CN102939399B - 热压印成型体、热压印用钢板的制造方法及热压印成型体的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种热压印成型体，以质量%计，其含有：C：0.20~0.35%、Si：0.1~0.5%、选自Mn、Cr中的至少一种的总计：1~3%、Al：0.005~0.06%、Ti：0.002~0.1%、Nb：0.002~0.1%、O：0.003~0.007%，限制为：P：0.015%以下、S：0.01%以下、N：0.004%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，其中，原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比为1.3以上且2.5以下，原奥氏体晶粒的平均粒径为6μm以下，所述热压印成型体包含98%以上的马氏体，且具有1470MPa以上的拉伸强度。
Description
技术领域
本发明涉及强度和韧性的平衡优异的热压印成型体。特别是，本发明涉及具备1470MPa以上的强度和充分的能量吸收能力的热压印成型体。另外，本发明涉及适用于通过热压印制造的部件的热压印用钢板的制造方法、以及使用了该热压印用钢板的热压印成型体的制造方法。
本申请基于2010年6月14日在日本提出申请的特愿2010-135217号和2011年4月19日在日本提出申请的特愿2011-092811号主张优先权，并在此引用其内容。
背景技术
从地球环境保护的观点考虑，汽车车身的轻量化是一个紧要的课题，近年来，积极进行着对汽车车身应用高强度钢板的研究，该钢材强度也日益变高。但是，随着钢板强度的增高，加工性变差，因此，需要考虑形状固定性。另一方面，在通常使用的压制加工中，其成型负荷日益提高，压制能力面向实用化(高强度钢板的利用)存在大的问题。
从上述观点考虑，使用了热压印技术。在热压印技术中，在将钢板加热到奥氏体区域的高温之后，实施加压成型。因此，与在室温下实施的通常的压制加工相比，成型负荷大幅度降低。另外，由于在压制加工的同时、在模具内实施实质性的淬火处理，因此，该热压印技术作为能够得到与钢中所包含的C量相应的强度、且兼备形状固定性和确保强度的技术而备受关注。专利文献1~3公开了通过这样的热压印技术获得1000~2000MPa强度的方法。在专利文献1中，公开了具有给定的原奥氏体晶粒的平均粒径和热压印后的马氏体量、且具有1770~1940MPa强度的延展性优异的热压印用钢板，但没有进行对韧性的评价。另外，在专利文献2中，公开了限制清洁度和P及S的偏析度，从而大幅度改善热压印后的韧性的技术。但是，在该专利文献2中，对原奥氏体晶粒的平均粒径没有记载。另外，专利文献3中公开了通过控制原奥氏体晶 粒的平均粒径，自动退火且有效运用马氏体，来改善韧性的技术。但是，在该专利文献3中，对于在热压印后形成的组织，未公开原奥氏体的形状(例如，后述的原奥氏体粒径比)及其控制方法，在热压印后，不能充分控制组织，可能无法充分确保强度和韧性的平衡。另一方面，在专利文献4中，公开了具有给定的原奥氏体粒径的长径比、且低温韧性优异的高强度热轧钢板。但是，在该专利文献4中，热压印前的原奥氏体粒径的长径比非常高，因此，在热压印后，不能充分控制组织，可能无法充分确保强度和韧性的平衡。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-174282号公报
专利文献2：日本特开2007-314817号公报
专利文献3：日本特开2006-152427号公报
专利文献4：日本特开2011-52321号公报
发明内容
发明要解决的课题
汽车用零部件，特别是车架、车身骨架件及加强件这样的零部件，从其作用来看，可分类成：在碰撞时有效地吸收能量的零部件；具有充分的屈服强度，不变形，传递碰撞时的能量的零部件。特别是对加强件的要求强度日益变高，因此，对于在冷的情况下的加压成型而言，压机的能力不足，或形状固定性差。因此，对于需要1470MPa以上强度的零部件而言，应用了热压印的零部件(热压印成型体)增多。另外，为了进一步实现轻量化，特别要求1770MPa以上的强度构件。
解决问题的方法
因此，本发明人等鉴于这样的实际情况，通过热压印制造具有充分的韧性及1470MPa以上拉伸强度的零部件，从而完成了本发明。
其主旨如下。
(1)本发明的一个实施方式涉及一种热压印成型体，以质量%计，含有：C：0.20~0.35%、Si：0.1~0.5%、选自Mn、Cr中的至少一种的总计：1~3%、Al：0.005~0.06%、Ti：0.002~0.1%、Nb：0.002~0.1%、O：0.003~0.007%，且限制为：P：0.015%以下、S：0.01%以下、N：0.004%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，其中，原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比为1.3以上且2.5以下，原奥氏体晶粒的平均粒径为6μm以下，该热压印成型体包含98%以上的马氏体，且具有1470MPa以上的拉伸强度。
(2)上述(1)所述的热压印成型体以质量%计，还可以进一步包含下述中的1种以上：B：0.005%以下、V：0.1%以下、Mo：0.5%以下、Ca：0.03%以下、Mg：0.03%以下、REM：0.03%以下、Cu：0.5%以下、Sn：0.1%以下、Ni：0.5%以下、Ｗ：1%以下。
(3)上述(1)或(2)所述的热压印成型体可以在表面具备熔融镀层。
(4)本发明的一个实施方式涉及一种热压印成型体用钢板的制造方法，其包括：第一工序，将板坯在1270℃以下的温度区域进行加热，所述板坯以质量%比计，含有：C：0.20~0.35%、Si：0.1~0.5%、选自Mn、Cr中的至少1种的总计：1~3%、Al：0.005~0.06%、Ti：0.002~0.1%、Nb：0.002~0.1%、O：0.003~0.007%，且限制为：P：0.015%以下、S：0.01%以下、N：0.004%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；第二工序，在800~900℃的温度区域进行精轧，使得来自末机架(stand)的前两个的机架的总压下量为60%以上；第三工序，在所述第二工序结束后1秒钟以内开始冷却；以及第四工序，以600℃以下的温度进行卷取。
(5)在上述(4)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，所述板坯以质量%计，还可以进一步包含下述中的1种以上：B：0.005%以下、V：0.1%以下、Mo：0.5%以下、Ca：0.03%以下、Mg：0.03%以下、REM：0.03%以下、Cu：0.5%以下、Sn：0.1%以下、Ni：0.5%以下、Ｗ：1%以下。
(6)在上述(4)或(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，在第四工序后，还可以进一步包含实施冷轧的工序。
(7)在上述(4)或(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，在第四工序后，还可以进一步包含实施冷轧及连续退火的工序。
(8)在上述(4)或(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，在第四工序后，还可以进一步包含进行熔融镀敷的工序。
(9)在上述(4)或(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，在第四工序后，还可以进一步包含实施冷轧，并进行熔融镀敷的工序。
(10)在上述(4)或(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，在第四工 序后，还可以进一步包含实施冷轧及连续退火，并进行熔融镀敷的工序。
(11)在本发明的一个实施方式涉及的热压印成型体的制造方法中，在下述条件下进行热压印：将通过上述(4)所述的热压印成型体用钢板的制造方法得到的钢板以3℃/秒以上的加热速度、在Ac3点以上且900℃以下的温度区域加热，然后在300℃以上且Ar3点以下的温度区域中以150℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
(12)在本发明的一个实施方式涉及的热压印成型体的制造方法中，在下述条件下进行热压印：将通过上述(5)所述的热压印成型体用钢板的制造方法得到的钢板以3℃/秒以上的加热速度、在Ac3点以上且900℃以下的温度区域加热，然后在300℃以上且Ar3点以下的温度区域中以150℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
发明的效果
根据上述(1)~(3)所述的热压印成型体，在热压印后，可确保1470MPa以上的强度，且适当控制原奥氏体粒径和原奥氏体的形状，由此能够改善强度和韧性的平衡，提高碰撞时的吸收能量特性，从而能够实现更高水准的构件的轻量化。
在上述(4)~(10)所述的热压印成型体用钢板的制造方法中，能够提供热压印成型体用钢板，该热压印成型体用钢板在热压印后，能够确保1470MPa以上的强度，且能够适当控制原奥氏体粒径和原奥氏体形状。
在上述(11)及(12)所述的热压印成型体的制造方法中，能够提供强度和韧性的平衡及碰撞时的吸收能量特性优异的热压印成型体。
附图说明
[图1]是示出C量和热压印后的热轧钢板强度之间的关系的图。
[图2]是示出热压印后的原奥氏体粒径和热轧钢板的能量吸收量之间的关系的图。
[图3]是示出热压印后的原奥氏体粒径比和热轧钢板的能量吸收量之间的关系的图。
[图4]是示出热轧时的精轧温度和热压印后的原奥氏体粒径之间的关系的图。
[图5]是示出热轧时的精轧温度和热压印后的原奥氏体粒径比之间的关系的图；
[图6]是示出精轧后的冷却开始时间和热压印后的原奥氏体粒径之间的关系的图；
[图7]是示出精轧后的冷却开始时间和热压印后的原奥氏体粒径比之间的关系的图；
[图8]是示出热压印后的原奥氏体粒径和冷轧钢板的能量吸收量之间的关系的图；
[图9]是示出热压印后的原奥氏体粒径比和冷轧钢板的能量吸收量之间的关系的图；
[图10]是示出在本发明的实施例中耐延迟断裂特性的试验中所使用的V型缺口试验片的图；
[图11]是示出本发明的一个实施方式的热压印用钢板的制造方法及本发明的一个实施方式的热压印成型体的制造方法的流程图。
具体实施方式
首先，对直至完成本发明的实验进行说明。
本发明人等将包含表1所示化学成分的钢以实验室规模进行熔解，并将得到的钢锭在1250℃加热，然后以终轧及终轧的前一个轧制中的总压下率为60%、精轧温度为880℃、板厚为1.4mm的方式进行控制，从而进行热轧，在结束该热轧的1s(1秒)后，以200℃/秒以下的冷却速度开始冷却，并在600℃进行卷取。对得到的热轧钢板进行酸洗，以10℃/秒的加热速度加热到850℃后，保温20秒钟，立即以150℃/秒的冷却速度冷却到室温，对热轧钢板赋予了热历程。在该情况下，作为钢板组织，得到了包含98%以上马氏体的钢板。然后，将赋予了热历程的热轧钢板加工成JIS Z 2201中记载的5号试验片，并根据JISZ 2241中记载的试验方法进行拉伸试验。将得到的拉伸试验的结果示于图1。即，认识到，作为本发明的对象，在进行的热压印后，为了得到1470MPa以上的拉伸强度，需要向钢中添加以质量%计0.20%的C。
另外，使用包含表1的No.2的化学成分的钢，以各种条件实施热轧，制作了板厚3.2mm的热轧钢板及板厚1.6mm的热轧钢板。其中，对于板厚3.2mm的热轧钢板实施连续冷轧，制作了板厚0.8mm的冷轧钢板。
首先，作为实施热压印时的热处理条件(热历程)，对于以10℃/秒的加热速度对板厚1.6mm的热轧钢板加热到900℃后、以200℃/秒的冷却速度冷却到室温时的拉伸强度及韧性进行了调查。在全部热轧条件中，均得到了包含98%以上的马氏体作为钢板组织的钢板。另外，这些马氏体不是退火马氏体。按照与上述相同的试验方法实施了拉伸试验，其结果，在全部热轧条件中均得到了1470MPa以上的拉伸强度。关于韧性，制作V型缺口试验片(宽：10mm)，实施夏比冲击试验，对-40℃的能量吸收量(板厚：10mm换算)进行了评价。另外，通过后述的方法，评价了热压印(热历程)后的原奥氏体粒径(平均值)和原奥氏体粒径比(原奥氏体在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比)，并对它们与能量吸收量的关系进行了调查。所得到的结果示于图2及3中。即，认识到，从确保热压印后的韧性的观点出发，在热压印后的钢板中，将原奥氏体粒径控制在6μm以下，并将原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)控制在1.3以上是非常重要的。
另外，本发明人等发现，在热轧后的钢板中，在原奥氏体粒径为6μm以下、原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)为1.3以上的情况下，在热压印后的钢板(成型体)中，原奥氏体粒径也为6μm以下、原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)为1.3以上。
其机理可认为如下。例如，在原奥氏体粒径微细，为6μm以下，且原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)为1.3以上的情况下，在热轧后进行冷却、卷取的工序中，从奥氏体相变为铁素体及渗碳体的变化比例几乎高达100%，另外，在热压印前的加热中，从铁素体及渗碳体相变为奥氏体的变化比例也几乎高达100%。因此，在该情况下，可认为即使反复进行从奥氏体向铁素体及渗碳体的相变和从铁素体及渗碳体向奥氏体的相变，在热压印后也可确保粒径为6μm以下，且原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)为1.3以上的原奥氏体晶粒。
因此，为了确保在热压印后上述原奥氏体粒径和原奥氏体粒径比，如图4~7所示，热轧的精轧温度和精轧后的冷却开始时间是非常重要的。即，需要使热轧(精轧)在900℃以下结束，并且，在结束精轧后1秒钟以内开始冷却(冷却开始时间为1秒钟以下)。在上述的实验中，将从热轧后的冷却开始到卷取的冷却速度控制在200℃/秒以下，但即使该冷却速度超过200℃/秒，也可将热压印后的原奥氏体粒径控制在6μm以下，且将原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)控制在1.3以上。
另一方面，对于上述板厚为0.8mm的冷轧钢板，以10℃/秒的加热速度加热到850℃后，以150℃/秒的冷却速度冷却到室温，与热轧钢板一样，调查了拉伸强度和韧性。在这些冷轧钢板中，在任意热轧条件下均得到1470MPa以上的拉伸强度。图8及9表示与上述同样地实施的夏比冲击试验的结果。可认为轧钢板的特性也与热轧条件相关，可知轧钢板的特性也与热压印后的原奥氏体粒径及原奥氏体粒径比(轧制方向的长度/板厚方向的长度)显示出良好的相关。需要说明的是，在此，在原奥氏体粒径及原奥氏体粒径比的测定中，使用包含十二烷基苯磺酸钠、苦味酸、草酸及盐酸的水溶液进行蚀刻，并利用光学显微镜观察板厚的1/8t部(或7/8t部)。
以这样的实验事实为基础，直至完成了本发明。
下面，对本发明一个实施方式的热压印成型体进行说明。首先，对本实施方式的热压印成型体及该热压印成型体所使用的钢板的化学组成进行说明。需要说明的是，以下，“%”意指“质量%”。
C是本实施方式中起到非常重要作用的元素，特别是对淬火后的强度带来较大影响。因此，为了得到1470MPa以上的拉伸强度，需要C量为0.20%以上。另一方面，当C量超过0.35%时，在碰撞变形时容易产生断裂，并且，焊接性变差，焊接部的强度降低。因此，C量的上限为0.35%。在需要更切实地确保拉伸强度的情况下，C量优选为0.21%以上。另外，在进一步提高焊接性的情况下，C量优选为0.32%以下，更优选为0.30%以下。
Si为固溶强化元素，并且是抑制渗碳体析出的元素，因此，需要Si量为0.1%以上。另一方面，当向钢中过量添加Si时，如后面所叙述，在实施镀敷的情况下，钢板表面的镀敷性变差。因此，Si量的上限为0.5%。
在确保淬透性方面，Mn及Cr是非常重要的元素，在实施热压印的情况下，需要选自Mn、Cr中的至少1种的总计为1%以上。另一方面，当选自Mn、Cr中的至少1种的总计超过3%时，淬透性过高，热轧钢板的强度过高。因此，在该情况下，在实施冷轧等冷加工的情况下，其负荷变得过大，因此，需要选自Mn、Cr中的至少1种的总量的上限为3%，优选为2.7%。
在此，例如，在钢中含有Mn的情况下，为了进一步确保淬透性，Mn量优选为1.0%以上，更优选为1.1%以上，最优选为1.2%以上。另外，为了更充分地确保冷加工性，Mn量优选为3.0%以下，更优选为2.8%以下，最优选为2.7%以下。
另外，例如，在钢中含有Cr的情况下，Cr量也可以为0.005%以上，为了进一步确保淬透性，优选为0.15%以上。另外，为了更充分地确保冷加工性，Cr量优选为1.0%以下。
在本实施方式中，Ti及Nb也是非常重要的元素。为了将热压印后原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比控制在1.3以上，且将原奥氏体晶粒的平均粒径控制在6μm以下，需要Ti量及Nb量分别为0.002%以上，优选为0.005%以上，更优选为0.010%以上，最优选为0.015%以上。另一方面，Ti量或Nb量超过0.1%时，该效果也达到饱和，因此，Ti 量及Nb量的上限分别为0.1%。
O是为了形成氧化物所需要的元素。若O量低于0.003%，则微细的氧化物少，因此，得不到6μm以下的原奥氏体粒径。因此，需要O量的下限为0.003%。另一方面，当O量超过0.007%时，形成的氧化物的量变得过多，因此，加工性及韧性变差。因此，O量的上限为0.007%，优选为0.006%，更优选为0.005%。
P是固溶强化元素，能够比较廉价地提高钢板的强度。但是，P容易在晶界发生偏析，在强度较高的情况下，产生低温脆化的问题，因此，P量的上限为0.015%，优选为0.010%。另一方面，P量也可以为0%，但当P量低于0.001%时，脱P成本急剧提高。因此，对于作为不可避免的杂质包含的P而言，P量的下限优选为0.001%，更优选为0.005%。
S是不可避免的杂质，对钢的热脆性带来影响，使加工性、特别是热加工性变差，因此，优选S量较少者。因此，S量的上限为0.01％，优选为0.009%。但是，S量也可以为0%，但在S量减少至低于0.001%的情况下，脱硫成本急剧上升，因此，S量的下限优选为0.001%，更优选为0.002%。
Al是为了脱氧而添加的，钢中不可避免地含有。若Al量低于0.005％，则脱氧不充分，在钢中残留大量的氧化物。因此，局部变形能力变差，并且，特性的差异也变大。因此，Al量的下限为0.005%以上，优选为0.20%以上。另一方面，当Al量超过0.06%时，钢中残留大量以氧化铝为主体的氧化物，局部变形能力变差。因此，Al量的上限为0.06%，优选为0.05%。
钢中还不可避免地含有N。N量也可以为0%，但当N量急剧减少时，成本增加，因此，N量的下限优选为0.001%，更优选为0.0015%。另一方面，当N量超过0.004%时，形成夹杂物，淬火后的韧性变差。因此，N量的上限为0.004%，优选为0.0035%。
需要说明的是，包含上述基本的化学成分(基本元素)、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的化学组成是本实施方式的基本组成。但是，除了该基本组成以外(代替余量Fe的一部分)，钢中可以含有选自以下化学成分(选择元素)中的至少1种。另外，在钢中不含选择元素的情况下，也不影响本实施方式的效果，因此，选择元素的下限也可以为0%。需要说明的是，即使这些选择元素不可避免地混入钢中，也不影响本实施方式的效果。
B是有效确保淬透性的元素，如果B量低于0.0005%，则难以表现出效果。 因此，在确保更高淬透性的情况下，B量优选为0.0005%以上。另一方面，当B量超过0.005%时，该效果达到饱和，因此，B量的上限为0.005%，优选为0.002%。
Ca及Mg为脱氧元素，是用于形成微细的氧化物，使原奥氏体的粒径微细化的有效的元素。因此，在利用Ca及Mg使原奥氏体微细化的情况下，优选Ca量或Mg量为0.005%以上。但是，当Ca量或Mg量超过0.03%时，该效果达到饱和，因此，Ca量及Mg量的上限为0.03%，优选为0.02%，更优选为0.015%。
包含Ce等的REM(稀土金属，Rare Earth Metal)为脱氧元素，是用于形成微细的氧化物，有效使原奥氏体的粒径微细化的有效的元素。因此，在利用REM使原奥氏体微细化的情况下，优选REM量为0.005%以上。但是，当REM量超过0.03%时，该效果达到饱和，因此，REM量的上限为0.03%，优选为0.028%，更优选为0.025%。
从确保韧性的观点出发，V是为了组织的微细化而添加到钢中的元素。即，V具有如下效果，在将钢板加热到Ac3点以上的情况下，通过形成微细的碳化物，抑制再结晶及晶粒成长，使奥氏体晶粒形成细粒，因此，改善韧性。若V量低于0.005%，则得不到该效果，因此，在确保更高韧性的情况下，优选V量为0.005%以上，更优选为0.010%以上，最优选为0.030%以上。另一方面，当V量超过0.1%时，该效果达到饱和，成本增加，因此，V量的上限为0.1%，优选为0.09%，更优选为0.08%。
与Ti、Nb及V同样，Mo也具有如下效果，即，在将钢板加热到Ac3点以上的情况下，通过形成微细的碳化物，抑制再结晶及晶粒成长，使奥氏体晶粒形成细粒，因此，改善韧性。因此，在确保更高韧性的情况下，Mo量的下限优选为0.05%，更优选为0.08%，最优选为0.10%。另一方面，当Mo量超过0.5%时，该效果达到饱和，成本增加，因此，Mo量的上限为0.5%，优选为0.45%。
Ｗ是在热压印工序中更稳定地形成马氏体的情况下添加到钢中的。若Ｗ量低于0.1%，则该效果不充分，因此，在充分得到效果的情况下，Ｗ量的下限优选为0.1%。当Ｗ量超过1%时，该效果达到饱和，因此，Ｗ量的上限为1%。
另外，例如，在制钢阶段中利用废金属的情况下，有时钢中含有Cu、Sn、Ni等元素。在该情况下，也不会直接对本实施方式的效果带来影响。但是， 当钢中过量含有这些元素时，热轧时产生裂纹。因此，Cu量的上限为0.5%，优选为0.3%，更优选为0.2%。同样地，Sn量的上限为0.1%，优选为0.05%，更优选为0.02%。另外，Ni量的上限为0.5%，优选为0.3%，更优选为0.1%。另外，这些元素的下限没有特别限制，但当考虑由于不可避免的混入而使钢中含有这些元素时的精炼成本时，Cu量、Sn量、Ni量各自的下限分别优选为0.01%、0.005%、0.01%。
如以上所述，本实施方式的热压印成型体及该热压印成型体所使用的钢板具有下述化学组成：包含上述基本元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成的化学组成；或者包含上述基本元素和上述的选择元素中的1种以上，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的化学组成。
另外，如上所述，本实施方式的热压印成型体以面积率计，包含98%以上的马氏体。该马氏体的一部分或全部也可以是退火马氏体。需要说明的是，该马氏体的剩余部分的组织没有特别限制，也可以是例如选自贝氏体、残留奥氏体中的至少1种组织。另外，该马氏体的量的上限也可以为100%。
另外，在本实施方式中，原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比(原奥氏体粒径比)为1.3以上，原奥氏体晶粒的平均粒径以等效圆直径计为6μm以下。原奥氏体晶粒的平均粒径的下限没有特别限制，但考虑测定上的分辨率，可以为3.0μm。在此，对于热压印后的原奥氏体晶粒而言，当原奥氏体粒径比超过2.5时，钢板的各向异性变得过大，因此，担心韧性变差。因此，需要原奥氏体粒径比为2.5以下。在需要进一步抑制钢板的各向异性的情况下，原奥氏体粒径比优选为2.0以下。
需要说明的是，上述马氏体的量、原奥氏体粒径及原奥氏体粒径比利用光学显微镜，观察试料截面的组织而测定。
另外，如上所述，本实施方式的热压印成型体及热压印成型体所使用的钢板具有1470MPa以上的拉伸强度。另外，拉伸强度的上限没有特别限制，但优选例如拉伸强度为2450MPa以下。另外，尺寸(大小)没有特别限制，可以根据用途适当选择。
下面，对本发明一个实施方式的热压印用钢板的制造方法进行说明。
在本实施方式中，使用具有包含上述基本元素、根据需要还包含上述选择元素、余量由Fe及不可避免的杂质构成的化学组成的钢。将该钢进行连续铸造，制造板坯，并将该板坯加热到1250℃以下的温度区域(第一工序)。对该 加热后的板坯进行热轧，在该热轧中，在800~900℃的温度区域(精轧温度)进行精轧(第二工序)，使得从末机架的前两个机架的轧制到末机架的轧制的3个路径的轧制的总压下量为60%以上。在结束热轧(精轧)后1秒钟以内，对通过该热轧得到的钢板开始冷却(第三工序)。进而在600℃以下的温度下对该钢板进行卷取，从而制造热轧钢板(第四工序)。
在此，连续铸造方法没有特别限制，可以是通常的连续铸造方法，也可以是板坯厚度为100mm以下的薄板坯法。本实施方式的效果不会因该连续铸造方法的种类而发生任何变化。
在本实施方式中，特别是热轧条件对热压印后的韧性是非常重要。即，对于热压印后的原奥氏体晶粒而言，为了将轧制方向的长度相对于板厚方向的长度的尺寸比(原奥氏体粒径比)控制在1.3以上，且将平均粒径控制在6μm以下，优选热轧时的加热温度低者。因此，将加热温度控制在1270℃以下，优选控制在1250℃以下。另外，当该加热温度过低时，热轧中的变形阻抗变得过高，因此，轧制性变差。因此，加热温度的下限优选为1050℃。另外，精轧温度也优选尽可能低，但考虑轧制性，确保800℃以上的精轧温度，优选确保850℃以上的精轧温度。另一方面，当精轧温度超过900℃时，原奥氏体粒径比变得比1.3小，韧性差，因此，精轧温度的上限为900℃。此时，将来自末机架的前两个机架的总压下量(末机架的前两个机架的压下量、末机架的前一个机架的压下量、末机架的压下量的总量)控制在60%以上，优选控制在70%以上。另外，来自末机架的前两个机架的总压下量的上限没有特别限制，考虑热轧钢板的板厚，可以为95%。另外，结束精轧后，立即开始冷却，具体来说，在结束精轧后在1秒钟以内，优选在0.5秒钟以内开始冷却。另外，从热轧后的冷却开始到卷取的冷却速度可以为200℃/秒以下，也可以超过200℃/秒。然后，通过在600℃以下的温度区域实施卷取，在热压印后，能够将原奥氏体粒径比控制在1.3以上，并且将原奥氏体晶粒的平均粒径控制在6μm以下。当卷取温度超过600℃、或上述总压下量(3个路径)低于60%、或精轧后的冷却开始时间超过1秒钟时，无法在热压印后将原奥氏体粒径比控制在1.3以上、且不能将原奥氏体晶粒的平均粒径控制在6μm以下。另外，当以低于400℃的温度进行卷取时，热轧钢板的强度变得过高，因此，卷取温度的下限优选为400℃。特别是，为了得到包含铁素体和珠光体的组织，更优选卷取温度为500℃以上。另一方面，在以低于400℃的温度进行卷取的情况下，也可以在 卷取后实施以软化为目的的再加热处理。需要说明的是，对于在精轧结束后1秒钟以内开始的冷却中的冷却结束温度而言，只要是能够从奥氏体向铁素体及渗碳体充分相变的条件，则没有特别限制，例如，在1阶段的冷却控制的情况下，该温度为400℃以上。另外，精轧后的冷却开始时间的下限没有特别限制，从冷却设备的能力来看，可以为0.01秒。
另外，根据需要，可以对所得到的热轧钢板进行冷轧、连续退火、各种镀敷等处理。例如，能够对热轧钢板进行冷轧来制造冷轧钢板。根据需要，也可以对该冷轧钢板进行连续退火。另外，能够对热轧钢板、冷轧钢板(包含连续退火后的冷轧钢板)进行各种镀敷(例如，熔融镀敷)来制造镀敷钢板。
在此，对冷轧条件、连续退火条件及镀敷条件没有特别限制，只要在通常的范围中实施即可。即，冷轧可以在通常实施的冷轧压下率的范围中实施，具体来说，能够以40~80%的压下率实施冷轧。镀敷可在热轧刚结束之后、冷轧刚结束之后或实施再结晶退火之后实施，加热条件及冷却条件没有特别限制。另外，关于镀敷种类，通常使用Zn或Al，但对于有无镀Zn的合金化没有限定。另外，对于镀Al，在镀敷中也可以包含Si，不会对本实施方式的效果带来任何影响。
也可以对热轧钢板、冷轧钢板及镀敷钢板进行调质轧制。对该调质轧制也没有限制，为了适当调节形状，根据需要，可以在适当时刻实施调质轧制。
下面，对本发明一个实施方式的热压印成型体的制造方法进行说明。
在本实施方式中，对于以上述实施方式的条件制造的热轧钢板、冷轧钢板及镀敷钢板，在下述条件下进行热压印，从而制造热压印成型体，所述条件为：以3℃/秒以上的加热速度、在Ac3点以上且900℃以下的温度区域中加热，然后在300℃以上且Ar3点以下的温度区域中、以150℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
关于对上述热轧钢板、冷轧钢板及镀敷钢板实施热压印时的热处理条件，在加热速度低于3℃/秒的情况下，或在加热到超过900℃的温度的情况下，在热压印后，不但得不到6μm以下的原奥氏体粒径，而且，原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比低于1.3。另外，从抑制晶粒成长的观点出发，优选保温时间较短者，因此，设为180秒钟以下。另外，当在300℃以上且Ar3点以下的温度区域进行冷却时的冷却速度低于150℃/秒时，不仅在构件内容易产生强度变动，而且担心因粗大碳化物析出而导致韧 性变差。因此，将300℃以上且Ar3点以下的温度区域的冷却速度控制在150℃/秒以上。另外，该温度区域的冷却速度的上限没有特别限制，但考虑相变控制的效果饱和，可以为500℃/秒。另一方面，当加热温度比Ac3点低时，部分形成未相变成奥氏体的区域，因此，在该区域中，未形成马氏体，得不到充分的强度。另外，在热压印的冷却中或冷却后，即使自动退火引起的渗碳体析出，也不会对本实施方式的效果造成影响。另外，为了更切实地控制原奥氏体晶粒的形态，优选加热速度为5℃/秒以上。该加热速度的上限没有特别限制，但从加热设备的能力来看，优选为100℃/秒。另外，在Ac3点超过870℃的情况下，加热温度优选为870℃以下。
实施例
实施例1
将表2所示成分的钢(A钢~Y钢)从转炉出钢，在浇铸成板坯之后，以给定的热轧条件(加热温度：1220℃、精轧温度：870℃、从末机架的前两个机架施加的总压下量：65%、从精轧结束到冷却开始的时间：0.5秒钟、卷取温度：600℃)实施热轧，制造板厚3mm的热轧钢板。在钢A~L及钢U~Y中，热轧钢板中的原奥氏体粒径为6μm以下，原奥氏体在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比为1.3以上。将该热轧钢板进行冷轧，以得到板厚1.4mm的冷轧钢板，然后以表3所示的条件进行连续退火，根据需要，在退火后实施镀敷处理。此时的镀敷处理为熔融镀锌(GI(未进行合金化处理)或GA(有合金化处理))或包含10%的Si的熔融镀铝(Al)。将这些钢板在实验室的加热炉中以15℃/秒的加热速度加热到900℃，保热60秒钟后，夹入到具有由表面喷出水的供水口和吸入该水的排水口的模具中，通过水的喷射(150~500℃/秒的冷却)冷却到室温，由此，模拟热压印中的热历程。另外，利用光学显微镜对截面组织进行了观察，其结果，赋予了这些热历程的钢板以面积率计包含98%以上的马氏体。另外，为了评价热处理后的强度，将赋予了热历程的钢板加工成JIS Z 2201中记载的5号试验片，根据JIS Z 2241中记载的试验方法进行了拉伸试验。得到的结果同样地示于表2中。另外，还实施了耐延迟断裂特性及低温韧性的评价。对于耐延迟断裂特性，使用赋予了图10所示的V型缺口的试验片，在室温下，将该试验片浸渍于将硫氰酸铵3g/l溶解在3%盐水中而得到的水溶液中24小时，通过有无断裂进行判定(无断裂：A，有断裂：B)。另一 方面，对于低温韧性，在-40℃进行夏比试验，在换算成10mm的板厚进行评价的情况下，将得到100~150J/cm2的能量吸收量和50%以上的延展性破面率的钢板(赋予热历程后)判定为合格(A)。本发明的钢(A钢~K钢、U钢~Y钢)表现出1470MPa以上的拉伸强度TS，并且具有充分的耐延迟断裂特性及低温韧性。另一方面，对于C量低于0.20%的L钢而言，其拉伸强度TS达不到1470MPa。另外，对于C量超过0.35%的M钢而言，其拉伸强度TS为2230MPa，耐延迟断裂特性及低温韧性变差。另外，对于未添加Ti或Nb的N、O、R、S及T钢而言，在经历了热压印中的热历程后，对于原奥氏体晶粒而言，不仅在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比低于1.3，而且其平均粒径大于6μm，因此，韧性低。另一方面，对于Si超过0.5%的P钢而言，其耐延迟断裂特性不充分，镀敷性差。另外，对于O低于0.003%的Ｑ钢而言，未得到6μm以下的平均粒径的原奥氏体晶粒，因此，延迟断裂特性差。
实施例2
对表2的I、U及Y钢，以给定的热轧条件(加热温度：1250℃、精轧温度：880℃、从末机架的前两个机架施加的总压下量：60%、从精轧结束到冷却开始的时间：0.8秒钟、卷取温度：550℃)得到板厚2mm的热轧钢板，然后进行酸洗。将这些热轧钢板直接在加热炉中加热到880℃，保热120秒钟之后，夹入到具有从表面喷出水的供水口和吸入该水的排水口的模具中，进行通过水的喷射冷却到室温的加热冷却处理。另外，在酸洗后，对实施了熔融镀锌(GI、GA)或包含10%Si的熔融镀铝的热轧钢板实施同样的加热冷却处理。另一方面，以给定的热轧条件(加热温度：1250℃、精轧温度：890℃、从末机架的前两个机架施加的总压下量：70%、从精轧结束到冷却开始的时间：0.5秒钟、卷取温度：500℃)得到板厚3.2mm的热轧钢板，然后进行同样的酸洗，以50%的冷轧率制造了1.6mm的冷轧钢板。将这些冷轧钢板在实验室中装入加热到900℃的加热炉中，保热60秒钟后，按照与实施例1相同的方法进行冷却。另外，利用光学显微镜对截面组织进行了，其结果，赋予了热历程的钢板以面积率计包含98%以上的马氏体。对于得到的钢板，与实施例1同样地对材质特性进行了评价，得到的结果示于表4中。所有钢板均具有充分的耐延迟断裂特性及低温韧性。
实施例3
以表5所示的热轧条件对表2的I钢实施热轧，然后以50%的压下率实施冷轧。将这些钢板以表5所示的加热速度加热到850℃后，夹入到具有从表面喷出水的供水口和吸入该水的排水口的模具中，通过水的喷射冷却到室温。另外，利用光学显微镜对截面组织进行了，其结果，赋予了这些热历程的钢板以面积率计包含98%以上的马氏体。另外，对于得到的钢板，与实施例1同样地对材质特性进行了评价，所得到的结果示于表5中。另外，关于韧性，在-120℃下实施夏比试验，换算成10mm板厚并进行了评价，在该情况下，将得到85J/cm2以上的能量吸收量的钢板(赋予热历程后)判定为合格(A)。另外，在冷轧后，对冷轧钢板的边缘部的裂纹进行了确认，在未确认到裂纹的情况下，评价为“A”，在确认到裂纹的情况下，评价为“B”。在本发明的No.1~5中，得到1770MPa水平的拉伸强度TS和充分的耐延迟断裂特性及韧性。另一方面，在加热温度比1250℃高的No.6、从末机架的前两个机架实施的总压下量低于60%的No.7、以及实施热压印时的加热速度比3℃/秒低的No.10中，关于热压印中的热历程后的原奥氏体晶粒，其在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比小于1.3，因此，韧性差。另一方面，在热轧工序中的精轧温度低于800℃(接近Ar3点的温度)的No.8中，关于原奥氏体晶粒，其在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比超过2.5，因此，韧性不充分。另外，在卷取温度(冷却结束温度)为400℃、且未进行再加热处理的No.9中，热轧钢板的强度过高，因此，冷轧性差。但是，该No.9的冷轧钢板具有充分的耐延迟断裂特性和韧性。另外，与这些实施例不同，在热轧后的钢板中，即使原奥氏体粒径超过6μm、例如为15μm的情况下，在热压印后的钢板(成型体)中，有时原奥氏体粒径为6μm以下。但是，在该情况下，由于热压印中的加热时的奥氏体相变(再次奥氏体相变)，难以将原奥氏体在轧制方向的长度相对于在板厚方向的尺寸比确保在1.3以上，在热压印后的成型体中，不能满足韧性的值。
工业实用性
根据本发明，通过控制实施热压印时的加热条件和之后的冷却条件，能够对热压印成型体赋予1470MPa以上的强度和构件的延展性，可制造热压印后的强度和韧性的平衡优异的热压印用超高强度钢板，从而可以制造具有上述特性的热压印成型体。
Claims (12)
1.一种热压印成型体，其特征在于，
以质量%计，含有：
C：0.20~0.35%、
Si：0.1~0.5%、
选自Mn、Cr中的至少一种的总计：1~3%、
Al：0.005~0.06%、
Ti：0.002~0.1%、
Nb：0.002~0.1%、
O：0.003~0.007%，
且限制为：
P：0.015%以下、
S：0.01%以下、
N：0.004%以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成，
原奥氏体晶粒在轧制方向的长度相对于在板厚方向的长度的尺寸比为1.3以上且2.5以下，原奥氏体晶粒的平均粒径为6μm以下，所述热压印成型体包含98%以上的马氏体，且具有1470MPa以上的拉伸强度。
2.根据权利要求1所述的热压印成型体，其中，
以质量%计，进一步包含下述中的1种以上：
B：0.005%以下、
V：0.1%以下、
Mo：0.5%以下、
Ca：0.03%以下、
Mg：0.03%以下、
REM：0.03%以下、
Cu：0.5%以下、
Sn：0.1%以下、
Ni：0.5%以下、
Ｗ：1%以下。
3.根据权利要求1或2所述的热压印成型体，其中，在表面具备熔融镀层。
4.一种热压印成型体用钢板的制造方法，其特征在于，包括：
第一工序，将板坯在1270℃以下的温度区域进行加热，所述板坯以质量%比计，含有：
C：0.20~0.35%、
Si：0.1~0.5%、
选自Mn、Cr中的至少1种的总计：1~3%、
Al：0.005~0.06%、
Ti：0.002~0.1%、
Nb：0.002~0.1%、
O：0.003~0.007%，
且限制为：
P：0.015%以下、
S：0.01%以下、
N：0.004%以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成；
第二工序，在800~900℃的温度区域中进行精轧，使得来自末机架的前两个的机架的总压下量为60%以上；
第三工序，在所述第二工序结束后1秒钟以内开始冷却；以及
第四工序，以600℃以下的温度进行卷取。
5.根据权利要求4所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，
所述板坯以质量%计，进一步包含下述中的1种以上：
B：0.005%以下、
V：0.1%以下、
Mo：0.5%以下、
Ca：0.03%以下、
Mg：0.03%以下、
REM：0.03%以下、
Cu：0.5%以下、
Sn：0.1%以下、
Ni：0.5%以下、
Ｗ：1%以下。
6.根据权利要求4或5所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，在第四工序后，进一步包含实施冷轧的工序。
7.根据权利要求4或5所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，在第四工序后，进一步包含实施冷轧及连续退火的工序。
8.根据权利要求4或5所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，在第四工序后，进一步包含进行熔融镀敷的工序。
9.根据权利要求4或5所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，在第四工序后，进一步包含实施冷轧、并进行熔融镀敷的工序。
10.根据权利要求4或5所述的热压印成型体用钢板的制造方法，其中，在第四工序后，进一步包含实施冷轧及连续退火、并进行熔融镀敷的工序。
11.一种热压印成型体的制造方法，其特征在于，在下述条件下进行热压印：
将通过权利要求4所述的热压印成型体用钢板的制造方法得到的钢板以3℃/秒以上的加热速度、在Ac3点以上且900℃以下的温度区域加热，然后在300℃以上且Ar3点以下的温度区域中以150℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
12.一种热压印成型体的制造方法，其特征在于，在下述条件下进行热压印：
将通过权利要求5所述的热压印成型体用钢板的制造方法得到的钢板以3℃/秒以上的加热速度、在Ac3点以上且900℃以下的温度区域加热，然后在300℃以上且Ar3点以下的温度区域中以150℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
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