CN105026065A - 热压成形品及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

具有显示分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第1成形区域；和显示分别包含贝氏体铁素体：70～97面积％、马氏体：27面积％以下和残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第2成形区域。由此，即使不应用焊接法，也能提供一种热压成形品，其在单一成形品内至少具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，根据各个区域，能以高水平达成高强度和延伸率的平衡。

Description

热压成形品及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种热压成形品及其制造方法，所述热压成形品被用于汽车零件的结构构件，可以根据成形品内的不同区域调整强度及延展性。更详细而言，涉及将预先加热的钢板(坯料)成形加工成规定的形状时，在赋予形状的同时实施热处理，而能够得到符合不同区域的强度及延展性的热压成形品、和用于制造这样的热压成形品的有用的方法。
背景技术
作为源于地球环境问题的汽车油耗升高的对策之一，车体的轻量化被推进，需要尽可能使汽车所使用的钢板高强度化。然而，若为了汽车的轻量化而使钢板高强度化，则延伸率EL(Elongation)和r值(兰克福特值：Lankford value)降低，加压成形性和形状冻结性会劣化。
为了解决这样的课题，在零件制造中采用热压成形法，其是通过将钢板加热至规定的温度(例如，成为奥氏体相的温度)而降低强度(即，使成形容易)后，相比薄钢板以较低温(例如室温)的模具成形，由此在赋予形状的同时，进行利用了两者的温度差的急冷热处理(淬火)，确保成形后的强度。
根据这样的热压成形法，由于在低强度状态下成形，因此回弹也变小(形状冻结性良好)，并且通过使用添加了Mn、B等合金元素的淬火性良好的材料，通过急冷能够得到以抗拉强度计为1500MPa级的强度。需要说明的是，这样的热压成形法除了热压法之外，还以热成形法、热压印法、热冲压法、模压淬火法等各种各样的名称称呼。
图1是表示用于实施上述这样的热压成形(以下，有时以“热冲压”为代表)的模具构成的示意说明图，图中1表示冲头，2表示冲模，3表示压边圈，4表示钢板(坯料)，BHF表示防皱压边力，rp表示冲头肩半径，rd表示冲模肩半径，CL表示冲头/冲模间间隙。另外，这些零件中，冲头1和冲模2按照如下方式构成，在各自的内部形成有能够使冷却介质5a、6a(例如水)通过的通路1a、2a，通过使这些通路中通过冷却介质5a、6a从而使这些零件得到冷却。
使用这样的模具进行热冲压(例如，热深拉加工)时，将钢板(坯料)4加热至Ac3相变点以上的单相域温度而在使其软化了的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢板4夹在冲模2与压边圈3之间的状态下，利用冲头1将钢板4压入冲模2的孔内(图1的2、2间)(箭形符号A的方向)，一边缩小钢板4的外径，一边成形为与冲头1的外形对应的形状。另外，通过与成形同时对冲头1和冲模2进行冷却，进行从钢板4向模具(冲头1和冲模2)的排热，并且在成形下死点(冲头前端位于最深部的时刻：图1所示的状态)进一步保持冷却从而实施原材(钢板4)的淬火。通过实施这样的成形法，能够得到尺寸精度良好的1500MPa级的成形品，而且与冷态下成形同等强度级别的零件的情况相比，能够减小成形荷重，因此压机的容量很小就行。
作为目前广泛使用的热冲压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。该钢板的抗拉强度为1500MPa且延伸率为6～8％左右，适用于耐冲击构件(碰撞时极力不发生变形，不断裂的构件)。另外，增加C含量，以22MnB5钢为基础，进一步进行高强度化(1500MPa以上，1800MPa级)的开发也在进行。
然而，22MnB5钢以外的钢种几乎无法适用，现状是控制零件的强度、延伸率(例如，低强度化：980MPa级、高延伸率化：20％等)，将适用范围扩展到耐冲击构件以外的钢种、施工方法的研究几乎没有进行。
在中型以上的乘用车中，侧面碰撞时和后方碰撞时考虑到兼容性(compatibility：小型车碰撞时也保护对方侧的功能)，在B柱(中心柱)、后纵梁、前纵梁等的零件内，有使其具有耐冲击性部位和能量吸收部位这两种功能的情况。为了制作这样的构件，至今为止，例如对于980MPa级的高强度超高张力钢和有440MPa级的延伸率的高张力钢进行激光焊接(拼焊板Tailor Welded Blank：TWB)，并进行冷压成型的方法是主流。然而，最近以热冲压分别创建零件内的强度的技术的开发得到推进。
例如，在非专利文献1中，提出一种对于热冲压用的22MnB5钢、和以模具进行淬火仍未达到高强度的材料进行激光焊接(拼焊板：TWB)，并进行热冲压的方法，进行在高强度侧(耐冲击部位侧)抗拉强度：1500MPa(延伸率6～8％)，在低强度侧(能量吸收部位侧)抗拉强度：440MPa(延伸率12％以上)的分别创建。从同样的观点出发，也提出了非专利文献2这样的技术。
在上述非专利文献1、2的技术中，在能量吸收部位侧，抗拉强度为600MPa以下，延伸率为12～18％左右，但事先需要进行激光焊接(拼焊板：TWB)，工序增加并且成本高。另外，要加热本来不需要进行淬火的能量吸收部位，从热量消耗的观点出发也不优选。
此外，作为用于在零件内分别创建强度的技术，也提出了例如非专利文献3、4这样的技术。该非专利文献3的技术通过在加热炉内使坯料产生温度差(分布)来进行分别创建，以22MnB5钢为基材，但由于添加硼的影响，对于二相域温度的加热而言，淬火后的强度的坚固性(robustness)差，能量吸收部位侧的强度控制困难，此外延伸率也只能得到15％左右。
另一方面，在非专利文献4的技术中，通过在模具内(用加热器温热模具的一部分、或使用热导率不同的材料)使冷却速度变化从而进行分别创建，但以22MnB5钢为基材，对于本来淬火性良好的22MnB5钢不进行淬火，在以此方式进行控制这一点(模具冷却控制)上不合理。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：Klaus Lamprecht，Gunter Deinzer，Anton Stich，JurgenLechler，Thomas Stohr，Marion Merklein，“Thermo-Mechanical Properties ofTailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes”，Proc.IDDRG2010，2010.
非专利文献2：Usibor1500P(22MnB5)/1500MPa·8％-Ductibor500/550～700MPa·17％[2011年4月27日检索]网址<http：//www.arcelomittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.p1>
非专利文献3：22MnB5/above Ac3/1500MPa·8％-below Ac3/Hv190·Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke，“Industrialapplication of hot forming process simulation”，Proc，of 1st Int.Conf.on HotSheet Metal Forming of High-Performance steel，ed.By Steinhoff，K.，Oldenburg，M，Steinhoff，and Prakash，B.，pp83-88，2008.
非专利文献4：Begona Casas，David Latre，Noemi Rodriguez，and IsaacValls，“Tailor made tool materials for the present and upcoming toolingsolutions in hot sheet metal forming”，Proc，of 1st Int.Conf.on Hot SheetMetal Forming of High-Performance steel，ed.By Steinhoff，K.，Oldenburg，M，Steinhoff，and Prakash，B.，pp23-35，2008.
发明内容
发明要解决的课题
本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于，即使不应用焊接法，也提供一种热压成形品、以及用于制造这样的热压成形品的有用的方法，所述热压成形品在单一成形品内至少具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，根据各个区域，能以高水平达成高强度和延伸率的平衡。
用于解决课题的手段
能够达成上述目的的本发明的热压成形品是通过热压成形法对薄钢板进行了成形的热压成形品，其特征在于，具有显示分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第1成形区域；和显示分别包含贝氏体铁素体：70～97面积％、马氏体：27面积％以下和残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第2成形区域。
在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，例如可列举如下：第1成形区域和第2成形区域化学成分组成相同，各成分区域的钢含有C：0.15～0.3％(质量％的意思。以下涉及化学成分组成均同。)、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、P：0.05％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、Cr：0.01～1％、B：0.0002～0.01％、Ti：[N]×4～0.1％[其中，[N]为N的含量(％)]、和N：0.001～0.01％，余量由铁及不可避免的杂质构成。
在本发明的热压成形品中，根据需要，作为其它元素，所述钢还含有如下等也是有用的：(a)选自Cu、Ni和Mo中的1种以上：合计1％以下(不含0％)、(b)V和Nb中的至少1种：合计0.1％以下(不含0％)，根据含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。
本发明方法是通过将薄钢板分成至少包含第1和第2的多个区域来成形，从而制造上述那样的热压成形品的方法，其主旨在于，将所述薄钢板加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度后，至少对于第1成形区域和第2成形区域，一起用模具进行冲压从而开始平均冷却速度20℃/秒以上的冷却和成形，第1成形区域在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形，第2成形区域冷却到比贝氏体相变开始温度低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度以上的温度范围，并且将所述温度范围内的停留时间设为10秒以上而结束成形。
发明效果
根据本发明，在热压成形法中，通过根据成形品的每个区域适当控制其条件，能够使适当量的残留奥氏体存在并且调整各区域的金属组织，与使用现有的22MnB5钢时相比，能够实现成形品内在的延展性(残存延展性)进一步提高的热压成形品，另外，通过与热处理条件和成形前钢板的组合，能够根据各区域适当控制强度和延伸率。
附图说明
图1是表示用于实施热压成形的模具构成的示意说明图。
图2是实施例中使用的成形模具的示意说明图。
图3是表示实施例中成形的加压成形品的形状的示意说明图。
具体实施方式
本发明人等将薄钢板加热到规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为了实现在成形后既确保符合各区域的不同要求特性的强度又显示出良好的延展性(延伸率)这样的热压成形品，从各种角度进行了研究。
其结果发现，使用加压成形模具将薄钢板加压成形制造热压成形品时，若适当控制加热温度和成形时的各成形区域的条件，按照包含残留奥氏体3～20面积％的方式调整各成形区域的组织，则能够实现发挥符合各成形区域的强度-延展性平衡的热压成形品，从而完成了本发明。
本发明的热压成形品的各成形区域内的各组织(基本组织)的范围设定理由如下。
(第1成形区域的组织)
通过使第1成形区域的主要组织成为高强度的马氏体，能够确保热压成形品中的特定区域的高强度。从这一观点出发，需要将马氏体的面积分率设为80面积％以上。然而，若该分率超过97面积％，则残留奥氏体的面积分率(残留奥氏体分率)不足，延展性(残存延展性)降低。马氏体分率的优选下限为83面积％以上(更优选为85面积％以上)，优选上限为95面积％以下(更优选为93面积％以下)。
残留奥氏体具有的效果是，在塑性变形中相变成马氏体，从而使加工硬化率上升(相变诱发塑性)，使成形品的延展性提高。为了发挥这一效果，需要将残留奥氏体分率设为3面积％以上。对于延展性来说，残留奥氏体分率越多越好，但在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体有限，20面积％左右为上限。残留奥氏体分率的优选下限为5面积％以上(更优选为7面积％以上)。
除了上述组织之外，可以包含铁素体、珠光体、贝氏体等作为剩余组织，但这些组织与马氏体相比是软质的组织，对于强度的贡献比其它组织低，优选尽量少。但是，可以允许至5面积％。剩余组织更优选为3面积％以下，进一步优选为0面积％。
通过如上所述制作第1成形区域的组织，能够形成强度(抗拉强度TS)为1500MPa以上、且延伸率(总延伸率EL：total elongation)为10％以上的部分(例如，汽车零件的耐冲击性部位)。
(第2成形区域的组织)
通过使第2成形区域的主要组织成为高强度且富于延展性的贝氏体铁素体，能够兼顾热压成形品的高强度和高延展性。从这一观点出发，贝氏体铁素体的面积分率(贝氏体铁素体分率)需要设为70面积％以上。然而，若该分率超过97面积％，则残留奥氏体分率不足，延展性(残存延展性)降低。贝氏体铁素体分率的优选下限为75面积％以上(更优选为80面积％以上)，优选上限为95面积％以下(更优选为90面积％以下)。
通过包含一部分高强度的马氏体，可以实现热压成形品的高强度化，但若其量变多则延展性(残存延展性)降低。从这一观点出发，马氏体的面积分率(马氏体分率)需要设为27面积％以下。马氏体分率的优选下限为5面积％以上(更优选为10面积％以上)，优选上限为20面积％以下(更优选为15面积％以下)。
根据与第1成形区域同样的理由，将残留奥氏体分率设为3面积％以上且20面积％以下。残留奥氏体分率的优选下限也与第1成形区域同样。
除了上述组织之外，可以包含铁素体、珠光体、贝氏体等作为剩余组织，但这些组织与马氏体相比是软质的组织，对于强度的贡献比其它组织低，优选尽量少。但是，可以允许至5面积％。剩余组织更优选为3面积％以下，进一步优选为0面积％。
通过如上所述制作第2成形区域的组织，能够形成强度(抗拉强度TS)为1100MPa以上、且延伸率(总延伸率EL)为15％以上的部分(例如，汽车零件的能量吸收性部位)。
本发明的成形品至少具有第1成形区域和第2成形区域，但未必仅限于两个成形区域，可以具有第3或第4成形区域。形成这样的成形区域时，可以按照后述的制造方法进行制作。
制造本发明的热压成形品时，将薄钢板(化学成分组成与成形品相同)分成至少包含第1和第2的多个区域而成形即可。具体来说，将所述薄钢板加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度后，至少对于第1成形区域和第2成形区域，一起用模具冲压从而开始平均冷却速度20℃/秒以上的冷却和成形，第1成形区域在比马氏体相变开始温度低50℃的温度(以下，有时记为“Ms点-50℃”)以下结束成形，第2成形区域冷却到比贝氏体相变开始温度低100℃的温度(以下，有时记为“Bs点-100℃”)以下且马氏体相变开始温度(Ms点)以上的温度范围，并且将所述温度范围内的停留时间设为10秒以上而结束成形即可。规定该方法中的各要件的理由如下。需要说明的是，“结束成形”是指，基本达到成形下死点(冲头前端位于最深部的时刻：图1所示状态)的状态，但在该状态下模具需要冷却到规定温度的情况下，旨在还包括直至模具冷却保持后离开模具为止。
上述方法通过分成钢板的至少两个成形区域(例如，高强度侧区域和低强度侧区域)，并且根据各个区域控制制造条件，可以得到发挥符合各区域的强度-延展性平衡那样的成形品。对用于形成各区域的制造条件进行说明。
(第1成形区域(高强度侧区域)的制造条件)
为了适当调整热压成形品的组织，加热温度需要控制为规定的范围。通过适当控制该加热温度，在其后的冷却过程中，使其相变成确保规定量的残留奥氏体，并且使第1成形区域成为马氏体主体的组织，能够在最终的热压成形品中制作所期望的组织。若薄钢板的加热温度低于Ac3相变点，则在加热时不能得到足够量的奥氏体，在最终组织(成形品的组织)中不能确保规定量的残留奥氏体。另外，若薄钢板的加热温度超过1000℃，则在加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度(Ms点)和马氏体相变结束温度(Mf点)上升，在淬火时不能确保残留奥氏体，无法达成良好成形性。加热温度优选为(Ac3相变点+50℃)以上且950℃以下。
成形中的冷却条件和成形结束温度需要根据各区域适当控制。首先，在相当于成形品的第1成形区域的钢板区域(有时将该区域称为“第1钢板区域”)内，成形中需要在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，并且在(Ms点-50℃)以下的温度下结束成形。
对于上述加热工序中形成的奥氏体，为了既阻止铁素体、珠光体及贝氏体等组织生成，又成为所期望的组织(以马氏体为主体的组织)，需要适当控制成形中的平均冷却速度和成形结束温度。从这一观点出发，成形中的平均冷却速度设为20℃/秒以上，成形结束温度设为(Ms点-50℃)以下。特别是以Si含量多的钢板为对象的情况下，通过在这一条件下冷却，能够成为马氏体和残留奥氏体的混合组织。成形中的平均冷却速度优选为30℃/秒以上(更优选为40℃/秒以上)。
第1钢板区域内的成形结束温度可以以上述平均冷却速度冷却到室温的同时结束成形，也可以在冷却到(Ms点-50℃)以下(优选到Ms点-50℃的温度)后，以20℃/秒以下的平均冷却速度冷却(2段冷却)到200℃以下。通过附加这一冷却工序，马氏体中的碳向未相变奥氏体稠化，能够使残留奥氏体量增加。这一2段冷却时的第2段冷却时的平均冷却速度优选为10℃/秒以下(更优选为5℃/秒以下)。
(第2成形区域(低强度侧区域)的制造条件)
另一方面，为了适当控制热压成形品中的第2成形区域的组织，需要将相当于第2成形区域的钢板区域(有时将该区域称为“第2钢板区域”)的加热温度控制为规定的范围。通过适当控制该加热温度，在其后的冷却过程中，能够确保规定量的残留奥氏体并且使其相变成以贝氏体铁素体为主体的组织，在最终的热压成形品中制作所期望的组织。若薄钢板的加热温度低于Ac3相变点，则在加热时不能得到足够量的奥氏体，在最终组织(成形品的组织)中不能确保规定量的残留奥氏体。另外，若薄钢板的加热温度超过1000℃，则与第1钢板区域同样(优选的温度范围也与第1钢板区域同样)。
对于上述加热工序中形成的奥氏体，为了阻止铁素体、珠光体等组织生成，并且形成所期望的组织(以贝氏体铁素体为主体的组织)，需要适当控制成形中的平均冷却速度和冷却停止温度。从这一观点出发，需要将成形中的平均冷却速度设为20℃/秒以上，将冷却停止温度设为(Bs点-100℃)以下且马氏体相变开始温度(Ms点)以上(有时将该温度范围称为“冷却速度变更温度”)。平均冷却速度优选为30℃/秒以上(更优选为40℃/秒以上)。
通过在上述的温度范围(冷却速度变更温度)暂时停止冷却，使其在所述温度范围(即，(Bs点-100℃)以下且马氏体相变开始温度Ms点以上的温度范围)停留10秒以上，从过冷奥氏体开始进行贝氏体相变而能够成为以贝氏体铁素体为主体的组织。此时的停留时间优选为50秒以上(更优选为100秒以上)，但如果停留时间过长，则奥氏体开始分解，而不能确保残留奥氏体分率，因此优选为1000秒以下(更优选为800秒以下)。
上述那样的停留工序若为上述温度范围内，则可以是等温保持、单调的冷却、再加热工序中的任一种。另外，对于这样的停留与成形的关系，可以在结束成形的阶段加以上述那样的停留，也可以在结束成形的中途，在上述温度范围内加以保持工序。这样结束成形后，自然冷却或以适当的冷却速度冷却至室温即可。
成形中的平均冷却速度的控制可以通过(a)控制成形模具的温度(上述图1所示冷却介质)、(b)控制模具的热导率等的单元而达成(下述方法中的冷却中也同样)。另外，本发明方法中，根据各钢板区域，成形中的冷却条件不同，在单一模具内分别形成上述(a)、(b)等控制单元，在单一模具内进行符合各钢板区域的冷却控制即可。
本发明的热压成形品的制造方法在制造上述图1所示那样的单纯形状的热压成形品的情况下(直接工艺法)当然能够适用，在制造比较复杂的形状的成形品的情况下也可以适用。然而，复杂的零件形状的情况下，以一次加压成形有时难以达到制品的最终形状。在这样的情况下，能够采用在热压成形的前工序中进行冷压成形的方法(该方法称为“间接工艺法”)。此方法是通过对难以成形的部分进行冷加工而预先成形至近似形状，再对其它部分进行热压成形的方法。若采用这一方法，则例如将成形品的凹凸部(山部)有3处这样的零件成形时，通过冷压成形，预先成形其2处，然后对第3处进行热压成形。
在本发明中，假定的是由高强度钢板构成的热压成形品，关于其钢种只要是作为高强度钢板的通常的化学成分组成即可，但关于C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、B、Ti和N，调整到适当的范围为宜。从这一观点出发，这些化学成分的优选范围及其范围限定理由如下。
(C：0.15～0.3％)
C在使冷却过程中生成的贝氏体铁素体微细、且使贝氏体铁素体中的位错密度上升从而使强度提高上是重要的元素(低强度侧区域)。另外，在支配马氏体组织的强度上是重要的元素(高强度侧区域)。若C含量变少，则即使是全马氏体强度也不足。C是与淬火性息息相关的元素，通过使含量增加，发挥抑制加热后的冷却中的铁素体等软质的其它组织的形成的效果。此外，在确保残留奥氏体上也是必要的元素。C含量低于0.15％时，贝氏体相变开始温度Bs上升，不能确保热压成形品的高强度。另外，若C含量变得过剩而超过0.3％，则强度变得过高，而不能得到良好的延展性。C含量的更优选下限为0.18％以上(进一步优选为0.20％以上)，更优选上限为0.27％以下(进一步优选为0.25％以下)。
(Si：0.5～3％)
Si发挥在淬火时形成残留奥氏体的作用。另外，还发挥通过固溶强化，使延展性不怎么劣化而提高强度的作用。Si含量低于0.5％时，不能确保规定的残留奥氏体量，不能得到良好的延展性。另外，若Si含量过剩而超过3％，则固溶强化量变得过大，延展性大幅劣化。Si含量的更优选下限为1.15％以上(进一步优选为1.20％以上)，更优选上限为2.7％以下(进一步优选为2.5％以下)。
(Mn：0.5～2％)
Mn是在一次冷却中对抑制铁素体、珠光体的形成有用的元素。另外，是通过使(Bs点-100℃)降低，从而使贝氏体铁素体的组织单位微细化，或者通过提高贝氏体铁素体中的位错密度，从而对提高贝氏体铁素体的强度有用的元素。而且，是对使奥氏体稳定化、使残留奥氏体量增加有效的元素。为了发挥这些效果，优选含有0.5％以上的Mn。仅考虑特性的情况下，优选Mn含量多，但由于合金添加的成本上升，优选设为2％以下。另外，由于使奥氏体的强度大幅提高，热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此在生产率上，也不优选含有超过2％。Mn含量的更优选下限为0.7％以上(进一步优选为0.9％以上)，更优选上限为1.8％以下(进一步优选为1.6％以下)。
(P：0.05％以下(不含0％))
P是钢中不可避免地包含的元素，但由于使延展性劣化，优选P极力减少。然而，极端的减少招致制钢成本的增大，由于达到0％在制造上有困难，因此优选为0.05％以下(不含0％)。P含量的更优选上限为0.045％以下(进一步优选为0.040％以下)。
(S：0.05％以下(不含0％))
S也与P同样是钢中不可避免地包含的元素，由于使延展性劣化，优选S极力减少。然而，极端的减少招致制钢成本的增大，由于达到0％在制造上有困难，因此优选为0.05％以下(不含0％)。S含量的更优选上限为0.045％以下(进一步优选为0.040％以下)。
(Al：0.01～0.1％)
Al作为脱氧元素有用，并且将钢中存在的固溶N作为AlN固定，对延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，Al含量优选为0.01％以上。然而，若Al含量变得过剩而超过0.1％，则Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。需要说明的是，Al含量的更优选下限为0.013％以上(进一步优选为0.015％以上)，更优选上限为0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
(Cr：0.01～1％)
Cr具有抑制铁素体相变、珠光体相变的作用，因此是在冷却中防止铁素体和珠光体的形成，有助于确保残留奥氏体的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.01％以上的Cr，但超过1％而过剩地含有，则成本也会上升。另外，由于Cr大幅提高奥氏体的强度，热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此在生产率上，也不优选含有超过1％。Cr含量的更优选下限为0.02％以上(进一步优选为0.05％以上)，更优选上限为0.8％以下(进一步优选为0.5％以下)。
(B：0.0002～0.01％)
B具有提高淬火性、抑制铁素体相变、珠光体相变的作用，因此在加热后的一次冷却中，防止铁素体、珠光体的形成，有助于确保贝氏体铁素体和残留奥氏体的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.0002％以上的B，但超过0.01％而过剩地含有，效果也是饱和的。B含量的更优选下限为0.0003％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选上限为0.008％以下(进一步优选为0.005％以下)。
(Ti：[N]×4～0.1％)
Ti固定N，以固溶状态维持B，从而体现淬火性的改善效果。为了发挥这样的效果，优选Ti至少含有N的含量[N]的4倍以上。但若Ti含量变得过剩而超过0.1％，则大量形成TiC，由于析出强化而强度上升，但延展性劣化。Ti含量的更优选下限为0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选上限为0.09％以下(进一步优选为0.08％以下)。
(N：0.001～0.01％)
N是通过将B作为BN固定，从而使淬火性改善效果降低的元素，优选尽量减少，但在实际工艺中减少存在界限，因此将0.001％作为优选下限。另外，若N含量变得过剩，则形成粗大的TiN，该TiN作为破坏的起点起作用，延展性劣化，因此将优选上限设为0.01％。N含量的更优选上限为0.008％以下(进一步优选为0.006％以下)。
本发明的加压成形品中的基本化学成分如上所述，余量实质上是铁。需要说明的是，“实质上是铁”是指，除铁以外也能够允许不阻碍本发明的钢材的特性的程度的微量成分(例如，除Mg、Ca、Sr、Ba以外，还有La等REM和Zr、Hf、Ta、W、Mo等的碳化物形成元素等)，除此之外，也能够含有P、S以外的不可避免的杂质(例如，O、H等)。
在本发明的加压成形品中，根据需要，还含有如下元素也是有用的：(a)选自Cu、Ni和Mo中的1种以上：合计1％以下(不含0％)、(b)V和Nb中的至少1种：合计0.1％以下(不含0％)等，根据含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。含有这些元素时的优选范围及其范围限定理由如下。
(选自Cu、Ni和Mo中的1种以上：合计1％以下(不含0％))
Cu、Ni和Mo由于抑制铁素体相变和珠光体相变，在一次冷却中，防止铁素体、珠光体的形成，有效地作用于残留奥氏体的确保。为了发挥这样的效果，优选含有合计0.01％以上。若仅考虑特性，则优选含量多，但由于合金添加的成本上升，优选为合计1％以下。另外，由于具有大幅提高奥氏体的强度的作用，热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从制造性的观点出发也优选为合计1％以下。这些元素含量的更优选下限为合计0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选上限为合计0.9％以下(进一步优选为0.8％以下)。
(V和Nb中的至少1种：合计0.1％以下(不含0％))
V和Nb形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应而使组织微细的效果。为了发挥这样的效果，优选含有V和Nb中的至少1种合计0.001％以上。然而，若这些元素的含量变得过剩，则形成粗大的碳化物，成为破坏的起点，反而使延展性劣化，因此优选为合计0.1％以下。这些元素含量的更优选下限为合计0.005％以上(进一步优选为0.008％以上)，更优选上限为合计0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
根据本发明，通过适当调整加压成形条件(符合各钢板区域的加热温度和冷却速度)，能够控制成形品中的每个成形区域的强度、延伸率等特性，而且能够得到高延展性(残存延展性)的热压成形品。因此，即使在至今为止的热压成形品难以适用的部位(例如，要求耐冲击特性和能量吸收抑制二者的构件)也可以适用，在扩展热压成形品的适用范围上极其有用。另外，本发明所得到的成形品与在冷压成形后实施通常的退火而进行了组织调整的成形品相比，残存延展性更大。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不限定本发明，根据前、后述的主旨进行设计变更均包含在本发明的技术范围内。
本申请基于2013年2月21日申请的日本国专利申请第2013-032615号主张优先权的利益。2013年2月21日申请的日本国专利申请第2013-032615号的说明书的全部内容在本申请中为了参考而援引。
实施例
将具有下述表1所述的化学成分组成的钢材进行真空熔炼，成为实验用板坯后进行热轧，之后冷却卷绕。再进行冷轧而成为薄钢板。需要说明的是，表1中的Ac3相变点、Ms点、和(Bs点-100℃)使用下述的(1)式～(3)式而求得(例如，参照“莱斯利钢铁材料学”丸善，(1985))。
Ac3相变点(℃)＝910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]…(1)
Ms点(℃)＝550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]+30×[Al]…(2)
Bs点(℃)＝830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]…(3)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]、[Ti]、[V]、[Cr]、[Mo]、[Cu]和[Ni]分别表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、V、Cr、Mo、Cu和Ni的含量(质量％)。另外，不含上述(1)式～(3)式的各项所示的元素时，去掉该项进行计算。
【表1】
对于所得到的钢板，改变各钢板区域内的加热温度，实施成形、冷却处理。具体来说，使用图2所示的帽形槽钢形状(HAT形状)的弯曲成形模具进行加压成形。需要说明的是，图2中，10表示上模(相当于图1所示冲头1)，11表示下模(相当于图1所示冲模2)。另外，该成形模具中设有垫片12，按照一面施加压力(垫片压力)(垫片压力为9800N)，一面与上模11夹持钢板4，来进行加压成形的方式构成。
各钢板区域内的加热温度、平均冷却速度示于下述表2中(成形结束温度(脱模温度)在任一区域均为200℃)。成形、冷却时的钢板尺寸为220mm×500mm(板厚：1.4mm)(第1钢板区域与第2钢板区域的面积比率为1：1)。成形的加压成形品的形状示于图3中(图3(a)示意性示出立体图、图3(b)示意性示出截面的说明图)。图3(a)中，15表示第1钢板区域(相当于成形品中的第1成形区域)，16表示第2钢板区域(相当于成形品中的第2成形区域)。需要说明的是，表2中所示的第1钢板区域的“平均冷却速度1”表示从加热温度到(Ms点-50℃)以下(成形结束温度)的平均冷却速度，第1钢板区域的“平均冷却速度2”表示从成形结束温度到200℃以下的平均冷却速度。
【表2】
对于进行了上述处理(加热、成形、冷却)的各钢板，按下述要领进行抗拉强度(TS)、以及延伸率(总延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)。
(抗拉强度(TS)、以及延伸率(总延伸率EL))
使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)、延伸率(总延伸率EL)。此时，拉伸试验的应变速度：10mm/秒。本发明中，(a)在第1区域内，满足抗拉强度(TS)为1500MPa以上且延伸率(总延伸率EL)为10％以上，且(b)在第2区域内，满足抗拉强度(TS)为1100MPa以上且延伸率(总延伸率EL)为15％以上时，评价为合格。
(金属组织的观察(各组织的分率))
(1)关于钢板中的马氏体、铁素体、贝氏体铁素体的组织，以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过扫描型电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope：SEM)观察(倍率：1000倍或2000倍)，区分铁素体、贝氏体铁素体，并求得各自的分率(面积率)。
(2)关于钢板中的残留奥氏体分率(面积率)，在磨削至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨后通过X射线衍射法测定(例如，ISJJInt.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。
(3)关于马氏体(淬火状态的马氏体)的面积率，对钢板进行leper试剂腐蚀，通过SEM观察以白色的对比作为淬火状态的马氏体和残留奥氏体的混合组织测定面积率，从中减去由X射线衍射求得的残留奥氏体分率，计算出淬火状态的马氏体分率。
将成形品的各区域的金属组织的测定结果示于下述表3中，将成形品的各区域的机械特性示于下述表4中。
【表3】
【表4】
由这些结果可以进行如下分析。试验No.2、4是满足本发明中规定的要件的实施例，可知能够得到以高性能达成各区域的强度-延展性平衡的成形品。
与此相对，试验No.1、3、5、6是不满足本发明中规定的某一要件的比较例，某一特性劣化。即，试验No.1在第2钢板区域内的(Bs-100℃)～Ms点的停留时间短，成形品中的第2区域的组织中贝氏体铁素体的分率少，马氏体的分率变多，在第2区域只能得到低延伸率(总延伸率EL)。
试验No.3的第2钢板区域内的冷却速度变更温度适当，但在(Bs-100℃)～Ms点的停留时间短，成形品中的第2区域的组织中贝氏体铁素体的分率能够确保适当量，但由于残留奥氏体量少，在第2区域只能得到低延伸率(总延伸率EL)。
试验No.5的第2钢板区域内的冷却速度变更温度高，形成铁素体而不能确保贝氏体铁素体量，因此在第2区域强度低且只能得到低延伸率(总延伸率EL)。试验No.6由于钢成分中的Si含量少，因此即使冷却条件适当，在成形品的任一区域也不会生成残留奥氏体量，只能得到低延伸率(总延伸率EL)(第2区域内的强度也变低)。
产业上的可利用性
本发明的加压成形品具有显示分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第1成形区域；和显示分别包含贝氏体铁素体：70～97面积％、马氏体：27面积％以下和残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下的金属组织的第2成形区域。由此，即使不应用焊接法，也在单一成形品内至少具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，根据各个区域，能以高水平达成高强度和延伸率的平衡。
符号说明
1  冲头
2  冲模
3  压边圈
4  钢板(坯料)

Claims (5)

1.一种热压成形品，其特征在于，其是通过热压成形法而对薄钢板进行了成形的热压成形品，具有第1成形区域和第2成形区域，其中，所述第1成形区域显示如下金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下，所述第2成形区域显示如下金属组织，分别包含贝氏体铁素体：70～97面积％、马氏体：27面积％以下和残留奥氏体：3～20面积％，剩余组织为5面积％以下。
2.根据权利要求1所述的热压成形品，其中，第1成形区域和第2成形区域的化学成分组成相同，各成分区域的钢以质量％计分别含有：
C：0.15～0.3％、
Si：0.5～3％、
Mn：0.5～2％、
P：0.05％以下且不含0％、
S：0.05％以下且不含0％、
Al：0.01～0.1％、
Cr：0.01～1％、
B：0.0002～0.01％、
Ti：[N]×4～0.1％，其中，[N]为N的含量％、
以及N：0.001～0.01％，
余量由铁及不可避免的杂质构成。
3.根据权利要求2所述的热压成形品，其中，所述钢还含有以质量％合计1％以下且不含0％的选自Cu、Ni和Mo中的1种以上作为其它元素。
4.根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中，所述钢还含有以质量％合计0.1％以下且不含0％的V和Nb中的至少1种作为其它元素。
5.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，其是通过将薄钢板分成至少包含第1和第2的多个区域来成形，从而制造权利要求1～3中任一项所述的热压成形品的方法，
将所述薄钢板加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度后，
至少对于第1成形区域和第2成形区域，一起用模具进行冲压从而开始平均冷却速度20℃/秒以上的冷却和成形，
第1成形区域在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形，第2成形区域冷却到比贝氏体相变开始温度低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度以上的温度范围，并且将所述温度范围内的停留时间设为10秒以上而结束成形。
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