热压成形体的制作方法

1.本发明涉及热压成形体。
2.本技术基于2020年1月9日在日本提交的特愿2020-002408号主张优先权，将其内容援引至此。


背景技术：

3.近年来，出于环境保护及省资源化的观点而追求汽车车身的轻化，对汽车部件适用高强度钢板。汽车部件通过冲压成形而制造，不仅随着钢板的高强度化而成形负重增加，成形性也降低。因此，在高强度钢板中，技术问题在于，向复杂的形状的部件的成形性。为了解决这样的技术问题，热压技术正在得到应用，该热压技术在加热至钢板软质化的奥氏体域的高温后实施冲压成形。热压作为通过在冲压加工的同时，在模具内实施淬火处理，从而兼顾向汽车部件的成形性和汽车部件的强度的技术而受注目。
4.在通过热冲压加工钢板而得到的汽车部件中，为了获得更高的车身轻化效果，需要得到高强度、此外并且碰撞特性也优异的部件。
5.专利文献1中公开了一种热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法，含有通过c及mn富集而稳定化的、10体积％以上的残存奥氏体，从而提高其强度、均匀形变性及局部形变性。
6.专利文献2中公开了一种合金化热浸镀锌钢板，其通过含有10体积％以上的残存奥氏体，且以预定的体积率含有高温回火马氏体及低温回火马氏体，从而提高强度、均匀形变性及局部变形性。
7.专利文献3中公开了一种高强度热冲压成形部件，其通过将钢的组织设为复合组织，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。
8.从安全性的观点出发，期待一种汽车部件，其具有优异的强度，并且相比于现有技术碰撞特性更加优异。
9.现有技术文献
10.专利文献
11.专利文献1：日本国特开2017-53001号公报
12.专利文献2：国际公开第2016/199922号
13.专利文献3：国际公开第2018/033960号


技术实现要素：

14.发明要解决的技术问题
15.本发明的目的在于，提供一种强度及碰撞特性优异的热压成形体。
16.用于解决技术问题的方法
17.本发明的宗旨如下。
18.[1]本发明的一方案的热压成形体，化学组分以质量％计含有
[0019]
c：0.15～1.00％、
[0020]
si：0.50～3.00％、
[0021]
mn：高于3.00％且5.00％以下、
[0022]
al：0.100～3.000％、
[0023]
co：0.100～3.000％、
[0024]
p：0.100％以下、
[0025]
s：0.1000％以下、
[0026]
n：0.0100％以下、
[0027]
nb：0～0.15％、
[0028]
ti：0～0.150％、
[0029]
mo：0～1.00％、
[0030]
cr：0～1.00％、
[0031]
cu：0～1.00％、
[0032]
v：0～1.00％、
[0033]
w：0～1.00％、
[0034]
ni：0～3.00％、
[0035]
mg：0～1.00％、
[0036]
zr：0～1.00％、
[0037]
sb：0～1.00％、
[0038]
ca：0～0.10％、
[0039]
rem：0～0.30％、以及
[0040]
b：0～0.0100％，
[0041]
剩余部分由fe及杂质构成，
[0042]
所述热压成形体以面积率计，由10％以上且小于20％的残存奥氏体、5～15％的初生马氏体、总计为65～85％的贝氏体及回火马氏体、以及小于5％的剩余部分组织构成，
[0043]
所述热压成形体具有如下显微组织：所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界之中，将＜011＞方向作为旋转轴，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
°
的晶界的长度的总和的长度，所述旋转角为55
°
～75
°
的晶界的长度的比例为30％以上。
[0044]
[2]也可以是，上述[1]所述的热压成形体，所述化学组分以质量％计含有由
[0045]
nb：0.01～0.15％、
[0046]
ti：0.010～0.150％、
[0047]
mo：0.005～1.00％、
[0048]
cr：0.005～1.00％、
[0049]
cu：0.001～1.00％、
[0050]
v：0.0005～1.00％、
[0051]
w：0.001～1.00％、
[0052]
ni：0.001～3.00％、
[0053]
mg：0.001～1.00％、
[0054]
zr：0.001～1.00％、
[0055]
sb：0.001～1.00％、
[0056]
ca：0.001～0.10％、
[0057]
rem：0.001～0.30％、及
[0058]
b：0.0005～0.0100％
[0059]
构成的组中一种或两种以上。
[0060]
发明效果
[0061]
根据本发明的上述方案，可以得到强度及碰撞特性优异的热压成形体。
具体实施方式
[0062]
本发明的发明人们发现，通过在热压成形体的显微组织中，含有预定量的残存奥氏体、初生马氏体、贝氏体及回火马氏体，并且所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界之中将＜011＞方向作为旋转轴，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(下文有时写为大倾角晶界)的长度的总计长度，将旋转角为55
°
～75
°
的晶界(大倾角晶界)的长度的比例设为30％以上，从而可以确保高强度，并且提高碰撞特性。此外，在本实施方式中，所谓碰撞特性优异，是指应变分散特性及弯曲性优异。
[0063]
大倾角晶界是贝氏体及回火马氏体的晶粒所包含的晶界之中，角度最高的晶界。从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时，伴随相变发生应变。在相变前的奥氏体为高硬度时，或者原奥氏体晶粒为不能容易地形变的状态的情况下，容易形成缓和应变的效果高的大倾角晶界。本发明的发明人们还发现，通过在热压后在低温域进行保持，从而可以在使原奥氏体晶粒为高硬度的基础上使其相变为贝氏体或马氏体，能够形成许多大倾角晶界。
[0064]
下面，针对本实施方式的热压成形体进行详细地说明。首先，针对本实施方式的热压成形体的化学组分的限定理由进行说明。
[0065]
此外，对于下文中所述的夹着“～”记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围中。对于表示为“小于”、“高于”的数值，该值不包含在数值范围中。关于化学组分的％全部表示质量％。
[0066]
本实施方式的热压成形体的化学组分以质量％计，包含c：0.15～1.00％；si：0.50～3.00％；mn：高于3.00％且5.00％以下；al：0.100～3.000％；co：0.100～3.000％；p：0.100％以下；s：0.1000％以下；n：0.0100％以下；以及剩余部分：fe及杂质。下面，针对各元素详细地进行说明。
[0067]“c：0.15～1.00％”[0068]
c是提高热压成形体的强度的元素。此外，c还是使残存奥氏体稳定的元素。c含量小于0.15％时，在热压成形体中不能得到希望的强度。因此，c含量设为0.15％以上。c含量优选为0.30％以上，较优选0.45％以上。另一方面，c含量高于1.00％时，钢会脆化。因此，c含量设为1.00％以下。c含量优选为0.80％以下、或0.70％以下。
[0069]“si：0.50～3.00％”[0070]
si是使残存奥氏体稳定的元素。si含量小于0.50％时得不到上述效果，残存奥氏体的稳定化不充分，不能得到希望的量的残存奥氏体。因此，si含量设为0.50％以上。si含
量优选为1.00％以上，1.40％以上。另一方面，si含量高于3.00％时，铁素体量增加，得不到希望的显微组织。因此，si含量设为3.00％以下。si含量优选为2.50％以下，或2.00％以下。
[0071]“mn：高于3.00％且5.00％以下”[0072]
mn是通过降低ms点，促进低温域中的贝氏体相变的元素。mn含量为3.00％以下时，不能得到希望量的大倾角晶界。因此，mn含量设为高于3.00％。mn含量优选为3.20％以上，3.30％以上。另一方面，mn含量高于5.00％时，容易发生提前断裂。因此，mn含量设为5.00％以下。mn含量优选为4.50％以下，或4.00％以下。
[0073]“al：0.100～3.000％”[0074]
al是通过使钢液脱氧，抑制作为破坏的起点的氧化物生成从而提高变形能力，提高热压成形体的碰撞特性的元素。al含量小于0.100％时，未充分地进行脱氧，生成粗大的氧化物，得不到上述效果。因此，al含量设为0.100％以上。al含量优选为0.120％以上、0.200％以上、0.300％以上。另一方面，al含量高于3.000％时，钢中生成粗大的氧化物，热压成形体的碰撞特性降低。因此，al含量设为3.000％以下。al含量优选为2.500％以下，2.000％以下，1.500％以下，1.000％以下。
[0075]“co：0.100～3.000％”[0076]
co是通过降低ms点，从而促进低温域中的贝氏体相变的元素。co含量小于0.100％时，不能得到希望量的贝氏体。因此，co含量设为0.100％以上。co含量优选为0.110％以上，或0.120％以上。另一方面，co含量高于3.000％时，容易发生提前断裂。因此，co含量设为3.000％以下。co含量优选为2.000％以下、或1.6000％以下。
[0077]“p：0.100％以下”[0078]
p是杂质元素，通过在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，或0.030％以下。p含量的下限并不特别地限定，但减少至小于0.0001％时，脱p成本大幅上升，经济性是不优选的，在实际操作方面，可以将0.0001％设定为下限。
[0079]“s：0.1000％以下”[0080]
s是杂质元素，在钢中形成夹杂物。该夹杂物是破坏的起点，因此s含量设为0.1000％以下。s含量优选为0.0500％以下、0.0200％以下、或0.0100％以下。s含量的下限并不特别地限定，但若降低至小于0.0001％，则脱s成本大幅上升，经济性方面是不优选的，从而在实际操作方面，可以将0.0001％作为下限。
[0081]“n：0.0100％以下”[0082]
n是杂质元素，在钢中形成氮化物。该氮化物成为破坏的起点，因此n含量设为0.0100％以下。n含量优选为0.0050％以下，或0.0040％以下。n含量的下限并没有特别的限定，但若降低至小于0.0001％，则脱n成本大幅上升，经济性方面是不优选的，因而在实际操作方面，可以将0.0001％设为下限。
[0083]
本实施方式的热压成形体的化学组分的剩余部分可以是fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料中及/或在炼钢过程中不可避免的混入，在不损害本实施方式的热压成形体的特性的范围中允许的元素。
[0084]
本实施方式的热压成形体，代替fe的一部分，可以含有以下的元素作为任意元素。不含有以下的任意元素时的含量为0％。
[0085]“nb：0～0.15％”[0086]“ti：0～0.150％”[0087]
nb及ti在热冲压前的加热中使原奥氏体晶粒细化，在从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时抑制原奥氏体晶粒的形变，从而提高大倾角晶界的比例。在可靠地发挥该效果的情况下，优选含有nb：0.01％以上及ti：0.010％以上的任意一种以上。另一方面，即使将nb含量设为高于0.15％、或将ti含量设为高于0.150％，上述效果也会饱和，因此nb含量优选设为0.15％以下，并且ti含量为0.150％以下。
[0088]“mo：0～1.00％”[0089]“cr：0～1.00％”[0090]“cu：0～1.00％”[0091]“v：0～1.00％”[0092]“w：0～1.00％”[0093]“ni：0～3.00％”[0094]
mo、cr、cu、v、w及ni具有在热压前的加热中固溶于原奥氏体晶粒，从而提高热压成形体的强度的作用。由此，在从奥氏体向贝氏体或马氏体相变时抑制原奥氏体晶粒的变形，可以提高大倾角晶界的比例。在可靠地得到该效果的情况下，优选含有mo：0.005％以上、cr：0.005％以上、cu：0.001％以上、v：0.0005％以上、w：0.001％以上以及ni：0.001％以上的任意一种以上。另一方面，即使大量含有这些元素，上述效果也是饱和的，因此mo含量、cr含量、cu含量、v含量及w含量优选分别设为1.00％以下，ni含量设为3.00％以下。
[0095]“mg：0～1.00％”[0096]“zr：0～1.00％”[0097]“sb：0～1.00％”[0098]“ca：0～0.10％”[0099]“rem：0～0.30％”[0100]
mg、zr、sb、ca及rem是通过抑制作为破坏的起点的氧化物的生成来提高形变能力，提高热压成形体的碰撞特性的元素。在可确保该其效果的情况下，优选mg、zr、sb、ca及rem的任一种均将其含量设为0.001％以上。另一方面，即使大量含有这些元素上述效果也会饱和，因此优选mg含量、zr含量、sb含量分别为1.00％以下、ca含量为0.10％以下，rem含量为0.30％以下。
[0101]
此外，在本实施方式中，所谓rem，是指由sc、y及镧系元素构成的总计17元素，所谓rem的含量，是指这些元素的总计含量。
[0102]“b：0～0.0100％”[0103]
b是偏析于原奥氏体晶界，抑制铁素体及珠光体的生成的元素。在可靠地发挥该效果的情况下，优选b含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有b高于0.0100％，上述效果也是饱和的，因此优选b含量设为0.0100％以下。
[0104]
上述热压成形体的化学组分通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用icp－aes(inductively coupled plasma-atomic emission spectrometry：电感耦合等离子体-发光分光)测定即可。需要说明的是，c及s使用燃烧-红外线吸收法，n使用惰性气体熔融-热传导法测定即可。在热压成形体的表面具备镀敷层的情况下，通过机械研磨除去镀敷层后
进行化学组分的分析即可。
[0105]
接着，针对本实施方式的热压成形体的显微组织进行说明。
[0106]
本实施方式的热压成形体，以面积率计，由10％以上且小于20％的残存奥氏体，5～15％的初生马氏体、总计为65～85％的贝氏体及回火马氏体、以及小于5％的剩余部分组织构成，具有如下显微组织：所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界之中以＜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。
[0107]
此外，在本实施方式中，规定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)的显微组织。这是因为，该深度位置是热压成形体的表面和板厚中心位置的中间点，该位置处的显微组织代表热压成形体的钢组织(表示热压成形体整体的平均的显微组织)。
[0108]“残存奥氏体：10％以上且小于20％”[0109]
通过含有预定量的残存奥氏体，从而在热压成形体中提高应变分散特性。残存奥氏体为小于10％或为20％以上时，不能得到希望的应变分散特性。因此，残存奥氏体设为10％以上且小于20％。
[0110]“初生马氏体：5～15％”[0111]
初生马氏体提高热压成形体的强度。初生马氏体小于5％时，不能得到希望的应变分散特性。因此，初生马氏体设为5％以上。优选为7％以上。另一方面，初生马氏体高于15％时，热压成形体中最大弯曲角下降，即弯曲性降低。因此，初生马氏体设为15％以下。优选为12％以下。
[0112]“贝氏体及回火马氏体：总计为65～85％”[0113]
贝氏体及回火马氏体提高热压成形体的强度。贝氏体及回火马氏体总计小于65％时，不能得到希望的强度。因此，贝氏体及回火马氏体总计为65％以上。优选为70％以上。另一方面，贝氏体及回火马氏体总计高于85％时，不能得到希望的应变分散特性。因此，贝氏体及回火马氏体设为总计85％以下。优选为80％以下。
[0114]“剩余部分组织：小于5％”[0115]
本实施方式的热压成形体的显微组织中，作为剩余部分组织，存在包含铁素体、珠光体及粒状贝氏体的情况。若剩余部分组织的面积率较高，则不能得到希望的强度及碰撞特性。因此，剩余部分组织小于5％。优选为4％以下、3％以下、2％以下、或1％以下。
[0116]“残存奥氏体、贝氏体及回火马氏体的面积率的测定”[0117]
从距离热压成形体的端面50mm以上的任意的位置(从该位置不能采集时避开端部的位置)，以能够观察垂直于表面的截面(板厚截面)的方式切取试样。试样的大小也取决于测定装置，但设定为在轧制方向上能够观察10mm程度的大小。
[0118]
将上述试样的截面使用#600至#1500的碳化硅砂纸进行研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水而得到的液体，抛光成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的硅酸胶研磨8分钟，除去试样的表层所导入的应变。在试样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，得到晶体取向信息。测定中，使用由热敏电场放
[0127]
从距离热压成形体的端面50mm以上的位置(从该位置不能采集时则为避开端部的位置)，以可以观察垂直于表面的截面(板厚截面)的方式切取试样。试样也取决于测定装置，但设为在轧制方向上可以观察到10mm左右的长度。针对切取的试样，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的测定间隔进行ebsd分析，得到晶体取向信息。在此，所谓ebsd分析，是指使用由热敏电场放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装置，以电子束的照射等级为62来实施。
[0128]
接着，对于所得的晶体取向信息，使用ebsd分析装置附属的软件“oim analysis(注册商标)”所搭载的“grain average image quality(晶粒平均图像质量)”功能，将grain average image quality(晶粒平均图像质量)值小于60000的区域判断为贝氏体、回火马氏体及初生马氏体的晶粒，针对这些晶粒的晶界之中的贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界，将＜011＞方向作为旋转轴，计算旋转角为4
°
～12
°
的晶界的长度、旋转角为49
°
～54
°
的晶界的长度、旋转角为55
°
～75
°
的晶界的长度，计算旋转角为55
°
～75
°
的晶粒的长度相对于将各个晶界的长度求和的值之比例。由此，在贝氏体及回火马氏体的晶粒之中，将＜011＞方向作为旋转轴，得到旋转角为55
°
～75
°
的晶界(大倾角晶界)的长度相对于旋转角为4
°
～12
°
的晶界的长度、旋转角为49
°
～54
°
的晶界的长度、旋转角为55
°
～75
°
的晶界(大倾角晶界)的长度的总和长度的比例。
[0129]
此外，通过与剩余部分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、回火马氏体及初生马氏体的晶粒中判别初生马氏体，从贝氏体、回火马氏体及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，不包含初生马氏体的晶粒的晶界，是因为初生马氏体为高硬度并成为破坏的起点。
[0130]
上述的结晶晶界的长度，例如使用ebsd分析装置附属的软件“oim analysis(注册商标)”所搭载的“反极图(inverse pole figure map)”及“轴角(axis angle)”功能，可以简便地算出。在这些功能中，关于贝氏体及回火马氏体的晶粒，通过将任意的方向作为旋转轴，指定特定的旋转角，从而可以计算该晶界的总计长度。对于测定区域中所包含的所有晶粒实施上述分析，贝氏体及回火马氏体的晶粒的晶界之中，将＜011＞方向作为旋转轴，计算前述三种晶界的长度即可。
[0131]“平均位错密度：4.0
×
10
15
m/m2以上”[0132]
也可以是，本实施方式的热压成形体的平均位错密度为4.0
×
10
15
m/m2以上。如果具有上述的化学组分，且具有上述的显微组织，即，以面积率计，由10％以上且小于20％的残存奥氏体、5～15％的初生马氏体、总计为65～85％的贝氏体及回火马氏体、小于5％的剩余部分组织构成，所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界之中，将＜011＞方向作为旋转轴，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、旋转角为55
°
～75
°
的晶界的长度的合计长度，所述旋转角为55
°
～75
°
的晶粒的长度的比例为30％以上的显微组织，则平均位错密度必然为4.0
×
10
15
m/m2以上。
[0133]“平均位错密度的测定”[0134]
从距离热压成形体的端面50mm以上的任意位置(从该位置不能采集时则为避开端部的位置)切取试样。试样的大小还取决于测定装置，但设为20mm见方左右的大小。使用蒸馏水48体积％、双氧水48体积％、氢氟酸4体积％的混合溶液，对试样减厚。此时，试样的表
面和背面各以相同厚度减厚，距减厚前的试样表面为板厚的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)露出。对该露出的表面进行x线衍射测定，确定体心立方晶格的多个衍射峰。由这些衍射峰的半值宽度解析平均位错密度，从而得到表层区域的平均位错密度。关于解析法，使用“t.ungar，此外3名，journal of applied crystallography，1999年，第32卷，第992页～第1002页”所述的modified williamson-hall法。
[0135]“具有体心结构的晶粒的板条宽度：200nm以下”[0136]
本实施方式的热压成形体的具有体心结构的晶粒的板条宽度可以为200nm以下。如果具有上述的化学组分，且具有上述的显微组织，即，由以面积率计10％以上且小于20％的残存奥氏体、5～15％的初生马氏体、总计为65～85％的贝氏体及回火马氏体、小于5％的剩余部分组织构成，所述贝氏体及所述回火马氏体的晶粒的晶界之中，将＜011＞方向作为旋转轴，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，所述旋转角为55
°
～75
°
的晶界的长度的比例为30％以上的显微组织，则具有体心结构的晶粒的板条宽度必然为200nm以下。
[0137]
若具有体心结构的晶粒的板条宽度为200nm以下，则得到晶粒细微化的效果，可以得到希望的抗拉强度。优选为180nm以下。板条宽度越小而越优选，因此下限并不特别规定。
[0138]“具有体心结构的晶粒的板条宽度的测定”[0139]
从距离热压成形体的端面50mm以上的位置(从该位置不能采集时在为避开端部的位置)，以可以观察垂直于表面的截面(板厚截面)的方式切取试样。试样也取决于测定装置，但设为在轧制方向上可以观察10mm左右的长度。针对切取的试样，对板厚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的测定间隔进行ebsd分析，得到晶体取向信息。在此，ebsd分析使用由热敏电场放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装置，以电子束的照射等级62来实施。
[0140]
接着，针对所得到的晶体取向信息，使用附属于ebsd分析装置的软件“oim analysis(注册商标)”所搭载的“反极图(invere pole figure)”功能，仅描绘具有体心结构的晶粒的反极图(invere pole figure)像，将晶体取向差为8
°
以内的晶粒视为一个板条(通常称为块，但在本实施方式中表现为板条)，测定板条的短轴方向的长度。测定20个以上的板条的短轴方向的长度，通过计算它们的平均值，得到具有体心结构的晶粒的板条宽度。
[0141]“板厚及抗拉强度”[0142]
本实施方式的热压成形体的板厚并不特别地限定，但出于车身轻化的观点，优选设为0.5～3.5mm。此外，出于车身轻化的观点，热压成形体的抗拉强度优选设为1500mpa以上。较优选地，为1800mpa以上、2000mpa以上。抗拉强度的上限并不特别规定，但可以设为2600mpa以下。
[0143]“镀敷层”[0144]
为了提高耐腐蚀性等，本实施方式的热压成形体可以在表面形成有镀敷层。镀敷层可以是电气镀敷层及熔融镀敷层的任一者。电气镀敷层例如包含电镀锌层、电镀zn－ni合金层等。溶融镀敷层例如包含热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀zn－al合金层、热浸镀zn－al－mg合金层、热浸镀zn－al－mg－si合金层等。镀敷层的附着量并
不特别限制，一般的附着量即可。
[0145]“热压成形体的制造方法”[0146]
接着，针对本实施方式的热压成形体的优选的制造方法进行说明。
[0147]
本实施方式的热压成形体，能够通过如下方法来制造：对于通过通常方法制造的冷轧钢板，或者对于表面具备镀敷层的冷轧钢板，进行热压，热压后在低温域进行保持后，进行冷却。
[0148]“热压前的加热及保持”[0149]
在热压前，优选以800～1000℃的温度域，保持60～600秒钟。加热温度小于800℃、或者保持时间小于60秒时，不能充分地进行奥氏体化，有时在热压成形体中不能得到希望量的贝氏体及回火马氏体。加热温度高于1000℃、或保持时间高于600秒时，奥氏体粒径的粗大化导致向贝氏体及回火马氏体的相变延迟，有时不能得到希望量的贝氏体及回火马氏体。
[0150]
加热时的平均加热速度设为0.1℃/s以上且200℃/s以下即可。此处所谓的平均加热速度，是将加热开始时的钢板表面温度与保持温度的温度差用从加热开始时至到达保持温度时为止的时间差进行除算的值。此外，在上述的保持中，可以在800～1000℃的温度域中改变钢板温度，也可以设为一定。
[0151]
作为热压前的加热方法，可举出基于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。
[0152]“热压后的冷却”[0153]
在上述的加热及保持后，进行热压。在热压后，优选以1.0～100℃/s的平均冷却速度进行冷却至150～300℃的温度域。在热压后的冷却中，若冷却停止温度小于150℃，则会过度促进晶格缺陷的导入而有时不能得到希望的位错密度。冷却停止温度高于300℃时，原奥氏体晶粒的硬度降低，有时不能形成希望量的大倾角晶界。此外，平均冷却速度小于1.0℃/s时，会促进向铁素体或粒状贝氏体、珠光体的相变，有时不能得到希望量的贝氏体及回火马氏体。平均冷却速度高于100℃/s时，向回火马氏体及贝氏体的相变的驱动力增大，缓和因相变而导入的应变的作用减小，难以得到希望量的大倾角晶界。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，用从冷却开始时至冷却停止时的时间差进行除算的值。
[0154]“低温保持”[0155]
优选在150～300℃的温度域中，进行1.0～50小时的低温保持。在低温保持中，从由奥氏体相变出的马氏体，向未相变的奥氏体分配碳。碳富集的奥氏体不会相变为马氏体，即使在低温保持后的冷却完成之后，也作为残存奥氏体残留。此外，通过以上述的条件进行低温保持，从而碳富集的奥氏体成为高硬度，因此能够提高大倾角晶界的比例。
[0156]
若保持温度小于150℃，或保持时间小于1.0小时，则不会从马氏体向未相变的奥氏体充分地分配碳，有时不能得到希望量的残存奥氏体。此外，大倾角晶界的比例减少。若保持温度高于300℃时，原奥氏体晶粒的硬度降低，有时不能得到希望量的大倾角晶界。若保持时间高于50小时时，有时不能得到希望的初生马氏体。在低温保持中，可以在150～300℃的温度域中使钢板温度变动，也可以设为固定。
[0157]
低温保持并不特别限定，但例如将热压后的钢板传输到加热炉进行即可。
[0158]
此外，若在热压、冷却后，且低温保持前加热至300℃以上的温度域，则会生成贝氏体，结果，不能得到希望量的大倾角晶界。因此，在制造本实施方式的热压成形体时，并不优选在热压、冷却后，且低温保持前，加热至300℃以上的温度域。
[0159]“低温保持后的冷却”[0160]
优选地，低温保持后以1.0～100℃/s的平均冷却速度，冷却至80℃以下。若平均冷却速度小于1.0℃/s、或者冷却停止温度高于80℃，则残存奥氏体分解，有时不能得到希望量的残存奥氏体。若平均冷却速度高于100℃/s时会对冷却装置施加负荷。此处所说的平均冷却速度，是将低温保持后的冷却开始时的钢板表面温度与冷却停止温度的温度差，用从冷却开始时至冷却停止时的时间差进行除算的值。
[0161]
实施例
[0162]
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及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的宗旨，达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
[0163]
通过对铸造表1及表2所示的化学组分的钢液而制造的钢坯，实施热轧、冷轧，并根据需要施加镀敷，从而得到冷轧钢板。接着，对冷轧钢板，以表3～5所示的条件，制造表3～5所示的热压成形体。
[0164]
需要说明的是，热压前的加热中的平均加热速度设为0.1～200℃/s，热压后的冷却进行至150～300℃的温度域，低温保持后的冷却进行至80℃以下。此外，表3的制造no.18中施加热浸镀铝层，制造no.19中施加热浸镀锌层。
[0165]
表5的制造no.57，在热冲压、冷却后，且低温保持前，以300～560℃的温度域保持30秒钟后，进行表5所示的低温保持。
[0166]
表中的下划线表示本发明的范围之外、脱离优选的制造条件或者特性值不优选。表3～5中的γr表示残存奥氏体，fm表示初生马氏体，b表示贝氏体，tm表示回火马氏体。
[0167]
对于热压成形体的显微组织，各组织的面积率的测定、大倾角晶界的长度的比例的测定、位错密度的测定及具有体心结构的晶粒的板条宽度的测定是通过上述的测定方法进行的。此外，热压成形体的机械特性通过以下的方法进行评价。
[0168]“抗拉强度”[0169]
热压成形体的抗拉强度是从热压成形体的任意的位置制作jis z 2241：2011所述的5号试验片，根据jis z 2241：2011所述的试验方法求得的。此外，十字头速度设为3mm/min。将抗拉强度为1500mpa以上的情况设为强度优异，判定为合格，将小于1500mpa的情况设为强度差，判定为不合格。
[0170]“碰撞特性(应变分散特性评价)”[0171]
评价热压成形体的碰撞特性(应变分散特性及弯曲性)时，在本实施例中，根据德国汽车工业协会规定的vda基准(vda238－100)，以最大弯曲角及弯曲角40
°
处的形变区域进行评价。vda试验以以下的条件进行。
[0172]
在本实施例中，将通过vda试验所得的最大弯曲角度为60
°
以上的情况设为弯曲性优异，判定为合格，将小于60
°
的情况判断为弯曲性差，判定为不合格。
[0173]
试验片尺寸：60mm(轧制方向)
×
30mm(平行于板宽方向的方向)
[0174]
试验片板厚：1.01～1.05mm(将表面、背面分别研磨相同量)
[0175]
弯曲棱线：平行于板宽方向的方向
[0176]
试验方法：辊支承，冲头推压
[0177]
辊径：
[0178]
冲头形状：前端r＝0.4mm
[0179]
辊间距离：2.0
×
板厚(mm) 0.5mm
[0180]
推压速度：20mm/min
[0181]
试验机：岛津制作所ag－100kni
[0182]
应变分散特性是在vda弯曲试验后的弯曲角40
°
中的形变区域中进行评价的。在供vda试验前的试验片表面的中央部，通过激光照射将100μm间隔的格子状的网格刻印了宽度方向上10个
×
长度方向上20个(总计200个)。以与上述相同的试验条件进行vda试验，在弯曲角到达40
°
的时刻停止试验。使用激光显微镜，在各格子中测定与弯曲棱线垂直的方向的格子间距离，计算将其用100μm除算的值，得到各格子的形变量。通过计算形变量为1.05以上的格子的与弯曲棱线垂直的方向的格子间距离的总计长度，从而得到形变区域的长度。在本实施例中，将形变区域的长度为500μm以上的情况判断为应变分散特性优异，判定为合格，将形变区域的长度小于500μm的情况判断为应变分散特性差，判定为不合格。
[0183]
观察表3～5可知，化学组分和显微组织在本发明的范围内的热压成形体具有优异的强度及碰撞特性。
[0184]
另一方面，可知：化学组分和显微组织之中任一者以上脱离本发明的热压成形体，强度及碰撞特性之中一者以上变差。
[0185]
[表1]
[0186][0187]
[表2]
[0188][0189]
下划线表示本发明的范围之外。
[0190]
[表3]
[0191][0192]
[表4]
[0193][0194]
[表5]
[0195][0196]
[工业上的可利用性]
[0197]
根据本发明的上述方案，可以得到强度及碰撞特性优异的热压成形体。