TWI452148B - 熱壓印成形品、熱壓印成形品之製造方法、能量吸收構件及能量吸收構件之製造方法 - Google Patents

熱壓印成形品、熱壓印成形品之製造方法、能量吸收構件及能量吸收構件之製造方法 Download PDF

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Description

熱壓印成形品、熱壓印成形品之製造方法、能量吸收構件及能量吸收構件 之製造方法 發明領域
本發明係有關於一種局部變形能力優良之熱壓印成形品及其製造方法、以及有關於一種在構件內具有200MPa以上拉伸強度差異之能量吸收構件及其製造方法。
本申請係基於2011年5月13日在日本提出申請之特願2011-108397號，2011年5月13日在日本提出申請之特願2011-108564號，2011年9月12日在日本提出申請之特願2011-198160號、以及2011年9月12日在日本提出申請之特願2011-198261號而主張優先權，並將其內容引用在此。
 發明背景
近年來，從地球環境保護的觀點，為了將汽車車體輕量化而積極地進行研討將高強度鋼板應用在汽車車體之緣故，鋼材被要求的強度係越來越高。但是，伴隨著鋼板強度提高，加工性變差之同時，亦必須顧慮形狀凍結性。
另一方面，在通常使用的加壓加工，成形荷重係越來越高，在著眼於實用化上，加壓能力的提升亦是重大的課題。
熱壓印技術係將鋼板加熱至沃斯田鐵(austenite)區域的高溫之後，實施加壓成形。因此，相較於在室溫實施之通常的加壓加工，能夠大幅度地減低成形荷重。
又，因為熱壓印技術係藉由在加壓加工之同時，在模 具內進行冷卻來進行淬火處理，所以能夠得到按照鋼的C量之強度。因此，熱壓印技術係作為使形狀凍結性與強度並存之技術而受到注目。
專利文獻1係記載一種藉由熱壓印技術而得到具有980MPa以上的拉伸強度之熱壓印成形品之方法。但是，藉由該方法，係無法得到具有比980MPa低的拉伸強度之熱壓印成形品。
專利文獻2及專利文獻3係記載一種有關於使用拉伸強度較低的熱壓印材之構件、及其製造方法之技術、使用應用其技術的拼焊板(tailor welded blanks)之構件之技術。但是，因為該等技術係未顧慮到延遲破壞(delayed fracture)特性及韌性，所以作為構件之性能，係難以說是充分。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開2005-097725號公報專利文獻2：日本國特開2005-248320號公報專利文獻3：日本國特開2006-200020號公報
 發明概要
汽車用零件、特別是稱為車架、構體(member)、及增強件(reinforce)之零件，從其任務可以分類成為(1)衝撞時效率良地吸收能量之零件；及(2)確保耐力且不變形地使衝撞時的能量傳達之零件。
特別是車架及構體係要求強度為越來越高，同時要求具備軸壓縮變形與彎曲變形的雙方特性之構件。作為將其實現之方法，係考慮活用熱壓印。
亦即，活用拼焊板材且在藉由熱壓的淬火後，強度為產生差異的方式調整鋼的成分組成，而在構件內構成強度較低的部分係必要的。
本發明係特別是考慮軸壓縮變形之情況，以實現上述構成作為課題，其目的係提供一種具有小於980MPa的拉伸強度之局部變形能力優良的熱壓印成形品及其製造方法、以及在構件內具有強度差異之能量吸收構件及其製造方法。
本發明者係為了達成上述目的而進行專心研討。其結果，發現使鋼的成分組成與熱壓印的條件最適化時，藉由兩者的相乘作用，能夠達成上述目的。
本發明係基於上述知識而進行，其要旨係如以下。
(1)本發明之第一態樣係一種熱壓印成形品，其係藉由將熱壓印用鋼板熱壓印而得到的熱壓印成形品，且所具有之成分組成以質量%計，含有C：0.002~0.1%、Si：0.01~0.5%、Mn+Cr：0.5~2.5%、限制為0.1%以下的P、限制為0.01%以下的S、限制為0.05%以下的t-Al、及限制為0.005%以下的N，前述Mn+Cr為1.0%以上時，含有0.0005~0.004%的B，且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成，而且該熱壓印成形品具有：以面積率計，由0~小於90%的麻田散鐵 (martensite)、10~100%的變韌鐵(bainite)及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織；或者，以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵(bainitic ferrite)及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。
(2)如上述(1)之熱壓印成形品，其中在表面亦可具有鍍覆層。
(3)如上述(1)或是(2)之熱壓印成形品，其中前述成分組成以質量%計亦可進一步含有Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、V：0.005~0.1%及Mo：0.02~0.5%中之1種以上。
(4)如上述(1)至(3)項中任一項之熱壓印成形品，其以質量%計前述Mn+Cr為小於1.0%時，亦可進一步含有B：0.0005~0.004%。
(5)本發明的第二態樣係一種能量吸收構件，其具備如上述(1)至(4)項中任一項之熱壓印成形品及接合構件，該接合構件被接合在前述熱壓印成形品，且具有1180MPa以上的拉伸強度，前述熱壓印成形品與前述接合構件之間的拉伸強度差異為200MPa以上。
(6)本發明的第三態樣係一種熱壓印成形品製造方法，其具備：加熱步驟，其係以表面溫度會成為Ar3點以上且1400℃以下之溫度區域的方式，將具有下述成分組成之扁胚(slab)加熱：以質量%計，含有C：0.002~0.1%、Si：0.01~0.5%、Mn+Cr：0.5~2.5%、限制為0.1%以下的P、限制為0.01%以下的S、限制為0.05%以下的t-Al以及限制為 0.005%以下的N，且前述Mn+Cr為1.0%以上時含有0.0005~0.004%的B，剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成；熱軋步驟，其係藉由將經加熱的前述扁胚在前述表面溫度為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域之狀態下，令最後機架(stand)與前一個機架的總軋縮量為40%以上並進行精加工輥軋，隨後在1秒以內開始冷卻，藉此製造熱軋鋼板；捲取步驟，其在650℃以下的溫度區域捲取前述熱軋鋼板；以及，熱壓印步驟，其將前述熱軋鋼板用作熱壓印用鋼板，並在將該熱壓印用鋼板加熱至Ac3點以上的溫度之狀態下以模具成形，在前述模具內，當前述Mn+Cr小於1.0%時，使前述熱壓印用鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度冷卻，而當前述Mn+Cr為1.0%以上時，使前述熱壓印用鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度冷卻，藉此來製造熱壓印成形品，該熱壓成型品具有：以面積率計，由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織、；或者，以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成的金屬組織。
(7)如上述(6)之熱壓印成形品之製造方法，其可在前述熱壓印步驟前進一步具有前述熱軋鋼板施行鍍覆處理之鍍覆步驟，且在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述鍍覆處理之前述熱軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
(8)如上述(6)之熱壓印成形品之製造方法，其亦可在前述熱壓印步驟前，進一步具有對前述熱軋鋼板施行冷軋來製 造冷軋鋼板的冷軋步驟，且在前述熱壓印步驟中，使用前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
(9)如上述(6)之熱壓印成形品之製造方法，其亦可以進一步具備：冷軋步驟，其係在前述熱壓印步驟前藉由對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；以及，鍍覆處理步驟，其係對前述冷軋鋼板施行鍍覆處理；且，在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述鍍覆處理之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
(10)如上述(6)之熱壓印成形品之製造方法，其亦可以進一步具備：冷軋步驟，其係在前述熱壓印步驟前，藉由對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；以及，連續退火步驟，其係對前述冷軋鋼板施行連續退火；且，在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述連續退火之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
(11)如上述(6)之熱壓印成形品之製造方法，其亦可以進一步具備：冷軋步驟，其係在前述熱壓印步驟前，藉由對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；連續退火步驟，其係對前述冷軋鋼板施行連續退火；以及，鍍覆處理步驟，其係對前述冷軋鋼板施行鍍覆處理；且，在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述連續退火及前述鍍覆處理之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
(12)如上述(6)至(11)項中任一項之熱壓印成形品製造方法，其中前述扁胚以質量%計亦可以進一步含有Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、V：0.005~0.1%、Mo： 0.02~0.5%之1種以上。
(13)如上述(6)至(12)項中任一項之熱壓印成形品製造方法，其以質量%計，在前述Mn+Cr小於1.0%時，亦可進一步含有B：0.0005~0.004%。
(14)本發明的第四態樣係一種能量吸收構件之製造方法，其具備：接合步驟，其係將如上述(6)至(13)項中任一項之熱壓印用鋼板接合在接合用鋼板來製造接合鋼板；以及，熱壓印步驟，其係在前述接合鋼板已加熱至Ac3點以上的溫度之狀態下，使用模具將前述接合鋼板成形，且在前述模具內，當前述Mn+Cr小於1.0%時，使前述接合鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度冷卻，而當前述Mn+Cr為1.0%以上時，則使前述接合鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度冷卻，藉此使前述接合鋼板之中對應前述熱壓印用鋼板的部位與對應前述接合用鋼板的部位之間的拉伸強度差為200MPa以上。
依照本發明，活用拼焊板而製造零件時，因為針對軸壓縮變形部分係能夠將熱壓印後的強度抑制為較低，能夠對零件賦予局部變形能力，其結果，能夠製造軸壓縮變形時及彎曲變形時的能量吸收特性優良之構件。
圖式簡單說明
第1圖係顯示C量與熱壓印成形品之拉伸強度的關係之圖。
第2圖係顯示熱壓印時的冷卻速度與熱壓印成形品之 拉伸強度的關係之圖。
第3圖係顯示延遲破壞評價用試片的形狀之圖。
第4圖係顯示在將接合鋼板(拼焊板材)熱壓印成形而得到的箱(hut)型接合構件安裝背板而成之構件、在接合鋼板之焊接線位置、以及軸壓縮變形時的負荷方向之圖。
 用以實施發明之形態
首先，係針對完成本發明之實驗，進行說明。
本發明者係著眼於對淬火性造成重大影響之Mn+Cr量，針對Mn+Cr量為較低的成分組成(1.0質量%小於)及Mn+Cr量為較高的成分組成(1.0質量%以上)，各自進行下述的實驗。
使用在表1所表示之具有Mn+Cr量為小於1.0%且不含有硼的成分組成之板厚：1.6mm的冷軋．退火板，且以使在熱壓印的熱履歴再現之條件、亦即加熱至900℃後，調査以200℃/秒冷卻至室溫之條件施行熱處理時之鋼的C量與拉伸強度(TS)的關係。
使用在表2所表示之具有Mn+Cr量為1.0%以上且含有硼的成分組成之板厚：1.6mm的冷軋．退火板，且以使在熱壓印的熱履歴再現之條件、亦即加熱至900℃後，調査以50℃/秒冷卻至室溫之條件施行熱處理時之鋼的C量與拉伸強度(TS)的關係。又，在表2所表示之成分組成，係相對於200℃/秒的冷卻速度，為了即便設定為較慢的冷卻速度(50℃/秒)，亦能夠得到充分的淬火效果，而添加有適量的硼。
從熱處理後的鋼板，依據JIS Z 2241(2011)製造5號試片且進行拉伸試驗。將所得到的結果顯示在第1圖。在第1圖中，○係表示對應表1之鋼的結果，●係表示對應表2之鋼的結果。
從表1、表2、及第1圖，為了得到使熱壓印後的拉伸強度為小於980MPa，將鋼的C量設為0.1質量%以下係必要之知識。確認熱壓印後的拉伸強度為小於980MPa之試片的金屬組織時，係由小於90%的麻田散鐵、10%以上的變韌鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。
而且，使用表1之No.5的鋼板及表2之No.5’的鋼板，且以10℃/秒的加熱速度加熱至900℃之後，進行保熱20秒，而且立刻以各種冷卻速度冷卻至室溫。隨後，使用與上述拉伸試驗同樣的方法進行拉伸試驗，同時調查顯示與局部變形能力良好的關聯之擴孔性。
擴孔性的調査係使用JIS Z 2256(2010)所記載的方法來進行。亦即，在鋼板沖切直徑10mm(d0)的孔穴，且使用60度的圓錐衝孔機以毛邊為外側的方式將孔穴擴張，並且測定裂紋將板厚貫穿之時點的孔徑(d)且以λ(=((d-d0 )/d0 )×100)進行評價。
將熱壓印後的冷卻速度與拉伸強度的關係顯示在第2圖。第2圖中，將被評價為λ≧50%之鋼板以四角形(Mn+Cr為小於1.0%時：□、Mn+Cr為1.0%以上時：■)標繪，且將被評價為λ<50%之鋼板以三角形(Mn+Cr為小於1.0%時：△、Mn+Cr為1.0%以上時：▲)標繪。
從第2圖，得知Mn+Cr為小於1.0%的成分組成(以□及△標繪)時，係冷卻速度為100℃/秒以下時，組織係變成“肥粒鐵(ferrite)+波來鐵(pearlite)”或是“肥粒鐵+變韌鐵”，起因於在組織內具有硬度差異，致使擴孔性變差且局部變形能力變為不足。結果，特別是在軸壓縮變形時無法得到安定的變形舉動。
又，Mn+Cr為小於1.0%的成分組成(以□及△標繪)時，將舉動鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度進行冷卻時，能夠得到含有“變韌鐵”、“麻田散鐵”、或是“變韌鐵+麻田散鐵”之組織，且能夠得到大於450MPa的拉伸強度，同時因為λ係成為50%，特別是軸壓縮變形時能夠得到安定的變形舉動。
而且，從第2圖，得知Mn+Cr為1.0%以上的成分組成(以■及▲標繪)，係冷卻速度為小於10℃/秒時，組織係變成“肥粒鐵+波來鐵”或是“肥粒鐵+變韌鐵”，起因於在組織內具有硬度差異，致使擴孔性變差，且局部變形能力變為不足。其結果、特別是、軸壓縮變形時無法得到安定的變形舉動。因此，得知將冷卻速度的下限設為10℃/秒、較佳是30℃/秒係必要的。另一方面，因為將鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度進行冷卻時，成為大於980MPa的拉伸強度，特別是在軸壓縮變形時，無法得到安定的變形舉動，得知將冷卻速度上限設為100℃/秒、較佳是70℃/秒係必要的。
基於此種實驗事實，本發明者係得到在控制熱壓印成形品的成分組成之後，藉由成為以面積率計，由小於0~90% 的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織、或是，以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織，能夠對熱壓印成形品賦予優良的局部變形能力之知識。以下、順著實施形態而詳細地說明基於此種知識而進行之本發明。
(第1實施形態)
本發明的第1實施形態係藉由將熱壓印用鋼板熱壓印而得到的熱壓印成形品。
首先，針對本實施形態之熱壓印成形品的金屬組織進行說明。關於金屬組織之%，係意味著面積率。又，針對各組織，係藉由將掃描型電子顯微鏡(SEM)照片進行影像解析來算出。
(麻田散鐵：小於0~90%)
本實施形態之熱壓印成形品的金屬組織係含有小於90%的麻田散鐵。90%以上時，無法將熱壓印成形品的拉伸強度抑制為980MPa以下。另一方面，麻田散鐵的面積率係亦可以為0%。麻田散鐵的面積率係以85%以下為佳，以80%以下為較佳。
(變韌鐵：10~100%)
本實施形態之熱壓印成形品的金屬組織，係除了小於0~90%的麻田散鐵以外，亦含有10%以上且100%以下的變韌鐵。因為麻田散鐵與變韌鐵的硬度差異係較小，所以即便兩者摻雜時，亦不會對擴孔性造成重大的不良影響。亦 即，能夠得到良好的局部變形能力。變韌鐵小於10%時，因為作為剩餘部分之麻田散鐵係變高，難以將熱壓印成形品的拉伸強度抑制為980MPa以下。因此，變韌鐵之面積率的下限，係以15%為佳，以20%為較佳。另一方面，變韌鐵的面積率之上限係以100%為佳，但是考慮後述之不可避免的混入組織時，亦可以設為99.5%。
(變韌肥粒鐵：99.5~100%)
又，使C量為0.01%以下之成分組成的鋼時，因為熱壓印而析出的雪明碳鐵(cementite)量係變為不充分，而難以得到變韌鐵組織。因此，本實施形態之熱壓印成形品的金屬組織，係亦可以是實質上由變韌肥粒鐵所構成的金屬組織、亦即具有99.5%以上的變韌肥粒鐵之金屬組織。變韌肥粒鐵的面積率為小於99.5%時，因為起因於與其他組織的硬度差異，擴孔性有低落之可能性，所以將99.5%設為下限。
(不可避免的混入組織：小於0.5%)
本實施形態之熱壓印成形品的金屬組織，係0.5%以下時亦可以含有肥粒鐵(變韌肥粒鐵以外的肥粒鐵)和波來鐵等的組織。但是，因為該等組織係與麻田散鐵的硬度差異大，會對熱壓印成形品內賦予硬度差異，致使擴孔性變差且與局部變形能力的變差有關聯，所以盡可能使其減低為佳。
如此，本實施形態之熱壓印成形品，係以面積率計具有由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織，或是以面 積率計由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。
其次，針對本實施形態之熱壓印成形品(及其原材料亦即扁胚)的成分組成，進行說明。又，成分組成之%係意味著質量%。
(C：0.002~0.1%)
C係決定強度的元素，特別是對於淬火後的強度造成重大影響的元素。因為本發明係使熱壓印品的拉伸強度為小於980MPa，所以C量的上限係設為0.1%，較佳是0.06%，更佳是0.05%。另一方面，脫碳至低碳區域時，因為脫碳成本上升而且無法在小於980MPa的範圍得到所需要的強度，所以C量的下限係設為0.002%，以0.005%為佳，較佳是0.01%。
(Si：0.01~0.5%)
因為Si係固溶強化元素，所以添加0.01%以上，但是添加大於0.5%時，因為鍍覆性變差，所以將0.5%設為上限。Si量的下限係以0.05%為佳，較佳是0.1%。Si量的上限係以0.4%為佳，較佳是0.3%。
(Mn+Cr：0.5~2.5%)
Mn及Cr係用以確保淬火性而添加之元素。Mn+Cr量為小於0.5%時，無法確保充分的淬火性。因此，Mn+Cr量的下限係0.5%，以0.6%為佳，較佳是0.7%。另一方面，Mn+Cr量為大於2.5%時，淬火性變高且無法抑制拉伸強度低落。因此，Mn+Cr的上限係2.5%，以2.3%為佳，較佳是2.0%。
如後述，Mn+Cr量為小於1.0%時，係藉由在熱壓印時， 以大於100℃/秒的冷卻速度進行冷卻，來製成以面積率計，由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織，或是以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。使用該冷卻條件時，為了極力抑制肥粒鐵的形成，Mn+Cr量係以設為0.9%以下為佳，以0.5%以下為較佳。
另一方面，Mn+Cr量為1.0%以上時，係藉由熱壓印時，以10℃/秒~100℃/秒的冷卻速度進行冷卻，來製成以面積率計，由小於0~90%小於的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、及小於0.5%小於之不可避免的混入組織所構成之金屬組織、或是以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。使用該冷卻條件時，Mn+Cr係以1.4%以上為佳，以1.5%以上為較佳。
Mn量的下限值係可以是0.1%，較佳是0.5%，上限值係可以是1.5%。
Cr量的下限值係可以是0.01%，較佳是0.2%，上限值係可以是1.5%。
(P：0.1%以下)
P係固溶強化元素且能夠比較價廉地提高鋼板的強度，但是在晶界容易產生偏析，強度較高的情況，係會引起低溫脆化之元素。因此，P量係限制為0.1%以下。P量係以限制為0.020%以下為佳，以限制為0.015%以下為較佳。P量係越少為越佳，但是比0.001%低時，因為會造成脫P成本 上升，所以可以設為0.001%以上。
(S：0.01%以下)
S係使熱加工性變差之元素，又，係使鋼板的加工性變差之元素。因此，S量係限制為0.01%以下。S量係以限制在0.005%以下為佳。S量係以較少為佳，但是小於0.001%時，因為造成脫硫成本上升，可以設為0.001%以上。
(t-Al：0.05%以下)
Al係通常用以脫酸而添加之元素。t-Al量小於0.005%時，脫酸係變為不充分，因為在鋼中，氧化物會大量地殘留而造成局部變形能力變差，以0.005%以上為佳。另一方面，大於0.05%時，因為鋼中，以氧化鋁作為主體之氧化物係大量地殘留而造成局部變形能力變差，以0.05%以下為佳、0.04%以下較佳。又，t-Al係意味著總鋁。
(N：0.005%以下)
N係越少越佳的元素且限制為0.005%以下。因為N量減低至小於0.001%時，會造成精錬成本上升，可以設為0.001%以上。另一方面，因為大於0.003%時，會生成析出物且淬火後的韌性變差，以0.003%以下為佳。
(Mn+Cr為1.0%以上時，B：0.0005~0.004%)
Mn+Cr量為1.0%以上時，B係在0.0005~0.004%的範圍添加。藉由添加B，在熱壓印時，即便以100℃/秒以下的冷卻速度進行冷卻時，亦能夠確保淬火性。
為了得到B的添加效果，可以將B量的下限值設為0.0008%，較佳是0.0010%。但是，因為B量大於0.004%時， 添加效果係飽和，B量的上限係0.004%，較佳是0.002%。
又，如後述，Mn+Cr量為小於1.0%時，亦可以添加B。
本實施形態之熱壓印成形品的成分組成，作為選擇元素，亦可以含有選自由B、Ti、Nb、V、Mo所組成群組之至少1種。亦即，本發明係包含該等元素為0%的情況。
(Mn+Cr為小於1.0%時，B：0~0.004%)
因為B係淬火性提升元素，所以即便C量為較少的鋼，亦可以為了使組織成為變韌鐵或是麻田散鐵來確保所需要的強度而添加。
因此，Mn+Cr為小於1.0%時，為了得到B的添加效果，亦可以將B量的下限值設為0.0005%，較佳是0.0008%、或0.0010%。但是，B量大於0.004%時，因為添加效果係飽和，所以B量的上限係0.004%，較佳是0.002%。
(Ti：0~0.1%)
(Nb：0~0.05%)
Ti及Nb係形成微細的碳化物且使熱壓印後的舊沃斯田鐵粒徑微細化之元素。為了得到添加效果，亦可以各自將下限值設為0.001%，較佳是0.01%。另一方面，過度地添加時，添加效果係飽和且製造成本上升。因此，關於Ti量，係將其上限值設為0.1%，以0.08%為佳，關於Nb量，係將其上限值設為0.05%，較佳是0.03%。
(V：0~0.1%)
V係形成碳化物且使組織微細化之元素。將鋼板加熱至Ac3點以上時，微細的V碳化物係抑制再結晶及粒成長而使 沃斯田鐵粒成為細粒，來改善韌性。因為小於0.005%時，無法得到添加效果，可以將V的下限值設為0.005%，以0.01%為佳。另一方面，因為V量大於0.1%時，添加效果係飽和，同時製造成本上升。因此，V量的上限值係設為0.1%，較佳是0.07%。
(Mo：0~0.5%)
Mo亦與Ti、Nb、及V同樣地，將鋼板加熱至Ac3點以上時，形成微細的碳化物且抑制再結晶及粒成長而使沃斯田鐵粒成為細粒，來改善韌性之元素。因為小於0.02%時，無法得到添加效果，所以Mo量的下限係可以設為0.02%，較佳是0.08%。另一方面，因為大於0.5%時，添加效果係飽和，同時製造成本上升，所以Mo量的上限係設為0.5%，較佳是0.3%。
又，本發明的熱壓印成形品係在不損害本發明效果的範圍，亦可以含有在製鋼階段從廢鐵等混入的Cu、Sn、Ni等。又，在不損害本發明效果的範圍，亦可以含有使用作為脫酸元素之含有Ca、Ce等的REM。具體上，作為不可避免的不純物，可以含有0.1%以下的Cu、0.02%以下的Sn、0.1%以下的Ni、0.01%以下的Ca、0.01%的REM。
以下，針對本實施形態的熱壓印成形品之製造方法詳細地進行說明。
本實施形態之熱壓印成形品之製造方法係至少具有加熱步驟、熱軋步驟、及熱壓印步驟。亦即，藉由適當地控制加熱條件、熱軋條件、及熱壓印條件，來製成以面積率 計，由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織，或是，以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。
(加熱步驟)
加熱步驟係將具有上述成分組成之扁胚，以表面溫度為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域的方式進行加熱。這是因為從確保所需要的延遲破壞特性及韌性之觀點，係有必要盡可能使在熱壓印後所得到的舊沃斯田鐵粒徑盡可能較小。亦即，為了使熱軋板階段的組織微細化，而將加熱溫度設為1400℃以下。較佳是1250℃以下。另一方面，因為表面溫度大於1400℃時，輥軋性係變差，所以將1400℃設為上限。
又，製造提供熱軋的鋼扁胚之方法，係不被連續鑄造方法限定。能夠採用通常的連續鑄造方法、鑄造厚度為100mm以下的薄扁胚之方法。
(熱軋步驟)
熱軋步驟係將經加熱的扁胚，在表面溫度為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域之狀態下，以使最後機架與前一個機架的總軋縮量為40%以上的方式進行精加工輥軋，隨後，1秒以內開始冷卻。藉此，來製造被使用作為熱壓印用鋼板之熱軋鋼板。
(捲取步驟)
捲取步驟係將前述熱軋鋼板在650℃以下的溫度區域 進行捲取。因為在大於650℃的溫度區域進行捲取，在捲取後容易產生鋼捲(coil)變形(鋼捲座彎曲)，所以將它作為上限。
又，因為在小於400℃進行捲取時，熱軋板強度係變為太高，捲取溫度係以400℃以上為佳，但是亦可以在小於400℃捲取之後，以軟質化作為目的而進行再加熱。
(熱壓印步驟)
熱壓印步驟係將上述的熱軋鋼板使用作為熱壓印用鋼板，並將該熱壓印用鋼板在加熱至Ac3點以上的溫度之狀態下使用模具進行成形。然後，在該模具內，前述Mn+Cr為小於1.0%時，係將前述熱壓印用鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度進行冷卻，前述Mn+Cr為1.0%以上時，係將前述熱壓印用鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度進行冷卻。藉由在此種溫度條件進行熱壓印來製造熱壓印成形品，該熱壓印成形品係具有以面積率計，由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織、或是以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織。
又，除了將熱軋鋼板使用作為熱壓印用鋼板以外，亦可以將藉由對熱軋鋼板適當地施行冷軋、退火、鍍覆處理等而得到的各種鋼板，使用作為熱壓印用鋼板。冷軋、退火、及鍍覆的各條件係沒有特別規定，可以是通常的條件。冷軋係在通常的冷軋軋縮率範圍、例如以40~80%實施即 可。鍍覆係在熱軋後、冷軋後、或再結晶退火後，但是加熱條件和冷卻條件係沒有特別規定。鍍覆係主要是以鍍覆Zn或是鍍覆Al為佳。針對鍍覆Zn，係可以進行合金化處理，亦可以不進行。針對鍍覆Al，係即便在鍍覆中含有Si，亦不會對本發明造成影響。為了適當地調整形狀，熱軋鋼板、冷軋鋼板、退火鋼板、及鍍覆鋼板的調質輥軋係適當地實施即可。
熱壓印步驟係將熱壓印用鋼板加熱至Ac3點以上。加熱溫度為小於Ac3點時，會產生部分性未沃斯田鐵化的區域。因為該區域係不生成變韌鐵和麻田散鐵，所以無法在鋼板全體得到充分的強度。
但是，加熱溫度對舊沃斯田鐵粒徑的影響大，加熱溫度大於950℃時，因為舊沃斯田鐵粒徑係粗大化，所以加熱溫度係以950℃以下為佳。
又，加熱時間係以5~600秒為佳。加熱時間小於5秒時，碳化物的再溶解係變為不充分，用以確保強度之充分的量的固溶C係變為難以確保。另一方面，加熱時間大於600秒時，舊沃斯田鐵粒徑係粗大化，致使局部變形能力容易低落。
Mn+Cr量為小於1.0%時，熱壓印時的冷卻係以大於100℃/秒的冷卻速度來進行。因為冷卻速度為100℃/秒以下時，會生成肥粒鐵或波來鐵而無法得到均勻的組織且無法得到50%以上的λ，致使局部變形能力變差。
另一方面，Mn+Cr量為1.0%以上時，熱壓印時的冷係 以10~100℃/秒的冷卻速度進行。因為冷卻速度為小於10℃/秒時，會生成肥粒鐵或波來鐵而無法得到均勻的組織且無法得到50%以上的λ，致使局部變形能力變差。較佳是25℃/秒以上。因為冷卻速度大於100℃/秒時，拉伸強度有大於980MPa的情況，冷卻速度係將100℃/秒設為上限。較佳是85℃/秒以下。
又，加熱後的冷卻係有必要從大於Ar3點的溫度開始進行。從Ar3點以下的溫度開始冷卻時，會生成肥粒鐵而無法得到均勻的組織且λ變低，致使局部變形能力變差。
(第2實施形態)
本發明的第2實施形態，係具有相當於第1實施形態所記載的熱壓印成形品之小於980MPa的挫曲變形(buckling distortion)部位、及具有1180MPa以上的拉伸強度的變形抑制部位之能量吸收構件。亦即，該能量吸收構件係設計成為挫曲變形部位與變形抑制部位之間的拉伸強度差異為200MPa以上。
此種能量吸收構件係在汽車零件之中，能夠應用在例如前車架、特別是伴隨軸壓縮變形之構件、及如中心柱(center pillar)下部的彎曲變形部之將某種程度的扁平變形設為必要之構件。伴隨軸壓縮變形之構件，係由吸收挫曲變形引起的能量之部分(對應熱壓印用鋼板之部位)、及極力抑制如上彎(kick-up)部的變形之部分(對應接合用鋼板之部位)所構成。
為了以壓緊模式(compact mode)使其進行變形，挫曲變 形部(對應熱壓印用鋼板之部位)的拉伸強度係比變形抑制部(對應接合用鋼板之部位)低200MPa以上。將扁平變形設為必要之構件，亦是為了在彎曲變形部使其進行扁平變形，以小於980MPa的拉伸強度為佳。
本實施形態之能量吸收構件，係能夠藉由將接合用鋼板接合在第1實施形態所記載之熱軋鋼板、冷軋鋼板、退火鋼板、鍍覆鋼板等的熱壓印用鋼板而得到的接合鋼板，使用作為熱加壓用鋼板且進行熱壓印處理來得到。
亦即，本實施形態之能量吸收構件係藉由下列來製造，(1)將具有第1實施形態所記載的成分組成之扁胚，加熱使表面溫度成為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域，(2)藉由將加熱後的扁胚，在表面溫度為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域之狀態下，以使最後機架與前一個機架的總軋縮量為40%以上的方式進行精加工輥軋，隨後，1秒以內開始冷卻來製造熱軋鋼板，(3)在650℃以下的溫度區域將熱軋鋼板捲取，(4)藉由將熱軋鋼板接合在接合用鋼板來製造接合鋼板，(5)在加熱至Ac3點以上的溫度後的狀態下使用模具將接合鋼板成形，(6)藉由在模具內，Mn+Cr為小於1.0%時，係將接合鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度冷卻，而Mn+Cr為1.0%以上時，係將接合鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度冷卻，而成為以面積率計，由小於0~90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金 屬組織、或是以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵、及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成的金屬組織。又，上述接合鋼板係亦可以使用將對熱軋鋼板施行冷軋處理、連續退火處理、鍍覆處理的任一種以上而得到的鋼板與接合用鋼板進行接合而成者。
[實施例]
其次，針對本發明的實施例進行說明，實施例的條件係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用之一條件例，本發明係不被該一條件例限定。只要不脫離本發明的要旨而能夠達成本發明的目的，本發明係能夠採用各種條件。
(實施例α1)
將表3所表示的成分組成之溶鋼從轉爐取出鋼且製成扁胚之後，使用本發明的熱軋條件(加熱溫度：1220℃，精加工溫度：870℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：65%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：1秒，捲取溫度：630℃)實施熱軋，而成為板厚3mm的熱軋鋼板。
將熱軋鋼板藉由冷軋而成為1.4mm的冷軋鋼板，隨後，以表4所表示的條件實施連續退火、或退火及在退火後實施鍍覆處理。鍍覆處理係鍍覆熔融鋅(GI(無合金化處理)/GA(有合金化處理))，或鍍覆含有10%Si的熔融鋁(Al)。又，在退火後、或鍍覆處理後，係以如表4所表示的軋縮量實施平整(skin pass)輥軋。
針對冷軋．退火鋼板及Al鍍覆鋼板，係使用加熱爐加熱至900℃之後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，以200℃/秒的冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印熱履歴。
針對GI鋼板及GA鋼板，係藉由通電加熱以100℃/秒的加熱速度加熱至870℃，隨後，保持5秒左右之後，空氣冷卻至Ar3點+10℃，同樣地，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，以200℃/秒的冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印熱履歴。
熱處理後的拉伸強度係依據JIS Z 2241(2011)而製造5號試片，且進行拉伸試驗而進行評價。局部變形能力係使用前述之JIS Z 2256(2010)所記載的方法來調查擴孔性且以λ進行評價。將λ為50%以上設作合格(OK)。同時亦實施延遲破壞特性及低溫韌性的評價。
延遲破壞特性係使用如第3圖所表示之V凹口試片，在室溫，浸漬在將硫氰酸銨3g/l溶解於3%食鹽水而成之水溶液100小時，且在施加0.7TS(熱處理後)的負荷之狀態下評價有無斷裂(無斷裂：OK，有斷裂：NG)。
低溫脆性係在-40℃進行查拜式試驗，將能夠得到50%以上的延性破裂面率時設作合格(OK)，小於50%時係設作不合格(NG)。
將所得到的結果同時顯示在表4。在依照本發明之發明鋼(A-1鋼~K-1鋼)，係能夠得到TS：490~980MPa及優良的局部變形能力，同時在延遲破壞特性和低溫韌性係沒有問 題。
C量為較低且脫離本發明的範圍之L-1鋼，係熱壓印相當之熱處理後的拉伸強度低落。C量為較高且脫離本發明的範圍之M-1鋼，係拉伸強度為大於1180MPa，軸壓縮變形時的挫曲變形係變為不安定且能量吸收特性的低落係被擔心。
Si量為大於本發明的範圍之N-1鋼、Mn+Cr量為比本發明的範圍低之脫離範圍的O-1鋼，因為生成肥粒鐵而組織變為不均勻，λ係比50%低。因此，局部變形能力低落所致之能量吸收特性的低落係被擔心。又，因為N-1鋼係Si量為較高而脫離本發明的範圍，所以鍍覆性差。
(實施例α2)
針對表3所表示之K-1鋼，使用本發明的範圍之熱軋條件(加熱溫度：1250℃、精加工溫度：880℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：60%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：0.8秒，捲取溫度：550℃)而成為板厚2mm的熱軋鋼板，隨後，施行酸洗。
針對酸洗後的鋼板，使用加熱爐加熱至880℃，隨後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。而且，對酸洗後的鋼板，施行鍍覆鋅(GI、GA)、或鍍覆含有10%Si的熔融鋁之後，施行同樣的加熱-冷卻處理。
又，針對表3所表示之K-1鋼，使用本發明的範圍之熱 軋條件(加熱溫度：1250℃、精加工溫度：890℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：45%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：0.5秒，捲取溫度：500℃)而成為板厚3.2mm的熱軋鋼板，酸洗後，使用50%的冷軋率而成為1.6mm的冷軋鋼板。
針對冷軋鋼板，使用加熱爐加熱至900℃，隨後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。
針對在冷軋鋼板施行鍍覆鋅(GI、GA)後之鋼板，藉由通電加熱而以5秒加熱至870℃之後，保熱5秒左右之後，冷卻至650℃，隨後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。
針對施行鍍覆含有10% Si的熔融鋁後之鋼板，亦施行同樣的加熱-冷卻處理。又，熱軋後、退火後、或鍍覆處理後，係以表4所表示的軋縮量實施平整(skin pass)。與實施例α1同樣地評價所得到的鋼板之材質特性。將結果顯示在表5。
在依照發明法之方法a、方法b、方法c、方法d、方法f、方法g、方法h、及方法i的例子，能夠得到優良的局部變形能力，同時延遲破壞特性和低溫韌性係沒有問題。
另一方面，在冷卻速度係比本發明的範圍低之脫離範圍的方法e及方法j的例子，因為在熱處理後的組織係生成肥粒鐵及波來鐵，不僅是熱壓印後的強度低落，而且λ係比50%低，且局部變形能力低落所致之能量吸收特性的低落係被擔心。
(實施例α3)
為了藉由熱壓印製造如第4圖所表示的形狀之構件，係在軸壓縮變形部分1配置在實施例α1之發明鋼的I-1鋼、或比較鋼的O-1鋼，且在熱壓印後之拉伸強度≧1180MPa的部分2，配置以質量%計，0.21%C-0.2%Si-1.4%Mn-0.0025%B之板厚度為1.4mm的冷軋板，並且將兩鋼板在雷射焊接部3的位置進行雷射焊接。
將該等焊接構件使用電爐加熱至900℃且在保熱60秒後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，且同時進行加壓成形及冷卻，來製造如第4圖所表示的形狀之構件。隨後，配置拉伸強度為590MPa的背板4且使用點焊接進行接合。
從上述構件1及2製造小型拉伸試片且藉由拉伸試驗測定拉伸強度。其結果，在相當於上述構件1的部位使用I-1鋼時，為880MPa，使用O-1鋼時，為520MPa。另一方面，相當於上述構件2之部位的拉伸強度為1510MPa。
針對第4圖所表示的構件，進行落重試驗(drop weight test)。在如第4圖所表示之構件，從如第4圖所表示之軸壓縮變形時的負荷方向5的方向，使用150kg的荷重且以15m/秒的速度而賦予變形。使用發明鋼的I-1鋼之構件時，係不產生裂紋而挫曲變形，使用比較鋼s的O-1鋼之構件時，在挫曲變形部係產生裂紋且能量吸收量減少。
(實施例α4)
在藉由熱壓印製造如第4圖所表示的形狀之構件時，使用在實施例α1之發明鋼的A-1鋼及H-1鋼。將上述構件加熱至950℃且保熱60秒之後，與實施例α3同樣地，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具且同時實施加壓成形及冷卻。
進行用以評價上述構件的變形舉動之落重試驗。針對軸壓縮變形，係從第4圖所表示之軸壓縮變形時的負荷方向5之方向，以15m/秒的速度賦予150kg的荷重。針對彎曲變形，係從彎曲變形時之負荷方向6的方向，以5m/秒的速度對構件賦予變形。任一構件均是在任一變形模式，不斷裂而變形，確認具有充分的能量吸收能力。
(實施例β1)
將表6所表示的成分組成之溶鋼從轉爐取出鋼且製成扁胚之後，使用本發明的熱軋條件(加熱溫度：1220℃，精加工溫度：870℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：65%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：1秒，捲取溫度：630℃)實施熱軋，而成為板厚3mm的熱軋鋼板。
將熱軋鋼板藉由冷軋而成為1.4mm的冷軋鋼板，隨後，以表7所表示的條件實施連續退火、或退火及在退火後實施鍍覆處理。鍍覆處理係鍍覆熔融鋅(GI(無合金化處理)/GA(有合金化處理))，或鍍覆含有10%Si的熔融鋁(Al)。又，在退火後、或鍍覆處理後，係以如表7所表示的軋縮量實施平整輥軋。
針對冷軋．退火鋼板及Al鍍覆鋼板，係使用加熱爐加熱至900℃之後，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，以50℃/秒的冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印熱履歴。
針對GI鋼板及GA鋼板，係藉由通電加熱以100℃/秒的加熱速度加熱至870℃，隨後，保持5秒左右之後，空氣冷卻至Ar3點+10℃，同樣地，夾在具有從表面噴出水的給水口及將該水吸入的排水口之模具，以50℃/秒的冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印熱履歴。
熱處理後的拉伸強度係依據JIS Z 2241(2011)而製造5號試片，且進行拉伸試驗而進行評價。局部變形能力係使用前述之JIS Z 2256(2010)所記載的方法來調查擴孔性且以λ進行評價。將λ為50%以上設作合格(OK)。同時亦實施延遲破壞特性及低溫韌性的評價。
延遲破壞特性係使用如第3圖所表示之V凹口試片，在室溫，浸漬在將硫氰酸銨3g/l溶解於3%食鹽水而成之水溶液100小時，且在施加0.7TS(熱處理後)的負荷之狀態下評價有無斷裂(無斷裂：OK，有斷裂：NG)。
低溫脆性係在-40℃進行查拜式試驗，將能夠得到50%以上的延性破裂面率時設作合格(OK)，小於50%時係設作不合格(NG)。
將所得到的結果同時顯示在表7。在依照本發明之發明鋼(A-2鋼~K-2鋼)，係能夠得到TS：490~980MPa及優良的局部變形能力，同時在延遲破壞特性和低溫韌性係沒有問 題。
C量為較低且脫離本發明的範圍之L-2鋼，係熱壓印相當之熱處理後的拉伸強度低落。C量為較高且脫離本發明的範圍之M-2鋼，係拉伸強度為大於1180MPa，軸壓縮變形時的挫曲變形係變為不安定且能量吸收特性的低落係被擔心。
Si量為大於本發明的範圍之N-2鋼，從50℃/秒的冷卻速度觀察，Mn+Cr量為較低之O-2鋼，而且，Mn+Cr量為1.0%以上且不添加B之P-2鋼時，因為肥粒鐵生成且組織變為不均勻，所以λ比50%低。因此，局部變形能力低落所致之能量吸收特性的低落係被擔心。又，因為M-2鋼係Si量為較高而脫離本發明的範圍，所以鍍覆性差。
(實施例β2)
針對表6所表示之K-2鋼，使用本發明的範圍之熱軋條件(加熱溫度：1250℃、精加工溫度：880℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：60%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：0.8秒，捲取溫度：550℃)而成為板厚2mm的熱軋鋼板，隨後，施行酸洗。
針對酸洗後的鋼板，使用加熱爐加熱至880℃，隨後，夾在模具且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。而且，對酸洗後的鋼板，施行鍍覆鋅(GI、GA)、或鍍覆含有10%Si的熔融鋁之後，施行同樣的加熱-冷卻處理。
又，針對表7所表示之K-2鋼，使用本發明的範圍之熱 軋條件(加熱溫度：1250℃、精加工溫度：890℃，最後機架與前一個機架的總軋縮量：45%，精加工輥軋結束後至冷卻開始的時間：0.5秒，捲取溫度：500℃)而成為板厚3.2mm的熱軋鋼板，酸洗後，使用50%的冷軋率而成為1.6mm的冷軋鋼板。
針對該冷軋鋼板，使用加熱爐加熱至900℃，隨後，夾在模具且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。而且，針對在冷軋鋼板施行鍍覆鋅(GI、GA)後之鋼板，藉由通電加熱而以5秒加熱至870℃之後，保熱5秒左右之後，冷卻至650℃，隨後，夾在模具且使用各種冷卻速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。
針對施行鍍覆含有10% Si的熔融鋁後之鋼板，使用加熱爐加熱至880℃之後，夾在模具且使用各種速度冷卻至室溫來模擬在熱壓印的熱履歴。又，熱軋後、退火後、或鍍覆處理後，以在表8所示的軋縮量實施平整。
與實施例β1同樣地評價所得到的鋼板之材質特性。將結果顯示在表8。
在依照發明法之方法a’、方法b’、方法c’、方法d’、方法f’、方法g’、方法h’、及方法i’的例子，能夠得到優良的局部變形能力，同時延遲破壞特性和低溫韌性係沒有問題。
另一方面，在冷卻速度係比本發明的範圍低之脫離範圍的方法e’及方法j’的例子，因為在熱處理後的組織係生成肥粒鐵及波來鐵，不僅是熱壓印後的強度低落，而且λ係比50%低，且局部變形能力低落所致之能量吸收特性的低落係被擔心。
(實施例β3)
為了藉由熱壓印製造如第4圖所表示的形狀之構件，係在軸壓縮變形部分1配置在實施例β1之發明鋼的I-12鋼、或比較鋼的O-2鋼，且在熱壓印後之拉伸強度≧1180MPa的部分2，配置以質量%計，0.21%C-0.2%Si-1.4%Mn-0.0025%B之板厚度為1.4mm的冷軋板，並且將兩鋼板在雷射焊接部3的位置進行雷射焊接。
將該等焊接構件使用電爐加熱至900℃且在保熱60秒後，夾在模具且同時進行加壓成形及冷卻，來製造如第4圖所表示的形狀之構件。隨後，配置拉伸強度為590MPa的背板4且使用點焊接進行接合。
從上述構件1及2製造小型拉伸試片且藉由拉伸試驗測定拉伸強度。其結果，在相當於上述構件1的部位使用I-2鋼時，為880MPa，使用O-2鋼時，為520MPa。另一方面，相當於上述構件2之部分2的拉伸強度為1510MPa。因此，熱壓印後的拉伸強度(△TS)係成為200MPa以上。
針對第4圖所表示的構件，進行落重試驗。在如第4圖所表示之構件，從如第4圖所表示之軸壓縮變形時的負荷方向5的方向，使用150kg的荷重且以15m/秒的速度而賦予變形。使用發明鋼的I-2鋼之構件時，係不產生裂紋而挫曲變形，使用比較鋼s的O-2鋼之構件時，生成肥粒鐵及變韌鐵，金屬組織變為不均勻，起因於此而在挫曲變形部產生裂紋且能量吸收量減少。
(實施例β4)
在藉由熱壓印製造如第4圖所表示的形狀之構件時，使用在實施例β1之發明鋼的A-2鋼及H-2鋼。將上述構件加熱至950℃且保熱60秒之後，與實施例β3同樣地，夾在且同時實施加壓成形及冷卻。
進行用以評價上述構件的變形舉動之落重試驗。針對軸壓縮變形，係從第4圖所表示之軸壓縮變形時的負荷方向5之方向，以15m/秒的速度賦予150kg的荷重。針對彎曲變形，係從彎曲變形時之負荷方向6的方向，以5m/秒的速度對構件賦予變形。任一構件均是在任一變形模式，不斷裂而變形，確認具有充分的能量吸收能力。
產業上之可利用性
如前述，依照本發明，活用拼焊板而製造零件時，因為針對軸壓縮變形部分係能夠將熱壓印後的強度抑制為較低，能夠對零件賦予局部變形能力，其結果，能夠製造軸壓縮變形時及彎曲變形時的能量吸收特性優良之構件。因此，本發明係在機械零件製造產業之利用可能性高。
1‧‧‧軸壓縮變形部分
2‧‧‧熱壓印後的拉伸強度為≧1180MPa之部分
3‧‧‧雷射焊接部
4‧‧‧背板
5‧‧‧軸壓縮變形時的負荷方向
6‧‧‧彎曲變形時的負荷方向
第1圖係顯示C量與熱壓印成形品之拉伸強度的關係之圖。
第2圖係顯示熱壓印時的冷卻速度與熱壓印成形品之拉伸強度的關係之圖。
第3圖係顯示延遲破壞評價用試片的形狀之圖。
第4圖係顯示在將接合鋼板(拼焊板材)熱壓印成形而得到的箱(hut)型接合構件安裝背板而成之構件、在接合鋼板之焊接線位置、以及軸壓縮變形時的負荷方向之圖。

Claims (14)

  1. 一種熱壓印成形品，係藉由將熱壓印用鋼板熱壓印而得到的熱壓印成形品，其特徵在於：所具有之成分組成以質量%計，含有C：0.002~0.1%、Si：0.01~0.5%、Mn+Cr：0.5~小於1.0%、限制為0.1%以下的P、限制為0.01%以下的S、限制為0.05%以下的t-Al、及限制為0.005%以下的N，前述Mn+Cr為1.0%以上時，含有0.0005~0.004%的B，且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物所構成；而且，該熱壓印成形品具有：以面積率計，由0~小於90%的麻田散鐵(martensite)、10~100%的變韌鐵(bainite)及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織；或者以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵(bainitic ferrite)及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織，且拉伸強度為小於980MPa。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱壓印成形品，其在表面具有鍍覆層。
  3. 如申請專利範圍第1項之熱壓印成形品，其中前述成分 組成以質量%計進一步含有：Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、V：0.005~0.1%及Mo：0.02~0.5%的1種以上。
  4. 如申請專利範圍第1項之熱壓印成形品，其進一步含有B：0.0005~0.004%。
  5. 一種能量吸收構件，其特徵在於具備：如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱壓印成形品；及接合構件，被接合在前述熱壓印成形品，且具有1180MPa以上的拉伸強度；並且，前述熱壓印成形品與前述接合構件之間的拉伸強度差為200MPa以上。
  6. 一種熱壓印成形品之製造方法，其特徵在於具備：加熱步驟，其係以表面溫度會成為Ar3點以上且1400℃以下之溫度區域的方式將具有下述成分組成之扁胚(slab)加熱：以質量%計含有C：0.002~0.1%、Si：0.01~0.5%、Mn+Cr：0.5~2.5%、限制為0.1%以下的P、限制為0.01%以下的S、限制為0.05%以下的t-Al以及限制為0.005%以下的N，且前述Mn+Cr為1.0%以上時含有0.0005~0.004%的B，剩餘部分則由Fe及不可避免的不純物所構成；熱軋步驟，其係使經加熱的前述扁胚在前述表面溫 度為Ar3點以上且1400℃以下的溫度區域之狀態下，令最後機架(stand)與前一個機架處的總軋縮量為40%以上並進行精加工輥軋，隨後在1秒以內開始冷卻，藉此製造熱軋鋼板；捲取步驟，其係在650℃以下的溫度區域下捲取前述熱軋鋼板；以及熱壓印步驟，其將前述熱軋鋼板用作熱壓印用鋼板，並在將該熱壓印用鋼板加熱至Ac3點以上的溫度之狀態下以模具成形，在前述模具內，當前述Mn+Cr小於1.0%時，使前述熱壓印用鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度冷卻，而當前述Mn+Cr為1.0%以上時，則使前述熱壓印用鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度冷卻，藉此來製造熱壓印成形品，該熱壓印成形品具有：以面積率計，由0~小於90%的麻田散鐵、10~100%的變韌鐵及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成之金屬組織；或者，以面積率計，由99.5%~100%的變韌肥粒鐵及小於0.5%之不可避免的混入組織所構成的金屬組織。
  7. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其係在前述熱壓印步驟前，進一步具有對前述熱軋鋼板施行鍍覆處理之鍍覆步驟，且在前述熱壓印步驟中使用經施行前述鍍覆處理之前述熱軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
  8. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其 在前述熱壓印步驟前，進一步具有對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板的冷軋步驟，且在前述熱壓印步驟中使用前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
  9. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其進一步具備：冷軋步驟，其係在前述熱壓印步驟前藉由對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；以及鍍覆處理步驟，其係對前述冷軋鋼板施行鍍覆處理；且在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述鍍覆處理之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
  10. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其進一步具備：冷軋步驟，其係在前述熱壓印步驟前，藉由對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；以及連續退火步驟，其係對前述冷軋鋼板施行連續退火；且在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述連續退火之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
  11. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其進一步具備：冷軋步驟，其係藉由在前述熱壓印步驟前，對前述熱軋鋼板施行冷軋來製造冷軋鋼板；連續退火步驟，其係對前述冷軋鋼板施行連續退 火；以及鍍覆處理步驟，其係對前述冷軋鋼板施行鍍覆處理；且在前述熱壓印步驟中，使用經施行前述連續退火及前述鍍覆處理之前述冷軋鋼板作為前述熱壓印用鋼板。
  12. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其中前述扁胚以質量%計進一步含有：Ti：0.001~0.1%、Nb：0.001~0.05%、V：0.005~0.1%及Mo：0.02~0.5%中之1種以上。
  13. 如申請專利範圍第6項之熱壓印成形品之製造方法，其以質量%計，在前述Mn+Cr小於1.0%時，進一步含有B：0.0005~0.004%。
  14. 一種能量吸收構件之製造方法，其特徵在於具備：接合步驟，其係將如申請專利範圍第6至13項中任一項之熱壓印用鋼板接合在接合用鋼板來製造接合鋼板；以及熱壓印步驟，其係在前述接合鋼板已加熱至Ac3點以上的溫度之狀態下，使用模具將前述接合鋼板成形，且在前述模具內，當前述Mn+Cr小於1.0%時，使前述接合鋼板以大於100℃/秒的冷卻速度冷卻，而當前述Mn+Cr為1.0%以上時，使前述接合鋼板以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度冷卻，藉此，使前述接合鋼板之中對應前述熱壓印用鋼板的部位與對應前述接合用 鋼板的部位之間的拉伸強度差為200MPa以上。
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