CN110168116B - 热冲压成形体及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

由钢板形成坯料材料，进行坯料材料的第1淬火，在第1淬火之后，进行坯料材料的第2淬火。在进行第1淬火时，将坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度加热至(Ac3点‑50)℃以上且1200℃以下的第1温度，将坯料材料从第1温度冷却至250℃以下的第2温度。在进行第2淬火时，将坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度从第2温度加热至(Ac3点‑50)℃以上且1200℃以下的第3温度，将坯料材料从第3温度冷却至250℃以下的第4温度。在第1淬火或第2淬火或它们两者中进行坯料材料的成形。

Description

热冲压成形体及其制造方法
技术领域
本发明涉及热冲压成形体及其制造方法。
背景技术
以往，从地球环境问题及碰撞安全性能的观点出发，要求汽车用结构部件的薄壁化及高强度化。为了应对这些要求，以高强度钢板作为原材料的汽车用结构部件增加。另外，作为高强度钢板的成形方法，已知有被称为热冲压的方法。在热冲压中，将C含量为0.20质量％～0.22质量％左右的钢板在700℃以上的高温域进行压制成形，在压制模具内或压制模具外进行淬火。根据热冲压，由于在钢板的强度降低的高温域实施成形，因此能够抑制在冷压中产生的那样的成形不良。另外，由于通过成形后的淬火而得到以马氏体作为主相的组织，因此能够得到高强度。因此，世界上正在广泛使用抗拉强度为1500MPa左右的热冲压成形体。
然而，本发明者们进行了用于进一步高强度化的研究，结果弄清楚了在具有1900MPa以上的抗拉强度的热冲压成形体中，有时会产生低应力破坏。若产生低应力破坏的热冲压成形体被用于汽车用结构部件中，则即使是受到在设计阶段被计算为可耐受的冲击的情况下，该部件也有可能被破坏。因此，抑制低应力破坏对于确保汽车用结构部件的碰撞安全性极其重要。迄今为止，马氏体时效钢的低应力破坏是已知的，但热冲压成形体的低应力破坏是未知的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-41613号公报
专利文献2：日本特开2014-156653号公报
专利文献3：日本专利第5756773号公报
专利文献4：日本特开2014-118613号公报
专利文献5：日本专利第5402191号公报
非专利文献
非专利文献1：河部义邦：铁和钢，68，(1982)，2595
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供高强度且能够抑制低应力破坏的热冲压成形体及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明者们为了阐明在具有1900MPa以上的抗拉强度的热冲压成形体中产生低应力破坏的原因而进行了研究。
这里，对本申请中的关于低应力破坏的指标进行说明。本申请中，在使用依据JISZ 2201的拉伸试验片、在依据JIS Z 2241的条件下进行拉伸试验的情况下，将在满足下述的式1之前产生断裂的材料称为产生低应力破坏的材料，将在满足式1之后产生断裂的材料称为不产生低应力破坏的材料。式1中，σ表示真应力，ε表示真应变。
dσ/dε＝σ (式1)
式1为由变形中的体积恒定法则导出的载荷最大条件。通常，刚开始拉伸试验后dσ/dε大于σ，随着变形进展，dσ/dε变小，同时σ变大。而且，在不产生低应力破坏的材料中，在dσ/dε变得与σ相等的瞬间载荷变得最大，在其以后由于在拉伸试验片中产生缩颈，因此载荷降低。另一方面，在产生低应力破坏的材料中，在拉伸试验片中产生缩颈之前即dσ/dε大于σ的阶段产生断裂。
本发明者们在上述研究中，首先，对热冲压成形体的组织与低应力破坏的关系进行了调査。其结果弄清楚了：原始γ粒越微细，并且，粗大的碳化物越少，则越难以产生低应力破坏。
然而，在以往的热冲压中，难以兼顾原始γ粒的微细化及粗大碳化物的减少，无法抑制低应力破坏而充分地提高断裂特性。即，对于原始γ粒的微细化，优选热冲压的加热温度及加热时间的降低，但加热温度及加热时间的降低会造成加热中的碳化物的溶解量的减少，粗大碳化物变得容易残留。相反，对于粗大碳化物的减少，优选热冲压的加热温度及加热时间的增加，但加热温度及加热时间的增加会造成原始γ粒的粗大化。
于是，本发明者们为了兼顾热冲压成形体的原始γ粒的微细化及粗大碳化物的减少，对供于热冲压的钢板的组织的改良进行了研究。其结果弄清楚了：为了使粗大碳化物不易残留，优选以新生马氏体及回火马氏体作为主相、降低容易包含粗大的碳化物的铁素体及珠光体；以及，为了在热冲压的加热中得到微细的γ，优选使成为向γ的逆相变的核生成位点的碳化物在钢板内微细地分散。通过将具有这样的组织的钢板进行热冲压，得到了断裂特性非常优异的热冲压成形体。然而，这样的钢板存在下面那样的问题。
主相为新生马氏体及回火马氏体的钢板的硬度与热冲压后的硬度、即热冲压成形体的硬度为相同程度。由于抗拉强度为1900MPa的热冲压成形体的维氏硬度为550Hv左右，因此在想要得到抗拉强度为1900MPa以上的热冲压成形体的情况下，钢板的维氏硬度成为550Hv左右以上。在制造热冲压成形体的情况下，在热冲压前将钢板通过剪切或冲裁加工等进行落料而形成坯料材料，结果维氏硬度为550Hv以上的钢板的落料极其困难。
于是，本发明者们进一步进行了深入研究。其结果是，本发明者们认识到：通过在落料后以规定的条件进行至少两次的淬火，可得到具有新的组织、具备优异的断裂特性的热冲压成形体，基于这样的认识，想到了以下所示的发明的各方案。
(1)一种热冲压成形体的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
由钢板形成坯料材料的工序；
进行上述坯料材料的第1淬火的工序；和
在上述第1淬火之后，进行上述坯料材料的第2淬火的工序，
进行上述第1淬火的工序具有下述工序：
将上述坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第1温度的工序；和
将上述坯料材料从上述第1温度冷却至250℃以下的第2温度的工序，
进行上述第2淬火的工序具有下述工序：
将上述坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度从上述第2温度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第3温度的工序；和
将上述坯料材料从上述第3温度冷却至250℃以下的第4温度的工序，
在上述第1淬火或上述第2淬火或它们两者中进行上述坯料材料的成形。
(2)根据(1)所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，
在加热至上述第1温度的工序与冷却至上述第2温度的工序之间，具有在上述第1温度下保持1秒钟以上的工序。
(3)根据(1)或(2)所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，
上述第3温度为(Ac3点-50)℃以上且1000℃以下。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，
从上述第2温度至上述第3温度为止的加热以5℃/秒以上的平均加热速度来进行。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，
在加热至上述第3温度的工序与冷却至上述第4温度的工序之间，具有在上述第3温度下保持0.1秒以上且300秒以下的工序。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，
进行上述第2淬火的工序具有将上述坯料材料以20℃/秒的平均冷却速度从700℃冷却至Ms点-50℃的第5温度的工序。
(7)一种热冲压成形体，其特征在于，具有下述所示的钢组织：
新生马氏体及回火马氏体的面积分率：合计80％以上、
原始奥氏体粒径：20μm以下、并且
碳化物的平均粒径：0.5μm以下。
(8)根据(7)所述的热冲压成形体，其特征在于，
C含量为0.27质量％以上且0.60质量％以下。
(9)根据(7)或(8)所述的热冲压成形体，其特征在于，
维氏硬度为550Hv以上。
发明效果
根据本发明，能够得到高强度且能够抑制低应力破坏的热冲压成形体。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体的钢组织进行说明。本实施方式所涉及的热冲压成形体具有下述所表示的钢组织：新生马氏体及回火马氏体的面积分率：合计80％以上、原始奥氏体粒径：20μm以下、碳化物的平均粒径：0.5μm以下。热冲压成形体是经由热冲压而得到的成形体。
(新生马氏体及回火马氏体的面积分率：合计80％以上)
新生马氏体及回火马氏体有助于强度的提高。新生马氏体及回火马氏体的面积分率合计低于80％时，得不到充分的强度，例如得不到1900MPa以上的抗拉强度。因此，新生马氏体及回火马氏体的面积分率合计为80％以上。材料的机械特性依赖于组织或相的体积分率，但若钢组织为各向同性，则体积分率与面积分率等价。而且，面积分率与体积分率相比能够简易地进行测定。于是，本申请中，使用面积分率。
(原始奥氏体粒径(原始γ粒径)：20μm以下)
原始γ粒径为原始γ粒的平均粒径。原始γ粒径超过20μm时，得不到充分的破坏韧性，容易产生低应力破坏。因此，原始γ粒径为20μm以下。从提高破坏韧性及抑制低应力破坏的观点出发，原始γ粒径优选为15μm以下，更优选为10μm以下。
(碳化物的平均粒径：0.5μm以下)
碳化物的平均粒径超过0.5μm时，容易产生以粗大的碳化物作为起点的低应力破坏。因此，碳化物的平均粒径为0.5μm以下。从抑制低应力破坏的观点出发，碳化物的平均粒径优选为0.3μm以下。在碳化物中，包含渗碳体及ε碳化物等铁系碳化物以及碳氮化物。
在一般的钢组织中，例如包含铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体、残留奥氏体、新生马氏体或回火马氏体或它们的任意的组合。这里，对测定这些组织或相的面积分率的方法的例子进行说明。
在铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体的面积分率的测定中，从钢板中以与轧制方向平行并且与厚度方向平行的截面作为观察面来采集试样。接着，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇蚀刻，对设钢板的厚度为t时的距离钢板表面为t/8的深度到3t/8的深度的范围以5000倍的倍率用场发射型扫描型电子显微镜(field emission scanningelectron microscope：FE-SEM)进行观察。通过该方法，能够鉴定铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体。对10个视野进行这样的观察，由10个视野的平均值得到铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体的各面积分率。如后述的那样，上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体可以通过板条状的晶粒内的铁基碳化物的有无及伸长方向来互相进行区别。
上贝氏体是板条状的晶粒的集合，在板条间包含碳化物。下贝氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径为5nm以上的铁基碳化物。下贝氏体中包含的铁基碳化物具有单一的变种，在一个晶粒内存在的铁基碳化物沿实质上单一的方向伸长。这里所谓的“实质上单一的方向”是指角度差为5°以内的方向。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径为5nm以上的铁基碳化物。但是，与下贝氏体不同，回火马氏体中包含的铁基碳化物具有多个变种，在一个晶粒内存在的铁基碳化物沿多个方向伸长。因此，回火马氏体与下贝氏体可以通过铁基碳化物伸长的方向是多个还是单一来进行判别。
在残留奥氏体的面积分率的测定中，从钢板采集试样，对从钢板表面至t/4的深度的部分进行化学研磨，测定与轧制面平行的距离钢板表面的深度为t/4的面中的X射线衍射强度。例如残留奥氏体的面积分率Sγ以下式来表示。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(I200f、I220f、I311f分别表示面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示体心立方晶格(bcc)相的(200)、(211)的衍射峰的强度。)
新生马氏体及残留奥氏体由于在硝酸乙醇蚀刻中没有被充分地腐蚀，因此能够与铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体及回火马氏体进行区别。因此，通过从FE-SEM观察中的剩余部分的面积分率中减去残留奥氏体的面积分率Sγ，能够特定新生马氏体的面积分率。
铁素体为块状的晶粒，在内部不包含板条等下部组织。珠光体为铁素体及渗碳体交替地成为层状的组织。例如珠光体中的层状的铁素体与上述的块状的铁素体进行区别。
碳化物的粒径是指由在试样的观察面中测定的该碳化物的面积求出的当量圆直径。碳化物的密度及组成例如可以使用具备利用能量色散型X射线分光法(energydispersive X-ray spectrometry：EDX)的分析功能的透射型电子显微镜(transmissionelectron microscope：TEM)或三维原子探针场离子显微镜(atom probe field ionmicroscope：AP-FIM)来进行测定。
接着，对本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体及适于其制造的钢板的化学组成进行说明。如上述那样，本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体经由钢板的落料及坯料材料的至少两次的淬火来制造。因此，热冲压成形体及钢板的化学组成不仅考虑了热冲压成形体的特性，而且还考虑了这些处理。在以下的说明中，热冲压成形体及钢板中包含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式所涉及的热冲压成形体具有C：0.27％～0.60％、Mn：0.50％～5.00％、Si：2.00％以下、P：0.030％以下、S：0.0100％以下、酸可溶性Al(sol.Al)：0.100％以下、N：0.0100％以下、B：0.0000％～0.0050％、Cr：0.00％～0.50％、Mo：0.00％～0.50％、Ti：0.000％～0.100％、Nb：0.000％～0.100％、V：0.000％～0.100％、Cu：0.000％～1.000％、Ni：0.000％～1.000％、O：0.00％～0.02％、W：0.0％～0.1％、Ta：0.0％～0.1％、Sn：0.00％～0.05％、Sb：0.00％～0.05％、As：0.00％～0.05％、Mg：0.00％～0.05％、Ca：0.00％～0.05％、Y：0.00％～0.05％、Zr：0.00％～0.05％、La：0.00％～0.05％、或Ce：0.00％～0.05％、并且剩余部分：Fe及杂质所表示的化学组成。作为杂质，可例示出矿石或废料等原材料中包含的物质、制造工序中包含的物质。
(C：0.27％～0.60％)
C廉价且大大有助于强度的提高。C含量低于0.27％时，若不含有高价的元素，则难以得到充分的强度、例如1900MPa以上的强度。因此，C含量优选为0.27％以上，更优选为0.35％以上，进一步优选为0.40％以上。另一方面，C含量超过0.60％时，有时氢脆特性大大劣化。因此，C含量优选为0.60％以下。
(Mn：0.50％～5.00％)
Mn会使Ac3点降低而提高钢板的淬火性。Mn含量低于0.50％时，有时得不到充分的淬火性。因此，Mn含量优选为0.50％以上，更优选为1.00％以上。另一方面，Mn含量超过5.00％时，有时淬火前的钢板的加工性劣化，有时淬火前的预成形变得困难。另外，变得容易产生起因于Mn的偏析的带状组织，有时钢板的韧性劣化。因此，Mn含量优选为5.00％以下。
(Si：2.00％以下)
Si例如在钢中作为杂质而含有。Si含量超过2.00％时，有时Ac3点过高而不得不在超过1200℃下进行淬火的加热、或者钢板的化学转化处理性及镀锌的镀覆性降低。因此，Si含量优选为2.00％以下，更优选为1.00％以下。Si由于具有提高钢板的淬火性的作用，因此也可以含有Si。
(P：0.030％以下)
P例如在钢中作为杂质而含有。P会使钢板的加工性劣化、或者使热冲压成形体的韧性劣化。因此，P含量越低越好。特别是P含量超过0.030％时，加工性及韧性的降低显著。因此，P含量优选为0.030％以下。
(S：0.0100％以下)
S例如在钢中作为杂质而含有。S会使钢板的成形性劣化、或者使热冲压成形体的韧性劣化。因此，S含量越低越好。特别是S含量超过0.0100％时，成形性及韧性的降低显著。因此，S含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下。
(sol.Al：0.100％以下)
sol.Al例如在钢中作为杂质而含有。sol.Al含量超过0.100％时，有时Ac3点过高而不得不在超过1200℃下进行淬火的加热。因此，sol.Al含量优选为0.100％以下。sol.Al由于具有通过脱氧而将钢健全化的作用，因此也可以包含sol.Al。
(N：0.0100％以下)
N例如在钢中作为杂质而含有。N会使钢板的成形性劣化。因此，N含量越低越好。特别是N含量超过0.0100％时，成形性的降低显著。因此，N含量优选为0.0100％以下。
B、Cr、Mo、Ti、Nb、V、Cu及Ni是也可以在热冲压成形体及钢板中有限度地适当含有规定量的任选元素。
(B：0.0000％～0.0050％)
B会提高钢板的淬火性。因此，也可以含有B。为了充分得到该效果，B含量优选为0.0001％以上。其另一方面，B含量超过0.0050％时，由上述的作用带来的效果饱和，在成本上变得不利。因此，B含量优选为0.005％以下。
(Cr：0.00％～0.50％)
Cr会提高钢板的淬火性。因此，也可以含有Cr。为了充分得到该效果，Cr含量优选为0.18％以上。其另一方面，Cr含量超过0.50％时，有时淬火前的钢板的加工性劣化，有时淬火前的预成形变得困难。因此，Cr含量优选为0.50％以下。
(Mo：0.00％～0.50％)
Mo会提高钢板的淬火性。因此，也可以含有Mo。为了充分得到该效果，Mo含量优选为0.03％以上。其另一方面，Mo含量超过0.50％时，有时淬火前的钢板的加工性劣化，有时淬火前的预成形变得困难。因此，Mo含量优选为0.50％以下。
(Ti：0.000％～0.100％、Nb：0.000％～0.100％、V：0.000％～0.100％)
Ti、Nb及V为强化元素，利用析出物强化、由抑制铁素体晶粒的生长带来的细粒强化及经由再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度的上升。为了充分得到该效果，Ti含量、Nb含量及V含量均优选为0.01％以上。其另一方面，Ti含量、Nb含量或V含量超过0.100％时，有时碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，Ti含量、Nb含量及V含量均优选为0.100％以下。
(Cu：0.000％～1.000％、Ni：0.000％～1.000％)
Cu及Ni有助于强度的提高。为了充分得到该效果，Cu含量及Ni含量均优选为0.01％以上。其另一方面，Cu含量或Ni含量超过1.000％时，有时酸洗性、焊接性及热加工性等劣化。因此，Cu含量及Ni含量均优选为1.000％以下。
即，优选B：0.0000％～0.0050％、Cr：0.00％～0.50％、Mo：0.00％～0.50％、Ti：0.000％～0.100％、Nb：0.000％～0.100％、V：0.000％～0.100％、Cu：0.000％～1.000％、或Ni：0.000％～1.000％或它们的任意的组合成立。
在热冲压成形体及钢板中，也可以有限度地有意图地或不可避免地含有规定量的下述的元素。即，也可以O：0.001％～0.02％、W：0.001％～0.1％、Ta：0.001％～0.1％、Sn：0.001％～0.05％、Sb：0.001％～0.05％、As：0.001％～0.05％、Mg：0.0001％～0.05％、Ca：0.001％～0.05％、Y：0.001％～0.05％、Zr：0.001％～0.05％、La：0.001％～0.05％、或Ce：0.001％～0.05％或它们的任意的组合成立。
根据本发明的实施方式，能够得到1900MPa以上的抗拉强度，即使是产生低应力破坏的情况下，也能够将产生破坏的应力设定为1800MPa以上。而且，若将该热冲压成形体用于汽车部件，则可得到优异的碰撞安全性，同时将车体轻量化。例如在将使用抗拉强度为500MPa左右的钢板的汽车部件用抗拉强度为2500MPa左右的热冲压成形体的部件置换的情况下，碰撞安全性为板厚的瓶颈特性，并且若假定碰撞安全性与板厚和钢板强度成比例，则通过抗拉强度变成5倍而能够将板厚减少至1/5。该板厚减少给汽车的轻量化及燃料效率的提高带来非常大的效果。
接着，对本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体的制造方法进行说明。在本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体的制造方法中，由具有上述的化学组成的钢板形成坯料材料，对该坯料材料实施至少两次的淬火，在两次的淬火中的一者或两者中进行坯料材料的成形。
第1淬火(第1热处理)主要是为了将热冲压成形体中的碳化物的平均粒径设定为0.5μm以下而进行的。因此，在第一次的热处理后的钢板的钢组织中，优选容易包含微细的碳化物的贝氏体、新生马氏体及回火马氏体的比例高，且容易包含粗大的碳化物的铁素体及珠光体的比例低。具体而言优选贝氏体、新生马氏体及回火马氏体的合计面积分率为80％以上。贝氏体、新生马氏体及回火马氏体也被称为低温相变组织，包含80％以上的这些组织的钢组织非常微细。若第一次的热处理后的钢组织微细，则第2淬火(第二次的热处理)后的钢组织也容易变得微细，容易抑制低应力破坏。第一次的热处理后的钢板中的碳化物的数密度优选为0.50个/μm2以上。这是由于：在第二次的热处理的加热中使成为向γ的逆相变的核生成位点的碳化物微细地分散，容易将第二次的热处理后的原始γ粒径(热冲压成形体中的原始γ粒径)设定为20μm以下。另外，为了容易将热冲压成形体中的碳化物的平均粒径设定为0.5μm以下，第一次的热处理后的钢板中的碳化物的平均粒径也优选小。
(坯料材料的形成)
将钢板通过剪切或冲裁加工等进行落料而形成坯料材料。本实施方式中使用的钢板的维氏硬度例如为500Hv以下，优选为450Hv以下。若维氏硬度为500Hv以下，则能够容易地进行落料。另外，根据本实施方式，即使钢板的维氏硬度为500Hv以下，也能够得到充分的强度、例如1900MPa以上的抗拉强度。
(第1淬火(第一次的热处理))
在第一次的热处理中，将坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第1温度，将坯料材料从第1温度冷却至250℃以下的第2温度。
第1温度低于(Ac3点-50℃)时，坯料材料中的碳化物没有充分地溶解，难以将热冲压成形体中的碳化物的平均粒径设定为0.5μm以下。因此，第1温度为(Ac3点-50℃)，优选为900℃以上，更优选为1000℃以上。另一方面，第1温度超过1200℃时，其效果饱和，仅仅是加热所需要的成本增加。因此，第1温度为1200℃以下。
至第1温度为止的平均加热速度低于2℃/秒时，在升温中原始γ粒粗大化，即使进行第二次的淬火也难以将热冲压成形体的原始γ粒径设定为20μm以下。因此，至第1温度为止的平均加热速度为2℃/秒以上，优选为5℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上，进一步优选为100℃/秒以上。加热方法没有特别限定，例如可例示出气氛加热、电加热及红外线加热。
优选在第1温度下保持1秒以上的时间。保持时间低于1秒时，有时碳化物没有充分地溶解。因此，保持时间优选为1秒以上，更优选为100秒以上。另一方面，保持时间超过600秒时，其效果饱和，仅仅是生产率降低，成本增加。因此，保持时间优选为600秒以下。
作为冷却停止温度的第2温度超过250℃时，容易生成容易包含粗大的碳化物的铁素体及珠光体，难以生成容易包含微细的碳化物的低温相变组织。因此，第2温度为250℃以下。
在从第1温度至第2温度为止的冷却中，在从700℃至500℃为止的温度域中，平均冷却速度优选为10℃/秒以上。这是为了避免铁素体相变及珠光体相变。
在从第1温度至700℃为止的温度域中，也可以进行伴随坯料材料的输送的空气冷却。冷却方法没有特别限定，例如可例示出气体冷却及水冷却。在进行气体冷却或水冷却的情况下，优选对坯料材料赋予张力来防止坯料材料因热应力而发生变形。也可以用模具进行加压而通过从模具的除热来将坯料材料冷却。也可以在模具内对坯料材料吹送水而将坯料材料冷却。在模具内进行冷却的情况下，可以用平的模具将坯料材料加压而以平板的状态结束第一次的热处理，也可以在第一次的热处理中用热冲压成形体的形状的模具来将坯料材料加压。也可以分成第一次的热处理及第二次的热处理的2个阶段来加工成热冲压成形体的形状。
需要说明的是，Ac3点(℃)可以通过下述式子来进行计算。其中，[X]表示元素X的含量(质量％)。
Figure GDA0002121560550000121
(第2淬火(第二次的热处理))
在第二次的热处理中，将坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度从第2温度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第3温度，将坯料材料从第3温度冷却至250℃以下的第4温度。
第3温度低于(Ac3点-50℃)时，向γ的逆相变不足，难以得到充分的抗拉强度、例如1900MPa以上的抗拉强度。因此，第3温度为(Ac3点-50℃)以上，优选为(Ac3点-20℃)以上，更优选为Ac3点以上。另一方面，第3温度超过1200℃时，原始γ粒粗大化，难以将热冲压成形体的原始γ粒径设定为20μm以下。因此，第3温度为1200℃以下，优选为1000℃以下，更优选为900℃以下，进一步优选为850℃以下。
至第3温度为止的平均加热速度低于2℃/秒时，在升温中原始γ粒粗大化，难以将热冲压成形体的原始γ粒径设定为20μm以下。因此，至第3温度为止的平均加热速度为2℃/秒以上，优选为5℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上，进一步优选为100℃/秒以上。加热方法没有特别限定，例如可例示出气氛加热、电加热及红外线加热。若第一次的热处理后的坯料材料的形状为平板状，则最优选为上述3种中的电加热。这是由于电加热能够达成最高的升温速度。在第一次的热处理中进行成形的情况下，最优选为上述3种中的红外线加热。这是由于难以将成形后的坯料材料通过电加热均等地进行加热，红外线加热与气氛加热相比能够达成高的升温速度。
优选在第3温度下保持0.1秒～300秒的时间。保持时间低于0.1秒时，向γ的逆相变不足，有时难以得到充分的抗拉强度、例如1900MPa以上的抗拉强度。因此，保持时间优选为0.1秒以上。另一方面，保持时间为300秒以上时，原始γ粒粗大化，有时难以将热冲压成形体的原始γ粒径设定为20μm以下。因此，保持时间优选为300秒以下，更优选为30秒以下。
作为冷却停止温度的第4温度超过250℃时，淬火不充分，热冲压成形体的马氏体不足。因此，第4温度为250℃以下，优选为Ms点(℃)-50℃以下。
在至第4温度为止的冷却中，在从700℃至Ms点-50℃为止的温度域中，平均冷却速度优选为20℃/秒以上。在从700℃至Ms点-50℃为止的温度域中的平均冷却速度低于20℃/秒时，有时产生铁素体相变、珠光体相变或贝氏体相变，新生马氏体及回火马氏体的面积分率合计变得低于80％。因此，从700℃至Ms点-50℃为止的温度域中的平均冷却速度优选为20℃/秒以上。
需要说明的是，Ms点(℃)可以通过下述式子来进行计算。其中，[X]表示元素X的含量(质量％)。
Ms点＝539-423[C]-30.4[Mn]-17.7[Ni]-12.1[Cr]-7.5[Mo]
从第3温度至第4温度为止的冷却速度的上限没有特别限定，即使使用用于冷却的特殊的装置，在工业上冷却速度也一般为2000℃/秒以下。冷却速度大概在单纯的水冷中为1000℃/秒以下，在单纯的模具冷却中为500℃/秒以下。从第1温度至第2温度为止的冷却中的冷却速度的上限也同样。
从第3温度至第4温度为止的坯料材料的冷却在模具内进行。可以通过从模具的除热来将坯料材料冷却，也可以在模具内对坯料材料吹送水来将坯料材料冷却。
像这样操作，能够制造本发明的实施方式所涉及的热冲压成形体。
将热冲压成形体从模具中取出后，也可以将热冲压成形体供于50℃～650℃的温度且6小时以内的加热。在该加热的温度为50℃～400℃的情况下，在加热中在马氏体中析出微细的碳化物，氢脆特性提高。在该加热的温度为400～650℃的情况下，在加热中析出合金碳化物或金属间化合物或它们两者，通过粒子分散强化而强度上升。
从第1淬火结束至开始第2淬火为止的时间没有特别限定，根据坯料材料的组成，通过长时间的室温保持而坯料材料中的微细碳化物生长，有可能第2淬火后的碳化物的平均粒径变大。因此，上述时间优选为1个月以内，更优选为1周以内，进一步优选为1天以内。
也可以将第1淬火或第2淬火或它们两者重复进行两次以上。淬火的次数越多，则热冲压成形体的原始γ粒径越容易变小。如上述那样，原始γ粒径优选为15μm以下，更优选为10μm以下，淬火的次数越多，则越容易得到15μm以下或10μm以下的原始γ粒径。
接着，对适于制造热冲压成形体的钢板的制造方法的例子进行说明。作为适于制造热冲压成形体的钢板，也可以是没有实施退火的热轧钢板、对热轧钢板实施了退火的热轧退火钢板、对热轧钢板或热轧退火钢板实施了冷轧的保持冷轧状态的冷轧钢板、对冷轧钢板实施了退火的冷轧退火钢板中的任一者。
在该例子中，首先，将具有上述的化学组成的钢通过常规方法进行熔炼，连续铸造而得到板坯。也可以将钢进行铸造而得到钢锭，将钢锭进行开坯轧制而得到钢坯。从生产率的观点出发，优选为连续铸造。
为了有效地抑制Mn的中心偏析及V字状偏析，连续铸造的铸造速度优选设定为低于2.0m/分钟。另外，为了良好地保持板坯的表面的清洁度、并且为了确保生产率，铸造速度优选设定为1.2m/分钟以上。
接着，对板坯或钢坯实施热轧。在热轧中，优选为了夹杂物的熔体化而将板坯加热温度设定为1100℃以上，将终轧温度设定为850℃以上。卷取温度优选从加工性的观点出发设定为500℃以上，从抑制因生成氧化皮而引起成品率的降低的观点出发设定为650℃以下。
之后，对通过热轧而得到的热轧钢板通过酸洗等实施脱氧化皮处理。可以将脱氧化皮处理后的热轧钢板用于制造热冲压成形体。
在脱氧化皮处理后也可以对热轧钢板实施热轧板退火。也可以将通过热轧板退火而得到的热轧退火钢板用于制造热冲压成形体。
在热轧板退火后也可以对热轧退火钢板实施冷轧。可以将通过冷轧而得到的冷轧钢板用于制造热冲压成形体。在热轧退火钢板为硬质的情况下，优选在冷轧前实施退火来提高加工性。冷轧只要通过常规方法来进行即可。冷轧中的压下率从确保良好的平坦的观点出发，优选设定为30％以上，为了避免载荷变得过大，优选设定为80％以下。
也可以对冷轧钢板实施冷轧板退火。可以将通过冷轧板退火而得到的冷轧退火钢板用于制造热冲压成形体。
在热轧板退火及冷轧板退火中，根据需要也可以按照常规方法实施脱脂等处理后实施退火。从将钢组织均匀化的观点及生产率的观点出发，退火优选以连续退火生产线进行。在以连续退火生产线进行退火的情况下，优选在Ac3点以上且(Ac3点+100℃)以下的温度域中以1秒以上且1000秒以下的时间进行均热，接着优选在250℃以上且550℃以下的温度域中保持1分钟以上且30分钟以下。
也可以对热轧钢板、热轧退火钢板、冷轧钢板或冷轧退火钢板实施镀覆。在实施锌系镀覆作为镀覆的情况下，从生产率的观点出发，优选在连续热浸镀锌生产线中实施热浸镀锌系。该情况下，可以在连续热浸镀锌生产线中在热浸镀锌系之前实施退火，也可以将均热温度设定为低温在不实施退火的情况下实施锌系镀覆。也可以在热浸镀锌系后进行合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板。也可以通过电镀来实施锌系镀覆。作为锌系镀覆的例子，可例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、热浸镀锌-铝合金、电镀镍-锌合金及电镀铁-锌合金。镀覆的附着量没有特别限制，与以往的镀覆钢板的附着量为相同程度较佳。锌系镀覆可以对钢材的表面的至少一部分实施，但一般钢板的锌系镀覆对钢板的单面或两面的整体实施。
需要说明的是，上述实施方式均只不过是示出实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明可以在不脱离其技术思想、或其主要特征的情况下以各种形式实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、可达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
(第1实验)
对具有表1中所示的化学组成的板坯实施热轧。在热轧中，将板坯加热温度设定为1250℃，将终轧温度设定为930℃，将卷取温度设定为650℃。在从终轧温度(930℃)至卷取温度(650℃)为止的冷却中，将平均冷却速度设定为20℃/秒。像这样操作，得到厚度为1.6mm或3.2mm的热轧钢板。接着，进行了热轧钢板的脱氧化皮处理。表1中所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。
Figure GDA0002121560550000171
之后，由厚度为3.2mm的热轧钢板，如下操作而制作了冷轧钢板、镀铝钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。首先，对厚度为3.2mm的热轧钢板在600℃下进行2小时的热轧板退火，进行压下率为50％的冷轧而得到厚度为1.6mm的冷轧钢板。接着，利用连续熔融退火设备或连续热浸镀设备进行了一部分的冷轧钢板的退火。在该退火中，将冷轧钢板在800℃下保持120秒钟后，在400℃下保持200秒钟。退火后，在500℃以下的温度下对冷轧钢板进行了热浸镀铝、热浸镀锌、或合金化热浸镀锌。像这样操作，作为热冲压用钢板，准备了热轧钢板、冷轧钢板、镀铝钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。
之后，将热冲压用钢板进行落料而形成坯料材料，进行了坯料材料的第1淬火(第一次的热处理)及第2淬火(第二次的热处理)。将第一次的热处理的条件及第二次的热处理的条件示于表2及表3中。需要说明的是，在第一次的热处理中进行气氛加热，从保持温度进行空气冷却至700℃，在平板形状的模具内以50℃/秒的平均冷却速度从700℃冷却至冷却停止温度。在第二次的热处理中，在加热速度为50℃/秒以下的情况下进行气氛加热，在超过50℃/秒的情况下进行了电加热。从保持温度进行空气冷却至700℃，一边在模具内进行压制成形一边以100℃/秒的平均冷却速度从700℃冷却至冷却停止温度。像这样操作，制造了各种热冲压成形体。表2及表3中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
Figure GDA0002121560550000191
Figure GDA0002121560550000201
对第一次的热处理后且第二次的热处理前的钢组织、及第二次的热处理后的钢组织进行观察。将其结果示于表4及表5中。钢组织的观察方法如上所述。另外，从热冲压成形体采集依据JIS Z 2201的拉伸试验片，通过依据JIS Z 2241的拉伸试验测定拉伸最大强度。每个试验No.进行5次的拉伸试验，将5个拉伸最大强度的平均值设定为该试验No.的抗拉强度。其结果也示于表4及表5中。将平均值设定为抗拉强度是由于：在产生低应力破坏的情况下，即使制造条件相同，断裂应力也容易产生大的不均。关于某个真应变εa及真应力σa，对于在满足下述的式2之前产生了断裂的试样判定为产生了低应力破坏，在满足式2之后产生了断裂的试样判定为没有产生低应力破坏。式2中，Δεa设定为0.0002，Δσa设定为“真应变为‘εa+0.0002’时的真应力σa+1”与“真应变为‘εa’时的真应力σa”之差(Δσa＝σa+1-σa)。
Δσa/Δεa＝σa (式2)
Figure GDA0002121560550000221
Figure GDA0002121560550000231
如表4及表5中所示的那样，就在本发明的范围内的发明例(试验No.2～No.5、No.8～No.16、No.21～No.22、No.24～No.27、No.30～No.31、No.36～No.40、No.46～No.50、No.56～No.63、No.69～No.70)而言，没有产生低应力破坏，或者即使产生低应力破坏，产生破坏的应力也为1800MPa以上。
就试验No.1而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.6而言，由于没有进行第1淬火，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.7而言，由于第1淬火的冷却停止温度过高，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。
就试验No.17而言，由于第1淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.18而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.19而言，由于第2淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.20而言，由于第2淬火的冷却停止温度过高，因此新生马氏体及回火马氏体的合计的面积分率不足，没有得到充分的抗拉强度。
就试验No.23而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.28而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.29而言，由于没有进行第1淬火，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.32而言，由于第1淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.33而言，由于第1淬火的冷却停止温度过高，因此热冲压成形体的碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.34而言，由于第2淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.35而言，由于第2淬火的冷却停止温度过高，因此新生马氏体及回火马氏体的合计的面积分率不足，没有得到充分的抗拉强度。
就试验No.41而言，由于第1淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.42而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.43而言，由于第1淬火的冷却停止温度过高，因此热冲压成形体的碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.44而言，由于第2淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.45而言，由于第2淬火的冷却停止温度过高，因此新生马氏体及回火马氏体的合计的面积分率不足，没有得到充分的抗拉强度。
就试验No.51而言，由于第1淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.52而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.53而言，由于第1淬火的冷却停止温度过高，因此热冲压成形体的碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.54而言，由于第2淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.55而言，由于第2淬火的冷却停止温度过高，因此新生马氏体及回火马氏体的合计的面积分率不足，没有得到充分的抗拉强度。
就试验No.64而言，由于第1淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.65而言，由于第1淬火的保持温度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.66而言，由于第1淬火的冷却停止温度过高，因此热冲压成形体的碳化物的平均粒径过量，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.67而言，由于第2淬火的平均加热速度过低，因此热冲压成形体的原始γ粒径不足，产生低应力破坏，没有得到充分的抗拉强度。就试验No.68而言，由于第2淬火的冷却停止温度过高，因此新生马氏体及回火马氏体的合计的面积分率不足，没有得到充分的抗拉强度。
(第2实验)
在第2实验中，与第1实验中的试验No.10、No.31、No.37、No.47及No.58同样地形成坯料材料，进行了坯料材料的第1淬火(第一次的热处理)、第2淬火(第二次的热处理)及第3淬火(第三次的热处理)。将第一次的热处理的条件、第二次的热处理的条件及第三次的热处理的条件示于表6中。如表6中所示的那样，在第三次的热处理中，在加热速度为50℃/秒以下的情况下进行了气氛加热，在超过50℃/秒的情况下进行了电加热。从保持温度进行空气冷却至700℃，一边在模具内进行压制成形一边以100℃/秒的平均冷却速度从700℃冷却至冷却停止温度。像这样操作，制造了各种热冲压成形体。
Figure GDA0002121560550000271
然后，对第三次的热处理后的钢组织进行了观察。将其结果示于表7中。钢组织的观察方法如上所述。另外，与第1实验同样地进行了拉伸试验。其结果也示于表7中。
Figure GDA0002121560550000291
如表7中所示的那样，在任一发明例中，均与没有进行第3淬火的发明例(试验No.10、No.31、No.37、No.47或No.58)相比，原始γ粒径小，得到了更优异的机械特性。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于适于汽车部件的热冲压成形体相关联的产业。

Claims (8)

1.一种热冲压成形体的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
由钢板形成坯料材料的工序；
进行所述坯料材料的第1淬火的工序；和
在所述第1淬火之后，进行所述坯料材料的第2淬火的工序，
进行所述第1淬火的工序具有下述工序：
将所述坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第1温度的工序；和
将所述坯料材料从所述第1温度冷却至250℃以下的第2温度的工序，
进行所述第2淬火的工序具有下述工序：
将所述坯料材料以2℃/秒以上的平均加热速度从所述第2温度加热至(Ac3点-50)℃以上且1200℃以下的第3温度的工序；和
将所述坯料材料从所述第3温度冷却至250℃以下的第4温度的工序，
在所述第1淬火或所述第2淬火或它们两者中进行所述坯料材料的成形，
所述热冲压成形体具有下述化学组成：
C：0.27％～0.60％、Mn：0.50％～5.00％、Si：2.00％以下、P：0.030％以下、S：0.0100％以下、酸可溶性Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、B：0.0000％～0.0050％、Cr：0.00％～0.50％、Mo：0.00％～0.50％、Ti：0.000％～0.100％、Nb：0.000％～0.100％、V：0.000％～0.100％、Cu：0.000％～1.000％、Ni：0.000％～1.000％、O：0.00％～0.02％、W：0.0％～0.1％、Ta：0.0％～0.1％、Sn：0.00％～0.05％、Sb：0.00％～0.05％、As：0.00％～0.05％、Mg：0.00％～0.05％、Ca：0.00％～0.05％、Y：0.00％～0.05％、Zr：0.00％～0.05％、La：0.00％～0.05％、Ce：0.00％～0.05％、并且剩余部分：Fe及杂质。
2.根据权利要求1所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，在加热至所述第1温度的工序与冷却至所述第2温度的工序之间，具有在所述第1温度下保持1秒钟以上的工序。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，所述第3温度为(Ac3点-50)℃以上且1000℃以下。
4.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，从所述第2温度至所述第3温度为止的加热以5℃/秒以上的平均加热速度进行。
5.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，在加热至所述第3温度的工序与冷却至所述第4温度的工序之间，具有在所述第3温度下保持0.1秒以上且300秒以下的工序。
6.根据权利要求1或2所述的热冲压成形体的制造方法，其特征在于，进行所述第2淬火的工序具有将所述坯料材料以20℃/秒的平均冷却速度从700℃冷却至Ms点-50℃的第5温度的工序。
7.一种热冲压成形体，其特征在于，通过权利要求1所述的制造方法制得，具有下述所示的钢组织：
新生马氏体及回火马氏体的面积分率：合计80％以上、
原始奥氏体粒径：20μm以下、并且
碳化物的平均粒径：0.5μm以下。
8.根据权利要求7所述的热冲压成形体，其特征在于，C含量为0.27质量％以上且0.60质量％以下。
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