏体成为硬质、龟裂传播阻力劣化。试验no.6由于低于si含量的下限，因此得不到抗回火软化、得不到980mpa以上的拉伸强度。试验no.10由于超过si含量的上限，因此热冲压加热时没有形成奥氏体单相，成形体的显微组织成为不均匀的组织，因此得不到980mpa以上的拉伸强度，另外弯曲性也劣化。试验no.11由于低于mn含量的下限，因此淬火性劣化、得不到980mpa以上的拉伸强度、弯曲性也劣化。试验no.15由于超过mn含量的上限，因此由于显微偏析而弯曲性劣化。[0199]试验no.16由于超过p含量的上限，因此由于晶界偏析而晶界强度降低、弯曲性劣化。试验no.17由于超过s含量的上限，因此生成大量的夹杂物、弯曲性劣化。试验no.18由于低于al含量的下限，因此在钢中产生气孔、弯曲性劣化。试验no.19由于超过al含量的上限，因此生成粗大的al氧化物、弯曲性劣化。试验no.20由于超过n含量的上限，因此生成粗大的氮化物、弯曲性劣化。试验no.21由于低于nb含量的下限，因此原始奥氏体晶粒组织变得粗大、弯曲性劣化。试验no.22由于超过nb含量的上限，因此原始奥氏体晶粒微细化、生成铁素体，因此ts降低而弯曲性劣化。[0200]试验no.33由于热冲压加热温度过低而奥氏体单相化没有充分进展、生成铁素体，因此弯曲性劣化。试验no.34由于低于表面压力的下限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。试验no.35形成超过加压能力的负荷、不能成形、不能进行显微组织和机械特性的评价。试验no.36由于成形～250℃的冷却速度低于下限，因此没有进行淬火、得不到980mpa以上的拉伸强度、另外弯曲性也劣化。试验no.37由于成形～250℃的冷却速度超过上限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。[0201]试验no.38由于250～100℃的冷却速度超过上限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。试验no.39由于热冲压加热温度过低而奥氏体单相化没有充分进展、生成铁素体，因此弯曲性劣化。试验no.40由于低于表面压力的下限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。试验no.41形成超过加压能力的负荷、不能成形、不能进行显微组织和机械特性的评价。试验no.42由于成形～250℃的冷却速度低于下限，因此没有进行淬火、得不到980mpa以上的拉伸强度、另外弯曲性也劣化。[0202]试验no.43由于成形～250℃的冷却速度超过上限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。试验no.44及45由于250～100℃的冷却速度超过上限，因此自回火量不足、弯曲性劣化。试验no.46及47，通过热冲压成形后的高温回火而满足gaiq为35000以上且小于45000的面积率为30％以上的条件。但是，这些例子中，低于表面压力的下限、自回火量不足、拉伸强度低于980mpa、另外碳化物粗化而成为弯曲裂纹起点、促进龟裂传播、弯曲性劣化。试验no.48低于表面压力的下限，虽然热冲压成形后实施回火，但是自回火量不足、弯曲性劣化。[0203]另外可知，如图2所示那样，对于作为发明钢的试验no.23而言，位错密度低的区域多，如图3所示那样，对于作为比较钢的试验no.34而言，位错密度高的区域多。[0204]产业上的可利用性[0205]根据本发明，能够得到兼具ts：980mpa以上的高强度、和ts×α：105000(mpa·度)以上且α：75度以上的优异的弯曲性的热冲压成形体。









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