CN113544296A - 热冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

本热冲压成形体具有规定的化学组分，显微组织由以面积率计为90～100％的马氏体和0～10％的残余组织构成。在所述显微组织中，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下。

Description

热冲压成形体
技术领域
本公开涉及热冲压成形体。
本申请基于2019年3月20日于日本申请的特愿2019-052104号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
今年来，汽车的碰撞安全基准的严格化正在推进，汽车构件要求提高碰撞性能。为了提高碰撞性能，存在用于受到撞击也不变形地维持作为构件的形状的变形抑制构件、以及用于通过弯曲变形来吸收碰撞的能量的冲击吸收构件。变形抑制构件要求高强度(具体而言拉伸强度为1800MPa以上)和优异的韧性。冲击吸收构件要求一定程度的高强度(具体而言拉伸强度为1500MPa以上)和优异的弯曲性。
专利文献1公开了一种涉及热压用钢板、热压成形品以及其制造方法的发明，该热压用钢板含有以质量％计为0.8～2.0％的Cr，将碳当量Ceq设为0.4～0.7％，将马氏体相变开始温度(Ms点)设为415℃以上。专利文献1公开了通过将从压制成形的开始到Ms点的平均冷却速度设为20℃/s以上而形成马氏体主体的金属组织，之后，将Ms点以下的温度下的平均冷却速度设为0.1～300℃/s，形成碳化物微细地分散的金属组织，从而得到延性优异的、拉伸强度为1500MPa以上的热压成形品。
专利文献2公开了在拉伸强度为1800MPa以上的热冲压构件中，热压后通过以平均冷却速度10～500℃/s对从Ms点至150℃的温度范围进行冷却，将旧奥氏体粒径控制在10μm以下，进而通过马氏体的自动回火来改善韧性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2015/194571号公报
专利文献2：日本国特许第5177119号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
在专利文献1所记载的热压用钢板中，包含0.8～2.0％的Cr。但是，Cr使Ms点低温化，因此是在热冲压成形时的冷却过程中抑制自动回火的元素。另外，Cr也是碳化物稳定化元素，因此在热冲压成形时的加热中使碳化物的溶解延迟，使成形品的弯曲性和韧性恶化。因此，在专利文献1所记载的热压成形品中，有时弯曲性不充分。
专利文献2所记载的热压用钢板以平均冷却速度10～500℃/s对从Ms点至150℃的温度范围进行冷却，另外不含有Co。因此，Ms较低，在成形品中不能充分地确保进行了自动回火的晶粒的比例，有时弯曲性不充分。
本发明为了解决上述现有技术的技术问题而完成。本发明以提供一种具有高强度和优异的弯曲性的热冲压成形体为目的。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人等对解决上述技术问题的方法进行了深入研究，结果得到以下见解。
为了改善热冲压成形体的弯曲性，第一，减少Mn含量从而抑制Mn的显微偏析，减少裂纹的起点是重要的。但是，如果减少Mn含量则淬火性下降，因此需要含有Mo作为必需元素，确保淬火性。
自动回火是从马氏体相变完成后的晶粒开始依次回火的现象。因此，在低温度范围内相变而生成的马氏体晶粒难以被回火。另外，在低温度范围内相变而生成的马氏体为硬质且脆。因此，通过对在低温度范围内相变而生成的马氏体充分地进行回火，机械特性的提高量变大。
由此，为了改善热冲压成形体的弯曲性，第二，适当地调整化学组分而使Ms点上升是重要的。由此，使马氏体相变的开始时期提前，容易确保被自动回火的晶粒的比例。
第三，通过使热冲压成形时的Ms点以下的较低温度范围中的冷却速度降低，从而促进自动回火，对在低温度范围内相变而生成的硬质且脆的马氏体进行回火是重要的。
本发明基于上述见解而完成，以以下所述的热冲压成形体为主旨。
(1)本发明的一个方案的热冲压成形体具有如下化学组分：以质量％计为
C：0.20％以上且小于0.70％、
Si：0.010％以上且1.30％以下、
Mn：小于0.50％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0.010％以上且0.100％以下、
Cr：0.010％以上且0.80％以下、
B：0.0005％以上且0.0100％以下、
Mo：0.10％以上且1.00％以下、
Co：0.10％以上且4.00％以下、
Nb：0％以上且0.100％以下、
V：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且0.50％以下、
REM：0％以上且0.0100％以下、
Mg：0％以上且0.0100％以下、
Ca：0％以上且0.0100％以下、以及
剩余部分为Fe和杂质，
显微组织由以面积率计为90～100％马氏体和0～10％的残余组织构成，
在所述显微组织中，
单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下。
(2)如上述(1)所记载的热冲压成形体，所述化学组分也可以含有选自由以质量％计为
Nb：0.010％以上且0.100％以下、
V：0.001％以上且0.100以下、
Ni：0.001％以上且0.50％以下、
REM：0.0010％以上且0.0100％以下、
Mg：0.0010％以上且0.0100％以下、以及
Ca：0.0010％以上且0.0100％以下
构成的组中选择的一种或两种以上的元素。
(3)如上述(1)或(2)所记载的热冲压成形体，也可以在表层包括镀层。
(4)如上述(1)～(3)的任意一项所记载的热冲压成形体，也可以在一部分具有软化区域。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有高强度和优异的弯曲性的热冲压成形体。
附图说明
图1是表示进行了自动回火的晶粒和未进行自动回火的晶粒混合存在的试验片的GAIQ值的分布(直方图)的图。
图2是表示对于实施例的试验No.52的热冲压成形体，以GAIQ值60000为边界值进行二值化而制作的GAIQ映射图的图。
图3是表示对于实施例的试验No.74的热冲压成形体，以GAIQ值60000为边界值进行二值化而制作的GAIQ映射图的图。
图4是表示使用Co含量在本发明的范围内的钢的情况下的、热冲压完成后的冷却停止温度与单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率和拉伸强度的关系的图。
图5是表示使用Co含量在本发明的范围外的钢的情况下的、热冲压完成后的冷却停止温度与单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率和拉伸强度的关系的图。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热冲压成形体及其制造方法进行详细说明。但是，本发明并不被限制于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内能够进行各种变更。
<热冲压成形体的化学组分>
首先，对本实施方式的热冲压成形体的化学组分的限定理由进行说明。以下，关于化学组分的％全部是指质量％。在表示为“以上”或“以下”的数值中，该值包含在数值范围内。在表示为“小于”或“超过”的数值中，该值不包含在数值范围内。
本实施方式的热冲压成形体具有如下化学组分：以质量％计为C：0.20％以上且小于0.70％、Si：0.010％以上且1.30％以下、Mn：小于0.50％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.010％以上且0.100％以下、Cr：0.010％以上且0.80％以下、B：0.0005％以上且0.0100％以下、Mo：0.10％以上且1.00％以下、Co：0.10％以上且4.00％以下、以及剩余部分为Fe和杂质。以下，对各元素进行说明。
“C：0.20％以上且小于0.70％”
C是为了在热冲压成形体中得到1500MPa以上的拉伸强度而重要的要素。C含量小于0.20％时，马氏体为软质，难以确保1500MPa以上的拉伸强度。因此，将C含量设为0.20％以上。C含量优选为0.21％以上、0.22％以上。另一方面，C含量为0.70％以上时，生成粗大的碳化物，该碳化物成为弯曲裂纹的起点。其结果，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，C含量设为小于0.70％。C含量优选为0.60％以下、0.55％以下、0.50％以下。
“Si：0.010％以上且1.30％以下”
Si具有抑制成为弯曲裂纹的起点的粗大的渗碳体的形成的效果，在确保热冲压成形体的弯曲性上是重要的元素。另外，Si具有回火软化阻力，具有抑制热冲压淬火时的自回火导致的强度降低的作用。Si含量在小于0.010％时无法得到上述效果，有时热冲压成形体的弯曲性会恶化。因此，Si含量设为0.010％以上。优选为0.20％以上、0.25％以上。另一方面，在含有超过1.30％的Si的情况下，有时Ac3点上升，在热冲压加热时不会形成奥氏体单相。其结果，热冲压成形体的显微组织成为不均匀的组织，弯曲性恶化。因此，Si含量设为1.30％以下。优选为1.10％以下、0.80％以下、0.60％以下。
“Mn：小于0.50％以下”
Mn是通过固溶强化而有助于热冲压成形体的强度的提高的元素。但是，Mn发生显微偏析，容易成为裂纹的起点，使热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，Mn含量需要尽量减少，设为小于0.50％。优选为0.45％以下。此外，虽然优选Mn含量尽量少，但由于抑制伴随Fe系硫化物的形成的晶界脆化，因此优选为0.001％以上。更优选为0.20％以上、0.24％以上。
“P：0.100％以下”
P是在晶界中偏析，使晶界的强度降低的元素。如果P含量超过0.100％，则晶界的强度显著降低，热冲压成形体的弯曲性降低。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、0.020％以下。P含量的下限没有特别限定，但如果减少至小于0.0001％，则脱P成本大幅上升，在经济上不优选。在实际操作上，P含量也可以为0.0001％以上、0.001％以上。
“S：0.0100％以下”
S是在钢中形成夹杂物的元素。如果S含量超过0.0100％，则在钢中生成成为弯曲裂纹起点的大量的夹杂物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，S含量为0.0100％以下。S含量优选为0.0040％以下、0.0030％以下。S含量的下限没有特别限定。但如果减少至小于0.00015％，则脱S成本大幅上升，在经济上不优选。在实际操作上，S含量也可以为0.00015％以上、0.0002％以上。
“sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下”
Al是具有使钢水脱氧而使钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用的元素。sol.Al含量小于0.0010％时脱氧无法充分进行，因此sol.Al含量为0.0010％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上、0.015％以上、0.020％以上。另一方面，如果sol.Al含量超过0.500％，则在钢中生成成为弯曲裂纹起点的粗大的氧化物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，sol.Al含量为0.500％以下。sol.Al含量优选为0.400％以下、0.350％以下、0.200％以下。
此外，在本实施方式中，sol.Al是指酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。
“N：0.0100％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恶化的元素。如果N含量超过0.0100％，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含量为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下、0.0050％以下、0.0040％以下。N含量的下限没有特别限定，但如果减少至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，在经济上不优选。在实际操作上，N含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上、0.0010％以上。
“Ti：0.010％以上且0.100％以下”
Ti通过形成碳氮化物而消耗固溶氮、抑制BN的形成，是为了确保对于淬火性确保所需要的固溶B量而重要的元素。Ti含量小于0.010％时无法得到上述效果，淬火性不足，成为不均匀的组织，因此热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，Ti含量为0.010％以上。Ti含量优选为0.015％以上、0.020％以上、0.025％以上。另一方面，如过超过0.100％地含有Ti，则生成成为弯曲裂纹起点的粗大的TiN，因此热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，Ti含量为0.100％以下。Ti含量优选为0.080％以下、0.060％以下、0.040％以下。
“Cr：0.010％以上且0.80％以下”
Cr是使碳化物微细化而使弯曲性提高的元素，因此在以往的热冲压成形体中含有一定量。但是，Cr使Ms点低温化，因此是在热冲压成形时的冷却过程中抑制自动回火的元素。另外，Cr也是碳化物稳定化元素，因此在热冲压成形时的加热中使碳化物的溶解延迟，使热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，在本实施方式中，将Cr含量设为0.80％以下。Cr含量优选为0.60％以下、0.40％以下。另一方面，如果Cr含量过少则碳化物粗大，因此Cr含量为0.010％以上。优选为0.02％以上、0.05％以上。
“B：0.0005％以上且0.0100％以下”
B是在晶界中偏析而提高钢的淬火性的元素。B含量小于0.0005％时无法得到上述效果，有时形成铁素体。其结果，存在难以得到1500MPa以上的拉伸强度的情况以及由于成为不均匀的组织而弯曲性恶化的情况。因此，B含量为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上、0.0015％以上。另一方面，如果超过0.0100％地含有B，则形成成为弯曲裂纹起点的粗大的BN，热冲压成形体的弯曲性恶化。由此，B含量为0.0100％以下。B含量优选为0.0075％以下、0.0050％以下、0.0040％以下。
“Mo：0.10％以上且1.00％以下”
Mo是在通过固溶强化而使热冲压成形体的强度提高的同时提高钢的淬火性、抑制使弯曲性恶化的铁素体的形成的元素。在本实施方式中，由于将减少Mn含量作为一个特征，由此Mo是必需元素。为了发挥上述效果，Mo含量为0.10％以上。Mo含量优选为0.15％以上、0.20％以上。另一方面，即使超过1.00％地含有Mo上述效果也会饱和，而且引起合金成本的上升。因此，Mo含量为1.00％以下。Mo含量优选为0.80％以下、0.60％以下、0.50％以下、0.40％以下。
“Co：0.10％以上且4.00％以下”
Co是具有使马氏体开始温度(Ms点)上升的作用的元素，是使热冲压成形体的弯曲性提高所必需的元素。为了发挥上述效果，Co含量为0.10％以上。优选为0.15％以上、0.20％以上。另一方面，如果Co含量超过4.00％，则钢的淬火性降低，难以确保1500MPa以上的拉伸强度。因此，Co含量为4.00％以下。优选为3.00％以下、2.00％以下、1.00％以下。
本实施方式的热冲压成形体的化学组分的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，是从钢原料或废料不可避免地混入的元素、在制钢过程中不可避免地混入的元素、及/或有意地微量添加的元素，例示出在不阻碍本实施方式的热冲压成形体的特性的范围内被容许的元素。
在本实施方式的热冲压成形体中，也可以含有以下任意元素来替代Fe的一部分。不含有以下任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对各任意元素进行详细说明。
“Nb：0％以上且0.100％以下”
Nb是在通过固溶强化而使热冲压成形体的强度提高的同时，通过形成碳氮化物而有助于旧奥氏体晶粒的细粒化的元素。因此，也可以根据需要而含有Nb。为了可靠地发挥上述效果，Nb含量优选为0.010％以上。Nb含量更优选为0.035％以上。另一方面，如果超过0.100％地含有Nb，则过剩地生成成为弯曲裂纹起点的粗大的碳氮化物，有时热冲压成形体的弯曲性降低。因此，Nb含量为0.100％以下。Nb含量优选为0.080％以下。
“V：0％以上且0.100％以下”
V是通过固溶强化而使热冲压成形体的强度提高的元素，因此也可以根据需要而含有。为了得到上述效果，V含量优选为0.001％以上。更优选的是，V含量为0.050％以上。如果V含量超过0.100％，则过剩地生成成为弯曲裂纹起点的粗大的碳氮化物，热冲压成形体的弯曲性降低。因此，V含量为0.100％以下。V含量优选为0.050％以下。
“Ni：0％以上且0.50％以下”
Ni是固溶于奥氏体，提高钢的淬火性，对于稳定地确保1500MPa以上的拉伸强度而有用的元素，因此也可以根据需要而含有。为了得到上述效果，优选将Ni含量设为0.001％以上。更优选的是，为0.01％以上。另一方面，即使超过0.50％地含有Ni上述效果也会饱和，并且引起合金成本的上升。因此，Ni含量为0.50％以下。Ni含量优选为0.40％以下。
“REM：0％以上且0.0100％以下”
REM是具有使钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了使热冲压成形体的弯曲性提高，也可以根据需要而含有。为了得到上述效果，REM含量优选为0.0010％以上。但是，即使超过0.0100％地含有REM上述效果也会饱和，引起成本的上升。因此，REM含量为0.0100％以下。优选为0.0080％以下。
此外，在本实施方式中，REM是指由Sc、Y以及镧系构成的合计17种元素。在本实施方式中，REM含量是指这些元素的合计含量。对于镧系，在工业上以混合稀土金属的形态添加。
“Mg：0％以上且0.0100％以下”
Mg是具有使钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了使热冲压成形体的弯曲性提高，也可以根据需要而含有。为了得到上述效果，Mg含量优选为0.0010％以上。但是，即使超过0.0100％地含有Mg上述效果也会饱和，引起成本的上升。因此，Mg含量为0.0100％以下。优选为0.0080％以下。
“Ca：0％以上且0.0100％以下”
Ca是具有使钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了使热冲压成形体的弯曲性提高，也可以根据需要而含有。为了得到上述效果，Ca含量优选为0.0010％以上。但是，即使超过0.0100％地含有Ca上述效果也会饱和，引起成本的上升。因此，Ca含量为0.0100％以下。Ca含量优选为0.0080％以下。
上述的热冲压成形体的化学组分可以通过一般的分析方法测定。例如，可以使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱法)来测定。此外，sol.Al可以使用将试样用酸进行加热分解后的滤液通过ICP-AES来测定。C及S可以使用燃烧-红外线吸收法来测定，N可以使用惰性气体熔融-热传导法来测定。
在本实施方式中，通过使Ms点上升而扩大对马氏体晶粒进行自动回火的温度范围，使自动回火的马氏体晶粒的比例增多。在此，Ms点能够通过以下式(A)求出。通过以下式(A)求出的Ms点优选为250℃以上，更优选为290℃以上、350℃以上。
基于对于因伴随自动回火的过剩促进的碳化物粗大化而导致热冲压成形体的弯曲性劣化进行抑制这样的理由，Ms点优选为550℃以下。更优选为500℃以下。
优选对热冲压成形体的化学组分进行控制，以使得Ms点成为上述值。
Ms＝550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-5×Mo+15×Co+30×sol.Al…式(A)
其中，上述式(A)中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在未含有该元素的情况下代入0。
<热冲压成形体的显微组织>
接着，对本实施方式的热冲压成形体的显微组织进行说明。
本实施方式的热冲压成形体的显微组织由以面积率计为90～100％马氏体和0～10％的残余组织构成，在所述显微组织中，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下。
“以面积率计为90～100％的马氏体”
本实施方式的热冲压成形体的显微组织以马氏体为主体(以面积率计为90％以上)。在本实施方式中，马氏体由初生马氏体(未进行自动回火的马氏体)和回火马氏体(进行了自动回火的马氏体)构成。马氏体的面积率为90％以上。优选为93％以上、95％以上、97％以上。马氏体的面积率的上限为100％。
“以面积率计为0～10％的残余组织”
对显微组织中的马氏体之外的残余组织没有特别制约，作为残余组织，可举出铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体以及残留奥氏体等。另外，残余组织也可以包含铁碳化物等。这些残余组织的面积率根据与马氏体的面积率的关系，为0～10％。残余组织的面积率优选为7％以下、5％以下、3％以下。
(马氏体的面积率的测定方法)
马氏体的面积率的测定通过以下方法进行。
从离开热冲压成形体的端面50mm以上的位置(或避开端部的位置)，以能够观察板厚截面的方式采取样品。对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，使碳化物和晶界的对比度清晰。接着，使用装备有二次电子检测器的电场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM)，对样品的以板厚t/4位置为中心的区域(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5000倍的拍摄倍率拍摄二次电子像。
在通过上述方法得到的拍摄照片中，对马氏体之外的相(铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体以及残留奥氏体等)和马氏体(初生马氏体和回火马氏体)进行区分。上贝氏体、下贝氏体以及回火马氏体可以根据板条状的晶粒内的铁碳化物的有无以及铁碳化物的伸长方向进行区分。初生马氏体由于在硝酸乙醇蚀刻中未被充分蚀刻，因此能够与被蚀刻的其他组织进行区分。但是，由于残留奥氏体与马氏体同样地也未被充分蚀刻，因此通过求出与由后述说明的方法得到的残留奥氏体的面积率的差分，能够得到初生马氏体的面积率。
上贝氏体是由板条状晶粒的集合构成的相，在板条间伴有碳化物的析出。
下贝氏体和回火马氏体也是由板条状晶粒的集合构成的相，但是是在板条内部包含碳化物的相。下贝氏体与回火马氏体通过碳化物的伸长方向进行区分。下贝氏体的碳化物具有单一的变体，存在于一个晶粒内的碳化物的角度差在5°之内，实质上具有单一的方向。另一方面，回火马氏体的碳化物具有多个变体，存在于一个晶粒内的碳化物向多个方向伸长。根据这些差异，对下贝氏体与回火马氏体进行区分。
对于与得到上述拍摄照片的观察区域相同的区域，对残留奥氏体的面积率进行测定。使用#600至#1500的碳化硅纸对观察面进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散在酒精等稀释液或纯水中的液体抛光成镜面。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，除去导入到观察面的表层的应变。对于观察面，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，得到晶体取向信息。在测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)与EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为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。将得到的晶体取向信息使用搭载于EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”的“Phase Map(相位图)”功能，计算fcc结构的残留奥氏体的面积率，从而得到残留奥氏体的面积率。
通过上述方法进行组织的区分，求出马氏体(初生马氏体和回火马氏体)的面积率。
残余组织的面积率通过从100％减去马氏体的面积率得到。
“单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上”
在本实施方式中，在热冲压成形时的冷却过程中，使显微组织向马氏体相变，之后，对位错密度较高的马氏体晶粒进行自动回火，形成位错密度较低的马氏体晶粒。由此来提高热冲压成形体的弯曲性，是本实施方式的热冲压成形体的最大的特征。因此，在本实施方式中，对进行了自动回火的马氏体晶粒的比例进行定量化是重要的。因此，本发明人等对求出进行了自动回火的马氏体晶粒的比例的方法进行了深入讨论，结果确立了以下方法。
对于进行了自动回火的马氏体晶粒的比例，通过电子背散射衍射法对试验片的金属组织测定晶体取向信息，对得到的测定数据用Grain Average Image Quality(晶粒平均图像质量)(GAIQ)参数进行分析。以下说明具体的方法。
(单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率的测定方法)
从离开热冲压成形体的端面50mm以上的位置(或避开端部的位置)，以能够观察板厚截面的方式切出样品。使用#600至#1500的碳化硅纸对该样品的板厚截面进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散在酒精等稀释液或纯水中的液体抛光成镜面。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，除去导入到观察面的表层的应变。
在样品的板厚截面的长度方向的任意位置，对长度为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，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，得到晶体取向信息。在测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)与EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为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。
对于得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM DataCollection(OIM数据收集)”功能、以及搭载于“OIM Analysis(注册商标)”的“GrainAverage Misorientation(晶粒平均误取向)”功能，得到Grain Average Image Quality映射图(GAIQ映射图)。在得到的GAIQ图中，将晶体取向差为5°以上的区域定义为晶粒，计算单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率。将平均GAIQ值为60000以上的区域判断为进行了自动回火的马氏体。
图1示出进行了自动回火的晶粒和未进行自动回火的晶粒混合存在的试验片的GAIQ值的分布(直方图)。GAIQ值越高则表示位错密度越低，GAIQ值越低则表示位错密度越高。因此，GAIQ值是能够反映晶粒的位错密度的参数。
如果观察GAIQ值的直方图，则能够将由于自动回火而位错密度变低的晶粒与未进行自动回火而位错密度保持较高的晶粒分离。如上所述，在本实施方式中，将单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域判断为进行了自动回火的马氏体晶粒。
图2示出以GAIQ值60000为边界值进行二值化而制作的GAIQ映射图。根据图2所示的GAIQ映射图，能够容易地将因自动回火而位错密度变低的晶粒(黑色区域)可视化。图2的白色区域表示未充分地进行自动回火，位错密度保持较高的晶粒。另外，能够将“单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域”判断为充分地进行了自动回火的马氏体晶粒，并计算其比例(面积率)。
在本实施方式中，如果单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上，则能够视为在显微组织中存在足够量的进行了自动回火的马氏体晶粒。其结果，能够提高热冲压成形体的弯曲性。因此，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域设为30面积％以上。优选为40面积％以上、50面积％以上、60面积％以上、70面积％以上。
另一方面，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积的上限没有特别制约，但如果进行了自动回火的马氏体晶粒过多，则有时不能确保1500MPa以上的拉伸强度。因此，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域优选为95面积％以下，更优选为90面积％以下。
“当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下”
在热冲压成形体的显微组织中，如果大量含有粗大的碳化物，则热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，希望粗大的碳化物量尽量少。在本实施方式中，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下。当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度的下限没有特别规定，但可以为0个/mm2，也可以1个/mm2。
“碳化物的平均粒径为0.20μm以下”
碳化物的平均粒径优选为0.20μm以下。通过将碳化物的平均粒径设为0.20μm以下，能够进一步提高热冲压成形体的弯曲性。碳化物的平均粒径更优选为0.15μm以下、0.13μm以下。碳化物的平均粒径的下限没有特别规定，但也可以为0.005μm。
(碳化物的平均粒径和个数密度的测定方法)
以与轧制方向平行的板厚截面(或者，简称为“板厚截面”)成为观察面的方式采取试样，通过电场研磨对观察面进行抛光。之后，对距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域以倍率20000倍进行10个视野以上的观察。通过图像分析，根据观察到的各碳化物的面积，求出各碳化物的当量圆直径。通过计算它们的平均值而得到碳化物的平均粒径。
另外，通过计算当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度，得到当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度。
此外，在本实施方式中，将马氏体中的板条内或板条状地存在的长径为5nm以上的颗粒视为碳化物。
“拉伸强度TS：1500MPa以上”
热冲压成形体的拉伸强度TS优选为1500MPa以上。更优选为1600Mpa以上、1700MPa以上。拉伸强度TS的上限不需要特别规定，但是也可以为3500MPa。
对于拉伸强度TS，从热冲压成形体的任意位置制作JIS Z 2241：2011所记载的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011所记载的试验方法进行测定。
“弯曲性：TS×α为75000MPa·deg以上”
对于热冲压成形体的弯曲性，优选TS×α为75000MPa·deg以上。TS×α由拉伸强度TS(MPa)与最大弯曲角度α(deg)之积得到。TS×α更优选为90000MPa·deg以上、100000MPa·deg以上。TS×α的上限不需要特别规定，但是也可以为160000MPa·deg。
最大弯曲角度α根据德国汽车工业协会规定的VDA基准(VDA238-100)，通过在以下条件下进行弯曲试验而得到。根据VDA基准将通过弯曲试验得到的最大载荷时的位移转换为角度，求出最大弯曲角度α(deg)，从而得到最大弯曲角度α。
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲棱线：任意一个方向
试验方法：辊支承，冲头压入
辊径：
Figure BDA0003247768250000161
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：SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
<热冲压成形体的制造方法>
接着，对本实施方式的热冲压成形体的优选的制造方法进行说明。首先，对应用于本发明的热冲压成形体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)
使用具有上述化学组分的钢片，例如通过以下制造方法来制造热冲压用钢板。
“加热工序”
供于热轧的钢片(钢材)为通过常规方法制造的钢片即可，例如，是连续铸造钢坯和通过薄钢坯连铸机等常规的方法制造的钢片即可。在将具有所述化学组分的钢材供于热轧前，将钢材加热至1100℃以上，并在该温度范围保持20分钟以上。在该温度范围内保持后，进行热轧。
在加热温度小于1100℃的情况或保持时间小于20分钟的情况下，Ti等粗大夹杂物的再溶解没有进展，作为破坏起点残留于制品(热冲压成形体)。其结果，有时热冲压成形体的弯曲性恶化。优选的是，加热温度为1200℃以上，且保持时间为25分钟以上。加热温度的优选的上限为1350℃，保持时间的优选的上限为120分钟。
“精轧工序”
接着，优选在Ar3点以上的温度范围中进行精轧。如果在小于Ar3点的温度下结束精轧，则成为两相区轧制，因此有时因轧制导致板形状恶化。因此，精轧温度优选为Ar3点以上。更优选为Ar3+30℃以上。精轧温度的优选的上限为1050℃。
此外，Ar3点由以下式(1)表示。以下式(1)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，在未含有该元素的情况下代入0。
Ar3点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo…式(1)
“卷取工序”
将精轧后的钢板在750℃以下的温度范围卷取成卷状。由此，得到热轧钢板。如果卷取温度超过750℃则氧化皮大量生成，在下一工序的酸洗工序中的氧化皮除去变得困难。因此，卷取温度优选为750℃以下。更优选为600℃以下。卷取温度的优选的下限为350℃。
对于通过上述方法得到的热轧钢板，也可以根据需要而实施以软质化为目的的再加热处理。对于热轧钢板，可以通过进行冷轧而得到冷轧钢板，也可以通过施加镀敷而得到镀敷钢板。另外，也可以进行连续退火。
冷轧只要是以通常的累积压下率，例如以30～90％的累积压下率进行的冷轧即可。
热轧钢板或冷轧钢板也可以在表面包括镀层。根据热冲压工序中的氧化皮生成的抑制以及热冲压成形体的耐腐蚀性提高等目的，也可以实施公知的各种热浸金属镀敷和电镀等。
作为热浸金属镀敷，可举出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝以及热浸镀铝-锌等。如果热浸金属镀层为硬质，则在热冲压成形时产生裂纹，有时热冲压成形体的耐腐蚀性恶化。因此，热浸金属镀敷优选为镀层成为软质的热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
在热浸金属镀敷为热浸镀锌或合金化热浸镀锌的情况下，对热轧钢板或冷轧钢板的表面实施的镀敷的附着量优选为每一面3～800g/m2。如果镀敷附着量小于每一面3g/m2，则有时不能可靠地得到提高耐腐蚀性的效果。另一方面，如果镀敷附着量超过每一面800g/m2，则在焊接时有时容易产生气孔等缺陷。从提高耐腐蚀性以及抑制成本的观点出发，镀敷附着量更优选为10～200g/m2。
为了抑制热冲压成型前的镀层的蒸发，使热冲压成形体的耐腐蚀性提高，优选镀敷为合金化热浸镀锌。作为合金化热浸镀锌的合金化度，优选镀层中的Fe含量为3～25％。如果镀敷膜中的Fe含量小于3％，则有时不能充分地抑制热冲压成形时的镀层的蒸发。如果镀层中的Fe含量超过25％，则有时热冲压成形体的粉化性恶化。
从抑制镀层的蒸发以及确保粉化性的观点出发，镀层中的Fe含量更优选为7～18％。此外，也可以在热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的表面进一步实施有机系或无机系的被膜。
(热冲压成形体的制造方法)
使用如上所述得到的热冲压用钢板，例如通过以下的制造法来制造热冲压成形体。由此，能够得到本实施方式的热冲压成形体。
“加热工序”
在热冲压工序中，以平均加热速度150℃/s以下对热冲压用钢板进行加热。如果平均加热速度超过150℃/s，则碳化物的再溶解没有进展，该碳化物成为弯曲裂纹起点。其结果，有时热冲压成形体的弯曲性恶化。平均加热速度优选为100℃/s以下。平均加热速度的下限没有特别限定，但从生产性的观点出发，优选为1℃/s以上，更优选为2℃/s以上。
加热温度为Ac3点以上的温度范围，在该温度范围内进行保持后，进行热成形(热冲压)。在加热温度小于Ac3点的情况下，成为两相区的加热，产生铁素体的析出。其结果，由于成为不均匀的组织，并且碳化物的再溶解没有进展，因此有时热冲压成形体的弯曲性恶化。因此，加热温度为Ac3点以上。优选为Ac3+20℃以上。加热温度的上限没有特别限定，但由于加热温度越高则加热成本上升，因此从生产成本的观点出发优选为Ac3点+100℃以下。更优选为Ac3点+80℃以下。加热温度下的保持时间为10～300秒即可。
此外，Ac3点由以下式(2)表示。以下式(2)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，在未含有该元素的情况下代入0。
Ac3点
＝910-203×C0.5+66×Si-25×Mn+700×P-11×Cr+109×sol.Al+400×Ti-15.2×Ni+104×V+31.5×Mo…式(2)
“冷却工序”
热冲压完成后，优选冷却至180～220℃的温度范围。即，热冲压完成后，冷却停止温度优选为180～220℃的温度范围。热冲压完成后的冷却停止温度更优选为190℃以上或195℃以上。另外，热冲压完成后的冷却停止温度优选为210℃以下或205℃以下。
本发明人等新发现，在对含有0.10～4.00质量％的Co的钢板进行热冲压的情况下，通过将热冲压完成后的冷却停止温度设为180～220℃的温度范围，具有单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域成为30面积％以上，并且拉伸强度成为1500MPa以上的倾向。另外，本发明人等新发现，上述倾向仅在对含有0.10质量％以上的Co的钢板进行热冲压的情况下观察到，在对未含有0.10质量％以上的Co的钢板进行热冲压的情况下未观察到上述倾向。
图4是表示对使用后述说明的实施例的钢No.2(Co含量：0.15质量％)制造的热冲压用钢板进行热冲压的情况下的、热冲压完成后的冷却停止温度与单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率及拉伸强度的关系的图。另外，图5是表示使用后述说明的实施例的钢No.51(Co含量：小于0.10质量％)进行热冲压的情况下的、热冲压完成后的冷却停止温度与单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率及拉伸强度的关系的图。在图4中明确了，通过将热冲压完成后的冷却停止温度设为180～220℃的温度范围，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域成为30面积％以上，并且拉伸强度成为1500MPa以上。另一方面，在图5中明确了，即使将热冲压完成后的冷却停止温度设为180～220℃的温度范围，单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域也不会成为30面积％以上。
为了将热冲压完成后的冷却停止温度设为180～220℃的温度范围，例如可举出以下的方法等：用加热至200℃的模具进行热冲压的方法，使用未进行加热常温的模具而将热冲压时的下止点保持的时间缩短的方法，对从模具内的喷嘴喷射的冷却介质的喷射量进行控制的方法，以及通过在模具内设置间隙而减少来自钢板的放热量的方法。
此外，热冲压完成是指冲头到达下止点时。热冲压完成温度为650℃以上即可。另外，在此所说的冷却停止温度是指模具保持结束时(冲头从下止点离开时)的热冲压成形体的表面温度。
热冲压完成后的温度～冷却停止温度的温度范围中的平均冷却速度优选为5～500℃/s。通过将上述温度范围的平均冷却速度控制在5～500℃/s，能够使热冲压成形体的显微组织以马氏体(包含回火马氏体)为主体。
在热冲压完成后的温度～冷却停止温度的温度范围中的平均冷却速度小于5℃/s的情况下，淬火未充分进行，在显微组织中有时存在铁素体等软质相。其结果，热冲压成形体的拉伸强度有时低于1500MPa。因此，上述温度范围中的平均冷却速度优选为5℃/s以上。更优选为30℃/s以上。另一方面，在上述温度范围中的平均冷却速度超过500℃/s的情况下，马氏体的自动回火(自回火)未充分地进展，有时单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域的面积率降低。其结果，有时热冲压成型体的弯曲性劣化。因此，上述温度范围中的平均冷却速度为500℃/s以下。优选为300℃/s以下。
为了提高进行了自动回火的马氏体晶粒的比例，上述冷却停止温度以下的温度范围的平均冷却速度尽量降低是重要的。从冷却停止温度到100℃的温度范围的平均冷却速度优选为小于10℃/s。特别是，从150℃到100℃的温度范围的平均冷却速度更优选为小于10℃/s。冷却停止温度以下的温度范围的冷却可考虑通过空冷或加热炉内的放置冷却来进行。
在热冲压并冷却后，也可以以强度调整为目的，进行加热至100～600℃的温度范围并在该温度范围内进行保持的回火。但是，如果在300～600℃的温度范围内进行退火，则有时TS×α小于75000MPa·deg。因此，在300～600℃的温度范围内进行退火不是优选。
另外，也可以以提高热冲压成形体的变形能为目的，在热冲压并冷却后，使热冲压成形体的一部分具有软化区域。在此所说的软化区域是指通过对热冲压成形体的一部分(例如凸缘部等)照射激光而局部地进行回火，在热冲压成形体的一部分上设置软化区域等。
[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实施可能性和效果而采用的一个条件示例，本发明并不限定于该一个条件示例。本发明只要不脱离本发明的主旨并达成本发明的目的，就可以采用各种条件。
对具有表1A～表3B所示的化学组分的钢进行熔炼，通过连续铸造而得到钢片。将该钢片加热至1150℃，并在该温度范围内保持30分钟后，以精轧温度为970℃的方式进行热轧，从而得到热轧钢带。将得到的热轧钢带在550℃下卷取成卷状。在累积压下率为50％的条件下对该热轧钢带进行冷轧，得到厚度为1.6mm的热冲压用钢板(冷轧钢板)。
以强度调整为目的，对一部分热冲压成形体实施了加热至100℃以上且小于300℃的温度范围并进行保持的回火。对于实施了回火的热冲压成形体，在表4～6中的“退火”一栏中记载为“有”。
另外，通过对一部分热冲压用钢板实施热浸镀锌，得到热冲压用镀敷钢板。镀敷的附着量为每一面10～200g/m2。对于实施了热浸镀锌的热冲压用钢板，在表7～9中的“镀敷”一栏中记载为“有”。
对于得到的热冲压用钢板和热冲压用镀敷钢板(以下，统称为“热冲压用钢板”)，在表4～6所示的条件下实施热冲压，得到热冲压成形体。此外，热冲压完成后的冷却停止温度为180～220℃的温度范围。另外，冷却停止温度以下的温度范围的冷却通过空冷或加热炉内的放置冷却来进行。
对于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加热至200℃，形成部分软化区域。对于形成有部分软化区域的热冲压成形体，在表中的“部分软化区域”一栏中记载为“有”。
对于热冲压成形体，通过上述测定方法进行显微组织的测定。另外，对热冲压成形体的机械特性进行测定。将它们的结果示于表7～9。另外，图2和图3表示对于作为发明例的试验No.52和作为比较例的试验No.74，以单位晶粒内的平均GAIQ值60000为边界值进行二值化而制作的GAIQ映射图。
热冲压成形体的机械特性通过以下方法进行测定、评价。
“拉伸强度”
对于热冲压成形体的拉伸强度TS，从热冲压成形体的任意位置制作JIS Z 2241：2011所记载的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011所记载的试验方法求出。在拉伸强度TS为1500MPa以上的情况下，认为强度优异而判定为合格。另一方面，在拉伸强度TS小于1500MPa的情况下，认为强度差而判定为不合格。
“弯曲性”
对于弯曲性，根据德国汽车工业协会规定的VDA基准(VDA238-100)，在以下的测定条件下进行评价。在本实施例中，根据VDA基准将通过弯曲试验得到的最大载荷时的位移转换为角度，求出最大弯曲角度α(deg)。在通过上述方法得到的拉伸强度TS(MPa)与最大弯曲角度α(deg)之积(TS×α)为75000MPa·deg以上的情况下，认为弯曲性优异而判定为合格。另一方面，在TS×α小于75000MPa·deg的情况下，认为弯曲性差而判定为不合格。
(弯曲试验的测定条件)
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(轧制直角方向)
弯曲棱线：轧制直角方向
试验方法：辊支承，冲头压入
辊径：
Figure BDA0003247768250000221
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：SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
[表1A]
Figure BDA0003247768250000231
[表1B]
Figure BDA0003247768250000241
[表2A]
Figure BDA0003247768250000251
[表2B]
Figure BDA0003247768250000261
[表3A]
Figure BDA0003247768250000271
[表3B]
Figure BDA0003247768250000281
[表4]
Figure BDA0003247768250000291
[表5]
Figure BDA0003247768250000301
[表6]
Figure BDA0003247768250000311
[表7]
Figure BDA0003247768250000321
[表8]
Figure BDA0003247768250000331
[表9]
Figure BDA0003247768250000341
如表1A～9所示，满足本发明中规定的化学组分和显微组织的发明例，机械特性(拉伸强度和弯曲性)优异。不满足本发明中规定的化学组分和显微组织的比较例，机械特性差。
如图2所示可知，在作为发明例的试验No.52中，位错密度低的区域(黑色区域)多，在作为比较例的试验No.74中，位错密度高的区域(白色区域)多。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有高强度和优异的弯曲性的热冲压成形体。

Claims (4)

1.一种热冲压成形体，其中，
具有以质量％计的如下化学组分：
C：0.20％以上且小于0.70％、
Si：0.010％以上且1.30％以下、
Mn：小于0.50％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.0010％以上且0.500％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0.010％以上且0.100％以下、
Cr：0.010％以上且0.80％以下、
B：0.0005％以上且0.0100％以下、
Mo：0.10％以上且1.00％以下、
Co：0.10％以上且4.00％以下、
Nb：0％以上且0.100％以下、
V：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且0.50％以下、
REM：0％以上且0.0100％以下、
Mg：0％以上且0.0100％以下、
Ca：0％以上且0.0100％以下、以及
剩余部分为Fe和杂质，
显微组织由以面积率计为90～100％马氏体和0～10％的残余组织构成，
在所述显微组织中，
单位晶粒内的平均GAIQ值为60000以上的区域为30面积％以上，
当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的个数密度为50个/mm2以下。
2.如权利要求1所述的热冲压成形体，其中，
所述化学组分含有选自由以质量％计为
Nb：0.010％以上且0.100％以下、
V：0.001％以上且0.100以下、
Ni：0.001％以上且0.50％以下、
REM：0.0010％以上且0.0100％以下、
Mg：0.0010％以上且0.0100％以下、以及
Ca：0.0010％以上且0.0100％以下
构成的组中选择的一种或两种以上的元素。
3.如权利要求1或2所述的热冲压成形体，其中，
在表层具有镀层。
4.如权利要求1至3的任意一项所述的热冲压成形体，其中，
在一部分具有软化区域。
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