CN103687968B - 热压成形钢构件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明确立一种用于得到热压成形钢构件的方法，上述热压成形钢构件由于显示高强度、且显示高抗拉延伸率(延展性)和弯曲性，所以碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)优异，并且可确保优异的耐延迟断裂性。一种热压成形钢构件的制造方法，其特征在于，是加热如下钢板，通过1次以上的热压成形来制造钢构件的方法，上述钢板的化学组成成分满足C：0.10％(表示质量％。以下相同)～～0.30％、Si：1.0％～2.5％、Si+Al：总计为1.0％～3.0％以及Mn：1.5％～3.0％，余量为铁和不可避免的杂质，加热温度设为Ac3相变点以上，并且上述热压成形的开始温度设为加热温度以下且Ms点以上，进而从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度设为5℃／s以下。

Description

热压成形钢构件的制造方法
技术领域
本发明涉及热压成形钢构件的制造方法，主要是在制造适用于汽车车体的薄钢板成形品的领域中，将作为其原材料的钢板(以下简称”坯料”)加热到奥氏体相变点(Ac3相变点)以上，然后在热的状态下进行冲压加工(成形)的方法，特别涉及用于得到显示高强度且延展性特别优异的钢构件的制造方法。
背景技术
在汽车用钢部件中，为了同时达到碰撞安全性和轻量化，部件原材料的高强度化在不断进步。另一方面，当制造上述部件时，对所使用的钢板要求高的加工性。但是，对于高强度化的钢板，特别是抗拉强度超过980MPa的钢板，在实施冷加工(例如冷压成形)时存在冲压成形载荷增大，或者尺寸精度显著劣化等问题。
作为解决上述问题的方法有将作为原材料的钢板在加热了的状态下进行冲压成形，同时实现成形和高强度化的热压成形技术。该方法中，将处于高温状态的钢板通过利用模具(冲头或冲模)成形并且通过在(成形)下死点保持冷却，由此进行从钢板到上述模具的排热急冷，实施原材料的淬火。通过实施这样的成形方法可以得到尺寸精度好且高强度的成形品，而且在冷的状态下与成形相同强度等级的部件的情况相比，可以降低成形载荷。
但是在上述方法中，必须在下死点保持一定时间，存在着在1件钢构件的制造中占用冲压机时间长，因此生产率低的问题。
另外，热压成形是实质仅1次的加工，对于用1次的加工可成形的形状存在限制。另外，由于加工后得到的钢构件具有高强度，难以对该钢构件进一步进行切割、冲裁钻孔等后续加工。
因此，在热压成形技术中，提高生产率、或者提高成形自由度一直被研究着。
例如在专利文献1中示出了：以添加有Mn或Cu、Ni这样的使Ar3点降低的元素的钢板作为原材料，在冲压成形中不析出铁素体，因此确保成形后的构件的强度，而且在热压中可以进行2次以上连续冲压。
在专利文献2中示出了，作为用于成形的钢板使用钢组织具有原奥氏体晶粒的平均粒径：15μm以下的贝氏体相主体的微组织的热轧钢板，并进行既定的热压，通过将得到的热压构件的原奥氏体晶粒的平均粒径控制在8μm以下，可以确保上述构件的延展性。
在专利文献3中显示了，将用于热压的坯料加热条件设为急速加热、短时间保持，具体地，如果具有如下的工序，则可以防止奥氏体的粗大化，构件的马氏体相的平均粒径为5μm以下，且可以确保构件的韧性(延展性)，上述工序为：以10℃／秒以上的升温速度加热到675～950℃的最高加热温度T℃的加热工序、在(40-T／25)秒钟以下保持上述最高加热温度T℃的温度保持工序、和以1.0℃／秒以上的冷却速度从上述最高加热温度T℃冷却至马氏体相的生成温度即Ms点以下的冷却工序。
在专利文献4中示出了，通过向热压用原材料中添加大量的淬透性元素(Mn、Cr、Cu、Ni)，可以省略在冲模中下死点的保持，可以提高生产率。
这些技术中的任意一个的手段均未必需要下死点的保持，有望提高生产率，但是如下所示，对更高的延展性、碰撞压坏时的变变形特性(以下有时将该特性简称”碰撞压坏特性”)、抗滞后破坏性(1agging destructionresistance)并未研究。
即，在专利文献1中，尽可能加快冲压成形结束后的冷却速度，因此很难说能得到高的延展性。进而在上述专利文献1或专利文献4中认为使原材料(坯料)中大量含有合金元素而确保强度，因此均难以确保延展性。
另外，如果构件进行高强度化，有出现滞后破坏的担忧，但专利文献1～4的任意一个并未着眼于抗滞后破坏性。进而，构件用于汽车部件时，有考虑碰撞压坏特性的必要，专利文献1～4的任意一个并未着眼于此碰撞压坏特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-212663号公报
专利文献2：日本特开2010—174280号公报
专利文献3：日本特开2010-70806号公报
专利文献4：日本特开2006-213959号公报
发明内容
本发明着眼于上述之类的事宜，其目的在于，确立一种以高效且成形形状的自由度高的方法制造如下的热压成形钢构件的技术，上述热压成形钢构件显示高强度(1100MPa以上，优选1300MPa以上，更优选1500MPa以上)并且显示优异的抗拉延伸率(延展性)和弯曲性，可以确保优异的碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)并且确保优异的抗滞后破坏性。
能够解决上述问题的本发明的热压成形钢构件的制造方法具有以下特征：
其为加热如下的钢板，通过1次以上的热压成形制造钢构件的方法，
上述钢板为化学组成成分满足：C：0.10％(表示质量％，对于化学成分以下相同)～0.30％、Si：1.0％～2.5％、Si+Al：总计为1.0％～3.0％，以及Mn：1.5％～3.0％，余量为铁和不可避免的杂质，
上述加热温度为Ac3相变点以上，上述热压成形的开始温度设为上述加热温度以下且Ms点以上，
进而从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度设为5℃／s以下。
在上述热压成形中，最终的热压成形的结束温度可以设为Ms点以下且(Ms点-150)℃以上。
用于上述制造方法的上述钢板还可以含有(a)Cr：1％以下(不含0％)、(b)Ti：0.10％以下(不含0％)、(c)B：0.005％以下(不含0％)、(d)Ni和／或Cu总计为0.5％以下(不含0％)、(e)Mo：1％以下(不含0％)、(f)Nb：0.05％以下(不含0％)。
本发明为用上述制造方法得到的热压成形钢构件，还包含具有如下特征的热压成形钢构件，其是钢组织包含2体积％以上的残留奥氏体。
另外本发明为用于上述制造方法的钢板，还包含具有如下特征的热压成形用钢板，满足：C：0.10％～0.30％、Si：1.0％～2.5％、Si+Al：总计为1.50％～3.0％、以及Mn：1.5％～3.0％，余量为铁和不可避免的杂质。
上述钢板还可以含有(a)Cr：1％以下(不含0％)或(b)Ti：0.10％以下(不含0％)、(c)B：0.005％以下(不含0％)、(d)Ni和／或Cu总计为0.5％以下(不含0％)、(e)Mo：1％以下(不含0％)、(f)Nb：0.05％以下(不含0％)。
本发明还包含对上述热压成形钢构件施加加工得到的汽车用钢部件。
根据本发明，热压成形后的钢构件显示高强度且优异的抗拉延伸延展性，进而具有优异的弯曲性，因此可以确保优异的碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)，适用于汽车用高强度钢部件。进而由于具有优异的抗滞后破坏性，所以即使在热压成形后对已经具有高强度的构件进行进一步冲裁加工等后续加工，在该加工部位的抗滞后破坏性依然优异。
另外与现有的热冲压不同，由于没有在下死点的保持，所以可以高效制造钢构件，进而由于热压成形可以进行多次，因此可成形的形状自由度高。
进而与冷轧加工相比可降低冲压成形载荷，尺寸精度也良好，并且比起用冷压制造，由加工所致的原材料损伤(加工硬化)较少，因此钢构件的延展性(例如弯曲性)比冷压成形构件更好。因此即使是相同强度的汽车钢构件，因碰撞而弯曲变形时，具有可提高钢构件能够吸收的能量(可弯曲至更小半径，并且其变形力也更大)的优点。此外还具有由于在热的状态下成形，所以可以减小成形后的残余应力，难以产生滞后破坏的优点。
附图说明
图1是在实施例中的冲压成形(热压成形或冷压成形)工序图。
图2是多段成形工序的示意说明图。
图3是表示多段成形工序的说明图。
图4是具有增强部件的钢部件的截面图。
图5是表示在多段成形工序中凸出成形的一例的示意说明图。
图6是表示在多段成形工序中凸缘成形的一例的示意说明图。
图7是表示在多段成形工序中冲孔加工或(外周)修边加工的一例的示意说明图。
图8是成形目标形状的纵壁的倾斜角度θ大的钢构件时的示意说明图。
图9是本发明中可使用的模具结构的示意说明图。
图10是说明模具的1个成形周期的图。
图11是实施例中进行热压成形、冷压成形的各工序图。
图12是表示实施例中得到的钢构件的形状的示意立体图。
图13是说明在实施例中的冲压成形(热压成形或冷压成形)的1个工序所需时间的图。
图14是说明在实施例中用于测定钢板温度的热电偶嵌入位置的图。
图15是表示了实施例中从钢构件采集拉伸试验用试验片的位置的图。
图16是表示实施例中从钢构件采集弯曲试验用试验片的位置的图。
图17是说明实施例中的弯曲试验的方法的图。
图18是表示实施例中的弯曲试验结果[等价弯曲半径(R)和载荷之间的关系]的一例的图。
图19是表示实施例中的钢构件的开口量的测定位置的图。
图20是说明了实施例中的开口量的求法的图。
图21是用于评价实施例中的尺寸精度的成形装置(模具)的示意说明图。
图22是表示实施例中的最终成形结束温度和圆弧R变化量的关系的图。
图23是实施例中的用于压坏试验的试验体的示意立体图。
图24是说明实施例中的压坏试验(3点弯曲试验)的方法的图。
图25是表示实施例中的压坏试验结果(载荷-位移线图)的一例的图。
图26是表示实施例中的压坏试验(静态试验)结果(Pmax和Pmax发生位移的关系)的图。
图27是表示实施例中的压坏试验(动态试验)结果(Pmax和Pmax发生位移的关系)的图。
图28是实施例中的压坏试验后的试验体的上表面的照片。
图29是表示上述图23所示的钢构件压坏时的变形影像的截面图。
图30是表示实施例中的等价弯曲半径和弯曲时的最大载荷的关系的图。
图31是用于实施例中的凸出成形性评价的试验装置(模具)的示意说明图。
图32是表示了实施例中的(凸出)成形开始温度和(凸出成形的)最大成形高度的关系的图。
图33是用于实施例中的延伸凸缘性的评价的试验装置(模具)的示意说明图。
图34是延伸凸缘成形部件的照片，也是说明最大成形高度(Hmax)的位置的图。
图35表示了实施例中的冲压温度和剪切加工载荷(相对于基准载荷的比例)的关系的图。
具体实施方式
本发明人等为了得到具有上述特性的构件，反复潜心研究的结果发现：如下所示，其是使用与现有的热锻压用钢板相比Si量高的钢板(坯料)，加热该钢板，通过1次以上的热压成形制造钢构件的方法，特别地，如果将上述加热时的温度(加热温度)设为Ac3相变点以上，并且上述热压成形的开始温度设为加热温度以下且Ms点以上，进而从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度设为5℃／s以下，则可以得到显示高强度，并且具有一定以上的残留奥氏体(残留γ)，显示高的抗拉延伸率(延展性)和弯曲性，可以确保优异的碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)，同时可以确保优异的抗滞后破坏性、高强度的热压成形钢构件，完成了本发明。
下面，对本发明中规定的制造条件的理由进行详述。
〔制造条件〕
本发明的制造方法是使用后述的钢板，对该钢板加热后，通过1次以上的热压成形制造钢构件的方法，满足下述要点。
[在Ac3相变点以上的温度(加热温度)下加热]
通过在Ac3相变点(奥氏体相变点，以下有时简称”Ac3点”)以上的温度下加热，容易得到后述的组织，可以得到所期望的特性。与此相对，专利文献3的实施例2～6中的任意一个所使用的钢板的Ac3相变点均超过800℃，而最高到达温度T为800℃，并非在Ac3相变点以上的温度下加热。另外，在专利文献3的实施例1中，虽然进行了将最高到达温度T在650～1000℃之间变化的实验，但有小于Ac3相变点即700℃或775℃进行的实施例。但是，认为如果像这样的加热温度小于Ac3相变点，则由于残存铁素体等，即使控制加热后的冷却速度，确保高强度也变得非常困难。
上述加热温度优选(Ac3点+10)℃以上。还有，如果该加热温度过高，则构成钢构件的微组织变粗大，有可能成为延展性或弯曲性降低的原因，因此上述加热温度的上限为(Ac3点+100)℃左右。
在上述加热温度下的加热时间优选1分钟以上。另外，从抑制奥氏体的晶粒成长等观点出发，上述加热时间优选为15分钟以下。到上述Ac3相变点的升温速度无特别要求。
上述加热时的气氛可以是氧化性气氛、还原性气氛或非氧化性气氛。具体地，可以例举例如大气气氛、燃烧气体气氛、氮气气氛等。[热压成形的开始温度：上述加热温度以下且Ms点以上]
通过将热压成形的开始温度为上述加热温度以下且Ms以上，可以容易地进行加工，并且可以使冲压载荷充分地降低。热压成形的开始温度优选(Ms点+30)℃以上，更优选(Ms点+50)℃以上。
还有，在本发明中，所谓热压成形的开始是指在最初的成形中坯料的一部分首次接触模具的时刻，所谓热压成形的结束是指在最终的成形中成形品的所有部位从模具离开的时刻。
在本发明中，虽然规定热压成形的开始温度(即，在最初的成形中坯料的一部份首次接触模具的时刻的坯料的温度)，但是对热压成形的结束温度(即，在最终的成形中成形品的所有部位从模具离开的时刻的坯料的温度)无特别要求(对于热压成形的结束温度在下述中详述)。
热压成形除仅进行1次的情况之外也可以进行多次。除了通过进行多次可以成形复杂形状的构件之外，也可以改善尺寸精度。可以改善尺寸精度的机理如下。
在冲压成形过程中，坯料内的各部位与模具接触的时间不同，因此在成形品内有产生温度差(不均)的情况。例如，如图1的弯曲成形的情况，图1中的坯料的A部与模具的接触时间长，因此温度降低量(向模具的排热量)大，图1中的坯料的B部与模具的接触时间短，因此温度降低量小。由于该成形品内的温度降低量的差而成形品内热收缩量中产生差异，并发生热变形(塑性变形)，成形品的尺寸精度劣化。
但是如果进行多段成形，即，在Ms点以上进行多次的冲压加工，在前工序中即使产生尺寸精度的劣化的情况，继续进行成形，由于依然是在高温下的成形，因此可以容易地矫正尺寸精度的劣化。进而，通过反复成形而使由部位所致的温度不均被克服，因此由温度不均所致的尺寸精度的劣化也容易受到约束。
进而，如果像这样将热压成形分设为多段，则由于可以追加基于形状约束的矫正工序，具有可以改善在多段热压中作为问题的尺寸精度的优点。在由重视生产率的多段成形带来的热成形工序中成为问题的尺寸精度的劣化，通过最终的热压(也包含1次的情况)在Ms点以下进行脱模(即，最终的热压成形的结束温为Ms点以下)而被飞跃性地改善。进而其效果是如果能够将与模具接触的状态(模具约束)继续至(Ms点-150)℃而进一步稳定。特别是使用板厚为例如1.4mm以下的薄坯料得到的构件时，多段成形时的尺寸精度的劣化大，因此这是有效的。
作为热压成形进行多次时的成形方法，除用相同模具成形多次的情况之外，可以例举用形状不同的多个模具成形，即，各次(工序)中使用不同形状的模具来成形的情况。
通过多段成形化，相对于最终需要的加工量，每1个工序的加工量变小，可以成形更复杂的构件形状。
例如背侧·构件这样的
·三维弯曲；
·在长方向截面形状(宽度、高度)不同的部件只用1个工序成形为最终形状一般是困难的。但是，可以用如图2这样的多段成形工序(多次工序)成形上述复杂形状的部件。即，可以通过如下的工序分配成形：首先在第1工序中进行图2(a)所示那样的成形为大致形状(深拉，弯曲)后，在第2工序中进行如图2(b)实线所示的进行追加加工(再深拉，整形(restrike)等)成最终形状等。
进而，通过合理设计多段成形工序中的第1工序和第2工序的加工形状(进行余量形状的合理设置、加工顺序的合理化等)，按照图3的(a)或(b)所示，大幅度的复杂形状化成为可能。如果可以进行这样的复杂形状化，则可以实现部件的高功能化(提高刚性或提高碰撞压坏特性等)和薄壁化。
另外，在实际的汽车的车体结构中，按照如图4(截面图)所示，多有使用在部件(A)的内部具有增强部件(C)(例如中心·立柱，止动杆等)的情况。如果是这样的形状，则在部件(A)受到冲击时，截面形状难以崩毁(详细在后述的实施例5中表示)，可以提高碰撞压坏特性。但是，如果如上所述的部件(A)的复杂形状化成为可能，则可以提高部件(A)自身的碰撞压坏特性，其结果可以省略上述增强部件(C)或薄壁化，可以实现轻量化和降低成本。
作为上述多段成形的例子，按以下的说明，可以例举在第2工序以后进行胀出成形、凸缘成形。例如按照图5所示，可以例举在多段成形工序的第2工序以后进行胀出成形。通过进行该成形，追加胀出形状可以实现钢部件的高功能化(提高刚性或提高碰撞压坏特性等)。另外，例如按照图6(a)或(b)所示，可以例举在多段成形工序的第2工序以后进行凸缘成形(凸缘向上、凸缘向下、延伸凸缘、内缘翻边、压缩凸缘等)。通过进行该成形也可以实现钢构件的进一步高功能化(提高刚性或提高碰撞压坏特性等)。
进而，作为上述多段成形的例子，在第2工序以后的材料在较高温度下在软质的状态下也可以进行冲孔加工等。例如按照图7(a)～(c)所示，可以例举在第2工序以后进行穿孔加工(冲孔加工)、外周修边加工(剪切加工)。由此，在现有的下死点保持成形(仅1个工序)的情况下，通过作为另外工序的激光加工等进行的穿孔加工或修边加工可以冲压成形化，因此有可能降低成本。另外按照图7(d)，还可以在成形前在热的状态下进行外周修边加工或穿孔加工(冲孔加工)。
如上上述，热压成形的开始温度必须为加热温度以下且Ms点以上，但热压成形的结束温度(最终热压成形的结束温度，热压成形仅1次的情况简称为”热压成形的结束温度”)无特别限制，可以是Ms点以上，也可以是Ms点以下且(Ms点-150)℃以上。
从加工容易进行且将冲压载荷抑制至较小的观点出发，最终热压成形的结束温度为Ms点以上为宜，从提高尺寸精度观点出发，该结束温度为Ms点以下(Ms点-150)℃以上为宜。通过在该温度范围(产生马氏体相变的时刻)内，进行冲压成形而尺寸精度飞跃地得到改善。特别是将上述热压成形设为多次，并且通过在上述产生马氏体相变的时刻下进行模具的约束(但是，未必需要下死点的保持)为目标的冲压成形作为最终的热压成形，尺寸精度飞跃地得到改善。
作为热压成形的实施方式可例举下述方式。
(I)热压成形：1次的情况
(I-1)热压成形的开始温度：加热温度以下且Ms点以上，并且热压成形的结束温度：Ms点以上
(I-2)热压成形的开始温度：加热温度以下且Ms点以上，并且热压成形的结束温度：Ms点以下(Ms点-150)℃以上
(II)热压成形：多次的情况
(II-1)初次的热压成形的开始温度：加热温度以下Ms点以上，并且最终的热压成形的结束温度：Ms点以上
(II-2)初次的热压成形的开始温度：加热温度以下Ms点以上，并且最终的热压成形的结束温度：Ms点以下(Ms点-150)℃以上
还有，对于从上述加热温度至(Ms点-150)℃的冷却速度没有特别限制。可以例举例如从上述加热温度至(Ms点-150)℃按平均冷却速度2℃／s以上(更优选5℃／s以上)进行冷却等。只要是该程度的冷却速度几乎不生成铁素体和贝氏体等，在下述的Ms点以下可以形成马氏体，可以容易地得到1100MPa以上的高强度构件。
上述冷却速度例如可以组合如下条件进行控制：
·从加热炉取出到冲压开始的时间(在搬送等中的冷却时的速度)
·热压成形时与冲压模具的接触时间(每1次的接触时间×次数)
·在进行多次的冲压成形的情况下，成形与成形之间的冷却条件(放冷、强制空冷等)
·冲压成形结束后(脱模后)的冷却条件(放冷、强制空冷等)。
特别是有必要加快在(Ms点-150)℃以上的冷却速度时，延长与冲压模具的接触时间是有效的。这些冷却条件可以通过模拟等预估。
还有，在钢板的化学组成成分中Mn量小于2.0％时，为了确保更高强度，从上述加热温度至Ms点优选为10℃／s以上。[从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度：5℃／s以下]
在确保强度为主的现有的热冲压中，以确保高强度为主要目标，因此推荐热压成形后的冷却速度尽可能的快，延展性的确保几乎没有被重视。
与此相对，在本发明中，从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度为5℃／s以下很重要。本发明以使用高Si钢板为前提，析出马氏体确保构件强度，通过主动地降低成形后的冷却速度，由此在得到的钢构件的微组织中可以确保一定量以上的残留γ，且可以得到所期望的特性(优异的延展性、抗滞后破坏性和碰撞压坏特性)。
在本发明中，为了实现上述平均冷却速度，不按照现有的热冲压那样在下死点保持长时间。照这样不在下死点保持长时间，其结果是热压1次所需时间变短，用于制造1个部件需要的时间也变短，可以提高生产率。
上述平均冷却速度优选3℃／s以下，更优选2℃／s以下。另外从生产率等观点出发，上述平均冷却速度的下限可以是0.1℃／s左右。
上述平均冷却速度可以在热压成形后从模具取出放置，通过自然放冷、强制空冷(强制风冷)等实现。另外根据需要，也可以在保温炉内进行一定时间的保持，然后进行自然放冷，强制空冷等。
如果按照上述在Ms点以下缓冷，由于马氏体在生成的同时被回火，因此，容易产生构件强度的降低。在本发明中为了防止该回火，使用包含一定量以上的Si的钢板。
上述速度中的冷却结束温度可以是40℃，进而可以以平均冷却速度：5℃／s以下缓冷到低温范围，也可以缓冷到室温。
还有，在专利文献3中，实施例中使用各种组成成分的钢板，“以规定的冷却速度冷却至Ms点以下”。但是，例如按照专利文献3的表6的钢种E，使用了Si量少的钢板的情况下，如果不急冷至与Ms点相比很低的低温度范围，则认为不能得到表7所示的高强度。即，在专利文献3的实施例6中对于任意的组成成分的钢板，“以规定的冷却速度冷却至Ms点以下”可以得到高强度的构件，但这被认为是进行了急冷至与Ms点相比很低的低温度范围，并非像本发明那样将从(Ms点-1 50)℃至40℃的平均冷却速度设为5℃／s以下。另外，在专利文献3中认为，如上所述进行急冷至低温范围的结果是没有充分地确保残留γ。
另外，板厚很厚的情况或按照图8所示，钢构件的目标形状的纵壁的倾斜角度θ大的情况下，如果不进行下死点保持，即使增加冲压次数也存在很难将最终成形结束温度降低至Ms点以下的情况。此种情况下，通过使用图9所示那样的模具结构，不进行下死点保持，而增加坯料(材料)与模具的接触时间，可以将最终成形结束温度控制在Ms点以下。
下面，对该图9的模具结构和图10(II)一同说明。在图1 0中，(I)表示现有的模具(无弹性体)的1个成形周期，(II)表示图9的模具(有弹性体)的1个成形周期。
在图9的模具结构中，在模具的上模和下模匹配后，活用在模具上部密封垫、弹簧、聚氨酯等弹性体的变形冲程，控制坯料(材料)与模具的接触时间(进行模拟下死点保持)。由此，可以将成形结束温度控制在Ms点以下。
具体地按照图10(II)所示，在(a)点模具与坯料(材料)开始接触，在(a)点～(d)点成形(在此期间，图9的衬垫收缩，但无弹性体的变形(伸缩))(图9(A)的状态)。在(d)点图9的衬垫完全收缩，弹性体的变形(收缩)开始(图9(B)的状态)。在(d)点～(b)点弹性体的变形(收缩)进行。并且在(b)点弹性体完全收缩(图9(C)的状态)。接着在(b)点～(e)点保持着模具与坯料(材料)的接触状态，仅有弹性体延伸。在(e)点弹性体恢复到原本的状态(即，成为完全延伸状态)，模具的脱模开始。在(e)点～(c)点进行脱模(在此期间，图9的衬垫收缩，但无弹性体的变形)。并且在(c)点脱模结束。
还有，在上述图9中，在模具的上部设置了弹性体，但也可以在下部设置弹性体。另外，希望在模具的上模和下模匹配后弹性体的变形开始，但即使在上述匹配前弹性体的变形开始也可以控制成形结束温度。进而，也可以仅在多段成形中的特定工序使用该模具结构。
〔用于热压成形的钢板(坯料)〕
在下面，对用于热压成形的钢板进行说明。首先，用于上述制法的坯料的化学组成成分如下。
(坯料的化学组成成分)
[C：0.10％～0.30％]
钢构件的强度最主要由C量决定。在本发明中，为了用上述方法得到高强度，必须将C量为0.10％以上。优选0.15％以上，更优选0.17％以上。还有，从确保上述强度的观点出发，C量的上限没有特别的限定，但如果考虑得到的构件的强度以外的特性(焊接性或韧性等)，C量的上限为0.30％以下。优选0.25％以下。
[Si：1.0％～2.5％]
[Si+Al：总计为1.0％～3.0％]
在本发明中，在制造工序中的缓冷中为了防止回火，另外，为了确保残留γ而含有至少1.0％以上的Si。Si量优选1.1％以上，更优选1.5％以上。还有，Si量过剩也会使热成形后的韧性等劣化，或者在坯料的加热中形成由Si引起的内部氧化层，使构件的焊接性和化成处理性劣化，因此为2.5％以下。优选为2.0％以下，更优选为1.8％以下。
另外，Al与Si同样是有助于残留γ的形成的元素。从该观点出发在本发明中，使其含有总计为1.0％以上(优选1.50％以上)的Si和Al。另一方面，这些元素过多的话只有效果饱和，因此Si+Al总计为3.0％以下，优选2.5％以下。
[Mn：1.5％～3.0％]
Mn是对提高钢板的淬火性，降低成形后的硬度的不均有用的元素。为了发挥这种效果，Mn必须含有1.5％以上。优选1.8％以上。但是，Mn量过剩即使超过3.0％，该效果饱和，成为成本上升的主要原因。优选2.8％以下。
本发明钢材的成分如上所述，余量由铁和不可避免的杂质(例如，P、S、N、O、As、Sb、Sn等)构成，从确保焊接性等观点出发，不可避免的杂质中的P和S优选分别降低至P：0.02％以下，S：0.02％以下。另外如果N量过剩，使热成形后的韧性劣化，招致焊接性等劣化，因此N量优选抑制至0.01％以下。进而O成为表面瑕疵的原因，因此抑制至0.001％以下为宜。
另外，在不阻碍本发明的效果的范围内，进而作为其它元素可以含有下述元素。
[Cr：1％以下(不含0％)]
Cr是用于提高钢板的淬火性有效的元素，通过含有这些元素，可以期待成形品中的硬度不均的降低。为了发挥该效果，Cr优选含有0.01％以上。更优选0.1％以上。但是如果Cr量过剩，其效果饱和，成为成本上升的主要原因，因此上限优选为1％。
[Ti：0.10％以下(不含0％)]
Ti是具有固定N、确保由B带来的淬火效果的作用的元素。另外，也同时具有微细化组织的效果，通过组织微细化，有在(Ms点-150)℃以下的冷却中容易生成残留γ的效果。为了发挥这些效果，Ti优选含有0.02％以上，更优选0.03％以上。另一方面，如果Ti量过剩，坯料强度变得过大，在热压成形前将坯料切割成规定的形状变得困难，因此Ti量优选为0.10％以下，更优选为0.07％以下。
[B：0.005％以下(不含0％)]
B是提高钢材的淬火性的元素。为了发挥该效果，优选含有0.0003％以上。更优选0.0015％以上，进而优选0.0020％以上。另一方面，如果B过剩含有，在成形品中析出粗大的铁氮化物，成形品的韧性容易变得劣化。因此，B量优选抑制至0.005％以下，更优选0.0040％以下，进而优选0.0035％以下。
[Ni和／或Cu：总计为0.5％以下(不含0％)]
Ni、Cu是对进一步提高成形品的耐蚀性提高和抗滞后破坏性有用的元素。为了发挥该效果，优选含有总计为0.01％以上，更优选总计为0.1％以上。但是，如果这些含量过剩，成为钢板制造时的表面瑕疵的发生原因，因此优选总计为0.5％以下。更优选总计为0.3％以下。
[Mo：1％以下(不含0％)]
Mo是用于提高钢板的淬火性有效的元素，通过含有这些元素，可以期待成形品中的硬度不均的降低。为了发挥该效果，优选含有0.01％以上。更优选0.1％以上。但是，如果Mo量过剩，其效果饱和，成为成本上升的主要原因，因此上限优选为1％。
[Nb：0.05％以下(不含0％)]
Nb具有微细化组织的效果，通过微细化组织，在(Ms点-150)℃以下的冷却中有容易生成残留γ的效果。为了发挥该效果，Nb优选含有0.005％以上。更优选0.01％以上。另一方面，如果Nb量过剩，其效果饱和，成为成本上升的主要原因，因此上限优选0.05％。
(坯料的制法)
制造满足上述组成成分的坯料的方法没有特别的限定，通过一般的方法，铸造、加热、热轧，进而在酸洗后冷轧，根据需要可以进行退火。另外，对得到的热轧钢板或冷轧钢板进而可以使用实施镀敷(含锌镀敷等)的镀敷钢板(镀锌钢板等)、进而可以使用将其合金化的合金化熔融镀锌钢板等。
〔热压成形钢构件〕
用本发明的方法得到的热压成形钢构件具有与使用的坯料相同的化学组成成分，并且钢组织相对于全部组织包含2体积％以上的残留奥氏体(残留γ)。用本发明的制造方法得到的钢构件包含2体积％以上的残留γ，因此抗拉延伸率延展性、碰撞压坏特性以及抗滞后破坏性优异。上述残留γ量优选3体积％以上，更优选5体积％以上。
在钢构件的钢组织中，上述残留γ以外的余量实质上是低温相变相(马氏体、回火马氏体、贝氏体、贝氏体铁素体(bainitic ferrite)等)。所谓“实质上”表示作为在制造工序中不可避免形成的组织，例如，可以包含铁素体等在Ms点以上生成的相变组织。
对于得到的钢构件，进行切边、钻孔等切削，可以得到例如汽车用钢部件。在本发明中，如上所述得到的钢构件具备优异的抗滞后破坏性，因此即使进行上述加工，也没有在加工部产生滞后破坏的担心。
钢构件能够以原本状态或施加上述加工等而用作汽车用钢部件，作为该汽车用钢部件，可以例举例如冲击杆、保险杠、加强筋、中心立柱等。
实施例
下面，例举实施例对本发明更具体地说明，本发明固然并不受下述实施例的限制，当然可以在可适用前述和后述的主旨的范围内，适当地加以改变而实施，这些的任意一种均包含于本发明的技术的范围内。
[实施例1]
使用表1中所示的化学组成成分(余量为铁和不可避免的杂质)的钢板(坯料，尺寸为板厚1.4mm，宽度190.5nm，长度400mm)，作为冲压加工，按照图11所示的顺序进行热压成形或冷压成形。还有，在本实施例中，热压成形中的加热温度为930℃，热压成形的开始温度为800～700℃之间。另外，在后述的表2的实施No.4～9、11～18中，实施No.18按照图11所示，在冲压成形后进行强制风冷，实验No.7在冲压成形后在保持炉中保持6分钟后进行自然放冷。另外实验No.4～6、8、9、和11～17在冲压成形后进行自然空冷。
还有，在表1栏外所示的Ac3点和Ms点的计算出式中，对于不含的元素按零计算。
热压成形和冷压成形的任意一种均按照图1所示，使用冲压机(400吨机械压力机)进行冲压成形[使用现有衬垫的弯曲(形态)成形]，得到了图12所示的帽形槽式形状的钢构件。还有，在现有衬垫的压力源中使用具有约1吨的板力的弹簧。
图1表示了成形工序，图1中分别表示如下：1为冲头、2为冲模、3为现有衬垫、4为钢板(坯料)、5为支杆(内置弹簧浮动支杆)。
按照图1(a)所示，直到冲压开始前，为了尽可能避免坯料4与模具(冲模2或现有垫3)接触，在模具(冲模2或现有衬垫3)上配置内置了弹簧的支杆5，将从加热炉取出的坯料4暂时设置于支杆5上。
图1(b)表示成形过程中，使冲头1降落的途中。并且图1(c)表示冲头1降落到下死点(下限位置)的状态。另外，在冷压中使用常温的钢板4，不在下死点保持而进行成形。
还有，后述的表2的实验No.8，除冲压次数为3次，冲压成形结束为Ms点以下(Ms点-150)℃以上以外，与表2的实验No.5(冲压次数：1次)同样地制造钢构件。另外表2的实验No.9，除冲压次数为2次以外，与表2的实验No.5(冲压次数：1次)同样地制造钢构件。
图13表示了上述成形的1个周期，表2所示的”冲压1次所需时间”和”下死点保持”分别表示图13所示的冲压1次所需时间和下死点保持时间。
按照图14所示，上述钢构件制造时的钢板的温度历程是在作为钢构件的顶板的中央位置和纵壁的中央位置分别嵌入热电偶而测定的。还有，在上述2处测定的温度大致相同。
根据上述测定的温度历程，分别读取从加热温度计算的直到(Ms点-1 50)℃之间的冷却时间、从(Ms点-150)℃至40℃的冷却时间，计算出如表2所示的平均冷却速度。另外，表2所示的最终脱模温度是根据热电偶的指示温度和当时的模具位置判断的。在本实施例中，该最终脱模温度是最终的热压成形的结束温度。
使用如上所述得到的钢构件(成形构件)，按照下述探究钢组织，并且进行拉伸试验和延展性(弯曲加工性)的评价。
[钢组织]
钢组织中的残留奥氏体(残留γ)量用下述方法测定。
(残留γ量的测定方法〕
从钢构件的顶板采样15mm×15mm的试验片，磨削至板厚的1／4的厚度后，化学研磨后通过X射线衍射进行测定(测定条件如下所述)。其结果示于表2中。
(X射线衍射的测定条件)
X射线照射面积：约20 μ m×20 μ m
靶材：Mo K α
加速电压：20kV
电流：250mA
测定结晶面：
·BCC(铁素体、马氏体)…(200)面、(211)面
·FCC(奥氏体)…(200)面、(220)面、(311)面
还有，确认了在任意一个实施例中余量均为低温相变相(马氏体、回火马氏体、贝氏体、贝氏体铁素体等)。
[抗拉试验]
按照图15所示，从成形部件(钢构件)的一部分裁切JIS5号形状的试验片作为抗拉试验用试验片。并且，使用岛沣制作所(ShimadzuCorporation)制AG-IS250kN自动记录抗拉试验机，应变速率：10mm／min，用JIS Z2241中规定的方法测定屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、延伸率(E1)。这些结果示于表2中。
表1
根据表1、2可以如下考虑。即，按照实验No.1～3进行下死点保持，急冷至低温度范围的情况下不能充分地确保残留γ。另外虽然实验No.4制造条件是满足本发明中规定的方法，但是由于坯料的Si量不足，未能得到期望的强度，另外延展性也低，未能充分地确保残留γ。
与此相对，实验No.5～9和11～18是使用规定的组成成分的坯料，并用规定的方法制造的，得到的钢构件抗拉强度高，也显示出高延展性，并且充分地具有残留γ。对于这样地具有一定以上的残留γ的钢构件而言，可以期待优异的抗滞后破坏性、碰撞压坏特性的发挥。另外实验No.5～9和11～18中，因为在成形中不在下死点保持，所以制造1个部件需要的时间显著变短。即，在实验No.5～9中，成形速度为20SPM(相当于1分钟生产20个)。还有，在冷压成形(实验No.10)中也可以将成形速度设为20SPM，但是得到的钢构件的延展性与用规定的方法制造的相比呈现差的结果。
[实施例2]
接着，使用上述表2中的实验No.1、5、8和10～1 8中得到的钢构件进行弯曲试验，进行弯曲性(加工性)的评价。
(弯曲试验)
按照图16所示，从成形部件(钢构件)的纵壁裁切301mm×150mm的钢片作为弯曲试验用试验片。并且，进行按照图17(a)所示的预先弯曲后，按照图17(b)所示，将试验片的1端用固定夹具和下模夹住固定，试验片的弯曲的另一端用上模和下模夹住，向上模的上部增加载荷至试验片上产生断裂。并且，求得在试验片的弯曲部产生断裂的时刻的载荷，并且由下式(1)求得等价弯曲半径(R)。其结果示于表3中。另外，对于等价弯曲半径(R)和载荷的关系，在图1 8中表示了一例。
R＝(H-2t)／2…(1)
在式(1)中，
R：等价弯曲半径(mm)
H：断裂时上模和下模的距离(mm)
t：板厚(mm)
【表3】
[表3]
根据表3可以如下考虑。实验No.1由于Si量不足，残留γ量少，不充分地弯曲的情况下发生了断裂。即，断裂时的等价弯曲半径大，并且弯曲时的最大载荷小。与此相对，实验No.5、8和11～18的钢构件等价弯曲半径小，并且断裂时的载荷(弯曲时的最大载荷)大。另外，通过冷压成形得到的钢构件(实验No.10)的弯曲性与用规定的方法制造的相比呈现差的结果。
[实施例3]
接着，使用上述表2中的实验No.1、5、8～10得到的钢构件，探究了冲压成形设为多段时，对得到的钢构件的尺寸精度带来的影响。
上述尺寸精度是按照下述求得最大开口量来评价的。
图19是表示测定得到的钢构件的开口量的位置的图。在图19的A、B和C中求得开口量。开口量按照图20所示，在A～C的各截面的(W-47.2)的值中的最大值作为最大开口量。其结果示于表4。
【表4】
[表4]
根据表4可以如下考虑。实验No.1由于成形时在下死点保持，最大开口量小，但制造1个钢构件所需时间增加，生产率不佳。另外按照实验No.10进行冷压时最大开口量变得相当大，尺寸精度显著变差。
与此相对，使用本发明中规定的坯料，用规定的方法进行热压成形的实验No.5、8和9中，最大开口量被充分地抑制。如果是该程度的尺寸精度的变化，则根据预先在模具形状中仅预估脱模后的尺寸变化部分的方法或设计构件形状赋予形状刚性的方法，而可以使热压成形后的形状设为规定的尺寸。另外特别是按照实验No.8所示，通过增多冲压次数并且将最终脱模温度设为Ms点以下，可以几乎不降低生产率而显著优化尺寸精度。
[实施例4]
使用上述表1的坯料编号B的材料，改变成形为圆弧形状时的1次冲压所需时间、冲压次数、压痕深度，探究这些对得到的钢构件的尺寸精度带来的影响。
使用表1的坯料编号B的材料(板厚1.4mm、110mm见方)，加热到930℃后，在图21所示的成形装置(模具)中，在浮动支杆上待机10秒后进行圆弧形状的成形。成形在无下死点保持的状态下通过按照表5所示改变1次冲压所需时间、冲压次数、压痕深度，由此使最终成形结束温度发生各种变化。还有，成形是将上述成形装置(模具)设置在780kN级的曲柄压力机(crank press)上实施的。并且，测定成形(脱模)后的圆弧形状的R(曲率半径)并设为R1。另外，另行进行了能够确保良好的尺寸精度的下死点保持(13秒)并且基于最终成形结束温度60℃进行成形(基于基准条件的成形)，在该基准条件下测定成形的成形品的R并设为R2。并且，R1-R2的值作为“圆弧R变化量”用于尺寸精度的评价指标。其结果合并记入表5中。
[表5]
使用表5的结果整理后，最终成形结束温度和圆弧R变化量的关系示于图22。由该图22可知，不管冲压次数(1～3工序)，如果在最终成形结束温度：Ms点以下进行脱模，尺寸精度显著变小，可以得到与现有的下死点保持方法同等的尺寸精度。
[实施例5]
使用上述表2中的实验No.1和8的钢构件，评价了碰撞压坏特性和前述的弯曲性的关联性。
(试验体制作方法)
对上述表2中的实验No.1和8的钢构件(帽形槽式形状的钢构件)，按照图23所示，设定实际部件而得到点焊背板的试验体。
(压坏试验方法)
按照图24所示，实施3点弯曲试验(压坏试验)(压头为半圆柱形状，纸面纵深方向的长度为150mm)。还有，在该试验中进行试验速度为1mm／sec的静态试验和试验速度为32km／hr的动态试验2种。分别对实验No.1和实验No.8分别进行4次的上述静态试验和动态试验。并且，求得如图25所示的载荷-位移线图(图25是静态试验结果的一例)。图25的横轴“位移”是压头与试验体接触时设为0的压痕深度。对动态试验也进行同样的测定。并且，最大载荷(Pmax)和最大载荷时的位移(Pmax发生位移)分别通过试验求得。其结果示于图26和图27。
图26是表示了静态试验中的最大载荷(Pmax)和最大载荷时的位移(Pmax发生位移)关系的图，图27是表示了动态试验中的最大载荷(Pmax)和最大载荷时的位移(Pmax发生位移)关系的图。由该图26和图27可知，无论是在静态试验还是动态试验中，本发明的钢构件(实验No.8)与实验No.1(比较例)相比，最高载荷高并且最高载荷时的位移大。
压坏试验后的实验No.1、实验No.8各自的试验体的上表面照片(静态试验后)的一例示也于图28中。正如从该照片明确可知的，实验No.8与实验No.1相比压坏位置固定，压曲模式稳定化，即碰撞压坏特性稳定。
对上述的在本发明的钢构件(实验No.8)中得到的高Pmax的理由(机理)如下考虑。即，本发明品(实验No.8)由于较多地包含残留γ显示高的延伸率。不仅是表2中所示的总延伸率(E1)，均匀延伸率也高(经本发明人确认，实验No.1的均匀延伸率为4.4％，而实验No.8的均匀延伸率为6.5％)。这表示实验No.8的应变分散性良好(加工硬化指数n值高)，在较广范围内应变容易传播(容易扩展变形范围)。其结果可以认为难以产生局部的压曲(截面塌陷)、难以产生压曲，因此载荷难以降低，进而，由于弯曲性良好(表3、图30)，即使产生压曲也难以产生材料断裂，Pmax和Pmax发生位移变大。如此地Pmax发生位移和Pmax一同变大，因此吸收能量也变高，其结果可以认为显示了优异的碰撞压坏特性。
图29是表示了上述图23所示的钢构件(有背板，长轴方向的长度：400mm的中央部的截面)压坏时的变形影像的截面图，图29的(a)表示无增强部件，(b)表示有增强部件的情况。按照该图29(b)所示，具有增强部件时，截面形状难以崩毁(截面高度难以变小。板厚或截面形状小时也显示同样的倾向)。具有增强部件时截面难以崩毁的部分，压坏时的变形不得不由材料的延展性来吸收。即，材料的延展性(均匀延伸率、应变分散性、总延伸率、弯曲性)对碰撞压坏特性影响很大，如果材料的延展性高可以进一步提高碰撞压坏特性。因此，按照本发明较多地包含残留γ、延伸率(表2)和弯曲性(图30)良好的本发明如实施例5所说明的，可以期待优异的碰撞压坏特性。
[实施例6]
作为多段成形的一例，对热压成形时进行凸出成形时的凸出成形开始温度和凸出成形性的关系进行了探究。
使用表1的坯料编号B的材料(板厚1.4mm，100mm见方)，加热到930℃后，使用图31的试验装置(模具)，在模具上待机至达到规定的成形开始温度(室温、200℃、300℃、400℃、500℃、600℃或700℃)，按照图31所示，在达到规定的成形开始温度的时刻，用φ10mm的球头冲头实施胀出成形(压边压力：2吨)。
并且，求得通过胀出成形的(没有裂纹)最大成形高度(Hmax)。其结果作为成形开始温度和最大成形高度的关系示于图32。从图32可知，成形开始温度直到Ms点以上的约400℃左右时，最大成形高度为6～7mm，可以良好地进行胀出成形。这表示按照图32所示，可以确保与抗拉强度440MPa级钢材的冷压同等的良好的胀出成形性。
[实施例7]
作为多段成形的一例，对热压成形时进行延伸凸缘成形时的延伸凸缘成形开始温度(成形开始温度)和延伸凸缘性的关系进行了研究。
使用表1的坯料编号B的材料(板厚1.4mm)，加热到930℃后，使用图33(b)的试验装置(模具)(冲头形状的俯视图如图33(a)所示)，在模具上待机至达到规定的成形开始温度(300℃、400℃、500℃、600℃或700℃)，在达到规定的成形开始温度的时刻，按照33(b)所示，用鼓形模具进行延伸凸缘成形。并且，按照图34所示，求得通过延伸凸缘成形的(没有裂纹)最大成形高度(Hmax)。其结果示于表6中。
【表6】
[表6]
由表6可知如下事宜。即，成形开始温度直到Ms点以上的约400℃左右时，最大成形高度为22mm，可以良好地进行延伸凸缘成形。这表示可以确保与抗拉强度590MPa级钢材的冷压同等或者其以上的良好的延伸凸缘性。其结果如前述的图6(b)所示，冷压也可以进行困难的接头部的连续凸缘化。
[实施例8]
作为多段成形的一例，研究了热压成形时进行冲切加工时的冲压温度和冲切加工性的关系。
使用表1的坯料编号B的材料(板厚1.4mm，100mm见方)，加热到930℃后，在模具上待机至达到规定的冲裁温度(室温、200℃、300℃、400℃、500℃、600℃或700℃)，在达到规定的冲裁温度的时刻用φ10mm的冲头进行剪切(冲裁)加工。并且测定该加工时的载荷(剪切加工载荷)。还有，冲模和冲头的间隔CL设定为板厚的10％和20％。求得各温度下的剪切加工载荷，计算出相对于基准载荷[在常温的状态下同样地冲裁表1的坯料编号D的材料(根据表2的抗拉强度为1518MPa)时的载荷]的比例(％)。
其结果作为冲裁温度与相对基准载荷的比例的关系示于图35中。在图35中，一并表示了利用常规冲压加工量产的抗拉强度590MPa级钢材的冷冲裁时的载荷和软钢的冷冲裁时的载荷。
从图35可知，冲裁温度为Ms点以上时，在与强度为软钢～抗拉强度590MPa级的材料的冷压同等低的载荷下可以进行冲裁加工。
符号说明
1 冲头
2 冲模
3 现有衬垫
4 钢板(坯料)
5 支杆

Claims (4)

1.一种热压成形钢构件的制造方法，其特征在于，是加热如下钢板，且不进行下死点的保持通过1次以上的热压成形来制造钢构件的方法，其中，
所述加热温度设为Ac3相变点以上，
并且所述热压成形的开始温度设为所述加热温度以下且Ms点以上，最终的热压成形的结束温度为Ms点以下且(Ms点-150)℃以上，
进而从(Ms点-150)℃至40℃的平均冷却速度设为5℃/s以下，
所述钢板的化学组成成分以质量％计满足：
C：0.10％～0.30％、
Si：1.0％～2.5％、
Si+Al：总计为1.0％～3.0％、以及
Mn：1.5％～3.0％、
余量由铁和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的制造方法，其中，所述钢板以质量计还包含属于以下(a)～(f)中的任意1种以上，
(a)1％以下且不包含0％的Cr，
(b)0.10％以下且不包含0％的Ti，
(c)0.005％以下且不包含0％的B,
(d)总计为0.5％以下且不包含0％的Ni和/或Cu，
(e)1％以下且不包含0％的Mo,
(f)0.05％以下且不包含0％的Nb。
3.一种热压成形钢构件，其特征在于，其是用权利要求1或2所述的制造方法得到的热压成形钢构件，钢组织包含2体积％以上的残留奥氏体。
4.一种汽车用钢部件，其是对权利要求3所述的热压成形钢构件实施加工而得到的。
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