CN116867918A

CN116867918A - 热压成形体

Info

Publication number: CN116867918A
Application number: CN202280014066.9A
Authority: CN
Inventors: 村泽皓大; 藤中真吾; 户田由梨
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-02-10
Filing date: 2022-02-10
Publication date: 2023-10-10
Also published as: JPWO2022172993A1; WO2022172993A1; JP7583303B2; MX2023008919A; US20240117477A1; US12497675B2; EP4273281A1; EP4273281A4; KR20230128107A; WO2022172993A9

Abstract

该热压成形体，化学组成以质量％计，含有C：0.15％以上、0.50％以下，Si：0.10％以上、3.00％以下，Mn：0.10％以上、3.00％以下，P：小于0.10％，S：小于0.10％，N：小于0.10％，Ti：0.020％以上、0.150％以下，B：0.002％以上、0.010％以下，任选地含有Al、Cr、Mo、Co、Ni、Cu、V、W、Ca、Mg、Mg及REM，剩余部分为Fe及杂质；显微组织以体积分率计，具有85％以上的马氏体和小于15％的残留奥氏体，在所述显微组织中，纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下，且平均结晶粒径为4.0μm以下。

Description

热压成形体

技术领域

本发明涉及一种热压成形体。

本申请基于在2021年2月10日在日本申请的特愿2021-019911号主张优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

近年来，为了保护环境和防止全球变暖，要求抑制化学燃料的消耗。这样的要求，例如，即使对作为移动手段在日常生活和活动中不可缺少的汽车也不例外。针对这样的要求，在汽车中，通过车身的轻量化等来提高燃料效率等正在被研究。由于汽车的结构大多由铁，特别是钢板形成，因此使该钢板变薄而降低重量，对于车身的轻量化来说效果较大。但是，如果单纯地使钢板的厚度变薄而降低钢板的重量，则担心作为结构物的强度降低，安全性降低。因此，为了使钢板的厚度变薄，需要提高所用钢板的机械强度，以免降低结构物的强度。

因此，通过提高钢板的机械强度，针对即使比以前使用的钢板更薄也能够维持或提高机械强度的钢板，研究开发正在被进行。对这种钢板的要求，不仅汽车制造业，各个制造业也同样存在。

一般来说，具有高机械强度的材料在弯曲加工等成形加工中，形状固定性倾向于低，在加工成复杂的形状时，加工本身变得困难。作为解决该成形性问题的手段之一，可举出所谓的“热压法”。在该热压法中，将作为成形对象的材料暂时加热至高温，对因加热而软化的材料进行冲压加工并成形后，或者在成形的同时，利用因与冲压模具的接触的排热，使材料急速冷却。

根据该热压法，由于将材料暂时加热至高温使其软化，并在材料软化的状态下进行冲压加工，所以能够容易地对材料进行冲压加工。因此，通过该热冲压加工，能够得到兼具良好的形状固定性和高机械强度的冲压成形品(热压成形体)。特别是在材料为钢的情况下，通过成形后的冷却引起的淬火效果，能够提高冲压成形品的机械强度。

例如，在专利文献1中记载了，通过对拉伸强度为500～600MPa的钢板进行热压，能够得到拉伸强度为1400MPa以上的部件。

在专利文献2中，公开了一种高强度且高韧性的钢板部件，其中，通过控制Mn含量或Cr、Mo、Cu、Ni中至少1种与Mn的合计的含量，在冷却工序中，在达到Ms点之前，进行1次以上的将钢板部件成形为规定形状的冲压加工，使马氏体的结晶粒径微细化。

专利文献1及2中所述的部件由于是高强度，因此，多被用于如汽车的车门冲击梁、中柱上部等，这样以碰撞时的乘员保护为目的的变形抑制部件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2002-102980号公报

专利文献2：日本国特开2010-070806号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

然而，近年来，随着对汽车安全性要求的提高，即使对于被用作汽车部件的材料，也要求更优异的耐碰撞特性(冲击吸收性)。具体而言，从防止碰撞时部件破裂的观点出发，要求部件的弯曲性优异。

本发明人们进行研究的结果发现，现有的热压成形体(部件)有时无法满足近年来更高的弯曲性的要求。

本发明鉴于上述情况而完成。

本发明的课题在于提供一种高强度且弯曲性优异的热压成形体。

用于解决技术问题的技术手段

本发明人们对在高强度的热压成形体中提高弯曲性的方法进行了研究。其结果，认识到：在使热压成形体的显微组织以马氏体为主体的基础上，在显微组织中，通过减小硬度的偏差，同时减小粒径，能够得到高强度且优异的弯曲性。

另外，还认识到：为了得到上述组织，热压成形时的成形温度和被导入的应变量是重要的。

本发明是鉴于上述认识而完成的。本发明的要旨如下。

[1]本发明的一个方案的热压成形体，化学组成以质量％计，含有C：0.15％以上、0.50％以下，Si：0.10％以上、3.00％以下，Mn：0.10％以上、3.00％以下，P：小于0.10％，S：小于0.10％，N：小于0.10％，Ti：0.020％以上、0.150％以下，B：0.002％以上、0.010％以下，Al：0％以上、2.0％以下，Nb：0％以上、0.150％以下，Cr：0％以上、1.0％以下，Mo：0％以上、1.0％以下，Co：0％以上、2.0％以下，Ni：0％以上、3.0％以下，Cu：0％以上、1.0％以下，V：0％以上、1.0％以下，W：0％以上、1.0％以下，Ca：0％以上、0.0100％以下，Mg：0％以上、0.0100％以下，以及REM：0％以上、0.0100％以下，剩余部分为Fe及杂质；显微组织以体积分率计，具有85％以上的马氏体和小于15％的残留奥氏体，在所述显微组织中，纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下，且平均结晶粒径为4.0μm以下。

[2]也可以是，如上述[1]所述的热压成形体，所述化学组成以质量％计，含有选自由：Al：0.0002％以上、2.0％以下，Nb：0.010％以上、0.150％以下，Cr：0.1％以上、1.0％以下，Mo：0.1％以上、1.0％以下，Co：0.1％以上、2.0％以下，Ni：0.1％以上、3.0％以下，Cu：0.1％以上、1.0％以下，V：0.1％以上、1.0％以下，W：0.1％以上、1.0％以下，Ca：0.0010％以上、0.0100％以下，Mg：0.0010％以上、0.0100％以下，以及REM：0.0010％以上、0.0100％以下，构成的组中的1种或2种以上。

[3]也可以是，如上述[1]或[2]所述的热压成形体，在表面具有合金层。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供一种高强度且弯曲性优异的热压成形体。

具体实施方式

以下，针对本发明的一个实施方式的热压成形体(本实施方式的热压成形体)进行说明。

本实施方式的热压成形体具有规定的化学组成，显微组织以体积分率计，具有85％以上的马氏体和小于15％的残留奥氏体，在所述显微组织中，纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下，且平均结晶粒径为4.0μm以下。

<化学组成>

针对本实施方式的热压成形体进行说明。表示化学组成中各元素的含量的“％”，只要没有说明，即为质量％。

C：0.15％以上、0.50％以下

C是在热压成形体中为了得到汽车部件等所期望的拉伸强度的重要元素。C含量小于0.15％时，马氏体柔软，难以得到充分的拉伸强度。因此，将C含量设为0.15％以上。C含量优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。

另一方面，C含量超过0.50％时，钢中会生成粗大的碳化物，热压成形体的韧性降低。因此，将C含量设为0.50％以下。C含量优选为0.48％以下。

Si：0.10％以上、3.00％以下

Si是为了提高钢的淬火性、稳定地确保淬火后的强度而具有效果的元素。为了得到该效果，需要将Si含量设为0.10％以上。Si含量0.35％以上为优选。

另一方面，如果Si含量超过3.00％，则在热压时的加热时，奥氏体相变所需的加热温度显著升高。由此，有时会导致热处理所需的成本上升。进而，如果Si含量超过3.00％，则淬火部的韧性劣化。因此，将Si含量设为3.00％以下。Si含量2.60％以下为优选。

Mn：0.10％以上、3.00％以下

Mn是为了提高钢的淬火性、稳定地确保淬火后的强度而非常有效的元素。Mn还是降低Ac3点、促进淬火处理温度的低温化的元素。Mn含量小于0.10％时，则这些效果不充分，因此将Mn含量设为0.10％以上。Mn含量0.30％以上为优选。

另一方面，当Mn含量超过3.00％时，上述效果会饱和，而且淬火部的韧性和弯曲性会劣化。因此，将Mn含量设为3.00％以下。Mn含量2.80％以下为优选，2.50％以下为更优选。

P：小于0.10％

P是偏析于晶界、使晶界强度降低的元素。当P含量为0.10％以上时，晶界的强度会显著降低，热压成形体的弯曲性会降低。因此，将P含量设为小于0.10％。P含量优选为0.05％以下。P含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.0001％时，脱P成本会大幅上升，经济上不优选。因此，在实用钢板上，0.0001％为实质下限。

S：小于0.10％

S是在钢中形成夹杂物的元素。当S含量为0.10％以上时，钢中会生成夹杂物，热压成形体的弯曲性降低。因此，将S含量设为小于0.10％。S含量优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。S含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.0010％时，脱S成本会大幅上升，经济上不优选。因此，在实用钢板上，0.0010％为实质下限。

N：小于0.10％

N是形成氮化物而使热压成形体的弯曲性降低的元素。当N含量为0.10％以上时，钢中会生成粗大的氮化物，热压成形体的弯曲性会显著降低。因此，将N含量设为小于0.10％。N含量优选为0.01％以下，或0.0075％以下，或0.0030％以下。N含量的下限并无特别限定，但当降低到小于0.0001％时，脱N成本会大幅上升，经济上不优选。因此，在实用钢板上，0.0001％为实质下限。

Ti：0.020％以上、0.150％以下

Ti是通过固溶强化来提高热压成形体的强度的元素。Ti还是通过抑制加热工序中的奥氏体晶粒的粗大化来提高热压成形体的韧性的元素。当Ti含量小于0.020％时，这些效果不充分。因此，将Ti含量设为0.020％以上。

另一方面，当Ti含量超过0.150％时，作为弯曲裂纹起点的TiN会被形成，热压成形体的弯曲性会劣化。因此，将Ti含量设为0.150％以下。Ti含量优选为0.120％以下。

B：0.002％以上、0.010％以下

B是偏析于晶界而使晶界的强度提高的元素。B还是为了提高钢的淬火性、稳定地确保淬火后的强度而非常有效的元素。当B含量小于0.002％时，这些效果不充分。因此，将B含量设为0.002％以上。

另一方面，当B含量超过0.10％时，作为弯曲裂纹起点的粗大的BN会形成，热压成形体的弯曲性会劣化。因此，将B含量设为0.010％以下。B含量优选为0.008％以下。

也可以是，在本实施方式的热压成形体的化学组成中，上述元素以外，即剩余部分为Fe及杂质。或者，也可以是，为了提高各种特性，进一步使其含有在下述所示的范围内、选自由Al、Nb、Cr、Mo、Co、Ni、Cu、V、W、Ca、Mg及REM构成的组中的1种以上的元素。由于这些元素是任意元素，不一定必须含有，因此下限为0％。

在此，所谓“杂质”，是指在工业性地制造钢板时，从矿石、废料等原料中、或者由于制造工序的各种因素而混入的成分，意味着在不对本实施方式的热压成形体的特性产生不良影响的范围内是被容许的。

Al：0％以上、2.0％以下

Al是具有使钢液脱氧而使钢健全化(抑制钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。含有Al时，为了得到充分的效果，将Al含量设为0.0002％以上为优选。Al含量更优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。

另一方面，当Al含量超过2.0％时，会生成粗大的氧化物而热压成形体的韧性受损。因此，将Al含量设为2.0％以下。

Nb：0％以上、0.150％以下

Nb是通过固溶强化有助于提高热压成形体的强度的元素，也可以根据需要含有。含有Nb时，为了得到充分的效果，将Nb含量设为0.010％以上为优选。Nb含量更优选为0.030％以上。

另一方面，即使Nb含量超过0.150％，上述效果也会饱和。因此，将Nb含量设为0.150％以下。Nb含量优选为0.120％以下。

Cr：0％以上、1.0％以下

Cr是通过固溶强化而有助于提高热压成形体的强度的元素，也可以根据需要含有。含有Cr时，为了得到充分的效果，将Cr含量设为0.1％以上为优选。Cr含量更优选为0.2％以上。

另一方面，即使Cr含量超过1.0％，上述效果也会饱和而经济性会降低。因此，将Cr含量设为1.0％以下。Cr含量优选为0.8％以下。

Mo：0％以上、1.0％以下

Mo是通过固溶强化而有助于提高热压成形体的强度的元素。因此，也可以根据需要含有。含有Mo时，为了得到充分的效果，将Mo含量设为0.1％以上为优选，Mo含量更优选为0.2％以上。

另一方面，即使Mo含量超过1.0％，上述效果也会饱和而经济性会降低。因此，将Mo含量设为1.0％以下。Mo含量优选为0.8％以下。

Co：0％以上、2.0％以下

Co是为了提高钢的淬火性、并且稳定地确保淬火后的钢的强度而有效的元素，也可以根据需要含有。含有Co时，为了得到充分的效果，将Co含量设为0.1％以上为优选。Co含量更优选为0.2％以上。

另一方面，当Co含量超过2.0％时，上述效果会饱和而经济性会降低。因此，将Co含量设为2.0％以下。

Ni：0％以上、3.0％以下

Ni是为了提高钢的淬火性、并且稳定地确保淬火后的钢的强度而有效的元素，可以根据需要含有。含有Ni时，为了得到充分的效果，将Ni含量设为0.1％以上为优选。Ni含量更优选为0.2％以上。

另一方面，当Ni含量超过3.0％时，上述效果会饱和而经济性会降低。因此，将Ni含量设为3.0％以下。

Cu：0％以上、1.0％以下

Cu是通过固溶强化而有助于提高热压成形体的强度的元素，也可以根据需要含有。含有Cu时，为了得到充分的效果，将Cu含量设为0.1％以上为优选。Cu含量更优选为0.2％以上。

另一方面，即使Cu含量超过1.0％，上述效果也会饱和而经济性会降低。因此，将Cu含量设为1.0％以下。Cu含量优选为0.8％以下。

V：0％以上、1.0％以下

V是通过固溶强化而有助于提高热压成形体的强度的元素，也可以根据需要含有。含有V时，为了得到充分的效果，将V含量设为0.1％以上为优选。V含量更优选为0.2％以上。

另一方面，即使V含量超过1.0％，上述效果也会饱和而经济性会降低。因此，将V含量设为1.0％以下。V含量优选为0.8％以下。

W：0％以上、1.0％以下

W是具有使钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素，也可以根据需要含有。含有W时，为了得到充分的效果，将W含量设为0.1％以上为优选。

另一方面，当W含量超过1.0％时，上述效果会饱和而经济性会降低。因此，将W含量设为1.0％以下。

Ca：0％以上、0.0100％以下

Ca是具有使钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了提高热压成形体的弯曲性，也可以根据需要含有。为了得到上述效果，将Ca含量设为0.0010％以上为优选。

另一方面，即使Ca含量超过0.0100％，上述效果也会饱和，而且会引起成本的上升。因此，将Ca含量设为0.0100％以下。Ca含量优选为0.0080％以下。

Mg：0％以上、0.0100％以下

Mg是具有使钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了提高热压成形体的弯曲性，也可以根据需要含有。为了得到上述效果，将Mg含量设为0.0010％以上为优选。

另一方面，即使Mg含量超过0.0100％，上述效果也会饱和，而且会引起成本的上升。因此，将Mg含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％以下。

REM：0％以上、0.0100％以下

REM是具有使钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素，为了提高热压成形体的弯曲性，也可以根据需要含有。为了得到上述效果，将REM含量设为0.0010％以上为优选。

另一方面，即使REM含量超过0.0100％，上述效果也会饱和，而且会引起成本的上升。因此，将REM含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％以下。

在本实施方式中，所谓REM，是指由Sc、Y以及镧系元素构成的合计17种元素。在本实施方式中，所谓REM的含量，是指这些元素的合计含量。就镧系元素而言，工业上以混合稀土金属的形式被添加。

上述热压成形体的化学组成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)进行测定。C和S可以使用燃烧-红外线吸收法测定，N可以使用惰性气体熔融-热传导法测定。

接着，对本实施方式的热压成形体的金属组织进行说明。

<显微组织(金属组织)>

[以体积分率计，具有85％以上的马氏体和小于15％的残留奥氏体]

马氏体是为了提高热压成形体(热压后的钢板)的拉伸强度的重要组织。当马氏体的体积分率小于85％时，无法得到充分的强度(拉伸强度)。因此，将马氏体的体积分率设为85％以上。优选的马氏体的体积分率为90％以上或95％以上。

马氏体的体积分率的上限无需特别规定，也可以为100％，但为了使马氏体的体积分率大幅上升，在热压的工序中，需要提高钢板的加热温度或提高冷却速度，有时热压成形品的生产率受损。因此，马氏体的体积分率可以为99％以下或98％以下。在本实施方式中，所谓马氏体包含回火马氏体及初生马氏体。

作为上述马氏体以外的剩余部分，可以含有小于15％的残留奥氏体。残余奥氏体具有提高热压成形体的延展性的作用。因此，也可以将残留奥氏体的体积分率设为1％以上或2％以上。除了马氏体及残留奥氏体以外，如果以体积分率计为10％以下，还可以含有贝氏体。不含铁素体和珠光体为优选。

各相的体积分率通过以下方法求出。

首先，从避开热压成形体的端部的位置(例如距端面50mm以上的位置)，以能够观察到板厚截面的方式采集样品。对样品观察面的、从钢板的表面到板厚的1/4(1/4厚)的区域，就4.0×10^-4m²以上的面积的范围进行化学研磨。对于研磨面，使用X射线衍射装置(XRD)算出残留奥氏体分率。在测定中，使用Co管球作为X射线发生源，使用bcc相的(100)、(200)、(211)峰和fcc相的(111)、(200)、(220)峰作为面指数。

另外，从避开热压成形体端部的位置(例如距端面50mm以上的位置)，以能够观察到板厚截面的方式采集样品，对样品的观察面进行机械研磨并加工成镜面后，进行硝酸乙醇腐蚀，在观察面中的以距钢板的表面为1/4厚为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视野中，对合计2.0×10^-9m²以上的面积，使用扫描型电子显微镜进行二次电子像观察。观察的结果，将粒内具有下部组织、且渗碳体具有多个变体而析出的区域判断为回火马氏体。将亮度大、且下部组织未通过蚀刻显现的区域判断为初生马氏体或残留奥氏体。从被判断为回火马氏体、初生马氏体、残留奥氏体的区域的分率中，减去通过XRD测定得到的残留奥氏体分率，从而测定马氏体分率(回火马氏体分率和初生马氏体分率的合计)。

另外，二次电子像观察的结果，将粒内具有下部组织、且渗碳体具有相同的变体而析出的区域设为贝氏体，在粒内不具有下部组织的区域中，将不含碳化物的区域设为铁素体，将含碳化物的区域设为珠光体。

[纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下]

[平均结晶粒径为4.0μm以下]

本发明人们对在高强度的热压成形体中提高弯曲性的方法进行了研究。在本实施方式中，作为弯曲性的指标，使用强度-弯曲角平衡，其使用以评价部件压坏时的裂纹行为为目的的板弯曲试验(VDA试验)得到的弯曲角(α)与拉伸强度(TS)，通过TS×α算出。

本发明人们研究的结果，认识到：在显微组织中，通过减小硬度的偏差，同时减小粒径，能够得到高强度且优异的弯曲性。具体而言，在以距表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置为中心的区域，当进行纳米压痕试验而得到的纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下、进而平均结晶粒径为4.0μm以下时，可知，能够得到优异的强度-弯曲角平衡。

认为通过减小纳米硬度的度数分布的标准偏差并减小平均结晶粒径，从而强度-弯曲角平衡提高的理由在于：通过降低显微组织内的硬度的偏差，能够抑制成为延展性破坏起点的空隙的生成，通过减小平均结晶粒径，能够抑制延展性破坏龟裂的发展。

当纳米硬度的度数分布的标准偏差超过0.70GPa、或平均结晶粒径超过4.0μm时，无法得到充分的强度-弯曲角平衡。

本实施方式中所说的所谓结晶粒径，是指将bcc相的、与相邻测定区域的取向差为5°以上的边界作为晶界，将被该晶界包围的范围定义为晶粒时的该晶粒的当量圆直径。

本实施方式的热压成形体具有以马氏体为主体的组织。马氏体组织具有分层结构，其中，一个原奥氏体晶粒内由多个束(packet)形成，一个束由多个块(block)形成，一个块由多个板条(lath)形成。相邻的板条彼此的取向差小于5°，相邻的块彼此的取向差为5°以上。因此，本实施方式中的平均结晶粒径相当于测定马氏体的平均块径。

纳米硬度的度数分布的标准偏差及平均结晶粒径只要在热压成形体的至少一部分中满足上述要求即可。特别是，在作为汽车部件使用时的碰撞时受到严重变形的区域的显微组织中，纳米硬度的度数分布的标准偏差及平均结晶粒径在上述范围内的为优选。

纳米硬度的度数分布的标准偏差按照以下要领进行纳米压痕试验而求出。

从热压成形体中，以能够观察到垂直于板宽方向的截面(L截面)的方式采集样品。以该样品的、距表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置(1/4厚部)为中心，对板厚方向上150μm、轧制方向上600μm以上大小的区域进行电解研磨。之后，对该区域每隔30μm，对板厚方向上5点×轧制方向上20点的合计100点，用Berkovich压头以压入载荷2000μN压入，从而测定各点的纳米硬度。求出得到的纳米硬度的度数分布，算出标准偏差。

在本实施方式中，如上所述，纳米硬度是用Berkovich压头以压入载荷2000μN压入而测定的微小区域的硬度。当以通常的维氏硬度试验(例如载荷1kgf)来测定时，压痕会变大，无法评价微小区域的硬度。因此，即使是维氏硬度试验中硬度偏差较小的材料，也无法说是本实施方式中评价的纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下。

另外，平均结晶粒径使用EBSD法通过以下的方法测定。

从热压成形体中，以能够观察到垂直于板宽方向的截面(L截面)的方式采集样品。以该样品的、距表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置(1/4厚部)为中心，对板厚方向上240μm、轧制方向上80μm以上大小的区域进行电解研磨。之后，对该区域，以加速电压：20kV、照射电流：18mA、测定间距：每隔0.4μm，进行EBSD测定，并使用OIM Analysis(注册商标)进行解析。将与相邻测定区域的取向差为5°以上的边界作为晶界，将被该晶界包围的范围定义为晶粒，将该晶粒的当量圆直径作为结晶粒径。将测定区域的结晶粒径取平均后的值作为平均结晶粒径。

但是，在本实施方式中，仅将具有bcc结构的晶粒作为对象，算出平均结晶粒径。另外，结晶粒的面积小于2像素的晶粒在粒径测定的对象之外。

[机械特性]

本实施方式的热压成形体为高强度且弯曲性优异。

例如，拉伸强度(TS)在980MPa以上且强度-弯曲角平衡(TS×α)在8500MPa·deg以上为优选。

<制造方法>

本实施方式的热压成形体，无论制造方法如何，只要具有上述特征即可得到其效果。但是，如果是包含以下所示工序的制造方法，就能够稳定地制造，因此优选。

(I)加热工序，其将钢板加热至Ac3点以上，

(II)成形工序，其对被加热的钢板，一边以不使铁素体和珠光体析出的方式，一边以Ms点～Ms点+100℃中的应变量达到10％以上的方式，在Ms点以上的温度区域进行成形(加工)。

以下，针对各工序进行说明。未说明的工序或条件可以适用公知的条件。

[加热工序]

在加热工序中，将提供给热冲压的钢板加热至Ac3点以上的温度。当加热温度低于Ac3点时，显微组织不会转变为奥氏体，热压后无法得到充分的马氏体的体积分率。

加热至Ac3点以上后，为使组织完全转变为奥氏体，保持3分钟以上为优选。

Ac3点(℃)能够通过以下式子求得。

Ac3(℃)＝910-203×[％C]^0.5+66×[％Si]-25×[％Mn]+700×[％P]-11×[％Cr]+109×[％Al]+400×[％Ti]-15.2×[％Ni]+104×[％V]+31.5×[％Mo]

在此，[％元素]是各元素的含量(质量％)。

不需要限定加热温度的上限，但1100℃以下为优选。

通过热压(加热工序+成形工序)，化学组成实质上不变化，因此将提供给加热工序的钢板的化学组成与欲得到的热压成形体的化学组成视作相同。

钢板除了化学组成以外(组织等)并无限定，例如，可以使用JIS G3113：2018所记载的热轧钢板、JIS G3135：2018所记载的冷轧钢板、JIS G3302：2019所记载的热镀锌钢板、JIS G3314：2019所记载的热镀铝钢板、JIS G3317：2019所记载的热镀锌-5％铝合金镀层钢板、JIS G3321：2019所记载的热镀55％铝-锌合金镀层钢板等。

[成形工序]

在成形工序中，对被加热的钢板如下进行冷却及成形。

在本实施方式的热压成形体的制造方法中，在热压的冷却中，通过在过冷奥氏体区域使其塑性变形，向过冷奥氏体导入位错，增加马氏体成核位点数，从而使最终得到的马氏体均质化(减小纳米硬度的标准偏差)的同时微细化(减小平均结晶粒径)。为了向过冷奥氏体导入位错并得到足够量的马氏体成核位点，对被加热的钢板，如下述1)或2)那样进行冷却及成形。

1)一边以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却至Mf点以下的温度区域，一边以Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量达到10％以上的方式，进行成形。

2)以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却，暂时中断冷却1次以上，以Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量达到10％以上的方式进行成形后，进一步以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却至Mf点以下的温度区域。

无论在1)、2)的哪种情况下，冷却时的冷却速度都始终设为上临界冷却速度以上。所谓上临界冷却速度，是指在组织中不使铁素体和珠光体析出，使奥氏体过冷而生成马氏体的最小的冷却速度，当以低于上临界冷却速度的冷却速度冷却时，会生成铁素体和珠光体，热压成形体的强度不足。关于冷却，既可以是水冷，也可以夹入到模具中，通过来自模具的排热进行冷却。

另外，当冷却停止温度高于Mf点时，则无法充分得到马氏体的体积分率。因此，将冷却停止温度设为Mf点以下。

无论在1)、2)的任一种情况下，当以Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量达到10％以上的方式进行成形时，也可以在超过Ms点+100℃的温度区域内进行成形。即，在超过Ms点+100℃的温度区域内进行成形后，可以再次在Ms～Ms点+100℃的温度区域内以塑性应变达到10％以上的方式进行成形，如果是一边冷却一边进行成形的情况，也可以从超过Ms+100℃的温度区域开始冷却，并以Ms～Ms+100℃的温度区域内的塑性应变达到10％以上的方式终了成形。但是，将成形终了(例如如果是冲压成形，则模具到达下止点时的)温度(在进行多次的情况下为最后的成形终了温度)设为Ms点以上。当在低于Ms点的温度下进行成形时，会成形为相变而生成的马氏体，热压成形体的剩余延展性降低，从而弯曲性降低。

当Ms点～Ms点+100℃的塑性应变小于10％时，马氏体的均质化或微细化变得不充分。

之所以限定从Ms点到Ms点+100℃的塑性应变量，是因为在超过Ms+100℃的温度区域的成形的情况下，因成形而被导入的位错一部分或全部恢复并消失。在位错仅恢复了一部分的情况下，粒径分布变得不均质，在弯曲变形中引起不均质的变形，从而弯曲性可能降低。另外，在位错全部恢复的情况下，无法得到微细的结晶粒。

如上所述，如果Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量为10％以上，则即使在Ms点+100℃以上的温度区域内进行成形，也能够得到马氏体的均质化及微细化的效果，但由于在Ms点+100℃以上的温度区域内的成形有可能使粒径不均匀，因此从弯曲性的观点考虑，仅在Ms点～Ms点+100℃的温度区域内进行成形为优选。

在本实施方式中，所谓塑性应变，是指根据弯曲半径R和板厚t通过t/(2R+t)×100能够求出的弯曲外表面的应变。

另外，在2)的情况下，中断冷却的时间(不进行上临界冷却速度以上的冷却的时间)需要比在Time temperature transformation(TTT：时间温度变换)曲线中到达铁素体相变开始线Fs或贝氏体相变开始线Bs的时间短。中断时间长并超过Fs或Bs时，会生成铁素体和珠光体等，无法得到目标的组织。

通过在成形时赋予面压，马氏体相变完成温度(Mf点)上升，能够得到自动回火效果。此时，由于纳米硬度分布的标准偏差降低，因此在成形时赋予面压是进一步优选的制造条件。赋予面压时，面压10MPa以上为优选，20Mpa以上为更优选，30MPa以上为进一步优选。

上临界冷却速度Vc(℃/秒)、Ms点(℃)、Mf点(℃)通过以下式子求出。以下式子是求出面压0MPa下的Mf点的式子，在被赋予面压的情况下，Mf点比由以下式子求出的温度增加。

log10(Vc)＝2.94-0.75(2.7×[％C]+0.4×[％Si]+1.0×[％Mn]+0.45×[％Ni]+0.8Cr+2×[％Mo])

在本实施方式的热压成形体中，B含量为0.002％以上，但在B含量小于0.002％的情况下，上临界冷却速度Vc(℃/秒)通过以下式子求出。

log10(Vc)＝2.94-075(2.7×[％C]+0.4×[％Si]+1.0×[％Mn]+0.45×[％Ni]+0.8Cr+2×[％Mo]-1)

Ms(℃)＝560.5-407.3×[％C]-7.3×[％Si]-37.8×[％Mn]-19.5×[％Ni]-19.8×[％Cr]-4.5×[％Mo]-20.5×[％Cu]

Mf(℃)＝Ms-209

在此，式中的[％元素]是该元素的以钢中的质量％计的含量。

在本实施方式的热压成形体中，也可以是，在表面(单面或双面)形成有合金层。

合金层并无限定，例如，可以是Fe-Al系合金层，也可以是Fe-Zn系合金层。所谓Fe-Al系合金层，是指含有Fe和AI合计70质量％以上的合金层，Fe-Zn系合金层是含有Fe和Zn合计70质量％以上的合金层。通过具有合金层，从而耐腐蚀性提高。

合金层的厚度10～100μm为优选。

通过对具有镀层(Zn系镀层、AI系镀层等)的钢板进行热压，从而镀层与钢板中的Fe合金化而形成合金层。

实施例

准备了具有表1A、表1B所示的化学组成的、板厚为0.8～4.0mm的钢板。针对一部分钢板进行合金化热镀锌。

对该钢板，在表2A～表2D所示的条件下，进行热压(加热、冷却、成形)，得到热压成形体。

热压成形采用了如下模式。1)一边以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却至Mf点以下的温度区域，一边以Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量达到10％以上的方式进行成形，或者2)以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却，暂时中断冷却1次以上，以Ms点～Ms点+100℃的塑性应变量达到10％以上的方式进行成形后，进一步以上临界冷却速度以上的冷却速度冷却至Mf点以下的温度区域。

例如，表中，成形体No.1表示，加热至910℃后，一边以60℃/秒以上的冷却速度冷却至25℃，一边在其中途的430℃的时刻进行了成形。另外，在成形体No.2中表示了，加热至910℃后，以60℃/秒以上的冷却速度冷却至430℃，暂时中断冷却，在该温度下进行成形，成形后，以60℃/秒以上的冷却速度冷却至25℃。另外，在成形体No.3中表示了，加热至910℃后，以60℃/秒以上冷却速度冷却至580℃，暂时中断冷却，在该温度下进行成形(第一次)，成形后，以50℃/秒以上的冷却速度冷却至430℃，再次中断冷却，在该温度下进行成形(第二次)，成形后，以50℃/秒以上的冷却速度冷却至25℃。

在中断冷却的情况下，中断时间均为10～30秒左右。

[表1A]

[表1B]

[表2A]

[表2B]

[表2C]

[表2D]

对该热压成形体，用上述方法测定了显微组织中各相的体积分率、纳米硬度的度数分布的标准偏差、平均结晶粒径。在具有合金层(Fe-Zn系合金层)的情况下，测定合金层的厚度。将结果表示于表3A、表3B。

另外，按照以下要领，求得拉伸强度TS(MPa)及弯曲角α(°)。将结果表示于表3C、表3D。

<拉伸试验>

拉伸试验是，从热压成形体的平坦部分以与轧制方向正交的方向成为拉伸试验片的长度方向的方式采集JIS5号形状的试验片，按照JIS Z2241：2011实施。

<VDA弯曲试验>

VDA弯曲试验是，从热压成形体的平坦部分以轧制方向成为与弯曲棱线的平行方向的方式，切出60mm见方的试验片，按照VDA238-100规格实施。

[表3A]

[表3B]

[表3C]

[表3D]

由表1A～表3D的结果可知，在发明例中，化学组成、显微组织(各相的体积分率、纳米硬度的度数分布的标准偏差、平均结晶粒径)在本发明范围内，其结果，得到了高强度及优异的弯曲性。

与此相对，在比较例中，由于化学组成在本发明范围外或者制造方法不优选，因此无法得到规定的微观组织。其结果，强度、弯曲性的至少一个为劣势。

工业可利用性

根据本发明，能够提供一种高强度且弯曲性优异的热压成形体。该热压成形体有助于汽车的耐碰撞特性的提高，因此工业可利用性较高。

Claims

1.一种热压成形体，其特征在于，

化学组成以质量％计，含有：

C：0.15％以上、0.50％以下，

Si：0.10％以上、3.00％以下，

Mn：0.10％以上、3.00％以下，

P：小于0.10％，

S：小于0.10％，

N：小于0.10％，

Ti：0.020％以上、0.150％以下，

B：0.002％以上、0.010％以下，

Al：0％以上、2.0％以下，

Nb：0％以上、0.150％以下，

Cr：0％以上、1.0％以下，

Mo：0％以上、1.0％以下，

Co：0％以上、2.0％以下，

Ni：0％以上、3.0％以下，

Cu：0％以上、1.0％以下，

V：0％以上、1.0％以下，

W：0％以上、1.0％以下，

Ca：0％以上、0.0100％以下，

Mg：0％以上、0.0100％以下，以及

REM：0％以上、0.0100％以下，

剩余部分为Fe及杂质；

显微组织以体积分率计，具有85％以上的马氏体和小于15％的残留奥氏体，

在所述显微组织中，纳米硬度的度数分布的标准偏差为0.70GPa以下，且平均结晶粒径为4.0μm以下。

2.如权利要求1所述的热压成形体，其特征在于，

所述化学组成以质量％计，含有从以下元素构成的组中选择的1种或2种以上：

Al：0.0002％以上2.0％以下，

Nb：0.010％以上0.150％以下，

Cr：0.1％以上1.0％以下，

Mo：0.1％以上1.0％以下，

Co：0.1％以上2.0％以下，

Ni：0.1％以上3.0％以下，

Cu：0.1％以上1.0％以下，

V：0.1％以上1.0％以下，

W：0.1％以上1.0％以下，

Ca：0.0010％以上0.0100％以下，

Mg：0.0010％以上0.0100％以下，以及

REM：0.0010％以上0.0100％以下。

3.如权利要求1或2所述的热压成形体，其特征在于，在表面具有合金层。