CN103597106A - 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板 - Google Patents

Abstract

提供一种通过热压成形法成形钢板的热压成形品，其中，金属组织由如下构成，铁素体：30～80面积%，贝氏体铁素体：低于30面积%（不含0面积%），马氏体：30面积%以下（不含0面积%），残留奥氏体：3～20面积%，由此，能够将强度与延伸率的平衡控制在适当的范围，且具有高延展性。

Description

热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板

技术领域

本发明涉及汽车零件的结构构件所使用的这种要求强度的热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板，特别是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得到规定的强度的热压成形品、这样的热压成形品的制造方法和热压成形用薄钢板。

背景技术

作为源于地球环境问题的汽车燃油效率提高的对策之一，车体的轻量化推进，需要尽可能地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和r值（兰克福特值）降低，冲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，容易成形）后，以相比薄钢板为较低温（例如室温）的金属模具成形，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），以确保成形后的强度。

根据这样的热压成形法，因为在低强度状态下成形，所以回弹也小（形状冻结性良好），并且通过使用添加有Mn、B等的合金元素的淬火性良好的材料，通过急冷能够得到抗拉强度为1500MPa级的强度。还有，这样的热压成形法，除了热压法以外，还以热成形法、热冲压法、热压印法、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，以“热冲压”代表）的金属模具构成的概略说明图，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，这些零件之中，冲头1和冲模2其构成方式为，在各自的内部形成有能够使冷却介质（例如水）通过的通路1a、2a，使该通路中通过冷却介质而使这些构件得到冷却。

使用这样的金属模具进行热冲压（例如，热深拉加工）时，将钢板（坯料）4加热至（Ac₁相变点～Ac₃相变点）的二相域温度或Ac₃相变点以上的单相域温度，在使之软化的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢板4夹在冲模2与压边圈3间的状态下，由冲头1将钢板4压入冲模2的孔内（图1的2、2间），一边缩小钢板4的外径一边成形为冲头1的外形所对应的形状。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）进一步保持冷却而实施原材的淬火。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比较，能够减小成形载荷，因此压力机的容量很小就行。

作为目前广泛使用的热冲压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。在该钢板中，抗拉强度为1500MPa，延伸率为6～8%左右，适用于耐冲击构件（碰撞时不会极度变形，不会断裂的构件）。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）的钢板开发也在进行。

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，在侧面碰撞时和后方碰撞时考虑到兼顾性（小型车碰撞时也保护对方侧的机能），在B柱和后纵梁的零件内，有使其拥有耐冲击性部位和能量吸收部位的两种功能的情况。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：TWB），并进行冷压成形的方法是主流。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，和以金属模具进行淬火仍无法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，分别在高强度侧（耐冲击部位侧）创建抗拉强度：1500MPa（延伸率6～8%），在低强度侧（能量吸收部位侧）创建抗拉强度：440MPa（延伸率12%）。另外，作为用于在零件内分别创建强度的技术，也提出有例如非专利文献2～4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，但需要事先进行激光焊接（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为优选。

在非专利文献3的技术中，虽然以22MnB5钢为基材，但由于硼添加的影响，对于二相域温度的加热，淬火后的强度的坚固性差，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。

在非专利文献4的技术中，以22MnB5钢为基材，对于本来淬火性良好的22MnB5钢不进行淬火而进行控制，这一点（金属模具冷却控制）上是不合理的。

先行技术文献

非专利文献

非专利文献1：Klaus Lamprecht,Gunter Deinzer,Anton Stich,Jurgen Lechler,Thomas Stohr,Marion Merklein,"Thermo-MechanicalProperties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal FormingProcesses",Proc.IDDRG2010,2010.

非专利文献2：Usibor1500P（22MnB5）/1500MPa8%-Ductibor500/550～700MPa·17%［平成23年4月27日检索］网址〈http://www.arcelormittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl〉

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,of1st Int.Conf.on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.BySteinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,and Prakash,B.,pp83-88,2008.

非专利文献4：Begona Casas,David Latre,Noemi Rodriguez,andIsaac Valls,"Tailor made tool materials for the present andupcoming tooling solutions in hot sheet metal forming",Proc,of1st Int.Conf.on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.By Steinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,and Prakash,B.,pp23-35,2008.

发明内容

本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种能够将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围，并且有高延展性的热压成形品，用于制造这种热压成形品的有用的方法和热成形用薄钢板。

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成形而成的热压成形品，其特征在于，具有如下要旨：金属组织由如下构成，铁素体：30～80面积%，贝氏体铁素体：低于30面积%（不含0面积%），马氏体：30面积%以下（不含0面积%），残留奥氏体：3～20面积%。

在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，但作为代表性的，可列举分别含有C：0.1～0.3%（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%和N：0.001～0.01%，余量由铁和不可避的杂质构成。

在本发明的热压成形品中，根据需要，作为其他的元素，还含有如下也有用：（a）B：0.01%以下（不含0%）和Ti：0.1%以下（不含0%）；（b）从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）；（c）V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%）等，对应所含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。

在制造本发明的热压成形品时，对于具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板，或实施了冷轧率30%以上的冷轧钢板，使用冲压成形金属模具进行冲压成形时，将所述热轧钢板或冷轧钢板加热至Ac₁相变点以上、（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7）以下的温度后，开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形即可。另外，优选使成形结束温度为（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下、马氏体相变开始温度Ms点以上的温度范围，并在此温度范围保持10秒以上而进行成形。

或者，作为其他的方法，也可以使用冲压成形金属模具对薄钢板进行冲压成形时，将所述薄钢板加热到Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度后，以10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至700℃以下、500℃以上的温度，其后开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形。在此方法中，优选使成形结束温度在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下，马氏体相变开始温度Ms点以上的温度范围，在此温度范围保持10秒以上。

本发明也包括用于制造上述这样的热压成形品的热压成形用薄钢板，该薄钢板的特征在于，是具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板，或实施了冷轧率30%以上的冷轧钢板。

根据本发明，在热压成形法中，通过适当控制其条件，能够使恰当量的残留奥氏体存在而调整金属组织，与使用现有的22MnB5钢的情况相比，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织（初始组织）加以组合，能够控制强度和延伸率。另外，通过调整在二相域的加热温度，可以自由地个别创建强度和延伸率。

附图说明

图1是表示用于实施热压成形的金属模具构成的概略说明图。

具体实施方式

本发明者们，在将薄钢板加热至规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为了实现在成形后既确保规定强度又显示出良好的延展性（延伸率）的热压成形品，从各种角度进行了研究。

其结果发现，在使用冲压成形金属模具对于钢板进行热压成形时，如果适当地控制钢板的种类、加热温度和成形时的条件，并以含有残留奥氏体3～20面积%方式进行组织控制，则能够实现强度－延展性平衡优异的热压成形品，从而达成了本发明。

本发明的热压成形品的各组织（基本组织）的范围设定理由如下。

［铁素体：30～80面积%］

使主要组织成为微细且延展性高的铁素体，能够实现热压成形品的高延展性。从这一观点出发，铁素体的面积分率需要在30面积%以上。但是，若该面积分率超过80面积%，则不能确保规定强度。铁素体分率优选的下限为40面积%以上（更优选为45面积%以上），优选的上限为70面积%以下（更优选为65面积%以下）。

［贝氏体铁素体：低于30面积%（不含0面积%）］

贝氏体铁素体在强度的提高上有效，但延展性稍微降低，因此其分率的上限需要低于30面积%。贝氏体铁素体分率的优选的下限为5面积%以上（更优选为10面积%以上），优选的上限为25面积%以下（更优选为20面积%以下）。

［马氏体：30面积%以下（不含0面积%）］

马氏体在强度的提高上有效，但使延展性大幅降低，因此其分率的上限需要在30面积%以下。马氏体分率的优选的下限为5面积%以上（更优选为10面积%以上），优选的上限为25面积%以下（更优选为20面积%以下）。

［残留奥氏体：3～20面积%］

残留奥氏体，在塑性变形中相变为马氏体，使加工硬化率上升（相变诱起塑性），具有使成形品的延展性提高的效果。为了发挥这样的效果，需要使残留奥氏体的分率为3面积%以上。对于延展性来说，残留奥氏体分率如果多，则越多越好，但在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体受限，上限为20面积%左右。残留奥氏体的优选的下限为5面积%以上（更优选为7面积%以上），优选的上限为15面积%以下（更优选为10面积%以下）。

在制造本发明的热压成形品时，对于具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板，或实施了冷轧率30%以上的冷轧钢板，使用冲压成形金属模具进行冲压成形时，将所述热轧钢板或冷轧钢板加热至Ac₁相变点以上、（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7）以下的温度后，开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形即可。规定此方法的各要件的理由如下。

［使用具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板，或实施了冷轧率30%以上的冷轧钢板］

加热到二相域温度时，为了得到对于延展性帮助大的铁素体组织，需要适当地选择钢板（成形用钢板）的种类。作为成形用钢板而使用热轧钢板时，重要的是铁素体分率高，加热至二相域温度时使铁素体残存。从这一观点出发，所使用的热轧钢板优选具有铁素体为50面积%以上的金属组织。该铁素体分率的优选的下限为60面积%以上（更优选为70面积%以上），但若铁素体分率太高，则成形品中的铁素体分率变得过多，因此优选为95面积%以下。更优选为90面积%以下。

另一方面，使用冷轧钢板时，重要的条件是，加热中发生再结晶，形成不含位错的铁素体，因此需要实施一定程度以上的冷轧（冷态轧制）以使再结晶发生。另外，在冷轧钢板的情况下，关于其组织，哪种都可以。从这一观点出发，使用冷轧钢板时，优选用实施了冷轧率30%以上的冷轧钢板。冷轧率优选为40%以上，更优选为50%以上。还有，所谓上述“冷轧率”，是由下（1）式求得的值。

冷轧率（%）＝［（冷轧前的钢板厚度－冷轧后的钢板厚度）/冷轧前的钢板厚度］×100…（1）

［将钢板加热到Ac₁相变点以上、（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7）以下的温度后，开始成形］

为了一边使钢板中所含的铁素体残存，一边部分性地成为奥氏体，加热温度需要控制在规定的范围。通过适当控制该加热温度，在其后的冷却过程中，能够使之相变成残留奥氏体或马氏体，能够在最终的热压成形品中形成所望的组织。若钢板的加热温度低于Ac₁相变点，则加热时得不到充分量的奥氏体，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（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7），则加热时向奥氏体的相变量过度增加，在最终组织（成形品的组织）中不能确保规定量的铁素体。

［成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形］

为了一边阻止在上述加热工序中所形成的奥氏体形成渗碳体，一边确保规定量的残留奥氏体，需要适当地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需要为20℃/秒以上，成形结束温度需要为（贝氏体相变开始温度Bs－100℃，以下简述为“Bs－100℃”）以下。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）。另外，成形结束温度，也可以一边在上述平均冷却速度下冷却至室温一边结束成形，但也可以冷却至Bs－100℃以下后停止冷却，其后结束成形。还有，成形中的平均冷却速度的控制，能够通过如下手段达成：（a）控制成形金属模具的温度（所述图1所示的冷却介质）；（b）控制金属模具的热传导率等（下述的方法的冷却中也相同）。

作为用于制造本发明的冲压成形品的其他的方法，也可以在使用冲压成形金属模具对于钢板进行冲压成形时，将所述薄钢板加热至Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度后，以10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至700℃以下、500℃以上的温度，其后开始成形，成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形。规定该方法的各要件的理由如下（关于冷却结束温度，同上述）。

［将薄钢板加热到Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度］

为了适当调整热压成形品的组织，加热温度需要控制在规定的范围内。通过适当控制该加热温度，在其后的冷却过程，能够一边确保规定量的残留奥氏体一边使之相变成以铁素体为主体的组织，在最终的热压成形品中形成所望的组织。若钢板的加热温度低于Ac₃相变点，则加热时得不到充分量的奥氏体，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℃，则加热时奥氏体的粒径变大，其后的冷却中不能生成铁素体。

［以10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至700℃以下、500℃以上的温度，其后开始成形］

该冷却工序，在冷却中使铁素体形成上是重要的工序。若这时的平均冷却速度超过10℃/秒，则不能确保规定量的铁素体。该平均冷却速度优选为7℃/秒以下，更优选为5℃/秒以下。该冷却工序的冷却停止温度（将该温度称为“冷却速度变更温度”）需要在700℃以下、500℃以上。若该冷却停止温度超过700℃，则不能确保充分的铁素体量，若低于500℃，则铁素体分率变得过多，不能确保规定的强度。冷却停止温度的优选的上限为680℃以下（更优选为660℃以下），优选的下限为520℃以上（更优选为550℃以上）。

无论通过哪种方法，上述成形结束温度都需要在（Bs－100℃）以下，但作为马氏体相变开始温度Ms点以上的温度范围（该温度称为“冷却速度变更温度”），优选在该温度范围保持10秒以上。通过在上述的温度范围保持10秒以上，从过冷奥氏体进行贝氏体相变而能够成为以铁素体为主体的组织。这时的保持时间优选为50秒以上（更优选为100秒以上），但若保持时间过长，则奥氏体开始分解，不能确保残留奥氏体分率，因此优选在1000秒以下（更优选为800秒以下）。

上述这样的保持只要在上述温度范围内，无论是等温保持、单调的冷却、再加热工序的哪一种都可以。另外，关于这样的保持与成形的关系，也可以是在结束成形的阶段施加上述这样的保持，但在结束成形的途中，也可以在上述温度范围内施加保持工序。如此结束成形之后，以放冷或适当的冷却速度冷却至室温（25℃）即可。

在本发明的热压成形品的制造方法中，无论采用上述哪种方法，制造所述图1所示这样单纯的形状的热压成形品的情况（直接工艺法）当然能够适用，即使是制造形状比较复杂的成形品时也能够适用。但是，复杂的零件形状的情况下，以一次冲压成形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”）。此方法是通过冷加工，将成形困难的部分预先成形为近似形状，再对其他的部分进行热压成形的方法。如果采用这一方法，则例如在成形作为成形品的凹凸部（山峰部）有3处这样的零件时，通过冷压成形，预先成形其2处，其后对于第三处进行热压成形。

在本发明中，设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和N，可以调整至适当的范围。从这一观点出发，这些化学成分优选的范围其及范围限定理由如下。

［C：0.1～0.3%］

C在确保残留奥氏体上是重要的元素。在二相域温度或Ac₃相变点以上的单相域温度的加热时，在奥氏体中稠化，淬火后使残留奥氏体形成。另外，也有助于马氏体量的增加。C含量低于0.1%时，不能确保规定的残留奥氏体量，得不到良好的延展性。另外若C含量过剩而超过0.3%，则强度变得过高。C含量的更优选的下限为0.15%以上（进一步优选为0.20%以上），更优选的上限为0.27%以下（进一步优选为0.25%以下）。

［Si：0.5～3%］

Si抑制在二相域温度或Ac₃相变点以上的单相域温度下加热后的奥氏体形成为渗碳体，发挥出使残留奥氏体增加的作用。另外，也发挥着通过固溶强化，不怎么使延展性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，得不到良好的延展性。另外若Si含量过剩而超过3%，则固溶强化量过大，延展性将大幅劣化。Si含量的更优选的下限为1.15%以上（进一步优选为1.20%以上），更优选的上限为2.7%以下（进一步优选为2.5%以下）。

［Mn：0.5～2%］

Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。为了发挥这样的效果，优选Mn含有0.5%以上。但是，若Mn含量变得过剩，则妨碍铁素体的形成，不能确保规定量的铁素体，因此优选为2%以下。另外，因为其使奥氏体的强度大幅提高，所以热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从生产率上出发，使之含有超过2%不为优选。Mn含量的更优选的下限为0.7%以上（进一步优选为0.9%以上），更优选的上限为1.8%以下（进一步优选为1.6%以下）。

［P：0.05%以下（不含0%）］

P是钢中不可避免被包含的元素，使延展性劣化，因此优选极力减少P。但是，极端减少招致炼钢成本的增大，达到0%在制造上有困难，因此优选为0.05%以下（不含0%）。P含量的更优选的上限为0.045%以下（进一步优选为0.040%以下）。

［S：0.05%以下（不含0%）］

S也P与一样，在钢中是不可避免被含有的元素，使延展性劣化，因此优选极力减少S。但是，极端的减少招致炼钢成本的增大，达到0%在制造上有困难，因此优选为0.05%以下（不含0%）。S含量的更优选的上限为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，并且使存在于钢中的固溶N作为AlN固定，在延展性的提高上有用。为了有效地发挥这样的效果，优选Al含量为0.01%以上。但是，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。还有，Al含量的更优选的下限为0.013%以上（进一步优选为0.015%以上），更优选的上限为0.08%以下（进一步优选为0.06%以下）。

［N：0.001～0.01%］

N是不可避免混入的元素，优选减少，但在实际工艺规程之中减少存在界限，因此使0.001%为下限。另外，若N含量变得过剩，则由于应变时效导致延展性劣化，或添加B时作为BN析出，使来自固溶B的淬火性改善效果降低，因此使上限为0.01%。N含量的更优选的上限为0.008%以下（进一步优选为0.006%以下）。

本发明的冲压成形品的基本的化学成分如上述，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，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等的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、N以外的不可避免的杂质（例如，O、H等）。

在本发明的冲压成形品中，根据需要，含有如下元素也有用：（a）B：0.01%以下（不含0%）和Ti：0.1%以下（不含0%）；（b）从Cu、Ni、Cr和Mo构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）；（c）V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%）等，根据所含有的元素的种类，冲压成形品的特性得到进一步改善。含有这些元素时的优选的范围及其范围限定理由如下。

［B：0.01%以下（不含0%）和Ti：0.1%以下（不含0%）］

B在加热后的冷却中，防止渗碳体的形成，是有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使B含有0.0001%以上，但是即使超过0.01%而使之过剩含有，效果也是饱和。B含量的更优选的下限为0.0002%以上（进一步优选为0.0005%以上），更优选的上限为0.008%以下（进一步优选为0.005%以下）。

另一方面，Ti固定N，以固溶状态维持B，从而使淬火性的改善效果显现。为了发挥这样的效果，优选Ti至少使之含有N的含量的4倍以上，但若Ti含量变得过剩而超过0.1%，则大量形成TiC，由于析出强化导致强度上升，而延展性劣化。Ti含量的更优选的下限为0.05%以上（进一步优选为0.06%以上），更优选的上限为0.09%以下（进一步优选为0.08%以下）。

［从Cu、Ni、Cr和Mo构成的群中选择的一种以上：合计1%以下（不含0%）］

Cu、Ni、Cr和Mo在加热后的冷却中，防止渗碳体的形成，对于残留奥氏体的确保有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.01%以上。若只考虑特性，则含量越多越优选，但由于合金添加的成本上升，所以优选合计在1%以下。另外，因为其具有大幅提高奥氏体的强度的作用，所以热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从制造性的观点出发也优选在1%以下。这些元素含量的更优选的下限为合计为0.05%以上（进一步优选为0.06%以上），更优选的上限为合计0.9%以下（进一步优选为0.8%以下）。

［V和/或Nb：合计0.1%以下（不含0%）］

V和Nb形成微细的碳化物，通过钉扎效应而具有使组织微细的效果。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.001%以上。但是，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，因此优选合计在0.1%以下。这些元素含量的更优选的下限，合计为0.005%以上（进一步优选为0.008%以上），更优选的上限合计为0.08%以下（进一步优选为0.06%以下）。

还有，本发明的热压成形用薄钢板，是非镀敷钢板、镀敷钢板的哪一种都可以。是镀敷钢板时，作为其镀敷的种类，是一般的镀锌系、镀铝系等哪一种都可以。另外，镀敷的方法是熔融镀、电镀等的哪种都可以，此外镀敷后也可以实施合金化热处理，也可以实施多层镀敷。

根据本发明，通过适当调整冲压成形条件（加热温度和冷却速度），能够控制成形品的强度和延伸率等的特性，而且能够得到高延展性（残存延展性）的热压成形品，因此即使是在至今为止的热压成形品中难以适用的部位（例如，能量吸收构件）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，与在冷压成形之后实施通常的退火而进行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、后述的宗旨进行设计变更均包含在本发明的技术的范围内。

本申请基于2011年6月10日申请的日本专利申请第2011－130636号主张优选权的利益。2011年6月10日申请的日本专利申请第2011－130636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所示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，之后冷却卷取。再进行冷轧而成为薄钢板后，进行淬火处理而使之成为规定的初始组织。还有，表1中的Ac₁相变点、Ac₃相变点、Ms点、（Bs－100℃）基于下述的（2）式～（5）式求得（例如，参照“莱斯利钢铁材料学”丸善，（1985））。另外，在表1中还同时显示（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7）的计算值（以下为“A值”）。

Ac₁相变点（℃）＝723＋29.1×［Si］－10.7×［Mn］＋16.9×［Cr］－16.9［Ni］…（2）

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］…（3）

Ms点（℃）＝550－361×［C］－39×［Mn］－10×［Cu］－17×［Ni］－20×［Cr］－5×［Mo］＋30×［Al］…（4）

Bs点（℃）＝830－270×［C］－90×［Mn］－37×［Ni］－70×［Cr］－83×［Mo］…（5）

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（2）式～（5）式的各项所示的元素时，取消该项而进行计算。

[表1]

以下述表2所示的各条件对于所得到的钢板进行加热后，使用能够控制平均冷却速度的铁钢用高速热处理试验装置（CASシリーズアルバック理工制），实施成形/冷却处理。冷却时的钢板尺寸为190mm×70mm（板厚：1.4mm）。还有，试验No.1～14、17～19、21～25使用热轧钢板作为成形用钢板，试验No.15、16、20使用冷轧钢板作为成形用钢板。另外，表2所示的所谓“冷却1”表示从加热温度至700～500℃的冷却，所谓“冷却2”表示从此以后至［（Bs－100℃）～Ms点］的温度范围的冷却（试验No.19～23中在一这阶段开始成形）。还有，根据需要在熔融锌中浸渍钢板，使钢板表面附着镀锌（试验No.25）。

对于进行了上述的处理（加热、成形、冷却）的各钢板，按下述要领进行抗拉强度（TS）、延伸率（总延伸率EL）和金属组织的观察（各组织的分率）。

［抗拉强度（TS）和延伸率（总延伸率EL）］

使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测量抗拉强度（TS）、延伸率（EL）。这时，拉伸试验的应变速度：10mm/秒。在本发明中，满足以下任意一项时，评价为合格：（a）抗拉强度（TS）为780～979MP，延伸率（EL）为25%以上；（b）抗拉强度（TS）为980～1179MPa，延伸率（EL）为15%以上。

［金属组织的观察（各组织的分率）］

（1）关于钢板中的铁素体，贝氏体铁素体的组织，以硝酸乙醇腐蚀液对于钢板进行腐蚀，通过SEM（倍率：1000倍或2000倍）观察，区分铁素体、贝氏体铁素体，求得各自的分率（面积率）。

（2）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，之后通过X射线衍射法测量（例如，ISJJInt.Vol.33.（1933），No.7，P.776）。

（3）关于马氏体（淬火马氏体）面积率，对于钢板进行Lepera试剂腐蚀，通过SEM观察，将白色的对比度作为马氏体（淬火马氏体）和残留奥氏体的混合组织而测量面积率，从中减去由X射线衍射求得的残留奥氏体分率，计算出淬火马氏体分率。

这些结果与成形前钢板的种类（铁素体分率、为冷轧钢板时的冷轧率）一起显示在下述表3中。

[表2]

[表3]

根据该结果能够进行如下考察。试验No.1～10、13、15、19～21、25是满足本发明中规定的要件的实施例，可知能够得到强度－延展性平衡的良好的零件。

相对于此，试验No.11～12、14、16～18、22～24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.11使用了C的含量不足的钢（表1的钢种K），不能确保残留奥氏体，只能取得低延伸率（EL）。试验No.12的使用了Si的含量不足的钢（表1的钢种L），无法确保残留奥氏体，只能取得低延伸率（EL）。

试验No.14，以相当于现有的22MnB5钢（表1的钢种N）为对象，虽然能够得到高强度，但无法确保残留奥氏体，只能得到低延伸率（EL）。试验No.16，使用了冷轧率低的冷轧钢板，成形品组织为铁素体：25面积%，延伸率（EL）低。试验No.17加热温度比Ac₁相变点低，成形品组织为铁素体：81面积%（余量马氏体和渗碳体），无法确保残留奥氏体，延伸率（EL）和抗拉强度低。试验No.18加热温度比A值高，马氏体过剩生成，无法确保铁素体和贝氏体铁素体，延伸率（EL）低。

试验No.22，冷却1的平均冷却速度快，贝氏体铁素体生成而无法确保铁素体，延伸率（EL）低。试验No.23，冷却1的平均冷却速度慢，且冷却速度变更温度低，成形品组织为铁素体：83面积%（余量贝氏体铁素体），无法确保残留奥氏体，延伸率（EL）低。试验No.24，成形结束温度高，成形品组织中生成珠光体，无法确保残留奥氏体，延伸率（EL）低。

产业上的可利用性

本发明是通过热压成形法成形钢板的热压成形品，其中，金属组织由如下构成，铁素体：30～80面积%，贝氏体铁素体：低于30面积%（不含0面积%），马氏体：30面积%以下（不含0面积%），残留奥氏体：3～20面积%，由此，能够实现强度与延伸率的平衡能够控制在适当的范围内，且有高延展性的热压成形品。

符号说明

1 冲头

2 冲模

3 压边圈

4 钢板（坯料）

Claims (9)

1.一种热压成形品，其特征在于，是通过热压成形法对钢板进行成形而成的热压成形品，其中，金属组织由如下构成，铁素体：30～80面积%、贝氏体铁素体：低于30面积%（不含0面积%）、马氏体：30面积%以下（不含0面积%）、残留奥氏体：3～20面积%。

2.根据权利要求1所述的热压成形品，其中，化学成分组成分别含有C：0.1～0.3%（质量%的意思，以下，关于化学成分组成均同）、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%和N：0.001～0.01%，余量由铁和不可避的杂质构成。

3.根据权利要求2所述的热压成形品，其中，还含有B：0.01%以下（不含0%）和Ti：0.1%以下（不含0%）作为其他的元素。

4.根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中，还含有合计为1%以下（不含0%）的从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上的元素作为其他的元素。

5.根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中，还含有合计为0.1%以下（不含0%）的V和/或Nb作为其他的元素。

6.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1所述的热压成形品的方法，在使用冲压成形金属模具对具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板、或实施了30%以上的冷轧率的冷轧钢板进行冲压成形时，将所述热轧钢板或冷轧钢板加热至Ac₁相变点以上、（Ac₁相变点×0.3＋Ac₃相变点×0.7）以下的温度后，开始成形，在成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边以（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形。

7.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1所述的热压成形品的方法，在使用冲压成形金属模具对薄钢板进行冲压成形时，将所述薄钢板加热至Ac₃相变点以上、1000℃以下的温度后，以10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至700℃以下、500℃以上的温度，其后开始成形，在成形中一边在金属模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下的温度结束成形。

8.根据权利要求6或7所述的制造方法，其中，使成形结束温度在（贝氏体相变开始温度Bs－100℃）以下、马氏体相变开始温度Ms点以上的温度范围，在该温度范围保持10秒以上进行成形。

9.一种热压成形用薄钢板，其特征在于，是用于制造权利要求1所述的热压成形品的热压成形用薄钢板，是具有铁素体为50面积%以上的金属组织的热轧钢板，或实施了30%以上的冷轧率的冷轧钢板。

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