CN115151669A - 热冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热冲压成形体，其具有规定的化学组成，其所具有的金属组织包括：以面积率计合计为10～30％的铁素体和粒状贝氏体，以及含有马氏体、贝氏体和回火马氏体中的1种以上的剩余部分组织；在表层区域及内部区域的织构中，控制由{001}<1‑10>～{001}<‑1‑10>构成的取向组的极密度与由{111}<1‑10>～{111}<‑1‑12>构成的取向组的极密度之比。

Description

热冲压成形体
技术领域
本发明涉及一种热冲压成形体。
本申请基于2020年5月13日提出的日本专利申请特愿2020-084591号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，从环境保护及节约资源的观点出发，要求汽车车体的轻量化，在汽车构件中正在应用高强度钢板。汽车构件通过压力成形来制造，但随着钢板的高强度化，不仅成形载荷增加，而且成形性下降。因此，在高强度钢板中，对于复杂形状的构件的成形性成为课题。
为解决这样的课题，加热到使钢板软质化的奥氏体区域的高温后实施压力成形的热冲压技术的应用正在推进。热冲压作为通过在压力加工的同时于模具内实施淬火处理，从而兼顾汽车构件的成形性和汽车构件的强度的技术备受关注。
在通过热冲压加工钢板而成的汽车构件中，为了得到更高的车体轻量化效果，需要得到高强度的、而且碰撞特性也优异的构件。作为提高汽车构件的碰撞特性的技术，正在研究特别是提高汽车构件的弯曲性的技术。
专利文献1中公开了一种冲击吸收特性优异的高强度压力加工部件，其中，压力加工部件的板厚中央的硬度为Hv400以上，压力加工部件的表层具有硬度为Hv300以下的软质层，该软质层的厚度为20～200μm。
专利文献2中，公开了一种对钢板中央部的织构加以控制、且均匀拉伸率及扩孔性优异的高强度冷轧钢板。
在弯曲变形时，从汽车构件的表面开始变形，随后变形逐渐向汽车构件的内部发展。因此，为了进一步提高汽车构件的弯曲性，在提高了汽车构件的表层的弯曲变形能力后，提高汽车构件的内部的弯曲变形能力是有效的。在专利文献1及2中，并没有考虑提高汽车构件的表层部及内部双方的弯曲变形能力。
此外，如果为了提高汽车构件的弯曲性而使汽车构件的表层软质化，则有延展性下降的课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-30890号公报
专利文献2：国际公开第2012/144567号
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述课题而完成的。本发明的课题在于提供一种具有优异的强度、弯曲性及延展性的热冲压成形体。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一方案涉及一种热冲压成形体，其中，
化学组成以质量％计含有：
C：0.15～0.50％、
Si：0.0010～3.000％、
Mn：0.30～3.00％、
Al：0.0002～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.1000％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0～0.15％、
Ti：0～0.15％、
V：0～0.15％、
Mo：0～1.0％、
Cr：0～1.0％、
Cu：0～1.0％、
Ni：0～1.0％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.010％、及
REM：0～0.30％，
剩余部分包括Fe及杂质；
所具有的金属组织包括：以面积率计合计为10～30％的铁素体和粒状贝氏体，以及含有马氏体、贝氏体和回火马氏体中的1种以上的剩余部分组织；
在表面～距所述表面为板厚1/4的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组(orientation group)的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.8，
在距所述表面为所述板厚1/4的位置～距所述表面为板厚1/2的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.3。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成形体，其中，所述化学组成以质量％计，也可以含有以下元素中的1种以上：
Nb：0.05～0.15％、
Ti：0.05～0.15％、
V：0.05～0.15％、
Mo：0.05～1.0％、
Cr：0.05～1.0％、
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.001～0.010％、及
REM：0.001～0.30％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成形体，其中，脱碳指标也可以为0.085以上。
发明的效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、弯曲性及延展性的热冲压成形体。
具体实施方式
本发明人对在热冲压后不仅能够得到1.5～2.5GPa的抗拉(最大)强度及优异的弯曲性，而且能够抑制延展性的劣化的方法进行了研究。其结果是，本发明人获得了如下的见解：在热冲压成形体中，除使钢板表层软质化以外，通过控制板厚方向的规定位置中的织构，能够得到高强度的、比以往更优异的弯曲性，且能够抑制延展性的劣化。
织构受热冲压前的金属组织的织构及碳浓度的影响。因此，本发明人获得了如下的见解：为了在热冲压成形体中得到所期望的织构，在热轧后的钢板中控制好织构，进而在其后的退火中减少钢板表层的碳量是有效的。
以下，对用于通过热冲压制造本实施方式涉及的热冲压成形体的热冲压用钢板详细地进行说明。首先，对热冲压用钢板的化学组成的限定理由进行说明。
再者，在以下的夹着“～”记载的数值限定范围内，下限值及上限值包含在其范围内。在描述成“超过”或“低于”的数值中，其值不包含在数值范围内。有关化学组成的％全部表示质量％。
用于通过热冲压制造本实施方式涉及的热冲压成形体的热冲压用钢板的化学组成以质量％计，含有C：0.15～0.50％、Si：0.0010～3.000％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.0002～2.000％、P：0.100％以下、S：0.1000％以下、N：0.0100％以下、Nb：0～0.15％、Ti：0～0.15％、V：0～0.15％、Mo：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.010％及REM：0～0.30％，剩余部分包括Fe及杂质。
以下，对各元素进行说明。
C：0.15～0.50％
C是提高热冲压成形体的强度的元素。若C含量低于0.15％，则在热冲压成形体中不能得到所期望的强度。因此，将C含量设定为0.15％以上。C含量优选为0.17％以上、0.20％以上、0.23％以上。另一方面，若C含量超过0.50％，则不能得到优异的弯曲性。因此，将C含量设定为0.50％以下。优选C含量为0.46％以下、0.43％以下。
Si：0.0010～3.000％
Si是通过固溶强化提高热冲压成形体强度的元素。若Si含量低于0.0010％，则不能得到所期望的强度。因此，将Si含量设定为0.0010％以上。Si含量优选为0.050％以上、0.100％以上、0.300％以上、0.500％以上。另一方面，若Si含量超过3.000％，则铁素体量增加，不能得到所期望的金属组织。因此，将Si含量设定为3.000％以下。Si含量优选为2.700％以下、2.500％以下。
Mn：0.30～3.00％
Mn是提高钢的淬透性的元素。为了通过提高淬透性而在热冲压后得到所期望量的马氏体，将Mn含量设定为0.30％以上。Mn含量优选为0.50％以上、0.70％以上、1.00％以上。另一方面，若Mn含量超过3.00％，则容易发生起因于Mn偏析的开裂，不能得到优异的弯曲性。因此，将Mn含量设定为3.00％以下。优选Mn含量为2.70％以下、2.50％以下、2.30％以下。
Al：0.0002～2.000％
Al是通过对钢水进行脱氧，抑制成为断裂起点的氧化物的生成而提高变形能力，提高热冲压成形体的弯曲性的元素。若Al含量低于0.0002％，则因不能充分进行脱氧而生成粗大的氧化物，得不到上述效果。因此，将Al含量设定为0.0002％以上。Al含量优选为0.001％以上。另一方面，如果Al含量超过2.000％，则钢中生成粗大的氧化物，使热冲压成形体的弯曲性下降。因此，将Al含量设定为2.000％以下。Al含量优选为1.700％以下或1.500％以下。
P：0.100％以下
P是杂质元素，因向晶界偏析而成为断裂的起点。因此，P含量被限制在0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。P含量的下限没有特别的限定，但如果减低至低于0.0001％，则脱P成本大幅度上升，经济上是不优选的。因此，也可以将P含量设定为0.0001％以上。
S：0.1000％以下
S是杂质元素，在钢中形成夹杂物。由于该夹杂物成为断裂的起点，因而将S含量限制在0.1000％以下。S含量优选为0.0500％以下、0.0300％以下。S含量的下限没有特别的限定，但如果减低至低于0.0001％，则脱S成本大幅度上升，经济上是不优选的。因此，也可以将S含量设定为0.0001％以上。
N：0.0100％以下
N是杂质元素，在钢中形成氮化物。由于该氮化物成为断裂的起点，因而将N含量限制在0.0100％以下。N含量优选为0.0050％以下。N含量的下限没有特别的限定，但如果减低至低于0.0001％，则脱N成本大幅度上升，经济上是不优选的。因此，也可以将N含量设定为0.0001％以上。
热冲压用钢板的化学组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料及/或炼钢过程中不可避免地混入的、在不妨碍本实施方式涉及的热冲压成形体的特性的范围内允许的元素。
热冲压用钢板也可以替代Fe的一部分，作为任选元素含有以下元素。不含有以下任选元素时的含量为0％。
Nb：0～0.15％
Ti：0～0.15％
V：0～0.15％
Nb及Ti在钢中形成碳氮化物，具有通过析出强化而提高热冲压成形体的强度的效果。为了确实发挥该效果，即便是Nb、Ti及V中的1种也优选将其含量设定为0.05％以上。另一方面，在即便是Nb、Ti及V中的1种也将其含量设定为超过0.15％的情况下，因钢中大量生成碳氮化物而使热冲压成形体的延展性下降。因此，将Nb含量、Ti含量及V含量分别设定为0.15％以下。
Mo：0～1.0％
Cr：0～1.0％
Cu：0～1.0％
Ni：0～1.0％
Mo及Cr通过在热冲压前的加热时固溶于原奥氏体晶粒中而具有提高热冲压成形体的强度的作用。在确实得到此效果时，即便是Mo、Cr、Cu及Ni中的1种也优选将其含量设定为0.05％以上。另一方面，即使大量含有Mo、Cr、Cu及Ni，上述效果也饱和，所以优选将Mo含量、Cr含量、Cu含量、Ni含量分别设定为1.0％以下。
B：0～0.0100％
B是提高钢的淬透性的元素。为了确实得到此效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。另一方面，即使将B含量设定为超过0.0100％，提高淬透性的效果也饱和。因此，将B含量设定为0.0100％以下。
Ca：0～0.010％
REM：0～0.30％
Ca及REM是通过抑制成为断裂起点的氧化物的生成而提高变形能力，提高热冲压成形体的弯曲性的元素。在确实得到此效果时，即便是Ca及REM中的1种也优选将其含量设定为0.001％以上。另一方面，即使大量含有Ca及REM，上述效果也饱和，所以优选将Ca含量设定为0.010％以下、将REM含量设定为0.30％以下。
再者，在本实施方式中，所谓REM，指的是包括Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，所谓REM的含量指的是这些元素的合计含量。
上述的热冲压用钢板的化学组成可以通过通常的分析方法进行测定。例如，可以采用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定。再者，C及S可以采用燃烧-红外线吸收法进行测定，N可以采用不活泼气体熔融-热导率法进行测定。当在热冲压用钢板的表面具备镀层时，可以在通过机械磨削将镀层除去后进行化学组成的分析。
接着，对用于通过热冲压制造本实施方式涉及的热冲压成形体的热冲压用钢板的金属组织进行说明。
热冲压用钢板所具有的金属组织包括：以面积率计合计为20～80％的铁素体、粒状贝氏体、贝氏体和马氏体，及含有珠光体和碳化物的剩余部分组织。有关以下说明的金属组织的％全部为面积％。
铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体：20～80％
铁素体、粒状贝氏体、贝氏体、马氏体对于在热冲压成形体中得到所期望的织构是必要的组织。如果这些组织的合计的面积率低于20％，则在热冲压成形体中不能得到所期望的织构。因此，将铁素体的面积率设定为20％以上，优选为30％以上、40％以上。另一方面，如果这些组织的面积率超过80％，则在剩余部分的珠光体中碳发生浓化，在热冲压加热时碳化物难以熔化，在变形时成为开裂的起点。因此，设定为80％以下，优选为70％以下、60％以下。
剩余部分组织：珠光体及碳化物
热冲压用钢板的金属组织的剩余部分组织包含珠光体及碳化物。在热冲压用钢板的金属组织中，由于不含除上述组织和珠光体及碳化物以外的组织，所以也可以将剩余部分组织的面积率设定为20～80％。
热冲压用钢板的金属组织的测定方法
从热冲压用钢板的距端面为50mm以上的任意位置(在不能从该位置采集试样时，为避开端部的位置)，以能够观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切取试样。试样的尺寸也取决于测定装置，但设定为能够在轧制方向观察10mm左右的尺寸。
在采用#600～#1500的碳化硅砂纸将上述试样的截面研磨后，采用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中的液体，抛光成镜面，采用胶态二氧化硅溶液实施抛光研磨。接着，在试样截面的长度方向的任意位置中的长50μm、距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域中，采用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置，以200～300点/秒的解析速度实施解析。通过采用EBSD解析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，算出晶体结构为bcc的区域的面积率，从而能够得到铁素体、粒状贝氏体、贝氏体及马氏体的合计的面积率。
珠光体及碳化物能够按以下方法鉴别。在采用#600～#1500的碳化硅砂纸将试样的截面研磨后，采用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中的液体抛光成镜面，实施硝酸乙醇腐蚀。接着，在试样截面的长度方向的任意位置中的长50μm、距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域中，采用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)，拍摄多个视场的照片。在拍摄照片上画出等间隔的格子，鉴别格子点中的组织。求出与各组织相符的格子点数，通过除以总格子点数，便得到各组织的面积率。总格子点数越多，则越能够准确地求出面积率。在本实施方式中，将格子间隔设定为2μm×2μm，将总格子点数设定为1500点。将辉度明亮的粒子看作为碳化物，将辉度明亮的区域以粒状或板状配置成薄片状的区域看作为珠光体。
接着，对用于通过热冲压制造本实施方式涉及的热冲压成形体的热冲压用钢板的织构进行说明。
热冲压用钢板在表面～距表面为板厚1/4的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.5，在距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.0。
再者，在由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组中，包含{001}<1-10>、{001}<1-20>、{001}<0-10>及{001}<-1-10>的晶体取向。在由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组中，包含{111}<1-10>、{111}<1-20>、{111}<0-10>及{111}<-1-12>的晶体取向。
表面～距表面为板厚1/4的位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.5
在表面～距表面为板厚1/4的位置(以下有时记载为表层区域)的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于1.5。
通过优选地对热冲压用钢板的表层区域的织构进行控制，在热冲压的加热时，能够在表层区域抑制碳复原(碳从内部区域向低C浓度的表层区域扩散)，而且通过在如钢板表面附近那样担负着变形导致的能量吸收的表层区域中，使容易缓和由弯曲变形导入的应变的织构发达，从而能够在热冲压后，得到弯曲性优异的热冲压用钢板。
如果表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比为1.5以上，则不能得到上述效果。因此，将表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于1.5，优选低于1.2。
表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比，从确保热冲压成形体中的强度的观点出发，也可以设定为0.4以上。
距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.0
在距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置(以下有时记载为内部区域)的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于2.0。
通过优选地对热冲压用钢板的内部区域的织构进行控制，在如钢板内部附近那样担负耐载荷的区域中，能够使具有难以断裂的晶界的织构发达，能够一边维持优异的弯曲性一边提高耐载荷。如果内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比为2.0以上，则不能得到上述效果。因此，将内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于2.0，优选低于1.6。
从确保韧性的观点出发，内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比也可以设定为0.4以上。
极密度的测定方法
表层区域及内部区域的极密度按以下方法进行测定。
表层区域及内部区域的极密度可采用将扫描电子显微镜与EBSD解析装置组合的装置及TSL公司制造的OIM Analysis(注册商标)，采用球面调和函数计算用EBSD(ElectronBack Scattering Diffraction：电子背散射衍射)法测定的取向数据，从算出的表示三维织构的晶体取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)来求出。
就测定范围来说，关于表层区域，设定为表面～距表面为板厚1/4的位置的区域(以表面为起点，以沿板厚方向距表面为板厚1/4的位置为终点的区域)，关于内部区域，设定为距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置的区域(以沿板厚方向距表面为板厚1/4的位置为起点，以沿板厚方向距表面为板厚1/2的位置为终点的区域)。测定间距设定为5μm/step。
将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度的平均值除以由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度的平均值，并将所得的值作为由{001}<1-10>～{001}<-1-12>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比。
再者，{hkl}表示与轧制面平行的结晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的结晶方向。也就是说，所谓{hkl}<uvw>，表示{hkl}朝向板面法线方向、<uvw>朝向轧制方向的结晶。
上述的热冲压用钢板也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层而在热冲压后能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝锌镀层、铝硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
热冲压用钢板的脱碳指标为0.085以上
通过优选地控制热冲压用钢板的脱碳指标，能够在如钢板内部附近那样担负耐载荷的区域中促进具有难断裂的晶界的织构的发达，能够一边维持优异的弯曲性一边提高耐载荷。优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，其上限值为1.000。
脱碳指标的测定方法
脱碳指标是使钢板表层中的碳的减少量定量化的指标，可按以下方法算出。采用辉光放电发射光谱分析装置(Glow Discharge Optical Emission Spectrometry：GD-OES)，测定热冲压用钢板中的板厚方向的元素浓度分布。这里，测定范围设定为从钢板的最表面至深度200μm，测定间隔设定为0.02μm以下。对含在热冲压用钢板中的所有元素实施测定。
对于表面具有镀层或涂装膜等的钢板，为了能够进行从钢板的最表面到深度200μm位置的测定，在通过机械研磨或化学研磨将镀层或涂装等部分或全部除去后，供于GD-OES测定。在GD-OES测定中，将铁浓度为90质量％以上的区域判定为钢板，将铁浓度为90质量％的测定点作为钢板的最表面位置。
接着，就距钢板的最表面位置为深度180μm～深度200μm中的碳浓度的测定值(1000点以上)算出平均值，将该平均值看作为钢板母材的碳浓度。
或者，从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的测定值在从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的平均值与从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的测定值的最大值之差的绝对值为0.1％以下，且从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的平均值与从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的测定值的最小值之差的绝对值为0.1％以下的情况下，也可以将从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的平均值作为钢板母材的碳浓度。
单位深度为20μm，所谓最深部，指的是在从钢板的最表面位置到深度200μm的位置中，按每单位深度记述位置时的深的一方的位置。例如，在最深部为120μm时，所谓“从最深部朝表层侧到20μm的区域中的碳浓度的测定值”，意味着从100μm位置至120μm位置中所含的测定点中的碳浓度。
在从钢板的最表面位置到深度200μm的位置中，算出每单位深度的碳浓度的减少量(从母材的碳浓度中减去各测定点中的碳浓度而得到的值)，求出单位深度和碳浓度的减少量之积的积分值，作为碳的缺乏区域的面积(面积A)。接着，将母材的碳浓度和200μm之积作为基准面积(面积B)，将碳缺乏面积(面积A)除以基准面积(面积B)所得到的值作为脱碳指标。
接着，对本实施方式涉及的热冲压成形体进行说明。本实施方式涉及的热冲压成形体可通过在上述的热冲压用钢板中应用后述的制造方法来得到。本实施方式涉及的热冲压成形体的特征在于：通过在表层区域和内部区域中使织构变化，在提高表层区域的金属组织的弯曲性的同时，通过生成铁素体及粒状贝氏体中的1种以上而提高表层区域的延展性。具体地讲，其特征在于：在担负着吸收由弯曲变形形成的能量的表层区域中，使容易缓和由弯曲变形导入的应变的织构发达，在对耐载荷施加影响的内部区域中，使具有难断裂的晶界的织构发达。再者，本实施方式涉及的热冲压成形体的化学组成由于与上述的热冲压用钢板的化学组成相同，因而将其说明予以省略。
本实施方式涉及的热冲压成形体所具有的金属组织包括：以面积率计合计为10～30％的铁素体和粒状贝氏体，以及含有马氏体、贝氏体和回火马氏体中的1种以上的剩余部分组织；在表面～距所述表面为板厚1/4的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.8，在距所述表面为板厚1/4的位置～距所述表面为板厚1/2的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.3。有关以下说明的金属组织的％全部为面积％。
铁素体及粒状贝氏体：合计10～30％
铁素体及粒状贝氏体为软质且延展性优异的组织。如果铁素体及粒状贝氏体的面积率合计低于10％，则不能得到所期望的延展性。因此，在本实施方式涉及的热冲压成形体中，将铁素体及粒状贝氏体的面积率合计设定为10％以上，优选为15％以上、20％以上。
另一方面，如果铁素体及粒状贝氏体的面积率合计超过30％，则不能得到所期望的强度。因此，将铁素体及粒状贝氏体的面积率合计设定为30％以下。优选为27％以下、25％以下。
再者，在本实施方式中，铁素体及粒状贝氏体也可以合计含有10～30％，也可以含有10～30％的铁素体或粒状贝氏体中的1种。
剩余部分组织：马氏体、贝氏体及回火马氏体中的1种以上
本实施方式涉及的热冲压成形体具有包含马氏体、贝氏体及回火马氏体中的1种以上的剩余部分组织。为了得到所期望的强度，优选将这些剩余部分组织的面积率设定为70％以上。优选为73％以上、75％以上。此外，为了得到所期望的延展性，也可以将这些剩余部分组织的面积率设定为90％以下、85％以下、80％以下。
金属组织的面积率的测定方法
从距热冲压成形体的端面为50mm以上的任意位置(在不能从该位置采集试样时，避开端部的位置)，以能够观察与轧制方向平行的板厚截面的方式切取试样。试样的尺寸虽然取决于测定装置，但设定为能够在轧制方向观察10mm左右的尺寸。
在采用#600～#1500的碳化硅砂纸将上述试样的截面研磨后，采用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中的液体而精抛光成镜面。接着，在室温中采用不含碱性溶液的胶态二氧化硅研磨8分钟，将导入试样表层中的应变除去。在试样截面的长度方向的任意位置中，按0.1μm的测定间隔，通过电子背散射衍射法测定长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，得到晶体取向信息。测定中，采用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，将EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下、将加速电压设定为15kV、将照射电流水平设定为13、将电子束的照射水平设定为62。
根据所得到的晶体取向信息，采用EBSD解析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，特定晶体结构为bcc的区域。将晶体结构为bcc的区域判别为马氏体、贝氏体、回火马氏体、粒状贝氏体及铁素体。对于这些区域，采用EBSD解析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain Average Misorientation：晶粒平均取向差”功能，将Grain Average Image Misorientation值超过3.0°的区域判定为马氏体、贝氏体及回火马氏体，通过算出这些面积率的合计而得到“马氏体、贝氏体及回火马氏体”的合计的面积率。将Grain Average Misorientation值为3.0°以下的区域判定为铁素体、粒状贝氏体，通过算出这些面积率的合计而得到“铁素体、粒状贝氏体”的合计的面积率。
表面～距表面为板厚1/4的位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.8
在表面～距表面为板厚1/4的位置(表层区域)的织构中，通过将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于1.8，能够提高弯曲性。因此，在表层区域的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于1.8。优选低于1.7、低于1.6。
从确保强度的观点出发，表层区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比也可以设定为0.4以上。
距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置的织构：由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.3
在距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置(内部区域)的织构中，通过将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于2.3，能够提高延展性。因此，在内部区域的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比设定为低于2.3。优选低于2.2、低于2.1。
从确保韧性的观点出发，内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比也可以设定为0.4以上。
表层区域及内部区域的极密度可以采用与热冲压用钢板时同样的方法进行测定。但是，热冲压成形体中的轧制方向可通过以下方法来判别。
首先，以能够观察热冲压成形体的板厚截面的方式采集试验片。
在通过镜面研磨将采集的试验片的板厚截面抛光后，采用光学显微镜进行观察。将观察范围设定为板厚的总厚，将亮度暗的区域判定为夹杂物。在夹杂物中的长轴长度为40μm以上的夹杂物中，将与夹杂物伸展的方向平行的方向判别为轧制方向。
本实施方式涉及的热冲压成形体也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，在热冲压后能够提高耐蚀性。作为镀层，可例示出铝镀层、铝锌镀层、铝硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
热冲压成形体的脱碳指标为0.085以上
通过优选地控制热冲压成形体的脱碳指标，能够在如钢板内部附近那样担负耐载荷的区域中促进具有难断裂的晶界的织构的发达，能够一边维持优异的弯曲性一边提高耐载荷。优选为0.140以上，更优选为0.180以上。根据脱碳指标的算出方法，脱碳指标的上限值为1.000，但为了一边维持优异的弯曲性一边提高耐载荷，优选为0.500以下，更优选为0.040以下。
热冲压成形体的脱碳指标可用与热冲压用钢板时同样的方法进行测定。
热冲压用钢板的制造方法
以下，对用于通过热冲压而制造本实施方式涉及的热冲压成形体的热冲压用钢板的优选的制造方法进行说明。
首先，将铸造的铸坯加热至1200℃以上，在保持20分钟以上后，优选在850～900℃的温度区域，以8～30％的压下率实施热轧中的最终轧制的1道次前的轧制。接着，优选在800℃以上且低于850℃的温度区域，以6～12％的压下率完成热轧。也就是说，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度区域以6～12％的压下率实施。
热轧结束后，优选在经过2.5秒以上后，进行热轧结束温度～450℃的温度区域的平均冷却速度低于10℃/s的冷却。然后，优选在700℃以下的温度区域进行卷取。另外，优选通过进行脱碳退火来制造具有上述的化学组成的热冲压用钢板。
本发明人获得了如下的见解：热冲压后提高弯曲变形能力及耐载荷的织构，是通过从含有少量位错的奥氏体向铁素体或粒状贝氏体发生相变而发达的。因此，如果最终轧制的1道次前的轧制在低于850℃下实施、或以压下率超过30％的方式实施，则维持相变前的奥氏体的位错不会回复的状态而进行最终轧制，从而以包含位错的原状产生从奥氏体向铁素体的相变，有时阻碍所期望的织构的发达。
另一方面，如果最终轧制的1道次前的轧制在超过900℃下实施、或以压下率低于8％的方式实施，则过于促进位错的回复，奥氏体中的位错密度过于降低，有时不能得到所期望的织构。
因此，优选热轧中的最终轧制的1道次前的轧制在850～900℃的温度区域以8～30％的压下率实施。
如果最终轧制在低于800℃下实施、或以压下率超过12％的方式实施，则维持相变前的奥氏体的位错不会回复的状态而实施最终轧制，以包含位错的原状产生从奥氏体向铁素体的相变，有时阻碍所期望的织构的发达。
另一方面，如果最终轧制在850℃以上实施、或以压下率低于6％的方式实施，则过于促进位错的回复，使奥氏体中的位错密度过于降低，所以有时不能得到所期望的织构。
因此，热轧的最终轧制优选在800℃以上且低于850℃的温度区域，以6～12％的压下率实施。
热轧结束后，优选在经过2.5秒以上后开始冷却。通过将到冷却开始的时间确保2.5秒以上，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，从而使所期望的织构充分发达。如果经过时间低于2.5秒，则有时不能得到所期望的织构。
热轧完成后，在经过2.5秒以上后，通过将热轧结束温度～450℃的温度区域的平均冷却速度设定为低于10℃/s，能够促进向铁素体或粒状贝氏体的相变，从而使所期望的织构充分发达。如果上述温度区域中的平均冷却速度为10℃/s以上，则有时不能得到所期望的织构。
再者，这里所谓平均冷却速度，为将设定的范围的起点和终点的温度差除以从起点到终点的经过时间而得到的值。
如果卷取温度超过700℃，则过于促进位错的回复，有时不能使所期望的织构发达。因此，优选将卷取温度设定为700℃以下。
通过以上方法，得到热冲压用钢板。
优选对通过以上方法得到的热冲压用钢板实施脱碳退火。在实施脱碳退火之前，也可以根据需要实施以软质化为目的的热处理，另外也可以实施累积压下率(＝{1-(冷轧后板厚/冷轧前板厚)}×100)为30～70％的冷轧。也可以在脱碳退火线上实施镀覆，也可以在脱碳退火结束后再次穿过镀覆用退火线。作为赋予热冲压用钢板表面的镀层，可例示出铝镀层、铝锌镀层、铝硅镀层、热浸镀锌层、电镀锌层、合金化热浸镀锌层等。
通过实施脱碳退火而使热冲压用钢板的表层区域的C量减低。作为脱碳退火的条件，优选将气氛设定为含有氢或氮或氧的湿润气氛，将脱碳退火温度(钢板的最高到达温度)设定为700～950℃，将在700～950℃的温度区域的滞留时间设定为5秒～1200秒的条件。这里所谓滞留时间，指的是从钢板温度上升达到700℃时开始，直到在700～950℃下保持，钢板温度下降而达到700℃时的时间。
如果最高到达温度低于700℃、在700～950℃的温度区域中的滞留时间低于5秒，则不能充分促进C的扩散，因此有时不进行脱碳而不能控制表层区域的织构。另一方面，如果最高到达温度超过950℃、在700～950℃的温度区域中的滞留时间超过1200秒，则脱碳过于进行，有时不能在热冲压用钢板的表层区域的织构中，将由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比控制在低于1.5。
接着，对采用上述的热冲压用钢板的本实施方式涉及的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。
首先，优选将热冲压用钢板加热，在800～1000℃的温度区域保持60～600秒钟。加热时的平均加热速度可设定为0.1℃/s以上且200℃/s以下。这里所说的平均加热速度，是将加热开始时的钢板表面温度与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而得到的值。此外，在上述的保持中，也可以在800～1000℃的温度区域使钢板温度变动，也可以设定为固定。
如果加热温度低于800℃、保持时间低于60秒，则碳化物的熔化变得不彻底，残存的碳化物成为开裂的起点，有时弯曲性下降。如果加热温度超过1000℃、保持时间超过600秒，则过于促进C的扩散，有时不能使内部区域的织构的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.3。
作为热冲压前的加热方法，可列举采用电炉或燃气炉等的加热、火焰加热、通电加热、高频加热、感应加热等。
在上述温度区域保持后，进行热冲压。在本实施方式涉及的热冲压成形体的制造方法中，优选在300℃以上且低于650℃的温度下进行成形。热冲压后优选以10℃/s以上冷却到300℃以下的温度区域。
在本实施方式涉及的热冲压成形体的制造方法中，如果成形温度为650℃以上，则铁素体及粒状贝氏体的面积率的合计低于10％，不能得到所期望的延展性。如果成形温度低于300℃，则成形载荷过高，有时损坏模具。
通过以上方法可得到热冲压成形体。再者，也可以在热冲压成形后在150～600℃进行回火处理。此外，通过利用照射激光等对热冲压成形体的一部分进行回火，也可以局部地设置软化区域。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件只是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，就可采用多种条件。
通过对具有表1-1及表1-2中所示的化学组成的钢水进行铸造而制成钢坯，在对该钢坯于1200℃以上的温度区域保持20分钟以上后，按表2-1～表2-6中所示的条件对该钢坯实施热轧、冷轧及脱碳退火。根据需要，在实施脱碳退火之前施加软质化热处理。此外，根据需要，实施镀覆及镀层退火。由此，便得到表3-1～表3-3中所示的热冲压用钢板。
对所得到的热冲压用钢板，按表4-B-1～表4-B-3中所示的条件进行热冲压成形，由此得到热冲压成形体。对一部分热冲压成形体，在热冲压后于150～600℃进行回火处理。此外，对一部分热冲压成形体，通过对热冲压成形体的一部分照射激光而进行回火，由此形成部分软化区域。表5-B-1～表5-B-3中示出了所得到的热冲压成形体的显微组织及机械特性。
再者，表中的下划线表示在本发明的范围外、超出优选的制造条件、特性值不是优选的。此外，表5-B-1～表5-B-3中的“表层区域的织构中的极密度比”表示“表面～距表面为板厚1/4的位置的织构中的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比”，“内部区域的织构中的极密度比”表示“距表面为板厚1/4的位置～距表面为板厚1/2的位置的织构中的由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比”。
热冲压用钢板及热冲压成形体的金属组织及织构的测定通过上述测定方法进行。此外，热冲压成形体的机械特性通过以下方法进行评价。
抗拉强度及均匀拉伸率
热冲压成形体的抗拉(最大)强度TS及均匀拉伸率uEl通过从热冲压成形体的任意位置，按照JIS Z2241：2011，制作5号试验片，进行拉伸试验而求出。再者，将十字头速度设定为3mm/min。
将抗拉强度TS为1500MPa以上时作为强度优异而判定为合格，将低于1500MPa时作为强度较差而判定为不合格。此外，将抗拉强度TS和均匀拉伸率uEl之积(TS×uEl)为6000MPa·％以上时作为延展性优异而判定为合格，将低于6000MPa·％时作为延展性较差而判定为不合格。
弯曲角度
弯曲角度基于德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)，通过以下方法进行评价。在本实施例中，将通过弯曲试验得到的最大载荷时的位移按VDA标准转换为角度，求出最大弯曲角度α(°)。将通过上述方法得到的抗拉强度TS和最大弯曲角α之积(TS×α)为75000MPa·°以上时作为弯曲性优异而判定为合格，将低于75000MPa·°时作为弯曲性较差而判定为不合格。
弯曲试验中的条件规定如下。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×30mm(与板宽度方向平行的方向)
试验片板厚：1.6mm
弯曲棱线：与板宽度方向平行的方向
试验方法：辊支持、冲头压入
辊径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/min
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
从表5-B-1～表5-B-3可以看出：本发明例的热冲压成形体具有优异的强度、弯曲性及延展性。另一方面，得知比较例的热冲压成形体的1个以上的特性较差。
Figure BDA0003806026970000221
Figure BDA0003806026970000231
表2-1
Figure BDA0003806026970000241
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表2-2
Figure BDA0003806026970000251
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表2-3
Figure BDA0003806026970000261
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表2-4
Figure BDA0003806026970000271
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表2-5
Figure BDA0003806026970000281
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表2-6
Figure BDA0003806026970000291
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表3-1
Figure BDA0003806026970000301
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表3-2
Figure BDA0003806026970000311
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表3-3
Figure BDA0003806026970000321
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表4-B-1
Figure BDA0003806026970000331
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表4-B-2
Figure BDA0003806026970000341
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表4-B-3
Figure BDA0003806026970000351
下划线表示在本发明的范围外、制造条件不是优选的。
表5-B-1
Figure BDA0003806026970000361
下划线表示在本发明的范围外、特性不是优选的。
表5-B-2
Figure BDA0003806026970000371
下划线表示在本发明的范围外、特性不是优选的。
表5-B-3
Figure BDA0003806026970000381
下划线表示在本发明的范围外、特性不是优选的。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、弯曲性及延展性的热冲压成形体。

Claims (3)

1.一种热冲压成形体，其特征在于，
化学组成以质量％计含有：
C：0.15～0.50％、
Si：0.0010～3.000％、
Mn：0.30～3.00％、
Al：0.0002～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.1000％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0～0.15％、
Ti：0～0.15％、
V：0～0.15％、
Mo：0～1.0％、
Cr：0～1.0％、
Cu：0～1.0％、
Ni：0～1.0％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.010％、及
REM：0～0.30％，
剩余部分包括Fe及杂质；
所具有的金属组织包括：以面积率计合计为10～30％的铁素体和粒状贝氏体，以及含有马氏体、贝氏体和回火马氏体中的1种以上的剩余部分组织；
在表面～距所述表面为板厚1/4的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于1.8，
在距所述表面为所述板厚1/4的位置～距所述表面为板厚1/2的位置的织构中，由{001}<1-10>～{001}<-1-10>构成的取向组的极密度与由{111}<1-10>～{111}<-1-12>构成的取向组的极密度之比低于2.3。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有以下元素中的1种以上：
Nb：0.05～0.15％、
Ti：0.05～0.15％、
V：0.05～0.15％、
Mo：0.05～1.0％、
Cr：0.05～1.0％、
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.001～0.010％、及
REM：0.001～0.30％。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体，其特征在于，脱碳指标为0.085以上。
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