CN104160045A - 冲压成形品的制造方法和冲压成形品 - Google Patents

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Abstract

本发明方法是将如下的热压用钢板加热至Ac3相变点以上、950℃以下的温度后，开始冲压成形，在下死点保持并一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却到比马氏体相变开始温度Ms低的温度。所述热压用钢板具有规定的化学成分组成，钢板中所含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm的含Ti析出物的平均当量圆直径为3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，析出Ti量(质量％)-3.4[N]≥0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]…(1)((1)式中，[N]表示钢中的N的含量(质量％))。

Description

冲压成形品的制造方法和冲压成形品
技术领域
本发明涉及制造汽车的结构零件时所用的冲压成形品，和这样的冲压成形品的制造方法，特别是涉及将预先加热的钢板(坯体)成形加工成既定的形状时，适用在赋予形状的同时实施热处理而获得规定的强度的冲压成形法而制造的冲压成形品，和用于制造这样的冲压成形品的有用的方法。
背景技术
作为由地球环境问题引发的汽车的燃油效率提高的对策之一，车体的轻量化推进，需要使汽车所使用的钢板尽可能高强度化。另一方面，若使钢板高强度化，则冲压成形时的形状精度将降低。
由此出发，热压成形法在零件制造中被采用，其通过将钢板加热到规定的温度(例如，形成奥氏体相的温度)而降低强度后，用温度比钢板低(例如室温)的模具进行成形，从而在赋予形状的同时，进行利用两者温差的急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度。还有，这样的热冲压成形法，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的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表示薄钢板(坯体)，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/冲模间的间隙。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。
使用这样的模具进行热压成形(例如，热深拉加工)时，在将钢板(坯体)4加热至Ac3相变点以上的单相域温度而使之软化的状态下开始成形。即，以将处于高温状态的钢板4夹在冲模2与压边圈3之间的状态，用冲头1将钢板4压入冲模2的孔内，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，在成形的同时对冲头1和冲模2进行冷却，从而进行从钢板4向模具(冲头1和冲模2)的排热，并且在成形下死点(冲头前端位于最深处的时刻：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，因此压力机的负载量很小即可。
作为现在广泛使用的热压用钢板，已知有以22MnB5钢作为原材的热压用钢板。该钢板抗拉强度为1500MPa，延伸率为6～8％左右，适用于耐冲击构件(碰撞时极力不使之变形，不发生断裂的构件)。然而，因为延伸率(延展性)低，所以很难适用于像能量吸收构件这样需要变形的零件。
作为发挥着良好的延伸率的热压用钢板，例如也提出有专利文献1～4这样的技术。在这些技术中，是通过将钢板中的碳含量设定在各种各样的范围，调整各个钢板的基本的强度级别，并且通过导入变形能力高的铁素体，缩小铁素体和马氏体的平均粒径，从而实现延伸率的提高。这些技术，虽然对延伸率的提高有效，但是，从依据钢板的强度提高延伸率的观点出发，依然还不充分。例如，抗拉强度TS为1470MPa以上的钢板，延伸率EL最大为10.2％左右，需要进一步改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-65292号公报
专利文献2：日本特开2010-65293号公报
专利文献3：日本特开2010-65294号公报
专利文献4：日本特开2010-65295号公报
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种在得到能够高水平达成高强度和延伸率的平衡的冲压成形品上有用的方法，和发挥出上述这样的特性的冲压成形品。
能够达成上述目的的所谓本发明的热压成形品的制造方法，其特征在于，将如下的热压用钢板加热至Ac3相变点以上、950℃以下的温度后，开始冲压成形，在下死点保持并一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却到比马氏体相变开始温度Ms低的温度。
所述热压用钢板分别含有，
C：0.15～0.5％(质量％的意思。以下涉及化学成分组成均同。)、
Si：0.2～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.05％以下(不含0％)、
S：0.05％以下(不含0％)、
Al：0.01～1％、
B：0.0002～0.01％、
Ti：3.4[N]+0.01％以上，3.4[N]+0.1％以下[其中，[N]表示N的含量(质量％)]，和
N：0.001～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢板中所包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆直径为3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，
析出Ti量(质量％)-3.4[N]≥0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]……(1)
((1)式中，[N]表示钢中的N的含量(质量％))
需要说明的是，所谓“当量圆直径”，是着眼于含Ti析出物(例如TiC)的大小(面积)时，换算成相同面积的圆时的直径(“平均当量圆直径”是其平均值)。
本发明的制造方法所用的热压用钢板，根据需要，作为其他的元素还含有如下等也有用，且根据含有的元素的种类，冲压成形品的特性得到进一步改善。(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计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)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下(不含0％)。
在由此制造方法得到的冲压成形品中，金属组织为，马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％、余量组织：5面积％以下，并且所述残留奥氏体中的碳量为0.50％以上，在冲压成形品内，能够以高水平并作为均匀的特性达成高强度和延伸率的平衡。
根据本发明，因为所使用的钢板，严密地规定了化学成分组成，并且控制含Ti析出物的大小，另外对于未形成TiN的Ti控制其析出率，所以，以规定的条件对其进行热压，能够使成形品的强度-延伸率平衡达成高水平。
附图说明
图1是表示用于实施热压成形的模具构成的概略说明图。
具体实施方式
本发明者们在将钢板加热到规定的温度后，进行热压成形而制造冲压成形品时，为了实现在冲压成形后既确保高强度，又显示出良好的延展性(延伸率)这样的冲压成形品，从各种角度进行研究。
其结果发现，若严密地规定热压用钢板的化学成分组成，并且实现含Ti析出物的大小和析出Ti量的控制，则以规定条件对于该钢板进行热压成形，能够得到在成形后确保规定量的残留奥氏体，提高了内在的延展性(残留延展性)的冲压成形品，从而完成了本发明。
在本发明所用的热压用钢板中，需要严密地规定化学成分组成，各化学成分的范围限定理由如下所述。
[C：0.15～0.5％]
C在确保残留奥氏体上是重要的元素。在Ac3相变点以上的单相域温度的加热时，其在奥氏体中稠化，淬火后使残留奥氏体形成。另外，其在马氏体量的增加，和支配马氏体的强度上也是重要的元素。C含量低于0.15％时，不能确保规定的残留奥氏体量，得不到良好的延展性。另外马氏体的强度不足，成形品的强度降低。另一方面，若C含量过剩而超过0.5％，则强度变得过高，延展性降低。C含量的更优选的下限为0.18％以上(进一步优选为0.20％以上)，更优选的上限为0.45％以下(进一步优选为0.40％以下)。
[Si：0.2～3％]
Si发挥的效果是，在模具淬火的冷却中抑制马氏体回火而形成渗碳体，使固溶状态的碳增多而使残留奥氏体形成。Si含量低于0.2％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％，则固溶强化量变得过大，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：0.5～3％]
Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。另外，在提高淬火性，在加热后的冷却中抑制铁素体、珠光体、贝氏体的形成，确保残留奥氏体上也是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使Mn含有0.5％以上。只考虑特性时，优选Mn含量多的情况，但从合金添加的成本上升的角度出发，则为3％以下。Mn含量的更优选的下限是0.7％以上(进一步优选为1.0％以上)，更优选的上限是2.5％以下(进一步优选为2.0％以下)。
[P：0.05％以下(不含0％)]
P是钢中不可避免地被含有的元素，但因为使延展性劣化，所以优选极力减少P。但是，极端的减少会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造上有困难，因此为0.05％以下(不含0％)。P含量的优选的上限是0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
[S：0.05％以下(不含0％)]
S与P同样，在钢中是不可避免被含有的元素，因为使延展性劣化，所以优选极力减少S。但是，极端的减少会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造上有困难，因此为0.05％以下(不含0％)。S含量的优选的上限是0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
[Al：0.01～1％]
Al作为脱氧元素有用，并且将存在于钢中的固溶N作为AlN固定，对于延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，Al含量需要为0.01％以上。但是，若Al含量过剩而超过1％，则Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。还有，Al含量的优选的下限是0.02％以上(更优选为0.03％以上)，优选的上限是0.8％以下(更优选为0.6％以下)。
[B：0.0002～0.01％]
B抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变，在加热后的冷却中抑制铁素体、珠光体、贝氏体的形成，在确保残留奥氏体上也是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0002％以上，但超过0.01％而使之过剩地含有，效果也是饱和。B含量的更优选的下限是0.0003％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选的上限是0.008％以下(进一步优选为0.005％以下)。
[Ti：3.4[N]+0.01％以上，3.4[N]+0.1％以下：[N]是N的含量(质量％)]
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，重要的是使之含有比Ti与N的化学计量比[N的含量的3.4倍]多0.01％以上。但是，若Ti含量过剩而比3.4[N]+0.1％多，则所形成的含Ti析出物(例如TiN)发生微细分散，阻碍在加热到奥氏体区域后的冷却中形成为板条状的马氏体向纵长方向的生长，成为长宽比小的板条组织。反之，如果使析出物十分大，则成为长宽比大的马氏体组织，即使残留奥氏体中的C量同等，也能够得到稳定的残留奥氏体，特性(延伸率)将会提高。Ti含量的优选的下限为3.4[N]+0.02％以上(更优选为3.4[N]+0.05％以上)，优选的上限为3.4[N]+0.09％以下(更优选为3.4[N]+0.08％以下)。
[N：0.001～0.01％]
N将B作为BN固定，使淬火性改善效果降低，因此优选尽可能地减少，但在实际工艺规程之中减少存在限度，以0.001％为下限。另外，若N含量过剩，则由于应变时效致使延展性劣化，或作为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含量的优选的上限是0.008％以下(更优选为0.006％以下)。
本发明所用的热压用钢板的基本的化学成分如上所述，余量是铁和P、S以外的不可避免的杂质(例如，O、H等)。另外本发明的热压用钢板，根据需要，还含有如下等元素也有用，根据所含有的元素的种类，热压用钢板的特性得到进一步改善。即(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计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)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下(不含0％)，含有这些元素时的优选的范围和其范围限定理由如下所述。
[从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计0.1％以下(不含0％)]
V、Nb和Zr具有的效果是，形成微细的碳化物，利用钉扎效应使组织微细。为了发挥这样的效果，优选使之合计含有0.001％以上。但是，若这些元素的含量过剩，则形成粗大的碳化物，成为断裂的起点，反而使延展性劣化。由此出发，优选这些元素合计为0.1％以下。这些元素的含量的更优选的下限为合计0.005％以上(进一步优选为0.008％以上)，更优选的上限为合计0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
[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％)]
Cu、Ni、Cr和Mo抑制铁素体相变和珠光体相变，因此在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体的形成，对确保残留奥氏体有效地发挥作用。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，则优选含量多的方法，但从合金添加的成本上升的角度出发，则优选为合计1％以下。另外，因为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，所以从制造性的观点出发，也优选为1％以下。这些元素含量的更优选的下限为合计0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选的上限为合计0.5％以下(进一步优选为0.3％以下)。
[从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下(不含0％)]
因为这些元素使夹杂物微细化，所以对延展性提高有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.0001％以上。若只考虑特性，则优选含量多的方法，但从效果饱和的角度出发，则优选为合计0.01％以下。这些元素含量的更优选的下限为合计0.0002％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选的上限为合计0.005％以下(进一步优选为0.003％以下)。
在本发明所用的热压用钢板中，如下两点也是重要的要件：(A)钢板中所含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆直径为3nm以上；(B)满足析出Ti量(质量％)-3.4[N]≥0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]的关系[所述(1)式的关系]。
含Ti析出物和(1)式的控制用于实现成形品的延伸率的提高，本来，是在成形品中需要的控制，但在热压成形前后这些值的变化小，因此需要在成形前(热压用钢板)的阶段就已经预先控制好。若在成形前的钢板中，相对于N过剩的Ti在热压前的钢板中微细地分散，或大半以固溶状态存在，则在热压的加热时将以微细的状态大量存在。若是这样，则在加热后，在模具内的急冷中发生的马氏体相变中，马氏体板条向纵长方向的生长受到阻碍，向宽度方向的生长被促进，所以长宽比变小。其结果是，从马氏体板条向周围的残留奥氏体的碳排出迟滞，残留奥氏体中的碳量减少，残留奥氏体的稳定性降低，因此无法充分取得延伸率的提高效果。
从这一观点出发，需要预先使含Ti析出物粗大地分散，为此，钢板中所含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm的含Ti析出物的平均当量圆直径需要为3nm以上[上述(A)的要件]。还有，在此之所以将作为对象的含Ti析出物的当量圆直径规定为30nm以下，是因为需要控制在熔炼阶段粗大地形成，其后，对组织变化和特性不会造成影响的除去TiN的含Ti析出物。含Ti析出物的大小(当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆直径)，优选为5nm以上，更优选为10nm以上。还有，所谓本发明中作为对象的含Ti析出物，意思是除了TiC和TiN以外，还包括TiVC、TiNbC、TiVCN、TiNbCN等的含有Ti的析出物。
另外，在热压用钢板中，需要使Ti之中用于析出固定N以外的Ti的大半以析出状态存在。为此，作为TiN以外的析出物存在的Ti量(即析出Ti量(质量％)-3.4[N])，需要为总Ti之中减去形成TiN的Ti的剩余的0.5倍以上(即，0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以上)[上述(B)的要件]。析出Ti量(质量％)-3.4[N]，优选为0.6×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以上，更优选为0.7×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以上。
为了制造上述这样的钢板(热压用钢板)，使加热温度为1100℃以上(优选为1150℃以上)且1300℃以下(优选为1250℃以下)、终轧温度为850℃以上(优选为900℃以上)且1000℃以下(优选为950℃以下)对熔炼具有上述这样化学成分组成的钢材而成的铸片进行热轧，其后，在700～650℃的温度范围(中间空冷温度)使之停留10秒以上之后，以中间空冷温度以下且600℃以上(优选为650℃以上)卷取即可。此方法是以高温进行铁素体相变，在铁素体相变中使所形成的TiC等的含Ti析出物粗大。另外，通过使卷取温度高温化，使所形成的TiC等的含Ti析出物生长而粗大化。
作为用于制造钢板(热压用钢板)的其他的方法，对熔炼具有上述这样化学成分组成的钢材而成的铸片，使加热温度为1100℃以上(优选为1150℃以上)且1300℃以下(优选为1250℃以下)、使终轧温度为750℃以上(优选为770℃以上)且850℃以下(优选为830℃以下)而进行热轧，其后，在750～700℃的温度范围(中间空冷温度)使之停留10秒以上之后，以中间空冷温度以下且200℃以上(优选为250℃以上)卷取即可。此方法是在由热轧导入到奥氏体中的位错还残存的温度域结束轧制，之后立即徐冷，由此在位错上使TiC等的含Ti析出物粗大地形成。
热压用钢板的制造方法不限于上述的各方法，例如也能够采用在热轧后，对微细地存在析出物的钢板在逆相变点以下的温度域使析出物粗大化的方法等。
可以将具有上述这样的化学成分组成和Ti析出状态的热压用钢板直接供于热压的制造，也可以在酸洗后以压下率：10～80％(优选为20～70％)实施冷轧之后供热压的制造。另外，也可以对热压用钢板或其冷轧材，在含Ti析出物没有全部固溶的温度范围(例如1000℃以下)实施热处理。另外，本发明的热压用钢板也可以对其表面(基体钢板表面)，实施含有Al、Zn、Mg、Si之中的一种以上的镀覆。
使用上述这样的热压用钢板，加热到Ac3相变点以上且950℃以下的温度后，开始冲压成形，在下死点保持并一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比马氏体相变开始温度Ms低的温度，由此在具有单一特性的冲压成形品中，能够制成作为规定的强度且高延展性的最佳的组织(以马氏体为主体的组织)。该成形法的各要件的规定理由如下所述。
若钢板的加热温度比Ac3相变点低，则加热时得不到充分的奥氏体，最终组织(成形品的组织)中不能确保规定量的马氏体。另外，若钢板的加热温度超过950℃，则加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度Ms和马氏体结束温度Mf上升，不能在淬火时确保残留奥氏体，无法达成良好的成形性。加热温度优选为Ac3相变点+20℃以上(更优选为Ac3相变点+30℃以上)且930℃以下。
关于由上述加热工序形成的奥氏体，为了一边阻止铁素体、珠光体和贝氏体等的组织的生成，一边使之成为期望的组织(以马氏体为主体的组织)，需要在下死点保持而适当控制模具内的平均冷却速度和冷却结束温度。从这一观点出发，需要这时的平均冷却速度为20℃/秒以上，冷却结束温度(急冷结束温度)为比马氏体相变开始温度Ms低的温度。平均冷却速度优选为30℃/秒以上(更优选为40℃/秒以上)。通过使急冷结束温度在比马氏体相变开始温度Ms低的温度以下，从而边阻止铁素体、珠光体和贝氏体等的组织的生成，边在加热时使存在的奥氏体发生马氏体相变，并且确保马氏体量的同时，在马氏体的板条之间使微细的奥氏体残留，由此确保规定量的残留奥氏体。
上述急冷结束温度为马氏体相变开始温度Ms以上，或平均冷却速度低于20℃/秒时，铁素体、珠光体和贝氏体等的组织形成，而不能确保规定量的残留奥氏体，因此成形品的延伸率(延展性)劣化。
在处于比马氏体相变开始温度Ms低的温度的阶段，基本上不需要进行平均冷却速度的控制，也可以例如以1℃/秒以上、100℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温。还有，成形中和成形结束后的平均冷却速度的控制，能够通过如下等手段达成：(a)控制成形模具的温度(所述图1所示的冷却介质)；(b)控制模具的导热率。
在根据此制造方法得到的冲压成形品中，金属组织为马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％、余量组织：5面积％以下、残留奥氏体中的碳量为0.50％以上，能够在成形品内以高水平并作为均匀的特性达成高强度与延伸率的平衡。这样的冲压成形品的各要件(基本组织和残留奥氏体中的碳量)的范围设定理由如下。
使冲压成形品的主要组织为高强度且富于延展性的马氏体，能够兼顾使冲压成形品的高强度和高延展性。从这一观点出发，马氏体的面积分率需要为80面积％以上。但是，若其分率超过97面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残留延展性)降低。马氏体分率的优选的下限为83面积％以上(更优选为85面积％以上)，优选的上限为95面积％以下(更优选为93面积％以下)。
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(相变诱发塑性)，具有使成形品的延展性提高的效果。为了发挥这样的效果，需要使残留奥氏体分率为3面积％以上。对于延展性来说，只要残留奥氏体分率多，则越多越好。在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体受到限定，20面积％左右为上限。残留奥氏体的优选的下限是5面积％以上(更优选为7面积％以上)。
除上述组织的以外，还能够含有铁素体、珠光体和贝氏体等作为余量组织，但这些组织对于强度的贡献和对于延展性的贡献比其他的组织低，优选基本不含有(也可以是0面积％)。但是，能够允许截止到5面积％。余量组织更优选为4面积％以下，进一步优选为3面积％以下。
残留奥氏体中的碳量，影响到在抗拉试验等的变形时残留奥氏体加工诱发相变成马氏体的时刻，碳量越多，越在高应变域发生加工诱发相变，从而加大了相变诱发塑性(TRIP)效应。本发明的加工处理时，冷却中，碳从所形成的贝氏体铁素体被排出到周围的奥氏体中。这时，若分散在钢中的Ti碳化物或碳氮化物粗大地分散，则贝氏体铁素体向纵长方向的生长不受阻碍地进行，因此成为宽度狭长的长宽比大的贝氏体铁素体。其结果是，碳容易从贝氏体铁素体沿宽度方向排出，残留奥氏体中的碳量增加，延展性提高。从这一观点出发，在本发明的冲压成形品中，钢中的残留奥氏体中的碳量规定为0.50％以上。还有，残留奥氏体中的碳量能够稠化至0.70％左右，但1.0％左右是界限。
根据本发明的方法，通过适当地调整冲压成形条件(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(残留延展性)的冲压成形品，也可以适用于至今为止的冲压成形品所难以适用的部位(例如，能量吸收构件)，在扩大热压成形品的适用范围上极其有用。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不会限定本发明，依据前、后述的宗旨而进行设计变更的均包含在本发明的技术范围内。
实施例
真空熔炼具有下述表1所示的化学成分组成的钢材(钢No.1～30)，制成实验用铸片后，进行热轧而成为钢板，其后冷却并实施模拟卷取的处理(板厚：3.0mm)。关于卷取模拟处理方法，冷却至卷取温度后，在加热至卷取温度的炉内放入试料，保持30分钟后进行炉冷。这时的钢板制造条件显示在下述表2中。还有，表1中的Ac3相变点和Ms点，是使用下述的(2)式、(3)式求得的(例如，参照“莱斯利铁钢材料学”丸善，(1985))。另外，表2的备注栏所示的处理(1)、(2)，是进行下述所示的各处理(轧制、冷却、合金化)。
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]…(2)
Ms点(℃)＝550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]+30×[Al]…(3)
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、(3)式的各项所示的元素时，去掉该项进行计算。
处理(1)：对热轧钢板进行冷轧后(板厚：1.6mm)，以热处理模拟装置模拟连续退火，加热至800℃后保持90秒，以20℃/秒的平均冷却速度冷却至500℃，保持300秒。
处理(2)：冷轧热轧钢板后(板厚：1.6mm)，为了以热处理模拟装置模拟连续熔融镀锌线，加热至860℃后，以30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，保持后，为了模拟向镀液中的浸渍-合金化处理，再保持500℃×10秒后，以20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
[表1]
[表2]
对于所得到的钢板，按下述要领进行Ti的析出状态的分析(析出Ti量(质量％)-3.4[N]，含Ti析出物的平均当量圆直径)。其结果与0.5×[总Ti量-3.4[N]]的计算值[表示为0.5×(总Ti量-3.4[N])]一起显示在下述表3中。
[钢板的Ti的析出状态的分析]
制作萃取复型样品，以透射型电子显微镜(TEM)拍摄含Ti析出物的透射型电子显微镜像(倍率：10万倍)。这时，通过能量色散型X射线光谱仪(EDX)进行析出物的组成分析，由此特定含Ti析出物。通过图像分析测量至少100个以上的含Ti析出物的面积，提取当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物，以其平均值作为析出物尺寸。还有，表中表示为“含Ti析出物的平均当量圆直径”。另外，析出Ti量(质量％)-3.4[N](作为析出物存在的Ti量)，使用筛孔直径：0.1μm的筛网进行提取残渣分析(提取处理时，析出物凝集，也能够测量微细的析出物)，求得析出Ti量(质量％)-3.4[N](表3中表示为析出Ti量-3.4[N])。还有，含Ti析出物部分含有V和Nb时，对于这些析出物的含量也进行测量。
[表3]
对于上述各钢板(1.6mmt×150mm×200mm)(对于上述处理(1)、(2)以外的钢板，通过热轧将厚度调整到1.6mm)，以加热炉加热到规定的温度后，用帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，作为成形品。冲压成形条件(冲压成形时的加热温度、平均冷却速度、急速冷却结束温度)显示在下述表4中。
[表4]
对于所得到的成形品，按下述的方法测量抗拉强度(TS)、延伸率(总延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)和残留奥氏体中的碳量。
[抗拉强度(TS)和延伸率(总延伸率EL)的测量]
使用JIS5号试验片进行抗拉试验，测量抗拉强度(TS)、延伸率(EL)。这时，抗拉试验的应变速度：10mm/秒。在本发明中，满足抗拉强度(TS)在1200MPa以上，延伸率(EL)在13％以上，抗拉强度(TS)在1470MPa以上，延伸率(EL)在11％以上，或抗拉强度(TS)在1800MPa以上，延伸率(EL)在10％以上的任意一组的，并且强度-延伸率平衡(TS×EL)为16000(MPa·％)以上时评价为合格。
[金属组织的观察(各组织的分率)]
(1)关于成形品中的贝氏体铁素体、马氏体、铁素体的组织，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，区分贝氏体铁素体、马氏体、铁素体，求得各自的分率(面积率)。
(2)成形品中的残留奥氏体分率、残留奥氏体中的碳量，是磨削至钢板的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，ISJJ Int.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。
金属组织的观察结果(各组织的分率，残留奥氏体中的碳量)显示在下述表5中。另外，成形品的机械的特性(抗拉强度TS、延伸率EL和TS×EL)显示在下述表6中。
[表5]
[表6]
根据这些结果能够进行如下考察。钢No.1、2、4、5、8～10、14、15、17～19、21～30，是满足本发明所规定的要件的实施例，能够得到强度-延展性平衡良好的成形品。
相对于此，钢No.3、6、7、11～13、16、20是不满足本发明所规定的某一要件的比较例，某种特性劣化。即，钢No.3使用了Si含量少的钢板，无法确保成形品中的残留奥氏体分率，延伸率恶化。钢No.6在钢板制造时的750～700℃下的冷却时间短，钢板不满足(1)式的关系的例子，另外成形品中的残留奥氏体中的碳含量少，成形品的延伸率劣化(强度-延伸率平衡(TS×EL)也降低)。钢No.7在钢板制造时的终轧温度高，钢板不满足(1)式的关系，另外成形品中的残留奥氏体中的碳含量少，成形品的延伸率劣化(强度-延伸率平衡(TS×EL)也降低)。
钢No.11因为成形时的加热温度低，所以贝氏体和铁素体生成，马氏体的生成变少，强度变得过低。钢No.12在模具内的平均冷却速度慢，不能确保马氏体的面积率，强度低。钢No.13冲压成形时的急速冷却结束温度高，不能确保马氏体的面积率，强度低。
钢No.16使用了C含量过剩的钢板，成形品的强度高，只能得到低的延伸率EL。钢No.20使用了Ti含量过剩的钢板，在热轧时的加热阶段不能熔化含Ti析出物，几乎全部作为30nm以上的析出物存在，作为TiC而使固溶Ti减少，并且成为变形时的断裂的起点，因此强度-延伸率平衡(TS×EL)为低值。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改，这对于从业者来说显而易见。
本申请基于2012年3月9日申请的日本专利申请(专利申请2012-053849)，其内容在此参照并援引。
产业上的可利用性
本发明适合于制造汽车的结构零件时所用的冲压成形品的制造。
符号说明
1 冲头
2 冲模
3 压边圈
4 钢板(坯体)

Claims (3)

1.一种冲压成形品的制造方法，其特征在于，将如下的热压用钢板加热至Ac3相变点以上且950℃以下的温度后，开始冲压成形，在下死点保持并一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却到比马氏体相变开始温度Ms低的温度，
所述热压用钢板以质量％计分别含有如下的化学成分组成，即
C：0.15～0.5％、
Si：0.2～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.05％以下且不含0％、
S：0.05％以下且不含0％、
Al：0.01～1％、
B：0.0002～0.01％、
Ti：3.4[N]+0.01％以上，3.4[N]+0.1％以下，其中，[N]表示以质量％计N的含量，和
N：0.001～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成；
钢板中所包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆直径为3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，
析出Ti量-3.4[N]≥0.5×[总Ti量-3.4[N]]……(1)
(1)式中，[N]表示钢中以质量％计的N的含量，所述析出Ti量和所述总Ti量均以质量％计。
2.根据权利要求1所述的冲压成形品的制造方法，其中，所述热压用钢板还含有以质量％计的下述(a)～(c)的至少一个作为其他的元素：
(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计0.1％以下且不含0％；
(b)从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1％以下且不含0％；
(c)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下且不含0％。
3.一种冲压成形品，是具有权利要求1或2所述的化学成分的钢板的冲压成形品，其特征在于，所述成形品其金属组织为，马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％、余量组织：5面积％以下，并且所述残留奥氏体中的碳量为0.50％以上。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105518171A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN105518170A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN107429363A (zh) * 2015-04-08 2017-12-01 新日铁住金株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
CN107532255A (zh) * 2015-04-08 2018-01-02 新日铁住金株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
US10822680B2 (en) 2015-04-08 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for heat treatment
CN111954723A (zh) * 2018-03-26 2020-11-17 株式会社神户制钢所 高强度钢板以及高强度镀锌钢板
WO2022001886A1 (zh) * 2020-06-28 2022-01-06 武汉钢铁有限公司 一种免回火型耐磨热轧带钢及生产方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3085801B1 (en) 2013-12-20 2019-10-02 Nippon Steel Corporation Hot-pressed steel sheet member and method of manufacturing the same
US10718033B2 (en) 2014-05-29 2020-07-21 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
WO2017017484A1 (en) * 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Method for the manufacture of a hardened part which does not have lme issues
WO2018012603A1 (ja) 2016-07-13 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形品およびそれを用いた構造部材、ならびにホットスタンプ成形品の製造方法
JP6659733B2 (ja) * 2016-07-13 2020-03-04 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品の製造方法
KR20190065351A (ko) * 2016-10-03 2019-06-11 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 고 연신의 프레스 경화 강 및 그 제조
CA3059161A1 (en) * 2017-04-10 2018-10-18 Nippon Steel Corporation Press formed product, automobile structural member with the press formed product, and method for producing press formed product
WO2019188190A1 (ja) * 2018-03-26 2019-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
EP3778948A4 (en) * 2018-03-29 2021-10-20 Nippon Steel Corporation HOT STAMPED STEEL SHEET
BR112021006244B1 (pt) 2018-12-18 2023-04-04 Arcelormittal Peça de aço revestida endurecida por prensagem, processo para fabricar uma peça de aço revestida endurecida por prensagem e uso de uma peça endurecida por prensagem
KR102289525B1 (ko) * 2020-02-19 2021-08-12 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 핫 스탬핑 부품
JP7436824B2 (ja) 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
WO2024105429A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same
WO2024105428A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004337923A (ja) * 2003-05-15 2004-12-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間成形鋼材の製造方法
JP2005256066A (ja) * 2004-03-11 2005-09-22 Jfe Steel Kk 高速変形特性および伸び特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
CN1829813A (zh) * 2003-05-28 2006-09-06 住友金属工业株式会社 热成形法与热成形构件
JP2010126730A (ja) * 2008-11-25 2010-06-10 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部靭性と耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼材
JP2011101889A (ja) * 2009-11-10 2011-05-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス成形部品およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP4288201B2 (ja) * 2003-09-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法
JP2005288528A (ja) * 2004-04-05 2005-10-20 Nippon Steel Corp 成形後高強度となる鋼板の熱間プレス方法
JP4967360B2 (ja) * 2006-02-08 2012-07-04 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法
JP5040197B2 (ja) * 2006-07-10 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板およびその製造方法
JP4905147B2 (ja) * 2007-01-19 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 薄物高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5131844B2 (ja) * 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP5347392B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347395B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347394B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347393B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP2010174277A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp 熱間打ち抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板及びダイクエンチ工法による部材の製造方法
JP2010174293A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
DE102010003997A1 (de) * 2010-01-04 2011-07-07 Benteler Automobiltechnik GmbH, 33102 Verwendung einer Stahllegierung
JP5114691B2 (ja) * 2010-06-14 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法
WO2012169640A1 (ja) * 2011-06-10 2012-12-13 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004337923A (ja) * 2003-05-15 2004-12-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間成形鋼材の製造方法
CN1829813A (zh) * 2003-05-28 2006-09-06 住友金属工业株式会社 热成形法与热成形构件
JP2005256066A (ja) * 2004-03-11 2005-09-22 Jfe Steel Kk 高速変形特性および伸び特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2010126730A (ja) * 2008-11-25 2010-06-10 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部靭性と耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼材
JP2011101889A (ja) * 2009-11-10 2011-05-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス成形部品およびその製造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105518171A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN105518170A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN107429363B (zh) * 2015-04-08 2019-08-23 日本制铁株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
CN107532255A (zh) * 2015-04-08 2018-01-02 新日铁住金株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
TWI612153B (zh) * 2015-04-08 2018-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱處理鋼板構件及其製造方法
CN107532255B (zh) * 2015-04-08 2019-06-28 日本制铁株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
CN107429363A (zh) * 2015-04-08 2017-12-01 新日铁住金株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
US10822680B2 (en) 2015-04-08 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for heat treatment
US11041225B2 (en) 2015-04-08 2021-06-22 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
CN111954723A (zh) * 2018-03-26 2020-11-17 株式会社神户制钢所 高强度钢板以及高强度镀锌钢板
CN111954723B (zh) * 2018-03-26 2022-09-02 株式会社神户制钢所 高强度钢板以及高强度镀锌钢板
WO2022001886A1 (zh) * 2020-06-28 2022-01-06 武汉钢铁有限公司 一种免回火型耐磨热轧带钢及生产方法

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Publication number Publication date
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