热压成形品及其制造方法

热压成形品及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种热压成形品，其具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出以下的金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，余量组织为5面积％以下，所述第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝氏体：30～97面积％、淬火态马氏体：0～67面积％、残留奥氏体：3～20面积％，由此即使不使用焊接法，也可以在单一成形品内具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，可以与各个区域对应地高水平地实现高强度与伸长率的平衡。
【专利说明】热压成形品及其制造方法

【技术领域】
[0001] 本发明涉及在汽车部件的结构构件中所使用的可以根据成形品内的不同的区域 调整强度及延展性的热压成形品及其制造方法，特别涉及在将预先加热了的钢板（坯料） 成形加工为规定的形状时、可以在赋予形状的同时实施热处理而得到与不同的区域对应的 强度及延展性的热压成形品、以及用于制造此种热压成形品的有用的方法。

【背景技术】
[0002] 作为由地球环境问题引发的汽车的燃油效率提高的对策之一，车体的轻型化得到 推进，因而需要将汽车中所使用的钢板尽可能地进行高强度化。但是，若为了使汽车轻型化 而将钢板高强度化，则伸长率EL或r值（兰克福特值）降低，从而使得冲压成形性、形状冻 结性劣化。
[0003] 为了解决这一课题，在部件制造中采用了热压成形法，S卩，将钢板加热到规定的温 度（例如达到奥氏体相的温度）而降低强度（即，使得成形容易）后，通过用比薄钢板更低 温度（例如室温）的模具进行成形，而在赋予形状的同时，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，由于在低强度状态下成形，因此回弹也小（形状冻结性 良好），并且通过使用添加了 Μη、B等合金元素的淬火性良好的材料，可以利用急冷得到抗 拉强度为1500MPa级的强度。而且，此种热压成形法除了热压法以外，还被称为热成形法、 热冲压法、热压印法、模压淬火法等各种名称。
[0005] 图1是表示用于实施如上所述的热压成形（以下有时以"热压印"来代表）的模 具构成的示意说明图，图中1表示冲头，2表示冲模，3表示压边圈，4表示钢板（述料），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， 这些部件当中，冲头1和冲模2以如下方式构成，S卩，在各自的内部形成有可以使冷却介质 (例如水）通过的通路la、2a，使冷却介质在该通路中通过，从而将这些构件冷却。
[0006] 在使用这样的模具进行热压印（例如热深拉加工）时，在将钢板（坯料）4加热到 Ac3相变点以上的单相域温度而使其软化的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢 板4夹持在冲模2与压边圈3之间的状态下，利用冲头1将钢板4压入冲模2的孔内（图 1的2、2之间），缩小钢板4的外径并以与冲头1的外形对应的形状成形。另外，通过与成 形并行地将冲头1及冲模2冷却，而进行从钢板4向模具（冲头1及冲模2)的排热，并且 通过在成形下死点（冲头前端位于最深部的时刻：图1中所示的状态）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,就可以得到尺寸精度良好的1500MPa级的成形 品，而且与冷态下成形相同强度级别的部件的情况相比，可以降低成形载荷，因此压力机的 容量小也可以。
[0007] 作为现在广泛使用的热压印用钢板，已知有以22MnB5钢作为原材的钢板。就该钢 板而言，抗拉强度为1500MPa而伸长率为6?8%左右，适用于耐冲击构件（在碰撞时尽可 能地不变形、不断裂的构件）。另外，还在进行如下的开发，即，增加 C含量，以22MnB5钢为 基材进一步高强度化（1500MPa以上、1800MPa级）。
[0008] 但是，现实状况是，基本上不适用22MnB5钢以外的钢种，基本上没有进行过通过 控制部件的强度、伸长率（例如低强度化：980MPa级、高伸长率化：20%等）而将应用范围 拓宽到耐冲击构件以外的钢种、工艺的研究。
[0009] 在中型以上的乘用车中，在侧面碰撞时或后方碰撞时考虑到相容性（在小型车碰 撞时也保护对方一侧的功能），在B柱、后纵梁、前纵梁等部件内，有时要使之具有耐冲击性 部位和能量吸收部位两种功能。为了制作这样的构件，迄今为止，例如对980MPa级的高强 度超1?张力钢、具有440MPa级的伸长率的1?张力钢进行激光焊接（拼焊板：TWB)，在冷态下 冲压成型的方法为主流。但是，最近正在进行利用热压印来分别设置部件内的强度的技术 的开发。
[0010] 例如，在非专利文献1中，提出了对热压印用的22MnB5钢和即使用模具进行淬火 也不成为高强度的材料进行激光焊接（拼焊板：TWB)、并进行热压印的方法，分别在高强度 侧（耐冲击部位侧）设置抗拉强度：1500MPa(伸长率6?8% )，在低强度侧（能量吸收部 位侧）设置抗拉强度：440MPa(伸长率12%)。从相同的观点出发，还提出了非专利文献2 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、伸 长率为12?18%左右，然而需要事先进行激光焊接（拼焊板：TWB)，工序增加且成本升高。 另外，还要将本来不需要进行淬火的能量吸收部位加热，从热量消耗的观点考虑也不优选。
[0012] 此外，作为用于在部件内分别设置强度的技术，例如还提出过非专利文献3、4之 类的技术。该非专利文献3的技术是通过在加热炉内在坯料中形成温度差（分布）而进行 分别设置的技术，然而以22MnB5钢为基材，因硼添加的影响，对于二相域温度的加热来说 淬火后的强度的鲁棒性（robustness)差，能量吸收部位侧的强度难以控制，而且也只能得 到15 %左右的伸长率。
[0013] 另一方面，非专利文献4的技术是通过在模具内（将模具的一部分用加热器加温 或使用导热率不同的材料）改变冷却速度来进行分别设置的技术，然而以22MnB5钢为基 材，以对本来淬火性良好的22MnB5钢中不加以淬火的方式进行控制，在这一点上（模具冷 却控制）不够合理。
[0014] 现有技术文献
[0015] 非专利文献
[0016] 非专利文献 1 ：Klaus Lamprecht, Gunter Deinzer, Anton Stich, Jurgen Lechler, Thomas Stohr, Marion Merklein, "Thermo-Mechanical Properties of Tailor Welded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes^, Proc.IDDRG2010, 2010.
[0017] 非专利文献 2 :Usiborl500P(22MnB5)/1500MPa · 8 % -Ductibor500/550 ? 700MPa .17% [平成 23年 4 月 27 日检索]互联网〈http://www. ar celomittal. com/ tailoredblanks/pre/seifware. pi)
[0018] 非专利文献 3 :22MnB5/above AC3/1500MPa · 8% -below AC3/Hvl90 · Ferrite/ Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke, "Industrial app lication of hot forming process simulation"，Proc,of 1st Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance steel,ed.By Steinhoff, K. , Oldenburg, M,Steinhoff,and Prakash，Β·，pp83_88, 2008.
[0019] 非专利文献 4 :Begona Casas，David Latre，Noemi Rodriguez，and I saac Vails, "Tailor made tool materials for the present and upcoming tool ing solutions in hot sheet metal forming"，Proc，of 1st Int.Conf. on H ot Sheet Metal Forming of High-Performance steel, ed. By Steinhoff，K.，Oldenburg，M，Steinhoff，and Prakash，B.，pp23_35, 2008.


【发明内容】

[0020] 发明所要解决的问题
[0021] 本发明是鉴于上述事情而完成的，其目的在于，提供即使不使用焊接法也可以在 单一成形品内具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域、且与各个区域对应地高水 平地实现高强度与伸长率的平衡的热压成形品、以及用于制造此种热压成形品的有用的方 法。
[0022] 用于解决问题的方法
[0023] 可以达成上述目的的本发明的热压成形品是利用热压成形法将薄钢板成形而成 的热压成形品，其特征在于，具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出 以下的金属组织，分别包含马氏体：80?97面积％、残留奥氏体：3?20面积％，余量组织 为5面积％以下，所述第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝 氏体：30?97面积％、淬火态马氏体：0?67面积％、残留奥氏体：3?20面积％。
[0024] 在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，例如可以举出：第一成形区 域及第二成形区域的化学成分组成相同，各成形区域的钢分别含有C :0. 1?0. 3% (表示 质量％。以下对于化学成分组成来说同样。）、Si :0.5?3%、Mn :0.5?2%、P :0.05%以 下（不含 〇%)、S:0.05% 以下（不含 0%)、Α1:0·01 ?0.1%、以及 Ν:0·001 ?0.01%， 余量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，所述钢中还含有（a)B:0.01%以下（不含 0% )和Ti :0· 1%以下（不含0% )、（b)选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1% 以下（不含〇%)、（c)V和/或Nb:合计为0.1 %以下（不含0% )等作为其他的元素也是 有用的，根据所含有的元素的种类，可以进一步改善热压成形品的特性。
[0026] 本发明方法是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成形来 制造上述这样的热压成形品的方法，其主旨在于，作为所述薄钢板，使用具有马氏体或贝氏 体为80面积％以上的金属组织的钢板，在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac 3 相变点以上且l〇〇〇°C以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到ACl相变点以 上且（A Cl相变点X0. 2+Ac3相变点X0. 8)以下的温度的第二加热处理的多个加热处理的 加热工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行 冲压而开始平均冷却速度为20°C /秒以上的冷却和成形，在比马氏体相变开始温度低50°C 的温度以下结束成形。
[0027] 另外，本发明方法是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成 形来制造上述这样的热压成形品的方法，其主旨还在于，在通过并行地进行包括将第一成 形区域加热到Ac 3相变点以上且KKKTC以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加 热到ACl相变点以上且（ACl相变点XO. 2+Ac3相变点X0.8)以下的温度的第二加热处理 的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域， 均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为20°C /秒以上的冷却和成形，在比马氏体相 变开始温度低50°C的温度以下结束成形。
[0028] 发明效果
[0029] 根据本发明，通过在热压成形法中，与成形品的每个区域对应地恰当地控制其条 件，就能够存在合适量的残留奥氏体并且调整各区域的金属组织，与使用以往的22MnB5钢 时相比，可以实现进一步提高了成形品中固有的延展性（残存延展性）的热压成形品，另外 还能够利用与热处理条件、成形前钢板的组织（初期组织）的组合，与各区域对应地恰当地 控制强度及伸长率。

【专利附图】

【附图说明】
[0030] 图1是表示用于实施热压成形的模具构成的示意说明图。
[0031] 图2是实施例中所用的成形模具的示意说明图。
[0032] 图3是表示实施例中成形的冲压成形品的形状的示意说明图。

【具体实施方式】
[0033] 本发明人等在将薄钢板加热到规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为 了实现在成形后确保与不同的各区域的要求特性对应的强度并且还显示出良好的延展性 (伸长率）的热压成形品，从各种角度进行了研究。
[0034] 其结果发现，在使用冲压成形模具将薄钢板冲压成形而制造热压成形品时，如果 恰当地控制加热温度、以及成形时的各成形区域的条件，以含有3?20面积％的残留奥氏 体的方式调整各成形区域的组织，就可以实现发挥出与各成形区域对应的强度一延展性平 衡的热压成形品，从而完成了本发明。
[0035] 本发明的热压成形品的各成形区域中的组织（基本组织）的范围设定理由如下。
[0036] (1)第一成形区域的组织
[0037] 通过使第一成形区域的主要组织成为高强度的马氏体，可以确保热压成形品中的 特定区域的高强度。从这样的观点出发，马氏体的面积分率需要成为80面积％以上。但 是，如果该分率大于97面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性（残存延展性）降低。马 氏体分率的优选的下限是83面积％以上（更优选为85面积％以上），优选的上限是95面 积％以下（更优选为93面积％以下）。
[0038] 残留奥氏体在塑性变形中相变为马氏体，从而具有提高加工硬化率（相变诱发塑 性）、提高成形品的延展性的效果。为了发挥这样的效果，需要使残留奥氏体的分率成为3 面积％以上。对于延展性来说，残留奥氏体分率越大则越良好，然而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面积％左右是上限。残留奥氏体的优选的下限是 5面积％以上（更优选为7面积％以上）。
[0039] 在上述组织之外，可以含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为余量组织，而这些组织 是比马氏体软质的组织，对强度的贡献低于其他的组织，因而优选尽可能少。但是，如果是 小于5面积％则可以容许。余量组织更优选为3面积％以下，进一步优选为0面积％。
[0040] 通过按照上述这样制作第一成形区域的组织，可以形成强度（抗拉强度TS)为 1470MPa以上、伸长率（总伸长率EL)为10%以上的部分（例如汽车部件的耐冲击性部位）。
[0041] (2)第二成形区域的组织
[0042] 通过使第二成形区域的主要组织成为微细并且位错密度低的退火马氏体或退火 贝氏体，可以确保规定的强度，并且提高热压成形品的延展性（伸长率）。从这样的观点出 发，退火马氏体或退火贝氏体的面积分率优选为30面积％以上。但是，如果该面积分率大 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。退火马氏体或退火 贝氏体的分率的更优选的下限为40面积％以上（进一步优选为50面积％以上），更优选的 上限为小于90面积％ (进一步优选为小于80面积％ )。
[0043] 由于淬火态马氏体是缺乏延展性的组织，因此如果大量存在则强度变得过高而使 伸长率劣化，因此也可以是〇面积％。但是，由于是对升高强度非常有效的组织，因此可以 容许适量的存在。从这样的观点考虑，淬火态马氏体的分率优选为67面积％以下。淬火态 马氏体的分率的更优选的上限为60面积％以下（进一步优选为50面积％以下）。
[0044] 根据与第一成形区域相同的理由，使残留奥氏体的分率成为3面积％以上且20面 积％以下。残留奥氏体的优选的下限也相同。
[0045] 在上述组织以外，可以含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为余量组织，然而这些组 织对强度的贡献、对延展性的贡献低于其他的组织，优选基本上不含有（也可以是〇面 积％ )。但是，若小于20面积％则可以容许。余量组织更优选为10面积％以下，进一步优 选为5面积％以下。
[0046] 通过按照上述这样制作第二成形区域的组织，就可以形成强度（抗拉强度TS)为 980MPa以上、伸长率（总伸长率EL)为15%以上的部分（例如汽车部件的能量吸收性部 位）。
[0047] 本发明的成形品至少具有第一成形区域和第二成形区域，然而未必限定于2个成 形区域，也可以具有第三或第四成形区域。在形成这样的成形区域时，可以依照后述的制造 方法进行制作。
[0048] 在制造本发明的热压成形品时，将薄钢板（化学成分组成与成形品相同）至少 分为包括第一及第二的多个区域，通过并行地进行将第一成形区域加热到Ac3相变点以上 且KKKTC以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到A Cl相变点以上且相当于 (ACl相变点X0. 2+Ac3相变点X0. 8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热 工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过在模具内进行冲 压而开始平均冷却速度20°C /秒以上的冷却和成形，在比马氏体相变开始温度低50°C的温 度（以下有时表述为"Ms点一 50°C"）以下结束成形即可。规定该方法中的各要件的理由 如下。需要说明的是，所谓"结束成形"是指基本上达到成形下死点（冲头前端位于最上部 的时刻：图1中所示的状态）的状态，然而在该状态下需要进行模具冷却直到规定温度的情 况下，则是还包括在模具冷却保持后到脱模之前的意思。
[0049] 上述方法可以通过将钢板的加热区域分为至少2个区域（例如高强度侧区域及低 强度侧区域），并且与各个区域对应地控制制造条件，从而得到可以发挥与各区域对应的强 度一延展性平衡的成形品。对用于形成各区域的制造条件进行说明。需要说明的是，在实 施该制造方法时，需要在单一的钢板中产生加热温度不同的区域，然而通过使用现有的加 热炉（例如远红外线炉、电炉+遮盖罩）可以使温度的边界部分为50mm以下并进行控制。
[0050] (第一成形区域（高强度侧区域）的制造条件）
[0051] 为了恰当地调整热压成形品的组织，加热温度需要控制在规定的范围内。通过恰 当地控制该加热温度（第一加热处理）可以在随后的冷却过程中确保规定量的残留奥氏 体，并且使第一成形区域相变为以马氏体为主体的组织，在最终的热压成形品中制作为期 望的组织。如果薄钢板的加热温度小于Ac 3相变点，则加热时无法获得充足的量的奥氏体， 在最终组织（成形品的组织）中无法确保规定量的残留奥氏体。另外，如果薄钢板的加热 温度大于1000°C，则加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度（Ms点）及马氏体相变 结束温度（Mf点）升高，在淬火时无法确保残留奥氏体，无法实现良好的成形性。加热温度 优选为（Ac 3相变点+50°C )以上且950°C以下。
[0052] 成形中的冷却条件和成形结束温度需要根据各区域恰当地进行控制。首先在成形 品的相当于第一成形区域的钢板区域（有时将该区域称作"第一钢板区域"）中，需要在模 具内确保20°C /秒以上的平均冷却速度，并且在相当于（Ms点一 50°C )的温度以下结束成 形。
[0053] 为了在阻止上述加热工序中形成的奥氏体生成铁素体、珠光体及贝氏体等组织， 并且成为期望的组织（以马氏体作为主体的组织），需要恰当地控制成形中的平均冷却速 度及成形结束温度。从这样的观点出发，成形中的平均冷却速度为20°C/秒以上，成形结束 温度为（Ms点一50°C )以下。特别是在以Si含量多的钢板作为对象的情况下，通过在这样 的条件下进行冷却，就可以形成马氏体与残留奥氏体的混合组织。成形中的平均冷却速度 优选为30°C /秒以上（更优选为40°C /秒以上）。
[0054] 对于第一钢板区域中的成形结束温度，可以在以上述平均冷却速度冷却到室温的 同时结束成形，也可以在冷却到（Ms点一 50°C )以下（优选冷却到Ms点一 50°C的温度） 后，以20°C /秒以下的平均冷却速度冷却到200°C以下（2段冷却）。附加这样的冷却工序， 可以使马氏体中的碳在未相变奥氏体中富集，从而增加残留奥氏体量。进行这样的2段冷 却时的第2阶段的冷却时的平均冷却速度优选为10°C /秒以下（更优选为5°C /秒以下）。
[0055] (第二成形区域（低强度侧区域）的制造条件）
[0056] 另一方面，在成形品的相当于第二区域的钢板区域（有时将该区域称作"第二钢 板区域"）中，为了将薄钢板中所含的马氏体或贝氏体退火，并且使之部分地相变，加热温度 需要控制在规定的范围内。通过恰当地控制该加热温度（第二加热处理）可以在随后的冷 却过程中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为期望的组织。如 果第二钢板区域的加热温度小于A Cl相变点，则加热时无法得到充足的量的奥氏体，在最终 组织（成形品的组织）中无法确保规定量的残留奥氏体。另外，如果第二钢板区域的加热 温度大于（A Cl相变点X0. 2+Ac3相变点X0.8)，则加热时变为奥氏体的相变量就会过度增 力口，在最终组织（成形品的组织）中无法确保规定量的退火马氏体或退火贝氏体。加热温 度优选为（A Cl相变点+50°C )以上且相当于（ACl相变点X0. 3+Ac3相变点X0. 7)的温度 以下。
[0057] 为了阻止上述加热工序中形成的奥氏体生成铁素体、珠光体及贝氏体等组织，并 且成为期望的组织，需要恰当地控制第二钢板区域的成形中的平均冷却速度及成形结束 温度。从这样的观点考虑，优选成形中的平均冷却速度为20°C /秒以上，成形结束温度为 200°C以下。成形中的平均冷却速度优选为30°C/秒以上（更优选为40°C/秒以上）。另 夕卜，对于成形结束温度，可以在以上述平均冷却速度冷却到室温的同时结束成形，也可以在 冷却到（Ms点一 50°C )以下后结束成形。
[0058] 如果考虑第二钢板区域的制造工序，则制造中所使用的钢板的组织优选使用马氏 体或贝氏体为80面积％以上的薄钢板（冷轧钢板）。即，为了在其后的加热工序（加热、热 压成形及冷却）中，确保适量的微细且对延展性的贡献大的退火马氏体或退火贝氏体，优 选使用马氏体或贝氏体的分率为80面积％以上的薄钢板。如果该分率小于80面积％，则 在成形品的组织中不仅无法确保适量的退火马氏体或退火贝氏体，而且还提高其他的组织 (例如铁素体）的分率，使强度一延展性平衡降低。该分率的更优选的下限均为90面积％ 以上（进一步优选为95面积％以上）。而且，即使使用此种组织的薄钢板也不会对第一区 域造成影响。
[0059] 成形中的平均冷却速度的控制可以利用（a)控制成形模具的温度（所述图1中所 示的冷却介质）、（b)控制模具的导热率等手段来实现。另外，在本发明方法中，也有成型 中的冷却条件根据各钢板区域而不同的情况，但只要在单一的模具内分别地形成上述（a)、 (b)等控制手段，在单一的模具内进行与各区域对应的冷却控制即可。
[0060] 本发明的热压成形品的制造方法中，当然可以适用于制造如所述图1中所示的简 单形状的热压成形品的情况（直接工艺法），除此以外也可以适用于制造比较复杂形状的 成形品的情况。但是，在复杂的部件形状的情况下，有时难以利用1次的冲压成形制作成产 品的最终形状。此种情况下，可以采用在热压成形的前工序中进行冷压成形的方法（该方 法被称作"间接工艺法"）。该方法是将难以成形的部分利用冷加工预先成形为近似形状， 再将其他的部分热压成形的方法。如果采用这样的方法，则例如在将成形品的凹凸部（山 部）有3处的部件成形时，利用冷压成形先成形其2处，随后对第三处进行热压成形。
[0061] 本发明是假定由高强度钢板构成的热压成形品而完成的，对于其钢种，只要是作 为高强度钢板的通常的化学成分组成的钢种即可，对于c、Si、Μη、P、S、A1及N可以调整为 恰当的范围。从这样的观点出发，这些化学成分的优选的范围及其范围限定理由如下。
[0062] (C :0.1 ?0.3%)
[0063] C从确保残留奥氏体方面考虑是重要的元素。在（ACl相变点?Ac3相变点）的二 相域温度或Ac 3相变点以上的单相域温度的加热时，通过在奥氏体中富集，而在淬火后形成 残留奥氏体。另外，从马氏体量的增加和支配马氏体的强度的方面考虑也是（第一成形区 域）重要的元素。如果C含量小于0.1%，则无法确保规定的残留奥氏体量，无法获得良好 的延展性。另外马氏体的强度也变得不足。而另一方面，如果C含量过多而大于0.3%，则 强度变得过高。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）。
[0064] (Si :0.5 ?3%)
[0065] Si抑制加热到Ac3相变点以上的单相域温度后的奥氏体形成渗碳体，或者抑制加 热到（ACl相变点?Ac3相变点）的二相域温度后的奥氏体分解为渗碳体和铁素体，在淬火 时发挥使残留奥氏体增加、形成的作用。另外，借助固溶强化，还发挥着不使延展性过于劣 化而提高强度的作用。如果Si含量小于0. 5%，则无法确保规定的残留奥氏体量，从而无法 获得良好的延展性。另外如果Si含量过多而大于3 %，则固溶强化量就会过大，从而使延展 性大幅度劣化。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）。
[0066] (Mn :0.5 ?2%)
[0067] Μη是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。另外，还提高淬火性，在 加热后的冷却中抑制铁素体、珠光体、贝氏体的形成，在确保残留奥氏体的方面也是有效的 元素。为了发挥这样的效果，Μη优选含有0.5%以上。在仅考虑特性的情况下，优选Μη含 量越多越好，但由于合金添加的成本升高，因此优选为2%以下。另外，由于大幅度提高奥氏 体的强度，因此热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，所以从生产性上考虑，也不优选含 有大于2%。Μη含量的更优选的下限为0. 7%以上（进一步优选为0. 9%以上），更优选的 上限为1. 8%以下（进一步优选为1. 6%以下）。
[0068] (Ρ :0· 05 % 以下（不含 0 % ))
[0069] Ρ是钢中不可避免地含有的元素，使延展性劣化，因此优选尽可能地降低Ρ。但是， 极端的降低导致制钢成本的增大，在制造上很难成为〇%，因此优选为〇. 05%以下（不含 〇% )。Ρ含量的更优选的上限为〇. 045%以下（进一步优选为0. 040%以下）。
[0070] (S :0· 05 % 以下（不含 0 % ))
[0071] S也与Ρ相同是钢中不可避免地含有的元素，使延展性劣化，因此优选尽可能地降 低S。但是，极端的降低导致制钢成本的增大，在制造上很难成为0%，因此优选为0. 05%以 下（不含〇 % )。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）。
[0072] (Α1 :0· 01 ?0· 1% )
[0073] Α1作为脱氧元素来说有用，并且将存在于钢中的固溶Ν成为Α1Ν固定，对于延展 性的提高来说有用。为了有效地发挥这样的效果，优选Α1含量为0.01%以上。但是，如果 Α1含量过多而大于0. 1 %，则会过剩地生成Α1203,使得延展性劣化。而且，Α1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）。
[0074] (Ν :0· 001 ?0· 01% )
[0075] Ν是不可避免地混入的元素，优选使其降低，但由于在实际过程中在进行降低时 存在极限，因此以0.001 %为下限。另外，如果Ν含量过多，则会因应变时效而使延展性劣 化，或在添加了 Β的情况下作为ΒΝ析出，降低由固溶Β带来的淬火性改善效果，因此上限为 0. 01%。Ν含量的更优选的上限为0.008%以下（进一步优选为0.006%以下）。
[0076] 本发明的冲压成形品中的基本的化学成分如上所述，余量实质上为铁。需要说明 的是，所谓"实质上为铁"是指在铁以外也可以容许不会妨碍本发明的钢材特性的程度的微 量成分（例如除了 18、0&、51'、8&以外，还有1^等1?1、以及21'、批、了 &、1^〇等碳化物形成 元素等），此外还可以含有P、S、N以外的不可避免的杂质（例如0、Η等）。
[0077] 在本发明的冲压成形品中，根据需要还含有（a)B :0.01%以下（不含0% )和Ti : 0· 1%以下（不含0% )、（b)选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1%以下（不含 0% )、（c)V和/或Nb :合计为0. 1%以下（不含0% )等也是有用的，根据所含有的元素的 种类，热压成形品的特性可以进一步得到改善。含有这些元素时的优选的范围及其范围限 定理由如下。
[0078] 出：0.01%以下（不含0%)和11:0.1%以下（不含0%))
[0079] B是在加热后的冷却中防止渗碳体的形成、有助于残留奥氏体的确保的元素。为 了发挥这样的效果，B优选含有0. 0001 %以上，但即使大于0. 01 %而过多含有，效果也会饱 和。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）。
[0080] 另一方面，Ti可以通过将N固定、以固溶状态保持B来体现出淬火性的改善效果。 为了发挥这样的效果，Ti优选至少含有N的含量的4倍以上，然而如果Ti含量过多而大于 0. 1 %，则会大量地形成TiC，强度因析出强化而升高，而延展性发生劣化。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）。
[0081] (选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1%以下（不含0% ))
[0082] Cu、Ni、Cr及Mo在加热后的冷却中防止渗碳体的形成，对于残留奥氏体的确保可 以有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计含有0.01%以上。若仅考虑特性则含 量越多越好，但由于合金添加的成本升高，因此优选按合计为1 %以下。另外，由于具有大幅 度提高奥氏体的强度的作用，因此热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，所以从制造性的 观点考虑，也优选为1%以下。这些元素含量的更优选的下限按合计为0.05%以上（进一 步优选为0. 06%以上），更优选的上限按合计为0. 9 %以下（进一步优选为0. 8 %以下）。
[0083] (V和/或Nb :合计为0· 1%以下（不含0% ))
[0084] V及Nb形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应使得组织变得微细的效果。为了发 挥这样的效果，优选合计含有〇. 001 %以上。但是，如果这些元素的含量过多，则形成粗大的 碳化物而成为破坏的起点，因此反而会使延展性劣化，所以优选按合计为0. 1%以下。这些 元素含量的更优选的下限按合计为0. 005%以上（进一步优选为0. 008%以上），更优选的 上限按合计为〇. 08%以下（进一步优选为0. 06%以下）。
[0085] 根据本发明，通过恰当地调整冲压成形条件（与各钢板区域对应的加热温度、冷 却速度），就可以控制成形品中的每个成形区域的强度或伸长率等特性，而且可以得到高延 展性（残存延展性）的热压成形品，因此还可以应用于以前的热压成形品难以应用的部位 (例如要求耐冲击特性及能量吸收抑制两方的构件），在扩大热压成形品的应用范围方面 极为有用。另外，本发明中得到的成形品与在冷轧成形后实施通常的退火而进行了组织调 整的成形品相比，残存延展性更大。
[0086] 以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例并非限定本发明，依 据前述、后述的主旨进行设计变更均包含于本发明的技术范围内。
[0087] 本申请基于2012年3月15日申请的日本专利申请第2012 - 59448号的主张优 先权的利益。将2012年3月15日申请的日本专利申请第2012 - 59448号的说明书的全 部内容用于参考而援引到本申请中。
[0088] [实施例]
[0089] 真空熔炼具有下述表1中所示的化学成分组成的钢材，制成实验用板坯后，进行 热轧，随后进行冷却并卷绕。进一步进行冷轧而制成薄钢板。需要说明的是，表1中的ACl 相变点、八(：3相变点和Ms点是使用下述的（1)式?（3)式求出的（例如参照《莱斯利钢铁 材料学》丸善，（1985))。另外，表1中还同时示出（A Cl相变点X0. 2+Ac3相变点X0.8)的 计算值（以下记作"A值"）。
[0090] ACl 相变点（°C ) = 723+29. 1 X [Si] - 10. 7 X [Μη] +16. 9 X [Cr] - 16. 9 X [Ni] …⑴
[0091] Ac3 相变点 CC ) = 910 - 203X [C]1/2+44. 7X [Si] - 30X [Mn]+700X [P]+400X [ A1J+400X [Ti]+104X [V] - 11X [Cr]+31. 5X [Mo] -20X [Cu] - 15. 2X [Ni] ...(2)
[0092] Ms 点（。〇 = 550 - 361X [C] - 39X [Μη] - 10X [Cu] - 17X [Ni] - 20X [Cr]- 5X [M0]+30X [Al] ...(3)
[0093] 其中，[C]、[Si]、[Μη]、[P]、[Al]、[Ti]、[V]、[Cr]、[Mo]、[Cu]及[Ni]分别表示 C、Si、Mn、P、Al、Ti、V、Cr、Mo、Cu及Ni的含量（质量％)。另外，在不含有上述⑴式? (3)式的各项中所示的元素的情况下，去掉该项后进行计算。
[0094] [表 1]
[0095]

【权利要求】
1. 一种热压成形品，其特征在于，是利用热压成形法将薄钢板成形而成的热压成形品， 具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出以下的金属组织，分别 包含马氏体：80?97面积％、残留奥氏体：3?20面积％，余量组织为5面积％以下，所述 第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝氏体：30?97面积％、 淬火态马氏体：〇?67面积％、残留奥氏体：3?20面积％。
2. 根据权利要求1所述的热压成形品，其中， 第一成形区域及第二成形区域的化学成分组成相同，各成形区域的钢分别按质量％计 含有： C :0· 1 ?0· 3%、 Si :0· 5 ?3%、 Μη :0. 5 ?2%、 P :0.05%以下且不含0%、 S :0.05%以下且不含0%、 A1 :0· 01 ?0· 1%、以及 N :0. 001 ?0. 01%， 余量由铁和不可避免的杂质构成。
3. 根据权利要求2所述的热压成形品，其中， 所述钢中以质量％计还含有B :0.01%以下且不含0%和Ti :0. 1%以下且不含0%作 为其他的元素。
4. 根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中， 所述钢中以质量％计还含有合计为1%以下且不含〇%的选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1 种以上作为其他的元素。
5. 根据权利要求2或3所述的热压成形品，其中， 所述钢中以质量％计还含有合计为〇. 1 %以下且不含〇%的V和/或Nb作为其他的元 素。
6. -种热压成形品的制造方法，其特征在于，是通过将薄钢板分为至少包含第一及第 二的多个区域而进行成形来制造权利要求1?3中任一项所述的热压成形品的方法， 作为所述薄钢板，使用具有马氏体或贝氏体为80面积％以上的金属组织的钢板， 在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000°C以下的温度的 第一加热处理、和将第二成形区域加热到ACl相变点以上且相当于（ACl相变点X0.2+Ac 3 相变点X0. 8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热 后， 至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为 20°C /秒以上的冷却和成形， 在比马氏体相变开始温度低50°C的温度以下结束成形。
7. -种热压成形品的制造方法，其特征在于，是通过将薄钢板分为至少包含第一及第 二的多个区域而进行成形来制造权利要求1?3中任一项所述的热压成形品的方法， 在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000°C以下的温度的 第一加热处理、和将第二成形区域加热到ACl相变点以上且相当于（ACl相变点X0.2+Ac 3 相变点xo. 8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热 后， 至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为 20°C /秒以上的冷却和成形， 在比马氏体相变开始温度低50°C的温度以下结束成形。
【文档编号】C21D9/00GK104204251SQ201380012953
【公开日】2014年12月10日 申请日期:2013年3月15日 优先权日:2012年3月15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