CN105793455A - 热成形钢板构件及其制造方法以及热成形用钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明制造以下的热成形钢板构件，得到了高强度和优异的延性及弯曲性，所述热成形钢板构件具有以质量％计C：0.100％～0.340％、Si：0.50％～2.00％、Mn：1.00％～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001％～1.000％及N：0.0100％以下、且剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成，且具有以下的钢组织：以面积％计，铁素体：5％～50％，回火马氏体和/或回火贝氏体：合计20％～70％，马氏体：25％～75％，它们的合计为90％以上，进而残留奥氏体：0％～5％。

Description

热成形钢板构件及其制造方法以及热成形用钢板
技术领域
本发明涉及例如在以汽车的车身结构部件为首的机械结构部件等中使用的热成形钢板构件及其制造方法以及热成形用钢板。具体而言，本发明涉及具有高的抗拉强度、同时具有优异的延性和弯曲性的热成形钢板构件及其制造方法以及用于得到其的热成形用钢板。
背景技术
近年来，为了汽车的轻量化，一直在进行谋求车体中使用的钢材的高强度化、从而减少使用重量的努力。就在汽车中被广泛使用的薄钢板而言，伴随着钢板强度的增加，压制成形性降低，变得难以制造复杂的形状的构件。具体而言，产生下面的问题：延性降低，在加工度高的部位产生断裂，或者回弹、壁翘曲变大，尺寸精度劣化。因此，使用具有高强度、特别是980MPa级以上的抗拉强度的钢板，通过压制成形来制造这样的构件并不容易。若通过辊成形而不是压制成形，虽然能够加工高强度的钢板，但仅能够适用于在长度方向上具有一样的截面的构件。
另一方面，如专利文献1中公开的那样，在将加热后的钢板进行压制成形的被称为热压的方法中，由于钢板在高温下变成软质、高延性，所以能够将复杂的形状的构件以良好的尺寸精度进行成形。进而，通过将钢板加热至奥氏体单相域，并在模具内进行急冷(淬火)，可以同时达成由马氏体相变带来的构件的高强度化。因此，这样的热压法为能够同时确保构件的高强度化和钢板的成形性的优异的成形方法。
此外，在专利文献2中公开了一种预压制淬火法，其在室温下预先成形为规定的形状后，通过加热至奥氏体域，并在模具内进行急冷，从而达成构件的高强度化。这样的作为热压的一方式的预压制淬火法由于可以利用模具拘束构件而抑制由热应变引起的变形，所以是能同时确保构件的高强度化和高的尺寸精度的优异的成形方法。
但是，到了近年，对于热压钢板构件变得也要求延性，产生以下问题：通过钢组织实质上为马氏体单相的以专利文献1和专利文献2为代表的现有技术无法应对相关要求。
从这样的背景出发，在专利文献3中公开了一种热压钢板构件，其通过将钢板加热至铁素体和奥氏体的二相温度域，进而，在保持二相组织的状态下进行压制，并在模具内进行急冷，从而由铁素体和马氏体的二相组织带来的高强度且延性优异。但是，在这样的二相加热条件下，由于钢组织容易变得不均匀，所以热压钢板构件的弯曲性和韧性劣化，有时其冲击吸收特性显著降低。
另一方面，在专利文献4中公开了一种高强度且延性优异的热压钢板构件，其通过将具有马氏体或贝氏体为80体积％以上的钢组织的钢板在Ac1相变点以上进行加热，并在模具内进行急冷而得到，组织包含3～20体积％的残留奥氏体、30～97体积％的回火马氏体或回火贝氏体、0～67体积％的马氏体。
此外，在专利文献5中公开了一种高强度压制构件，其中，马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且85％以下，马氏体中的25％以上为回火马氏体，残留奥氏体量为5％以上且40％以下，贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上，马氏体的面积率、残留奥氏体的面积率及贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的合计相对于钢板组织整体满足65％以上。
此外，在专利文献6中公开了贝氏体及马氏体的合计分率为80面积％以上的热压用钢板。
此外，在专利文献7中公开了铁素体的分率为30面积％以上的热压用钢板。
专利文献1：英国专利第1490535号说明书
专利文献2：日本特开平10-96031号公报
专利文献3：日本特开2010-65292号公报
专利文献4：日本特开2012-237066号公报
专利文献5：国际公开WO2011/111333号公报
专利文献6：日本特开2013-185243号公报
专利文献7：日本特开2013-185248号公报
发明内容
发明所要解决的课题
例如，如专利文献4的记载可知，通过将热压用钢板的钢组织制成贝氏体或马氏体主体，不仅热压钢板构件的延性提高，而且根据本发明人的研究可知，韧性也提高。但是，即使通过这样的构件的组织控制，弯曲性的劣化也没有得到解決，无法防止冲击变形时的压曲部中产生的构件的弯曲裂纹。若钢材的抗拉强度变高(例如若达到980MPa以上)，则该问题明显化。关于这样的抗拉强度高(例如，抗拉强度为980MPa以上)、除延性外弯曲性也优异的热压钢板构件，现状是必须确立制造技术，这样的制品本身尚未被提出。
同样，除了热压钢板构件以外，就全部辊成形构件等热成形钢板构件而言，关于抗拉强度高(例如，抗拉强度为980MPa以上)、除延性外弯曲性也优异的热成形钢板构件，现状也是必须确立制造技术，但这样的制品本身尚未被提出。
本发明的具体的课题是提供在像上述那样的以往的技术中没有的在热压后延性及弯曲性优异的、抗拉强度高的热压钢板构件及其制造方法以及用于得到其的热压用钢板。并且，若普遍化，本发明也能够适用于具备与热压同样地在成形的同时或在其后立即将钢板冷却的机构的热成形。因此，本发明的具体的课题也是提供在热成形后具有高的抗拉强度、同时延性和弯曲性优异的热成形钢板构件及其制造方法以及用于得到其的热成形用钢板。
用于解决课题的手段
本发明人为了改善具有高的抗拉强度的热成形钢板构件的延性和弯曲性进行了深入研究。其结果是，得到以下新颖的见解。即，使用具有相对于特定量的C及Mn积极地含有Si的化学组成，同时具有包含铁素体和马氏体及贝氏体中的至少一者的钢组织的热成形用钢板。进而，应用相对于该热成形用钢板的最适的热成形的热处理条件。由此，与以往的热成形钢板构件不同，将钢组织制成不包含残留奥氏体或即使包含以面积率计也设定为5％以下，且以规定的面积率包含铁素体和回火马氏体及回火贝氏体中的至少一者和马氏体的复相。并且，得到下面的新颖的见解：通过具有上述化学组成及上述钢组织，能够制造具有高的抗拉强度、同时延性和弯曲性也优异的热成形钢板构件。
基于上述见解的本发明如下所述。
(1)一种热成形钢板构件，其具有以质量％计含有C：0.100％～0.340％、Si：0.50％～2.00％、Mn：1.00％～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001％～1.000％及N：0.0100％以下、且剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成，且具有以下的钢组织：
所述钢组织是包含铁素体、选自回火马氏体及回火贝氏体中的至少一者和马氏体的钢组织，其中，以面积％计，铁素体：5％～50％，回火马氏体及回火贝氏体：合计为20％～70％，马氏体：25％～75％，铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体：合计为90％以上，残留奥氏体：0％～5％。
(2)根据(1)项所述的热成形钢板构件，其中，上述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下及Ni：1.000％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
(3)根据(1)项或(2)项所述的热成形钢板构件，其中，上述化学组成以质量％计含有B：0.0025％以下来代替Fe的一部分。
(4)根据(1)项到(3)项中任1项所述的热成形钢板构件，其中，上述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下及Zr：0.0100％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
(5)根据(1)项到(4)项中任1项所述的热成形钢板构件，其中，上述化学组成以质量％计含有Bi：0.0100％以下来代替Fe的一部分。
(6)一种热成形用钢板，其具有以质量％计含有C：0.100％～0.340％、Si：0.50％～2.00％、Mn：1.00％～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001％～1.000％及N：0.0100％以下、且剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成，且具有以下的钢组织：
所述钢组织是包含长宽比为2.0以下的铁素体和选自马氏体及贝氏体中的至少一者的钢组织，其中，以面积％计，铁素体：5％～50％，马氏体及贝氏体：合计为45％～90％，铁素体、马氏体及贝氏体：合计为90％以上。
(7)根据(6)项所述的热成形用钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下及Ni：1.000％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
(8)根据(6)项或(7)项所述的热成形用钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有B：0.0025％以下来代替Fe的一部分。
(9)根据(6)项到(8)项中任1项所述的热成形用钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下及Zr：0.0100％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
(10)根据(6)项到(9)项中任1项所述的热成形用钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有Bi：0.0100％以下来代替Fe的一部分。
(11)一种热成形钢板构件的制造方法，将(6)项到(10)项中任1项所述的热成形用钢板加热至720℃以上且低于Ac3点的温度域，将从上述加热的结束到热成形的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间设定为3秒钟～20秒钟而实施热成形，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至MS点以下的温度域。
发明效果
通过本发明，可达成在热成形的状态下抗拉强度高、延性优异、且弯曲性也优异的热成形钢板构件的实用化首次成为可能的技术上有价值的效果。本发明的热成形钢板构件显示即使是产生极度的塑性变形的碰撞也能通过弯曲变形而吸收冲击这样的极其优异的碰撞特性。因此，本发明的热成形钢板构件特别适合于汽车的车身结构部件的制造，当然也可适用于机械结构部件等其他用途。
附图说明
图1是表示本发明的钢组织的一个例子的照片。
具体实施方式
接着，说明本发明中限定为各范围的理由。另外，在以下的说明中，关于热成形，以作为具体方式的热压为例进行说明。此外，“～”表示的数值范围表示将其前后记载的数值分别作为最小值及最大值的范围。
1.化学组成
首先，说明将本发明的热成形钢板构件(以下，也简称为“钢板构件”。)及热成形用钢板(以下，也简称为“钢板”。)的化学组成像上述那样规定的理由。在以下的说明中，表示各合金元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。
(C：0.100％～0.340％)
C为提高钢的淬火性、且主要决定热压后(淬火后)的强度的非常重要的元素。C含量低于0.100％时，确保热压后(淬火后)的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)变得困难。因此，C含量设定为0.100％以上，优选为0.120％以上。另一方面，C含量超过0.340％时，有时热压后(淬火后)的马氏体变成硬质，不仅弯曲性的劣化变得显著，而且延性也降低。因此，C含量设定为0.340％以下。另外，从焊接性的观点出发，优选将C含量设定为0.300％以下，进一步优选为0.280％以下。
(Si：0.50％～2.00％)
Si是为了提高加热至铁素体和奥氏体的二相温度域的钢的延性、且稳定地确保热压后(淬火后)的强度而非常有效的元素。Si含量低于0.50％时，难以得到上述作用。因此，Si含量设定为0.50％以上。另外，从提高焊接性的观点出发，优选将Si含量设定为0.70％以上，进一步优选为1.10％以上。另一方面，Si含量超过2.00％时，由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利，并且镀敷润湿性的降低变得明显，经常发生镀不上。因此，Si含量设定为2.00％以下。此外，从抑制热成形钢板构件的表面缺陷的观点出发，优选将Si含量设定为1.80％以下，进一步优选为1.50％以下。
(Mn：1.00％～3.00％)
Mn是为了提高钢的淬火性、且确保热压后(淬火后)的强度而非常有效的元素。但是，Mn含量低于1.00％时，有时不仅确保热压后(淬火后)的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)变得非常困难，而且弯曲性也降低。因此，Mn含量设定为1.00％以上。为了更可靠地得到上述作用，优选将Mn含量设定为1.10％以上，进一步优选为1.20％以上。另一方面，Mn含量超过3.00％时，热压后(淬火后)的钢组织因Mn偏析而变成显著的带状，韧性降低，碰撞特性的劣化变得显著。因此，Mn含量设定为3.00％以下。另外，从热轧及冷轧时的生产率的观点出发，优选将Mn含量设定为2.50％以下，进一步优选为2.40％以下。
通过将C、Si及Mn规定在上述范围内，能够将热成形用钢板的钢组织制成包含铁素体和选自马氏体及贝氏体中的至少一者的复相的钢组织，进而，通过按照本发明对热压时的加热条件进行规定，热成形钢板构件的钢组织成为所期望的复相的钢组织。
(P：0.050％以下)
P通常为钢中含有的杂质，但由于具有通过固溶强化来提高钢板的强度的作用，所以也可以积极地含有。但是，P含量超过0.050％时，焊接性的劣化变得明显。因此，P含量设定为0.050％以下。P含量优选为0.018％以下。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将P含量设定为0.003％以上。
(S：0.0100％以下)
S为钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越优选。S含量超过0.0100％时，焊接性的降低变得明显。因此，S含量设定为0.0100％以下。S含量优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0015％以下。另外，从脱硫成本的观点出发，S含量优选设定为0.0006％以上。
(sol.Al(solubleAl，可溶Al)：0.001％～1.000％)
Al为具有将钢脱氧而使钢材健全化的作用的元素。sol.Al含量低于0.001％时，得到上述作用变得困难。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上，优选设定为0.015％以上。另一方面，sol.Al含量超过1.000％时，焊接性的降低变得明显，同时氧化物系夹杂物增加而表面性状的劣化变得明显。因此，sol.Al含量设定为1.000％以下，优选设定为0.080％以下。另外，sol.Al是指没有变成Al2O3等氧化物而可溶于酸中的酸可溶Al。
(N：0.0100％以下)
N是钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越优选。N含量超过0.0100％时，焊接性的降低变得明显。因此，N含量设定为0.0100％以下，优选设定为0.0060％以下。另外，从脱氮成本的观点出发，N含量优选设定为0.0020％以上。
〔杂质〕
杂质是指原材料中包含的成分、或在制造的过程中混入的成分，且并非有意在钢板构件或热成形用钢板中含有的成分。
本发明的钢板构件及热成形用钢板的化学组成也可以进一步含有至少1种以下说明的那样的元素。
(选自由Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下及Ni：1.000％以下组成的组中的1种或2种以上)
这些元素均为为了稳定地确保热压后(淬火后)的强度而有效的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。但是，对于Ti、Nb及V，若分别超过0.200％而含有，则不仅有时热轧及冷轧变得困难，而且相反有时确保稳定的强度变得困难。因此，Ti含量、Nb含量及V含量分别优选设定为0.200％以下。此外，对于Cr，若超过1.000％，则有时确保稳定的强度变得困难。因此，Cr含量优选设定为1.000％以下。此外，对于Mo，若超过1.000％而含有，则有时热轧及冷轧变得困难。因此，Mo含量优选设定为1.000％以下。并且，Cu和Ni即使分别超过1.000％而含有，有时由上述作用带来的效果也容易饱和而在经济上变得不利，并且有时热轧或冷轧变得困难。因此，Cu含量及Ni含量优选分别设定为1.000％以下。
另外，为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选满足Ti：0.003％以上、Nb：0.003％以上、V：0.003％以上、Cr：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cu：0.005％以上及Ni：0.005％以上中的至少一者。
即，Ti含量的下限值优选为0.003％。Nb含量的下限值优选为0.003％。V含量的下限值优选为0.003％。Cr含量的下限值优选为0.005％。Mo含量的下限值优选为0.005％。Cu含量的下限值优选为0.005％。Ni含量的下限值优选为0.005％。
(B：0.0025％以下)
B是具有提高钢的韧性的作用的元素。因此，也可以含有B。但是，若以超过0.0025％的量含有B，则有时在热成形用钢板中，钢组织变得难以包含铁素体，有时热成形钢板构件的延性和弯曲性劣化。因此，B含量优选设定为0.0025％以下。另外，为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将B含量设定为0.0003％以上。
(选自由Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下及Zr：0.0100％以下组成的组中的1种或2种以上)
这些元素均为具有有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。但是，任一种元素若超过0.0100％而含有，则有时表面性状的劣化明显化。因此，各元素的含量优选分别设定为0.0100％以下。另外，为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将这些元素中的至少一种的含量设定为0.0003％以上。即，Ca含量、Mg含量、REM含量及Zr含量的下限值优选分别设定为0.0003％。
其中，REM是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，为其中的至少1种。上述REM的含量是指这些元素中的至少1种的合计含量。镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土合金(mischmetal)的形态添加。
(Bi：0.0100％以下)
Bi是具有使组织均匀、提高弯曲性的作用的元素。因此，也可以含有Bi。但是，若超过0.0100％地含有Bi，则有时热加工性劣化，热轧变得困难。因此，Bi含量优选设定为0.0100％以下。另外，为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Bi含量设定为0.0003％以上。
2.热成形钢板构件的钢组织
接着，对本发明的热成形钢板构件的钢组织进行说明。
本发明的热成形钢板构件具有以下述规定的面积率包含铁素体、选自回火马氏体及回火贝氏体中的至少一者和马氏体的钢组织。即，该钢组织可以含有仅回火马氏体及回火贝氏体中的一者，也可以含有两者。并且，该钢组织不包含残留奥氏体或即使包含也以面积率5％以下包含残留奥氏体。
其中，图1中示出本发明的钢组织的一个例子。就图1的钢组织而言，表示包含铁素体、回火马氏体和马氏体、且不包含残留奥氏体的钢组织。
(铁素体的面积率：5％～50％)
铁素体的面积率低于5％时，延性和弯曲性降低。因此，铁素体的面积率设定为5％以上，优选设定为15％以上。另一方面，铁素体的面积率超过50％时，弯曲性降低。因此，铁素体的面积率设定为50％以下，优选设定为40％以下。
另外，从抑制弯曲性的降低的方面出发，铁素体的长宽比优选设定为2.0以下。若铁素体的长宽比超过2.0，则有时铁素体(铁素体的晶粒)的各向异性提高，成为应力集中的起点，弯曲性降低。因此，铁素体的长宽比优选设定为2.0以下，更优选设定为1.8以下。另一方面，由于铁素体的长宽比越接近1.0，则铁素体(铁素体的晶粒)的各向异性越降低，所以铁素体的长宽比的下限值为1.0较佳。但是，从提高热压后的钢板构件的屈服强度的观点出发，铁素体的长宽比的下限值优选设定为1.2。
铁素体的长宽比为通过在后述的实施例中详细叙述的方法测定的值。
(回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率：20％～70％)
回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率低于20％时，弯曲性降低。因此，回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率设定为20％以上，优选设定为30％以上。另一方面，回火马氏体及回火马氏体的合计面积率超过70％时，延性降低。因此，回火马氏体及回火马氏体的合计面积率设定为70％以下，优选设定为50％以下。
(马氏体的面积率：25％～75％)
通过使钢中形成马氏体，能够提高热压后(淬火后)的强度。马氏体的面积率低于25％时，确保热压后(淬火后)的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)变得困难。因此，马氏体的面积率设定为25％以上。另一方面，马氏体的面积率超过75％时，延性降低。因此，马氏体的面积率设定为75％以下，优选设定为50％以下。
其中，“马氏体”是指淬火原状的马氏体、及淬火原状的马氏体进行时效硬化而得到的时效硬化后的马氏体这两者。即，“马氏体的面积率”是指淬火原状的马氏体、及淬火原状的马氏体进行时效硬化而得到的时效硬化后的马氏体的合计面积率。
(铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体的合计面积率：90％以上)
本发明的热成形钢板构件以具有由铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体构成的组织为基本。但是，根据制造条件，作为除它们以外的相或组织，有时混入贝氏体、残留奥氏体、渗碳体及珠光体中的1种或2种以上。该情况下，若除铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体以外的相或组织超过10％，则有时由于这些相或组织的影响，得不到目标特性。因此，除铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体以外的相或组织的混入设定为10％以下，优选设定为5％以下。即，铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体的合计面积率设定为90％以上，优选设定为95％以上。另外，铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体的合计面积率的上限值为100％。
(残留奥氏体的面积率：0％～5％)
若除铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体以外的相或组织中的特别是残留奥氏体以超过5％的面积率混入(残留)，则弯曲性降低。因此，不包含残留奥氏体、或即使包含也将残留奥氏体的面积率设定为5％以下，优选设定为3％以下。另外，残留奥氏体的面积率最优选0％。
以上的热成形钢板构件的钢组织中的各相及组织的面积率为通过在后述的实施例中详细叙述的方法测定的值。
本发明的钢板构件是指由钢板热成形而得到的构件，例如包含热压制成形而得到的钢板构件。代表性地有汽车车身结构部件中使用的门保护条等。此外，作为汽车用途，还有保险杠加强件等。作为机械结构部件用途，还有以钢板为原材料制造的建筑结构用热成形钢管等。
3.机械特性
作为有助于汽车的轻量化的充分的强度，本发明的热成形钢板构件优选具有980MPa以上的抗拉强度(TS)。
4.制造方法
接着，对具有上述的特征的本发明的热成形钢板构件的优选的制造方法进行说明。
在本发明的热成形钢板构件中，为了具有高的抗拉强度(例如980MPa以上的抗拉强度)、且得到延性和弯曲性，不是像上述那样将热压后(淬火后)的钢组织制成马氏体单相，而是制成铁素体的面积率为5％～50％、回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率为20％～70％、马氏体的面积率为25％～75％、铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体的合计面积率为90％以上、以及残留奥氏体的面积率为0％～5％的复相组织。
为了得到本发明的热成形钢板构件的钢组织，作为热成形用的原材料的钢板(热成形用钢板)，使用具有上述化学组成、且具有以下钢组织(复相组织)的钢板较佳，所述钢组织是包含长宽比为2.0以下的铁素体和选自马氏体及贝氏体中的至少一者的钢组织，其中，铁素体的面积率为5％～50％，马氏体及贝氏体的合计面积率为45％～90％，铁素体、马氏体及贝氏体的合计面积率为90％以上。并且，将该钢板(热形成用钢板)加热至720℃以上且低于Ac3点的温度域，接着，将从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间设定为3秒钟～20秒钟而实施热压，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至MS点以下的温度域较佳。
通过将具有上述化学组成及上述钢组织的热成形用钢板以上述条件实施热压，从而可得到在热压后具有所期望的钢组织、抗拉强度高(例如，抗拉强度为980MPa以上)、延性和弯曲性优异的热成形钢板构件。
(热成形用钢板的钢组织)
-铁素体的长宽比：2.0以下-
铁素体的长宽比超过2.0时，不仅有时热压后的钢板构件的钢组织中的铁素体的长宽比也变得超过2.0，而且有时铁素体在加热中过量地相变为奥氏体，热压后的钢板构件的铁素体面积率变得低于5％。若该钢板构件的铁素体的长宽比超过2.0，则有时铁素体(铁素体的晶粒)的各向异性提高，成为应力集中的起点，弯曲性降低。因此，铁素体的长宽比设定为2.0以下，优选设定为1.8以下。另一方面，由于铁素体的长宽比越接近1.0，则铁素体(铁素体的晶粒)的各向异性越降低，所以铁素体的长宽比的下限值为1.0较佳。但是，从提高热压后的钢板构件的屈服强度的观点出发，铁素体的长宽比的下限值优选设定为1.2。
铁素体的长宽比为通过在后述的实施例中详细叙述的方法测定的值。
-铁素体的面积率：5％～50％-
铁素体的面积率低于5％时，有时热压后的钢板构件的钢组织中的铁素体的面积率也变得低于5％。因此，铁素体的面积率设定为5％以上，优选设定为15％以上。同样地，铁素体的面积率超过50％时，有时热压后的钢板构件的钢组织中的铁素体的面积率也变得超过50％。因此，铁素体的面积率设定为50％以下，优选设定为45％以下。
-马氏体及贝氏体的合计面积率：45％～90％-
马氏体及贝氏体的合计面积率低于45％时，有时热压后的钢板构件的钢组织中的回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率变得低于20％。此外，有时热压后的钢板构件的钢组织中的马氏体的面积率变得低于25％。因此，马氏体及贝氏体的合计面积率设定为45％以上，优选设定为50％以上。同样地，马氏体及贝氏体的合计面积率超过90％时，有时热压后的钢板构件的钢组织中的回火马氏体及回火贝氏体的合计面积率变得超过70％。此外，有时热压后的钢板构件的钢组织中的马氏体的面积率变得超过75％。因此，马氏体及贝氏体的合计面积率设定为90％以下，优选设定为80％以下。
-铁素体、马氏体及贝氏体的合计面积率：90％以上-
铁素体、马氏体及贝氏体的合计面积率低于90％时，有时热压后的钢板构件的钢组织中的除铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体以外的相或组织的混入超过10％。特别是有时残留奥氏体的面积率超过5％。因此，铁素体、马氏体及贝氏体的合计面积率设定为90％以上，优选设定为93％以上。另外，铁素体、马氏体及贝氏体的合计面积率的上限值为100％。
以上的热成形用钢板的钢组织中的各相及组织的面积率为通过在后述的实施例中详细叙述的方法测定的值。
(热成形用钢板的制造)
热成形用钢板可以是热轧钢板、冷轧钢板、镀敷钢板中的任一者。例如，对于镀敷钢板，可列举出铝系镀敷钢板、锌系镀敷钢板等。
具有上述钢组织的热轧钢板由于对于其化学组成，将C、Si及Mn规定在上述范围内，所以可以通过在850℃～930℃下完成精轧，在740℃～660℃的范围内保持3秒钟以上，在450℃以下的温度域中卷取的热轧工序来制造。此外，具有上述钢组织的冷轧钢板可以通过在冷轧后，在780℃～900℃下加热，以平均冷却速度10℃/秒以上冷却的退火工序来制造。此外，具有上述钢组织的镀敷钢板可以通过在制造上述热轧钢板或上述冷轧钢板后，对热轧钢板或冷轧钢板的表面实施周知的镀敷处理来制造。
(热成形用钢板的加热：加热至720℃以上且低于Ac3点的温度域)
热成形用钢板的加热通过设定为720℃以上且低于Ac3点的温度来进行。其中，Ac3点(℃)为通过下述实验式(i)规定的低于成为奥氏体单相的Ac3点(℃)的温度。
Ac3＝910-203×(C0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×sol.Al+50×Ti(i)
其中，上述式(i)中的元素符号表示上述钢板的化学组成中的各元素的含量(单位：质量％)。另外，式(i)将钢板中不包含的元素设为0(0质量％)来计算。
加热温度低于720℃时，奥氏体化变得不充分，热压的钢板中不包含马氏体，在热压后(淬火后)确保高的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)变得困难。因此，加热温度设定为720℃以上，优选设定为750℃以上。另一方面，若加热温度达到Ac3点以上，则即使之后暴露在空冷中，在热压后(淬火后)的钢组织中，马氏体的面积率也变得超过75％，延性的劣化变得显著。因此，加热温度设定为Ac3点以下，优选设定为Ac3点－30℃以下。
此时，加热至720℃为止的加热速度和保持在上述温度域中的加热时间不需要特别限定，但优选分别设定为以下的范围。
加热至720℃为止时的平均加热速度优选设定为0.2℃/秒～100℃/秒。通过将上述平均加热速度设定为0.2℃/秒以上，能够确保更高的生产率。此外，通过将上述平均加热速度设定为100℃/秒以下，在使用普通的炉进行加热时，加热温度的控制变得容易。
720℃以上且低于Ac3点的温度域中的加热时间优选设定为2分钟～10分钟。其中，加热时间为从钢板的温度达到720℃时开始到加热结束时为止的时间。加热结束时间具体而言在炉加热的情况下为钢板从加热炉中取出时、在通电加热或感应加热的情况下为结束通电等时。通过将上述加热时间设定为2分钟以上，热压后(淬火后)的强度变得更稳定。此外，通过将上述保持时间设定为10分钟以下，由于能够使钢板构件的组织更微细，所以钢板构件的韧性进一步提高。
(从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间：3秒钟～20秒钟)
通常，热成形用钢板在加热炉等中被加热后，被搬送至热压装置。此时，例如，在从加热炉中抽出时、或向热压装置中搬送时或投入时等，该钢板有时一部分暴露在空冷中。在这样的空冷时，由于铁素体重新生成、或生长，所以暴露在空冷中的时间对抗拉强度造成影响。因此，为了稳定地确保热压后(淬火后)的强度，这样的空冷优选设定为短时间。特别是在从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间超过20秒钟时，热压后(淬火后)的钢板构件的抗拉强度降低，或者即使是确保了高的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)的情况下，奥氏体的碳浓化也变得显著，马氏体相变部变得容易开裂，弯曲性降低。因此，从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间设定为20秒钟以内，优选设定为16秒钟以内。另一方面，加热时产生的奥氏体以针状析出。由于析出的奥氏体一部分在冷却中发生铁素体相变，奥氏体的形态由针状慢慢地变化为球状，所以若在从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间低于3秒钟时进行热压(淬火)而发生马氏体相变，则针状的马氏体相变部成为应力集中的起点，不仅弯曲性降低，而且变得容易生成残留奥氏体。因此，从加热的结束到热压的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间设定为3秒钟以上，优选设定为7秒钟以上，更优选设定为10秒钟以上。
其中，暴露在空冷中的时间的调整可以通过调整从加热炉中取出后搬送到通常暴露在空冷中的加压模具为止的搬送时间来进行。
(到MS点以下的温度域为止的平均冷却速度：10℃/秒～500℃/秒)
若对热成形用钢板实施热压，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至MS点(MS点＝马氏体相变开始的温度)以下的温度域，则变得难以引起扩散型相变。平均冷却速度低于10℃/秒时，贝氏体相变过度地进行。或者，产生珠光体相变而变得无法确保强化相即马氏体的面积率，在热压后(淬火后)确保高的抗拉强度(例如，980MPa以上的抗拉强度)变得困难。或者，奥氏体稳定化而弯曲性降低。因此，上述温度域中的平均冷却速度设定为10℃/秒以上，优选设定为30℃/秒以上。另一方面，上述平均冷却速度超过500℃/秒时，保持钢板构件的均热变得极其困难，强度变得不稳定。因此，上述平均冷却速度设定为500℃/秒以下，优选设定为200℃/秒以下。
其中，所谓平均冷却速度是实施热压的温度(℃)与Ms点(℃)的差除以实施热压的温度(℃)到Ms点(℃)的时间而得到的值。
另外，在冷却时，由于达到400℃以后由相变引起的发热变得非常大，所以有时通过与400℃以上的温度域中的冷却方法相同的冷却方法无法确保充分的冷却速度。因此，需要比到400℃为止的冷却更强地进行从400℃到MS点为止的冷却。具体而言，优选像以下叙述的那样进行。在热压法中，通常，通过常温或数10℃左右的钢制模具来达成冷却。因此，为了使冷却速度发生变化，只要改变模具尺寸而使热容量发生变化即可。此外，通过将模具材质变更为异种金属(例如铜等)也能使冷却速度发生变化。无法改变模具尺寸时，通过使用水冷型的模具且变更冷却水量，也能改变冷却速度。此外，可以通过使用预先在几个地方刻有槽的模具并在压制中向该槽中通入水而改变冷却速度，在压制途中升高压机并在其间流入水，也能改变冷却速度。进而，通过改变模具间隙，使其与钢板的接触面积发生变化，也能改变冷却速度。关于例如在400℃前后改变冷却速度的手段，可以考虑以下的手段。
(1)在刚达到400℃后，使其移动至热容量不同的模具或室温状态的模具中来改变冷却速度；
(2)在水冷模具的情况下，在刚达到400℃后使模具中的流水量发生变化来改变冷却速度；
(3)在刚达到400℃后，在模具与构件之间流入水，通过使该水量发生变化来改变冷却速度。
在本发明中，热压法中的成形的方式没有特别限制。作为例示，可列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形、凸缘成形。只要根据目标热成形钢板构件的种类而适当选择即可。作为热成形钢板构件的代表例，可列举出上述那样的汽车用补强部件即门保护条或保险杠加强件等。
本发明的热成形钢板构件的特征是延性和弯曲性优异。作为此时的可耐受实用的延性，优选拉伸试验的总伸长率为12％以上。进一步优选总伸长率为14％以上。作为弯曲性，优选前端角度为90°的V弯曲试验的极限弯曲半径为5t以下。
热压后的热成形钢板构件也可以实施喷丸处理以除去氧化皮。关于该喷丸处理，由于具有在表面导入压缩应力的效果，所以具有延迟断裂得到抑制、并且疲劳强度提高这样的优点。
在上述说明中，关于热成形，以作为具体方式的热压为例进行了说明，但本发明也能够适用于具备与热压同样地在成形的同时或在其后立即将钢板冷却的机构的热成形、例如辊成形。
实施例
对本发明的实施例进行说明。但是，本发明并不限定于实施例。
将具有表1所示的化学组成的钢板作为供试材料。这些钢板为将在实验室中熔炼的板坯在1250℃下加热30分钟后，除了供试材料No.6和No.22以外，按照在880℃到910℃的范围内完成精轧，在720℃到680℃的范围内保持5秒钟的方式进行热轧，制成板厚为2.6mm的热轧钢板。热轧后，通过水喷雾冷却至420℃以下后，以20℃/小时缓慢冷却至室温，从而模拟了在420℃以下的温度域中卷取的热轧卷取工序。
这样操作而得到的热轧钢板主要为铁素体与马氏体、或铁素体与贝氏体的复合组织。
另一方面，供试材料No.6和No.22的热轧条件与上述的条件不同。供试材料No.6通过在740℃到660℃的范围内保持2秒钟，并水喷雾冷却至室温，从而模拟在室温下卷取的热轧卷取工序。供试材料No.22通过在水喷雾冷却至670℃后，以20℃/小时缓慢冷却至室温，从而模拟在670℃下卷取的热轧卷取工序。
这样操作而得到的热轧钢板的一部分通过酸洗将氧化皮除去后，按照使板厚为1.6mm的方式冷轧后，在按780℃以上且900℃以下进行加热、并以30℃/秒的平均冷却速度进行冷却的条件下进行退火。但是，供试材料No.27在于920℃下加热、并以30℃/秒的平均冷却速度进行冷却的条件下进行退火。
这些供于热压的钢板的铁素体、马氏体和贝氏体的各面积率利用EBSP(ElectronBackScatterPattern：电子背向散射图案)法来测定。具体而言，由供于热压的钢板切取轧制方向和与轧制方向垂直的方向的两个方向上的截面。对于该切取的各截面，进行研磨及硝酸乙醇腐蚀液蚀刻。接着，使用具备EBSP检测器的扫描电子显微镜(SEM)“商品名Quanta200(制造商FEI)”，通过EBSP解析，取得切取的各截面的EBSP的IQ图像(Imagequalitymap：倍率为2000倍)。然后，铁素体、马氏体和贝氏体的各面积率基于轧制方向和与轧制方向垂直的方向的两个方向上的截面的各EBSP的IQ图像，分别测定面积率，以其平均值的形式求出。另外，EBSP解析的条件设定为加速电压＝25kV、工件距离＝15mm、测定步长＝0.2μm。
此外，这些供于热压的钢板的铁素体的长宽比如以下那样测定。具体而言，由供于热压的钢板切取轧制方向和与轧制方向垂直的方向的两个方向上的截面。对该切取的各截面，进行研磨及硝酸乙醇腐蚀液蚀刻。接着，使用具备EBSP检测器的扫描电子显微镜(SEM)“商品名Quanta200(制造商FEI)”，通过EBSP解析，取得切取的各截面的EBSP的IQ图像(Imagequalitymap：倍率为2000倍)。然后，铁素体的长宽比基于轧制方向和与轧制方向垂直的方向的两个方向上的截面的各EBSP的IQ图像，分别测定50个铁素体晶粒的长宽比，以其平均值的形式求出。另外，EBSP解析的条件设定为加速电压＝25kV、工件距离＝15mm、测定步长＝0.2μm。
在表2中示出供于热压的钢板的钢组织。
表2
*1:马氏体和贝氏体的合计面积率(％)
*2:铁素体和马氏体和贝氏体的合计面积率(％)
将所得到的钢板在煤气炉内、在空燃比为0.85且表3所示的条件下进行加热。接着，将经加热的钢板从加热炉中取出，使热压之前的空冷时间(从炉中取出后、直到放入模具中之前的时间，即从加热的结束到热成形的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间)变化为表3所示的时间，使用平板的钢制模具，实施热压。接着，在热压后，在使钢板与模具接触的状态下以表3所示的平均冷却速度冷却至MS点以下即150℃为止，从模具中取出并放冷，由此准备了各种供试用钢板(以下，将该供试用钢板记载为“经热压的钢板”)。
冷却通过1)将模具的周围用冷却水冷却后、2)通过常温下的模具冷却后、或3)通过经加热的模具冷却后，将模具的周围用冷却水进行冷却来实施。到150℃为止的平均冷却速度通过在供于热压的钢板的端部安装热电偶，测定其温度来求出。另外，所谓加热时间是从装入炉中后的达到720℃时开始到从炉中取出的时间。其中，实施例6、18和25为了模拟用带有槽的模具改变冷却速度的热压条件，在规定的空冷时间后，通过以规定的冷却速度进行气体冷却，从而准备了各种供试用钢板。
经热压的钢板的铁素体、回火马氏体、回火贝氏体和马氏体的面积率与供于热压的钢板的铁素体、马氏体和贝氏体的各面积率同样地利用EBSP(ElectronBackScatterPattern：电子背向散射图案)法来测定。将这些结果示于表4中。
经热压的钢板的铁素体的长宽比与供于热压的钢板的铁素体的长宽比同样地测定。
如以下那样操作来调查经热压的钢板的机械性质。将这些测定结果也一并示于表4中。
首先，由各钢板在与轧制方向成直角的方向上采集JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验，测定TS(抗拉强度)及El(总伸长率)。
此外，由各钢板按照弯曲棱线与轧制方向成为直角方向的方式采集矩形的试样，对其单面进行机械磨削，制作厚1mm、宽30mm、长度60mm的弯曲试验片，通过对该试验片实施前端角度为90°、前端半径为5mm、4mm、3mm的V弯曲试验，评价弯曲性。另外，在试验时，使经磨削的面成为弯曲内侧。通过目视观察试验后的弯曲部的表面，按下面的评价基准进行评价。
-弯曲性的评价基准-
A：在前端半径为4mm的V弯曲试验后，没有见到裂纹
B：在前端半径为4mm的V弯曲试验后，见到微裂纹或缩颈
C：在前端半径为4mm的V弯曲试验后，见到裂纹
D：在前端半径为5mm的V弯曲试验后，见到裂纹
本例中制作的钢板没有实施利用模具的热压，但由于受到与热压钢板构件相同的热过程，所以钢板的机械性质与具有相同的热过程的热压钢板构件实质上相同。
另外，表1～表4中带下划线的数值表示由该数值表示的含量、条件、或机械特性为本发明的范围外。
表3
表4
*3:回火马氏体和回火贝氏体的合计面积率(％)
*4：铁素体和回火马氏体和回火贝氏体和马氏体的合计面积率(％)
表4中的本发明例即供试材料No.1、3、5、6、9、10、11、13、15、17、19、21、22、24、27、28、29、31及33为满足本发明的全部条件的本发明例的钢板构件、即热压钢板构件。这些本发明例的热压钢板构件均在热成形的原状下，抗拉强度高达980MPa以上，延性优异，且弯曲性也优异。
另一方面，供试材料No.2由于钢板的加热温度超过本发明中规定的范围的上限，所以得不到所期望的组织，延性和弯曲性差。
供试材料No.4由于Si含量低于本发明中规定的范围的下限，所以延性差。
供试材料No.7由于供于热压的钢板及热压钢板构件不具有本发明中规定的组织，所以延性和弯曲性差。
供试材料No.8得不到对于供于热压的钢板及热压钢板构件所期望的组织，延性和弯曲性差。
供试材料No.12由于C含量超过本发明中规定的范围的上限，同时供于热压的钢板及热压钢板构件不具有本发明中规定的组织，所以延性和弯曲性差。
供试材料No.14得不到对于供于热压的钢板及热压钢板构件所期望的组织，延性和弯曲性差。
供试材料No.16、20及25分别由于空冷时间、加热温度、平均冷却速度脱离本发明中规定的范围，所以得不到对于热压钢板构件所期望的组织，没有得到目标抗拉强度。
供试材料No.18由于平均冷却速度脱离本发明中规定的范围，所以得不到对于热压钢板构件所期望的组织，弯曲性差。
供试材料No.23由于Mn含量低于本发明中规定的范围的下限，同时供于热压的钢板及热压钢板构件不具有本发明中规定的组织，所以得不到目标抗拉强度，弯曲性差。
供试材料No.26由于供于热压的钢板及热压钢板构件不具有本发明中规定的组织，所以弯曲性差。
供试材料No.30由于C含量低于本发明中规定的范围的下限，所以没有得到目标抗拉强度。
供试材料No.32由于空冷时间脱离本发明中规定的范围，所以得不到对于热压钢板构件所期望的组织，弯曲性差。
进而，供试材料No.34由于供于热压的钢板及热压钢板构件不具有本发明中规定的组织，所以抗拉强度低，延性也差。
另外，日本专利申请第2013-247814号的公开内容其整体通过参照纳入本说明书中。
本说明书中记载的全部文献、专利申请、及技术标准与具体且分别记载各个文献、专利申请、及技术标准作为参照而纳入的情况相同程度地作为参照而纳入本说明书中。

Claims (11)

1.一种热成形钢板构件，其具有以质量％计含有C：0.100％～0.340％、Si：0.50％～2.00％、Mn：1.00％～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001％～1.000％及N：0.0100％以下、且剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成，且具有以下的钢组织：
所述钢组织是包含铁素体、选自回火马氏体及回火贝氏体中的至少一者和马氏体的钢组织，其中，以面积％计，铁素体：5％～50％，回火马氏体及回火贝氏体：合计为20％～70％，马氏体：25％～75％，铁素体、回火马氏体、回火贝氏体及马氏体：合计为90％以上，残留奥氏体：0％～5％。
2.根据权利要求1所述的热成形钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下及Ni：1.000％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的热成形钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有B：0.0025％以下来代替Fe的一部分。
4.根据权利要求1～权利要求3中任1项所述的热成形钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下及Zr：0.0100％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
5.根据权利要求1～权利要求4中任1项所述的热成形钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有Bi：0.0100％以下来代替Fe的一部分。
6.一种热成形用钢板，其具有以质量％计含有C：0.100％～0.340％、Si：0.50％～2.00％、Mn：1.00％～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001％～1.000％及N：0.0100％以下、且剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成，且具有以下的钢组织：
所述钢组织是包含长宽比为2.0以下的铁素体和选自马氏体及贝氏体中的至少一者的钢组织，其中，以面积％计，铁素体：5％～50％，马氏体及贝氏体：合计为45％～90％，铁素体、马氏体及贝氏体：合计为90％以上。
7.根据权利要求6所述的热成形用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下及Ni：1.000％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
8.根据权利要求6或权利要求7所述的热成形用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有B：0.0025％以下来代替Fe的一部分。
9.根据权利要求6～权利要求8中任1项所述的热成形用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下及Zr：0.0100％以下组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
10.根据权利要求6到权利要求9中任1项所述的热成形用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有Bi：0.0100％以下来代替Fe的一部分。
11.一种热成形钢板构件的制造方法，其将权利要求6～权利要求10中任1项所述的热成形用钢板加热至720℃以上且低于Ac3点的温度域，将从所述加热的结束到热成形的开始之前钢板被暴露在空冷中的时间设定为3秒钟～20秒钟而实施热成形，以10℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却至MS点以下的温度域。
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