CN103620075A - 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板 - Google Patents

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Abstract

提供一种通过热压成形法成形薄钢板的热压成形品，其金属组织由如下构成：分别含有马氏体：80～97面积%、残留奥氏体：3～20面积%，余量组织：5面积%以下，由此能够将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围内，且为高延展性。

Description

热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
技术领域
本发明涉及汽车零件的结构构件所使用的要求强度的热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板，特别是涉及将预先加热的钢板（坯料）成形加工成规定的形状时，在赋予形状的同时实施热处理而得到规定的强度的热压成形品、这样的热压成形品的制造方法和热压成形用薄钢板。
背景技术
作为源于地球环境问题的汽车燃油效率提高的对策之一，车体的轻量化推进，需要尽可能地使汽车所使用的钢板高强度化。然而，若为了汽车的轻量化而使钢板高强度化，则延伸率EL和r值（兰克福特值）降低，冲压成形性和形状冻结性会劣化。
为了解决这样的课题，在零件制造中采用热压成形法，其是通过将钢板加热至规定的温度（例如，成为奥氏体相的温度）而降低强度（即，容易成形）后，相比薄钢板以较低温（例如室温）的金属模具成形，由此在赋予形状的同时，进行利用了两者的温度差的急冷热处理（淬火），以确保成形后的强度。
根据这样的热压成形法，因为在低强度状态下成形，所以回弹也小（形状冻结性良好），并且通过使用添加有Mn、B等的合金元素的淬火性良好的材料，通过急冷能够得到抗拉强度为1500MPa级的强度。还有，这样的热压成形法，除了热压法以外，还以热成形法、热冲压法、热压印法、模压淬火法等各种各样的名称称呼。
图1是表示用于实施上述这样的热压成形（以下，以“热冲压”代表）的金属模具构成的概略说明图，图中1表示冲头，2表示冲模，3表示压边圈，4表示钢板（坯料），BHF表示压边力，rp表示冲头肩半径，rd表示冲模肩半径，CL表示冲头/冲模间的间隙。另外，这些零件之中，冲头1和冲模2其构成方式为，在各自的内部形成有能够使冷却介质（例如水）通过的通路1a、2a，使该通路中通过冷却介质而使这些构件得到冷却。
使用这样的金属模具进行热冲压（例如，热深拉加工）时，将钢板（坯料）4加热至Ac3相变点以上的单相域温度，在使之软化的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢板4夹在冲模2与压边圈3间的状态下，由冲头1将钢板4压入冲模2的孔内（图1的2、2间），一边缩小钢板4的外径一边成形为冲头1的外形所对应的形状。另外，通过与成形同时对冲头1和冲模2进行冷却，进行从钢板4向模具（冲头1和冲模2）的排热，并且在成形下死点（冲头前端位于最深部的时刻：图1所示的状态）进一步保持冷却而实施原材的淬火。通过实施这样的成形法，能够得到尺寸精度良好的1500MPa级的成形品，而且与冷态下成形同等强度级别的零件的情况比较，能够减小成形载荷，因此压力机的容量很小就行。
作为目前广泛使用的热冲压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。在该钢板中，抗拉强度为1500MPa，延伸率为6～8%左右，适用于耐冲击构件（碰撞时不会极度变形，不会断裂的构件）。另外，增加C含量，以22MnB5钢为基础，进一步进行高强度化（1500MPa以上，1800MPa级）的钢板开发也在进行。
但是，22MnB5钢以外的钢种几乎无法适用，现状是控制零件的强度、延伸率（例如，低强度化：980MPa级，高延伸率化：20%等），将适用范围扩展到耐冲击构件以外的钢种、施工方法的研究几乎没有进行。
在中型以上的乘用车中，在侧面碰撞时和后方碰撞时考虑到兼顾性（小型车碰撞时也保护对方侧的机能），在B柱和后纵梁的零件内，有使其拥有耐冲击性部位和能量吸收部位的两种功能的情况。为了制作这样的构件，至今为止，例如对于980MPa级的高强度超高张力钢和有440MPa级的延伸率的高张力钢进行激光焊接（拼焊板：TWB），并进行冷压成型的方法是主流。然而，最近，以热冲压个别创建零件内的强度的技术的开发得到推进。
例如，在非专利文献1中，提出一种对于热冲压用的22MnB5钢和以金属模具进行淬火仍无法达到高强度的材料进行激光焊接（拼焊板：TWB），并进行热冲压的方法，分别在高强度侧（耐冲击部位侧）创建抗拉强度：1500MPa（延伸率6～8%），在低强度侧（能量吸收部位侧）创建抗拉强度：440MPa（延伸率12%）。另外，作为用于在零件内分别创建强度的技术，也提出有例如非专利文献2～4这样的技术。
在上述非专利文献1、2的技术中，在能量吸收部位侧，抗拉强度为600MPa以下，延伸率为12～18%左右，但需要事先进行激光焊接（拼焊板：TWB），工序增加并且成本高。另外，要加热本来不需要进行淬火的能量吸收部位，从热量消耗的观点出发也不为优选。
在非专利文献3的技术中，虽然以22MnB5钢为基材，但由于硼添加的影响，对于二相域温度的加热，淬火后的强度的坚固性差，能量吸收部位侧的强度控制困难，此外延伸率也只能得到15%左右。
在非专利文献4的技术中，以22MnB5钢为基材，对于本来淬火性良好的22MnB5钢不进行淬火而进行控制，这一点（金属模具冷却控制）上是不合理的。
先行技术文献
非专利文献
非专利文献1：Klaus Lamprecht,Gunter Deinzer,Anton Stich,Jurgen Lechler,Thomas Stohr,Marion Merklein,“Thermo-MechanicalProperties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal FormingProcesses”,Proc.IDDRG2010,2010.
非专利文献2：Usibor1500P（22MnB5）/1500MPa8%-Ductibor500/550～700MPa?17%［平成23年4月27日检索］网址〈http://www.arcelormittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl〉
非专利文献3：22MnB5/above AC3/1500MPa?8%-below AC3/Hv190?Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke,“Industrialapplication of hot forming process simulation”,Proc,of1st Int.Conf.on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.BySteinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,and Prakash,B.,pp83-88,2008.
非专利文献4：Begona Casas,David Latre,Noemi Rodriguez,andIsaac Valls,“Tailor made tool materials for the present andupcoming tooling solutions in hot sheet metal forming”,Proc,of1st Int.Conf.on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.By Steinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,and Prakash,B.,pp23-35,2008.
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种能够将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围，并且有高延展性的热压成形品，用于制造这种热压成形品的有用的方法和热成形用薄钢板。
能够达成上述目的的本发明的热压成形品，是通过热压成形法对薄钢板进行成形而成的热压成形品，具有如下要旨：金属组织由如下构成，分别含有马氏体：80～97面积%，残留奥氏体：3～20面积%，余量组织：5面积%以下。
在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，但作为代表性的，可列举由如下构成，分别含有C：0.15～0.35%（质量%的意思。以下，涉及化学成分组成均同。）、Si：0.5～3%、Mn：0.5～2%、P：0.05%以下（不含0%）、S：0.05%以下（不含0%）、Al：0.01～0.1%、Cr：0.01～1%、B：0.0002～0.01%、Ti：（N的含量）×4～0.1%、和N：0.001～0.01%，余量由铁和不可避免的杂质构成。
在本发明的热压成形品中，根据需要，作为其他的元素，还含有如下也有用：（a）从Cu、Ni和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）；（b）V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%）等，根据所含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。
在制造本发明的热压成形品时，使用冲压成形金属模具对薄钢板进行冲压成形时，将所述薄钢板加热到Ac3相变点以上、1000℃以下的温度后，开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（马氏体相变开始温度Ms点－50℃）以下的温度结束成形即可。
本发明也包括用于制造上述这样的热压成形品的热压成形用薄钢板，该薄钢板的特征在于，具有上述这样的化学成分组成。
根据本发明，在热压成形法中，通过适当控制其条件，能够使恰当量的残留奥氏体存在而调整金属组织，与使用现有的22MnB5钢的情况相比，能够实现成形品内在的延展性（残存延展性）进一步提高的热压成形品，另外，通过与热处理条件和成形前钢板的组织（初始组织）加以组合，能够控制强度和延伸率。
附图说明
图1是表示用于实施热压成形的金属模具构成的概略说明图。
具体实施方式
本发明者们，在将薄钢板加热至规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为了实现在成形后既确保规定强度又显示出良好的延展性（延伸率）这样的热压成形品，从各种角度进行了研究。
其结果发现，在使用冲压成形金属模具对薄钢板进行冲压成形而制造热压成形品时，如果适当控制加热温度和成形时的条件，使残留奥氏体含有3～20面积%而调整组织，则能够实现强度－延展性平衡优异的热压成形品，从而完成了本发明。
本发明的热压成形品的各组织（基本组织）的范围设定理由如下。
［马氏体：80～97面积%］
使主要组织为高强度的马氏体，能够确保热压成形品的强度。从这一观点出发，需要马氏体的面积分率为80面积%以上。但是，若其分率超过97面积%，则残留奥氏体的分率不足，延展性（残存延展性）降低。马氏体分率的优选的下限为83面积%以上（更优选为85面积%以上），优选的上限为95面积%以下（更优选为93面积%以下）。
［残留奥氏体：3～20面积%］
残留奥氏体在塑性变形中相变为马氏体，使加工硬化率上升（相变诱起塑性），具有使成形品的延展性提高的效果。为了发挥这样的效果，需要使残留奥氏体的分率为3面积%以上。对于延展性来说，残留奥氏体分率如果多，则越多越好，但在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体受限，上限为20面积%左右。残留奥氏体的优选的下限为5面积%以上（更优选为7面积%以上），优选的上限为17面积%以下（更优选为15面积%以下或10面积%以下）。
［余量组织：5面积%以下］
除上述组织以外，还能够含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为余量组织，但这些组织是比马氏体软质的组织，对于强度的帮助比其他的组织低，优选尽可能少。但是，若截止5面积%则能够允许。余量组织更优选为3面积%以下，进一步优选为0面积%。
在制造本发明的热压成形品时，使用薄钢板（化学成分组成与成形品相同），使用冲压成形金属模具对该薄钢板进行冲压成形时，将薄钢板加热至Ac3相变点以上、1000℃以下的温度后，开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（马氏体相变开始温度Ms点－50℃）以下的温度结束成形即可。规定该方法的各要件的理由如下。
［将薄钢板加热至Ac3相变点以上、1000℃以下的温度后，开始成形］
为了适当地调整热压成形品的组织，加热温度需要控制在规定的范围。通过适当地控制此加热温度，能够在其后的冷却过程中，一边确保规定量的残留奥氏体，一边使之相变为以马氏体为主体的组织，在最终的热压成形品中形成期望的组织。若薄钢板的加热温度低于Ac3相变点，则加热时得不到充分量的奥氏体，最终组织（成形品的组织）中不能确保规定量的残留奥氏体。另外，若薄钢板的加热温度超过1000℃，则加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度（Ms点）和马氏体相变结束温度（Mf点）上升，在淬火时不能确保残留奥氏体，无法达成良好的成形性。
［成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（马氏体相变开始温度Ms点－50℃）以下的温度结束成形］
为了一边阻止铁素体、珠光体和贝氏体等的组织的生成，一边使在上述加热工序中所形成的奥氏体成为期望的组织，需要适当地控制成形中的平均冷却速度和冷却停止温度。从这一观点出发，成形中的平均冷却速度需要为20℃/秒以上，成形结束温度需要为（马氏体相变开始温度Ms点－50℃：简记为“Ms点－50℃”）以下。特别是以Si含量多的钢板为对象时，通过以这样的条件进行冷却，能够成为马氏体和残留奥氏体的混合组织。成形中的平均冷却速度，优选为30℃/秒以上（更优选为40℃/秒以上）。
成形结束温度，也可以一边以上述平均冷却速度冷却至室温一边结束成形，一边冷却至（Ms点－50℃）以下（优选为Ms点－50℃的温度）后，也可以在低于20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下（二阶段冷却）。通过附加这一冷却工序，马氏体中的碳在未相变奥氏体中稠化，能够使残留奥氏体量增加。这样的二阶段冷却的第二阶段的冷却时的平均冷却速度优选为10℃/秒以下（更优选为5℃/秒以下）。还有，成形中的平均冷却速度的控制能够通过如下等手段达成：（a）控制成形金属模具的温度（所述图1所示的冷却介质）；（b）控制金属模具的热传导率。
在本发明的热压成形品的制造方法中，制造所述图1所示的单纯的形状的热压成形品时（直接工艺法）当然能够适用，即使是制造形状比较复杂的成形品时也能够适用。但是，复杂的零件形状的情况下，以一次冲压成形难以达到制品的最终形状。在这样的情况下，能够采用在热压成形的前工序中进行冷压成形的方法（该方法称为“间接工艺法”）。此方法是通过冷加工，将成形困难的部分预先成形为近似形状，再对其他的部分进行热压成形的方法。如果采用这一方法，例如在成形作为成形品的凹凸部（山峰部）有3处这样的零件时，通过冷压成形，预先成形其2处，其后对于第三处进行热压成形。
在本发明中，设定的是由高强度钢板构成的热压成形品，关于其钢种，只要是作为高强度钢板的通常的化学成分组成即可，但关于C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、B、Ti和N，可以调整至适当的范围。从这一观点出发，这些化学成分优选的范围其及范围限定理由如下。
［C：0.15～0.35%］
C在支配马氏体组织的强度上是重要的元素。若C含量少，则即使是全马氏体强度也不足。C含量低于0.15%时，马氏体的强度不足，因此不能确保热压成形品的高强度。另外若C含量变得过剩而超过0.35%，则强度变得过高，得不到良好的延展性。C含量的更优选的下限为0.18%以上（进一步优选为0.20%以上），更优选的上限为0.30%以下（进一步优选为0.27%以下，更进一步优选为0.25%以下）。
［Si：0.5～3%］
Si发挥着在淬火时使残留奥氏体形成的作用。另外，也发挥着通过固溶强化，不怎么使延展性劣化而提高强度的作用。Si含量低于0.5%时，不能确保规定的残留奥氏体量，得不到良好的延展性。另外若Si含量变得过剩而超过3%，则固溶强化量变得过大，延展性大幅劣化。Si含量的更优选的下限为1.15%以上（进一步优选为1.20%以上），更优选的上限为2.7%以下（进一步优选为2.5%以下）。
［Mn：0.5～2%］
Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。另外，还提高淬火性，在加热后的冷却中，抑制铁素体、珠光体、贝氏体的形成，是有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使Mn含有0.5%以上。若只考虑特性时，则优选Mn含量多，但合金添加的成本上升，因此优选为2%以下。另外，因为其使奥氏体的强度大幅提高，所以热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从生产率之上考虑，则超过2%而使之含有不为优选。Mn含量的更优选的下限为0.7%以上（进一步优选为0.9%以上），更优选的上限为1.8%以下（进一步优选为1.6%以下）。
［P：0.05%以下（不含0%）］
P是钢中不可避免被包含的元素，使延展性劣化，因此优选极力减少P。但是，极端减少招致炼钢成本的增大，达到0%在制造上有困难，因此优选为0.05%以下（不含0%）。P含量的更优选的上限为0.045%以下（进一步优选为0.040%以下）。
［S：0.05%以下（不含0%）］
S也P与一样，在钢中是不可避免被含有的元素，使延展性劣化，因此优选极力减少S。但是，极端的减少招致炼钢成本的增大，达到0%在制造上有困难，因此优选为0.05%以下（不含0%）。S含量的更优选的上限为0.045%以下（进一步优选为0.040%以下）。
［Al：0.01～0.1%］
Al作为脱氧元素有用，并且使存在于钢中的固溶N作为AlN固定，在延展性的提高上有用。为了有效地发挥这样的效果，优选Al含量为0.01%以上。但是，若Al含量变得过剩而超过0.1%，则Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。还有，Al含量的更优选的下限为0.013%以上（进一步优选为0.015%以上），更优选的上限为0.08%以下（进一步优选为0.06%以下）。
［Cr：0.01～1%］
Cr具有抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变的作用，因此是在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使Cr含有0.01%以上，但超过1%而过剩地使之含有，成本也会上升。Cr含量的更优选的下限为0.02%以上（进一步优选为0.05%以上），更优选的上限为0.8%以下（进一步优选为0.5%以下）。
［B：0.0002～0.01%］
B提高淬火性，具有抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变的作用，因此是在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使B含有0.0002%以上，超过0.01%而使之过剩含有，效果也是饱和。B含量的更优选的下限为0.0003%以上（进一步优选为0.0005%以上），更优选的上限为0.008%以下（进一步优选为0.005%以下）。
［Ti：（N的含量）×4～0.1%］
Ti固定N，以固溶状态维持B，由此使淬火性的改善效果显现。为了发挥这样的效果，优选使Ti至少含有N的含量的4倍以上，但若Ti含量变得过剩而超过0.1%，则大量形成TiC，由于析出强化导致强度上升，而延展性劣化。Ti含量的更优选的下限为0.05%以上（进一步优选为0.06%以上），更优选的上限为0.09%以下（进一步优选为0.08%以下）。
［N：0.001～0.01%］
N使B作为BN固定，是使淬火性改善效果降低的元素，优选尽可能减少，但实际工艺规程之中减少存在界限，因此使0.001%为下限。另外，若N含量变得过剩，则由形成粗大的TiN，该TiN作为破坏的起点起作用，延展性劣化，因此使上限为0.01%。N含量的更优选的上限为0.008%以下（进一步优选为0.006%以下）。
本发明的冲压成形品的基本的化学成分如上所述，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，是指除了铁以外，也能够允许不阻碍本发明的钢材的特性这种程度的微量成分（例如，除Mg、Ca、Sr、Ba以外，还有La等的REM和Zr、Hf、Ta、W、Mo等的碳化物形成元素等），除此之外还能够含有P、S以外的不可避免的杂质（例如，O、H等）。
本发明的冲压成形品中，根据需要，还含有如下等元素也有用：（a）从Cu、Ni和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）；（b）V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%），根据所含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。含有这些元素时的优选的范围及其范围限定理由如下。
［从Cu、Ni和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）］
Cu、Ni和Mo抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变，因此在加热后的冷却中，防止铁素体，珠光体，贝氏体的形成，在残留奥氏体的确保上有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.01%以上。若只考虑特性，则含量越多越优选，但合金添加的成本上升，因此优选合计在1%以下。另外，因为具有大幅提高奥氏体的强度的作用，所以热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从制造性的观点出发也优选在1%以下。这些元素含量的更优选的下限，合计为0.05%以上（进一步优选为0.06%以上），更优选的上限，合计为0.9%以下（进一步优选为0.8%以下）。
［V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%）］
V和Nb形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应而使组织微细的效果。为了发挥这样的效果，优选使之合计含有0.001%以上。但是，若这些元素的含量变得过剩，则形成粗大的碳化物，成为破坏的起点，反而使延展性劣化，因此优选合计为0.1%以下。这些元素含量的更优选的下限，合计为0.005%以上（进一步优选为0.008%以上），更优选的上限，合计为0.08%以下（进一步优选为0.06%以下）。
还有，本发明的热压成形用薄钢板，是非镀敷钢板、镀敷钢板的哪一种都可以。是镀敷钢板时，作为其镀敷的种类，是一般的镀锌系、镀铝系等哪一种都可以。另外，镀敷的方法是熔融镀、电镀等的哪种都可以，此外镀敷后也可以实施合金化热处理，也可以实施多层镀敷。
根据本发明，通过适当调整冲压成形条件（加热温度和冷却速度），能够控制成形品的强度和延伸率等的特性，而且能够得到高延展性（残存延展性）的热压成形品，因此即使是在至今为止的热压成形品中难以适用的部位（例如，能量吸收构件）也可以适用，在扩展热压成形品的适用范围上极其有用。另外，本发明所得到的成形品，与在冷压成形之后实施通常的退火而进行组织调整的成形品相比，残存延展性更大。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不限定本发明，根据前、后述的宗旨进行设计变更均包含在本发明的技术的范围内。
本申请基于2011年6月10日所申请的日本专利申请第2011－130635号和2011年9月22日所申请的日本专利申请第2011－208032号主张优先权的利益。2011年6月10日所申请的日本专利申请第2011－130635号和2011年9月22日所申请的日本专利申请第2011－208032号的说明书的全部内容在本申请用于参考而援引。
实施例
将具有下述表1所示的化学成分组成的钢材进行真空熔炼，成为实验用板坯后，进行热轧，之后冷却卷取。再进行冷轧而成为薄钢板。还有，表1中的Ac3相变点和Ms点，运用下述（1）式和（2）式求得（例如，参照“莱斯利钢铁材料学”丸善，（1985））。
Ac3相变点（℃）＝910－203×［C］1/2＋44.7×［Si］－30×［Mn］＋700×［P］＋400×［Al］＋400×［Ti］＋104×［V］－11×［Cr］＋31.5×［Mo］－20×［Cu］－15.2×［Ni］…（1）
Ms点（℃）＝550－361×［C］－39×［Mn］－10×［Cu］－17×［Ni］－20×［Cr］－5×［Mo］＋30×［Al］…（2）
其中，［C］、［Si］、［Mn］、［P］、［Al］、［Ti］、［V］、［Cr］、［Mo］、［Cu］和［Ni］分别表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、V、Cr、Mo、Cu和Ni的含量（质量%）。另外，不含上述（1）式、（2）式的各项所示的元素时，取消该项进行计算。
[表1]
Figure BDA0000430501690000121
以下述表2所示的各条件对于所得到的钢板进行加热后，使用能够控制平均冷却速度的铁钢用高速热处理试验装置（CASシリーズアルバック理工制），实施成形/冷却处理。成形/冷却时的钢板尺寸为190mm×70mm（板厚：1.4mm）。还有，表2所示的冷却速度1，表示从加热温度至（Ms点－50℃）以下（成形结束温度）的平均冷却速度，冷却速度2表示从成形结束温度至200℃以下的平均冷却速度。还有，根据需要在熔融锌中浸渍钢板，使钢板表面附着镀锌（试验No.21）。
对于进行了上述的处理（加热、成形、冷却）的各钢板，按下述要领进行抗拉强度（TS）和延伸率（全延伸率EL）、金属组织的观察（各组织的分率）。
［抗拉强度（TS）和延伸率（全延伸率EL）］
使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测量抗拉强度（TS）、延伸率（EL）。这时，拉伸试验的应变速度：10mm/秒。在本发明中，（a）满足抗拉强度（TS）为1470MPa，延伸率（EL）为9%以上时评价为合格。
［金属组织的观察（各组织的分率）］
（1）关于钢板中的马氏体和其他的组织（铁素体、贝氏体铁素体等），以硝酸乙醇腐蚀液对于钢板进行腐蚀，通过SEM（倍率：1000倍或2000倍）观察，测量马氏体和其他的组织的分率（面积率）。
（2）钢板中的残留奥氏体分率（面积率），在磨削至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射法测量（例如，ISJJInt.Vol.33.（1933），No.7，P.776）。
这些结果与制造条件（加热温度、成形结束温度、平均冷却速度）一起显示在下述表2中。
[表2]
据此结果，能够进行如下考察。试验No.1、2、6、11、12、14～21是满足本发明所规定的要件的实施例，可知能够得到强度－延展性平衡的良好的零件。特别是试验No.6，可知能够得到有非常高的强度，且还显示出良好的延展性的零件。
相对于此，试验No.3～5、7～10、13是满足本发明所规定的某一要件的比较例，某一特性劣化。即，试验No.3，加热后的冷却速度慢，无法确保马氏体分率（铁素体、贝氏体铁素体生成），无法确保强度。试验No.4，加热温度比Ac3相变点低，马氏体分率无法确保，无法确保强度。
试验No.5因为在Ms点以上结束成形，所以无法确保马氏体分率（贝氏体铁素体生成），无法确保强度。试验No.7、8以相当于现有的22MnB5钢（表1的钢种C）为对象，能够得到高强，但是无法确保残留奥氏体，只能得到低延伸率（EL）。
试验No.9使用不含Ti和B的钢（表1的钢种D），马氏体分率无法确保，无法确保强度。试验No.10使用C的含量不足的钢（表1的钢种E），无法确保残留奥氏体，只能得到低延伸率（EL）。
试验No.13使用的是不含Cr的钢（表1的钢种H），无法确保马氏体分率，无法确保强度。
产业上的可利用性
本发明是通过热压成形法对于薄钢板进行成形而成的热压成形品，金属组织含有马氏体：80～97面积%、残留奥氏体：3～20面积%，余量组织：5面积%以下，由此能够得到可将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围，且高延展性的热压成形品。
符号说明
1  冲头
2  冲模
3  压边圈
4  钢板（坯料）

Claims (8)

1.一种热压成形品，其特征在于，是通过热压成形法对薄钢板进行成形而成的热压成形品，其中，金属组织由如下构成，分别含有马氏体：80～97面积%、残留奥氏体：3～20面积%，余量组织：5面积%以下。
2.根据权利要求1所述的热压成形品，其中，化学成分组成分别含有C：0.15～0.35%（质量%的意思，以下涉及化学成分组成均同）、Si：0.5～3%、Mn：0.5～2%、P：0.05%以下（不含0%）、S：0.05%以下（不含0%）、Al：0.01～0.1%、Cr：0.01～1%、B：0.0002～0.01%、Ti：（N的含量）×4～0.1%和N：0.001～0.01%，余量由铁和不可避免的杂质构成。
3.根据权利要求2所述的热压成形品，其中，还含有合计为1%以下（不含0%）的从Cu、Ni和Mo所构成的群中选择的一种以上的元素作为其他的元素。
4.根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中，还含有合计为0.1%以下（不含0%）的V和/或Nb作为其他的元素。
5.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1所述的热压成形品的方法，在使用冲压成形金属模具对薄钢板进行冲压成形时，将所述薄钢板加热至Ac3相变点以上、1000℃以下的温度后，开始成形，在成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（马氏体相变开始温度Ms点－50℃）以下的温度结束成形。
6.一种热压成形用薄钢板，其特征在于，是用于制造权利要求1所述的热压成形品的热压成形用薄钢板，其中，化学成分组成分别含有C：0.15～0.35%、Si：0.5～3%、Mn：0.5～2%、P：0.05%以下（不含0%）、S：0.05%以下（不含0%）、Al：0.01～0.1%、Cr：0.01～1%、B：0.0002～0.01%、Ti：（N的含量）×4～0.1%和N：0.001～0.01%，余量由铁和不可避免的杂质构成。
7.根据权利要求6所述的热压成形用薄钢板，其中，还含有合计为1%以下（不含0%）的从Cu、Ni和Mo所构成的群中选择的一种以上的元素作为其他的元素。
8.根据权利要求6或7所述的热压成形用薄钢板，其中，还含有合计为0.1%以下（不含0%）的V和/或Nb作为其他的元素。
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