CN114829652A

CN114829652A - 热压成形体

Info

Publication number: CN114829652A
Application number: CN202180006877.XA
Authority: CN
Inventors: 户田由梨; 田畑进一郎; 村泽皓大; 前田大介; 匹田和夫
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-01-09
Filing date: 2021-01-08
Publication date: 2022-07-29
Anticipated expiration: 2041-01-08
Also published as: JPWO2021141103A1; CN114829652B; JP7319571B2; KR20220091572A; US20230002874A1; EP4089191A1; EP4089191A4; KR102658166B1; WO2021141103A1

Abstract

该热压成形体具有预定的化学组成；以面积率计含有5％以上且不足10％的剩余奥氏体；具有在贝氏体和回火马氏体晶粒的晶界中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度以及旋转角为55°～75°的晶界的长度的总计长度，所述旋转角为55°～75°的晶界的长度的比例为30％以上的微观组织；拉伸强度在1500MPa以上。

Description

热压成形体

技术领域

本发明涉及热压成形体。

本申请基于2020年1月9日于日本进行申请的特愿2020－002407号主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，从环境保护以及资源节省的角度出发，在谋求汽车车身的轻量化，将高强度钢板用于汽车部件。汽车部件通过冲压成形的方式被制造，在钢板的高强度化的同时，不仅成形载荷在增加，成形性也在下降。因此，在高强度钢板中，成形为复杂形状的成形性是一个问题。为解决此问题，目前正在推进一种热压技术的应用，即，将钢板加热至软质化的奥氏体范围的高温后实施冲压成形。热压通过在冲压加工的同时于模具内实施淬火处理，从而作为兼顾汽车部件的成形性与汽车部件的强度的技术而备受关注。

在通过热压加工钢板而得到的汽车部件中，为得到更高的车身轻质化效果，则有必要获取高强度且碰撞特性也优异的部件。

专利文献1中公开有一种熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板以及他们的制造方法，通过使钢板中含有10体积％以上的剩余奥氏体，从而提高其强度、均匀变形性以及局部变形性，其中，10体积％以上的剩余奥氏体通过C和Mn因富集而被稳定化。

专利文献2中公开有一种合金化熔融镀锌钢板，通过使钢板内含有10体积％以上的剩余奥氏体，并使其以预定的体积率含有高温回火马氏体和低温回火马氏体，从而提高强度、均匀变形性以及局部变形性。

专利文献3中公开有一种高强度热冲压成形部件，通过使其钢组织为复合组织，且控制构成该复合组织的各组织的比例，从而提高延展性和弯曲性。

从安全性的观点出发，具有优异的强度，且相较现有技术而言碰撞特性更加优异的汽车部件备受期待。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2017-53001号公报

专利文献2：国际公开第2016/199922号

专利文献3：国际公开第2018/033960号

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明旨在提供强度及碰撞特性优异的热压成形体。

用于解决技术问题的技术手段

本发明的要点如下。

[1]本发明的一种方式的热压成形体，其化学组成以质量％计含有：

C：0.30～0.50％、

Si：0.50～3.00％、

Mn：0.50～3.00％、

Al：0.0002～2.000％、

P：0.100％以下、

S：0.1000％以下、

N：0.0100％以下、

Nb：0～0.150％、

Ti：0～0.150％、

Co：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Cu：0～1.00％、

V：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Ni：0～3.00％、

Mg：0～1.00％、

Zr：0～1.00％、

Sb：0～1.00％、

Ca：0～0.10％、

REM：0～0.30％、以及

B：0～0.0100％；

剩余部分由Fe和杂质构成；

所述热压成形体以面积率计，由5％以上且不足10％的剩余奥氏体、合计超过90％且95％以下的贝氏体和回火马氏体以及不足5％的剩余组织构成；

并且具有如下的微观组织：在所述贝氏体和所述回火马氏体晶粒的晶界中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度以及旋转角为55°～75°的晶界的长度的总计长度，所述旋转角为55°～75°的晶界的长度的比例为30％以上；

所述热压成形体的拉伸强度在1500MPa以上。

[2]所述[1]记载的热压成形体的所述化学组成以质量％计也可以含有由

Nb：0.010～0.150％、

Ti：0.010～0.150％、

Co：0.01～2.00％、

Mo：0.005～1.00％、

Cr：0.005～1.00％、

Cu：0.001～1.00％、

V：0.0005～1.00％、

W：0.001～1.00％、

Ni：0.001～3.00％、

Mg：0.001～1.00％、

Zr：0.001～1.00％、

Sb：0.001～1.00％、

Ca：0.001～0.10％、

REM：0.001～0.30％、以及

B：0.0005～0.0100％

构成的组中的1种或2种以上。

发明效果

根据本发明的所述方式，能够得到强度和碰撞特性优异的热压成形体。

附图说明

图1是示出一例通过弯曲试验而得到的F－S曲线的图。

具体实施方式

本发明人们发现，在热压成形体的微观组织中，通过使其含有预定量的剩余奥氏体、贝氏体以及回火马氏体，且在所述贝氏体和所述回火马氏体晶粒的晶界中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度以及旋转角为55°～75°的晶界(以下，有时记载为大倾角晶界)的长度的总计长度，使旋转角为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的比例为30％以上，从而能够在高强度的同时，提高其碰撞特性。

需要说明的是，在本实施方式中碰撞特性优秀指均匀变形能和裂纹传播抑制特性优秀。

大倾角晶界是在贝氏体及回火马氏体的晶粒含有的晶界中最高角度的晶界。从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时，有应变伴随着相变而发生。在相变前的奥氏体为高硬度的情况下、或旧奥氏体为无法变形的状态的情况下，缓和应变的效果强的大倾角晶界更易形成。本发明人们发现，在通过在热压后的预定温度范围施加压力从而设为奥氏体无法变形的状态的基础上，通过使奥氏体向贝氏体或马氏体相变，从而能够形成更多大倾角晶界。

以下对本实施方式的热压成形体进行详细说明。首先，对本实施方式的热压成形体的化学组成的限定理由进行说明。

需要说明的是，以下记载的夹持有“～”地记载数值限定范围包含下限值及上限值在其范围内。以“不足”、“超过”来表示的数值，其数值不包含在数值范围内。关于化学组成的％均表示质量％。

本实施方式的热压成形体的化学组成以质量％计含有：C：0.30～0.50％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、以及剩余部分：Fe和杂质。以下对各元素进行详细说明。

“C：0.30～0.50％”

C是提高热压成形体的强度的元素。另外，C也是使剩余奥氏体稳定化的元素。C含量不足0.30％时，热压成形体无法获得所期望的强度。因此，C含量设为0.30％以上。C含量优选为0.32％以上、0.35％以上。另一方面，C含量超过0.50％时无法获得优秀的均匀变形能。因此，C含量应在0.50％以下。优选为，C含量在0.46％以下、0.43％以下、0.40％以下。

“Si：0.50～3.00％”

Si是使剩余奥氏体稳定化的元素。Si含量不足0.50％时无法获得所述效果，且剩余奥氏体的稳定化不充分，无法获得所期望的量的剩余奥氏体。因此，Si含量设为0.50％以上。Si含量优选为1.00％以上、1.10％以上。另一方面，Si含量超过3.00％时，铁素体量增加，无法获得所期望的微观组织。因此，Si含量应在3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下、2.30％以下、2.00％以下。

“Mn：0.50～3.00％”

Mn是在旧奥氏体晶界偏析从而抑制铁素体和珠光体生成的元素。Mn含量不足0.50％时，铁素体和珠光体大量生成，无法获得所期望的微观组织。因此，Mn含量设为0.50％以上。Mn含量优选为0.70％以上或1.00％以上。另一方面，Mn含量超过3.00％时，无法获得优秀的均匀变形能。因此，Mn含量应在3.00％以下。优选为Mn含量在2.50％以下、或2.00％以下。

“Al：0.0002～2.000％”

Al是对钢液进行脱氧来抑制作为破坏起点的氧化物的生成从而提高变形能，且提升热压成形体的碰撞特性的元素。Al含量不足0.0002％时，脱氧无法充分进行，且有粗大的氧化物生成，从而无法得到所述效果。因此，Al含量设为0.0002％以上。Al含量优选为0.001％以上、0.050％以上、0.100％以上、0.300％以上。另一方面，Al含量若超过2.000％，则钢中会生成粗大的氧化物，热压成形体的碰撞特性会降低。因此，Al含量应在2.000％以下。Al含量优选为1.700％以下、1.500％以下、1.000％以下、0.800％以下。

“P：0.100％以下”

P为杂质元素，由于晶界偏析而成为破坏的起点。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下、0.030％以下。P含量的下限虽不做特殊限定，但若减少至不足0.0001％，则脱P成本会大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中，也可以将下限设为0.0001％。

“S：0.1000％以下”

S为杂质元素，在钢中形成夹杂物。该夹杂物会成为破坏的起点，因此S含量设为0.1000％以下。S含量优选为0.0500％以下、0.0300％以下、0.0100％以下。S含量的下限虽不做特殊限定，但若将其降低至不足0.0001％，则脱S成本会大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中也可以将下限设为0.0001％。

“N：0.0100％以下”

N为杂质元素，在钢中形成氮化物。该氮化物会成为破坏的起点，因此N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0050％以下。N含量的下限虽不做特殊限定，但若将其降低至不足0.0001％，则脱N成本会大幅上升，在经济方面不优选，因此在实际操作中也可以将其下限设为0.0001％。

本实施方式的热压成形体的化学组成的剩余部分也可以是Fe和杂质。以下列举出作为杂质，从钢原料或废料以及/或在制钢过程中不可避免地混入，在不会对本实施方式的热压成形体的特性产生影响的范围内被允许的元素。

本实施方式的热压成形体也可以含有以下的元素作为任意元素来代替一部分的Fe。不含有以下的任意元素时含量为0％。

“Nb：0～0.150％”

“Ti：0～0.150％”

Nb和Ti通过在热压前的加热中将旧奥氏体晶粒细粒化，抑制由奥氏体相变为贝氏体或马氏体时旧奥氏体的变形，从而提高大倾角晶界的占比。为使该效果切实发挥，优选为使Nb和Ti的任一种的含量均在0.010％以上。另一方面，即便使Nb和Ti的任一种含量超过0.150％，所述效果也会饱和，因此优选为使Nb和Ti的含量分别在0.150％以下。

“Co：0～2.00％”

“Mo：0～1.00％”

“Cr：0～1.00％”

“Cu：0～1.00％”

“V：0～1.00％”

“W：0～1.00％”

“Ni：0～3.00％”

Co、Mo、Cr、Cu、V、W和Ni具有通过在热压前的加热中固溶于旧奥氏体晶粒，从而提高热压成形体强度的作用。由此，从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时，能够抑制旧奥氏体晶粒的变形，提高大倾角晶界的占比。切实获得该效果时，优选为使其含有以下的任一种以上：Co：0.01％以上、Mo：0.005％以上、Cr：0.005％以上、Cu：0.001％以上、V：0.0005％以上、W：0.001％以上和Ni：0.001％以上。另一方面，即使大量含有这些元素所述效果也会饱和，因此使Co含量在2.00％以下，Mo含量、Cr含量、Cu含量、V含量和W含量分别在1.00％以下，Ni含量在3.00％以下为优选。

“Mg：0～1.00％”

“Zr：0～1.00％”

“Sb：0～1.00％”

“Ca：0～0.10％”

“REM：0～0.30％”

Mg、Zr、Sb、Ca和REM是通过抑制作为破坏起点的氧化物的生成从而提高变形能，并提升热压成形体碰撞特性的元素。切实获得该效果时，优选为使Mg、Zr、Sb、Ca和REM的任一种含量在0.001％以上。另一方面，即使大量地含有这些元素所述效果也会饱和，因此使Mg含量、Zr含量和Sb含量分别在1.00％以下，Ca含量在0.10％以下，REM含量在0.30％以下为优选。

需要说明的是，在本实施方式REM是指由Sc、Y和镧系元素构成的合计17元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。

“B：0～0.0100％”

B是在旧奥氏体晶界偏析从而抑制铁素体和珠光体生成的元素。使该效果切实发挥时，B含量应在0.0005％以上。另一方面，即使含量超过0.0100％所述效果也会饱和，因此B含量优选为0.0100％以下。

所述热压成形体的化学组成通过一般的分析方法测定即可。例如使用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)测定即可。需要说明的是，C和S用燃烧-红外线吸收法、N用惰性气体熔融-热导法测定即可。在热压成形体的表面有镀层的情况下，通过机械磨削除去镀层后进行化学组成的分析即可。

进而，对本实施方式的热压成形体的微观组织进行说明。

本实施方式的热压成形体具有以下的微观组织：以面积率计由5％以上且不足10％的剩余奥氏体、合计超过90％且95％以下的贝氏体和回火马氏体以及不足5％的剩余组织构成，在贝氏体和回火马氏体晶粒的晶界中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度和旋转角为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的总计长度，所述旋转角为55°～75°的晶界的长度的比例为30％以上。

需要说明的是，在本实施方式中，规定了距热压成形体的表面为板厚的1/4深度位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)的微观组织。原因在于，该深度位置为热压成形体的表面和板厚中心位置的中间点，该位置的微观组织代表了热压成形体的钢组织(表示热压成形体整体的平均微观组织)。

“剩余奥氏体：5％以上且不足10％”

剩余奥氏体提高热压成形体的碰撞特性。若剩余奥氏体不足5％，则无法获得所期望的均匀变形能。因此，剩余奥氏体设为5％以上。优选为6％以上、7％以上。另一方面，剩余奥氏体若达10％以上，则无法获得所期望的强度。因此，剩余奥氏体设为不足10％。优选为9％以下、8％以下。

“贝氏体和回火马氏体：合计超过90％且95％以下”

贝氏体和回火马氏体提高热压成形体的强度。若贝氏体和回火马氏体合计在90％以下，则无法获得所期望的强度。因此，贝氏体和回火马氏体合计设为超过90％。优选为91％以上、92％以上。另一方面，贝氏体和回火马氏体合计若超过95％，则无法获得所期望的均匀变形能。因此，贝氏体和回火马氏体合计设为95％以下。优选为94％以下、93％以下。

“剩余组织：不足5％”

本实施方式的热压成形体的微观组织中，作为剩余组织，存在含有铁素体、珠光体、初生马氏体和粒状贝氏体的情况。若剩余组织的面积率高，则无法获得所期望的强度和碰撞特性。因此，剩余组织设为不足5％。优选为3％以下、1％以下。

“剩余奥氏体、以及贝氏体和回火马氏体面积率的测定”

从远离热压成形体的端面50mm以上的任意位置(无法从该位置采集的情况下则为避开端部的位置)以能够观察垂直于表面的截面(板厚截面)的方式切出样本。样本的大小取决于测量设备，但设为能够在轧制方向上观察约10毫米的程度的大小。

将所述样本的截面用#600至#1500的碳化硅纸研磨后，使用一种液体抛光为镜面，该液体是将粒度1～6μm的金刚石粉末分散至乙醇等稀释液或纯水中而得到的液体。进而，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去引入样本表层的应变。在样本截面的长度方向的任意位置，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法测定长度50μm、距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域，从而获取结晶取向信息。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EBSD装置进行测定。此时，使EBSD装置内的真空度在9.6×10^－5Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子束的照射等级为62。将得到的结晶取向信息用附属于EBSD解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Phase Map(相图)”功能计算出剩余奥氏体的面积率。将结晶构造为fcc的相判断为剩余奥氏体。

接下来，将结晶构造为bcc的相判断为贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、粒状贝氏体以及铁素体，对这些区域使用EBSD解析装置附属软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Grain Average Misorientation(晶粒平均取向差)”功能，将Grain Average ImageQuality(晶粒平均图像质量)值不足60000的区域判断为贝氏体、回火马氏体、初生马氏体，通过计算出这些面积率的合计值，从而得到“贝氏体、回火马氏体、初生马氏体”合计的面积率。通过从以上述方法得到的“贝氏体、回火马氏体和初生马氏体”的合计面积率，减去以后述的方法得到的初生马氏体的面积率，从而得到“贝氏体和回火马氏体”的合计面积率。

“剩余组织面积率的测定”

从距热压成形体的端面50mm以上的任意位置(无法从该位置采集时为避开端部的位置)以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样本。样本的大小取决于测量设备，但设为能够在轧制方向上观察约10毫米的程度的大小。

将所述样本的截面用#600到#1500的碳化硅纸研磨后，使用液体抛光为镜面，并实施硝酸乙醇蚀刻，所述液体是使粒度1～6μm的金刚石粉末分散到乙醇等的稀释液或纯水中而得到的液体。而后，在样本截面的长度方向的任意位置的、长度为50μm且距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域，用热场发射扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)拍摄多个视野的照片。在拍摄照片上画出等间隔的格子，确定格子点中的组织。求出属于各组织的格子点个数，除以总格子点个数，从而得到各组织的面积率。总格子点个数越多越能够准确地求得面积率。在本实施方式中，使格子间隔为2μm×2μm且总格子点个数为1500个。

将在晶粒内渗碳体以片状析出的区域判断为珠光体。将亮度小且未发现下部组织的区域判断为铁素体。将亮度大且下部组织没有因蚀刻而出现的区域判断为初生马氏体和剩余奥氏体。将不属于上述任一者的区域判断为粒状贝氏体。初生马氏体的面积率通过从拍摄照片求得的初生马氏体和剩余奥氏体的面积率减去由上述EBSD解析而求得的剩余奥氏体的面积率从而得到。

“在贝氏体及回火马氏体晶粒的晶界中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度和旋转角为55°～75°的晶界的长度的总计长度，旋转角为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的比例为30％以上”

大倾角晶界是贝氏体和回火马氏体的晶粒中含有的晶界中最高角度的晶界。大倾角晶界抑制碰撞时产生的裂纹传播的效果强。若大倾角晶界的长度占比不足30％，则无法在热压成形体中获得所期望的碰撞特性。因此，大倾角晶界的长度占比应在30％以上。优选为35％以上、40％以上、45％以上。大倾角晶界的长度占比的上限虽不做特殊限定，但根据本实施方式的化学组成以及制造方法，实际上的上限为90％。

“大倾角晶界的长度占比的测定方法”

从距热压成形体的端面50mm以上的位置(无法从该位置采集时则为避开端部的位置)以能够观察与表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样本。样本取决于测量设备，但设为能够在轧制方向上观察约10毫米程度的长度。在切出的样本中，将板厚1/4的深度位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)以0.1μm的测定间隔通过EBSD解析获取结晶取向信息。此处EBSD解析是通过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EBSD装置，使电子束的照射等级达到62而实施的。

进而，对获得的结晶取向信息，使用附属于EBSD解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”搭载的“Grain Average Image Quality(晶粒平均图像质量)”功能，将GrainAverage Image Quality(晶粒平均图像质量)值不足60000的区域判断为贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒，在这些晶粒的晶界中，针对贝氏体和回火马氏体晶粒的晶界，计算出以＜011＞方向为旋转轴，旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度以及旋转角为55°～75°的晶界的长度，求出旋转角为55°～75°的晶界的长度相对于将这些晶界长度合计的值的比例。据此，便得到在贝氏体和回火马氏体的晶粒中，以＜011＞方向为旋转轴，相对于旋转角为4°～12°的晶界的长度、旋转角为49°～54°的晶界的长度以及旋转角为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的总计长度，旋转角为55°～75°的晶界(大倾角晶界)的长度的比例。

需要说明的是，通过与剩余组织的面积率的测定方法相同的方法得到拍摄照片，从贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒中辨别出初生马氏体，并从贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的晶粒中除去初生马氏体即可。在大倾角晶界的测定中不包含初生马氏体晶粒的晶界是因为初生马氏体具有高硬度，会成为破坏的起点。

所述晶体晶界的长度例如如果使用附属于EBSD解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Inverse Pole Figure Map(反极图)”和“Axis Angle(轴角度)”功能，则能够简便地计算出。在这些功能中，能够针对贝氏体和回火马氏体的晶粒，通过以任意方向为旋转轴且指定特定的旋转角，从而计算出该晶界的合计长度。针对测定区域所包含的所有晶粒实施上述解析，在贝氏体和回火马氏体晶粒的晶界中以＜011＞方向为旋转轴，计算出所述的3种晶界的长度即可。

“板厚和拉伸强度”

本实施方式的热压成形体的板厚虽不做特殊限定，但从车身轻质化的观点出发，优选为使其为0.5～3.5mm。另外，从车身轻质化的观点出发，热压成形体的拉伸强度优选为在1500MPa以上。更优选为1800MPa以上、2000MPa以上。拉伸强度的上限虽不做特殊限定，但也可以使其在2600MPa以下、2550MPa以下。

“镀层”

本实施方式的热压成形体为达到耐腐蚀性的提高等目的，也可以在其表面形成镀层。镀层可以为电镀层及熔融镀层的任一种。电镀层例如包含电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。熔融镀层例如包含：熔融锌镀层、合金化熔融锌镀层、熔融铝镀层、熔融Zn-Al合金镀层、熔融Zn-Al-Mg合金镀层、熔融Zn-Al-Mg-Si合金镀层等。镀层的附着量不做特殊限定，一般的附着量即可。

“热压成形体的制造方法”

接下来，对本实施方式的热压成形体的优选制造方法进行说明。

本实施方式的热压成形体能够通过对于以常规方法制造的冷轧钢板，或在表面有镀层的冷轧钢板，进行热压，并在进行热压后在预定的温度域中进行加压保持，而后进行冷却，从而制得。

“热压前的加热和保持”

优选为在热压前，于800～1000℃的温度范围内保持60～600秒。加热温度不足800或保持时间不足60秒时，存在无法充分奥氏体化，且热压成形体中无法获得所期望的量的贝氏体和回火马氏体的情况。加热温度超过1000℃或保持时间超过600秒时，存在因奥氏体粒径的粗大化而导致向贝氏体和回火马氏体的相变延迟，从而无法获得所期望的量的贝氏体及回火马氏体的情况。

使加热时的平均加热速度为0.1℃/s以上且200℃/s以下即可。此处所说的平均加热速度是通过将加热开始时的钢板表面温度和保持温度的温度差除以从加热开始时到达到保持温度时的时间差所得的值。另外，在所述的保持中，可以使钢板温度在800～1000℃的温度范围内变动，也可以使温度固定。

作为热压前的加热方法，例示出如通过电弧炉或燃气炉等加热、火焰加热、通电加热、高频率加热、感应加热等。

“热压后的冷却”

在上述的加热和保持后进行热压。优选为在热压后，以1.0～100℃/s的平均冷却速度进行冷却直到200～400℃的温度范围。在热压后的冷却中，若冷却停止温度不足200℃，则存在无法促进剩余奥氏体的稳定化，从而无法获得所期望的量的剩余奥氏体的情况。若冷却停止温度超过400℃，则存在旧奥氏体晶粒的硬度变低，从而无法形成所期望的量的大倾角晶界的情况。另外，平均冷却速度若不足1.0℃/s，则存在促进向铁素体或粒状贝氏体以及珠光体的相变，从而无法获得所期望的量的贝氏体和回火马氏体的情况。平均冷却速度若超过100℃/s，则向回火马氏体和贝氏体相变的驱动力增大，缓和因相变而被引入的应变的作用减小，从而难以获得所期望的量的大倾角晶界。

需要说明的是，此处所说的平均冷却速度是指将冷却开始时的钢板表面温度与冷却停止温度的温度差除以从冷却开始时到冷却停止时的时间差所得的值。

“加压保持”

在200～400℃的温度范围内，以满足式(1)的面压P(MPa)进行保持时间30秒～3600秒的加压保持。

保持时间若不足30秒，则存在碳无法充分地由马氏向未相变的奥氏体分配，无法获得所期望的量的剩余奥氏体的情况。若保持时间超过3600秒，则存在贝氏体或回火马氏体的软化发生进展，从而无法获得所期望的强度的情况。若面压P不足下述式(1)的左边，则存在旧奥氏体晶粒的变形无法被充分抑制，大倾角晶界的比例降低的情况。

面压P的上限虽不做特殊限定，但在本实施方式的强度类别的材料中，为了不损坏设备，实际的上限为300MPa。在加压保持时，可以使钢板温度在200～400℃的温度范围内变化，也可以使其固定。

加压保持从进行了热压和热压后的冷却的模具中将成形后的钢板输送至具有加热功能的其他的模具中来进行即可。

需要说明的是，在热压并冷却后并且在加压保持前，若加热到400℃以上的温度范围，则会生成贝氏体，结果，无法获得所期望的量的大倾角晶界。因此，制造本实施方式的热压成形体时，不优选在热压并冷却后并且加压保持前，加热到400℃以上的温度范围。

－1.85×Ms+755≦P≦300…式(1)

Ms(℃)＝539－423×C－30×Mn－12×Cr－17×Ni－7.5×Mo…式(2)

需要说明的是，所述式(2)中的元素符号表示以各元素的质量％所表示的含量，不含有该元素时代入0。

“加压保持后的冷却”

加压保持后以1.0～100℃/s的平均冷却速度冷却至80℃以下为优选。若平均冷却速度不足1.0℃/s，则存在剩余奥氏体分解的情况。若平均冷却速度超过100℃/s，则对装置带来负荷。剩余奥氏体会分解。此处所说的平均冷却速度是指以加压保持后的冷却开始时的钢板表面温度和冷却停止温度的温度差除以从冷却开始时到冷却停止时的时间差所得的值。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一种条件例，本发明并不局限于此一种条件例。本发明在不脱离本发明要点的情况下，只要能达成本发明的目的，能够采用多种条件。

通过对铸造表1和表2所示的化学组成的钢液而制造的钢片施行热轧和冷轧，并根据需要赋予镀覆，从而获得冷轧钢板。而后，针对冷轧钢板以表3和表4所示的条件，制造表3和表4所示的热压成形体。

需要说明的是，热压前的加热中的平均加热速度应为0.1～200℃/s，热压后的冷却在200～400℃的温度范围内进行，加压保持后的冷却进行到80℃以下为止。

另外，表3的制造No.16赋予熔融铝镀层，制造No.17赋予熔融锌镀层。

表4的制造No.55是在热压并冷却后且加压保持前，在410～560℃的温度范围下保持30秒后，进行表4所示的加压保持。

表中的下划线表示在本发明范围外、偏离优选的制造条件或特性值不优选。表3和表4中的γr表示剩余奥氏体，B表示贝氏体，TM表示回火马氏体。

对热压成形体的微观组织以上述的测定方法进行各组织的面积率的测定和大倾角晶界的长度的占比的测定。另外，热压成形体的机械特性通过以下的方法评价。

“拉伸强度”

从热压成形体的任意位置制作JIS Z 2241：2011所记载的5号试验片，并遵从JISZ 2241：2011所记载的试验方法求得热压成形体的拉伸强度。需要说明的是，十字头速度为3mm/min。拉伸强度达1500MPa以上时判定为合格，不足1500MPa时判定为不合格。

“碰撞特性(均匀变形能及裂纹传播抑制效果)”

热压成形体的碰撞特性基于德国汽车工业协会所规定的VDA标准(VDA238－100)，通过以下的方法来评价。

在本实施例种，从弯曲试验得到的如图1所示的F－S曲线(负荷－弯曲角线图)中，作为均匀变形能的指标求出吸收能量S1，作为裂纹传播抑制效果的指标求出S2。遵从F－S曲线的坡度，计算出从试验开始至到达最大负荷为止的每单位弯曲角的负荷的上升量，作为这些微小面积的积分值(吸收能量S1)而计算出S1。遵从F－S曲线的坡度，计算出到达最大负荷后降低至最大负荷的1/2为止的每单位弯曲角的负荷的变化量，作为这些微小面积的积分值(吸收能量S2)而计算出S2。

在本实施例中，将S1在100(°·kN)以上的情况作为均匀变形能优秀而判定为合格，将100(°·kN)以上的情况作为“尚可”，将120(°·kN)以上的情况作为“好”，将180(°·kN)以上的情况作为“非常好”，并记录于表3和表4。将不足100(°·kN)的情况作为均匀变形能差而判定为不合格，于表3及表4中记录为“不良”。

将S2除以S1和S2的合计所得的值(S2/(S1+S2))在0.01以上的情况，作为裂纹传播抑制特性优秀而判定为合格，将0.01以上的情况作为“尚可”，将0.02以上的情况作为“好”，将0.07以上的情况作为“非常好”并记载于表3和表4中。将不足0.01的情况作为裂纹传播特性差而判定为不合格，于表3和表4中记载为“不良”。

弯曲试验的条件如下。

试验片尺寸：60mm(轧制方向)×30mm(与板宽方向平行的方向)

试验片板厚：1.01～1.05mm(表背面分别等量研磨)

弯曲棱线：与板宽方向平行的方向

试验方法：辊支持、冲头压入

辊径：

冲头形状：前端R＝0.4mm

辊间距：2.0×板厚(mm)+0.5mm

压入速度：20mm/min

试验机器：岛津制作所AG－100KNI

查看表3和表4，能够理解化学组成和微观组织在本发明范围内的热压成形体，具有优秀的强度和碰撞特性。

另一方面，化学组成和微观组织中有任一项以上偏离本发明的热压成形体，其强度和碰撞特性中1者以上为不良。

表1

表2

下划线表示在本发明的范围外。

表3

表4

工业可利用性

依据本发明的所述方式，能够得到强度和碰撞特性优秀的热压成形体。

Claims

1.一种热压成形体，其特征在于，

化学组成以质量％计含有：