CN114981461A - 热冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计为C：0.06％以上且小于0.20％、Si：0.010～1.00％、Mn：0.80～2.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.010～0.500％、N：0.010％以下、Nb：0.020～0.10％，显微组织以面积率计为5～50％的铁素体和余量的马氏体，前述马氏体中的GAIQ值为35000以上且小于45000的区域为30面积％以上，基于德国汽车工业协会标准VDA238‑100的最大弯曲角度α(度)为90以上。该热冲压成形体具备高强度、以及优异的弯曲性和龟裂传播阻力。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及热冲压成形体。
背景技术
汽车的碰撞安全基准的严格化正在推进，对于汽车构件要求碰撞性能的提高。对于碰撞性能的提高而言，有如下构件：即便受到冲击也不会变形，用于维持构件形状的抗变形构件；以及用于通过弯曲变形而吸收碰撞能量的冲击吸收构件。前者要求是具备高韧性的材料。这是因为：即便受到冲击也不会变形，维持构件形状是重要的。另外，后者要求是具备高弯曲性的材料。这是因为：通过弯曲变形而吸收碰撞能量是重要的。近年来，在中柱等部件中应用兼具这些功能的部件。具体而言，应用如下的泰勒性质构件：其在部件内的上侧使用具有抗变形性能的材料，从而稳定地确保乘员空间，在下侧使用具有冲击吸收性能的材料，从而积极地使部件发生变形。
专利文献1中记载了一种热冲压成形体的相关发明，所述热冲压成形体具有规定的化学组成，且具有以面积率计包含90％以上的平均晶粒直径为3μm以下的原始奥氏体、以及选自下贝氏体、马氏体和回火马氏体中至少1种的显微组织。根据该发明，通过将原始奥氏体的平均晶粒直径设为3μm以下，进而使选自Nb和Mo中的1种或2种固溶于原始奥氏体晶界而提高晶界的脆化强度，从而得到比以往更优异的冲击吸收能力。
专利文献2中记载了一种加压淬火钢部件的相关发明，所述加压淬火钢部件具有规定的化学组成，金相组织包含小于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，马氏体包含经自回火的马氏体。专利文献2中，通过将热加压后的750～450℃之间的冷却速度控制为40～360℃/s，并将450～250℃之间的冷却速度控制为15～150℃/s，从而能够制成贝氏体与马氏体的自行回火(自回火)的混合组织，其结果，能够得到以TS计为950～1200MPa的强度和按照VDA-238弯曲标准而求出的弯曲角度超过75度的弯曲性，能够提高碰撞吸收能量。
专利文献3中记载了一种钢部件的相关发明，所述钢部件具有规定的化学组成，金相组织包含至少75％的等轴铁素体、5％以上且20％以下的量的马氏体、10％以下的量的贝氏体。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特表2019-186931号公报
专利文献2：日本特表2018-527457号公报
专利文献3：日本特表2010-521584号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1的发明中，控制热精轧的条件、热冲压加热时的升温速度，将原始奥氏体的平均晶粒直径控制为3μm以下，但并未提及马氏体的自回火。
专利文献2的发明虽然记载了将经自回火的马氏体的表面比率设为5％以上，但仅记载了该测定利用光学显微镜或扫描型电子显微镜来检查截面，并利用已知的方法进行图像分析，并未明确。另外，专利文献2的发明中记载了：为了获得期望强度而使铁素体量小于5％。另一方面，专利文献3的发明中，通过将铁素体量设为75％以上，从而使铁素体基质内存在岛形态的马氏体，由此提高拉伸强度而不降低延展性。但其延展性程度至高为23.5％。
本发明是为了解决现有技术的课题而进行的，其目的在于，提供拉伸强度TS为590MPa以上且小于980MPa，并且具有优异的延展性和优异的碰撞能量吸收性能的热冲压成形体。
用于解决问题的方案
以往认为：对于热冲压成形体的延展性和碰撞能量吸收性能的提高而言，至发生碎裂为止(换言之，至弯曲角度达到最大为止)得到的吸收能量是重要的。但是，根据本发明人等的研究可知：为了进一步提高热冲压成形体的碰撞能量吸收性能，在提高弯曲性的基础上，提高龟裂传播阻力是重要的。
并且已知：为了提高延展性，将显微组织以面积率计设为5～50％的铁素体是重要的，进而，为了提高龟裂传播阻力，将热冲压成形体的金相组织中的马氏体之中经自回火的马氏体晶粒的比率(以下也称为“自回火量”)提高至以往以上是重要的。
此处，自回火是从马氏体相变已结束的晶粒依次回火的现象，因此，在低温下发生了相变的马氏体晶粒难以被回火。另外，在低温下生成的马氏体为硬质且脆，因此，通过充分回火，机械特性的提高量变大。
可知：为了使自回火量提高至以往以上，减小马氏体相变开始温度(Ms)与马氏体相变结束80％的温度(M80)之差(Ms-M80)是重要的。为了减小Ms-M80，将在热冲压时对坯料施加的表面压力保持得比通常更高是重要的。其详细理由尚不明确，但可推测：通过将热冲压时的表面压力设为规定范围，从而奥氏体的稳定度下降，容易在早期进行马氏体相变。因此，如果施加比通常更高的表面压力，则大部分马氏体在较高温度下发生相变，自回火量也增加。通过这样地施加表面压力，从而与现有技术相比能够提高经自回火的晶粒的比率，能够提高碰撞吸收能量。需要说明的是，通常在热冲压中，钢材被加热而在软化状态下进行成形。因此，在高载荷下进行成形会使制造成本上升，因此，以往尽量以低表面压力进行成形。本发明人等与这种技术常识背道而驰，发现了上述新见解。
本发明是基于上述见解而进行的，以下述热冲压成形体作为主旨。
(1)一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计为
C：0.06％以上且小于0.20％、
Si：0.010～1.00％、
Mn：0.80～2.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～0.500％、
N：0.010％以下、
Nb：超过0.020％且为0.10％以下、
Ti：0～0.10％、
V：0～0.10％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ni：0～0.50％、
REM：0～0.0100％、
Mg：0～0.010％、
Ca：0～0.0100％、
Co：0～2.0％、
余量：Fe和杂质，
显微组织以面积率计为
铁素体：5～50％、
马氏体：50～95％，
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，
基于德国汽车工业协会标准VDA238-100的最大弯曲角度α(度)为90以上。
(2)根据上述(1)的热冲压成形体，其中，
前述化学组成以质量％计包含选自
Ti：0.001～0.10％、
V：0.001～0.100％、
Cr：0.010～0.50％、
Mo：0.010～1.000％、
B：0.0001～0.010％、
Ni：0.001～0.50％、
REM：0.001～0.010％、
Mg：0.001～0.010％、
Ca：0.001～0.010％和
Co：0.01～2.0％中的一种以上。
(3)根据上述(1)或(2)的热冲压成形体，其拉伸强度为590MPa以上且小于980MPa。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项的热冲压成形体，其在热冲压成形后未被加热至350℃以上。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项的热冲压成形体，其在表层具备镀覆层。
发明的效果
根据本发明，能够得到兼具TS：590MPa以上且小于980MPa的强度、断裂伸长率(总伸长率)为25％以上的优异延展性、根据德国汽车工业协会标准VDA238-100(2017年4月版)而求出的最大弯曲角度(以下也简称为“最大弯曲角度”)α为90(度)以上的优异弯曲性和优异龟裂传播阻力的热冲压成形体。
附图说明
图1表示混杂有经自回火的晶粒和未经自回火的晶粒的试验片的GAIQ值的分布(柱状图)。
图2表示针对实施例的试验No.9的热冲压成形体，将GAIQ值35000和45000作为边界值进行三值化而制作的GAIQ图。
图3表示冲击力-位移曲线的示意图。
具体实施方式
以下，针对本实施方式所述的热冲压成形体及其制造方法进行详细说明。
<热冲压成形体的化学组成>
首先，针对构成本实施方式所述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，关于化学组成的％均表示质量％。
“C：0.06％以上且小于0.20％”
C是对于使热冲压成形体获得590MPa以上且小于980MPa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，不会进行自回火，因此，马氏体变为硬质，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％。
“Si：0.010～1.00％”
Si具有回火软化阻力，具有抑制由热冲压淬火时的自回火导致的强度降低的作用。Si含量小于0.010％时，存在无法获得上述效果、无法获得拉伸强度的情况，存在弯曲性劣化的情况，因此，Si含量设为0.010％以上。含有超过1.00％的Si时，有时Ac3点上升，在热冲压加热时不会形成奥氏体单相，热冲压成形体的显微组织成为不均质的组织，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％。
“Mn：0.80～2.00％”
Mn是对于提高钢的淬火性、稳定地确保590MPa以上的拉伸强度而言有用的元素。Mn含量小于0.80％时，淬火性不足，难以使热冲压成形体确保590MPa以上的拉伸强度。因此，Mn含量设为0.80％以上。另一方面，若将Mn含量设为超过2.00％，则助长显微偏析，组织变得不均质，因此容易发生破坏，热冲压成形体的弯曲性降低，因此，将2.00％设为上限。Mn含量的优选下限为0.90％、1.00％、1.15％或1.30％，优选上限为1.90％、1.80％或1.60％。
“P：0.100％以下”
P是向晶界偏析而使晶界的强度降低的元素。若P含量超过0.100％，则晶界的强度显著降低，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％。P含量的下限没有特别限定，若降低至小于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济方面不优选。在实际操作中，P含量可以设为0.0001％以上。
“S：0.010％以下”
S是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，若降低至小于0.00015％，则脱S成本大幅上升，在经济方面不优选。在实际操作中，S含量可以设为0.00015％以上。
“Al：0.010～0.500％”
Al是具有使钢水脱氧而使钢健全化(抑制钢产生气孔等缺陷)的作用的元素。Al含量小于0.010％时，不会充分进行脱氧，因此，Al含量设为0.010％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％。
“N：0.010％以下”
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，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％。N含量的下限没有特别限定，若降低至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济方面不优选。在实际操作中，N含量可以设为0.0001％以上。
“Nb：超过0.020％且为0.10％以下”
Nb是通过固溶强化而使热冲压成形体的强度提高，且通过形成碳氮化物而有助于原始奥氏体晶粒的细粒化，提高弯曲性的元素。为了发挥上述效果，Nb含量设为超过0.020％。Nb含量更优选为0.025％、0.030％、0.035％或0.040％。另一方面，若含有超过0.10％的Nb，则有时在钢中形成粗大的Nb碳化物，热冲压成形体的弯曲性降低，因此，Nb含量设为0.10％以下。Nb含量更优选为0.080％、0.070％或0.060％。
“Ti：0～0.10％”
Ti通过形成碳氮化物而消耗固溶氮，通过抑制BN的形成来确保对于确保淬火性而言必须的固溶B量，因此，可根据需要而含有。Ti含量的下限为0％。为了获得上述效果，Ti含量优选设为0.001％以上。Ti含量更优选为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％。
“V：0～0.10％”
V是通过固溶强化而提高热冲压成形体的强度的元素。另外，V是通过形成碳氮化物而有助于原始奥氏体晶粒的细粒化，使弯曲性提高的元素。因此，可根据需要而含有。V含量的下限为0％。为了获得上述效果，V含量优选设为0.001％以上。V含量优选为0.005％以上。若超过0.100％，则有时过度进行奥氏体晶粒的微细化，淬火性降低，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0.100％以下。V含量的上限优选为0.08％、0.05％或0.02％。
“Cr：0～0.50％”
Cr是提高淬火性、抑制使弯曲性劣化的铁素体形成的元素，因此，可根据需要而含有。Cr含量的下限为0％。为了获得上述效果，优选含有0.010％以上。更优选下限为0.02％。但是，Cr会使Ms点发生低温化，因此是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％、0.05％或0.02％。
“Mo：0～1.00％”
Mo是通过固溶强化而提高热冲压成形体的强度，且提高钢的淬火性，抑制使弯曲性劣化的铁素体形成的元素，因此，可根据需要而含有。Mo含量的下限为0％。为了获得上述效果，优选含有0.010％以上。Mo含量的优选下限为0.015％。另一方面，即便含有超过1.000％，不仅上述效果会饱和，还会招致合金成本的上升，因此，Mo含量设为1.000％以下。Mo含量的上限更优选为0.80％、0.40％、0.10％、0.06％或0.03％。
“B：0～0.0100％”
B是向晶界偏析而提高钢的淬火性的元素，因此，可根据需要而含有。B含量的下限为0％。为了获得上述效果，优选含有0.0001％以上。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BN，弯曲性劣化。因而，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％。
“Ni：0～0.50％”
Ni是固溶于奥氏体，对于提高钢的淬火性、稳定地确保590MPa以上的强度而言有用的元素，因此，可根据需要而含有。Ni含量的下限为0％。为了获得上述效果，优选将Ni含量设为0.001％以上。另一方面，即便含有超过0.50％，上述效果也会饱和，且导致合金成本的上升，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％。
“REM：0～0.0100％”
REM是具有使钢水脱氧而使钢健全化这一作用的元素，为了提高弯曲性，可根据需要而含有。REM含量的下限为0％。但是，即便以超过0.010％的含量含有REM，不仅上述效果会饱和，也会招致成本的上升，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％。
需要说明的是，本实施方式中，REM是指包括Sc、Y和镧系元素在内的合计17种元素。本实施方式中，REM的含量是指这些元素的总含量。
“Mg：0～0.010％”
Mg是具有使钢水脱氧而使钢健全化这一作用的元素，为了提高弯曲性，可根据需要而含有。Mg含量的下限为0％。但是，即便含有超过0.010％，不仅上述效果会饱和，也会招致成本的上升，因此，Mg含量优选设为0.010％以下。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％。
“Ca：0～0.010％”
Ca是具有使钢水脱氧而使钢健全化这一作用的元素，为了提高弯曲性，可根据需要而含有。Ca含量的下限为0％。但是，即便以超过0.010％的含量含有Ca，只会使上述效果发生饱和，招致成本的上升，因此，Ca含量优选设为0.010％以下。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％。
“Co：0～2.0％”
Co是具有使Ms点上升这一作用的元素，是使弯曲性提高的元素，因此，可根据需要而含有。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590MPa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％、0.8％、0.3％或0.1％。
本实施方式所述的热冲压成形体的化学组成的余量为Fe和杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料中不可避免地混入的元素、和/或、在制钢过程中不可避免地混入的元素，且是在不损害本实施方式所述的热冲压成形体的特性的范围内可接受的元素。
<热冲压成形体的显微组织>
接着，针对本实施方式所述的热冲压成形体的显微组织进行说明。
“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”
本发明的最大特征在于，在热冲压成形时的冷却过程中，使显微组织相变为马氏体，其后，对位错密度较高的马氏体晶粒进行自回火，制成位错密度较低的晶粒，提高弯曲性。因而，对经自回火的马氏体晶粒的比率进行定量化是重要的。因而，本发明人等针对其测定方法进行研究，并针对经自回火的马氏体晶粒的比率的计算方法进行深入研究，其结果，确定了下述方法。
首先，利用电子背散射衍射法来测定试验片的金相组织，针对所得测定数据之中具有bcc结构的金相组织，利用Grain Average Image Quality(晶粒平均图像质量，GAIQ)参数进行分析。
图1表示混杂有经自回火的晶粒和未经自回火的晶粒的试验片的GAIQ值的分布(柱状图)。GAIQ值越高则位错密度越低，GAIQ值越低则位错密度越高，因此，其是能够反映晶粒的位错密度的参数。并且，如图1所示可知：该试验片的柱状图由最高峰和第二高峰这两个峰构成(GAIQ为34500附近和37500附近)。即，如果观察GAIQ值的柱状图，则能够分离成因自回火而使位错密度变低的晶粒和未经自回火而位错密度仍然高的晶粒。试验片的柱状图由2个峰构成的倾向在各种材料中均可确认。由此，在具有本发明中作为对象的机械强度和金相组织的热冲压成形体的情况下，将GAIQ值为35000以上且小于45000的区域视作经自回火的马氏体晶粒。
需要说明的是，GAIQ值为45000以上时，通过金相组织学调查而确认其主要由铁素体构成。另外，通过相同的调查而确认贝氏体(上贝氏体和下贝氏体)的GAIQ值为35000以上且小于45000。
图2表示以GAIQ值35000和45000作为边界值进行三值化而制作的GAIQ图。根据图2所示的GAIQ图，能够简便地观察到因自回火而使位错密度变低的晶粒，另外，能够将“马氏体中的GAIQ值为35000以上且小于45000的区域”作为存在经自回火的马氏体晶粒的区域，并计算其比率(面积率)。需要说明的是，本发明中，计算存在经自回火的马氏体晶粒的区域的面积相对于马氏体的面积的比率。
并且，本发明中，如果马氏体中的GAIQ值为35000以上且小于45000的区域的比率为30面积％以上，则能够在马氏体中充分增加经自回火的马氏体晶粒，因此，能够提高热冲压成形体的弯曲性。需要说明的是，该比率优选为40面积％以上。另一方面，该比率的上限没有特别限定，若经自回火的区域过多，则存在有时无法确保590MPa以上的强度的问题，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设为95面积％，更优选为90面积％。
本发明的热冲压成形体的显微组织以面积率计设为5～50％的铁素体和50～95％的马氏体。尤其是，显微组织以面积率计优选包含60％以上的马氏体，更优选包含70％以上的马氏体。换言之，马氏体和铁素体的总面积率的下限为65％。其下限优选为75％、85％或90％，更优选为95％、98％或100％。关于显微组织中的除铁素体和马氏体之外的组织，没有特别限定，可列举出上贝氏体、下贝氏体、残留奥氏体等。另外，可以包含铁碳化物等。除马氏体和铁素体之外的余量组织的上限以面积率计为35％，优选为25％、15％或10％，更优选为5％、2％或0％。余量组织可定义为例如选自上贝氏体、下贝氏体、残留奥氏体和铁碳化物中的一种以上的组织。各组织的面积率可利用以下的方法来测定。
(关于马氏体的面积率和GAIQ值的测定方法)
(马氏体的特定方法)
从自热冲压成形体的端面起相距较远的位置(典型而言，距离为50mm以上的位置)，以能够观察板厚截面的方式采取样品。将该板厚截面作为观察面。对样品的观察面进行镜面研磨后，为了确定扫描型电子显微镜中的拍摄位置，针对以样品板厚的t/4位置作为中心的区域(其中，限定为距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)，使用微型维氏硬度计，以100gf的压痕载荷制作10个压痕。接着，将试样表面浸渍于乙酰丙酮系电解液，进行电解蚀刻。由此，能够使组织中包含的铁系碳化物的形态清晰化，且能够使晶界的对比度清楚。
接着，使用安装有二次电子检测器的场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)，针对事先制作有压痕的10处各自的视野(其中，视野面积设为0.0001mm2以上)，以5000倍的拍摄倍率拍摄二次电子图像。在通过上述方法而得到的拍摄照片中，识别铁素体和硬质相(马氏体、贝氏体、残留奥氏体)。
接着，为了区分马氏体、上贝氏体和下贝氏体，针对同一视野，以10000倍的拍摄倍率拍摄二次电子图像。上贝氏体、下贝氏体和马氏体可根据板条状的晶粒内的铁碳化物的有无和铁碳化物的伸长方向来区分。由于残留奥氏体未被充分蚀刻，因此，利用后述方法来测定残留奥氏体的量。上贝氏体是包含板条状晶粒的集合的组织，在板条间伴有碳化物的析出。下贝氏体和回火马氏体也是包含板条状晶粒的集合的组织，其是在板条内部包含碳化物的组织。下贝氏体和回火马氏体根据碳化物的伸长方向来确分。下贝氏体的碳化物具有单一的变体，在一个块体内存在的碳化物的角度差为5°以内，实质上具有单一方向。另一方面，回火马氏体的碳化物具有多个变体，在一个块体内存在的碳化物沿着多个方向伸长。根据这些差异来区分下贝氏体和回火马氏体。
(残留奥氏体的面积率的测定方法)
针对与获得上述拍摄照片的观察区域相同的区域，测定残留奥氏体的面积率。使用#600～#1500的碳化硅纸对观察面进行再研磨后，进行镜面研磨。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，去除向观察面的表层导入的应变。针对观察面，以0.1μm的测定间隔利用电子背散射衍射法进行测定，得到结晶方位信息。在测定中使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL公司制的JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL公司制的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，照射电流水平设为13，电子射线的照射水平设为62。针对所得结晶方位信息，使用EBSD分析装置所附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，计算作为fcc结构的残留奥氏体的面积率，由此得到残留奥氏体的面积率。
通过上述操作，能够识别硬质相中的马氏体、回火马氏体、上贝氏体、下贝氏体和残留奥氏体，因此，能够从硬质相的面积率中去除上贝氏体、下贝氏体和残留奥氏体的面积率，求出全部马氏体的面积率。
(GAIQ值的测定方法)
针对事先制作有压痕的10处各自的视野(其中，视野面积设为0.0001mm2以上)，使用上述EBSD分析装置所附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain AverageMisorientation”功能，得到Grain Average Misorientation Image Quality图(GAIQ图)。在所得GAIQ图中，将GAIQ值的分析对象限定为具有bcc结构的金相组织(铁素体、马氏体、贝氏体)，并且，确定GAIQ值为35000以上且小于45000的区域。换言之，GAIQ值的分析对象不包括除bcc结构之外的其它组织、例如具有fcc结构的残留奥氏体等。如上所述，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”功能去除在上述二次电子图像(拍摄倍率：10000倍)中特定的贝氏体，由此导出GAIQ值为35000以上且小于45000的马氏体的面积率。
即，首先记录在二次电子图像中确定的贝氏体的图像。接着，用EBSD制作同一视野的GAIQ图，将GAIQ值的分析对象限定为具有bcc结构的金相组织(铁素体、马氏体、贝氏体)，并且，抽取GAIQ符合35000以上且小于45000的硬质组织。在该时刻，除去GAIQ为45000以上的铁素体、GAIQ小于35000的马氏体和残留奥氏体，抽取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功能来确定具有规定GAIQ值的马氏体。Highlight功能是指：从制作的图中抽取指定的晶粒数据并加以显示的功能。具体而言，使二次电子图像与GAIQ图重合，利用Highlight功能来去除在二次电子像中判定为贝氏体的区域。通过上述步骤，剩余的硬质组织被确定为GAIQ为35000以上且小于45000的马氏体。
本发明的热冲压成形体可以在表面具备镀覆层。这是为了抑制在热冲压工序中生成氧化皮、提高热冲压成形构件的耐蚀性等。
作为热浸镀金属，为热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝和热浸镀铝-锌等。若热浸镀金属为硬质，则有可能在热冲压成形时产生裂纹，热冲压成形构件的耐蚀性劣化。因此，热浸镀金属优选镀覆层为软质的热浸镀锌、合金化热浸镀锌。
热浸镀金属为热浸镀锌、合金化热浸镀锌时，对钢板表面施加的镀覆层的附着量在每个单面优选为3～800g/m2。若镀覆层附着量在每个单面小于3g/m2，则难以可靠地获得提高耐蚀性的效果。另一方面，若镀覆层附着量在每个单面超过800g/m2，则容易在焊接时产生气孔等缺陷。从提高耐蚀性和抑制成本上升的观点出发，镀覆层附着量更优选为10～200g/m2。
尤其是，为了抑制热冲压成形前的镀覆覆膜的蒸发而提高热加压成形构件的耐蚀性，镀覆层优选为合金化热浸镀锌。作为合金化热浸镀锌的合金化度，镀覆覆膜中的Fe含量优选为3％以上且25％以下。若镀覆覆膜中的Fe含量小于3％，则无法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。
从抑制镀覆覆膜的蒸发和确保粉化性的观点出发，镀覆覆膜中的Fe含量进一步优选为7～18％。需要说明的是，可以对锌镀覆层或合金化热浸镀锌的表面进一步施加有机系或者无机系的覆膜。
<热冲压成形体的拉伸强度等>
本实施方式所述的热冲压成形体的拉伸强度TS设为590MPa以上且小于980MPa。根据需要，可以将其下限设为610MPa、640MPa、680MPa或720MPa，可以将其上限设为960MPa、920MPa、880MPa或840MPa。本实施方式所述的热冲压成形体的最大弯曲角度α(度)设为90以上。根据需要，可以设为95以上、98以上、101以上或105以上。没有必要特别规定其上限，可以设为180以下、150以下、130以下或120以下。本实施方式所述的热冲压成形体的厚度没有必要特别限定，可以设为0.3～6.0mm左右。根据需要，可以将其下限设为0.4mm、0.6mm、0.8mm、1.0mm或1.2mm，可以将其上限设为5.0mm、4.5mm、4.0mm、3.6mm、3.2mm、2.8mm。
<热冲压成形体的制造方法>
接着，针对本实施方式所述的热冲压成形体的优选制造方法进行说明。首先，针对本实施方式所述的热冲压成形体中应用的热冲压用钢板的制造方法进行说明。
(热冲压用钢板的制造方法)
准备具有上述化学组成的板坯，例如通过下述制造方法来制造热冲压用钢板。
“加热工序”
供于热轧的板坯只要是通过常规方法而制造的板坯即可，例如只要是连续铸造板坯、利用薄板坯连铸机等通常的方法而制造的板坯即可。将具有前述化学组成的钢材供于热轧，在热轧工序中加热至1200℃以上，在该温度下进行20分钟以上的均热处理。加热温度小于1200℃时、均热保持小于20分钟时，Ti等粗大夹杂物不会再溶解，作为破坏起点而残留，因此，弯曲性有时劣化。优选的是：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。
“精轧工序”
接着，优选在Ar3点以上的温度范围进行精轧。若在小于Ar3点的温度结束精轧，则成为双相区轧制，因此，轧制中的板形状有时劣化。因此，精轧温度优选设为Ar3点以上，更优选为Ar3+30℃以上。精轧温度的优选上限为1050℃。Ar3点用下述式(1)表示。(1)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。
Ar3点(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr
+100×Mo…式(1)
“卷取工序”
将上述经精轧的钢板在750℃以下卷取成卷材。若卷取温度超过750℃，则大量生成氧化皮，难以在后续工序的酸洗工序中去除氧化皮，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℃。
关于上述热轧钢板，根据需要可以实施以软质化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。
冷轧可以是以通常的压下率、例如30～90％而进行的冷轧。
在冷轧板的表面设置镀覆层的情况下，根据抑制在热冲压工序中生成氧化皮、提高热冲压成形构件的耐蚀性等目的，可以实施公知的各种热浸镀金属、电镀等。
(热冲压成形体的制造方法)
使用如上操作而得到的热冲压用钢板，通过例如下述制造方法来制造热冲压成形体。
“加热工序”
在热冲压工序中，以150℃/s以下的平均加热速度进行加热。平均加热速度超过150℃/s时，不会进行碳化物的再溶解，局部的奥氏体中的碳浓度变得不均匀，自回火量产生偏差，因此，有时形成不均质的组织，弯曲性劣化。优选在100℃/s以下进行加热。加热速度的下限没有特别限定，从生产率的观点出发，更优选为1℃/s以上、更优选为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。加热温度小于Ac3点时，成为双相区加热，发生铁素体的析出，因此，形成不均质组织，且不会进行碳化物的再溶解，因而存在弯曲性劣化的问题。因此，将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，温度越高则加热成本越会上升，因此，从生产成本的观点出发，将加热温度的上限设为Ac3点+100℃以下。优选为Ac3点+80℃以下。Ac3点用下述式(2)表示。(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。
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×Mo…式(2)
“成形工序”
成形工序以在650～800℃的温度范围内对热冲压用钢板施加满足下述式(3)所示条件的表面压力P(MPa)的方式进行。表面压力P是对热冲压用钢板施加的每单位面积的加压压力，由加压压力/热冲压用钢板的面积来求出。
-0.65Ms+400≤P≤200…式(3)
其中，上述式(3)中的Ms可通过下述式(4)来求出。
Ms＝539-423(％C)-30(％Mn)-12(％Cr)-17(％Ni)-7.5(％Mo)…式(4)
此处，若通过对加热至奥氏体区的热冲压用钢板赋予充分高的表面压力来赋予剪切变形，则在奥氏体晶界产生应力集中，容易进行马氏体相变。其结果，能够提高马氏体相变结束80％的温度(M80)，其结果，能够减小差值(Ms-M80)。并且，如果在这种条件下进行成形，则容易进行马氏体相变，马氏体晶粒发生自回火的温度变高，因此，能够增加热冲压成形体的经自回火的马氏体晶粒的比率。
因而，需要对热冲压用钢板施加“-0.65Ms+400”以上的表面压力P。另一方面，出于与加压机的设备能力之间的关系，表面压力P的实质上限为200MPa。
如果Ms点上升，则开始马氏体相变的温度变高，随之，进行自回火的马氏体晶粒也增加。因此，Ms点优选为250℃以上，更优选为290℃以上。从抑制由与自回火的过度促进相伴的碳化物粗大化而导致的弯曲性劣化的理由出发，Ms点的上限优选设为550℃。Ms点的上限更优选设为500℃。
需要说明的是，在热加压中使用比较小型的加压装置。这是出于如下理由：不容易将从加热装置中抽出的经加热的钢板在高温状态下直接装入至加压压力非常大的大型加压装置中，并进行加压加工；若以基于大型加压装置的加工作为前提，则制造成本变得非常大；加热至奥氏体区的热冲压用钢板原本就容易变形，因此不需要使用大型加压装置等。因此，以往的热加压加工时的表面压力非常小，表面压力小于前述式(3)的范围的下限。
“冷却工序”
从热冲压成形后起至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。通过将从热冲压成形后起至250℃为止的冷却速度控制为20℃/s以上且500℃/s以下，从而能够将热冲压成形体的显微组织制成马氏体(回火马氏体)。冷却速度小于20℃/s时，不会发生淬火，在显微组织中形成铁素体等软质相，有时小于热冲压成形体的590MPa的拉伸强度。因此，可以将冷却速度设为20℃/s以上。优选为30℃/s以上。另一方面，冷却速度超过500℃/s时，有时不会进行马氏体的自回火，弯曲性劣化。因此，将冷却速度设为500℃/s以下。优选为300℃/s以下。
另一方面，为了提高经自回火的马氏体晶粒的比率，尽量降低250℃以下的温度范围的冷却速度是重要的。即，在250℃～100℃的温度范围内，以1℃/s以上且50℃/s以下的平均冷却速度进行冷却。
在上述热冲压成形后出于调整强度的目的，可以在100℃～350℃的温度范围进行回火。为了提高热冲压成形体的拉伸强度，优选在热冲压成形后不加热至350℃以上。根据需要，可以将热冲压成形后的加热温度设为300℃以下、250℃以下或200℃以下。另外，出于提高热冲压成形体的变形能力的目的，可以在热冲压成形后在成形体的一部分具有软化区域。此处提及的软化区域是指：例如对成形体的一部分(例如凸缘部等)局部进行回火，在成形体的一部分设置软化区域等。另外，在成形加工时，即便赋予充分高的表面压力，也会因其形状而局部产生小于上述式(3)左端点值的部位。也将这种部位称为软化区域。
需要说明的是，本发明利用晶粒的位错密度越低则GAIQ值越为高值的现象，分离成因自回火而使位错密度变低的晶粒和不进行自回火而位错密度仍然高的晶粒。但是，马氏体晶粒的位错密度因实施回火而变小。例如，在热冲压成形时的表面压力低、所得热冲压成形体的晶粒未经自回火的情况下，其后有时也实施回火。该回火温度为较低温度(200℃左右)的情况下，GAIQ值会小于35000，该回火温度为较高温度(350℃以上)的情况下，有时热冲压成形体的拉伸强度TS降低或者GAIQ值为35000以上且小于45000。这种在较高温度下进行了回火的成形体与本申请的经自回火的成形体在显微组织方面没有差异，无法找出其差异。但发现：像这样实施了高温回火的热冲压成形体的机械特性、尤其是弯曲性劣化，不具有本发明中要求的性能，具体而言，不具有最大弯曲角度α(度)为90以上的性能。
实施例
接着，针对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于这一个条件例。本发明可以在不超出本发明主旨、实现本发明目的的范围内采用各种条件。
对具有表1所示化学组成的钢进行熔炼，通过连铸而得到钢片，将该钢片以1200℃保持30分钟后，在最终加工温度为970℃的条件下进行热轧，将所得热轧钢带以550℃进行卷取。将该热轧钢带在总压下率为50％的条件下进行冷轧，得到厚度为1.6mm的热冲压用钢板。对一部分热冲压用钢板实施热浸镀锌，得到热冲压用镀覆层钢板。针对各热冲压用钢板和热冲压用镀覆层钢板(以下统称为“热冲压用钢板”)，利用表2所示的条件实施热冲压成形，得到热冲压成形体。对一部分热冲压成形体进行退火。
针对热冲压成形体，利用上述测定方法来进行显微组织的测定。另外，测定热冲压成形体的机械特性。将其结果示于表3。另外，图2表示针对作为发明钢的试验No.9，以GAIQ值35000和45000作为边界值进行三值化而制作的GAIQ图。热冲压成形体的机械特性通过以下的方法来测定，并进行评价。
“拉伸强度和延展性”
关于热冲压成形体的拉伸强度和延展性，从热冲压成形体的任意位置制作JIS Z2201:2011中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241:2011中记载的试验方法，测定拉伸强度TS(MPa)和总伸长率T.EL(％)。
“弯曲性”
弯曲性根据德国汽车工业协会标准VDA238-100(2017年4月版)，利用以下的测定条件来进行评价。本发明中，按照VDA基准将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移转换成角度，求出最大弯曲角度α。将α为90(度)以上判断为弯曲试验合格。
(测定条件)
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(轧制直角方向)
弯曲棱线：以弯曲棱线成为轧制直角方向的方式利用冲头来压入
试验方法：辊支承、冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压痕速度：20mm/min
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
“龟裂传播阻力”
龟裂传播阻力通过如下方法来评价。从热冲压后的钢板(热冲压成形体)采取板厚1.2mm、长度55mm、宽度10mm的夏比试验片。将试验片的长度设为轧制方向，沿着与轧制方向垂直的方向加工出长度2mm的V型缺口。将所制作的试验片重叠3张，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，测定从开始试验起至结束为止的时间和冲击力。根据仪表化冲击试验的试验速度与测得的时间之积来计算位移。由于夏比试验片的断面的长度为8mm，因此，将在位移为8mm以上的区域中观测到的冲击力的平均值作为背景。从全部测定点的冲击力减去背景后，制作冲击力-位移曲线。
图3表示冲击力-位移曲线的示意图。针对所得的冲击力-位移曲线，计算位移从0mm起至8mm为止的曲线下的面积，将所得值作为总冲击能量。接着，寻找冲击力-位移曲线的开始急剧降低的冲击力(图3中的龟裂发生时)，求出对应的位移(龟裂发生时的位移)。算出从位移0mm起至龟裂发生时的位移为止的曲线下的面积，作为龟裂发生能量。将从总吸收能量减去龟裂发生能量而得到的值作为龟裂传播能量。将龟裂传播能量相对于总冲击能量的比率作为龟裂传播阻力的指标。将该龟裂传播能量相对于总冲击能量的比率为10％以上的情况记作龟裂传播阻力优异，判定为合格(○)，小于10％的情况判定为不合格(×)。
“评价方法”
拉伸强度为590MPa以上且小于980MPa，总伸长率T.EL(％)为25％以上，且弯曲性试验和龟裂传播阻力合格时，判断为强度、延展性、弯曲性和龟裂传播阻力优异。上述4种性能之中的任一种不満足时，判断为强度、延展性、弯曲性和龟裂传播阻力差。
[表1]
Figure BDA0003746923560000231
[表2]
Figure BDA0003746923560000241
[表3]
Figure BDA0003746923560000251
如表1～3所示那样，满足本发明规定的条件的例子的机械特性均优异。不满足本发明规定的条件的例子的机械特性均差。
试验No.1小于C含量的下限，因此，马氏体呈现软质，得不到590MPa以上的拉伸强度。试验No.5超过C含量的上限，因此，自回火量变低，显示出980MPa以上的拉伸强度，且弯曲性和龟裂传播阻力劣化。试验No.6小于Si含量的下限，因此，得不到回火软化阻力，得不到590MPa以上的拉伸强度。试验No.10超过Si含量的上限，因此，在热冲压加热时不会形成奥氏体单相，过度生成铁素体，其结果，马氏体的GAIQ为35000以上且小于45000的面积率小于30％，无法确保充分的自回火量。试验No.11小于Mn含量的下限，因此，淬火性劣化，过度生成铁素体。其结果，无法确保充分的自回火量，龟裂传播阻力劣化。
试验No.15超过Mn含量的上限，因此，因显微偏析而导致龟裂传播阻力劣化。试验No.16超过P含量的上限，因此，因晶界偏析而导致晶界强度降低，龟裂传播阻力劣化。试验No.17超过S含量的上限，因此生成大量的夹杂物，龟裂传播阻力劣化。试验No.18小于Al含量的下限，因此，在钢中产生气孔，龟裂传播阻力劣化。试验No.19超过Al含量的上限，因此，生成粗大的Al氧化物，龟裂传播阻力劣化。试验No.20超过N含量的上限，因此，生成粗大的氮化物，龟裂传播阻力劣化。试验No.21小于Nb含量的下限，因此，原始奥氏体粒组织变得粗大，淬火性增大，几乎不生成铁素体，伸长率降低。
试验No.22超过Nb含量的上限，因此，过度生成铁素体，无法确保充分的自回火量，龟裂传播阻力劣化。试验No.33的热冲压加热温度过低，因此，不会充分进行奥氏体单相化，过度生成铁素体，龟裂传播阻力劣化。试验No.34小于表面压力的下限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力降低。试验No.35呈现超过加压能力的负荷，无法成形，无法评价显微组织和机械特性。试验No.36的成形～250℃的冷却速度小于下限，因此，不会淬火，得不到590MPa以上的拉伸强度。
试验No.37的成形～250℃的冷却速度超过上限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.38的250～100℃的冷却速度超过上限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.39的热冲压加热温度过低，因此，不会充分进行奥氏体单相化，过度生成铁素体，其结果，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.40小于表面压力的下限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.41呈现超过加压能力的负荷，无法成形，无法评价显微组织和机械特性。试验No.42的成形～250℃的冷却速度小于下限，因此，不会淬火，得不到590MPa以上的拉伸强度。
试验No.43的成形～250℃的冷却速度超过上限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.44的250～100℃的冷却速度超过上限，因此，自回火量不足，龟裂传播阻力劣化。试验No.45和46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，小于表面压力的下限，自回火量不足，另外，碳化物发生粗大化而成为弯曲裂纹起点，促进龟裂传播，弯曲性劣化。试验No.47小于表面压力的下限，在热冲压成形后虽然实施了回火，但自回火量不足，弯曲性劣化。
另外，如图2所示那样，可知：作为发明钢的试验No.9中，经自回火的马氏体晶粒、即位错密度低的区域多于未经自回火的晶粒(面积率为65％)。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到兼具TS：590MPa以上且小于980MPa的强度、断裂伸长率(总伸长率)：25％以上的优异延展性、α：90度以上的优异弯曲性和优异龟裂传播阻力的热冲压成形体。

Claims (5)

1.一种热冲压成形体，其化学组成以质量％计为
C：0.06％以上且小于0.20％、
Si：0.010～1.00％、
Mn：0.80～2.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～0.500％、
N：0.010％以下、
Nb：超过0.020％且为0.10％以下、
Ti：0～0.10％、
V：0～0.10％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ni：0～0.50％、
REM：0～0.0100％、
Mg：0～0.010％、
Ca：0～0.0100％、
Co：0～2.0％、
余量：Fe和杂质，
显微组织以面积率计为
铁素体：5～50％、
马氏体：50～95％，
所述马氏体中的GAIQ值为35000以上且小于45000的区域的比率为30面积％以上，
基于德国汽车工业协会标准VDA238-100的最大弯曲角度α为90以上，所述最大弯曲角度α的单位为度。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其中，
所述化学组成以质量％计包含选自
Ti：0.001～0.10％、
V：0.001～0.100％、
Cr：0.010～0.50％、
Mo：0.010～1.000％、
B：0.0001～0.010％、
Ni：0.001～0.50％、
REM：0.001～0.010％、
Mg：0.001～0.010％、
Ca：0.001～0.010％、和
Co：0.01～2.0％中的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其拉伸强度为590MPa以上且小于980MPa。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压成形体，其在热冲压成形后未被加热至350℃以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热冲压成形体，其在表层具备镀覆层。
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