CN104040011A - 热冲压成型体以及热冲压成型体的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的热冲压成型体当将C含量、Si含量及Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立(5×[Si]+[Mn])/[C]＞11的关系，热冲压后的金属组织以面积率计含有40％～90％的铁素体和10％～60％的马氏体，并且铁素体的面积率与马氏体的面积率之和满足为60％以上，以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度满足H2/H1＜1.10及σHM＜20，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。

Description

热冲压成型体以及热冲压成型体的制造方法
技术领域
本发明涉及使用了热冲压后的成型性优异的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体以及它们的制造方法。
本申请基于2012年1月13日在日本提出的日本特愿2012-004550号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
现在，对于汽车用钢板，要求提高其冲撞安全性和使其轻量化。在这样的状况下，作为获得高强度的方法，最近备受注目的是热冲压(也被称为热压、热锻压、压模淬火、压住淬火等)。热冲压是指如下的成型方法：将钢板加热到高温例如700℃以上的温度后通过热轧进行成型，由此使钢板的成型性提高，成型后通过冷却进行淬火，从而得到所希望的材质。由此，对于汽车的车身结构中所使用的钢板，要求高的压制加工性和强度。作为兼具有压制加工性和高强度的钢板，已知有包含铁素体-马氏体组织的钢板、包含铁素体-贝氏体的钢板或者组织中含有残留奥氏体的钢板等。其中，使马氏体分散在铁素体基底中而成的复合组织钢板的屈服比低，抗拉强度高，而且拉伸率特性优异。但是，上述复合组织由于应力集中在铁素体与马氏体的界面而容易由该界面产生裂纹，所以存在扩孔性差这样的缺点。
作为这样的复合组织钢板，例如有专利文献1～3中所公开的钢板。另外，专利文献4～6中有关于钢板的硬度与成型性之间的关系的记载。
然而，即使利用这些现有技术，也难以应对当今的要求汽车进一步轻量化、部件形状进一步复杂化的要求。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2000-319756号公报
专利文献3：日本特开2005-120436号公报
专利文献4：日本特开2005-256141号公报
专利文献5：日本特开2001-355044号公报
专利文献6：日本特开平11-189842号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于：提供使用了在制成热冲压成型体时能够确保强度并且能够得到更加良好的扩孔性的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体以及该热冲压成型体的制造方法。
用于解决问题的手段
本发明的发明者们对于确保热冲压后(热冲压工序中的淬火后)的强度并且成型性(扩孔性)优异的热冲压用冷轧钢板进行了深入研究。其结果是，发现：通过对于钢成分，使Si、Mn及C含量的关系为合适的关系，将钢板的铁素体及马氏体的分率设定为规定的分率，并且将钢板的板厚表层部与板厚中心部的马氏体的硬度比(硬度之差)和板厚中心部的马氏体的硬度分布分别设定为特定的范围内，由此可以工业化制造能够在钢板中确保成型性即抗拉强度TS与扩孔率λ之积TS×λ为比以往更高的值即TS×λ≥50000MPa·％这一特性的热冲压用冷轧钢板。此外，还发现：当将其用于热冲压时，可以得到即使在热冲压后成型性也优异的热冲压成型体。另外，发现：抑制热冲压用冷轧钢板的板厚中心部处的MnS的偏析对于提高热冲压成型体的成型性(扩孔性)也是有效的。另外，还发现：将冷轧中从最上游的机架到由最上游数第三段的机架的冷轧率与总冷轧率(累积轧制率)的比例设定在特定的范围内对于控制马氏体的硬度是有效的。由此，本发明的发明者们发现了以下所示的发明的各个方案。另外，还发现了即使对该冷轧钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌及镀铝也不会损害其效果。
(1)即，本发明的一个方案的热冲压成型体以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.00％、Mn：1.50％～2.70％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％和Al：0.010％～0.050％，有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％和REM：0.00050％～0.0050％中的一种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，当将上述C含量、上述Si含量及上述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式A的关系，热冲压后的金属组织以面积率计含有40％～90％的铁素体和10％～60％的马氏体，并且上述铁素体的面积率与上述马氏体的面积率之和满足为60％以上，而且上述金属组织有时含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体和以面积率计低于40％的残留贝氏体中的一种以上，以纳米压痕仪测得的上述马氏体的硬度满足下述式B及式C，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞11 (A)
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
式中，H1为上述热冲压后的板厚表层部的上述马氏体的平均硬度，H2为上述热冲压后的板厚中心部即板厚中心处的板厚方向上200μm的范围的上述马氏体的平均硬度，σHM为上述热冲压后的上述板厚中心部处的上述马氏体的上述硬度的分散值。
(2)根据上述(1)所述的热冲压成型体，其中，存在于上述热冲压成型体中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率可以为0.01％以下，可以成立下述式D。
n2/n1＜1.5 (D)
式中，n1为上述热冲压后的板厚1/4部处每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度，n2为上述热冲压后的板厚中心部处每10000μm2的上述当量圆直径为0.1μm～10μm的上述MnS的平均个数密度。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了热浸镀锌。
(4)根据上述(3)所述的热冲压成型体，其中，上述热浸镀锌的表面上可以实施了合金化热浸镀锌。
(5)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了电镀锌。
(6)根据上述(1)或(2)所述的热冲压成型体，其中，表面上可以实施了镀铝。
(7)本发明的一个方案的热冲压成型体的制造方法包括下述工序：对具有上述(1)所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；对上述钢材进行加热的加热工序；使用具有多个机架的热轧设备对上述钢材实施热轧的热轧工序；在上述热轧工序后对上述钢材进行卷取的卷取工序；在上述卷取工序后对上述钢材进行酸洗的酸洗工序；在上述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式E成立的条件下对上述钢材实施冷轧的冷轧工序；在上述冷轧工序后以700℃～850℃对上述钢材进行退火并冷却的退火工序；在上述退火工序后对上述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和在上述调质工序后将上述钢材加热到700℃～1000℃并在此温度范围内进行热冲压加工、接着冷却到常温～300℃的热冲压工序。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.0 (E)
式中，ri(i＝1、2和3)以单位为％表示在上述冷轧工序中上述多个机架中的由最上游数第i(i＝1、2和3)段的机架的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示上述冷轧工序中的总冷轧率。
(8)根据上述(7)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，当将上述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT并且将上述钢材的上述C含量、上述Mn含量、上述Si含量及上述Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，可以成立下述式F。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)
(9)根据上述(7)或(8)所述的热冲压成型体的制造方法，其中，当将上述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t、将上述钢材的上述Mn含量及上述S含量以单位为质量％分别设定为[Mn]、[S]时，可以成立下述式G。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (G)
(10)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
(11)根据上述(10)所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述热浸镀锌工序与上述调质轧制工序之间实施合金化处理的合金化处理工序。
(12)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述调质轧制工序之后实施电镀锌的电镀锌工序。
(13)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其可以具有在上述退火工序与上述调质轧制工序之间实施镀铝的镀铝工序。
发明效果
根据本发明的上述方案，因为使C含量、Mn含量及Si含量的关系为适当的关系，并且即使为热冲压成型体，也使以纳米压痕仪测得的马氏体的硬度为适当的硬度，由此能够在热冲压成型体中得到更加良好的扩孔性。
附图说明
图1是表示热冲压前的热冲压用冷轧钢板及热冲压成型体中的(5×[Si]+[Mn])/[C]与TS×λ之间的关系的图表。
图2A是表示式(B)的根据的图表，其是表示热冲压前的热冲压用冷轧钢板中的H20/H10与σHM0之间的关系及热冲压成型体中H2/H1与σHM之间的关系的图表。
图2B是表示式(C)的根据的图表，其是表示热冲压前的热冲压用冷轧钢板中的σHM0与TS×λ之间的关系及热冲压成型体中的σHM与TS×λ之间的关系的图表。
图3是表示热冲压前的热冲压用冷轧钢板中的n20/n10与TS×λ之间的关系及热冲压成型体中的n2/n1与TS×λ之间的关系并且表示式(D)的根据的图表。
图4是表示热冲压前的热冲压用冷轧钢板中的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H20/H10之间的关系及热冲压成型体中的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H2/H1之间的关系并且表示式(E)的根据的图表。
图5A是表示式(F)与马氏体分率之间的关系的图表。
图5B是表示式(F)与珠光体分率之间的关系的图表。
图6是表示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])与TS×λ之间的关系并且表示式(G)的根据的图表。
图7是实施例中所使用的热冲压成型体的立体图。
图8是表示使用了本发明的一个实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体的制造方法的流程图。
具体实施方式
如上所述，将Si、Mn及C含量的关系和钢板的规定部位处的马氏体的硬度设定为合适的关系和硬度对于提高成型性(扩孔性)是重要的。迄今为止，并没有着眼于热冲压成型体的成型性与马氏体的硬度之间的关系进行过研究。
这里，对使用了本发明的一个实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体(有时称为使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体)及用于其制造的钢的化学成分的限定理由进行说明。以下，各成分的含量的单位“％”是指“质量％”。
C：0.030％～0.150％
C对于强化马氏体相来提高钢的强度而言是重要的元素。当C的含量小于0.030％时，无法充分提高钢的强度。而当C的含量超过0.150％时，钢的延展性(拉伸率)的降低变大。因此，将C的含量的范围设定为0.030％～0.150％。其中，在扩孔性要求高的情况下，优选将C的含量设定为0.100％以下。
Si：0.010％～1.000％
Si在抑制有害的碳化物的生成、得到以铁素体组织为主体且剩余部分为马氏体的复合组织上是重要的元素。但是，当Si含量超过1.0％时，不仅钢的拉伸率或扩孔性降低，而且化学转化处理性也降低。因此，将Si的含量设定为1.000％以下。另外，Si是为了脱氧而添加的，但当Si的含量小于0.010％时，脱氧效果不充分。因此，将Si的含量设定为0.010％以上。
Al：0.010％～0.050％
Al作为脱氧剂是重要的元素。为了获得脱氧的效果，将Al的含量设定为0.010％以上。而即使过度地添加Al，上述效果也饱和，并且反而会使得钢脆化。因此，将Al的含量设定为0.010％～0.050％。
Mn：1.50％～2.70％
Mn是对于提高钢的淬火性来强化钢而言是重要的元素。然而，当Mn的含量小于1.50％时，无法充分提高钢的强度。而当Mn的含量超过2.70％时，淬火性升高到所需以上，因此会导致钢的强度上升，由此钢的拉伸率、扩孔性会降低。因此，将Mn的含量设定为1.50％～2.70％。在拉伸的要求高的情况下，优选将Mn的含量设定为2.00％以下。
P：0.001％～0.060％
当P含量多时，其向晶界偏析，使钢的局部延展性和焊接性劣化。因此，将P的含量设定为0.060％以下。而使P过于降低则会导致精炼时的成本上升，因此优选将P的含量设定为0.001％以上。
S：0.001％～0.010％
S是形成MnS而使钢的局部延展性及焊接性明显劣化的元素。因此，以0.010％作为S的含量的上限。另外，从精炼成本的问题考虑，优选以0.001％作为S的含量的下限。
N：0.0005％～0.0100％
N对于使AlN等析出而将晶粒微细化而言是重要的元素。但是，当N的含量超过0.0100％时，会残存固溶N(固溶氮)而使钢的延展性降低。因此，将N的含量设定为0.0100％以下。此外，从精炼时的成本的问题考虑，优选以0.0005％作为N的含量的下限。
使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体以包含以上的元素、剩余部分的铁及不可避免的杂质的组成为基础，但为了提高强度和控制硫化物或氧化物的形状等，还可以按照后述的上限以下的含量含有一直以来所使用的元素Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Cu、Ni、B中的一种或两种以上。这些化学元素并不一定要添加在钢板中，因此其含量的下限为0％。
Nb、Ti及V是使微细的碳氮化物析出来强化钢的元素。另外，Mo及Cr是提高淬火性来强化钢的元素。为了获得这些效果，优选钢含有Nb：0.001％以上、Ti：0.001％以上、V：0.001％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上。但是，即使含有Nb：超过0.050％、Ti：超过0.100％、V：超过0.100％、Mo：超过0.50％、Cr：超过0.50％，强度上升的效果也会饱和，而且还有可能引起拉伸率和扩孔性的降低。
钢还可以含有0.0005％～0.0050％的Ca。Ca及REM(稀土元素)控制硫化物或氧化物的形状，从而使局部延展性或扩孔性提高。为了通过Ca得到上述效果，优选添加0.0005％以上的Ca。但是，过度的添加有可能会使加工性劣化，因此将Ca含量的上限设定为0.0050％。对于REM(稀土元素)来说，也由于同样的理由，优选将含量的下限设定为0.0005％，将上限设定为0.0050％。
钢还可以进一步含有Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～1.00％、B：0.0005％～0.0020％。这些元素也能够使淬火性提高来提高钢的强度。然而，为了得到上述效果，优选含有Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、B：0.0005％以上。在其以下的含量的情况下，强化钢的效果小。而即使是添加Cu：超过1.00％、Ni：超过1.00％、B：超过0.0020％，强度上升的效果也会饱和，延展性有可能会降低。
在钢含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM的情况下，含有一种以上。钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，只要是不损害特性的范围就行，可以进一步含有除了上述以外的元素(例如Sn、As等)。此外，在B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM的含量低于上述下限时，将这些元素作为不可避免的杂质来处理。
另外，对于使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体来说，如图1所示，当将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系是重要的。
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞11 (A)
为了满足TS×λ≥50000MPa·％的条件，优选成立上述式(A)的关系。当(5×[Si]+[Mn])/[C]的值为11以下时，无法得到足够的扩孔性。其原因是因为，如果C量高则硬质相的硬度过高，从而与软质相的硬度差(硬度之比)变大而λ值差；而且，如果Si量或Mn量少则TS变低。对于(5×[Si]+[Mn])/[C]的值，由于如上所述其在热冲压后也不会变化，所以优选在钢板制造时就满足。
通常来说，DP钢(双相钢)中支配成型性(扩孔性)的与其说是铁素体不如说是马氏体。本发明的发明者们着眼于马氏体的硬度进行了深入研究，结果发现：如图2A及图2B那样，如果板厚表层部与板厚中心部之间的马氏体的硬度差(硬度之比)及板厚中心部的马氏体的硬度分布在热冲压前(热冲压工序中为了进行淬火的加热之前)的阶段中为规定的状态，则热冲压后其也会大致被维持，拉伸率、扩孔性等成型性变得良好。这据认为是因为，在热冲压前产生的马氏体的硬度分布在热冲压后也影响很大，富集在板厚中心部的合金元素在热冲压后也保持富集在板厚中心部的状态。即，对于热冲压前的钢板而言，在板厚表层部的马氏体与板厚中心部的马氏体的硬度比大的情况下，或者在马氏体的硬度的分散值大的情况下，热冲压后也显示同样的倾向。如图2A和图2B所示，热冲压前的用于本实施方式的热冲压成型体的热冲压用冷轧钢板中的板厚表层部与板厚中心部的硬度比和使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体中的板厚表层部与板厚中心部的硬度比基本相同。另外，同样地，热冲压前的用于本实施方式的热冲压成型体的热冲压用冷轧钢板中的板厚中心部的马氏体的硬度的分散值和使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体中的板厚中心部的马氏体的硬度的分散值基本相同。因此，用于本实施方式的热冲压成型体的热冲压用冷轧钢板的成型性与使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体的成型性同样优异。
而且，本发明的发明人发现：关于用HYSITRON公司的纳米压痕仪以1000倍的倍率测得的马氏体的硬度，如果下述的式(B)及式(C)((H)、(I)也同样)成立，则对于热冲压成型体的成型性有利。其中，“H1”为热冲压成型体的存在于从钢板的板厚方向最表层到板厚方向上200μm的范围内的板厚表层部的马氏体的平均硬度。“H2”为热冲压成型体的存在于板厚中心部处的从板厚中心部到板厚方向上±100μm的范围内的马氏体的平均硬度，“σHM”为热冲压成型体的存在于从板厚中心部到板厚方向上±100μm的范围内的马氏体的硬度的分散值。另外，“H10”为热冲压前的热冲压用冷轧钢板的板厚表层部的马氏体的硬度，“H20”为热冲压前的热冲压用冷轧钢板的板厚中心部即板厚中心处的板厚方向上200μm的范围的马氏体的硬度。“σHM0”为热冲压前的热冲压用冷轧钢板的板厚中心部处的马氏体的硬度的分散值。就H1、H10、H2、H20、σHM及σHM0而言，分别测量300个点而求出。其中，从板厚中心部到板厚方向上±100μm的范围是指以板厚中心为中心的板厚方向的尺寸为200μm的范围。
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
H20/H10＜1.10 (H)
σHM0＜20 (I)
另外，这里，分散值通过以下的式(K)求出，其是表示马氏体的硬度分布的值。
数学式1
σHM = 1 n Σ i = 1 n ( x ave - x i ) 2 - - - ( K )
xave表示硬度的平均值，xi表示第i个的硬度。
H2/H1的值为1.10以上是指板厚中心部的马氏体的硬度为板厚表层部的马氏体的硬度的1.10倍以上，在这种情况下，如图2A所示，σHM即使在热冲压后也为20以上。如果H2/H1的值为1.10以上，则板厚中心部的硬度过高，从而如图2B所示，TS×λ＜50000MPa·％，在淬火前(即，热冲压前)和淬火后(即，热冲压后)中的任何一种情况下都得不到足够的成型性。此外，H2/H1的下限只要不进行特殊的热处理，则理论上为板厚中心部与板厚表层部等同的情况，但实际上在考虑生产率的生产工序中，例如为1.005左右。另外，关于H2/H1的值的上述事项对于H20/H10的值也同样成立。
此外，即使在热冲压后分散值σHM也为20以上表明：马氏体的硬度的不均匀大，局部地存在硬度过高的部分。此时，如图2B所示，TS×λ＜50000MPa·％，得不到热冲压成型体的充分的成型性。另外，关于σHM的值的上述的事项，对于σHM0的值也同样成立。
在本实施方式的热冲压成型体中，热冲压后的金属组织的铁素体面积率为40％～90％。如果铁素体面积率低于40％，则得不到足够的拉伸率、扩孔性。而如果铁素体面积率超过90％，则马氏体不足，从而得不到足够的强度。因此，将热冲压成型体的铁素体面积率设定为40％～90％。另外，热冲压成型体的金属组织中也包含马氏体，马氏体的面积率为10～60％，而且铁素体面积率与马氏体面积率之和满足为60％以上。热冲压成型体的金属组织的全部或主要部分由铁素体和马氏体所占据，并且金属组织中还可以含有珠光体、残留贝氏体及残留奥氏体中的一种以上。但是，如果在金属组织中残存有残留奥氏体，则二次加工脆性及延迟断裂特性容易降低。因此，优选实质上不含有残留奥氏体，但不可避免地可以含有体积率为5％以下的残留奥氏体。由于珠光体为硬且脆的组织，所以优选不使其含有在金属组织中，但容许不可避免地以面积率计含有到10％。此外，残留贝氏体含量优选相对于除去铁素体和马氏体后的区域以面积率计为40％以内。这里，铁素体、残留贝氏体及珠光体的金属组织通过硝酸乙醇蚀刻进行观察，马氏体的金属组织通过Lepera蚀刻进行观察。在任何一种情况下，都以1000倍对板厚1/4部进行观察。残留奥氏体的体积率通过将钢板研磨到板厚1/4部后以X射线衍射装置测定。另外，板厚1/4部是指钢板中的与钢板表面沿钢板厚度方向上间隔钢板厚度的1/4的距离的部分。
此外，在本实施方式中，将以1000倍的倍率测得的马氏体的硬度用纳米压痕仪进行了规定。由于常规的维氏硬度试验所形成的压痕比马氏体大，所以尽管根据维氏硬度试验可以得到马氏体及其周围的组织(铁素体等)的宏观硬度，但是得不到马氏体其本身的硬度。马氏体其本身的硬度对成型性(扩孔性)影响很大，因此仅以维氏硬度是难以充分评价成型性的。与此相对，在本实施方式中，由于使热冲压成型体的马氏体的以纳米压痕仪测得的硬度的关系为适当的关系，所以能够得到极为良好的成型性。
另外，在热冲压前的热冲压用冷轧钢板及热冲压成型体中，在板厚1/4的位置及板厚中心部对MnS进行观察，结果发现：当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，并且如图3所示，成立下述式(D)((J)也同样)在良好且稳定地满足TS×λ≥50000MPa·％的条件上是优选的。此外，在实施扩孔试验时，如果存在当量圆直径为0.1μm以上的MnS，则由于应力集中在其周围，故而容易产生裂纹。不对当量圆直径小于0.1μm的MnS进行计数是因为，其对应力集中的影响小。另外，不对当量圆直径超过10μm的MnS进行计数是因为，在钢板中含有这样的粒径的MnS的情况下，粒径过大，从而原本钢板就不适于加工。此外，如果当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则由应力集中而产生的微细的裂纹变得容易传播，因此扩孔性更加恶化，有时也不满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。这里，“n1”和“n10”分别为热冲压成型体及热冲压前的冷轧钢板中板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度，“n2”及“n20”分别为热冲压成型体及热冲压前的冷轧钢板中板厚中心部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度。
n2/n1＜1.5 (D)
n20/n10＜1.5 (J)
另外，该关系在热冲压前的钢板、热冲压后的钢板及热冲压成型体中的任意一种中都相同。
如果热冲压后当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率超过0.01％，则成型性容易降低。MnS的面积率的下限没有特别规定，但由于后述的测定方法以及倍率或视场的限制及原本的Mn、S的含量，存在0.0001％以上。另外，n2/n1(或n20/n10)的值为1.5以上是指热冲压成型体(或热冲压前的热冲压用冷轧钢板)的板厚中心部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度为热冲压成型体(或热冲压前的热冲压用冷轧钢板)的板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm以上的MnS的个数密度的1.5倍以上。此时，由于热冲压成型体(或热冲压前的热冲压用冷轧钢板)的板厚中心部处的MnS的偏析，成型性容易降低。在本实施方式中，当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的当量圆直径以及个数密度使用JEOL公司的Fe-SEM(场发射扫描电子显微镜，Field Emission Scanning ElectronMicroscope)测得。测定时，倍率为1000倍，一个视场的测定面积为0.12×0.09mm2(＝10800μm2≈10000μm2)。在板厚1/4部对十个视场进行观察，在板厚中心部对十个视场进行观察。当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率使用颗粒分析软件算出。此外，在使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体中，热冲压前产生的MnS的形态(形状及个数)在热冲压前后不变化。图3是表示热冲压后的n2/n1与TS×λ之间的关系及热冲压前的n20/n10与TS×λ之间的关系的图，根据该图3，热冲压前的冷轧钢板的n20/n10与热冲压成型体的n2/n1基本一致。这是因为，在通常热冲压时进行加热的温度下，MnS的形态不变化。
如果对这样构成的钢板进行热冲压，能够实现500MPa到1500MPa的抗拉强度，由550MPa到1200MPa左右的抗拉强度的热冲压成型体，可以得到显著的成型性提高的效果。
此外，在使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体的表面如果实施了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、镀铝，则在防锈上是优选的。即使进行这样的镀覆，也不会损害本实施方式的效果。关于这些镀覆，能够用公知的方法来实施。
以下，对于使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板(冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板及镀铝冷轧钢板)的热冲压成型体的制造方法进行说明。
在制造使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体时，作为常规的条件，将来自转炉的由熔炼工序得到的钢水进行连续铸造，从而制成板坯。连续铸造时，如果铸造速度快，则Ti等析出物过于微细；如果慢，则不仅生产率差，而且上述析出物金属组织粗大化且金属组织的粒子数变少，有时会成为无法控制延迟断裂等其他特性的形态。因此，优选铸造速度为1.0m/分钟～2.5m/分钟。
铸造后的板坯能够直接供于热轧。或者，在冷却后的板坯被冷却到低于1100℃的情况下，能够将冷却后的板坯在隧道炉等中再加热到1100℃～1300℃，然后供于热轧。在低于1100℃的板坯温度下，热轧时难以确保终轧温度，成为拉伸率降低的原因。另外，在使用了添加Ti、Nb后的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体中，加热时的析出物的溶解不充分，因此成为强度降低的原因。而在超过1300℃的加热温度下，氧化皮的生成变大，从而有时不能将使用了热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体的表面性状制造为良好的表面性状。
另外，为了减少当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率，当将钢的Mn含量、S含量以质量％分别表示为[Mn]、[S]时，如图6所示，实施热轧前的加热炉的温度T(℃)、在炉时间t(分钟)、[Mn]及[S]优选成立下述式(G)。
T×ln(t)/(1.7[Mn]+[S])＞1500 (G)
如果T×ln(t)/(1.7[Mn]+[S])为1500以下，则当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率变大，且板厚1/4部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度与板厚中心部处的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的个数密度之差有时也变大。此外，实施热轧前的加热炉的温度是指加热炉出侧抽出温度，在炉时间是指将板坯插入热轧加热炉到取出为止的时间。MnS如上所述即使在热冲压后也不产生变化，因此优选在热轧前的加热工序时就满足式(G)。
接着，按照常规方法，进行热轧。此时，优选将终轧温度(热轧结束温度)设定为Ar3点～970℃来对板坯进行热轧。在终轧温度低于Ar3点时，热轧成为(α+γ)两相区轧制(铁素体+马氏体两相区轧制)，有可能会引起拉伸率的降低；而如果终轧温度超过970℃，则奥氏体粒径变得粗大并且铁素体分率变小，从而有可能拉伸率降低。此外，热轧设备可以具有多个机架。
这里，Ar3点通过进行Formastor(相变仪)试验而由试验片的长度的拐点推定。
热轧后，将钢以20℃/秒～500℃/秒的平均冷却速度冷却，以规定的卷取温度CT进行卷取。在平均冷却速度低于20℃/秒的情况下，容易生成作为延展性降低的原因的珠光体。而冷却速度的上限没有特别规定，从设备规格考虑设定为500℃/秒左右，但不限于此。
卷取后，进行酸洗，并进行冷轧(冷轧制)。此时，如图4所示，为了得到满足上述式(C)的范围，在下述式(E)成立的条件下进行冷轧。通过进行上述轧制并且满足后述的退火及冷却等的条件，由此在热冲压前的热冲压用冷轧钢板和/或热冲压成型体中确保TS×λ≥50000MPa·％这一特性。此外，从生产率等的观点考虑，冷轧优选使用如下的串联式轧制机，其将多台轧制机以直线配置，在一个方向上连续轧制，由此得到规定的厚度。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.0 (E)
这里，“ri”为上述冷轧中由最上游数第i(i＝1、2和3)段的机架的单独的目标冷轧率(％)，“r”为上述冷轧中的目标的总冷轧率(％)。总轧制率为所谓的累积压下率，以最初的机架的入口板厚作为基准，其是累积压下量(最初的道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚之差)相对于该基准的百分率。
如果在式(E)成立的条件下进行冷轧，则即使在冷轧前存在大的珠光体，也能够通过冷轧将珠光体充分地分割。其结果是，通过在冷轧后进行的退火，能够使珠光体消失，或者将珠光体的面积率抑制到最小限度，因此容易得到满足式(B)及式(C)的组织。而在式(E)不成立的情况下，上游侧的机架的冷轧率不充分，容易残留大的珠光体，不能用之后的退火来生成所希望的马氏体。另外，本发明的发明者们发现：如果满足式(E)，则所得到的退火后的马氏体组织的形态即便之后进行热冲压也会维持在基本相同的状态，因此即使热冲压后，使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体也是对于拉伸率或扩孔性有利的。对于使用了本实施方式的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体来说，在以热冲压加热到两相区的情况下，包含热冲压前的马氏体的硬质相成为奥氏体组织，热冲压前的铁素体相保持原状。奥氏体中的C(碳)不移动到周围的铁素体相。之后如果进行冷却，则奥氏体相成为包含马氏体的硬质相。即，如果满足式(E)并且上述H2/H1(或H20/H10)成为规定的范围，则即使在热冲压后其也被维持，热冲压成型体的成型性优异。
在本实施方式中，r、r1、r2及r3为目标冷轧率。通常，一边控制为目标冷轧率和实绩冷轧率成为大致相同的值，一边进行冷轧。不优选在使实绩冷轧率相对于目标冷轧率过于偏离的状态下进行冷轧。然而，在目标轧制率和实际轧制率偏离很大的情况下，能够判断如果实绩冷轧率满足上述式(E)，则可以实施本实施方式。此外，实际的冷轧率优选处于目标冷轧率±10％以内。
在冷轧后，通过进行退火，使钢板中产生再结晶。通过该退火，产生所希望的马氏体。此外，关于退火温度，优选加热到700～850℃的范围，然后进行退火，并冷却到常温或者进行热浸镀锌等表面处理的温度为止。通过在该范围进行退火，对于铁素体和马氏体能够稳定地确保所规定的面积率，并且能够使铁素体面积率与马氏体面积率之和稳定地在60％以上，能够有助于TS×λ的提高。其他退火温度的条件没有特别规定，但为了可靠地得到规定的组织，700～850℃的保持时间优选在不妨碍生产率的范围保持1秒以上，升温速度也优选在1℃/秒以上设备能力上限以内适当确定，冷却速度也优选在1℃/秒以上设备能力上限以内适当确定。调质轧制工序中，通过常规方法进行调质轧制。调质轧制的拉伸率通常为0.2～5％左右，只要为避免屈服点拉伸、能够校正钢板形状的程度则为优选。
作为本实施方式的进一步优选的条件，当将钢的C含量(质量％)、Mn含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mo含量(质量％)分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，优选关于上述卷取温度CT成立下述式(F)。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)
如图5A所示，如果卷取温度CT低于“560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]”，则过剩地生成马氏体，钢板变得过硬，从而有时之后的冷轧变得困难。而如图5B所示，如果卷取温度CT超过“830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]”，则容易生成铁素体及珠光体的带状组织，而且在板厚中心部中，珠光体的比例容易升高。因此，在之后的退火中生成的马氏体的分布的一致性降低，难以成立上述式(C)。另外，有时也难以使充分量的马氏体生成。
如果满足式(F)，则如上所述，在热冲压前，铁素体相和硬质相成为理想的分布形态。此时，如果以热冲压进行两相区加热，则如上所述，其分布形态得以维持。如果满足式(F)并能够更可靠地确保上述的金属组织，则即使在热冲压后其也能得以维持，从而热冲压成型体的成型性优异。
此外，为了提高防锈能力，也优选具有在退火工序与调质轧制工序之间实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面实施热浸镀锌。此外，还优选具有在热浸镀锌后实施合金化处理的合金化处理工序。在实施合金化处理的情况下，也可以进一步实施使合金化热浸镀锌表面与水蒸气等用于氧化镀覆表面的物质接触而使氧化膜增厚的处理。
除了热浸镀锌及合金化热浸镀锌以外，还优选具有例如在调质轧制工序之后实施电镀锌的电镀锌工序，对冷轧钢板表面实施电镀锌。另外，也优选代替热浸镀锌，具有在退火工序与调质轧制工序之间实施镀铝的镀铝工序，对冷轧钢板表面实施镀铝。镀铝通常优选为热浸镀铝。
在这样的一系列的处理之后，加热到700℃～1000℃来进行热冲压。在热冲压工序中，优选例如按照如下的条件进行。首先，以升温速度5℃/秒～500℃/秒将钢板加热到700℃～1000℃，在1秒～120秒的保持时间之后进行热冲压(热冲压加工)。为了提高成型性，加热温度优选为Ac3点以下。Ac3点通过进行Formastor试验而由试验片的长度的拐点推定。接着，例如以冷却速度10℃/秒～1000℃/秒冷却到常温～300℃(热冲压的淬火)。
当热冲压工序的加热温度低于700℃时，淬火不充分而不能确保强度，不优选。当加热温度超过1000℃时，过于软化，而且在钢板表面实施了镀覆的情况下，镀覆有可能会蒸发、消失，特别是在镀覆有锌的情况下，锌有可能会蒸发、消失，故而不优选。因此，热冲压的加热温度优选700℃～1000℃。热冲压工序的加热在升温速度低于5℃/秒时，其控制困难，且生产率显著降低，因此优选以5℃/秒以上的升温速度进行。而升温速度上限的500℃/秒是由现状加热能力决定的，但不限于此。热冲压加工后的冷却在低于10℃/秒的冷却速度时其速度控制困难，生产率也显著降低，因此优选以10℃/秒以上的冷却速度进行。冷却速度上限的1000℃/秒是由现状冷却能力决定的，但不限于此。将升温后到进行热冲压之前的时间设定为1秒以上是由现状的工序控制能力(设备能力下限)决定的，设定为120秒以下是为了避免对钢板表面实施了热浸镀锌等的情况下该锌等蒸发。将冷却温度设定为常温～300℃是为了充分地确保马氏体，从而确保热冲压成型体的强度。
图8是表示本发明的实施方式的冷轧钢板的制造方法的流程图。图中的符号S1～S13分别对应上述各工序。
对于本实施方式的热冲压成型体来说，即使以上述热冲压条件进行了热冲压之后，也满足式(B)及式(C)。另外，其结果是，即使在进行了热冲压之后，也能够满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。
由上可知，如果满足上述条件，则能够制造如下的热冲压成型体，其即使在热冲压后也能够维持硬度分布或组织，确保强度并且能够得到更加良好的扩孔性。
实施例
对表1所示的成分的钢以铸造速度1.0m/分钟～2.5m/分钟进行连续铸造之后，直接或者暂时冷却，然后以表2的条件按照常规方法用加热炉加热板坯，以910～930℃的终轧温度进行热轧，制成热轧钢板。然后，将该热轧钢板以表1所示的卷取温度CT卷取。之后，进行酸洗，从而除去钢板表面的氧化皮，以冷轧制成板厚1.2～1.4mm。此时，以式(E)的值成为表5所示的值的方式进行冷轧。冷轧后，用连续退火炉以表2所示的退火温度进行退火。对一部分钢板进一步在连续退火炉均热后的冷却中途实施热浸镀锌，进而对其一部分在之后实施合金化处理从而实施合金化热浸镀锌。另外，进而对其一部分钢板实施电镀锌或镀铝。此外，调质轧制以拉伸率为1％按照常规方法轧制。在该状态下，采集为了评价热冲压前的材质等的样品，进行材质试验等。然后，为了得到如图7所示的形态的热冲压成型体，进行在以升温速度10～100℃/秒进行升温、以加热温度780℃保持10秒后以冷却速度100℃/秒冷却到200℃以下的热冲压。从所得到的成型体中由图7的位置切出样品，进行材质试验等，求出抗拉强度(TS)、拉伸率(El)、扩孔率(λ)等。其结果表示在表2、表3(表2的续表)、表4、表5(表4的续表)中。表中的扩孔率λ由以下的式(L)求得。
λ(％)＝{(d’-d)/d}×100 (L)
d’：龟裂贯通板厚时的孔径 d：孔的初始直径
此外，在表2中的镀覆的种类中，CR为无镀覆的冷轧钢板，GI表示实施了热浸镀锌，GA表示实施了合金化热浸镀锌，EG表示实施了电镀，Al表示实施了镀铝。
其中，表中的判定的G、B分别表示以下意思。
G：满足作为对象的条件式。
B：不满足作为对象的条件式。
另外，式(H)、(I)、(J)与式(B)、(C)、(D)分别实质上相同，因此各表的标题中以式(B)、(C)、(D)为代表进行表示。
由以上的实施例可知：如果满足本发明要件，则能够得到使用了即使在热冲压后也满足TS×λ≥50000MPa·％的优异的热冲压用冷轧钢板、热冲压用热浸镀锌冷轧钢板、热冲压用合金化热浸镀锌冷轧钢板、热冲压用电镀锌冷轧钢板或热冲压用镀铝冷轧钢板的热冲压成型体。
产业上的可利用性
使用了由本发明得到的热冲压用冷轧钢板的热冲压成型体由于在热冲压后满足TS×λ≥50000MPa·％，所以具有高的压制加工性和强度，能够应对当今的要求汽车进一步轻量化、部件形状进一步复杂化的要求。
符号说明
S1 熔炼工序
S2 铸造工序
S3 加热工序
S4 热轧工序
S5 卷取工序
S6 酸洗工序
S7 冷轧工序
S8 退火工序
S9 调质轧制工序
S10 热浸镀锌工序
S11 合金化处理工序
S12 镀铝工序
S13 电镀锌工序

Claims (13)

1.一种热冲压成型体，其特征在于，其以质量％计含有C：0.030％～0.150％、Si：0.010％～1.00％、Mn：1.50％～2.70％、P：0.001％～0.060％、S：0.001％～0.010％、N：0.0005％～0.0100％和Al：0.0010％～0.050％，
有时选择性地含有B：0.0005％～0.0020％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、V：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的一种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
当将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，成立下述式(A)的关系，
热冲压后的金属组织以面积率计含有40％～90％的铁素体和10％～60％的马氏体，并且所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率之和满足为60％以上，而且所述金属组织有时含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体和以面积率计低于40％的残留贝氏体中的一种以上，
以纳米压痕仪测得的所述马氏体的硬度满足下述式(B)及式(C)，抗拉强度TS与扩孔率λ之积即TS×λ满足为50000MPa·％以上，
(5×[Si]+[Mn])/[C]＞11 (A)
H2/H1＜1.10 (B)
σHM＜20 (C)
式中，H1为所述热冲压后的板厚表层部的所述马氏体的平均硬度，H2为所述热冲压后的板厚中心部即板厚中心处的板厚方向上200μm的范围的所述马氏体的平均硬度，σHM为所述热冲压后的所述板厚中心部处的所述马氏体的所述硬度的分散值。
2.根据权利要求1所述的热冲压成型体，其特征在于，存在于所述热冲压成型体中的当量圆直径为0.1μm～10μm的MnS的面积率为0.01％以下，成立下述式(D)，
n2/n1＜1.5 (D)
式中，n1为所述热冲压后的板厚1/4部处每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数密度，n2为所述热冲压后的所述板厚中心部处每10000μm2的所述当量圆直径为0.1μm～10μm的所述MnS的平均个数密度。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了热浸镀锌。
4.根据权利要求3所述的热冲压成型体，其特征在于，所述热浸镀锌的表面上实施了合金化热浸镀锌。
5.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了电镀锌。
6.根据权利要求1或2所述的热冲压成型体，其特征在于，表面上实施了镀铝。
7.一种热冲压成型体的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
对具有权利要求1所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材的铸造工序；
对所述钢材进行加热的加热工序；
使用具有多个机架的热轧设备对所述钢材实施热轧的热轧工序；
在所述热轧工序后对所述钢材进行卷取的卷取工序；
在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗的酸洗工序；
在所述酸洗工序后用具有多个机架的冷轧机在下述式(E)成立的条件下对所述钢材实施冷轧的冷轧工序；
在所述冷轧工序后以700℃～850℃对所述钢材进行退火并冷却的退火工序；
在所述退火后冷却工序后对所述钢材进行调质轧制的调质轧制工序；和
在所述调质工序后将所述钢材加热到700℃～1000℃并在此温度范围内进行热冲压加工、接着冷却到常温～300℃的热冲压工序，
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r＞1.0 (E)
式中，ri以单位为％表示在所述冷轧工序中所述多个机架中的由最上游数第i段的机架的单独的目标冷轧率，r以单位为％表示所述冷轧工序中的总冷轧率，其中，i＝1、2和3。
8.根据权利要求7所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，当将所述卷取工序中的卷取温度以单位为℃表示为CT并且将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位为质量％分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，成立下述式(F)，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]＜CT＜830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (F)。
9.根据权利要求8所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，当将所述加热工序中的加热温度以单位为℃设定为T且将在炉时间以单位为分钟设定为t、将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位为质量％分别设定为[Mn]、[S]时，成立下述式(G)，
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])＞1500 (G)。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
11.根据权利要求10所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间实施合金化处理的合金化处理工序。
12.根据权利要求7～9中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述调质轧制工序之后实施电镀锌的电镀锌工序。
13.根据权利要求7～9中任一项所述的热冲压成型体的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序与所述调质轧制工序之间实施镀铝的镀铝工序。
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