CN113840937B - 热冲压成型体及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该热冲压成型体的化学组成以质量％计而含有C：0.0005～0.0080％、Si：0.005～1.000％、Mn：0.01～2.50％、Al：0.010～0.100％、P：0.200％以下、S：0.100％以下、N：0.0100％以下和剩余部分：Fe和杂质，该热冲压成型体具有以面积分数计而包含20％以上且小于95％的针状铁素体、5～80％的多边形铁素体以及0～5％的剩余部分组织的金属组织。

Description

热冲压成型体及其制造方法
技术领域
本发明涉及热冲压成型体及其制造方法。具体而言，本发明涉及有助于车体的轻量化和碰撞安全性提高的、强度和延展性优异的热冲压成型体及其制造方法。
本申请基于2019年5月23日在日本提出的日本特愿2019-096625号而主张优先权，并应用其内容于此。
背景技术
近年，从车体轻量化和碰撞安全性提高的要求出发，高强度钢板被应用于车辆的车体部件。车体部件通过压制成型而成型，因此压制成型性的提高，特别是形状冻结性的提高是个问题。因此，作为制造形状精度优异的高强度车体部件的方法，热冲压法正受到关注。
此外，近年，将拼焊板(Tailored blank)应用于热冲压法的技术正在被研究。拼焊板是通过焊接将板厚、化学组成、金属组织等不同的钢板接合而得到的钢板。在拼焊板中，可对接合得到的一片钢板中的特性进行部分性的改变。例如，可通过使某个部分具有较高的强度来抑制该部分处的变形，使其他部分具有较低的强度来使该部分变形并吸收冲击。
作为将拼焊板应用于热冲压法的技术，现有：使用通过焊接将热冲压后为低强度的钢板与热冲压后为高强度的钢板接合而成的拼焊板的技术。作为热冲压后为高强度的钢板，例如可使用专利文献1公开的钢板。作为热冲压后为低强度的钢板，以使得其在热冲压中的模具冷却后为低强度的方式，调整钢的化学组成即可。
超低碳钢是适用于拼焊板的钢种之一。超低碳钢由于碳含量较低，因此具有即使在加热后急速冷却也难以高强度化的特征。专利文献2中公开了，使用超低碳钢作为热冲压法的低强度材料。专利文献2中公开了，在将钢板加热至Ac3点以上的温度后，进行热冲压，形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主相的金属组织，从而提高局部变形能力的技术。专利文献2中公开了，由于该技术，当碰撞时，车体部件以弯曲模式变形时变得不易发生断裂，基于塑性变形的冲击吸收能力优异。
在使用超低碳钢作为低强度材料的情况下，在由于碰撞而使得变形集中，受到较大的拉伸变形而不是弯曲模式时，存在发生断裂并且部件的能量吸收能力显著降低的情况。因此，用作拼焊板的低强度材料的超低碳钢需要在热冲压后具有优异的延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-197213号公报
专利文献2：国际公开第2012/157581号
发明内容
发明所解决的技术问题
本发明是鉴于所述实际情况而完成的，目的是提供延展性优异的热冲压成型体及其制造方法。具体而言，本发明的目的是提供C含量较低、并且热冲压后延展性优异、并且具有通常的热冲压成型体所需要的最低限度的强度的热冲压成型体及其制造方法。
解决问题的技术手段
本发明人等对热冲压成型体的延展性进行了深入研究，结果发现，热冲压成型体的延展性受热冲压后的金属组织的影响。在通过热冲压中的加热而转变为奥氏体后，从奥氏体的状态进行热冲压时，由于基于模具的急速冷却，会产生大量延展性不优异的针状铁素体。需要说明的是，针状铁素体有时也被称为贝氏体铁素体、块状铁素体或超低碳的马氏体。
如果在热冲压中的加热后，不进行基于模具的急速冷却，而通过冷却速度缓慢的空冷进行冷却，在一部分的奥氏体转变为多边形铁素体后进行热冲压，则热冲压后的金属组织变为多边形铁素体和针状铁素体的复合组织。多边形铁素体的延展性优异，因此通过形成如上所述的复合组织，能够制造延展性优异的热冲压成型体。
从奥氏体向多边形铁素体的转变是否开始，可通过以下方式判断：对从加热炉中取出后的空冷中的钢板的温度进行测定，观测相变发热。通过在发生相变发热后开始热冲压，能够在热冲压成型体中得到包含多边形铁素体的金属组织。本发明人发现，通过使用最优化的化学组成的钢板以如上所述的方法进行热冲压，能够制造延展性优异的热冲压成型体。
但是，在使用超低碳钢的情况下，当多边形铁素体的比例过大时，会变为软质，作为热冲压成型体的强度不足。因此，通过调整开始热冲压的温度而使得多边形铁素体的比例不会变得过大，从而能够确保成型后的强度。
本发明是基于所述发现而得到的，本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方式的热冲压成型体，其化学组成以质量％计而含有：
C：0.0005～0.0080％、
Si：0.005～1.000％、
Mn：0.01～2.50％、
Al：0.010～0.100％、
P：0.200％以下、
S：0.100％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、和
B：0～0.0050％，
剩余部分由Fe和杂质构成，
所述热冲压成型体具有以面积分数计而包含20％以上且小于95％的针状铁素体、5～80％的多边形铁素体以及0～5％的剩余部分组织的金属组织。
(2)所述项(1)所述的热冲压成型体，其中，
所述化学组成以质量％计可以含有选自以下元素的1种或2种以上：
Ti：0.005～0.150％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.005～0.100％、和
Zr：0.005～0.100％。
(3)所述项(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，
所述化学组成以质量％计可以含有B：0.0002～0.0050％。
(4)所述项(1)～(3)中任一项所述的热冲压成型体，其表面上可以具有镀敷层。
(5)本发明的其他方式的热冲压成型体的制造方法，其具备：
将具有所述(1)所述的化学组成的钢板加热至Ac3～1100℃的温度范围内的加热工序；
在所述温度范围内保持超过0秒且1200秒以下的保持工序；
以使得平均冷却速度为5～30℃/s的方式将所述钢板冷却至相变发热最大温度～相变发热开始温度-150℃的温度范围内，在该温度范围内开始成型的热成型工序；和
在所述成型后，以使得平均冷却速度为20～1000℃/s的方式冷却至600～40℃的温度范围内的急速冷却工序。
发明效果
通过本发明的所述一个方式，能够提供延展性优异，并且具有热冲压成型体所需要的最低限度的强度的热冲压成型体及其制造方法。
附图说明
[图1A]是表示从将钢板加热至980℃并打开加热炉的炉盖开始所经过的时间与钢板的温度的关系的图。
[图1B]是用经过时间对图1A中的钢板的温度进行一阶微分的图。
[图1C]是用经过时间对图1A中的钢板的温度进行二阶微分的图。
[图2A]是表示从将钢板加热至940℃并打开加热炉的炉盖开始所经过的时间与钢板的温度的关系的图。
[图2B]是用经过时间对图2A中的钢板的温度进行一阶微分的图。
[图2C]是用经过时间对图2A中的钢板的温度进行二阶微分的图。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热冲压成型体及其制造方法详细地进行说明。首先，对本实施方式的热冲压成型体的化学组成的限定理由进行说明。需要说明的是，在下文中记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围中。在“小于”、“超过”表示的数值的情况下，该值不包含在数值范围中。此外，化学组成的％都是指质量％。
本实施方式的热冲压成型体的化学组成以质量％计而包含，C：0.0005～0.0080％、Si：0.005～1.000％、Mn：0.01～2.50％、Al：0.010～0.100％、P：0.200％以下、S：0.100％以下、N：0.0100％以下以及剩余部分：Fe和杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.0005～0.0080％
C是对热冲压成型体的强度和延展性影响较大的元素。C含量过多时，热冲压后会形成碳化物和贝氏体等低温转变相，热冲压成型体的延展性降低。因此，将C含量设为0.0080％以下。优选为0.0070％以下、0.0050％以下、0.0040％以下、0.0034％以下或0.0030％以下。C含量过低时，热冲压成型体的强度变低，容易发生强度不足引起的断裂。因此，将C含量设为0.0005％以上。优选为0.0010％以上。
Si：0.005～1.000％
Si是具有固溶强化能力的合金元素，为了得到热冲压成型体的强度而含有。然而，Si含量超过1.000％时，发生表面氧化皮膜的问题。即，对热轧时生成的氧化皮进行酸洗后，产生由于表面凹凸而引起的花纹，表面外观变差。因此，将Si含量设为1.000％以下。在对钢板表面实施镀敷的情况下，Si含量如果较多，则镀敷性有时会劣化，因此优选将Si含量设为0.500％以下。此外，Si含量过低时，无法获得热冲压成型体期望的强度，因此将Si含量设为0.005％以上。优选为0.100％以上、0.120％以上、0.150％以上或0.200％以上。
Mn：0.01～2.50％
Mn也与Si同样是具有固溶强化能力的合金元素，为了得到热冲压成型体期望的强度而含有。然而，在Mn含量超过2.50％时，由于钢板的淬透性提高，在热冲压中的加热后，空冷中的多边形铁素体的形成受到抑制，从而热冲压成型体的延展性降低。因此，将Mn含量设为2.50％以下。优选为2.35％以下或2.00％以下。此外，Mn含量过低时，无法得到热冲压成型体期望的强度，因此将Mn含量设为0.01％以上。优选为0.10％以上、0.50％以上、0.80％以上或1.00％以上。
Al：0.010～0.100％
Al是用于钢水的脱氧的元素。为了使钢水充分脱氧，而将Al含量设为0.010％以上。优选为0.015％以上、0.020％以上或0.025％以上。然而，Al含量超过0.100％时，在钢中产生大量非金属夹杂物，热冲压成型体的表面容易产生缺陷。因此，将Al含量设为0.100％以下。优选为0.080％以下或0.070％以下。
P：0.200％以下
P也与Si和Mn同样具有固溶强化能力，是用于获得热冲压成型体的强度的有效元素。然而，P含量超过0.200％时，热冲压成型体的焊接裂纹性和韧性劣化，因此将P含量设为0.200％以下。优选为0.100％以下或0.070％以下。下限没有特别规定，但从确保P带来的强度的观点出发，P含量可以为0.020％以上或0.030％以上。
S：0.100％以下
S增大钢中的非金属夹杂物的尺寸。大量含有S时，容易以尺寸较大的非金属夹杂物为起点产生空隙并发生断裂，热冲压成型体的延展性劣化。因此，将S含量设为0.100％以下。优选为0.030％以下或0.020％以下。下限没有特别规定，但过度降低S含量时，脱硫工序中的制造成本增大，因此S含量可以为0.001％以上。
N：0.0100％以下
N是杂质元素，是在钢中形成氮化物而使热冲压成型体的延展性劣化的元素。N含量超过0.0100％时，钢中的氮化物粗化，热冲压成型体的延展性劣化。因此，将N含量设为0.0100％以下。优选为0.0095％以下、0.0070％以下、0.0050％以下或0.0035％以下。下限没有特别规定，但过度降低N含量时，制钢工序中的制造成本增大，因此N含量可以为0.0010％以上。
本实施方式的热冲压成型体可以含有上述元素，并且剩余部分由Fe和杂质构成。然而，为了提高各种特性，可以含有如下所示的元素(任选元素)代替Fe的一部分。为了降低合金成本，不需要而有意地在钢中含有这些任选元素，因此这些任选元素的含量的下限均为0％。需要说明的是，作为杂质，可举出不可避免地从钢原料或者废料中和/或在制钢过程中混入，并且在不损害本实施方式的热冲压成型体的特性的范围内允许的元素。
Ti：0～0.150％，Nb：0～0.100％，V：0～0.100％和Zr：0～0.100％
Ti、Nb、V和Zr具有在钢中形成碳化物，通过析出强化而提高热冲压成型体的强度的效果，因此可以根据需要含有。为了可靠地发挥所述效果，优选最少将Ti、Nb、V和Zr中的1种的含量设为0.005％以上。另一方面，Ti含量超过0.150％或Nb、V和Zr中的任一种的含量超过0.100％时，热冲压成型体的强度过度增加而延展性降低。因此，将Ti含量设为0.150％以下，Nb含量、V含量和Zr含量设为0.100％以下。
B：0～0.0050％
B具有抑制晶粒生长的效果，是有助于提高热冲压成型体的强度的元素，因此可以根据需要含有。为了可靠地发挥该效果，优选将B含量设为0.0002％以上。更优选为0.005％以上或0.0010％以上。B含量过多时，热冲压成型体的延展性降低，因此将B含量设为0.0050％以下。
除了所述任选元素之外，还可以包含Cr、Ni、Cu、Mo、Sn、Sb和As。Cr、Ni、Cu和Mo的含量没有特别规定，但过度含有时存在铸造性降低的情况，因此这些元素的总含量可以为1.00％以下。此外，Sn、Sb和As等不可避免地含有的杂质元素，在过度含有时存在热冲压成型体的延展性劣化的情况，因此这些元素的总含量可以为0.10％以下。
所述热冲压成型体的化学组成通过通常性的分析方法测定即可。例如，使用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-AES，Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)测定即可。需要说明的是，C和S使用燃烧-红外线吸收法，N使用惰性气体熔融-热导法测定即可。在热冲压成型体在表面具备镀敷层的情况下，通过机械研削除去表面的镀敷层，然后进行化学组成的分析即可。
接下来，对本实施方式的热冲压成型体的金属组织进行说明。
本实施方式的热冲压成型体具有以面积分数计而包含20％以上且小于95％的针状铁素体、5～80％的多边形铁素体以及0～5％以下的剩余部分组织的金属组织。
针状铁素体的面积分数：20％以上且小于95％
针状铁素体是通过模具的接触导热而被急速冷却，从而从奥氏体转变而成的组织。针状铁素体的面积分数过高时，热冲压成型体的延展性降低。因此，将针状铁素体的面积分数设为小于95％。优选为90％以下，更优选为80％以下。另一方面，针状铁素体的面积分数过低时，无法得到通常热冲压成型体所要求的最低限度的强度。因此，将针状铁素体的面积分数设为20％以上。优选为40％以上、50％以上或60％以上。
多边形铁素体的面积分数：5～80％
多边形铁素体是用于得到热冲压成型体的延展性的重要组织。多边形铁素体是在加热炉中将钢板加热至Ac3点以上的温度后，从加热炉开始到压制完成为止的空冷过程中所产生的组织。空冷过程中的900℃～800℃的平均冷却速度大致为10～30℃/s，比基于模具的急速冷却的冷却速度要慢。因此，空冷过程中Fe原子和C原子充分扩散，从而发生从奥氏体向多边形铁素体的转变。为了得到热冲压成型体的延展性，将多边形铁素体的面积分数设为5％以上。优选为10％以上，更优选为20％以上。多边形铁素体的面积分数过高时，针状铁素体的面积分数变低，无法得到通常热冲压成型体所要求的最低限度的强度。因此，将多边形铁素体的面积分数设为80％以下。优选为60％以下、50％以下或40％以下。
剩余部分组织的面积分数：0～5％
针状铁素体和多边形铁素体以外的剩余部分组织是指，即使进行后述的组织观察也无法判别的组织。作为这样的剩余部分组织，可举出：碳化物或贝氏体等低温相变相、析出物、非金属夹杂物等。剩余部分组织的面积分数提高时，热冲压成型体的延展性降低，因此将剩余部分组织的面积分数设为5％以下。优选为3％以下、2％以下或1％以下。为了提高热冲压成型体的延展性，优选不含剩余部分组织，因此剩余部分组织的面积分数更优选为0％。
金属组织的面积分数的测定方法
金属组织的面积分数通过以下的方法进行测定。
首先，从距离热冲压成型体的端面10mm以上的位置，以使得与表面垂直的截面(板厚截面)为观察面的方式采集样品。尽管也取决于测定装置，但将样品制为能够在轧制方向上观察约10mm的尺寸。使用#600～#1500的碳化硅纸对切出的样品的截面进行研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液和纯水中而得到的液体进行镜面处理。接下来，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，除去引入样品表层中的应变。
需要说明的是，在由于热冲压成型体的形状，而无法从距离热冲压成型体的端面为10mm以上的位置采集样品的情况下，从未充分实施热处理的端部以外的位置采集样品即可。
在距离样品截面的表面为板厚1/4的位置处，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法对在轧制方向为50μm并且在板厚方向为50μm的区域进行测定，得到晶体取向信息。测定使用由热场发射扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度设为9.6×10-5Pa以下，加速电压设为15kV，照射电流等级设为13，电子束的照射时间设为0.01秒/点。根据得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置中附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Image Quality”功能，确定以下晶界和晶粒：取向差(GAM值：Grain Average Misorientation)为5°以上的晶界、被取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.5°以下的晶粒、被取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差超过0.5°的晶粒。上述操作至少在5个区域中进行。通过计算被取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差为0.5°以下的晶粒的面积分数的平均值，得到多边形铁素体的面积分数。此外，通过计算被取向差为5°以上的晶界包围的晶粒内的平均晶体取向差超过0.5°的晶粒的面积分数的平均值，得到针状铁素体的面积分数。
针状铁素体这样的因急速冷却而转变的铁素体，在晶粒内引入了大量应变，因此晶粒内的晶体取向的变动变大，平均晶体取向差超过0.5°。另一方面，冷却速度较慢，发生Fe原子和C原子的扩散而转变的多边形铁素体与针状铁素体相比，晶粒内引入的应变的量较少，因此平均晶体取向差为0.5°以下。
剩余部分组织的面积分数通过以下方式得的：计算从100％中减去通过上述方法得到的多边形铁素体的面积分数与针状铁素体的面积分数的合计量而得到值。
本实施方式的热冲压成型体的表面可以形成有镀敷层。由于表面具有镀敷层可以使热冲压成型体的耐腐蚀性提高，因而优选。
作为适用的镀敷，可举出：镀铝、镀铝锌、热浸镀锌、电镀锌、合金化熔融镀锌等。
本实施方式的热冲压成型体通过对钢板进行热冲压而得到。因此，本实施方式的热冲压成型体可以具备通过热冲压形成的形状。作为通过热冲压形成的形状，例如可举出具有半径为2～50mm的弯曲成型部的形状。在热冲压成型体具备具有半径为2～50mm的弯曲成型部的形状的情况下，能够提高碰撞时的冲击吸收能力。
接下来，对本实施方式的热冲压成型体的制造方法进行说明。首先，对适用于本实施方式的热冲压成型体的钢板的制造方法进行说明。
适用于本实施方式的热冲压成型体的钢板的制造方法没有特别限定，可以使用通常性的制造方法。例如，对通过连铸板坯、薄板坯连铸机等通常性的方法制造的钢片进行加热并进行热轧，然后进行冷却，根据需要进行酸洗，进行冷轧，从而得到钢板即可。
可以根据需要对钢板实施镀敷。通过对表面实施了镀敷的钢板进行热冲压，可以得到在表面具有镀敷层的热冲压成型体。
作为镀敷的种类，可举出：镀铝、镀铝锌、镀锌。施加镀敷的方法可以是通常性的方法。例如，镀铝时，浴中Si浓度为5～12％是合适的，镀铝锌时，浴中Zn浓度为40～50％是合适的。即使在镀铝层中混有Mg和Zn等，或即使在镀铝锌层中混入Mg，也能够无太大问题地制造特性相同的钢板。需要说明的是，就施加镀敷时的氛围而言，无论是具有无氧化炉的连续式镀敷设备、不具有无氧化炉的连续式镀敷设备、还是通常性的氛围条件，都可以镀敷。此外，在镀锌中，可通过热浸镀锌、电镀锌、合金化熔融镀锌等方法施加镀敷。
此外，即使实施Ni预镀、Fe预镀、其它使镀敷性提高的金属预镀，也没有特别的问题。即使在镀敷层表面施加不同种类的金属镀敷、无机类化合物、有机类化合物的皮膜等，也没有特别的问题。
接下来，对使用了通过上述方法得到的钢板的、本实施方式的热冲压成型体的制造方法进行说明。
本实施方式的热冲压成型体的制造方法具备：
将钢板加热至Ac3～1100℃的温度范围的加热工序；
在所述温度范围内保持超过0秒且1200秒以下的保持工序；
以使得平均冷却速度为5～30℃/s的方式将所述钢板冷却至相变发热最大温度～相变发热开始温度-150℃的温度范围内，在该温度范围内开始成型的热成型工序；和
在所述成型后，以使得平均冷却速度为20～1000℃/s的方式冷却至600～40℃的温度范围内的急速冷却工序。
以下，对各工序进行说明。
[加热工序]
在对将低强度材料(本发明的实施方式的材料)和高强度材料(与本发明的实施方式无关的材料)接合而得到的拼焊板进行热冲压的情况下，需要使高强度材料的金属组织充分奥氏体化。因此，将加热工序中的加热温度设为Ac3点以上。通常而言，高强度材料的Ac3点温度比低强度材料的Ac3点温度低，因此如果加热至低强度材料的Ac3点温度以上，则能够使高强度材料的金属组织也奥氏体化，故而优选。本发明的实施方式的低强度材料的Ac3点可通过以下的公式求出。当钢板被加热至Ac3点以上时，铁素体转变为奥氏体，通过剪切加工、焊接而引入的应变得到释放。就加热温度而言，为了在表面不具有镀敷层的情况下防止产生大量氧化皮，并且为了在表面具有镀敷层的情况下防止过度合金化，而设为1100℃以下。优选为1000℃以下。
Ac3(℃)＝exp(X)-28
X＝6.8165-0.47132×C-0.057321×Mn+0.0660261×Si+0.10593×Ti+2.0272×N+1.0536×S-0.12024×Si×C+0.29225×C2+0.015660×Mn2
此处，所述公式中的元素符号以质量％表示该元素在钢中的含量，不含的情况下，代入0。
[保持工序]
在将钢板加热至所述加热温度后，为了使铁素体向奥氏体转变，而将保持时间设为超过0秒且为1200秒以下。保持时间优选为10秒以上、20秒以上或30秒以上。
保持时间超过1200秒时，在表面不具有镀敷层的情况下会产生大量氧化皮，在表面具有镀敷层的情况下会过度合金化。因此，将保持时间设为1200秒以下。优选为500秒以下或200秒以下。
[热成型工序]
接下来，以使得平均冷却速度为5～30℃/s的方式，将保持后的钢板冷却至相变发热最大温度～相变发热开始温度-150℃的温度范围内，在该温度范围(相变发热最大温度～相变发热开始温度-150℃的温度范围)内开始成型。为了使所述平均冷却速度小于5℃/s，需要特别的保温设备。此外，为了使所述平均冷却速度超过30℃/s，需要强制性地进行冷却的设备。平均冷却速度为5～30℃/s冷却则通过空冷即可进行。
在相变发热最大温度以下的温度范围内开始成型的原因是为了在热冲压成型体中得到期望量的多边形铁素体。相变发热在从奥氏体向多边形铁素体的转变时产生。因此，相变发热达到最大时，会从缓慢的温度降低变为急速的温度降低，或温度上升迁移为温度降低。空冷时的温度降低因相变发热而变缓慢并再次变急时的温度、或因相变发热而温度上升并从温度上升迁移为温度降低时的温度为相变发热最大温度。此外，空冷时的温度降低因相变发热而变缓慢时的温度、或因相变发热而温度上升时的温度为相变发热开始温度。
在相变发热最大温度以下的情况下，从奥氏体向多边形铁素体的转变充分完成，因此通过在该温度范围内开始成型，能够在热冲压成型体中得到期望量的多边形铁素体。就开始成型的温度的下限而言，如果温度太低则成型变得困难，因此设为相变发热开始温度-150℃。优选为相变发热开始温度-100℃或为相变发热开始温度-50℃。
相变发热开始温度和相变发热最大温度可通过以下方式确定：对从加热炉中取出的钢板的温度的时间变化进行测定，用经过时间对钢板的温度进行一阶微分和二阶微分。
从将具有表1表示的化学组成(单位为质量％，剩余部分为Fe和杂质)的钢板加热至980℃并打开加热炉的炉盖开始所经过的时间与钢板的温度的关系示于图1A，用经过时间对钢板的温度进行一阶微分的结果示于图1B，用经过时间对钢板的温度进行二阶微分的结果示于图1C。此外，从将具有表1表示的化学组成的钢板加热至940℃并打开加热炉的炉盖开始所经过的时间与钢板的温度的关系示于图2A，用经过时间对钢板的温度进行一阶微分的结果示于图2B，用经过时间对钢板的温度进行二阶微分的结果示于图2C。需要说明的是，图1A和图2A表示的钢板的温度是在钢板的表面安装热电偶，以取样间隔为0.5s对温度进行测定而得到的数值。
[表1]
C Si Mn P S Al Ti Nb B N Cr Cu Ni
0.0028 0.030 1.17 0.068 0.005 0.041 0.081 0.005 0.0033 0.0023 0.03 0.008 0.011
相变发热达到最大的时间，可通过用经过时间对钢板的温度进行一阶微分来确定。如图1B这样的，在温度对时间的一阶微分在出炉后从负值向正值变化的情况下，在从负值变为正值后减少，从正值变为负值的时间是相变发热达到最大的时间。此外，如图2B这样的，温度对时间的一阶微分在出炉后保持为负值且未变为正值的情况下，温度对时间的一阶微分的值变为最大的时间(在图2C中，温度对时间的二阶微分从正值变为负值的时间)是相变发热达到最大的时间。此外，相变发热开始的时间，可通过用经过时间对钢板的温度进行二阶微分来确定。在图1C和图2C中，相变发热达到最大的时间之前最近的拐点是相变发热开始的时间。
如上所述地，根据用经过时间对钢板的温度进行一阶微分和二阶微分的图，确定相变发热开始的时间和相变发热达到最大的时间，求出当时的钢板温度，从而能够得到相变发热开始温度和相变发热最大温度。即，只需根据图1B和图2B(以及图2C)求出相变发热达到最大的时间，根据图1C和图2C求出相变发热开始的时间，根据图1A和图2A求出此时的钢板的温度，就能够得到相变发热开始温度和相变发热最大温度。
[急速冷却工序]
在成型后，保持在模具中，以使得平均冷却速度为20～1000℃/s的方式冷却至600～40℃的温度范围。由此，可制造具有延展性优异的金属组织的热冲压成型体。在所述平均冷却速度小于20℃/s的情况下，无法得到期望量的针状铁素体。在所述平均冷却速度超过1000℃/s的情况下，冷却设备变为大规模设备，设备成本增大。此外，停止冷却的温度在所述温度范围的范围外时，冷却设备变为大规模设备，设备成本增大。在冷却过程中，通过降低制冷剂的温度、使用导热度较高的模具、提高加压力以提高导热力或对热冲压后的热冲压成型体喷水等的方法调整冷却速度即可。所述平均冷却速度优选为40℃/s以上或50℃/s以上。此外，所述平均冷却速度优选为500℃/s以下、200℃/s以下或150℃/s以下。
可通过以上说明的方法，得到本实施方式的热冲压成型体。由于适用于本实施方式的热冲压成型体的钢板的C含量较低，是低强度的，因此在与在热冲压后为高强度的钢板接合而形成拼焊板后，可热冲压成型为车体部件。由于该车体部件是通过将包含低强度材料和高强度材料的拼焊板热冲压而制造的，因此具有低强度的部分和高强度的部分。
制造拼焊板时的焊接方法，可考虑激光焊接、缝焊、电弧焊接、等离子体焊接等各种方法，没有特别限定。此外，与适用于本实施方式的热冲压成型体的低强度材料一起使用的、高强度材料(热冲压后为高强度的钢板)也没有特别限定。它们可以根据要制造的每个部件而适当地选择。
即使不将具有本实施方式的热冲压成型体的化学组成的钢板应用于拼焊板，而仅使用该钢板制造车体部件等，也没有任何问题。通过点焊将拼接钢板(Patchwork)等钢板接合并制成叠层坯料，对该坯料进行热冲压，这也没有任何问题。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是用于确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明不限于该一个条件例。只要在不脱离本发明的主旨并达成本发明的目的的范围内，本发明就可以采用各种条件。
在表3A和表3B表示的条件下对具有表2表示的化学组成的冷轧钢板和镀敷钢板进行热冲压，得到表4A和表4B表示的热冲压成型体。在热冲压之前，将热电偶安装在钢板的中央，测定从加热炉中取出后在空气中自然冷却下的温度的时间变化，通过上述方法求出相变发热开始温度和相变发热最大温度。在表4A和表4B中的镀敷的栏中，CR表示未镀敷，GA表示合金化熔融镀锌，AL表示镀Al。
热冲压通过以下方式进行：以使得易于制备用于进行拉伸试验片和金属组织观察的试验片的方式，将钢板夹在平板状的水冷模具中并进行加压。需要说明的是，虽然在本实施例中，制造了平板状的热冲压成型体，但热冲压成型体的形状不限于此，可以制造具备具有半径为2～50mm的弯曲成型部的形状的热冲压成型体。
从热冲压后的钢板(热冲压成型体)中采集JIS5号试验片，基于JIS Z 2241:2011进行拉伸试验，从而求出拉伸(最大)强度(MPa)和总伸长率(％)。此外，采集金属组织观察用的样品，通过所述方法得到金属组织的面积分数。
将以上的试验结果示于表4A和表4B。
以总伸长率为8％以上的情况作为延展性优异、判定为合格，将小于8％的情况判定为不合格。此外，将总伸长率为12％以上的情况判定为延展性更优异。
以拉伸强度为360MPa以上的情况作为具有热冲压成型体所需要的最低限度的强度、判定为合格，将小于360MPa的情况判定为不合格。
[表2]
下划线表示在本发明的范围外。
[表3A]
下划线表示在本发明的范围外。
[表3B]
下划线表示在本发明的范围外。
[表4A]
下划线表示在本发明的范围外或不利特性。
[表4B]
下划线表示在本发明的范围外或不利特性。
根据表2～表4B，化学组成和金属组织在本发明的范围内的发明例，其延展性优异，并且拉伸强度为360MPa以上，具有热冲压成型体所需要的最低限度的强度。
另一方面，化学组成和/或金属组织在本发明的范围外的比较例，其拉伸强度或伸长率差。需要说明的是，表4A的制造编号A23由于Si含量多，因此表面外观劣化，判断为不能用于车体部件，因此未进行金属组织观察和特性评价。
工业实用性
根据本发明的所述一个方式，可提供延展性优异，并且具有热冲压成型体所需要的最低限度的强度的热冲压成型体及其制造方法。

Claims (5)

1.一种热冲压成型体，其化学组成以质量％计而含有：
C：0.0005％～0.0080％、
Si：大于0.100％且在1.000％以下、
Mn：0.01％～2.50％、
Al：0.010％～0.100％、
P：0.200％以下、
S：0.100％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、和
B：0～0.0050％，
剩余部分由Fe和杂质构成，
所述热冲压成型体具有：以面积分数计而包含40％以上且小于95％的针状铁素体、5％～60％的多边形铁素体以及0～5％的剩余部分组织的金属组织。
2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其中，
所述化学组成以质量％计而含有选自以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.005％～0.150％、
Nb：0.005％～0.100％、
V：0.005％～0.100％、和
Zr：0.005％～0.100％。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其中，
所述化学组成以质量％计而含有：
B：0.0002％～0.0050％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型体，其在表面具有镀敷层。
5.一种热冲压成型体的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，所述制造方法具备：
将具有权利要求1～3中任一项所述的化学组成的钢板加热至Ac3～1100℃的温度范围的加热工序；
在所述温度范围内保持超过0秒且1200秒以下的保持工序；
以使得平均冷却速度为5～30℃/s的方式将所述钢板冷却到相变发热最大温度至相变发热开始温度-150℃的温度范围内，在该温度范围内开始成型的热成型工序；和
在所述成型后，以使得平均冷却速度为40～1000℃/s的方式冷却至600～40℃的温度范围内的急速冷却工序。
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