熱成形構(gòu)件及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及的熱成形構(gòu)件具有規(guī)定的化學(xué)組成，且具有下述金屬組織：含有10面積％～40面積％的奧氏體，并且所述奧氏體的晶粒及馬氏體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度為1.0個(gè)/μm2以上，抗拉強(qiáng)度為900MPa～1300MPa。
【專利說(shuō)明】
熱成形構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明設(shè)及例如在汽車的車身結(jié)構(gòu)部件及行走部件等機(jī)械結(jié)構(gòu)部件等中使用的 熱成形構(gòu)件及其制造方法。具體而言，本發(fā)明設(shè)及具有900MPa~1300M化的抗拉強(qiáng)度、同時(shí) 具有拉伸試驗(yàn)下的總延伸率為15% W上的優(yōu)異的延展性和(TC下的夏比試驗(yàn)的沖擊值為 20J/cm2W上的優(yōu)異的沖擊特性的熱成形構(gòu)件及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年來(lái)，為了汽車的輕量化，一直在進(jìn)行將車體中使用的鋼材高強(qiáng)度化、減少鋼材 的使用重量的努力。就在設(shè)及汽車的技術(shù)領(lǐng)域中被廣泛使用的薄鋼板而言，伴隨著鋼板強(qiáng) 度的增加，壓制成形性降低，制造具有復(fù)雜的形狀的構(gòu)件變得困難。具體而言，產(chǎn)生下面的 問(wèn)題：隨著鋼板強(qiáng)度的增加鋼板的延展性降低，因此，在構(gòu)件中的加工度高的部位產(chǎn)生斷 裂，及/或構(gòu)件的回彈和壁翅曲變大，構(gòu)件的尺寸精度劣化。因此，對(duì)具有高強(qiáng)度、特別是 900MPa級(jí)W上的抗拉強(qiáng)度的鋼板應(yīng)用壓制成形來(lái)制造具有復(fù)雜形狀的構(gòu)件并不容易。若通 過(guò)漉成形而不是壓制成形，雖然能夠加工高強(qiáng)度的鋼板，但漉成形僅能夠適用于在長(zhǎng)度方 向上具有同樣的截面的構(gòu)件的制造方法。
[0003] 另一方面，如專利文獻(xiàn)1所示的那樣，在將加熱了的鋼板進(jìn)行壓制成形的被稱為熱 壓的方法中，能夠從高強(qiáng)度鋼板將復(fù)雜的形狀的構(gòu)件W良好的尺寸精度進(jìn)行成形。原因是， 在熱壓工序中，鋼板在被加熱到高溫的狀態(tài)下被加工，因此加工時(shí)的鋼板為軟質(zhì)，且具有高 延展性。另外，在熱壓中，通過(guò)將鋼板在壓制加工前預(yù)先加熱至奧氏體單相區(qū)，在壓制加工 后將鋼板在模具內(nèi)驟冷(澤火），也能夠?qū)崿F(xiàn)由馬氏體相變帶來(lái)的構(gòu)件的高強(qiáng)度化。因此，熱 壓法為能夠同時(shí)確保構(gòu)件的高強(qiáng)度化和鋼板的成形性的優(yōu)異的成形方法。
[0004] 此外，在專利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了一種預(yù)壓制澤火法，其在室溫下將鋼板預(yù)先成形為規(guī) 定的形狀，將由此得到的構(gòu)件加熱至奧氏體區(qū)，進(jìn)而在模具內(nèi)進(jìn)行驟冷，由此實(shí)現(xiàn)構(gòu)件的高 強(qiáng)度化。作為熱壓的一方式的預(yù)壓制澤火法利用模具約束構(gòu)件，因而能夠抑制由熱應(yīng)變引 起的構(gòu)件的變形。預(yù)壓制澤火法是使構(gòu)件高強(qiáng)度化、且能獲得高的尺寸精度的優(yōu)異的成形 方法。
[0005] 但是，近年來(lái)，對(duì)于熱成形構(gòu)件也要求優(yōu)異的沖擊吸收特性。即，對(duì)于熱成形構(gòu)件， 要求優(yōu)異的延展性和優(yōu)異的沖擊特性運(yùn)兩者。專利文獻(xiàn)1及專利文獻(xiàn)2所代表的現(xiàn)有技術(shù)難 W應(yīng)對(duì)上述要求。其原因是，通過(guò)運(yùn)些現(xiàn)有技術(shù)得到的構(gòu)件的金屬組織實(shí)質(zhì)上為馬氏體單 相。
[0006] 另外，在專利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了通過(guò)將鋼板加熱到鐵素體和奧氏體的雙相溫度區(qū)，使 鋼板的金屬組織為鐵素體-奧氏體雙相組織的狀態(tài)下對(duì)鋼板進(jìn)行壓制加工，接著將鋼板在 模具內(nèi)驟冷，使鋼板的金屬組織變化為鐵素體-馬氏體雙相組織，由此得到高強(qiáng)度且延展性 優(yōu)異的構(gòu)件。但是，通過(guò)上述技術(shù)得到的構(gòu)件的延伸率為約10% W下，因此關(guān)于延展性，專 利文獻(xiàn)3中公開(kāi)的構(gòu)件并非十分優(yōu)異。關(guān)于汽車的技術(shù)領(lǐng)域中要求的構(gòu)件那樣的需要優(yōu)異 的沖擊吸收特性的構(gòu)件要求具有比上述構(gòu)件更優(yōu)異的延展性，具體而言，需要具有15% W 上的延伸率，優(yōu)選要求18% W上的延伸率，更優(yōu)選要求21% W上的延伸率。
[0007] 另外，通過(guò)將用于TRIP鋼（TRansformation Induced Plasticity Steel，相變誘 發(fā)塑性鋼)及Q&P鋼(Quench&Partitioning Steel)的組織控制法應(yīng)用于熱壓法，能夠顯著 提高通過(guò)熱壓法得到的構(gòu)件的延展性。運(yùn)是因?yàn)?，通過(guò)后述那樣的特別的熱處理，在構(gòu)件的 金屬組織中生成殘余奧氏體。
[0008] 在專利文獻(xiàn)4中公開(kāi)了通過(guò)將積極地添加了 Si和Mn的鋼板預(yù)先加熱到鐵素體-奧 氏體雙相溫度區(qū)，接著通過(guò)拉深裝置對(duì)鋼板同時(shí)實(shí)施成形和驟冷，將得到的構(gòu)件的金屬組 織變化為含有鐵素體、馬氏體和奧氏體的復(fù)相組織，由此得到具有高強(qiáng)度、且延展性優(yōu)異的 構(gòu)件的技術(shù)。為了使構(gòu)件的金屬組織中含有奧氏體，對(duì)鋼板進(jìn)行300°C~400°C下的等溫保 持處理即奧氏體等溫澤火處理是必要的。因此，專利文獻(xiàn)4的拉深裝置的模具必須加熱控制 在30(TC~40(TC。另外，如專利文獻(xiàn)4的實(shí)施例中所記載的，對(duì)構(gòu)件進(jìn)行60秒左右的模具內(nèi) 保持變得必要。但是，進(jìn)行奧氏體等溫澤火處理時(shí)，隨著保持溫度及保持時(shí)間的變化，不僅 鋼板的抗拉強(qiáng)度明顯變動(dòng)，鋼板的延伸率也明顯變動(dòng)。因此，進(jìn)行奧氏體等溫澤火處理時(shí)， 不能確保穩(wěn)定的機(jī)械特性。另外，對(duì)本發(fā)明作為對(duì)象的鋼種那樣的含有較多Si的鋼進(jìn)行奧 氏體等溫澤火處理時(shí)，非常硬質(zhì)的馬氏體容易在金屬組織中生成，由于該馬氏體發(fā)生構(gòu)件 的沖擊特性明顯劣化的問(wèn)題。
[0009] 在專利文獻(xiàn)5中公開(kāi)了通過(guò)將積極地添加了 Si和Mn的鋼板預(yù)先加熱到雙相溫度區(qū) 或奧氏體單相區(qū)，接著對(duì)鋼板同時(shí)進(jìn)行成形和至規(guī)定溫度的驟冷，進(jìn)而將得到的構(gòu)件再加 熱，由此使構(gòu)件的金屬組織成為含有馬氏體和奧氏體的復(fù)相組織，從而得到具有高強(qiáng)度、且 延展性優(yōu)異的構(gòu)件的技術(shù)。但是，在利用上述技術(shù)的制造方法中具有下述問(wèn)題:隨著驟冷條 件、具體為停止冷卻的溫度的變化，構(gòu)件的抗拉強(qiáng)度明顯變動(dòng)。另外，冷卻停止溫度的控制 極為困難運(yùn)樣的工程上的問(wèn)題也是上述制造方法中不可避免的。另外，與W往的熱成形構(gòu) 件的制造方法不同，專利文獻(xiàn)5所設(shè)及的制造方法中需要稱為再加熱的進(jìn)一步熱處理工序。 因此，專利文獻(xiàn)5所設(shè)及的制造方法相對(duì)于W往的熱成形構(gòu)件的制造方法生產(chǎn)率明顯低。另 夕h如專利文獻(xiàn)5的實(shí)施例中所記載的，專利文獻(xiàn)5的制造方法中有必要將鋼板加熱到高溫， 因此構(gòu)件的金屬組織中馬氏體等第二相變得容易稀疏地分布。運(yùn)會(huì)發(fā)生構(gòu)件的沖擊特性明 顯劣化的問(wèn)題。
[0010] 因此，對(duì)于不使用用于TRIP鋼及Q&P鋼的組織控制法而得到含有殘余奧氏體的鋼 板構(gòu)件的熱成形法，必須進(jìn)行新的研究。
[0011]另一方面，通過(guò)將積極地添加了 Mn的低碳鋼在Al點(diǎn)附近進(jìn)行熱處理，可得到兼顧 了優(yōu)異的強(qiáng)度和優(yōu)異的延展性的鋼材。例如，在非專利文獻(xiàn)1中公開(kāi)了通過(guò)將0.1%C-5%Mn 合金熱社、進(jìn)而再加熱而得到的含有幾十％的殘余奧氏體、具有高強(qiáng)度、且延展性極為優(yōu)異 的鋼材。
[0012]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn) [OOU]專利文獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1:英國(guó)專利公報(bào)1490535號(hào)
[0015] 專利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)平10-96031號(hào)公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2010-65292號(hào)公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)4:日本特表2009-508692號(hào)公報(bào)
[0018] 專利文獻(xiàn)5:日本特開(kāi)2011-184758號(hào)公報(bào)
[0019] 非專利文獻(xiàn)
[0020] 非專利文獻(xiàn)1:熱處理，37卷4號(hào)（1997)，P. 204

【發(fā)明內(nèi)容】

[0021] 發(fā)明所要解決的問(wèn)題
[0022] 如上述非專利文獻(xiàn)1中公開(kāi)的方法那樣，通過(guò)將熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成適當(dāng)化，進(jìn) 而將熱成形工序中的熱處理溫度嚴(yán)格控制在Al點(diǎn)附近，能夠制造含有殘余奧氏體的熱成形 構(gòu)件。但是，在非專利文獻(xiàn)1所公開(kāi)的方法中，加熱時(shí)間對(duì)抗拉強(qiáng)度及延伸率的影響極大。為 了抑制得到的抗拉強(qiáng)度及延伸率的變化，需要30分鐘W上的加熱。如果考慮生產(chǎn)率和構(gòu)件 的表面品質(zhì)，利用運(yùn)樣的長(zhǎng)時(shí)間的加熱的組織控制不能應(yīng)用于熱成形構(gòu)件的生產(chǎn)技術(shù)。另 夕h在上述非專利文獻(xiàn)1所公開(kāi)的方法中，滲碳體的溶解容易變得不充分，因此容易預(yù)想到 由該技術(shù)得到的熱成形構(gòu)件的沖擊特性并不充分。
[0023] 如此，能提供通過(guò)熱成形制造、具有900MPaW上的抗拉強(qiáng)度、且延展性及沖擊特性 優(yōu)異的構(gòu)件的量產(chǎn)技術(shù)尚未確立。
[0024] 本發(fā)明的課題是:提供如上所述的W往不能量產(chǎn)的具有900MPaW上的抗拉強(qiáng)度、 延展性及沖擊特性優(yōu)異的熱成形構(gòu)件及其制造方法。
[0025] 用于解決問(wèn)題的手段
[0026] 本發(fā)明人等為了改善抗拉強(qiáng)度為900MPaW上的熱成形構(gòu)件的延展性和沖擊特性， 進(jìn)行了深入研究，結(jié)果得到下述新見(jiàn)識(shí):通過(guò)（1)使熱成形構(gòu)件中的Si含量與通常的熱成形 用鋼板比增大，（2)將熱成形構(gòu)件的金屬組織設(shè)定為含有規(guī)定量的奧氏體、且微細(xì)的奧氏體 及馬氏體整體存在的金屬組織，可明顯改善熱成形構(gòu)件的延展性和沖擊特性。而且得到下 述新見(jiàn)識(shí)：為了得到上述金屬組織，通過(guò)將具有與上述熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成相同的化學(xué) 組成、且具有含有選自貝氏體及上述馬氏體中的1種或巧中、滲碳體的晶粒W規(guī)定的個(gè)數(shù)密 度存在的金屬組織的基體鋼板用作熱成形構(gòu)件的原材料，并且將熱成形時(shí)的熱處理?xiàng)l件適 當(dāng)化，由此能夠?qū)崿F(xiàn)。
[0027] 本發(fā)明是基于該見(jiàn)識(shí)而完成的，其要旨如下所述。
[00%] (1)本發(fā)明的一方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成W質(zhì)量％計(jì)為：C:0.05%~ 0.40 %、Si :0.5 % ~3.0%、Mn :1.2% ~8.0 %、P :0.05 % W下、S :0.01 % W下、sol. Al: 0.001%~2.0%、N:0.01%?下、Ti:0%~1.0%、Nb:0%~1.0%、V:0%~1.0%、Cr:0%~ 1.0%、Mo:0%~1.0%、Cu:0%~1.0%、Ni:0%~1.0%、Ca:0%~0.01%、Mg:0%~ 0.01%、36]\1:0%~0.01%、2。0%~0.01%、8:0%~0.01%、81:0%~0.01%、^及剩余部 分:Fe及雜質(zhì)，且具有下述金屬組織:含有10面積％~40面積％的奧氏體，并且所述奧氏體 的晶粒及馬氏體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度為1.0個(gè)Aim 2 W上，抗拉強(qiáng)度為900M化~1300MPa。
[0029] (2)上述（1)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成W質(zhì)量％計(jì)可W含有選自Ti: 0.003 % ~1.0 %'Nb :0.003 % ~1.0 %、V :0.003 % ~1.0 %'Cr :0.003 % ~1.0 %'Mo: 0.003%~1.0%、Cu:0.003%~1.0%、及Ni :0.003%~1.0% 中的 1種或2種W上。
[0030] (3)上述（1)或（2)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成W質(zhì)量％計(jì)可W含有選自 Ca: 0.0003% ~0.01 %、Mg:0.0003% ~0.01 %、REM: 0.0003% ~0.01 %、及化：0.0003% ~ 0.01%中的I種或2種W上。
[0031] (4)上述（1)~（3)中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成W質(zhì)量％計(jì)可W含 有 8:0.0003%~0.01%。
[0032] (5)上述（1)~(4)中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成W質(zhì)量％計(jì)可W含 有 Bi:0.0003% ~0.01%。
[0033] (6)本發(fā)明的另一方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的制造方法包括下述工序:加熱工序，將 基體鋼板加熱到670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)，所述基體鋼板具有與上述 (1)~（5)中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成相同的化學(xué)組成，且Mn含量為2.4質(zhì) 量％~8.0質(zhì)量％，且具有合計(jì)含有70面積％ W上的選自貝氏體及馬氏體中的巧中或巧中、滲 碳體的晶粒Wl.0個(gè)/皿2W上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織;保持工序，接著所述加熱工序， 將所述基體鋼板的溫度在670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)保持2分鐘~20分 鐘;熱成形工序，接著所述保持工序，對(duì)所述基體鋼板進(jìn)行熱成形;和冷卻工序，接著所述熱 成形工序，將所述基體鋼板在600°C~150°C的溫度區(qū)W平均冷卻速度為5 °C /秒~500°C /秒 的條件進(jìn)行冷卻。
[0034] (7)本發(fā)明的再一方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的制造方法包括下述工序:加熱工序，將 基體鋼板加熱到670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)，所述基體鋼板具有與上述 (1)~（5)中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成相同的化學(xué)組成，且Mn含量為1.2質(zhì) 量％ ^上且低于2.4質(zhì)量％，且具有合計(jì)含有70面積％ ^上的選自貝氏體及馬氏體中的1種 或巧巾、滲碳體的晶粒Wl.0個(gè)/WH2W上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織;保持工序，接著所述加 熱工序，將所述基體鋼板的溫度在所述670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)保持2 分鐘~20分鐘;熱成形工序，接著所述保持工序，對(duì)所述基體鋼板進(jìn)行熱成形;和冷卻工序， 接著所述熱成形工序，將所述基體鋼板在600°C~500°C的溫度區(qū)W平均冷卻速度為5 °C/秒 ~500°C/秒的條件進(jìn)行冷卻，并且將所述基體鋼板在低于500°C且為150°CW上的溫度區(qū)W 所述平均冷卻速度為5°C/秒~20°C/秒的條件進(jìn)行冷卻。
[0035] 發(fā)明效果
[0036] 通過(guò)本發(fā)明，可達(dá)成延展性極為優(yōu)異、而且沖擊特性也優(yōu)異、抗拉強(qiáng)度為900MPa W 上的熱成形構(gòu)件的實(shí)用化首次成為可能的技術(shù)上具有價(jià)值的效果。
【附圖說(shuō)明】
[0037] 圖1是表示本發(fā)明所設(shè)及的制造方法的流程圖。
【具體實(shí)施方式】
[0038] 接著，對(duì)基于上述見(jiàn)識(shí)而達(dá)成的本發(fā)明的一實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件和其制造 方法進(jìn)行說(shuō)明。此外，在W下的說(shuō)明中，對(duì)于熱成形，W具體的方式即熱壓為例進(jìn)行說(shuō)明。然 而，如果能實(shí)現(xiàn)與W下的說(shuō)明中公開(kāi)的制造條件實(shí)質(zhì)上相同的制造條件，則熱壓W外的成 形方法、例如漉成形等也可W作為熱成形方法而采用。
[0039] 1.化學(xué)組成
[0040] 首先，對(duì)本發(fā)明的一實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成進(jìn)行說(shuō)明。在W下的 說(shuō)明中，表示各合金元素的含量的只要沒(méi)有特別說(shuō)明則是指"質(zhì)量％"。此外，鋼的化學(xué) 組成即使進(jìn)行熱成形也不會(huì)變化，因此接受熱成形前的基體鋼板中的各元素的含量與熱成 形后的熱成形構(gòu)件中的各元素的含量分別相等。
[0041 ] (C:0.05% ~0.40%)
[0042] C是提高鋼的澤透性、且對(duì)澤火后的強(qiáng)度影響最強(qiáng)的非常重要的元素。C含量低于 0.05 %時(shí)，澤火后確保900MPa W上的抗拉強(qiáng)度變得困難。因此，C含量設(shè)定為0.05 % W上。另 一方面，C含量超過(guò)0.40 %時(shí)，熱成形構(gòu)件的沖擊特性明顯劣化。因此，C含量設(shè)定為0.40 % W下。為了提高熱成形構(gòu)件的焊接性，優(yōu)選將C含量設(shè)定為0.25% W下。為了穩(wěn)定地確保熱 成形構(gòu)件的強(qiáng)度，優(yōu)選將C含量設(shè)定為0.08% W上。
[0043] (Si:0.5% ~3.0%)
[0044] Si是為了穩(wěn)定地確保澤火后的鋼的強(qiáng)度非常有效的元素。另外，通過(guò)添加 Si,金屬 組織中的奧氏體增加，熱成形構(gòu)件的延展性提高。Si含量低于0.5%時(shí)得到上述作用是困難 的。特別是，在本實(shí)施方式中奧氏體不足的情況下，得不到必要的延展性，因此在產(chǎn)業(yè)利用 上極為不利。因此，將Si含量設(shè)為0.5% W上。此外，將Si含量設(shè)為1.0 % W上時(shí)，延展性進(jìn)一 步提高。因此，優(yōu)選將Si含量設(shè)為1.0% W上。另一方面，Si含量超過(guò)3.0%時(shí)，由上述作用帶 來(lái)的效果飽和而在經(jīng)濟(jì)上變得不利，并且熱成形構(gòu)件的表面性狀的劣化變得顯著。因此，Si 含量設(shè)定為3.0% W下。為了更確實(shí)地防止熱成形構(gòu)件的表面性狀的劣化，優(yōu)選將Si含量設(shè) 為2.5%W下。
[0045] (Mn:1.2%W 上 8.0%W 下）
[0046] Mn是為了提高鋼的澤透性、且穩(wěn)定地確保澤火后的強(qiáng)度非常有效的元素。另外，Mn 還具有提高澤火后的熱成形構(gòu)件的延展性的效果。但是，Mn含量低于1.2%時(shí)，不能充分得 到運(yùn)些效果，澤火后確保900M化W上的抗拉強(qiáng)度變得非常困難。因此，Mn含量設(shè)定為1.2% W上。此外，Mn含量設(shè)定為2.4% W上時(shí)，熱成形構(gòu)件的延展性進(jìn)一步提高，后述的熱成形后 的緩慢冷卻在制造工序中變得不需要，生產(chǎn)率顯著提高。因此，Mn含量?jī)?yōu)選設(shè)定為2.4% W 上。另一方面，Mn含量超過(guò)8.0%時(shí)，奧氏體在熱成形構(gòu)件中過(guò)剩地生成，容易發(fā)生延遲破 壞。因此，Mn含量設(shè)定為8.0% W下。此外，降低應(yīng)用熱成形之前的基體鋼板的抗拉強(qiáng)度時(shí)， 后面的熱成形工序中的生產(chǎn)率提高。為了獲得該效果，優(yōu)選將Mn含量設(shè)為6.0% W下。
[0047] (P:0.05%W 下）
[0048] P通常為鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)。但在本實(shí)施方式中，P由于具有通過(guò)固溶強(qiáng) 化來(lái)提高鋼的強(qiáng)度的作用，所W也可W積極地含有P。但是，P含量超過(guò)0.05%時(shí)，熱成形構(gòu) 件的焊接性的劣化有時(shí)變得明顯。因此，P含量設(shè)定為0.05% W下。為了更確實(shí)地防止熱成 形構(gòu)件的焊接性的劣化，優(yōu)選將P含量設(shè)定為0.02% W下。為了更確實(shí)地獲得上述的強(qiáng)度提 高作用，優(yōu)選將P含量設(shè)定為0.003% W上。然而，P含量即使為0%，也能夠得到為了解決課 題而需要的特性，因此沒(méi)有必要限制P含量的下限值。即，P含量的下限值為0%。
[0049] (S:0.01%W 下）
[0050] S為鋼中含有的雜質(zhì)，為了提高焊接性，S含量越低越優(yōu)選。S含量超過(guò)0.01 %時(shí)，焊 接性的降低明顯達(dá)到不能容許的程度。因此，S含量設(shè)定為0.01% W下。為了更確實(shí)地防止 焊接性的降低，S含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.003% W下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為0 . OOl5% W下。S含量越少越 優(yōu)選，因此沒(méi)有必要規(guī)定S含量的下限值。即，S含量的下限值為0%。
[0051] (sol.Al:0.001% ~2.0%)
[0052] sol. Al表示W(wǎng)固溶狀態(tài)存在于鋼中的固溶AKAl是具有對(duì)鋼進(jìn)行脫氧作用的元 素，而且也是具有防止Ti等碳氮化物形成元素發(fā)生氧化、促進(jìn)碳氮化物的形成的作用的元 素。通過(guò)運(yùn)些作用，能夠抑制在鋼材上產(chǎn)生表面缺陷，提高鋼材的制造成品率。sol.Al含量 低于0.001 %時(shí)，得到上述作用變得困難。因此，sol. Al含量設(shè)定為0.001 % W上。為了更確 實(shí)得到上述作用，優(yōu)選sol. Al含量為0.0 l % W上。另一方面，sol. Al含量超過(guò)2.0%時(shí)，熱成 形構(gòu)件的焊接性明顯降低，同時(shí)氧化物系夾雜物在熱成形構(gòu)件中增加，熱成形構(gòu)件的表面 性狀明顯劣化。因此，sol. Al含量設(shè)定為2.0% W下。為了更確實(shí)地回避上述現(xiàn)象，優(yōu)選 3〇1.41含量為1.5%^下。
[0053] (N:0.01%W 下）
[0054] N是鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)，為了提高焊接性，N含量?jī)?yōu)選較低。N含量超過(guò) 0.01 %時(shí)，熱成形構(gòu)件的焊接性的降低明顯達(dá)到不能容許的程度。因此，N含量設(shè)定為 0.01% W下。為了更確實(shí)地回避焊接性的降低，N含量?jī)?yōu)選為0.006% W下。N含量越少越優(yōu) 選，因此沒(méi)有必要規(guī)定N含量的下限值。即，N含量的下限值為0%。
[0055] 本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成的剩余部分為Fe及雜質(zhì)。所謂雜質(zhì)，是 指工業(yè)上制造鋼材時(shí)，礦石或碎鐵等原料、或制造工序中由于各種原因而混入的成分，是對(duì) 本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的特性不造成不良影響的范圍內(nèi)被容許含有的成分。然而， 實(shí)施方式所設(shè)及的熱成形構(gòu)件可W進(jìn)一步含有W下說(shuō)明的元素作為任意成分。此外，熱成 形構(gòu)件中即使不含有W下說(shuō)明的任意元素，也能夠得到為了解決課題而需要的特性，因此 沒(méi)有必要限制任意元素含量的下限值。即，任意元素含量的下限值為0%。
[0056] (選自Ti :0%~1.0%'Nb:0%~1.0%、V:0%~1.0%'Cr:0%~1.0%'Mo:0%~ 1.0%、〇!:0%~1.0%及Ni :0%~1.0%中的1種或巧中W上）
[0057] 運(yùn)些元素均是為了提高熱成形構(gòu)件的澤透性、且穩(wěn)定地確保澤火后的熱成形構(gòu)件 的強(qiáng)度有效的元素。因此，可W含有運(yùn)些元素中的1種或巧巾W上。但是，對(duì)于Ti、Nb和V，如果 分別超過(guò)1.0 %地含有，在制造工序中實(shí)施熱社和冷社變得困難。另外，對(duì)于化、Mo、Cu及Ni， 如果超過(guò)1.0%地含有，則由上述作用帶來(lái)的效果飽和而在經(jīng)濟(jì)上變得不利。因此，含有各 元素的情況下，各元素的含量分別如上所述。此外，為了更確實(shí)地得到上述作用帶來(lái)的效 果，優(yōu)選滿足 Ti :0.003 % W上、Nb :0.003% W上、V: 0.003 % W上、Cr :0.003% W上、Mo: 0.003% W上、Cu:0.003% W上及Ni :0.003% W上的至少 1 種。
[005引（選自 Ca:0% ~0.01%、]?邑：0%~0.01%、尺6]\1:0%~0.01%及化：0%~0.01%中 的1種或2種W上）
[0059] 運(yùn)些元素均為具有有助于夾雜物控制、特別是夾雜物的微細(xì)分散化、提高熱成形 構(gòu)件的低溫初性的作用的元素。因此，也可W含有運(yùn)些元素中的1種或巧巾W上。但是，任一 種元素若超過(guò)0.0 l %而含有，則有時(shí)使熱成形構(gòu)件的表面性狀劣化。因此，含有各元素的情 況下，各元素的含量分別如上所述。此外，為了更確實(shí)地得到上述作用帶來(lái)的效果，優(yōu)選將 添加的上述各元素的含量分別設(shè)為0.0003% W上。
[0060] 其中，"REM"的用語(yǔ)是指Sc、Y及銅系元素構(gòu)成的合計(jì)17種元素。"REM的含量"是指 運(yùn)些17種元素的合計(jì)含量。使用銅系元素作為REM的情況下，在工業(yè)上REMW混合稀±金屬 (misch me1:al)的形式添加。
[0061 ] (B:0% ~0.01%)
[0062] B是具有提高熱成形構(gòu)件的低溫初性的作用的元素。因此，也可W在熱成形構(gòu)件中 含有B。但是，若超過(guò)0.01%地含有B，則基體鋼板的熱加工性劣化，熱社的實(shí)施變得困難。因 此，在熱成形構(gòu)件中含有即寸，B含量設(shè)為0.01% W下。此外，為了更確實(shí)地得到上述作用帶 來(lái)的效果，優(yōu)選將B含量設(shè)定為0.0003 % W上。
[0063] (Bi:0% ~0.01%)
[0064] Bi是具有抑制熱成形構(gòu)件變形時(shí)的裂紋的作用的元素。因此，也可W在熱成形構(gòu) 件中含有Bi。但是，若含有超過(guò)0.01%的量的Bi,則基體鋼板的熱加工性劣化，熱社的實(shí)施 變得困難。因此，在熱成形構(gòu)件中含有Bi時(shí)，Bi含量設(shè)為0.01% W下。此外，為了更確實(shí)地得 到上述作用帶來(lái)的效果，優(yōu)選將Bi含量設(shè)定為0.0003% W上。
[0065] 2.熱成形構(gòu)件的金屬組織
[0066] 接著，對(duì)本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。在W下的說(shuō)明中，表 示各金屬組織含量的"％"只要沒(méi)有特別說(shuō)明就是指"面積％"。
[0067] W下說(shuō)明的金屬組織的構(gòu)成是板厚的大致l/2t的位置~大致l/4t的位置、且不是 中屯、偏析部的位置的構(gòu)成。中屯、偏析部有時(shí)具有與鋼材的代表性金屬組織不同的金屬組 織。然而，中屯、偏析部相對(duì)于板厚整體是微小的區(qū)域，對(duì)鋼材的特性幾乎不產(chǎn)生影響。即，中 屯、偏析部的金屬組織不能說(shuō)代表鋼材的金屬組織。因此，本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的 金屬組織的規(guī)定設(shè)為板厚的大致l/2t的位置~大致l/4t的位置、且不是中屯、偏析部的位 置。此外，"l/2t的位置"表示距熱成形構(gòu)件表面為構(gòu)件厚度t的1/2的深度的位置，"l/4t的 位置"表示距熱成形構(gòu)件表面為構(gòu)件厚度t的1/4的深度的位置。
[006引（奧氏體的面積率:10%~40%)
[0069] 通過(guò)使鋼中含有適量的奧氏體，熱成形構(gòu)件的延展性顯著提高。奧氏體的面積率 低于10%時(shí)，確保優(yōu)異的延展性是困難的。因此，將奧氏體的面積率設(shè)為10% W上。此外，將 奧氏體的面積率設(shè)為18% W上有助于使熱成形構(gòu)件的延伸率為21 % W上，使熱成形構(gòu)件表 現(xiàn)出極為優(yōu)異的延展性。因此，優(yōu)選奧氏體的面積率設(shè)為18% W上。另一方面，奧氏體的面 積率超過(guò)40%時(shí)，在熱成形構(gòu)件中容易發(fā)生延遲破壞。因此，將奧氏體的面積率設(shè)為40% W 下。為了確實(shí)防止延遲破壞的發(fā)生，優(yōu)選將奧氏體的面積率設(shè)為32% W下。
[0070] 奧氏體的面積率的測(cè)定法對(duì)于本領(lǐng)域技術(shù)人員是周知的，在本實(shí)施方式中也能夠 通過(guò)常規(guī)方法來(lái)測(cè)定。在后面所示的實(shí)施例中，奧氏體的面積率通過(guò)X射線衍射來(lái)求出。
[0071] (奧氏體及馬氏體的分布：奧氏體及馬氏體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度：1.0個(gè)Aim2W 上）
[0072] 通過(guò)使微細(xì)的硬質(zhì)組織在金屬組織中較多存在，即通過(guò)提高金屬組織中奧氏體及 馬氏體的個(gè)數(shù)密度，能夠防止熱成形時(shí)的熱成形構(gòu)件的塑性變形在微觀上局部存在。由此， 能夠抑制變形時(shí)產(chǎn)生的奧氏體及馬氏體的裂紋，提高熱成形構(gòu)件的沖擊特性。為了達(dá)成抗 拉強(qiáng)度為900MPaW上、且具有優(yōu)異的沖擊特性的熱成形構(gòu)件，將熱成形構(gòu)件的金屬組織規(guī) 定為奧氏體及馬氏體合計(jì)Wl.0個(gè)/皿 2W上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織。此外，為了更確實(shí) 地得到上述的沖擊特性提高效果，更優(yōu)選將奧氏體及馬氏體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度的下限 值設(shè)為1.3個(gè)Aim 2。奧氏體粒子及馬氏體粒子的合計(jì)個(gè)數(shù)密度越大越優(yōu)選。運(yùn)是因?yàn)閵W氏體 粒子及馬氏體粒子的合計(jì)個(gè)數(shù)密度越大，越能抑制變形的局部存在化，可進(jìn)一步提高沖擊 特性。因此，沒(méi)有必要規(guī)定奧氏體粒子及馬氏體粒子的合計(jì)個(gè)數(shù)密度的上限值。然而，如果 考慮制造設(shè)備的能力，3.0個(gè)Aim2左右為奧氏體粒子及馬氏體粒子的合計(jì)個(gè)數(shù)密度的實(shí)質(zhì) 上的上限值。
[0073] 沒(méi)有必要規(guī)定奧氏體粒子的個(gè)數(shù)與馬氏體粒子的個(gè)數(shù)的比。即使金屬組織中不含 有馬氏體粒子，也能夠得到上述的裂紋抑制效果。
[0074] 奧氏體粒子及馬氏體粒子的個(gè)數(shù)密度能夠通過(guò)W下所示的方法來(lái)求出。首先，沿 著作為熱成形構(gòu)件的原料的基體鋼板的社制方向和相對(duì)于社制方向垂直的方向，從熱成形 構(gòu)件采集試驗(yàn)片。接著，用電子顯微鏡對(duì)試驗(yàn)片的沿社制方向的截面和相對(duì)于社制方向垂 直的截面的金屬組織進(jìn)行拍照。對(duì)由此得到的800WI1見(jiàn)方的區(qū)域的電子顯微鏡照片進(jìn)行圖 像解析，由此算出奧氏體粒子及馬氏體粒子的個(gè)數(shù)密度。將奧氏體粒子及馬氏體粒子從周 圍組織區(qū)別開(kāi)使用電子顯微鏡就能容易地進(jìn)行。
[0075] 此外，沒(méi)有必要規(guī)定奧氏體粒子及馬氏體粒子的平均結(jié)晶粒徑。通常，平均結(jié)晶粒 徑大時(shí)，有時(shí)對(duì)鋼的強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響。但是，只要達(dá)成上述的個(gè)數(shù)密度，奧氏體粒子及馬 氏體粒子的粒徑就不會(huì)粗大化。
[0076] (其他組織）
[0077] 作為前述的奧氏體及馬氏體W外的金屬組織，可W在熱成形構(gòu)件中含有鐵素體、 貝氏體、滲碳體及珠光體中的1種或巧巾W上。只要奧氏體及馬氏體的含量在上述規(guī)定范圍 內(nèi)，則鐵素體、貝氏體、滲碳體及珠光體的含量不作特別規(guī)定。
[007引（抗拉強(qiáng)度:900MPa ~1300MPa)
[0079] 本實(shí)施方式所設(shè)及的熱成形構(gòu)件的抗拉強(qiáng)度為900MPaW上。通過(guò)具有運(yùn)樣的抗拉 強(qiáng)度，能夠?qū)崿F(xiàn)使用本實(shí)施方式設(shè)及的鋼板的各種構(gòu)件的輕量化。但是，抗拉強(qiáng)度超過(guò) 1300MPa時(shí)，鋼板中變得容易產(chǎn)生脆性破壞。因此，鋼板的抗拉強(qiáng)度的上限值設(shè)為1300MPa。 運(yùn)樣的抗拉強(qiáng)度可通過(guò)上述的化學(xué)成分及后述的制造方法來(lái)實(shí)現(xiàn)。
[0080] 3.制造方法
[0081] 接著，對(duì)具有上述的特征的本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件的優(yōu)選制造方法進(jìn)行說(shuō) 明。
[0082] 為了確保抗拉強(qiáng)度為900MPaW上的強(qiáng)度和優(yōu)異的延展性及沖擊特性運(yùn)兩者，需要 將澤火后的組織設(shè)定為如上所述的含有10面積％~40面積％的奧氏體、并且?jiàn)W氏體及馬氏 體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度為1.0個(gè)Aim 2W上的金屬組織。
[0083] 為了得到運(yùn)樣的金屬組織，將具有與上述熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成相同的化學(xué)組 成、且具有合計(jì)含有70面積％ ^上的選自貝氏體及馬氏體中的1種或巧中、滲碳體的晶粒W 1.0個(gè)Aim2 W上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織的基體鋼板在加熱工序中加熱到670°C W上但 低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)，接著在保持工序中，將基體鋼板的溫度在670°CW上但低 于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)保持2分鐘~20分鐘，接著在熱成形工序中，對(duì)基體鋼板進(jìn)行 熱壓。所謂"670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)"，如果Ac3點(diǎn)在780°CW上，表示 %70°C W上但低于780°C的溫度區(qū)"，如果Ac3點(diǎn)低于780°C，表示％70°C W上但低于Ac3點(diǎn)的 溫度區(qū)"。
[0084] 然后，在基體鋼板的Mn含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％時(shí)，接著熱成形工序，在冷卻 工序中，將基體鋼板在600°C~150°C的溫度區(qū)W平均冷卻速度為5°C/秒~500°C/秒的條件 進(jìn)行冷卻。在基體鋼板的Mn含量為1.2質(zhì)量％ ^上且低于2.4質(zhì)量％時(shí)，接著熱成形工序，在 冷卻工序中，在600°C~500°C的溫度區(qū)W平均冷卻速度為5°C/秒~500°C/秒的條件進(jìn)行冷 卻，并且在低于500°C且為150°CW上的溫度區(qū)W平均冷卻速度為5°C/秒~20°C/秒的條件 進(jìn)行冷卻。
[0085] 對(duì)于供于熱壓的基體鋼板，使用具有與上述熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成相同的化學(xué)組 成、且具有合計(jì)含有70面積％ ^上的選自貝氏體及馬氏體中的1種或巧中、滲碳體的晶粒W 1.0個(gè)/皿2W上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織的基體鋼板。該基體鋼板例如是熱社鋼板、冷社 鋼板、熱浸鍛鋒冷社鋼板或合金化熱浸鍛鋒冷社鋼板。通過(guò)將具有上述金屬組織的基體鋼 板在后述那樣的熱處理?xiàng)l件下進(jìn)行熱壓，可得到具有上述金屬組織、抗拉強(qiáng)度為900MPaW 上、且延展性和沖擊特性優(yōu)異的熱成形構(gòu)件。
[0086] 關(guān)于上述基體鋼板的金屬組織的規(guī)定，設(shè)為板厚的大致l/2t的位置~大致l/4t的 位置、且不是中屯、偏析部的位置來(lái)進(jìn)行。將基體鋼板的金屬組織的構(gòu)成規(guī)定為該位置的理 由，與將熱成形構(gòu)件的金屬組織的構(gòu)成規(guī)定為板厚的大致l/2t的位置~大致l/4t的位置、 且不是中屯、偏析部的位置的理由相同。
[0087] (選自貝氏體及馬氏體中的巧中或巧中:合計(jì)70面積％^上）
[0088] 如果基體鋼板中的貝氏體及馬氏體的合計(jì)面積率為70% W上，在后述的熱壓的加 熱工序中，形成上述的熱壓成形構(gòu)件的金屬組織，容易穩(wěn)定地確保澤火后的強(qiáng)度。因此，優(yōu) 選基體鋼板中的貝氏體及馬氏體的合計(jì)面積率為70% W上。雖沒(méi)有必要規(guī)定貝氏體及馬氏 體的合計(jì)面積率的上限，但為了使?jié)B碳體的晶粒Wl.0個(gè)Aim2W上的個(gè)數(shù)密度存在，實(shí)質(zhì)的 合計(jì)面積率的上限為99.5面積％左右。
[0089] 貝氏體及馬氏體各自的面積率的測(cè)定法對(duì)于本領(lǐng)域技術(shù)人員是周知的，在本實(shí)施 方式中也能夠通過(guò)常規(guī)方法來(lái)測(cè)定。在后述的實(shí)施例中，貝氏體及馬氏體各自的面積率可 通過(guò)對(duì)金屬組織的電子顯微鏡像進(jìn)行圖像解析來(lái)求出。
[0090] (滲碳體的晶粒的個(gè)數(shù)密度:1.0個(gè)Aim2W上）
[0091] 基體鋼板中的滲碳體的晶粒在熱壓時(shí)的加熱及冷卻時(shí)成為奧氏體及馬氏體的析 出核。在熱成形構(gòu)件的金屬組織中，有必要使奧氏體及馬氏體的合計(jì)個(gè)數(shù)密度為1.0個(gè)/皿2 W上，但為了獲得運(yùn)樣的金屬組織，在基體鋼板的金屬組織中，滲碳體的晶粒Wl.0個(gè)/皿2 W上的個(gè)數(shù)密度存在是必要的。基體鋼板中的滲碳體的個(gè)數(shù)密度低于1.0個(gè)/WH2時(shí)，熱成形 構(gòu)件中的奧氏體及馬氏體的合計(jì)個(gè)數(shù)密度有可能低于1.0個(gè)/Ml 2?；w鋼板中的滲碳體的 晶粒的個(gè)數(shù)密度越大，所得到的熱成形構(gòu)件中的奧氏體粒子及馬氏體粒子的合計(jì)個(gè)數(shù)密度 變得越大，因此優(yōu)選。但是，如果考慮設(shè)備能力的上限，則滲碳體的晶粒的個(gè)數(shù)密度的實(shí)質(zhì) 上限為3.0個(gè)/皿 2左右。
[0092] 滲碳體的個(gè)數(shù)密度能夠通過(guò)W下所示的方法來(lái)求出。首先，沿著基體鋼板的社制 方向和相對(duì)于社制方向垂直的方向，從基體鋼板采集試驗(yàn)片。接著，用電子顯微鏡對(duì)試驗(yàn)片 的沿社制方向的截面和相對(duì)于社制方向垂直的截面的金屬組織進(jìn)行拍照。對(duì)由此得到的 800WI1見(jiàn)方的區(qū)域的電子顯微鏡照片進(jìn)行圖像解析，由此算出滲碳體的個(gè)數(shù)密度。將滲碳體 粒子從周圍組織區(qū)別開(kāi)使用電子顯微鏡就能容易地進(jìn)行。
[0093] 此外，沒(méi)有必要規(guī)定滲碳體粒子的平均晶體粒徑。只要達(dá)成上述個(gè)數(shù)密度，粗大的 滲碳體就不會(huì)W對(duì)鋼材造成不良影響的程度析出。
[0094] 滿足本實(shí)施方式中的基體鋼板所要求的條件的熱社鋼板能夠通過(guò)下述方法制造， 例如對(duì)具有與上述熱成形構(gòu)件的化學(xué)組成相同的化學(xué)組成的鑄巧在90(TC W下的溫度區(qū)實(shí) 施精社，接著對(duì)精社后的鋼板W5°C/秒W上的冷卻速度驟冷到600°C W下的溫度區(qū)。滿足本 實(shí)施方式中的基體鋼板所要求的條件的冷社鋼板能夠通過(guò)下述方法制造，例如將上述熱社 鋼板在Ac3點(diǎn)W上退火，W5°C/秒W上的平均冷卻速度驟冷到600°CW下的溫度區(qū)。通過(guò)在 上述的條件下進(jìn)行驟冷，滲碳體的析出核在基體鋼板內(nèi)較多地產(chǎn)生，其結(jié)果是，能夠得到包 含1.0個(gè)Aim 2W上的個(gè)數(shù)密度的滲碳體的基體鋼板。滿足本實(shí)施方式中的基體鋼板所要求 的條件的熱浸鍛鋒冷社鋼板及合金化熱浸鍛鋒冷社鋼板例如能夠通過(guò)對(duì)上述冷社鋼板分 別實(shí)施熱浸鍛鋒及合金化熱浸鍛鋒來(lái)制造。
[00M](基體鋼板的加熱溫度:670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)）
[0096] (基體鋼板的保持溫度及保持時(shí)間：在670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度 區(qū)保持2分鐘~20分鐘）
[0097] 在供于熱壓的基體鋼板的加熱工序中，將基體鋼板加熱至670°CW上但低于780°C 且低于ac3點(diǎn)rc)的溫度區(qū)。在基體鋼板的保持工序中，將基體鋼板的溫度在上述溫度區(qū)、 良P670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)rC)的溫度區(qū)保持2分鐘~20分鐘。Ac3點(diǎn)是通過(guò)實(shí)驗(yàn) 求得的由下述式（i)規(guī)定的溫度，將鋼加熱到Ac3點(diǎn)W上的溫度區(qū)時(shí)，鋼的金屬組織成為奧 氏體單相。
[009引 Ac3 = 910-203X(C0'5)-15.2XNi+44.7XSi+104XV+31.5XM0-30XMn-llXCr-20XCuW00XP+400Xsol.Al+50XTi (i)
[0099] 其中，上述式中的元素符號(hào)表示上述鋼板的化學(xué)組成中的各元素的含量(單位:質(zhì) 量％)。"sol.Al"表示固溶Al的濃度(單位:質(zhì)量％)。
[0100] 保持工序中的保持溫度低于670°C時(shí)，基體鋼板含有較多Si時(shí)，熱壓前的基體鋼板 中的奧氏體的面積率變得過(guò)少，熱壓后的熱成形構(gòu)件的尺寸精度明顯惡化。因此，保持工序 中的保持溫度設(shè)為670°CW上。另一方面，保持溫度為780°CW上或Ac3點(diǎn)W上時(shí)，澤火后的 熱成形構(gòu)件的金屬組織中不含有足夠量的奧氏體，熱成形構(gòu)件的延展性顯著劣化。另外，保 持溫度為780°C W上或Ac3點(diǎn)W上時(shí)，微細(xì)的硬質(zhì)組織在熱成形構(gòu)件的金屬組織中變得不存 在，因此，也導(dǎo)致熱成形構(gòu)件的沖擊特性的劣化。因此，保持溫度設(shè)為低于780°C且低于Ac3 點(diǎn)。為了更確實(shí)地回避上述不優(yōu)選的現(xiàn)象，優(yōu)選將保持溫度設(shè)為680°C~760°C。
[0101] 保持工序中的保持時(shí)間低于2分鐘時(shí)，穩(wěn)定地確保澤火后的熱成形構(gòu)件的強(qiáng)度變 得困難。因此，保持時(shí)間設(shè)為2分鐘W上。另一方面，保持時(shí)間超過(guò)20分鐘時(shí)，不但生產(chǎn)率降 低，而且由于氧化皮或鋒系氧化物的生成，熱成形構(gòu)件的表面性狀劣化。因此，保持時(shí)間設(shè) 為20分鐘W下。為了更確實(shí)地回避上述不優(yōu)選的現(xiàn)象，優(yōu)選將保持時(shí)間設(shè)為3分鐘~15分 鐘。
[0102] 加熱工序中至670°CW上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)的加熱速度沒(méi)有必要 特別限定。但是，優(yōu)選WO. 2°C/秒~IOOtV秒的平均加熱速度對(duì)鋼板進(jìn)行加熱。通過(guò)將上述 平均加熱速度設(shè)為0.2TV秒W上，確保更高的生產(chǎn)率成為可能。此外，通過(guò)將上述平均加熱 速度設(shè)為IOOtV秒W下，在使用通常的爐進(jìn)行加熱的情況下，加熱溫度的控制變得容易。但 是，如果使用高頻加熱等，即使在超過(guò)IOOtV秒的加熱速度下進(jìn)行加熱，也能夠精度較高地 進(jìn)行加熱溫度的控制。
[0103] (基體鋼板的Mn含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％時(shí)的冷卻工序中的平均冷卻速度： 600 °C~150 °C的溫度區(qū)中5 °C /秒~500 °C /秒）
[0104] (基體鋼板的Mn含量為1.2質(zhì)量％ ^上且低于2.4質(zhì)量％時(shí)的冷卻工序中的平均冷 卻速度:600°C~500°C的溫度區(qū)中5°C/秒~500°C/秒、且低于500°C且為150°C W上的溫度 區(qū)中5°C/秒~20°C/秒）
[0105] 在冷卻工序中，在150°C~600°C的溫度區(qū)中，按照在熱成形構(gòu)件中不引起擴(kuò)散型 相變的方式來(lái)冷卻。在150°C~600°C的溫度區(qū)中的平均冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，軟質(zhì)的鐵 素體及珠光體在熱成形構(gòu)件中過(guò)度地生成，澤火后確保900MPaW上的抗拉強(qiáng)度變得困難。 因此，上述溫度區(qū)中的平均冷卻速度設(shè)為5°C/秒W上。
[0106] 冷卻工序中的平均冷卻速度的上限值隨著基體鋼板的Mn含量而不同?；w鋼板的 Mn含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％時(shí)，沒(méi)有必要特別限制平均冷卻速度的上限值。但是，將 150°C~600°C的溫度區(qū)中的平均冷卻速度設(shè)為超過(guò)500°C/秒在通常的設(shè)備中是困難的。因 此，將基體鋼板的Mn含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％時(shí)的150°C~600°C的溫度區(qū)中的平均冷 卻速度設(shè)為500°C/秒W下。平均冷卻速度過(guò)大時(shí)，由于冷卻設(shè)及的能量，生產(chǎn)成本增大，因 此基體鋼板的Mn含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％時(shí)的150°C~600°C的溫度區(qū)中的平均冷卻 速度優(yōu)選為200°C/秒W下。
[0107] 基體鋼板的Mn含量為1.2% W上且低于2.4%時(shí)，為了提高熱成形構(gòu)件的延展性， 有必要在低于500°C且為150°C W上的溫度區(qū)中進(jìn)行緩慢冷卻?；w鋼板的Mn含量為1.2% W上且低于2.4%時(shí)，具體而言，有必要在低于500°(：且為150°(：^上的溫度區(qū)中^5°(：/秒~ 20°C/秒的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，更具體而言，優(yōu)選如W下所述控制冷卻速度。
[0108] 在熱壓法中，通常，在臨熱壓之前通過(guò)具有常溫或幾十°C程度的溫度的模具從熱 成形構(gòu)件奪取熱來(lái)實(shí)現(xiàn)熱成形構(gòu)件的冷卻。因此，為了使冷卻速度發(fā)生變化，只要改變模具 尺寸而使鋼制模具的熱容量發(fā)生變化即可。無(wú)法改變模具尺寸時(shí)，通過(guò)使用流體冷卻方式 的模具且變更冷卻介質(zhì)的流量，也能改變冷卻速度。此外，通過(guò)使用預(yù)先在幾個(gè)地方刻有槽 的模具并在壓制中向該槽中流入冷卻介質(zhì)(水或氣體），也能夠改變冷卻速度。此外，通過(guò)在 壓制途中操作壓機(jī)，使模具與熱成形構(gòu)件離開(kāi)，在兩者之間流入氣體，也能改變冷卻速度。 進(jìn)而，通過(guò)改變模具間隙，使模具與鋼板(熱成形構(gòu)件)的接觸面積發(fā)生變化，也能改變冷卻 速度。鑒于W上事項(xiàng)，作為在500°C左右改變冷卻速度的手段，可W考慮W下的手段。
[0109] (1)在剛達(dá)到500°C后，使熱成形構(gòu)件移動(dòng)至熱容量不同的模具或加熱到超過(guò)100 °C的狀態(tài)的模具中來(lái)改變冷卻速度；
[0110] (2)在流體冷卻方式的模具的情況下，在剛達(dá)到50(TC后使模具中的冷卻介質(zhì)的流 量發(fā)生變化來(lái)改變冷卻速度；
[0111] (3)在剛達(dá)到50(TC后，操作壓機(jī)使模具與熱成形構(gòu)件離開(kāi)，在兩者之間流入氣體， 通過(guò)使該氣體的流量發(fā)生變化來(lái)改變冷卻速度。
[0112] 本實(shí)施方式的熱壓法中的成形的方式?jīng)]有特別限制。例示的成形的方式為彎曲加 工、拉深成形、鼓凸成形、擴(kuò)孔成形、凸緣成形。只要根據(jù)目標(biāo)熱成形構(gòu)件的種類、形狀來(lái)適 當(dāng)選擇上述成形方式中的優(yōu)選方式即可。作為熱成形構(gòu)件的代表例，能夠列舉出作為汽車 用補(bǔ)強(qiáng)構(gòu)件的口保護(hù)條及保險(xiǎn)杠加強(qiáng)件等。例如，熱成形構(gòu)件是保險(xiǎn)杠加強(qiáng)件的情況下，準(zhǔn) 備規(guī)定長(zhǎng)度的合金化熱浸鍛鋒鋼板即上述的熱成形構(gòu)件，在模具內(nèi)通過(guò)上述的條件對(duì)其依 次進(jìn)行彎曲成形等加工即可。
[0113] 此外，在上述說(shuō)明中，關(guān)于熱成形，W作為具體方式的熱壓為例示進(jìn)行了說(shuō)明，但 本實(shí)施方式設(shè)及的制造方法并不限定于熱壓成形。本實(shí)施方式設(shè)及的制造方法也能夠適用 于與熱壓同樣地具備在成形的同時(shí)或在成形后立即將鋼板冷卻的機(jī)構(gòu)的所有熱成形。作為 運(yùn)樣的熱成形，例如可例示出漉成形。
[0114] 本實(shí)施方式的熱成形構(gòu)件的特征是延展性和沖擊特性優(yōu)異。本實(shí)施方式的熱成形 構(gòu)件優(yōu)選具有拉伸試驗(yàn)下的總延伸率達(dá)到15% W上的延展性。此外，進(jìn)一步優(yōu)選本實(shí)施方 式設(shè)及的熱成形構(gòu)件在拉伸試驗(yàn)下的總延伸率為18% W上。最優(yōu)選本實(shí)施方式設(shè)及的熱成 形構(gòu)件在拉伸試驗(yàn)下的總延伸率為21 % W上。另一方面，本實(shí)施方式設(shè)及的熱成形構(gòu)件優(yōu) 選具有(TC下的夏比試驗(yàn)的沖擊值達(dá)到20J/cm2W上的沖擊特性。具有運(yùn)樣的特性的熱成形 構(gòu)件可通過(guò)滿足關(guān)于化學(xué)組成及金屬組織的上述規(guī)定來(lái)實(shí)現(xiàn)。
[0115] 在熱壓等熱成形后，通常W除去氧化皮為目的對(duì)熱成形構(gòu)件實(shí)施噴丸處理。該噴 丸處理具有在被處理材料的表面導(dǎo)入壓縮應(yīng)力的效果。因此，對(duì)熱成形構(gòu)件實(shí)施噴丸處理 具有抑制熱成形構(gòu)件中的延遲破壞、并且提高熱成形構(gòu)件的疲勞強(qiáng)度運(yùn)樣的優(yōu)點(diǎn)。
[0116] 實(shí)施例
[0117] W下對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。
[0118] 將具有表1所示的化學(xué)組成和表2所示的板厚及金屬組織的鋼板作為基體鋼板。
[0120]
[0121」運(yùn)些基體鋼板是通過(guò)將實(shí)驗(yàn)室中烙爍得到的板巧熱乳而制造的鋼板（表2中標(biāo)記 為熱社鋼板），或?qū)嵘玟摪逋ㄟ^(guò)冷社及再結(jié)晶退火而制造的鋼板（表2中標(biāo)記為冷社鋼 板）。此外，使用鍛覆模擬器，對(duì)一部分鋼板進(jìn)行了熱浸鍛鋒處理(每單面的鍛覆附著量為 60g/m 2)或合金化熱浸鍛鋒處理(每單面的鍛覆附著量為60g/m2、鍛覆皮膜中的Fe含量為15 質(zhì)量％)。在表2中，分別標(biāo)記為熱浸鍛鋒鋼板和合金化熱浸鍛鋒鋼板。另外，也使用保持冷 社狀態(tài)(栽中標(biāo)記為"全硬脈'）的鋼板。
[0122] 將運(yùn)些鋼板切斷為寬度IOOmm及長(zhǎng)度200mm的尺寸，通過(guò)表3所示的條件加熱及冷 卻。另外，將熱電偶貼附在鋼板上，還進(jìn)行了冷卻速度的測(cè)定。表3的"平均加熱速度"表示從 室溫到670°C的溫度區(qū)的平均加熱速度。表3的"保持時(shí)間"表示將鋼材保持在670°C W上的 溫度區(qū)的時(shí)間。表3的"冷卻速度※r表示從600°C到150°C的溫度區(qū)的平均冷卻速度，"冷卻 速度※2"表示從500°C到150°C的溫度區(qū)的平均冷卻速度。對(duì)于通過(guò)各種制造條件得到的鋼 板，實(shí)施了金屬組織觀察、X射線衍射測(cè)定、拉伸試驗(yàn)及夏比試驗(yàn)。
[0123] 表3
[0124]
[0125] 是從600°C到500°C的平均冷卻速度。
[01 %]《2是從500°C到150°C的平均冷卻速度。
[0127] 本實(shí)施例及比較例中制作的供試材沒(méi)有被實(shí)施利用模具的熱壓，但受到了與熱成 形構(gòu)件相同的熱過(guò)程。因此，供試材的機(jī)械性質(zhì)與具有相同熱過(guò)程的熱成形構(gòu)件實(shí)質(zhì)上是 相同的。
[0128] (基體鋼板的組織）
[0129] 沿著基體鋼板的社制方向和相對(duì)于基體鋼板的社制方向垂直的方向，從熱處理后 的供試材采集試驗(yàn)片。接著，對(duì)試驗(yàn)片的沿社制方向的截面和相對(duì)于社制方向垂直的截面 的金屬組織用電子顯微鏡拍照。對(duì)由此得到的合計(jì)0.01mm2的區(qū)域的電子顯微鏡像進(jìn)行圖 像解析，由此鑒定金屬組織，測(cè)定了貝氏體及馬氏體的合計(jì)面積率。另外，通過(guò)對(duì)上述試樣 用電子顯微鏡拍照而得到的800WI1見(jiàn)方的區(qū)域的電子顯微鏡像進(jìn)行圖像解析，由此算出滲 碳體粒子的個(gè)數(shù)密度。
[0130] (熱處理后的供試材的奧氏體及馬氏體的分布狀況）
[0131] 沿著基體鋼板的社制方向和相對(duì)于基體鋼板的社制方向垂直的方向，從熱處理后 的供試材采集試驗(yàn)片。接著，對(duì)試驗(yàn)片的沿社制方向的截面和相對(duì)于社制方向垂直的截面 的金屬組織用電子顯微鏡拍照。對(duì)由此得到的800WI1見(jiàn)方的區(qū)域的電子顯微鏡像進(jìn)行圖像 解析，由此算出奧氏體粒子及馬氏體粒子的個(gè)數(shù)密度。
[0132] (熱處理后的供試材的奧氏體的面積率）
[0133] 從熱處理后的各供試材切取寬度25mm及長(zhǎng)度25mm的試驗(yàn)片，對(duì)該試驗(yàn)片的表面實(shí) 施化學(xué)研磨而減薄0.3mm。對(duì)化學(xué)研磨后的試驗(yàn)片表面實(shí)施X射線衍射，解析由此得到的分 布圖，得到殘余奧氏體的面積率。共計(jì)重復(fù)=次該X射線衍射，將得到的面積率進(jìn)行平均而 得到的值作為"奧氏體的面積率"記載于表中。
[0134] (拉伸試驗(yàn)）
[0135] 從熱處理后的各供試材按照載荷軸相對(duì)于社制方向垂直的方式采集JIS5號(hào)拉伸 試驗(yàn)片，測(cè)定了 TS(抗拉強(qiáng)度)及化(總延伸率）?？估瓘?qiáng)度低于900MPa的供試材及總延伸率 低于15%的供試材判定為"不良"。
[0136] (沖擊特性）
[0137] 對(duì)熱處理后的供試材進(jìn)行機(jī)械加工，制作了厚度為1.2mm的V缺口試驗(yàn)片。將該V缺 口試驗(yàn)片4片層疊螺旋夾持后，供于夏比沖擊試驗(yàn)。V缺口的方向設(shè)為與社制方向平行。在0 °C下的沖擊值為20J/cm 2 W上時(shí)，沖擊特性判定為"良好"。
[013引（其他特性）
[0139] 對(duì)熱處理后的供試材進(jìn)行去氧化皮，之后，確認(rèn)供試材表面有無(wú)氧化皮的殘留。產(chǎn) 生氧化皮殘留的判斷為表面性狀不良的比較例。另外，將熱處理后的供試材浸潰在0.1 N當(dāng) 量的鹽酸中，確認(rèn)是否產(chǎn)生延遲破壞。產(chǎn)生延遲破壞的判斷為耐延遲破壞特性不良的比較 例。
[0140] (試驗(yàn)結(jié)果的說(shuō)明）
[0141] 對(duì)運(yùn)些熱壓進(jìn)行模擬的試驗(yàn)的結(jié)果示于表4。
[0142] 此外，表1~4中帶下劃線的數(shù)值表示由該數(shù)值表示的含量、條件或機(jī)械特性在本 發(fā)明的范圍外。
[01創(chuàng) 表4
[0144]
[uiw」 W i兀y友利罔羊LtL議
[0146]《2在0.1 N當(dāng)量的鹽酸浸潰中產(chǎn)生延遲破壞。
[0147] 作為表4中的本發(fā)明例的供試材No.l~3、8、9、11、13、15、18、20、21、25、26、30及32 具有900MPaW上的高抗拉強(qiáng)度，并且具有優(yōu)異的延展性和沖擊特性。另外，運(yùn)些作為本發(fā)明 例的供試材在去氧化皮后不產(chǎn)生氧化皮殘留，即表面性狀優(yōu)異，且切斷端面在鹽酸浸潰中 不開(kāi)裂，即耐延遲破壞特性優(yōu)異。
[0148] 另一方面，供試材No.4的冷卻速度偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此未得到目標(biāo)抗 拉強(qiáng)度。供試材No. 5及6的基體鋼板的金屬組織偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此沖擊特性 差。
[0149] 供試材No. 7及24的化學(xué)組成偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此未得到目標(biāo)抗拉強(qiáng) 度。
[0150] 供試材No . 10的基體鋼板的金屬組織偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此未得到目標(biāo) 抗拉強(qiáng)度。
[0151] 供試材No. 12的冷卻速度偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此延展性差。供試材No. 14 及16的加熱溫度偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此延展性和沖擊特性差。
[0152] 供試材No. 17的加熱溫度偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此延展性差。
[0153] 供試材No. 19的化學(xué)組成偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此沖擊特性差。
[0154] 供試材No.22的保持時(shí)間偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此未得到目標(biāo)抗拉強(qiáng)度。
[0155] 供試材No.27的化學(xué)組成偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此延展性差。
[0156] 供試材No.23是保持時(shí)間偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍的例子，供試材No. 28及31是化 學(xué)組成偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍的例子。運(yùn)些供試材的抗拉強(qiáng)度、總延伸率及沖擊特性良 好，但去氧化皮后產(chǎn)生氧化皮殘留，表面性狀不良。供試材No. 29的化學(xué)組成偏離本發(fā)明中 規(guī)定的范圍，因此浸潰在0.1 N規(guī)定的鹽酸中時(shí)產(chǎn)生延遲破壞，判斷為耐延遲破壞特性不良。
[0157] 另外，本發(fā)明例的鋼板中，供試材No.l~3、7~9、11、13、15、17、19及21的51含量在 優(yōu)選的范圍內(nèi)，延展性更良好。其中，供試材No.2、8、ll、17、19及21的奧氏體的面積率在優(yōu) 選的范圍內(nèi)，延展性極為良好。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種熱成形構(gòu)件，其特征在于，化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)為： C:0.05% ~0.40%、 Si:0.5% ~3.0%、 Μη:1·2% ~8.0%、 Ρ:0.05% 以下、 S:0.01% 以下、 sol.Al:0.001% ~2.0%、 Ν:0·01% 以下、 Ti:0% ~1.0%、 Nb:0% ~1.0%、 V:0% ~1.0%、 Cr:0% ~1.0%、 Mo:0% ~1.0%、 Cu:0% ~1.0%、 Ni:0% ~1.0%、 Ca:0% ~0.01%、 Mg:0% ~0.01%、 REM:0% ~0.01%、 Zr:0% ~0.01%、 B:0% ~0.01%、 Bi:0% ~0.01%、以及 剩余部分:Fe及雜質(zhì)， 且具有下述金屬組織:含有10面積％~40面積％的奧氏體，并且所述奧氏體的晶粒及 馬氏體的晶粒的合計(jì)個(gè)數(shù)密度為1.0個(gè)/Mi2以上， 抗拉強(qiáng)度為900MPa~1300MPa。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱成形構(gòu)件，其特征在于，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有選自 Ti:0.003% ~1.0%、 Nb:0.003% ~1.0%、 V:0.003% ~1.0%、 Cr:0.003% ~1.0%、 Μο:0·003% ~1.0%、 Cu:0.003% ~1.0%、及 Ni :0.003%~1.0%中的1種或2種以上。3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱成形構(gòu)件，其特征在于，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 選自 Ca:0.0003% ~0.01%、 Mg:0.0003% ~0.01%、 REM:0.0003% ~0.01%、及 Zr:0.0003%~0.01 %中的1種或2種以上。4. 根據(jù)權(quán)利要求1~3中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件，其特征在于，所述化學(xué)組成以質(zhì) 量％計(jì)含有8:0.0003%~0.01%。5. 根據(jù)權(quán)利要求1~4中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件，其特征在于，所述化學(xué)組成以質(zhì) 量％計(jì)含有 Bi :0.0003% ~0.01 %。6. -種熱成形構(gòu)件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序： 加熱工序，將基體鋼板加熱到670°C以上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)，所述基體 鋼板具有與權(quán)利要求1~5中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成相同的化學(xué)組成，且 Μη含量為2.4質(zhì)量％~8.0質(zhì)量％，且具有合計(jì)含有70面積％以上的選自貝氏體及馬氏體中 的1種或2種、滲碳體的晶粒以1.0個(gè)Λ? 2以上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織， 保持工序，接著所述加熱工序，將所述基體鋼板的溫度在670°C以上但低于780 °C且低 于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)保持2分鐘~20分鐘， 熱成形工序，接著所述保持工序，對(duì)所述基體鋼板進(jìn)行熱成形，和 冷卻工序，接著所述熱成形工序，將所述基體鋼板在600°C~150°C的溫度區(qū)以平均冷 卻速度為5 °C /秒~500 °C /秒的條件進(jìn)行冷卻。7. -種熱成形構(gòu)件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序： 加熱工序，將基體鋼板加熱到670°C以上但低于780°C且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)，所述基體 鋼板具有與權(quán)利要求1~5中任一項(xiàng)所述的熱成形構(gòu)件的所述化學(xué)組成相同的化學(xué)組成，且 Μη含量為1.2質(zhì)量％以上且低于2.4質(zhì)量％，且具有合計(jì)含有70面積％以上的選自貝氏體及 馬氏體中的1種或2種、滲碳體的晶粒以1.0個(gè)Λ? 2以上的個(gè)數(shù)密度存在的金屬組織， 保持工序，接著所述加熱工序，將所述基體鋼板的溫度在所述670Γ以上但低于780Γ 且低于Ac3點(diǎn)的溫度區(qū)保持2分鐘~20分鐘， 熱成形工序，接著所述保持工序，對(duì)所述基體鋼板進(jìn)行熱成形，和 冷卻工序，接著所述熱成形工序，將所述基體鋼板在600 °C~500 °C的溫度區(qū)以平均冷 卻速度為5°C/秒~500°C/秒的條件進(jìn)行冷卻，并且將所述基體鋼板在低于500°C且為150°C 以上的溫度區(qū)以所述平均冷卻速度為5°C/秒~20°C/秒的條件進(jìn)行冷卻。
【文檔編號(hào)】B21D22/20GK105874091SQ201480072216
【公開(kāi)日】2016年8月17日
【申請(qǐng)日】2014年1月6日
【發(fā)明人】林宏太郎, 關(guān)彰
【申請(qǐng)人】新日鐵住金株式會(huì)社