CN105518162A - 冲压成形品的制造方法和冲压成形品 - Google Patents

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Abstract

提供一种能够得到能以高水平达成高强度与延伸率的平衡的冲压成形品，而且在得到HAZ的软化防止特性良好的冲压成形品上有用的方法，该方法是将具有既定的化学成分组成，在钢板中包含的含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6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足既定的关系的热压用钢板，加热到900℃以上、1100℃以下的温度后开始，冲压成形，成形中和成形结束后一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下、马氏体相变开始温度Ms以上的温度后，以低于20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下。

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。特别是涉及适用于将预先加热的钢板(坯料)成形加工成既定的形状时，在付与形状的同时实施热处理而得到既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
作为以地球环境问题为发端的汽车的燃油效率提高对策之一，车体的轻量化推进，需要使汽车所使用的钢板尽可能地高强度化。另一方面，若使钢板高强度化，则冲压成形时的形状精度降低。
由此，将钢板加热到既定的温度(例如，成为奥氏体相的温度)而降低强度后，通过用比钢板低温(例如室温)的模具进行成形，在付与形状的同时，利用两者的温差进行急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度的热压成形法在零件制造中被采用。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、热压成型法、模压淬火法等各种名称被称呼。
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1中，1表示冲头，2表示冲模，3表示坯缘压牢器，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，可构成方式为，在冲头1与冲模2中，使其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，通过在该通路中使冷却介质通过，以冷却这些构件。
使用这样的模具进行热压成形(例如，热深冲压加工)时，在将钢板(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与坯缘压牢器3间的状态，用冲头1将钢板4压入冲模2的腔内(图1的2、2间)，一边收缩钢板4的外径，一边成形为冲头1的外形所对应的形状。另外，通过在成形同时进行冲头和冲模的冷却，进行从钢板4向模具(冲头和冲模)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，由此实施原材的淬火。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的零件时相比较，由于能够减少成形载荷，所以压床的容量很小即可。
作为目前广泛使用的热压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。该钢板其抗拉强度为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)。但是，像能量吸收构件这样需要变形的零件中，因为延伸率(延展性)低，所以适用困难。
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，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等级，并且导入变形能力高的铁素体，减少铁素体和马氏体的平均粒径，从而实现延伸率的提高。这些技术虽然对于延伸率的提高有效，但是如果从对应钢板的强度而提高延伸率的观点出发，则依然不充分。例如，抗拉强度TS为1270MPa以上的，延伸率EL最大为12.7％左右，还要求进一步改善。
另一方面，汽车零件需要通过点焊接合，但组织以马氏体为主体的热压成型成形品中，可知焊接热影响部(HAZ)的强度降低显著，焊接接头的强度降低(软化)(例如，非专利文献1)。
【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
【非专利文献】
非专利文献1：广末等“新日铁技报”第378号第15～20页(2003)
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种能够得到能以高水平达成高强度和延伸率的平衡的冲压成形品，而且在得到HAZ的软化防止特性良好的冲压成形品上有用的方法，和发挥着上述特性的这种冲压成形品。
【用于解决课题的手段】
能够达成上述目的的所谓本发明的冲压成形品的制造方法，其特征在于，是将如下热压钢板加热至900℃以上且1100℃以下的温度后，开始冲压成形，成形中和成形结束后在模具内一边确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度Ms以上的温度后，以低于20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下。所述热压钢板分别含有
C：0.15～0.5％(质量％的意味。以下，关于化学成分组成均同。)、
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6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足下述(1)式的关系。
还有，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”为其平均值)。
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％))
本发明的制造方法中使用的热压用钢板，根据需要，作为其他的元素，还使之含有下述(a)～(c)中的至少1个也有用。对应根据需要含有的元素的种类，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：合计为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：合计为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：合计为0.01％以下(不含0％)
在由该制造方法得到的冲压成形品中，金属组织为，贝氏体铁素体：60～97面积％，马氏体：37面积％以下，残留奥氏体：3～20面积％，余量组织：5面积％以下，冲压成形品中包含的含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10nm以下，并且满足上述(1)式的关系，在冲压成形品内能够以高水平，并用为均匀的特性达成高强度和延伸率的平衡。
【发明的效果】
根据本发明，因为所使用的钢板，对其化学成分组成进行严密地规定，并且控制含Ti析出物的大小，另外对于不形成TiN的Ti控制其析出率，所以通过以既定的条件对其热压，能够使成形品的强度-延伸率平衡达到高水平，而且能够使HAZ的软化防止特性良好。
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，在将钢板加热至既定的温度后，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，而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，并且力图含Ti析出物的大小和析出Ti量的控制，则通过以既定条件热压成形该钢板，则能够在成形后得到确保既定量的残留奥氏体，提高内在的延展性(残存延展性)，而且HAZ的软化防止特性良好的冲压成形品，从而完成了本发明。
在本发明中使用的热压用钢板中，需要严密地规定化学成分组成，而各化学成分的范围限定理由如下述。
(C：0.15～0.5％)
C通过使贝氏体相变开始温度Bs降低，而使冷却过程中生成的贝氏体铁素体微细，并且通过使贝氏体铁素体中的位错密度上升，在使强度提高上是重要的元素。另外，通过使形成于贝氏体铁素体的板条间的微细的残留奥氏体量增加，能够高水平确保高强度与延伸率的平衡。C含量低于0.15％时，贝氏体相变开始温度Bs上升，贝氏体铁素体粗大，成为低位错密度，不能确保热压成形品的强度。另外若C含量过剩而高于0.5％，则强度过高，得不到良好的延展性。C含量的优选的下限为0.18％以上(更优选为0.20％以上)，优选的上限为0.45％以下(更优选为0.40％以下)。
(Si：0.2～3％)
Si抑制在模具淬火的冷却中形成于贝氏体铁素体的板条间的残留奥氏体分解而形成渗碳体，由此发挥着使残留奥氏体形成的效果。为了发挥这样的效果，Si含量需要为0.2％以上。另外若Si含量过剩而高于3％，则铁素体容易形成，加热时难以实现奥氏体单相化，在热压用钢板中贝氏体铁素体和残留奥氏体以外的组织分率将高于5面积％。Si含量的优选的下限为0.5％以上(更优选为1.0％以上)，优选的上限为2.5％以下(更优选为2.0％以下)。
(Mn：0.5～3％)
Mn提高淬火性，在模具淬火的冷却中对于抑制铁素体和珠光体等的软质的组织的形成是有效的元素。另外，通过使贝氏体相变开始温度Bs降低，使冷却过程中生成的贝氏体铁素体微细，并且通过使贝氏体铁素体中的位错密度上升，从而在使强度提高上是重要的元素。此外，是使奥氏体稳定化的元素，是有助于残留奥氏体量的增加的元素。为了发挥这些效果，需要使Mn含有0.5％以上。只考虑特性时，优选Mn含量多的方法，但合金添加的成本上升，因此为3％以下。Mn含量的优选的下限为0.7％以上(更优选为1.0％以上)，优选的上限为2.5％以下(更优选为2.0％以下)。
(P：0.05％以下(不含0％))
P是在钢中不可避免包含的元素，但使延展性劣化，因此优选P极力减少。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，因此为0.05％以下(不含0％)。P含量的优选的上限为0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
(S：0.05％以下(不含0％))
S也与P同样，在钢中是不可避免被包含的元素，因为使延展性劣化，所以S优选极力减少。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，因此为0.05％以下(不含0％)。S含量的优选的上限为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，并且将钢中存在的固溶N作为AlN固定，对延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，需要Al含量为0.01％以上。但是，若Al含量过剩而高于1％，则Al2O3过剩生成，使延展性劣化。还有，Al含量的优选的下限为0.02％以上(更优选为0.03％以上)，优选的上限为0.8％以下(更优选为0.6％以下)。
(B：0.0002～0.01％)
B具有抑制铁素体相变和珠光体相变的作用，因此在加热到(Ac1相变点～Ac3相变点)的二相域温度之后的冷却中，是防止铁素体、珠光体的形成，有助于确保残留奥氏体的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0002％以上，但即使高于0.01％而过剩地含有，效果也是饱和。B含量的优选的下限为0.0003％以上(更优选为0.0005％以上)，优选的上限为0.008％以下(更优选为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，使B维持在固溶状态下，显现出淬火性的改善效果。为了发挥这样的效果，重要的是使Ti比N的化学计量比(N的含量的3.4倍)多含有0.01％以上。另外，通过使相对于N而过剩添加的Ti在热压成型成形品内以固溶状态存在，且预先使析出的化合物微细分散，借助在焊接热压成型成形品时固溶的Ti形成为TiC而带来析出强化，来自TiC的位错的移动防止效果带来位错密度的增加延迟等的效果，能够抑制HAZ的强度降低。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)粗大化，钢板的延展性降低。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，但在实际制程之中减少存在界限，因此以0.001％为下限。另外，若N含量过剩，则所形成的含Ti析出物(例如TiN)粗大化，该析出物作为破坏的起点起作用，使钢板的延展性降低，因此将上限作为0.01％。N含量的优选的上限为0.008％以下(更优选为0.006％以下)。
本发明中使用的热压用钢板中的基本的化学成分如上述，余量是铁和P、S、N以外的不可避免的杂质(例如，O、H等)。另外在本发明所使用的热压用钢板中，根据需要，作为其他的元素，还使下述(a)～(c)的中至少1个含有也有用。对应根据需要含有的元素的种类，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和其范围限定理由如下述。
(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计为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：合计为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：合计为0.01％以下(不含0％)
(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形成微细的碳化物，具有通过钉扎效应使组织微细的效果。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.001％以上。但是，若这些元素的含量过剩，则粗大的碳化物形成，成为破坏的起点，反而使延展性劣化。由此，这些的元素合计优选为0.1％以下。这些元素的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)。
(从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计为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，对于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，则含量越多越为优选，但由于合金添加的成本上升，所以优选合计为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，因此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合计为0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选的上限合计为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：合计为0.01％以下(不含0％))
这些元素因为使夹杂物微细化，所以对延展性提高有效地起作用。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，则含量越多越优选，但由于效果饱和，所以优选合计为0.01％以下。这些元素含量的更优选的下限合计为0.0002％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选的上限合计为0.005％以下(进一步优选为0.003％以下)。
在本发明所使用的热压用钢板中，(A)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6nm以下，(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)也是重要的要件。
含Ti析出物和(1)式的控制，用于防止HAZ的软化，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。因此在成形前(热压用钢板)的阶段就需要预先控制。在成形前的钢板中，通过预先使相对于N过剩的Ti以固溶状态或微细状态存在，在热压的加热时便能够使含Ti析出物维持在固溶状态或微细状态。由此，能够将冲压成形品中的析出Ti量控制在既定量以下，防止HAZ的软化而能够改善接头特性。
从这一观点出发，需要预先使含Ti析出物微细分散，为此在钢板中包含的含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需要为6nm以下(上述(A)的要件)。含Ti析出物的大小(平均当量圆直径)，优选为5nm以下，更优选为3nm以下。还有，本发明中作为对象的所谓含Ti析出物，其宗旨除了TiC和TiN以外，还包括TiVC、TiNbC、TiVCN、TiNbCN等的含有Ti的析出物。
还有，如后述，相对于将冲压成形品中的含Ti析出物的平均当量圆直径规定为10nm以下，在成形前(热压用钢板)规定为6nm以下。其理由是，钢板中虽以微细的析出物或固溶状态存在Ti，但若在800℃附近施加15分钟以上的加热，则含Ti析出物会有一些粗大化，因此相比钢板，成形品的一方中，将析出物尺寸规定得大。为了确保作为成形品的特性，含Ti析出物的平均当量圆直径需要为10nm以下，为了在热压成型成形品中实现析出状态，需要在热压成型用钢板的阶段使30nm以下的微细的析出物的平均当量圆直径为6nm以下，另外使Ti的大部分以固溶状态存在。
另外，在热压用钢板中，需要使Ti之中除了用于将N析出固定以外的Ti的大半以固溶状态或微细状态存在。为此，作为TiN以外的析出物而存在的Ti量(即析出Ti量-3.4[N])，需要比全部Ti之中减去形成TiN的Ti所剩余的0.5倍少(即，比0.5×[总Ti量(％)-3.4[N]]少)(上述(B)的要件)。析出Ti量-3.4[N]优选为0.4×[总Ti量(％)-3.4[N]]以下，更优选为0.3×[总Ti量(％)-3.4[N]]以下。
为了制造上述这样的钢板(热压用钢板)，对于熔炼具有上述这样的化学成分组成的钢材的铸片，以加热温度：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850℃以上(优选为900℃以上)且1000℃以下(优选为950℃以下)而进行热轧，其后立即以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)的平均冷却速度，冷却(急冷)至500℃以下(优选为450℃以下)，在200℃以上(优选为250℃以上)且500℃以下(优选为450℃以下)卷取即可。
上述方法，通过如下方式，以发生贝氏体相变或马氏体相变的方式进行控制：(1)在通过热轧导入到奥氏体中的位错残留的温度域结束轧制；(2)在此之后立即急冷，在位错上使TiC等的含Ti析出物微细地形成；(3)再急冷之后卷取。
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％)实施冷轧之后再供热压的制造。另外，也可以实施这样的热处理，即，将热压用钢板或其冷轧材加热到830℃以上(优选为850℃以上且900℃以下)后，以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)的冷却速度急冷至500℃以下(优选为450℃以下)后，再在500℃以下保持10秒以上且1000秒以下，或以500℃以下的温度实施回火。另外，在本发明的热压用钢板中，也可以在其表面(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900℃以上、1100℃以下的温度加热后，开始冲压成形，成形中和成形结束后，在模具内一边确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度(Bs-100℃)以下、马氏体相变开始温度Ms以上的温度后，以低于20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下，由此能够在具有单一特性的冲压成形品中，设计成作为既定的强度且高延展性的最佳的组织(以贝氏体铁素体为主体的组织)。规定此成形法中的各要件的理由如下述。
若钢板的加热温度比900℃低，则在加热时得不到充分的奥氏体，最终组织(成形品的组织)中马氏体分率变得过剩。另外，若钢板的加热温度超过1100℃，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，淬火时不能确保残留奥氏体，无法达成良好的成形性。加热温度优选为950℃以上、1050℃以下。还有，若这时的加热时间过长，则钢板中的含Ti析出物难以微细化，且即使是少量，加热中含Ti析出物也会形成并粗大化，焊接性的改善效果变小，因此优选加热时间短的方法。加热时间的优选的范围是3600秒以下，更优选为20秒以下。
为了使上述加热工程中形成的奥氏体，一边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边成为期望的组织(以贝氏体铁素体为主体的组织)，需要适当地控制成形中和成形后的平均冷却速度和冷却结束温度。从这一观点出发，成形中的平均冷却速度需要为20℃/秒以上，冷却结束温度需要为比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度Ms以上。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)。通过使冷却结束温度为比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下，从而一边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边在加热时使存在的奥氏体相变成贝氏体，一边确保贝氏体铁素体量，一边使贝氏体铁素体的板条之间残留微细的奥氏体而确保既定量的残留奥氏体。
若上述冷却结束温度，比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度高，或平均冷却速度低于20℃/秒时，铁素体和珠光体等的组织形成，不能确保既定量的残留奥氏体，成形品的延伸率(延展性)劣化。另外，若冷却至比马氏体相变开始温度Ms低的温度，则马氏体的生成量增加，成形品的延伸率(延展性)劣化。
在处于比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度Ms以上的温度的阶段停止急速冷却，之后以低于20℃/秒的平均冷却速度进行截止到200℃以下的冷却。通过附加这样的冷却工序，贝氏体铁素体相变将受到促进。若这时的平均冷却速度为20℃/秒以上，则马氏体形成，强度变高，但得不到良好的延伸率。这时的平均冷却速度优选为15℃/秒以下，更优选为10℃/秒以下。另外，在此冷却中之所以冷却至200℃以下，是出于以下这样的理由，即，使碳从贝氏体铁素体分配到未相变奥氏体中，使室温下残存的残留奥氏体的量增加。
进行上述这样的二阶段的冷却后，平均冷却速度的控制基本不需要，例如也可以由1℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温。还有，冲压成形中和成形结束后的平均冷却速度的控制，能够通过(a)控制成形模具的温度(所述图1所示的冷却介质)，(b)控制模具的热传导率等的手段达成。
在由此制造方法得到的冲压成形品中，金属组织为，贝氏体铁素体：60～97面积％，马氏体：37面积％以下，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，能够在成形品内使高强度和延伸率的平衡以高水平并作为均匀的特性达成。这样的热压成形品的各要件(基本组织和残留奥氏体中的碳量)的范围设定理由如下。
通过使冲压成形品的主要组织，成为高强度且富于延展性的贝氏体铁素体，能够使冲压成形品的高强度和高延展性并立。从这一观点出发，贝氏体铁素体的面积分率需要为60面积％以上。但是，若其分率高于97面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残存延展性)降低。贝氏体铁素体分率的优选的下限为65面积％以上(更优选为70面积％以上)，优选的上限为95面积％以下(更优选为90面积％以下)。
通过部分含有高强度的马氏体，可实现热压成形品的高强度化，但若其量变多，则延展性(残存延展性)降低。从这一观点出发，马氏体的面积分率需要为37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30面积％以下(更优选为25面积％以下)。
残留奥氏体在塑性变形中相变成马氏体，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，残留奥氏体分率越多越好。在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体有限，20面积％左右为上限。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)。
除上述组织以外，作为余量组织能够含有铁素体、珠光体等，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相低，优选基本上不含有(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。
在上述冲压成形品中，冲压成形品中(即，构成冲压成形品的钢板中)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10nm以下。通过满足这一要件，能够得到能以高水平达成高强度与延伸率的平衡的冲压成形品。含Ti析出物的平均当量圆直径优选为8nm以下，更优选为6nm以下。
另外在冲压成形品中，作为TiN以外的析出物而存在的Ti量(析出Ti量-3.4[N])，比全部Ti之中减去形成TiN的Ti所剩余的Ti的0.5倍少(即，比0.5×[总Ti量(％)-3.4[N]]少)。通过满足这一要件，焊接时固溶的Ti在HAZ微细析出，或既有的微细含Ti析出物抑制位错的恢复等，从而防止HAZ的软化，焊接性良好。析出Ti量-3.4[N]优选为0.4×[总Ti量(％)-3.4[N]]以下，更优选为0.3×[总Ti量(％)-3.4[N]]以下。
根据本发明的方法，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)的冲压成形品，因此也可以适用于至今为止的热压成形品难以适用的部位(例如，能量吸收构件)，在扩展热压成形品的应用范围上极为有用。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例当然不限定本发明，以前、后述的宗旨为特征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.1～31)，作为实验用板坯后，进行热轧而成为钢板，之后冷却并实施模拟卷取的处理(板厚：3.0mm)。卷取模拟处理方法，是冷却至卷取温度后，在加热到卷取温度的炉中放入试料，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、Ms点和Bs点，使用下述的(2)式～(4)式求得(例如，参照“莱斯利铁钢材料学”丸善，(1985))。另外，表2的备注栏中所示的处理(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)
Bs点(℃)＝830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]…(4)
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～(4)式的各项所示的元素时，去掉该项计算。
处理(1)：对热轧钢板进行冷轧后(板厚：1.6mm)，用热处理模拟器模拟连续退火，加热至800℃之后保持90秒，以20℃/秒的平均冷却速度冷却到500℃，保持300秒。
处理(2)：将热轧钢板进行冷轧后(板厚：1.6mm)，用热处理模拟器模拟连续熔融镀锌线，为此加热到860℃后，以30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，保持后，为了模拟浸渍到镀浴-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】
对于得到的钢板(冲压成形用钢板)，按下述要领进行Ti的析出状态的分析(析出Ti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)
制作萃取复型试样，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，由此确定含Ti析出物(当量圆直径为30nm以下的)。通过图像分析测量至少100个以上的含Ti析出物的面积，由此求得当量圆直径，以其平均值作为析出物尺寸(含Ti析出物的平均当量圆直径)。另外，析出Ti量-3.4[N](作为析出物存在的Ti量)，使用筛孔径：0.1μm的筛进行萃取残渣分析(萃取处理时，析出物凝集，也能够测量微细的析出物)，求得析出Ti量-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)(除上述处理(1)、(2)以外的，通过热轧将厚度t调整到1.6mm)，以加热炉加热至既定的温度后，以帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，成为成形品。冲压成形条件(冲压成形时的加热温度、加热时间、平均冷却速度、急速冷却结束温度)显示在下述表4中。
【表4】
对于所得到的冲压成形品，以下述方法测量抗拉强度(TS)、延伸率(总延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)、和热处理后的硬度降低量，以上述方法测量Ti的析出状态。
(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：为10mm/秒。在本发明中，抗拉强度(TS)满足1180MPa以上，延伸率(EL)满足12.0％以上，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，以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，区别贝氏体铁素体、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，是研磨至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨，然后通过X射线衍射法进行测量(例如，ISJJInt.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。
(热处理后的硬度降低量)
作为按照点焊的热历程，用热处理模拟器以平均加热速度50℃/秒加热至700℃后，以平均冷却速度50℃/秒进行冷却，测量相对于本来的硬度(维氏硬度)的硬度降低量(ΔHv)。硬度降低量(ΔHv)为50Hv以下时，判断为HAZ的软化防止特性良好。
金属组织的观察结果(各组织的分率、Ti的析出状态、析出Ti量-3.4[N])显示在下述表5中。另外，冲压成形品的机械的特性(抗拉强度TS、延伸率ELTS×EL、和硬度降低量ΔHv)显示在下述表6中。还有，冲压成形品中的析出Ti量-3.4[N]的值，与冲压成形用钢板的析出Ti量-3.4[N]的值有一些不同，但这是测量误差。
【表5】
【表6】
由这些结果能够进行如下考察。钢No.1、2、4～6、8～10、15、16、18～20、22～31，是满足本发明所规定的要件的实施例，强度-延展性平衡良好，可知能够得到软化防止特性良好的成形品。
相对于此，钢No.3、7、11～14、17、21，是不满足本发明所规定的任意一个要件的比较例，某一特性劣化。即，钢No.3是使用Si含量少的钢板，无法确保冲压成形品中的残留奥氏体分率，只能得到低延伸率EL，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。钢No.7在钢板制造时的终轧温度低，不满足(1)式的关系，含Ti析出物粗大化，强度-延伸率平衡(TS×EL)降低，并且软化防止特性劣化。
钢No.11其冲压成形时的急速冷却后的冷却速度快，马氏体的生成过剩，强度变得过高，只能得到低延伸率EL，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。钢No.12其冲压成形时的急速冷却结束温度低，马氏体的生成过剩，强度变得过高，只能得到低延伸率EL，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。
钢No.13其冲压成形时的平均冷却速度慢，不能确保贝氏体铁素体的面积率，强度过低，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。钢No.14其冲压成形时的急速冷却结束温度高，铁素体生成，不能确保贝氏体铁素体的面积率，强度变得过低，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。
钢No.17使用的是C含量过剩的钢板，成形品的强度高，只能得到低延伸率EL。钢No.21使用的是Ti含量过剩的钢板，冲压成形品不满足(1)式的关系，成形品中的含Ti析出物粗大化，并且软化防止特性劣化。
【产业上的可利用性】
在本发明中，将具有既定的化学成分组成，钢板中包含的含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6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足既定的关系的热压用钢板，加热到900℃以上且1100℃以下的温度后，开始冲压成形，成形中和成形结束后，一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度Ms以上的温度后，以低于20℃/秒的平均冷却速度冷却到200℃以下，从而能够得到能以高水平达成高强度和延伸率的平衡的冲压成形品，而且能够实现HAZ的软化防止特性良好的冲压成形品。
【符号的说明】
1冲头
2冲模
3坯缘压牢器
4钢板(坯料)

Claims (3)

1.一种冲压成形品的制造方法，其特征在于，将如下热压用钢板加热至900℃以上且1100℃以下的温度后，开始冲压成形，成形中和成形结束后一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下且马氏体相变开始温度Ms以上的温度后，以低于20℃/秒的平均冷却速度冷却至200℃以下，
所述热压用钢板以质量％计分别含有以下化学成分组成：
C：0.15～0.5％、
Si：0.2～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.05％以下但不含0％、
S：0.05％以下但不含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、和
N：0.001～0.01％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，其中，[N]表示以质量％计的N的含量，
并且钢板中包含的含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6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总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]表示以质量％计的钢中的N的含量，析出Ti量、总Ti量为以质量％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下述(a)～(c)中的至少1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：合计为0.1％以下但不含0％；
(b)从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计为1％以下但不含0％；
(c)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计为0.01％以下但不含0％。
3.一种冲压成形品，其特征在于，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，所述冲压成形品的金属组织为，贝氏体铁素体：60～97面积％，马氏体：37面积％以下，残留奥氏体：3～20面积％，余量组织：5面积％以下，冲压成形品中包含的含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10nm以下，并且满足上述(1)式的关系。
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Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015102050A1 (ja) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
EP3093359A4 (en) 2014-01-06 2017-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and process for manufacturing same
CN104513927B (zh) * 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
US10650621B1 (en) 2016-09-13 2020-05-12 Iocurrents, Inc. Interfacing with a vehicular controller area network
JP2020501017A (ja) * 2016-11-29 2020-01-16 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間成形された物品の製造方法及び得られた物品
MX2019011941A (es) * 2017-04-07 2019-11-28 Jfe Steel Corp Elemento de acero, laminas de acero laminadas en caliente para elementos de acero y metodo de produccion de los mismos.
CN110494583B (zh) 2017-04-07 2021-10-26 杰富意钢铁株式会社 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法
WO2019003447A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019003445A1 (ja) 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP7443635B2 (ja) * 2020-01-31 2024-03-06 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN101346482A (zh) * 2005-12-26 2009-01-14 Posco公司 易成型性优良的碳钢板及其制备方法
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
JP2011016148A (ja) * 2009-07-08 2011-01-27 Sumitomo Electric Sintered Alloy Ltd 粉末充填装置

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4735211B2 (ja) 2004-11-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその製造方法
CN101484601B (zh) * 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
CN101583486B (zh) * 2006-10-30 2014-08-27 安赛乐米塔尔法国公司 涂覆的钢带材、其制备方法、其使用方法、由其制备的冲压坯料、由其制备的冲压产品和含有这样的冲压产品的制品
DE102007008117B8 (de) * 2007-02-19 2009-04-23 Voestalpine Anarbeitung Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum temperierten Umformen von warmgewalztem Stahlmaterial
EP2020451A1 (fr) * 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
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
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
WO2010084864A1 (ja) * 2009-01-23 2010-07-29 株式会社深井製作所 エンボスが形成された鋼板の加圧成形方法
CN103154279B (zh) * 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
CN103547694B (zh) * 2011-04-28 2017-07-25 株式会社神户制钢所 热压成形品及其制造方法
JP2012240095A (ja) * 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
EP2719786B1 (en) * 2011-06-10 2016-09-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Process for producing a hot press-formed product.
EP2719788B1 (en) * 2011-06-10 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding
WO2013012103A1 (ko) * 2011-07-15 2013-01-24 주식회사 포스코 열간 프레스 성형용 강판, 이를 이용한 성형부재 및 이들의 제조방법
JP5802155B2 (ja) * 2012-03-09 2015-10-28 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN101346482A (zh) * 2005-12-26 2009-01-14 Posco公司 易成型性优良的碳钢板及其制备方法
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
JP2011016148A (ja) * 2009-07-08 2011-01-27 Sumitomo Electric Sintered Alloy Ltd 粉末充填装置

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Publication number Publication date
CA2923582A1 (en) 2015-03-19
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