CN104936716B - 热压成形钢构件的制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种高强度且强度‑延展性平衡优异，碰撞压坏时显示出变形特性(碰撞压坏特性)的钢构件的制造方法，是一种高效率且成形形状的自由度高的制造方法。该制造方法具有的特征在于，是加热规定的成分组成的钢板，通过一次以上热压成形而制造钢构件的方法，使所述加热温度为Ac₃相变点以上，且使所述热压成形的开始温度为所述加热温度以下且Ms点以上，此外，以规定的式(1)所示的回火参数(λ)满足7100以上且8030以下的方式进行从(Ms点‑150℃)至80℃的冷却。

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。特别是涉及高强度且强度-延展性平衡优异的热压成形钢构件的制造方法。

背景技术

在汽车用钢部件中，为了达成碰撞安全性和轻量化的兼顾，部件原材的高强度化推进。另一方面，在制造上述部件时，对使用的钢板要求高加工性。但是，对于高强度化的钢板，特别是抗拉强度为980MPa以上的钢板实施冷加工(例如冷压成形)时，有冲压成形载荷增大或尺寸精度显著劣化等问题。

作为解决上述问题的方法，有在加热作为原材的钢板的状态下进行冲压成形，使成形与高强度化同时实现的热压成形(也称热冲压、stamp)技术。在此方法中，对于处于高温状态(例如奥氏体单相域)的钢板，利用金属模具(冲头、冲模)进行成形，并且在(成形)下死点保持冷却，从而进行从钢板向所述金属模具的排热急冷，以实施原材的淬火。通过实施这样的成形法，能够得到尺寸精度良好且高强度的成形品，而且与冷态下成形同等强度级的部件的情况比较，能够减低成形载荷。

但是在上述方法中，为了在金属模具中的排热，需要十数秒的下死点保持，其间不能成形后面的部件，1个钢构件的制造占据压机的时间变长，有生产率差这样的问题。

另外，热压成形，需要以30℃/s(秒)以上的冷速冷却，因此成形时间包括搬运在内短达十数秒，冲压成形实质上只限于一次，且局限于由一次加工可以成形的形状。因此，存在不能制造复杂形状的部件这样的问题。此外，加工后得到的钢构件为高强度且延展性低，因此不能期待在碰撞时的高冲击吸收，也有所得到的钢构件可以适用的用途受限这样的问题。

因此，在热压成形技术中，会研究提高生产率或提高成形自由度等。

例如在专利文献1中，所表明的主旨是，缩短下死点保持，在高温下脱模并送至下道工序，由此能够改善生产率。但是在该技术中，成形后需要急冷(实施例中为150℃/s)工序，虽然模具内保持被缩短，但是需要特殊的设备设计，认为通用性低。另外，专利文献1所规定的制法，因为成形时间与以往一样只有十数秒，所以多工序冲压困难，不能加工为复杂的形状。

在专利文献2中公开有一种热压方法，其是在冲压成形中由金属模具喷射冷却水，缩短在下死点的保持时间，从而兼顾高强度化和生产率。但是，为了由金属模具喷射冷却水，需要复杂的制造设备，无法通用。

另外在专利文献3～5中也提出有热冲压的成形法。在专利文献3中公开，以使所得到的部件高强度化、轻量化为目的，对于加热到1000℃以下的钢板，在600℃以上的温度域内，使每一段的冲压加工所需的时间在3秒以内，并至后一道加工的时间为4秒以内，进行2段以上且5段以下的多段冲压加工，其后，以10℃/秒以上的冷速进行冷却。另外在专利文献4公开，将钢板加热至从A_C3点至熔点的温度范围后，以设置于金属模具的冲头局部性地支承该钢板，使用所述金属模具，以比铁素体、珠光体、贝氏体、及马氏体相变均会发生的温度高的温度开始所述钢板的成形，在该成形后急冷。另外在专利文献5中公开，在冲压成形时，在冲压金属模具到达下死点后5秒以内，从冲压金属模具中取出成形品，以冷却速度30℃/s以上进行冷却，使成形品的硬度HV为400以上。

但是，为了确保优异的强度-延展性平衡，认为还需要调整成分组成等进一步的改善。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-218436号公报

专利文献2：日本特开2002-282951号公报

专利文献3：日本特开2005-152969号公报

专利文献4：日本特开2009-82992号公报

专利文献5：日本特开2005-288528号公报

发明内容

本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，确立一种在热压成形技术中，以低成本、高效率且成形形状的自由度也高的方法，来制造高强度且强度-延展性平衡优异，显示出良好的碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)的钢构件的技术。

在本发明的钢构件中，所谓“高强度”，是指后述的实施例所要求的屈服强度为800MPa以上(优选为850MPa以上，更优选为900MPa以上)，且抗拉强度为980MPa以上(优选为1270MPa以上，更优选为1470MPa以上)。另外，在本发明的钢构件中，所谓“强度-延展性平衡优异”，是指后述的实施例所要求的TS×EL为13550MPa·％以上(优选为13600MPa·％以上，更优选为13700MPa·％以上，进一步优选为13800MPa·％以上，特别优选为14000MPa·％以上)。

用于解决课题的手段

能够解决上述课题的本发明的热压成形钢构件的制造方法，是加热钢板，通过一次以上热压成形而制造钢构件的方法，

该制造方法在如下方面具有特征，

使所述加热的温度(加热温度)为Ac₃相变点以上，

并且，使所述热压成形的开始温度为所述加热温度以下且Ms点以上，

此外，以使下式(1)所示的回火参数(λ)满足7100以上且8030以下的方式进行从(Ms点-150℃)至80℃的冷却。

[数学公式1]

$\mathrm{\λ}=293\×\left\{log\left(\frac{\underset{n=1}{\overset{5000}{\Σ}}{t}_n^{,}}{3600}\right)+20\right\}-430\×\[Si\]...\left(1\right)$

[在式(1)中，λ表示回火参数，[Si]表示钢中Si量(质量％)，t_n’是由下式(2)表示的值。]

[数学公式2]

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_{n-1}+273}{293}\×(log\frac{t_n-t_{n-1}}{3600}+20)-20\}\mathrm{...}\left(2\right)$

[在式(2)中，t_n表示将从(Ms点-150℃)至80℃的总冷却时间进行5000等分时的第n段时间(秒)，T_n表示所述t_n时的温度(℃)。t₀＝0秒，T₀＝Ms点-150℃。另外10^{}意思是10的{}次幂。]

所述钢板其成分组成以质量％计(以下，涉及化学成分均同)含有

C：0.15％以上且0.4％以下、

Si：高于1.0％且1.65％以下、

Al：0.5％以下(不含0％)、

Mn：1％以上且3.5％以下、

Ti：0.10％以下(不含0％)、和

B：0.005％以下(不含0％)，余量是铁和不可避免的杂质。

所述从(Ms点-150℃)至80℃的冷却能够以5℃/s以上且20℃/s以下的平均冷却速度进行。

所述热压成形中的最终的热压成形的结束温度优选为Ms点以下。

在使所述钢板升温至所述加热温度的工序中，优选从100℃至所述加热温度的平均升温速度为5℃/s(秒)以上。

在所述热压成形后，也可以在100℃以上且低于600℃进行回火。

用于所述热压成形钢构件的制造方法的所述钢板可以还含有如下元素：

(a)Cr为5％以下(不含0％)；

(b)选自Ni和Cu中的一种以上的元素，合计为0.5％以下(不含0％)；

(c)Mo为1％以下(不含0％)；

(d)Nb为0.1％以下(不含0％)。

在本发明中，也包括以所述制造方法得到的热压成形钢构件。另外本发明中，也包括对于所述热压成形钢构件实施加工而得到的汽车用钢部件。

发明效果

根据本发明，由热压成形得到的钢构件为高强度且强度-延展性平衡优异，显示出良好的碰撞压坏时的变形特性(碰撞压坏特性)，因此适合于汽车用高强度钢部件。另外，与现有的热冲压不同，不需要在下死点长时间保持，因此能够高效率地制造钢构件，此外，因为能够多次进行热压成形，所以可以成形的形状自由度高。

附图说明

图1是实施例的热压成形的说明图，(a)表示成形前，(b)表示成形途中，(c)表示成形下死点。

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例的说明图。

图4是具有加强部件的钢构件的剖面图。

图5是表示多段成形工序中的胀出成形的一例的示意说明图。

图6是表示多段成形工序中的凸缘成形的一例的示意说明图。

图7是表示多段成形工序中的穿孔加工、(外周)修边加工的一例的示意说明图。

图8是本发明中规定的式(1)导出的说明图。

图9是实施例的热压成形的工序图。

图10是表示实施例中得到的钢构件的形状的示意立体图。

图11是说明实施例中用于测量钢板的温度的热电偶的埋入位置的示意立体图。

图12是表示来自于实施例中的钢构件的拉伸试验用试验片的提取位置的示意立体图。

具体实施方式

本发明人等为了得到具有上述特性的钢构件而反复潜心研究。其结果是，通过使用既定的成分组成的钢板，加热该钢板进行一次以上热压成形，由此制造钢构件的方法中，特别发现，

(i)使所述加热温度为Ac₃相变点以上；并且，

(ii)使所述热压成形的开始温度为所述加热温度以下且Ms点以上；并且，

(iii)以使后述的式(1)所示的回火参数(λ)满足7100以上且8030以下的方式进行从(Ms点-150℃)至80℃的冷却即可，从而完成了本发明。

以下，对于本发明中规定包括上述(i)～(iii)的制造条件的理由进行详述。

〔制造条件〕

[(i)以Ac₃相变点以上的温度(加热温度)加热]

通过以Ac₃相变点(奥氏体相变点，以下称为“Ac₃点”)以上的温度进行加热，能够使钢构件的组织进行马氏体单一化，达到既定的强度。若加热温度低于Ac₃相变点，则铁素体等残存，因此在热成形的过程中以其为核，铁素体容易生长。其结果认为，即使控制加热后的冷却速度，确保高强度仍将非常困难。

上述加热温度优选为(Ac₃点+10℃)以上。还有，若该加热温度过高，则构成钢构件的显微组织变得粗大，有可能成为强度-延展性平衡的降低的原因。因此上述加热温度的上限优选为(Ac₃点+180℃)，更优选为(Ac₃点+150℃)左右。

从抑制奥氏体的晶粒生长等观点出发，上述加热温度下的加热保持时间优选为15分钟以下，更优选为5分钟以下。如果在上述加热温度范围内，则也可以不保持(加热保持时间也可以为零)。

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。具体来说，例如，可列举大气气氛、燃烧气体气氛、氮气气氛等。

在使所述钢板升温至上述加热温度的工序中，优选从100℃至所述加热温度的平均升温速度为5℃/s(秒)以上。通过加快该升温速度，能够使组织(旧γ粒径)微细化，进一步提高强度-延展性平衡。所述平均升温速度更优选为50℃/s以上，进一步优选为100℃/s以上。还有，所述平均升温速度的上限，从进一步提高强度-延展性平衡的观点出发，虽然没有特别限定，但若考虑加热设备的规模等、所制造的部件的尺寸等，则大致为500℃/s。

[(ii)热压成形的开始温度：所述加热温度以下且Ms点以上]

通过使热压成形的开始温度为所述加热温度以下且Ms点以上，能够容易地进行加工，并且能够充分地降低冲压载荷。若热压成形的开始温度低于Ms点，则将对于高强度的马氏体钢实施加工。其结果是，超出冲压载荷(通常，热冲压用的压机没那么强有力)、因大的残留应力造成的延迟断裂风险上升等问题产生。因此，热压成形的开始温度为Ms点以上。该热压成形的开始温度优选为(Ms点+30℃)以上，更优选为(Ms点+50℃)以上。

还有，在本发明中，所谓所述热压成形的“开始”，是指在最初的成形中，坯体的一部分最初与金属模具接触的时刻，所谓热压成形的“结束”，是指在最终的成形中，成形品的全部部位从金属模具脱离的时刻。

在本发明中，规定了热压成形的开始温度(即，在最初的成形中坯体的一部分最初与金属模具接触的时刻下的坯体的温度)，但对于热压成形的结束温度(即，在最终的成形中成形品(钢构件)的全部部位从金属模具脱离的时刻的坯体(钢构件)的温度)没特别涉及。关于热压成形的优选的结束温度，以下详述。

上述Ac₃点和Ms点，能够根据“莱斯利铁钢材料化学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，273页)所述的下式(a)、式(b)计算。式中[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中不包含的元素的含量作为0质量％计算即可。

Ac₃点(℃)＝910-203×([C]^0.5)-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]…(a)

Ms点(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]…(b)

[关于热压的次数·多段成形]

热压成形除了只有一次的情况以外，也可以进行多次。通过多次进行，能够成形成复杂形状的构件，除此之外，也能够改善尺寸精度。能够改善尺寸精度的机理如下。

在冲压成形过程中，根据坯体内的各部位不同，与金属模具接触的时间有所差异，因此有在成形品内产生温差(不均匀)的情况。例如，像图1这样的弯曲成形的情况下，图1中的坯体的A部与金属模具的接触时间长，因此温度降低量(向金属模具的排热量)大，图1中的坯体的B部与金属模具的接触时间短，因此温度降低量小。由于该成形品内的温度降低量的差别，在成形品内热收缩量产生差别，热变形(塑性变形)发生，成形品的尺寸精度劣化。

但是，若进行多段成形，即，若在Ms点以上进行多次冲压加工，则即使在前工序在发生了尺寸精度的劣化时，因为接下来进行的成形依然是高温下的成形，所以能够容易地矫正尺寸精度的劣化。此外，通过反复成形，因部位不同导致的温度不均匀也得到消除，因此也容易收敛因温度不均匀带来的尺寸精度的劣化。

此外，如果像这样使热压成形为多段，则能够添加基于形状约束的矫正工序，有能够改善多段热压中作为课题的尺寸精度的优点。对于重视生产率的多段成形带来的热成形工序中构成问题的尺寸精度的劣化而言，将最终的热压(也包括一次的情况)按照以下记述，通过在Ms点以下脱模(即，使最终的热压成形的结束温度为Ms点以下)而得到飞跃性地改善。此外其效果是，如果能够维持保持与金属模具接触的状态(模具约束)至(Ms点-150℃)，则更稳定。特别是如果使用板厚例如薄至1.4mm以下的坯体得到的构件，则由于多段成形时的尺寸精度的劣化大，所以其有效。

作为进行多次热压成形时的成形方法，除了以相同的金属模具进行多次成形的情况以外，还可列举用形状不同的多个金属模具进行成形的情况，即，分别在不同的次数(工序)中使用不同形状的金属模具进行成形。

通过多段成形化，相对于最终需要的加工量来说，每一道工序的加工量变小，从而可以进行更复杂的构件形状的成形。

例如像后侧梁这样，

·进行三维弯曲；

·在纵长方向截面形状(宽，高)不同这样的部件，只以一道工序成形为最终形状一般有困难。但是，通过图2这样的多段成形工序(多道工序)，能够成形上述复杂形状的部件。即，能够通过进行如下等工序分配来成形，首先在第一道工序中，如图2(a)的这样进行粗略形状地成形(拉深，弯曲)，之后在第二道工序中，如图2(b)的实线这样，追加加工成最终形状(再拉深，精压等)。

此外，通过适当地设计(进行余料形状的恰当设置，加工顺序的适当化等)多段成形工序中的第一道工序和第二道工序的加工形状，如图3的(a)和(b)所示，可以实现大幅的复杂形状化。如果能够进行这样的复杂形状化，则能够实现部件的高功能化(刚性提高和碰撞压坏特性的提高等)和薄壁化。

另外，在实际的汽车的车体结构中，如图4(剖面图)所示，采用在部件(A)的内部有加强部件(C)(例如，中柱、摇杆等)的情况很多。如果是这样的形状，则部件(A)受到冲击时，截面形状难以破坏，能够提高碰撞压坏特性。但是，如上述如果可以使部件(A)复杂形状化，则能够提高部件(A)自身的碰撞压坏特性，其结果是，能够省略上述加强部件(C)或进行薄壁化，能够实现轻量化和降低成本。

作为上述多段成形的例子，如以下说明，可列举在第二道工序以后进行胀出成形或凸缘成形。例如图5所示，在多段成形工序的第二道工序目以后，可列举进行胀出成形。通过进行这一成形，追加胀出形状而能够实现钢构件的高功能化(刚性提高和碰撞压坏特性的提高等)。另外，例如图6(a)、(b)所示，在多段成形工序的第二道工序以后，可列举进行凸缘成形(凸缘上卷、凸缘下卷、拉伸凸缘、内缘翻边、收缩凸缘等)。通过此成形，也能够实现钢构件的进一步高功能化(刚性提高和碰撞压坏特性的提高等)。

此外，作为上述多段成形的例子，第二道工序以后的材料在较高温度下呈软质的状态下，也可以进行冲孔加工等。例如图7(a)～(c)所示，可列举在第二道工序以后，进行穿孔加工(冲孔加工)、外周修边加工(剪切加工)。由此，能够使现有的下死点保持成形(只有一道工序)时，作为其他工序而通过激光加工等进行的穿孔加工、修边加工进行冲压成形化，因此可以降低成本。另外如图7(d)，也可以在成形前以热态进行外周修边加工、穿孔加工(冲孔加工)。

[关于热压成形的结束温度(最终脱模温度)]

热压成形的结束温度(最终的热压成形的结束温度。热压成形只有一次时，仅称为“热压成形的结束温度”)没有特别限定，可以在Ms点以上，也可以在Ms点以下。

从提高尺寸精度的观点出发，优选使最终的热压成形的结束温度为Ms点以下(这时，优选该结束温度为(Ms点-150℃)以上)。通过在Ms点以下的温度域(马氏体相变发生的时刻)内结束热压成形(多次进行热压成形的多段成形时，为最终的热压成形)，无论是单段成形的情况还是多段成形的情况，尺寸精度均得到飞跃性地改善。

[关于热压成形实施方式分别的开始温度和结束温度]

作为热压成形的实施方式，可列举下述方式。

(I)热压成形：一次(单段成形)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，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，且热压成形的结束温度：Ms点以下

(II)热压成形：多次(多段成形)的情况

(II-1)初次的热压成形的开始温度：加热温度以下且Ms点以上，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：加热温度以下且Ms点以上，且最终的热压成形的结束温度：Ms点以下

多次进行热压成形时，也可以在冲压期间加入再加热、保温的工序，但从生产率、设备成本和能源成本的观点出发，优选不用再加热和保温而使全部的热压开始温度达到Ms点以上而进行热压。

还有，关于从上述加热温度至(Ms点-150℃)的冷却速度没有特别限定。例如，可列举以平均冷却速度2℃/s以上(更优选为5℃/s以上)对从上述加热温度至(Ms点-150℃)进行冷却等。如果是这一程度的冷却速度，则几乎不会使铁素体、贝氏体等生成，而能够在下述的Ms点以下使马氏体形成，能够容易地得到高强度构件。上述冷却速度的上限未特别限定，若考虑实际作业，则大致为500℃/s以下，进一步为200℃/s以下。例如，可以使所述平均冷却速度为2℃/s以上且10℃/s以下。

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，至冲压开始的时间(搬运等的冷却时的速度)

·热压成形时的与冲压金属模具的接触时间(每一次的接触时间×次数)

·进行多次的冲压成形时，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)。特别是需要加快在(Ms点-150℃)以上的冷却速度时，有效的是延长与冲压金属模具的接触时间。这些冷却条件可以通过模拟预估。

[(iii)从(Ms点-150℃)至80℃的冷却：以使下式(1)所示的回火参数(λ)满足7100以上且8030以下的方式进行]

[数学公式3]

$\mathrm{\λ}=293\×\left\{log\left(\frac{\underset{n=1}{\overset{5000}{\Σ}}{t}_n^{\′}}{3600}\right)+20\right\}-430\×\[Si\]...\left(1\right)$

[式(1)中，λ表示回火参数，[Si]表示钢中Si量(质量％)，t_n’是下式(2)所表示的值。以下相同。]

[数学公式4]

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_{n-1}+273}{293}\×(log\frac{t_n-t_{n-1}}{3600}+20)-20\}\mathrm{...}\left(2\right)$

[式(2)中，t_n表示对于(Ms点-150℃)至80℃的总冷却时间进行5000等分时的第n段时间(秒)，T_n表示所述t_n时的温度(℃)。t₀＝0秒，T₀＝Ms点-150℃。另外10^{}意思是10的{}次幂。以下相同。]

在本发明中，对于从(Ms点-150℃)至80℃，以上述式(1)所示的回火参数(λ)(以下，仅称为“参数λ”)满足7100以上且8030以下的方式调整而进行冷却。

首先，对于参数λ的导出进行说明。

用于上述式(1)导出的基本式由下式(3)表示。下式(3)是例如“铁钢材料”(日本金属学会编)所述的通常使用的回火参数(λ_g)的式子。该式(3)是能够预想将马氏体钢在某一温度：T[K]，某一时间：t[hr]下进行等温保持时的硬度的式子。在该式(3)中，如果λ_g相同，则经任意的温度、任意的时间的热处理能够得到相同的硬度(铁钢材料的情况，作为下述常数C使用20)。

λ_g＝T×(logt+C)…(3)

如上述，式(3)以等温保持为前提。相对于此，因为热冲压后的部件的冷却通常是被冷却介质(金属模具、空气或水等)强制冷却，所以得到图8(a)所示这样的连续冷却的曲线。因此，不能直接采用以等温保持为前提的所述式(3)。

因此，如下述这样改良，以使上述式(3)能够适用于热冲压后的部件的连续冷却过程。

改良的想法如下。首先，如图8(a)所示，将冷却曲线划分成等间隔的微小时间，近似于微小时间的等温保持热处理的集合。并且如图8(a)例示，将各微小时间(Δt)·各温度(T1、T2、T3)下的各等温保持，如图8(b)所示，换算成某一基准温度(T_b)下的各时间(t1’、t2’、t3’)。然后总计换算的时间，作为以基准温度(T_b)保持总计换算时间(t1’+t2’+t3’)的等温保持的形式应用于基本式。

接着，具体对于改良式的具体的导出方法，以所述图8为例进行说明。

如图8(a)例示，使冷却曲线近似为3个等温保持(以从t0至t1的Δt时间以T1(K)进行等温保持，从t1至t2的Δt时间以T2(K)进行等温保持，从t2至t3的Δt时间以T3(K)进行等温保持)，如图8(b)模式化所示，各等温保持换算成相当于以基准温度(T_b)(K)进行多长时间(t1’，t2’，t3’)的热处理(以高于基准温度(T_b)的温度进行等温保持时，换算成更长时间，以低于基准温度T_b的温度进行等温保持时，换算成更短时间)。

例如对于从t0至t1的Δt时间以T1(K)进行等温保持时，相当于以基准温度T_b(K)保持多长时间(t1’)由下式(4)～(6)导出。

T₁×(logΔt+C)＝T_b×(logt₁’+C)...(4)

[数学公式5]

${{\mathrm{logt}}_1}^{,}=\frac{T_1}{T_b}\×(\log \mathrm{\Δ}t+C)-C\mathrm{...}\left(5\right)$

[数学公式6]

${t_1}^{,}={10}^{^}\{\frac{T_1}{T_b}\×(\log \mathrm{\Δ}t+C)-C\}\mathrm{..}\left(6\right)$

同样也求得t2’和t3’，若将此换算的各自的时间(t1’、t2’、t3’)的总和代入上式(3)，则如下式(7)。

λ＝T_b×{log(t₁′+t₂′+t₃′)+C}...(7)

若使上述式(7)和上述式(6)通用化，则如下式(8)和下式(9)。

λ＝T_b×{log(∑t_n’)+C}...(8)

其中，在上述式(8)中，t_n’是由下式(9)表示的值。

[数学公式7]

${t_n}^{,}={10}^{^}\{\frac{T_n}{T_b}\×(\log \mathrm{\Δ}t+C)-C\}\mathrm{...}\left(9\right)$

另外，测量温度的单位是“℃”，测量时间的单位是“秒(sec)”，相对于此，由上述基本式导出的式(9)的单位体系由温度为绝对温度(K)、时间为“小时(hr)”构成。因此将上述式(9)的单位体系分别变换成摄氏温度(℃)、秒(s、sec)。另外，基准温度T_b是任意的值，但在本发明中，使基准温度T_b为20℃。另外常数C使用在铁钢材料中通常所使用的20。在所述式(9)中，上述单位体系的变换以及代入T_b＝20℃、常数C＝20的数学公式显示为下式(10)。

[数学公式8]

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_n+273}{293}\×(log\frac{\mathrm{\Δ}t}{3600}+20)-20\}\·\·\·\left(10\right)$

再在所述式(8)中，以能够正确近似的方式对冷却工序整体进行5000等分计算。因此n为1至5000。另外在本发明中，以(Ms点-150℃)作为起点。因此t₀＝0(秒)，T₀＝Ms点-150℃，Δt为t_n-t_n-1。若将这些条件插入所述式(8)和所述式(10)中，则能够得到下式(11)和下式(2)。

[数学公式9]

$\mathrm{\λ}=293\×\left\{log\left(\frac{\underset{n=1}{\overset{5000}{\Σ}}{t}_n^{,}}{3600}\right)+20\right\}\mathrm{...}\left(11\right)$

其中，在式(11)中，t_n’如下式(2)。

[数学公式10]

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_{n-1}+273}{293}\×(log\frac{t_n-t_{n-1}}{3600}+20)-20\}...\left(2\right)$

接着，将上述式(11)改良成考虑了Si添加导致的回火软化阻力的式子。上述式(3)所示的基本式的回火参数(λ_g)不受成分变动的影响。另一方面，Si是对提高回火软化阻力有效的元素，含量越多，回火参数表观上越小。即，Si是对回火参数造成影响的元素。本发明中使用的回火参数将由钢的成分决定的(Ms点-150℃)作为计算的起点(T₀)，与规定范围内的成分的变动对应。但是，Ms点的计算式中没有Si一项，因此需要添加该Si一项。如上述，由于Si含量越多，回火参数在表观上越小，所以将考虑了Si量的负数项加入上述式(11)，成为下式(1)。Si量相关的下述系数(430)是根据至今所得到的实验结果而求得的值。

[数学公式11]

$\mathrm{\λ}=293\×\left\{log\left(\frac{\underset{n=1}{\overset{5000}{\Σ}}{t}_n^{,}}{3600}\right)+20\right\}-430\×\[Si\]...\left(1\right)$

其中，在式(1)中，t_n’如下式(2)。

[数学公式12]

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_{n-1}+273}{293}\×(log\frac{t_n-t_{n-1}}{3600}+20)-20\}\mathrm{...}\left(2\right)$

还有，也可考虑一个一个求得微小时间的回火参数，再进行总计。但是，由上述式(3)的基本式表示的λ_g以求得单一的热处理工序中的参数为前提。因此，若总计在多道工序中得到的参数的值，则会计算出异常的值(非常大的值)，与实际作业不一致。

本发明中，使得以上述方式得到的式所示的参数λ为7100以上而进行冷却。λ＝7100相当于(Ms点-150℃)以下至80℃的冷却速度大致上为20℃/s(模具内保持时间10秒)。λ低于7100的冷却时，在金属模具中的保持时间变长，因此生产率低，与传统方法没有区别。所述参数λ优选为7300以上，更优选为7500以上。另一方面，若所述参数λ超过8030，则得不到期望的强度-延展性平衡。因此(Ms点-150℃)以下至80℃的冷却以所述参数λ为8030以下的方式进行冷却。所述参数λ优选为7900以下，更优选为7800以下。

在本发明中，从(Ms点-150℃)至80℃的冷却以满足所述参数λ的方式冷却即可，对于具体的冷却工序没有特别限定，可以采用任意的方法。作为冷却方法，可列举强制风冷、自然空冷等冷却方法。另外作为冷却工序，除了以同一冷却速度对于从(Ms点-150℃)至80℃进行冷却的情况以外，只要所述参数(λ)满足上述范围，也可以根据温度域改变冷却速度。另外，只要所述参数(λ)满足上述范围，在(Ms点-150℃)至80℃的冷却途中，也可以包括等温保持的工序(例如用保持炉保持之后再以所述冷却方法进行冷却的工序)、再加热的工序。

作为满足所述参数λ的冷却方法的一例，也可以以5℃/s(秒)以上且20℃/s以下的平均冷却速度对(Ms点-150℃)至80℃进行冷却。

若所述平均冷却速度高于20℃/s，如上述，在金属模具内的保持时间变长，因此生产率低，与传统方法没有区别。所述平均冷却速度更优选为15℃/s以下。另一方面，若所述平均冷却速度过慢，则得不到期望的强度-延展性平衡。因此所述平均冷却速度优选为5℃/s以上。更优选为10℃/s以上。

从所述80℃至室温的冷却速度没有特别限定。例如可以放冷。

[热压成形后的回火]

在所述热压成形后，也可以在100℃以上且低于600℃进行回火。在后述的坯体的成分系(也是所得到的钢构件的成分系)中，即使进行所述回火，也不会使强度-延展性平衡(TS×EL平衡)降低，而能够进行强度调整。为了得到充分的回火效果，优选回火温度为100℃以上。更优选为200℃以上。另一方面，若回火温度为600℃以上，则得不到高的屈服应力(YS)，因此进行回火时，优选回火温度低于600℃。更优选为300℃以下。还有，从抑制成本的观点出发，回火时间(回火温度中的保持时间)为60分钟以下即可。

〔用于热压成形的坯体(钢板)〕

接下来，对于用于热压成形的坯体(钢板)进行说明。首先，用于上述制法的坯体的化学成分组成如下。

(坯体的化学成分组成)

[C：0.15％以上且0.4％以下]

为了使钢构件的抗拉强度达成980MPa以上，需要使C量为0.15％以上。优选为0.17％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，若考虑所得到的构件的焊接性，则C量的上限为0.4％以下。优选为0.30％以下，更优选为0.26％以下。

[Si：高于1.0％且1.65％以下]

Si是提高回火软化阻力，确保高强度(确保优异的强度-延展性平衡)所需要的元素。另外Si也有提高对构件实施焊接后的焊接部的延展性的效果。此外对于确保优异的耐延迟断裂性也是有效的元素。为了使这些效果充分的发挥，需要使Si量高于1.0％。优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。另一方面，若Si量过剩，则热轧工序中晶界氧化显著发生，其后的酸洗工序中的酸洗速度大幅降低，因此生产率劣化。因此Si量为1.65％以下。优选为1.45％以下，更优选为1.35％以下。

[Al：0.5％以下(不含0％)]

Al是用于脱氧的元素，Al量优选为0.01％以上。另一方面，若Al量增加，则Ac₃点上升效果变大，其结果是，需要提高热压时的加热温度，生产效率变差。因此Al量为0.5％以下。优选为0.20％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.050％以下。

[Mn：1％以上且3.5％以下]

Mn使钢板的淬火性提高，是用于得到高强度的构件所需要的元素。从这一观点出发，Mn量为1％以上。优选为1.5％以上，更优选为1.8％以上，进一步优选为2.0％以上。但是，即使Mn量高于3.5％，该效果也饱和而成为成本上升的要因。因此在本发明中，Mn量为3.5％以下。优选为3.0％以下，更优选为2.8％以下。

[Ti：0.10％以下(不含0％)]

Ti将N作为TiN固定，使B以固溶状态存在，对于确保淬火性是有效的元素。从这一观点出发，优选使Ti量含有0.015％以上。更优选为0.020％以上。另一方面，若Ti量过剩，则原板(坯体)强度过度提高，招致切断、冲孔工具寿命的降低(结果是成本上升)。因此Ti量为0.10％以下。优选为0.06％以下，更优选为0.04％以下。

[B：0.005％以下(不含0％)]

B使钢材的淬火性提高，是用于在缓冷下也可使钢材达成高强度所需要的元素。为了发挥这一效果，优选使之含有0.0003％以上。更优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。另一方面，若B过剩地包含，则BN过剩地生成而招致韧性的劣化。因此，B量抑制在0.005％以下。优选为0.0040％以下，更优选为0.0035％以下。

本发明的钢材(坯体、钢构件)的成分如上述，余量由铁和不可避免的杂质(例如，P、S、N、O、As、Sb、Sn等)构成。不可避免的杂质中的P、S，从确保焊接性等的观点出发，优选将P减低到0.02％以下，S减低到0.02％以下。另外，若N量过剩，则使热成形后的韧性劣化或招致焊接性等的劣化，因此N量优选抑制在0.01％以下。此外，因为O成为表面瑕疵的原因，所以抑制在0.001％以下为宜。

另外，在不阻碍本发明的效果的范围内，作为其他的元素，可以还含有下述元素。

[Cr：5％以下(不含0％)]

Cr在使钢板的淬火性提高上是有效的元素。另外对于确保优异的耐氧化性(冲压前的加热时难以发生氧化皮)也是有效的元素。为了发挥这些效果，优选使Cr含有0.01％以上。更优选为0.1％以上。但是，若Cr量过剩，则该效果饱和而成为成本上升的要因，因此上限优选为5％。更优选为3.5％以下，进一步优选为2.5％以下。

[选自Ni和Cu中的一种以上的元素：合计0.5％以下(不含0％)]

Ni、Cu是对于淬火性提高有效的元素。另外对于成形品的耐延迟断裂性和耐氧化性的提高也是有用的元素。为了发挥这样的效果，优选按合计含有0.01％以上。更优选为合计0.1％以上。但是，若其含量过剩，则成为钢板制造时的表面瑕疵的发生原因。其结果是，发生酸洗性的降低，招致生产率的劣化。因此，优选这些元素合计为0.5％以下。更优选为合计0.3％以下。

[Mo：1％以下(不含0％)]

Mo在用于提高钢板的淬火性上是有效的元素，通过含有该元素，能够期待成形品的硬度偏差的减少。为了发挥这样的效果，优选含有0.01％以上。更优选为0.1％以上。但是，若Mo量过剩，则其效果饱而成为成本上升的要因，因此上限优选为1％。更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。

[Nb：0.1％以下(不含0％)]

Nb具有使组织微细化的效果，是有助于韧性提高的元素。因此含有Nb时，Nb量优选为0.005％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，若Nb量过剩，则原板(坯体)强度变高，冲裁工序(热压成形前将坯体切断成既定的形状等的工序)中的工具寿命变短，成为成本上升的要因。因此Nb量优选为0.1％以下。更优选为0.05％以下。

(坯体的制法)

制造满足上述成分组成的坯体的方法没有特别限定，遵循通常的方法，进行铸造、加热、热轧，再在酸洗后进行冷轧，根据需要进行退火即可。另外，还能够使用对于所得到的热轧钢板、冷轧钢板进一步实施了镀敷(含锌镀敷等)的镀敷钢板(镀锌钢板等)，以及进一步使之合金化的合金化熔融镀锌钢板等。

〔热压成形钢构件〕

由本发明的方法得到的热压成形钢构件具有与所使用的坯体(钢板)相同的化学成分组成。上述钢构件的组织没有特别规定。例如可列举马氏体单相的组织，和以马氏体为母相，残留奥氏体(残留γ)相对于全部组织含有2体积％以上(优选为3体积％以上，更优选为5体积％以上)的组织。如上述含有2体积％以上的残留γ的组织，拉伸伸展性、碰撞压坏特性和耐延迟断裂性优异。

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、贝氏体铁素体等)。所谓“实质上”，意思是作为在制造工序中不可避免地形成的组织，例如，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，进行修边、开孔等切削，能够得到例如汽车用钢部件。

钢构件能够以原本的状态或实施上述加工等，作为汽车用钢部件使用。作为该汽车用钢部件，例如可列举防撞杆、保险杆、加强件、中柱等。

本申请基于2013年1月18日申请的日本国专利申请第2013-007808号主张优先权的利益。2013年1月18日申请的日本国专利申请第2013-007808号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内当然也可以适当地加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

[实施例1]

使用表1所示的化学成分组成(余量是铁和不可避免的杂质)的钢板(坯体，尺寸为板厚1.4mm，宽190.5mm，长400mm)进行冲压加工，如图9的示的步骤，进行热压成形(以下，有时称为“冲压成形”或“冲压”)。在所述表1中，也一并显示使用前述的数学公式计算出的Ac₃点和Ms点。还有，在所述Ac₃点和Ms点的数学公式中，对于不包含的元素作为零计算。

实施例1中，任意一例均以下面的条件实施。即，坯体的加热以900℃(加热温度)进行6分钟，热压成形的开始温度在800～700℃之间，在使所述钢板升温至所述加热温度的工序中，从100℃至所述加热温度的平均升温速度约为10℃/s，从所述加热温度至(Ms点-150℃)的平均冷却速度为10～30℃/s。

如所述图1所示，热压成形使用压机(400吨机械压机)进行冲压成形[使用先行衬垫的弯曲(模板)成形]，得到图10所示的帽形槽形状的钢构件。还有，先行衬垫的压力源使用具有约1吨的反作用力的弹簧。

图1表示成形工序，图1中，1表示冲头，2表示冲模，3表示先行衬垫，4表示钢板(坯体)，5表示销(内置弹簧的浮动销)。

如图1(a)所示，至冲压开始，为了极力避免坯体4与金属模具(冲模2、先行衬垫3)的接触，将内置有弹簧的销5配置在金属模具(冲模2、先行衬垫3)上，将从加热炉取出的坯体4暂时放置在销5上。

图1(b)表示成形途中，是冲头1下落的途中。并且，图1(c)表示冲头1下落至下死点(下限位置)的状态。

还有，后述的表2的实验No.16中，冲压次数为3次，实验No.17和18中，冲压次数为4次。

模具内保持时间(金属模具接触时间、下死点保持时间)，在表2和表3的实验No.1～7和10～51中，如所述图9所示，约为0.8～7秒。其中，表2的实验No.3、4和19的模具内保持时间约为7秒。

所述热压成形后至室温的冷却，如所述图9所示这样进行。具体来说，表2和表3的实验No.1、2、11～14、17、18和20～51，冲压成形后进行强制风冷，表2的实验No.10、15和16，冲压成形后进行自然空冷。另外表2的实验No.5～7，在冲压成形后在保持炉中保持6分钟后进行自然空冷。表2的实验No.3、4和19，在冲压成形后进行自然空冷。表2的实验No.8和9，也是冲压成形后进行自然空冷。

上述钢构件制造时的钢板的温度历程，如图11所示，通过在作为钢构件时的顶板的中央部和纵壁的中央部埋入热电偶进行测量。还有，在上述2处测量的温度大致相同。

由上述测量的温度历程，读取从(Ms点-150℃)至80℃的冷却时间，计算表2和表3所示的平均冷却速度和回火参数(λ)。具体来说回火参数的计算是以t₀＝0(秒)、T₀＝Ms-150℃为起点，设定从上述测量的(Ms点-150℃)至80℃的冷却历程和Si量。另外，表2和表3所示的最终脱模温度，根据热电偶的指示温度和这时的金属模具位置进行判断。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。

使用按照上述这样得到的钢构件(成形构件)，如下述，进行拉伸试验和生产率的评价。还有，得到的钢构件的组织均是马氏体单一组织。

[拉伸试验]

如图12所示，从成形部件(钢构件)的一部分切下JIS5号形状的试验片作为拉伸试验用试验片。然后，使用岛津制作所制的AG-IS 250kN Autograph拉伸试验机，以应变速度：10mm/min，根据JIS Z 2241所规定的方法，测量屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、延伸率(EL)。然后求得TS×EL(MPa·％)。

[生产率的评价]

对于生产率，在热压成形工序中，以作为速率控制工序的模具内保持时间的长度进行评价。所述模具内保持时间为10秒以上时，与现有技术同样，评价为生产率差(×)，低于10秒时评价为生产率良好(○)。

这些结果显示在表2和表3中。

[表1]

[表2]

[表3]

由表1～3可知以下内容。

实验No.1～4，因为Si量不足，所以能够确保优异的强度-延展性平衡。由实验No.2和3可知，Si量不足时，即便使(Ms点-150℃)至80℃的平均冷却速度变化，也得不到充分高的强度-延展性平衡。另外在实验No.4中，因为参数λ超出规定范围，所以强度-延展性平衡显著变差。

实验No.5～7，因为从(Ms点-150℃)至80℃的冷却以超出参数λ的规定范围的方式进行，所以强度-延展性平衡差。

实验No.8和9，因为从(Ms点-150℃)至80℃的冷却以低于参数λ的规定范围的方式进行，所以钢构件的生产率差。

实验No.41、42、47和48，因为从(Ms点-150℃)至80℃的冷却以超出参数λ的规定范围的方式进行，所以强度-延展性平衡差。

相对于此，实验No.10～40、43～46和49～51，使用本发明所规定的成分组成的钢板，以规定的方法制造钢构件，因此能够以高生产率得到高强度且强度-延展性平衡优异的钢构件。

其中，实验No.10～14是使用同一坯体，改变参数λ而进行从(Ms点-150℃)至80℃的冷却的例子，但均能够得到高强度-延展性平衡。

实验No.15～18是使用同一坯体，使冲压次数和最终脱模温度变化的例子，若对比这些结果，则可知，通过进行多段成形且降低最终脱模温度，能够实现高生产率和更高的强度-延展性平衡。

[实施例2]

在实施例2中，调查使钢板升温至所述加热温度的工序中的从100℃至所述加热温度的平均升温速度对于特性造成的影响。

在此实施例2中，对于小型(1.4mmt×180mmW×50mmL)的平板，评价以通电加热装置实施了热处理的材料。

在使用所述表1的坯体标号A的钢板，使钢板升温至加热温度：900℃的工序中，从100℃至所述加热温度的平均升温速度如下述表4所示。并且，在加热温度到达900℃的时刻停止通电，放冷至800℃后，使加热温度(900℃)至(Ms点-150℃)的平均冷却速度大约为10℃/s而进行冷却，并且以达到表4所示的回火参数(λ)的值的方式实施从(Ms点-150℃)至80℃的冷却，得到热处理材。还有，上述以外的条件与表2的实验No.15相同。

然后，从得到的热处理材上提取JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验，求得YS、TS、EL和TS×EL。这些结果显示在表4中。

[表4]

※均使用坯体标号A。

※加热温度均为900℃，冷却开始温度(相当于成形开始温度)均为800℃。

※从加热温度至Ms点-150℃的平均升温速度均为大约10℃/s。

由表4可知如下。在使所述钢板升温至所述加热温度的工序中，通过提高从100℃至所述加热温度的平均升温速度，可知TS×EL提高。特别是可知，为了达成按照TS×EL计为14000MPa·％以上的更高的TS×EL平衡，更优选使所述平均升温速度为50℃/s以上。

[实施例3]

在实施例3中，对于热压成形而得到的钢构件，调查进行回火时的回火温度对于机械特性造成的影响。

如下述所示，对于热压成形而得到的钢构件，再进行回火，除此以外均与实施例1的表2的实验No.16(最终脱模温度380℃)相同而得到钢构件。在所述回火中，热压成形后，以40℃/s的平均升温速度升温至表5所示的回火温度后，不以所述回火温度保持而进行水冷。

然后与实施例1同样进行拉伸试验，求得YS、TS、EL和TS×EL。这些结果显示在表5中。还有，热压成形工序中的模具内保持时间均低于10秒，生产率为○。

[表5]

※均使用坯体标号A。

※从100℃至加热温度的平均升温速度均为大约10℃/s。

※加热温度均为900℃，成形开始温度均为800～700℃。

※从加热温度至Ms点-150℃的平均冷却速度均为大约10℃/s。

由表5可知如下。若对比实验No.58和实验No.59～62，则可知即使在进行回火时，也能够不使TS×EL平衡降低而进行强度调整。由实验No.63的结果可知，为了得到期望的屈服强度(800MPa以上)，进行回火时的回火温度的上限可以低于600℃。

符号说明

1 冲头

2 冲模

3 先行衬垫

4 钢板(坯体)

5 销

Claims (8)

1.一种热压成形钢构件的制造方法，其特征在于，是加热钢板，并通过一次以上热压成形而制造钢构件的方法，

其中，使所述加热的温度即加热温度为Ac₃相变点以上，

并且，使所述热压成形的开始温度为所述加热温度以下且Ms点以上，

此外，以使下式(1)所示的回火参数λ满足7100以上且8030以下的方式进行从Ms点-150℃至80℃的冷却，

$\mathrm{\λ}=293\×\{log\left(\frac{\underset{n=1}{\overset{5000}{\Σ}}{t}_n^{,}}{3600}\right)+20\}-430\×\[Si\]...\left(1\right)$

在式(1)中，λ表示回火参数，[Si]表示钢中以质量％计的Si量，t_n’是由下式(2)表示的值，

$t_n^{,}=3600\×{10}^{^}\{\frac{T_{n-1}+273}{293}\×(log\frac{t_n-t_{n-1}}{3600}+20)-20\}...\left(2\right)$

在式(2)中，t_n表示将从Ms点-150℃至80℃的总冷却时间进行5000等分时的第n段时间，单位为秒，T_n表示所述t_n时的温度，单位为℃，t₀＝0秒，T₀＝Ms点-150℃，另外10^{ }意思是10的{ }次幂，

所述钢板的成分组成以质量％计含有

C：0.15％以上且0.4％以下、

Si：高于1.0％且1.65％以下、

Al：0.5％以下且不含0％、

Mn：1％以上且3.5％以下、

Ti：0.10％以下且不含0％、和

B：0.005％以下且不含0％，

余量是铁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的制造方法，其中，以5℃/s以上且20℃/s以下的平均冷却速度进行所述从Ms点-150℃至80℃的冷却。

3.根据权利要求1所述的制造方法，其中，使所述热压成形中的最终的热压成形的结束温度为Ms点以下。

4.根据权利要求1所述的制造方法，其中，在使所述钢板升温至所述加热温度的工序中，从100℃至所述加热温度的平均升温速度为5℃/s以上。

5.根据权利要求1所述的制造方法，其中，在所述热压成形后，以100℃以上且低于600℃进行回火。

6.根据权利要求1所述的制造方法，其中，所述钢板的成分组成以质量％计还含有属于下述(a)～(d)的任意一项中的一种以上的元素，

(a)Cr为5％以下且不含0％；

(b)选自Ni和Cu中的一种以上的元素，合计为0.5％以下且不含0％；

(c)Mo为1％以下且不含0％；

(d)Nb为0.1％以下且不含0％。

7.一种热压成形钢构件，其由权利要求1～6中的任一项所述的制造方法得到。

8.一种汽车用钢部件，其是通过对权利要求7所述的热压成形钢构件实施加工而得到的。