热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板的制作方法
【专利摘要】提供一种热压成形品，其通过热压法成形了薄钢板的热压成形品，通过使金属组织含有残留奥氏体：3～20体积％，能够将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围，且为高延展性。
【专利说明】热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
【技术领域】
[0001]本发明涉及汽车零件的结构构件所使用的需要强度的热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板，特别是涉及将预先加热的钢板(坯料)成形加工成规定的形状时，在赋予形状的同时实施热处理而得到规定的强度的热压成形品、这样的热压成形品的制造方法和热压成形用薄钢板。【背景技术】
[0002]作为源于地球环境问题的汽车燃油效率提高的对策之一，车体的轻量化推进，需要尽可能地使汽车所使用的钢板高强度化。然而，若为了汽车的轻量化而使钢板高强度化，则延伸率EL和r值(Lankford value:兰克福特值)降低,加压成形性和形状冻结性会劣化。
[0003]为了解决这样的课题，在零件制造中采用热压成形法，其是通过将钢板加热至规定的温度(例如，成为奥氏体相的温度)而降低强度(即，容易成形)后，相比薄钢板以较低温(例如室温)的模具成形，由此在赋予形状的同时，进行利用了两者的温度差的急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度。
[0004]根据这样的热压成形法，因为在低强度状态下成形，所以回弹也小(形状冻结性良好)，并且通过使用添加有Mn、B等的合金元素的淬火性良好的材料，利用急冷能够得到抗拉强度为1500MPa级的强度。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、热压印法、模压淬火法等各种各样的名称称呼。
[0005]图1是表示用于实施上述这样的热压成形(以下，有时以“热冲压”为代表)的模具构成的概略说明图，图中I表示冲头，2表示冲模,3表示压边圈,4表示钢板(还料)，BHF表示防皱压边力，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，冲头I和冲模2其构成方式为，在各自的内部形成有能够使冷却介质(例如水)通过的通路la、2a，使该通路中通过冷却介质而使这些构件得到冷却。
[0006]使用这样的模具进行热冲压(例如，热深拉加工)时，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在使之软化的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢板4夹在冲模2与压边圈3间的状态下，由冲头I将钢板4压入冲模2的孔内(图1的2、2间)，一边缩小钢板4的外径一边成形为冲头I的外形所对应的形状。另外，通过与成形同时对冲头和冲模进行冷却，进行从钢板4向模具(冲头I和冲模2)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)进一步保持冷却而实施原材的淬火。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别的零件的情况比较，能够减小成形荷重，因此压床的容量很小就行。
[0007]作为目前广泛使用的热冲压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。在该钢板中，抗拉强度为1500MPa，延伸率为6~8%左右，适用于耐冲击构件(碰撞时极力不发生变形，不断裂的构件)。另外，增加C含量，以22MnB5钢为基础，进一步进行高强度化(1500MPa以上，1800MPa级)的开发也在进行。
[0008]然而，22MnB5钢以外的钢种几乎无法适用，现状是控制零件的强度、延伸率(例如，低强度化:980MPa级，高延伸率化:20%等)，将适用范围扩展到耐冲击构件以外的钢种、施工方法的研究几乎没有进行。
[0009]在中型以上的卧车中，在侧面碰撞时和后方碰撞时考虑到兼容性(小型车碰撞时也保护对方侧的功能)，在B柱和后纵梁的零件内，有使其拥有耐冲击性部位和能量吸收部位的两种功能的情况。为了制作这样的构件，至今为止，例如对于980MPa级的高强度超高张力钢和有440MPa级的延伸率的高张力钢进行激光焊接(拼焊板:TWB)，并进行冷压成型的方法是主流。然而，最近，以热冲压个别创建零件内的强度的技术的开发得到推进。
[0010]例如，在非专利文献I中，提出一种对于热冲压用的22MnB5钢，和以模具进行淬火仍未达到高强度的材料进行激光焊接(拼焊板:TWB)，并进行热冲压的方法，进行在高强度侧(耐冲击部位侧)抗拉强度:1500MPa(延伸率6~8% )，在低强度侧(能量吸收部位侦?抗拉强度:440MPa(延伸率12%)的个别创建。另外，作为用于在零件内个别创建强度的技术，也提出有例如非专利文献2~4这样的技术。
[0011 ] 在上述非专利文献1、2的技术中，在能量吸收部位侧，抗拉强度为600MPa以下，延伸率为12~18%左右，但事先需要进行激光焊接(拼焊板:TWB)，工序增加并且成本高。另外，要加热本来不需要进行淬火的能量吸收部位，从热量消耗的观点出发也不为优选。
[0012]在非专利文献3的技术中，虽然以22MnB5钢为基材，但由于硼添加的影响，对于二相域温度的加热，淬火后的强度的坚固性差，能量吸收部位侧的强度控制困难，此外延伸率也只能得到15%左右。
[0013]在非专利文献4的技术中，以22MnB5钢为基材，对于本来淬火性良好的22MnB5钢不进行淬火，在以此方式进行控制这一点(模具冷却控制)上不合理的。
[0014]先行技术文献
[0015]非专利文献
[0016]非专利文献 I:Klaus Lamprecht, Gunter Deinzer, Anton Stich, JurgenLechler, Thomas Stohr, Marion MerKleinj^Thermo-Mechanical Properties of TailorWelded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes"，Proc.[0017]IDDRG2010，2010.[0018]非专利文献2:Usiborl500P(22MnB5) / 1500MPa8 % -Ductibor500 / 550 ~700MPa.17% [平成23年4月27日检索]网址
[0019](http: / / www.arcelomittal.com / tailoredblanks / pre / seifware.pl〉
[0020]非专利文献3:22MnB5 / above AC3 / 1500MPa.8 % -below AC3 /Hvl90.Ferrite / Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Bokej"Industrialapplication of hot forming process simulation"，Proc, of1st Int.Conf.0n HotSheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.By Steinhoff，K.，Oldenburg，M，Steinhoff，and Prakash, B.，pp83_88，2008.[0021]非专利文献4 ；Begona Casas, David Latre, Noemi Rodriguez, and IsaacValIs,"Tailor made tool materials for the present and upcoming toolingsolutions in hot sheet metal forming"，Proc, of1st Int.Conf.0n Hot Sheet MetalForming of High-Performance steel，ed.By Steinhoff, K.，Oldenburg，M，Steinhoff,and Prakash, B.，pp23_35，2008.
【发明内容】
[0022]本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种能够将强度和延伸率的平衡控制在适当的范围且有高延展性的热压成形品、用于制造这种热压成形品的有用的方法和热成形用薄钢板。[0023]所谓能够达成上述目的的本发明的热压成形品，是通过热压法成形了薄钢板的热压成形品，具有的要旨在于，金属组织含有残留奥氏体:3~20体积％。在本发明的热压成形品中，金属组织除了残留奥氏体以外，优选还含有退火马氏体或退火贝氏体:30~97体积％，淬火状态的马氏体:0~67体积％。
[0024]在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，但作为代表性的组成可列举如下:分别含有C:0.1~0.3% (质量％的意思。以下涉及化学成分组成均同。)、S1:0.5 ~3%、Mn:0.5 ~2%、P:0.05% 以下(不含 O %)、S:0.05 % 以下(不含 0%)、A1:0.01~0.1 %、和N:0.001~0.01%，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
[0025]在本发明的热压成形品中，根据需要，作为其他的元素，还含有如下等也是有用的:(a)B:0.01% 以下(不含 0% )和 Ti:0.1% 以下(不含 0% ) ； (b)从 Cu、N1、Cr 和 Mo构成的群中选择的一种以上:合计1%以下(不含0% ) ; (C)V和/或Nb:合计0.1%以下(不含0% )，根据所含有的元素的种类，热压成形品的特性得到进一步改善。
[0026]在制造本发明的热压成形品时，对于具有马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织的薄钢板，使用加压成形模具进行加压成形时，将所述薄钢板加热到Ac1相变点以上、(Ac1相变点X0.2+Ac3相变点X0.8)以下的温度后，开始成形，成形中在模具内确保200C /秒以上的平均冷却速度即可。
[0027]本发明也包含用于制造上述这样的热压成形品的热压成形用薄钢板，其特征在于，该薄钢板具有马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织。
[0028]根据本发明，在热压成形法中，通过适当控制其条件，能够使热压成形品的金属组织中存在恰当量的残留奥氏体，与现有的使用22MnB5钢的情况相比，能够实现成形品内在的延展性(残存延展性)更高的热压成形品，另外，通过与热处理条件和成形前钢板的组织(初始组织)的组合，能够控制强度和延伸率。另外，通过调整在二相域的加热温度，可以自由地个别创建强度和延伸率。
【专利附图】
【附图说明】
[0029]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】
[0030]本
【发明者】们在将薄钢板加热至规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为了实现在成形后既确保高强度又显示出良好的延展性(延伸率)这样的热压成形品，从各种角度进行了研究。
[0031]其结果发现，在制造热压成形品时，使用具有包含规定量的马氏体或贝氏体这样的金属组织的薄钢板，运用加压成形模具进行加压成形时，如果适当控制加热温度和成形时的条件，使残留奥氏体含有3~20体积％，则能够实现强度-延展性平衡优异的成形品组织，从而完成了本发明。 [0032]本发明的热压成形品的各组织(基本组织和优选组织)的范围设定理由如下。
[0033][残留奥氏体:3~20体积％]
[0034]残留奥氏体具有的效果是，在塑性变形中相变成马氏体，使加工硬化率上升(相变诱起塑性)，使成形品的延展性提高。为了发挥这一效果，需要使残留奥氏体的分率在3体积％以上。对于延展性来说，如果残留奥氏体分率越多，则越多越好，但在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体受到限制，20体积％左右为上限。残留奥氏体优选的下限为5体积％以上(更优选为7体积％以上)，优选的上限为15体积％以下(更优选为10体积％以下)。
[0035][退火马氏体或退火贝氏体:30~97体积％]
[0036]通过使主要组织成为微细且位错密度低的退火马氏体或退火贝氏体，能够一边确保规定的强度，一边提高热压成形品的延展性(延伸率)。从这一观点出发，优选退火马氏体或退火贝氏体的体积分率为30体积％以上。然而，若其分率超过97体积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残存延展性)降低。退火马氏体或退火贝氏体的分率更优选的下限为40体积％以上(进一步优选为50体积％以上)，更优选的上限为低于90体积％ (进一步优选为低于80体积％ )。
[0037][淬火状态的马氏体:0~67体积％]
[0038]淬火状态的马氏体是缺乏延展性的组织，因此若大量存在，则强度变得过高而使延伸率劣化，因此也可以是O体积％。然而，因为其对于强度上升是非常有效的组织，所以能够允许适量的存在。从这一观点出发，淬火状态的马氏体的分率优选为67体积％以下。淬火状态的马氏体的分率的更优选的上限为60体积％以下(进一步优选为50体积％以下)。
[0039]除了上述组织以外，还能够含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为剩余部分组织，但是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低，优选基本上不含有(也可以是O体积％ )。但是，能够允许至20体积％。剩余部分组织更优选为10体积％以下，进一步优选为5体积％以下。
[0040]制造本发明的热压成形品时，使用由马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织构成的薄钢板(化学成分组成与成形品相同)，对于该薄钢板使用加压成形模具进行加压成形时，将所述薄钢板加热到Ac1相变点以上、(Ac1相变点X0.2+Ac3相变点X0.8)以下的温度后，开始成形，成形中在模具内确保20°C /秒以上的平均冷却速度即可。规定该方法中的各要件的理由如下。
[0041][含有马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织的薄钢板]
[0042]为了在之后的加热工序(加热、热压成形和冷却)中，适量确保微细并对延展性的帮助大的退火马氏体和退火贝氏体，优选使用马氏体或贝氏体的分率为80体积％以上的薄钢板(本发明的热压成形用薄钢板)。若该分率低于80体积％，则不但不能在成形品的组织中适量确保退火马氏体和退火贝氏体，而且会提高其他的组织(例如铁素体)的分率，使强度-延展性平衡降低。其分率的更优选的下限均为90体积％以上(进一步优选为95体积％以上)。
[0043][将薄钢板加热至Ac1相变点以上、(Ac1相变点X0.2+Ac3相变点X 0.8)以下的温度后，开始成形]
[0044]为了一边对于薄钢板中所含的马氏体和贝氏体进行退火(退火)，一边部分性地使之相变，加热温度需要控制在规定的范围。通过适当地控制该加热温度，在之后的冷却过程中，能够使之相变为残留奥氏体或马氏体，在最终的热压成形品中制作出希望的组织。若薄钢板的加热温度低于Ac1相变点，则加热时得不到充分量的奥氏体，不能在最终组织(成形品的组织)中确保规定量的残留奥氏体。另外，若薄钢板的加热温度超过(Ac1相变点X0.2+Ac3相变点X0.8)，则加热时向奥氏体的相变量过度增加，不能在最终组织(成形品的组织)中确保规定量的退火马氏体和退火贝氏体。
[0045][成形中在模具内确保20°C/秒以上的平均冷却速度][0046]为了一边阻止铁素体、珠光体和贝氏体等的组织的生成，一边使由上述加热工序形成的奥氏体成为希望的组织，需要适当地控制成形中的平均冷却速度。从这一观点出发，成形中的平均冷却速度需要为20°C /秒以上，优选为30°C /秒以上(更优选为40°C /秒以上)。成形中的平均冷却速度的控制能够通过如下等手段达成:(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。
[0047]还有，在本发明的热压成形法中，其成形结束温度没有特别限定，可以一边以上述平均冷却速度冷却至室温一边结束成形，但也可以停止冷却至400°C以下(优选为300°C以下，更优选为200°C以下)后的冷却，其后结束成形。
[0048]在本发明的热压成形法中，制造所述图1所示这样的单纯的形状的热压成形品时(直接工艺法)当然能够适用，即使是制造形状比较复杂的成形品时也能够适用。但是，复杂的零件形状的情况下，以一次加压成形难以达到制品的最终形状。在这样的情况下，能够采用在热压成形的前工序中进行冷压成形的方法(该方法称为“间接工艺法”)。此方法是通过冷加工，预先将成形困难的部分成形至近似形状，再对其他的部分进行热压成形的方法。如果采用这一方法，则例如在成形成形品的凹凸部(山峰部)有3处这样的零件时，通过冷压成形，预先成形其2处，其后对于第三处进行热压成形。
[0049]在本发明中，假定的是由高强度钢板构成的热压成形品，关于其钢种只要是作为高强度钢板的通常的化学成分组成即可，但关于C、S1、Mn、P、S、Al和N可以调整至适当的范围。从这一观点出发，这些化学成分优选的范围其及范围限定理由如下。
[0050][C:0.1 ~0.3%]
[0051]C在确保残留奥氏体上是重要的元素。在二相域温度下的加热时稠化为奥氏体，在淬火后使残留奥氏体形成。另外，也有助于马氏体量的增加。C含量低于0.1%时，不能确保规定的残留奥氏体量，得不到良好的延展性。另外若C含量过剩而超过0.3%，则强度将变得过高。C含量的更优选的下限为0.15%以上(进一步优选为0.20%以上)，更优选的上限为0.27%以下(进一步优选为0.25%以下)。
[0052][S1:0.5 ~3% ]
[0053]Si防止二相域温度下的加热后的奥氏体分解成渗碳体和铁素体，发挥着使残留奥氏体增加的作用。另外，也发挥着通过固溶强化，使延展性不怎么劣化而提高强度的作用。Si含量低于0.5%时，不能确保规定的残留奥氏体量，得不到良好的延展性。另外若Si含量过剩而超过3%，则固溶强化量变得过大，延展性大幅劣化。Si含量的更优选的下限为1.15%以上(进一步优选为1.20%以上)，更优选的上限为2.7%以下(进一步优选为
2.5%以下)。
[0054][Mn:0.5 ~2% ]
[0055]Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。另外，为了抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变，而在加热后的冷却中防止形成铁素体、珠光体、贝氏体，是有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使Mn含有0.5%以上。只考虑特性时，优选Mn含量多的方法，但由于合金添加的成本上升，所以优选为2%以下。另外，因为使奥氏体的强度大幅提高，热轧的负荷变大，钢板的制造困难，因此从生产率上出发，不优选使之含有超过2%。Mn含量的更优选的下限为0.7%以上(进一步优选为0.9%以上)T A >9，更优选的上限为1.8%以下(进一步优选为1.6%以下)。
[0056][P:0.05 % 以下(不含 O % )]
[0057]P是钢中不可避免地含有的元素，其使延展性劣化，因此优选P极力减少。然而，极端的减少招致炼钢成本的增大，因为达到0%在制造上有困难，所以优选为0.05%以下(不含0% )。P含量的更优选的上限为0.045%以下(进一步优选为0.040%以下)。
[0058][S:0.05 % 以下(不含 O % )]
[0059]S也与P —样，在钢中是不可避免被含有的元素，使延展性劣化，因此优选S极力减少。然而，极端的减少招致炼钢成本的增大，因为达到0%在制造上有困难，所以使选为0.05%以下(不含0% )。S含量的更优选的上限为0.045%以下(进一步优选为0.040%以下)。
[0060][Al:0.01 ~0.1% ]
[0061]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，对于延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，Al含量优选为0.01%以上。然而，若Al含量变得过剩而超过0.l%,m Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。还有，Al含量的更优选的下限为0.013%以上(进一步优选为0.015%以上)，更优选的上限为0.08%以下(进一步优选为0.06% 以下)。
[0062][N:0.001 ~0.01% ]
[0063]N是不可避免混入的元素，优选减少，但在实际工艺之中减少存在界限，因此使0.001 %为下限。另外，若N含量变得过剩，则应变时效导致延展性劣化，或添加B时作为BN析出，使来自固溶B的淬火性改善效果降低，因此使上限为0.01 %。N含量的更优选的上限为0.008%以下(进一步优选为0.006%以下)。
[0064]本发明的加压成形品的基本的化学成分如上述，剩余部分实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，除铁以外也能够允许不阻碍本发明的钢材的特性的程度的微量成分(例如，除Mg、Ca、Sr、Ba以外,还有Ra等的REM,和Zr、Hf、Ta、W、Mo等的碳化物形成元素等)，除此之外,也能够含有P、S以外的不可避免的杂质(例如，0、H等)。
[0065]在本发明的加压成形品中，根据需要，含有如下元素也是有用的:(a) B:0.01 %以下(不含0% )和Ti:0.1%以下(不含0% ) ；(b)从Cu、N1、Cr和Mo构成的群中选择的一种以上:合计1%以下(不含0%) ; (C)V和/或Nb:合计0.1%以下(不含0%)等，根据所含有的元素的种类，加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及其范围限定理由如下。
[0066][B:0.01% 以下(不含 0% )和 Ti:0.1% 以下(不含 0% )]
[0067]B具有抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变的作用，所以在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，是有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，优选使B含有0.0001%以上，但是即使超过0.01 %而使之过剩含有，效果也是饱和的。B含量的更优选的下限为0.0002%以上(进一步优选为0.0005%以上)，更优选的上限为0.008%以下(进一步优选为0.005%以下)。
[0068]另一方面，Ti固定N，以固溶状态维持B，从而使淬火性的改善效果显现。为了发挥这样的效果，优选Ti至少使之含有N的含量的4倍以上，但若Ti含量变得过剩而超过
0.1 %，则大量形成TiC，由于析出强化而强度上升，但延展性劣化。Ti含量的更优选的下限为0.05%以上(进一步优选为0.06%以上)，更优选的上限为0.09%以下(进一步优选为
0.08% 以下)。
[0069][从Cu、N1、Cr和Mo构成的群中选择的一种以上:合计I%以下(不含0%)]
[0070]Cu,Ni,Cr和Mo抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变，所以在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，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，则含量越多越优选，但由于合金添加的成本上升，所以优 选合计在1%以下。另外，因为其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在1%以下。这些元素含量的更优选的下限为合计为0.05%以上(进一步优选为0.06%以上)，更优选的上限为合计0.09%以下(进一步优选为0.08%以下)。
[0071][V和/或Nb:合计0.1%以下(不含0% )]
[0072]V和Nb形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应而使组织微细的效果。为了发挥这样的效果，优选使之含有合计0.001%以上。然而，若这些元素的含量过剩，则形成粗大的碳化物，成为破坏的起点，反而使延展性劣化，因此优选合计在0.1%以下。这些元素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)，更优选的上限为合计为
0.08%以下(进一步优选为0.06%以下)。
[0073]还有，本发明的热压成形用薄钢板是非镀敷钢板、镀敷钢板中的任一种。是镀敷钢板时，作为其镀敷的种类，是一般的镀锌系、镀铝系等中的任一种。另外，镀敷的方法是熔融镀、电镀等中的任一种，此外镀敷后也可以实施合金化热处理，也可以实施多层镀敷。
[0074]根据本发明，通过适当调整加压成形条件(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)的热压成形品，因此在至今为止的热压成形品中，即使是在难以适用的部位(例如，能量吸收构件)也可以适用，在扩展热压成形品的适用范围上极其有用。另外，本发明所得到的成形品，与在冷压成形之后实施通常的退火而成为组织得到了调整的成形品相比，残存延展性更大。
[0075]以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不限定本发明，根据前、后述的宗旨进行设计变更均包含在本发明的技术的范围内。
[0076]本申请基于2011年4月28日申请的日本专利申请第2011-102408号主张优选权的利益。2011年4月28日申请日本专利申请第2011-102408号的说明书的全部内容，在本申请中为了参考而援引。[0077]实施例
[0078]将具有下述表1所示的化学成分组成的钢材进行真空熔炼，成为实验用板坯后，进行热轧，之后冷却卷绕。再进行冷轧而成为薄钢板后，进行淬火处理而使之成为规定的初始组织。还有，表1中的Ac1相变点和Ac3相变点，使用下述的(I)式和(2)式求得(例如，参照“莱斯利钢铁材料学”丸善，(1985))。另外，在表1还同时显示(Ac1相变点X0.2+Ac3相变点X0.8)的计算值(以下为“A值”)。
[0079]Ac1 相变点(°C ) = 723+29.1 X [Si] — 10.7 X [Mn] +16.9 X [Cr] — 16.9 X [Ni]...(I)
[0080]Ac3 相变点(°C ) = 910-203 X [C] 1/2+44.7 X [Si] — 30 X [Mn] +700 X [P]+400 X [AI]+400X [Ti]+104X [V] -1lX [Cr]+31.5X [Mo] — 20X [Cu] — 15.2X [Ni]…(2)
[0081]其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]、[Ti]、[V]、[Cr]、[Mo]、[Cu]和[Ni]分别表示C、S1、Mn、P、Al、T1、V、Cr、Mo、Cu和Ni的含量(质量％ )。另外，不含上述(I)式、(2)式的各项所示的元 素时，去掉该项而进行计算。
[0082][表 I]
【权利要求】
1.一种热压成形品，其是通过热压成形法而成形了薄钢板的热压成形品，其特征在于，金属组织含有残留奥氏体:3~20体积％。
2.根据权利要求1所述的热压成形品，其中，金属组织除了残留奥氏体以外，还含有退火马氏体或退火贝氏体:30~97体积％，淬火状态的马氏体:0~67体积％。
3.根据权利要求1或2所述的热压成形品，其中，化学成分组成以质量％计分别含有:
C:0.1 ~0.3%、
S1:0.5 ~3%、
Mn:0.5 ~2%、 P:0.05%以下但不含0%、 S:0.05%以下但不含0%、
Al:0.01 ~0.1%、和
N:0.001 ~0.01%, 剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
4.根据权利要求3所述的热压成形品，其中，作为其他的元素，还含有B:0.01%以下但不含0%和T1:0.1%以下但不含0%。
5.根据权利要求3所述的 热压成形品，其中，作为其他的元素，还含有从Cu、N1、Cr和Mo构成的组中选择的一种以上:合计1%以下但不含0%。
6.根据权利要求3所述的热压成形品，其中，作为其他的元素，还含有V和/或Nb:合计0.1%以下但不含0%。
7.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，在制造权利要求1或2所述的热压成形品时，使用加压成形模具，对于具有马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织的薄钢板进行加压成形时，将所述薄钢板加热至Ac1相变点以上、(Ac1相变点X0.2十Ac3相变点X0.8)以下的温度后，开始成形，成形中在模具内确保20°C /秒以上的平均冷却速度。
8.一种热压成形用薄钢板，其特征在于，其为用于制造权利要求1或2所述的热压成形品的热压成形用薄钢板，具有马氏体或贝氏体为80体积％以上的金属组织。
【文档编号】C21D1/18GK103547694SQ201280020147
【公开日】2014年1月29日 申请日期:2012年4月27日 优先权日:2011年4月28日
【发明者】内藤纯也, 村上俊夫, 池田周之, 冲田圭介 申请人:株式会社神户制钢所