热成形构件及其制造方法与流程

热成形构件及其制造方法
1.本技术是申请号为“201480072216.7”、申请日为2014年1月6日、发明名称为“热成形构件及其制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
2.本发明涉及例如在汽车的车身结构部件及行走部件等机械结构部件等中使用的热成形构件及其制造方法。具体而言，本发明涉及具有900mpa～1300mpa的抗拉强度、同时具有拉伸试验下的总延伸率为15％以上的优异的延展性和0℃下的夏比试验的冲击值为20j/cm2以上的优异的冲击特性的热成形构件及其制造方法。


背景技术：

3.近年来，为了汽车的轻量化，一直在进行将车体中使用的钢材高强度化、减少钢材的使用重量的努力。就在涉及汽车的技术领域中被广泛使用的薄钢板而言，伴随着钢板强度的增加，压制成形性降低，制造具有复杂的形状的构件变得困难。具体而言，产生下面的问题：随着钢板强度的增加钢板的延展性降低，因此，在构件中的加工度高的部位产生断裂，及/或构件的回弹和壁翘曲变大，构件的尺寸精度劣化。因此，对具有高强度、特别是900mpa级以上的抗拉强度的钢板应用压制成形来制造具有复杂形状的构件并不容易。若通过辊成形而不是压制成形，虽然能够加工高强度的钢板，但辊成形仅能够适用于在长度方向上具有同样的截面的构件的制造方法。
4.另一方面，如专利文献1所示的那样，在将加热了的钢板进行压制成形的被称为热压的方法中，能够从高强度钢板将复杂的形状的构件以良好的尺寸精度进行成形。原因是，在热压工序中，钢板在被加热到高温的状态下被加工，因此加工时的钢板为软质，且具有高延展性。另外，在热压中，通过将钢板在压制加工前预先加热至奥氏体单相区，在压制加工后将钢板在模具内骤冷(淬火)，也能够实现由马氏体相变带来的构件的高强度化。因此，热压法为能够同时确保构件的高强度化和钢板的成形性的优异的成形方法。
5.此外，在专利文献2中公开了一种预压制淬火法，其在室温下将钢板预先成形为规定的形状，将由此得到的构件加热至奥氏体区，进而在模具内进行骤冷，由此实现构件的高强度化。作为热压的一方式的预压制淬火法利用模具约束构件，因而能够抑制由热应变引起的构件的变形。预压制淬火法是使构件高强度化、且能获得高的尺寸精度的优异的成形方法。
6.但是，近年来，对于热成形构件也要求优异的冲击吸收特性。即，对于热成形构件，要求优异的延展性和优异的冲击特性这两者。专利文献1及专利文献2所代表的现有技术难以应对上述要求。其原因是，通过这些现有技术得到的构件的金属组织实质上为马氏体单相。
7.另外，在专利文献3中公开了通过将钢板加热到铁素体和奥氏体的双相温度区，使钢板的金属组织为铁素体-奥氏体双相组织的状态下对钢板进行压制加工，接着将钢板在模具内骤冷，使钢板的金属组织变化为铁素体-马氏体双相组织，由此得到高强度且延展性
优异的构件。但是，通过上述技术得到的构件的延伸率为约10％以下，因此关于延展性，专利文献3中公开的构件并非十分优异。关于汽车的技术领域中要求的构件那样的需要优异的冲击吸收特性的构件要求具有比上述构件更优异的延展性，具体而言，需要具有15％以上的延伸率，优选要求18％以上的延伸率，更优选要求21％以上的延伸率。
8.另外，通过将用于trip钢(transformation induced plasticity steel，相变诱发塑性钢)及q&p钢(quench&partitioning steel)的组织控制法应用于热压法，能够显著提高通过热压法得到的构件的延展性。这是因为，通过后述那样的特别的热处理，在构件的金属组织中生成残余奥氏体。
9.在专利文献4中公开了通过将积极地添加了si和mn的钢板预先加热到铁素体-奥氏体双相温度区，接着通过拉深装置对钢板同时实施成形和骤冷，将得到的构件的金属组织变化为含有铁素体、马氏体和奥氏体的复相组织，由此得到具有高强度、且延展性优异的构件的技术。为了使构件的金属组织中含有奥氏体，对钢板进行300℃～400℃下的等温保持处理即奥氏体等温淬火处理是必要的。因此，专利文献4的拉深装置的模具必须加热控制在300℃～400℃。另外，如专利文献4的实施例中所记载的，对构件进行60秒左右的模具内保持变得必要。但是，进行奥氏体等温淬火处理时，随着保持温度及保持时间的变化，不仅钢板的抗拉强度明显变动，钢板的延伸率也明显变动。因此，进行奥氏体等温淬火处理时，不能确保稳定的机械特性。另外，对本发明作为对象的钢种那样的含有较多si的钢进行奥氏体等温淬火处理时，非常硬质的马氏体容易在金属组织中生成，由于该马氏体发生构件的冲击特性明显劣化的问题。
10.在专利文献5中公开了通过将积极地添加了si和mn的钢板预先加热到双相温度区或奥氏体单相区，接着对钢板同时进行成形和至规定温度的骤冷，进而将得到的构件再加热，由此使构件的金属组织成为含有马氏体和奥氏体的复相组织，从而得到具有高强度、且延展性优异的构件的技术。但是，在利用上述技术的制造方法中具有下述问题：随着骤冷条件、具体为停止冷却的温度的变化，构件的抗拉强度明显变动。另外，冷却停止温度的控制极为困难这样的工程上的问题也是上述制造方法中不可避免的。另外，与以往的热成形构件的制造方法不同，专利文献5所涉及的制造方法中需要称为再加热的进一步热处理工序。因此，专利文献5所涉及的制造方法相对于以往的热成形构件的制造方法生产率明显低。另外，如专利文献5的实施例中所记载的，专利文献5的制造方法中有必要将钢板加热到高温，因此构件的金属组织中马氏体等第二相变得容易稀疏地分布。这会发生构件的冲击特性明显劣化的问题。
11.因此，对于不使用用于trip钢及q&p钢的组织控制法而得到含有残余奥氏体的钢板构件的热成形法，必须进行新的研究。
12.另一方面，通过将积极地添加了mn的低碳钢在a1点附近进行热处理，可得到兼顾了优异的强度和优异的延展性的钢材。例如，在非专利文献1中公开了通过将0.1％c-5％mn合金热轧、进而再加热而得到的含有几十％的残余奥氏体、具有高强度、且延展性极为优异的钢材。
13.现有技术文献
14.专利文献
15.专利文献1：英国专利公报1490535号
16.专利文献2：日本特开平10-96031号公报
17.专利文献3：日本特开2010-65292号公报
18.专利文献4：日本特表2009-508692号公报
19.专利文献5：日本特开2011-184758号公报
20.非专利文献
21.非专利文献1：热处理，37卷4号(1997)，p.204


技术实现要素：

22.发明所要解决的问题
23.如上述非专利文献1中公开的方法那样，通过将热成形构件的化学组成适当化，进而将热成形工序中的热处理温度严格控制在a1点附近，能够制造含有残余奥氏体的热成形构件。但是，在非专利文献1所公开的方法中，加热时间对抗拉强度及延伸率的影响极大。为了抑制得到的抗拉强度及延伸率的变化，需要30分钟以上的加热。如果考虑生产率和构件的表面品质，利用这样的长时间的加热的组织控制不能应用于热成形构件的生产技术。另外，在上述非专利文献1所公开的方法中，渗碳体的溶解容易变得不充分，因此容易预想到由该技术得到的热成形构件的冲击特性并不充分。
24.如此，能提供通过热成形制造、具有900mpa以上的抗拉强度、且延展性及冲击特性优异的构件的量产技术尚未确立。
25.本发明的课题是：提供如上所述的以往不能量产的具有900mpa以上的抗拉强度、延展性及冲击特性优异的热成形构件及其制造方法。
26.用于解决问题的手段
27.本发明人等为了改善抗拉强度为900mpa以上的热成形构件的延展性和冲击特性，进行了深入研究，结果得到下述新见识：通过(1)使热成形构件中的si含量与通常的热成形用钢板比增大，(2)将热成形构件的金属组织设定为含有规定量的奥氏体、且微细的奥氏体及马氏体整体存在的金属组织，可明显改善热成形构件的延展性和冲击特性。而且得到下述新见识：为了得到上述金属组织，通过将具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有含有选自贝氏体及上述马氏体中的1种或2种、渗碳体的晶粒以规定的个数密度存在的金属组织的基体钢板用作热成形构件的原材料，并且将热成形时的热处理条件适当化，由此能够实现。
28.本发明是基于该见识而完成的，其要旨如下所述。
29.(1)本发明的一方式涉及的热成形构件的化学组成以质量％计为：c：0.05％～0.40％、si：0.5％～3.0％、mn：1.2％～8.0％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、sol.al：0.001％～2.0％、n：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及杂质，且具有下述金属组织：含有10面积％～40面积％的奥氏体，并且所述奥氏体的晶粒及马氏体的晶粒的合计个数密度为1.0个/μm2以上，抗拉强度为900mpa～1300mpa。
30.(2)上述(1)所述的热成形构件的所述化学组成以质量％计可以含有选自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种或2种以上。
31.(3)上述(1)或(2)所述的热成形构件的所述化学组成以质量％计可以含有选自ca：0.0003％～0.01％、mg：0.0003％～0.01％、rem：0.0003％～0.01％、及zr：0.0003％～0.01％中的1种或2种以上。
32.(4)上述(1)～(3)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成以质量％计可以含有b：0.0003％～0.01％。
33.(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成以质量％计可以含有bi：0.0003％～0.01％。
34.(6)本发明的另一方式涉及的热成形构件的制造方法包括下述工序：加热工序，将基体钢板加热到670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区，所述基体钢板具有与上述(1)～(5)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且mn含量为2.4质量％～8.0质量％，且具有合计含有70面积％以上的选自贝氏体及马氏体中的1种或2种、渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在的金属组织；保持工序，接着所述加热工序，将所述基体钢板的温度在670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区保持2分钟～20分钟；热成形工序，接着所述保持工序，对所述基体钢板进行热成形；和冷却工序，接着所述热成形工序，将所述基体钢板在600℃～150℃的温度区以平均冷却速度为5℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却。
35.(7)本发明的再一方式涉及的热成形构件的制造方法包括下述工序：加热工序，将基体钢板加热到670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区，所述基体钢板具有与上述(1)～(5)中任一项所述的热成形构件的所述化学组成相同的化学组成，且mn含量为1.2质量％以上且低于2.4质量％，且具有合计含有70面积％以上的选自贝氏体及马氏体中的1种或2种、渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在的金属组织；保持工序，接着所述加热工序，将所述基体钢板的温度在所述670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区保持2分钟～20分钟；热成形工序，接着所述保持工序，对所述基体钢板进行热成形；和冷却工序，接着所述热成形工序，将所述基体钢板在600℃～500℃的温度区以平均冷却速度为5℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却，并且将所述基体钢板在低于500℃且为150℃以上的温度区以所述平均冷却速度为5℃/秒～20℃/秒的条件进行冷却。
36.发明效果
37.通过本发明，可达成延展性极为优异、而且冲击特性也优异、抗拉强度为900mpa以上的热成形构件的实用化首次成为可能的技术上具有价值的效果。
附图说明
38.图1是表示本发明所涉及的制造方法的流程图。
具体实施方式
39.接着，对基于上述见识而达成的本发明的一实施方式涉及的热成形构件和其制造方法进行说明。此外，在以下的说明中，对于热成形，以具体的方式即热压为例进行说明。然而，如果能实现与以下的说明中公开的制造条件实质上相同的制造条件，则热压以外的成形方法、例如辊成形等也可以作为热成形方法而采用。
40.1.化学组成
41.首先，对本发明的一实施方式涉及的热成形构件的化学组成进行说明。在以下的说明中，表示各合金元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。此外，钢的化学组成即使进行热成形也不会变化，因此接受热成形前的基体钢板中的各元素的含量与热成形后的热成形构件中的各元素的含量分别相等。
42.(c：0.05％～0.40％)
43.c是提高钢的淬透性、且对淬火后的强度影响最强的非常重要的元素。c含量低于0.05％时，淬火后确保900mpa以上的抗拉强度变得困难。因此，c含量设定为0.05％以上。另一方面，c含量超过0.40％时，热成形构件的冲击特性明显劣化。因此，c含量设定为0.40％以下。为了提高热成形构件的焊接性，优选将c含量设定为0.25％以下。为了稳定地确保热成形构件的强度，优选将c含量设定为0.08％以上。
44.(si：0.5％～3.0％)
45.si是为了稳定地确保淬火后的钢的强度非常有效的元素。另外，通过添加si，金属组织中的奥氏体增加，热成形构件的延展性提高。si含量低于0.5％时得到上述作用是困难的。特别是，在本实施方式中奥氏体不足的情况下，得不到必要的延展性，因此在产业利用上极为不利。因此，将si含量设为0.5％以上。此外，将si含量设为1.0％以上时，延展性进一步提高。因此，优选将si含量设为1.0％以上。另一方面，si含量超过3.0％时，由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利，并且热成形构件的表面性状的劣化变得显著。因此，si含量设定为3.0％以下。为了更确实地防止热成形构件的表面性状的劣化，优选将si含量设为2.5％以下。
46.(mn：1.2％以上8.0％以下)
47.mn是为了提高钢的淬透性、且稳定地确保淬火后的强度非常有效的元素。另外，mn还具有提高淬火后的热成形构件的延展性的效果。但是，mn含量低于1.2％时，不能充分得到这些效果，淬火后确保900mpa以上的抗拉强度变得非常困难。因此，mn含量设定为1.2％以上。此外，mn含量设定为2.4％以上时，热成形构件的延展性进一步提高，后述的热成形后的缓慢冷却在制造工序中变得不需要，生产率显著提高。因此，mn含量优选设定为2.4％以上。另一方面，mn含量超过8.0％时，奥氏体在热成形构件中过剩地生成，容易发生延迟破坏。因此，mn含量设定为8.0％以下。此外，降低应用热成形之前的基体钢板的抗拉强度时，后面的热成形工序中的生产率提高。为了获得该效果，优选将mn含量设为6.0％以下。
48.(p：0.05％以下)
49.p通常为钢中不可避免地含有的杂质。但在本实施方式中，p由于具有通过固溶强化来提高钢的强度的作用，所以也可以积极地含有p。但是，p含量超过0.05％时，热成形构件的焊接性的劣化有时变得明显。因此，p含量设定为0.05％以下。为了更确实地防止热成形构件的焊接性的劣化，优选将p含量设定为0.02％以下。为了更确实地获得上述的强度提高作用，优选将p含量设定为0.003％以上。然而，p含量即使为0％，也能够得到为了解决课题而需要的特性，因此没有必要限制p含量的下限值。即，p含量的下限值为0％。
50.(s：0.01％以下)
51.s为钢中含有的杂质，为了提高焊接性，s含量越低越优选。s含量超过0.01％时，焊接性的降低明显达到不能容许的程度。因此，s含量设定为0.01％以下。为了更确实地防止
焊接性的降低，s含量优选设为0.003％以下，进一步优选设为0.0015％以下。s含量越少越优选，因此没有必要规定s含量的下限值。即，s含量的下限值为0％。
52.(sol.al：0.001％～2.0％)
53.sol.al表示以固溶状态存在于钢中的固溶al。al是具有对钢进行脱氧作用的元素，而且也是具有防止ti等碳氮化物形成元素发生氧化、促进碳氮化物的形成的作用的元素。通过这些作用，能够抑制在钢材上产生表面缺陷，提高钢材的制造成品率。sol.al含量低于0.001％时，得到上述作用变得困难。因此，sol.al含量设定为0.001％以上。为了更确实得到上述作用，优选sol.al含量为0.01％以上。另一方面，sol.al含量超过2.0％时，热成形构件的焊接性明显降低，同时氧化物系夹杂物在热成形构件中增加，热成形构件的表面性状明显劣化。因此，sol.al含量设定为2.0％以下。为了更确实地回避上述现象，优选sol.al含量为1.5％以下。
54.(n：0.01％以下)
55.n是钢中不可避免地含有的杂质，为了提高焊接性，n含量优选较低。n含量超过0.01％时，热成形构件的焊接性的降低明显达到不能容许的程度。因此，n含量设定为0.01％以下。为了更确实地回避焊接性的降低，n含量优选为0.006％以下。n含量越少越优选，因此没有必要规定n含量的下限值。即，n含量的下限值为0％。
56.本实施方式涉及的热成形构件的化学组成的剩余部分为fe及杂质。所谓杂质，是指工业上制造钢材时，矿石或碎铁等原料、或制造工序中由于各种原因而混入的成分，是对本实施方式涉及的热成形构件的特性不造成不良影响的范围内被容许含有的成分。然而，实施方式所涉及的热成形构件可以进一步含有以下说明的元素作为任意成分。此外，热成形构件中即使不含有以下说明的任意元素，也能够得到为了解决课题而需要的特性，因此没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为0％。
57.(选自ti：0％～1.0％、nb：0％～1.0％、v：0％～1.0％、cr：0％～1.0％、mo：0％～1.0％、cu：0％～1.0％及ni：0％～1.0％中的1种或2种以上)
58.这些元素均是为了提高热成形构件的淬透性、且稳定地确保淬火后的热成形构件的强度有效的元素。因此，可以含有这些元素中的1种或2种以上。但是，对于ti、nb和v，如果分别超过1.0％地含有，在制造工序中实施热轧和冷轧变得困难。另外，对于cr、mo、cu及ni，如果超过1.0％地含有，则由上述作用带来的效果饱和而在经济上变得不利。因此，含有各元素的情况下，各元素的含量分别如上所述。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选满足ti：0.003％以上、nb：0.003％以上、v：0.003％以上、cr：0.003％以上、mo：0.003％以上、cu：0.003％以上及ni：0.003％以上的至少1种。
59.(选自ca：0％～0.01％、mg：0％～0.01％、rem：0％～0.01％及zr：0％～0.01％中的1种或2种以上)
60.这些元素均为具有有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、提高热成形构件的低温韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。但是，任一种元素若超过0.01％而含有，则有时使热成形构件的表面性状劣化。因此，含有各元素的情况下，各元素的含量分别如上所述。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将添加的上述各元素的含量分别设为0.0003％以上。
61.其中，“rem”的用语是指sc、y及镧系元素构成的合计17种元素。“rem的含量”是指
这些17种元素的合计含量。使用镧系元素作为rem的情况下，在工业上rem以混合稀土金属(misch metal)的形式添加。
62.(b：0％～0.01％)
63.b是具有提高热成形构件的低温韧性的作用的元素。因此，也可以在热成形构件中含有b。但是，若超过0.01％地含有b，则基体钢板的热加工性劣化，热轧的实施变得困难。因此，在热成形构件中含有b时，b含量设为0.01％以下。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将b含量设定为0.0003％以上。
64.(bi：0％～0.01％)
65.bi是具有抑制热成形构件变形时的裂纹的作用的元素。因此，也可以在热成形构件中含有bi。但是，若含有超过0.01％的量的bi，则基体钢板的热加工性劣化，热轧的实施变得困难。因此，在热成形构件中含有bi时，bi含量设为0.01％以下。此外，为了更确实地得到上述作用带来的效果，优选将bi含量设定为0.0003％以上。
66.2.热成形构件的金属组织
67.接着，对本实施方式涉及的热成形构件的金属组织进行说明。在以下的说明中，表示各金属组织含量的“％”只要没有特别说明就是指“面积％”。
68.以下说明的金属组织的构成是板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置的构成。中心偏析部有时具有与钢材的代表性金属组织不同的金属组织。然而，中心偏析部相对于板厚整体是微小的区域，对钢材的特性几乎不产生影响。即，中心偏析部的金属组织不能说代表钢材的金属组织。因此，本实施方式涉及的热成形构件的金属组织的规定设为板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置。此外，“1/2t的位置”表示距热成形构件表面为构件厚度t的1/2的深度的位置，“1/4t的位置”表示距热成形构件表面为构件厚度t的1/4的深度的位置。
69.(奥氏体的面积率：10％～40％)
70.通过使钢中含有适量的奥氏体，热成形构件的延展性显著提高。奥氏体的面积率低于10％时，确保优异的延展性是困难的。因此，将奥氏体的面积率设为10％以上。此外，将奥氏体的面积率设为18％以上有助于使热成形构件的延伸率为21％以上，使热成形构件表现出极为优异的延展性。因此，优选奥氏体的面积率设为18％以上。另一方面，奥氏体的面积率超过40％时，在热成形构件中容易发生延迟破坏。因此，将奥氏体的面积率设为40％以下。为了确实防止延迟破坏的发生，优选将奥氏体的面积率设为32％以下。
71.奥氏体的面积率的测定法对于本领域技术人员是周知的，在本实施方式中也能够通过常规方法来测定。在后面所示的实施例中，奥氏体的面积率通过x射线衍射来求出。
72.(奥氏体及马氏体的分布：奥氏体及马氏体的晶粒的合计个数密度：1.0个/μm2以上)
73.通过使微细的硬质组织在金属组织中较多存在，即通过提高金属组织中奥氏体及马氏体的个数密度，能够防止热成形时的热成形构件的塑性变形在微观上局部存在。由此，能够抑制变形时产生的奥氏体及马氏体的裂纹，提高热成形构件的冲击特性。为了达成抗拉强度为900mpa以上、且具有优异的冲击特性的热成形构件，将热成形构件的金属组织规定为奥氏体及马氏体合计以1.0个/μm2以上的个数密度存在的金属组织。此外，为了更确实地得到上述的冲击特性提高效果，更优选将奥氏体及马氏体的晶粒的合计个数密度的下限
值设为1.3个/μm2。奥氏体粒子及马氏体粒子的合计个数密度越大越优选。这是因为奥氏体粒子及马氏体粒子的合计个数密度越大，越能抑制变形的局部存在化，可进一步提高冲击特性。因此，没有必要规定奥氏体粒子及马氏体粒子的合计个数密度的上限值。然而，如果考虑制造设备的能力，3.0个/μm2左右为奥氏体粒子及马氏体粒子的合计个数密度的实质上的上限值。
74.没有必要规定奥氏体粒子的个数与马氏体粒子的个数的比。即使金属组织中不含有马氏体粒子，也能够得到上述的裂纹抑制效果。
75.奥氏体粒子及马氏体粒子的个数密度能够通过以下所示的方法来求出。首先，沿着作为热成形构件的原料的基体钢板的轧制方向和相对于轧制方向垂直的方向，从热成形构件采集试验片。接着，用电子显微镜对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面的金属组织进行拍照。对由此得到的800μm见方的区域的电子显微镜照片进行图像解析，由此算出奥氏体粒子及马氏体粒子的个数密度。将奥氏体粒子及马氏体粒子从周围组织区别开使用电子显微镜就能容易地进行。
76.此外，没有必要规定奥氏体粒子及马氏体粒子的平均结晶粒径。通常，平均结晶粒径大时，有时对钢的强度产生不良影响。但是，只要达成上述的个数密度，奥氏体粒子及马氏体粒子的粒径就不会粗大化。
77.(其他组织)
78.作为前述的奥氏体及马氏体以外的金属组织，可以在热成形构件中含有铁素体、贝氏体、渗碳体及珠光体中的1种或2种以上。只要奥氏体及马氏体的含量在上述规定范围内，则铁素体、贝氏体、渗碳体及珠光体的含量不作特别规定。
79.(抗拉强度：900mpa～1300mpa)
80.本实施方式所涉及的热成形构件的抗拉强度为900mpa以上。通过具有这样的抗拉强度，能够实现使用本实施方式涉及的钢板的各种构件的轻量化。但是，抗拉强度超过1300mpa时，钢板中变得容易产生脆性破坏。因此，钢板的抗拉强度的上限值设为1300mpa。这样的抗拉强度可通过上述的化学成分及后述的制造方法来实现。
81.3.制造方法
82.接着，对具有上述的特征的本实施方式涉及的热成形构件的优选制造方法进行说明。
83.为了确保抗拉强度为900mpa以上的强度和优异的延展性及冲击特性这两者，需要将淬火后的组织设定为如上所述的含有10面积％～40面积％的奥氏体、并且奥氏体及马氏体的晶粒的合计个数密度为1.0个/μm2以上的金属组织。
84.为了得到这样的金属组织，将具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有合计含有70面积％以上的选自贝氏体及马氏体中的1种或2种、渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在的金属组织的基体钢板在加热工序中加热到670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区，接着在保持工序中，将基体钢板的温度在670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区保持2分钟～20分钟，接着在热成形工序中，对基体钢板进行热压。所谓“670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区”，如果ac3点在780℃以上，表示“670℃以上但低于780℃的温度区”，如果ac3点低于780℃，表示“670℃以上但低于ac3点的温度区”。
85.然后，在基体钢板的mn含量为2.4质量％～8.0质量％时，接着热成形工序，在冷却工序中，将基体钢板在600℃～150℃的温度区以平均冷却速度为5℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却。在基体钢板的mn含量为1.2质量％以上且低于2.4质量％时，接着热成形工序，在冷却工序中，在600℃～500℃的温度区以平均冷却速度为5℃/秒～500℃/秒的条件进行冷却，并且在低于500℃且为150℃以上的温度区以平均冷却速度为5℃/秒～20℃/秒的条件进行冷却。
86.对于供于热压的基体钢板，使用具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成、且具有合计含有70面积％以上的选自贝氏体及马氏体中的1种或2种、渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在的金属组织的基体钢板。该基体钢板例如是热轧钢板、冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板或合金化热浸镀锌冷轧钢板。通过将具有上述金属组织的基体钢板在后述那样的热处理条件下进行热压，可得到具有上述金属组织、抗拉强度为900mpa以上、且延展性和冲击特性优异的热成形构件。
87.关于上述基体钢板的金属组织的规定，设为板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置来进行。将基体钢板的金属组织的构成规定为该位置的理由，与将热成形构件的金属组织的构成规定为板厚的大致1/2t的位置～大致1/4t的位置、且不是中心偏析部的位置的理由相同。
88.(选自贝氏体及马氏体中的1种或2种：合计70面积％以上)
89.如果基体钢板中的贝氏体及马氏体的合计面积率为70％以上，在后述的热压的加热工序中，形成上述的热压成形构件的金属组织，容易稳定地确保淬火后的强度。因此，优选基体钢板中的贝氏体及马氏体的合计面积率为70％以上。虽没有必要规定贝氏体及马氏体的合计面积率的上限，但为了使渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在，实质的合计面积率的上限为99.5面积％左右。
90.贝氏体及马氏体各自的面积率的测定法对于本领域技术人员是周知的，在本实施方式中也能够通过常规方法来测定。在后述的实施例中，贝氏体及马氏体各自的面积率可通过对金属组织的电子显微镜像进行图像解析来求出。
91.(渗碳体的晶粒的个数密度：1.0个/μm2以上)
92.基体钢板中的渗碳体的晶粒在热压时的加热及冷却时成为奥氏体及马氏体的析出核。在热成形构件的金属组织中，有必要使奥氏体及马氏体的合计个数密度为1.0个/μm2以上，但为了获得这样的金属组织，在基体钢板的金属组织中，渗碳体的晶粒以1.0个/μm2以上的个数密度存在是必要的。基体钢板中的渗碳体的个数密度低于1.0个/μm2时，热成形构件中的奥氏体及马氏体的合计个数密度有可能低于1.0个/μm2。基体钢板中的渗碳体的晶粒的个数密度越大，所得到的热成形构件中的奥氏体粒子及马氏体粒子的合计个数密度变得越大，因此优选。但是，如果考虑设备能力的上限，则渗碳体的晶粒的个数密度的实质上限为3.0个/μm2左右。
93.渗碳体的个数密度能够通过以下所示的方法来求出。首先，沿着基体钢板的轧制方向和相对于轧制方向垂直的方向，从基体钢板采集试验片。接着，用电子显微镜对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面的金属组织进行拍照。对由此得到的800μm见方的区域的电子显微镜照片进行图像解析，由此算出渗碳体的个数密度。将渗碳体粒子从周围组织区别开使用电子显微镜就能容易地进行。
94.此外，没有必要规定渗碳体粒子的平均晶体粒径。只要达成上述个数密度，粗大的渗碳体就不会以对钢材造成不良影响的程度析出。
95.满足本实施方式中的基体钢板所要求的条件的热轧钢板能够通过下述方法制造，例如对具有与上述热成形构件的化学组成相同的化学组成的铸坯在900℃以下的温度区实施精轧，接着对精轧后的钢板以5℃/秒以上的冷却速度骤冷到600℃以下的温度区。满足本实施方式中的基体钢板所要求的条件的冷轧钢板能够通过下述方法制造，例如将上述热轧钢板在ac3点以上退火，以5℃/秒以上的平均冷却速度骤冷到600℃以下的温度区。通过在上述的条件下进行骤冷，渗碳体的析出核在基体钢板内较多地产生，其结果是，能够得到包含1.0个/μm2以上的个数密度的渗碳体的基体钢板。满足本实施方式中的基体钢板所要求的条件的热浸镀锌冷轧钢板及合金化热浸镀锌冷轧钢板例如能够通过对上述冷轧钢板分别实施热浸镀锌及合金化热浸镀锌来制造。
96.(基体钢板的加热温度：670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区)
97.(基体钢板的保持温度及保持时间：在670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区保持2分钟～20分钟)
98.在供于热压的基体钢板的加热工序中，将基体钢板加热至670℃以上但低于780℃且低于ac3点(℃)的温度区。在基体钢板的保持工序中，将基体钢板的温度在上述温度区、即670℃以上但低于780℃且低于ac3点(℃)的温度区保持2分钟～20分钟。ac3点是通过实验求得的由下述式(i)规定的温度，将钢加热到ac3点以上的温度区时，钢的金属组织成为奥氏体单相。
99.ac3＝910-203
×
(c
0.5
)-15.2
×
ni 44.7
×
si 104
×
v 31.5
×
mo-30
×
mn-11
×
cr-20
×
cu 700
×
p 400
×
sol.al 50
×
ti
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ(i)100.其中，上述式中的元素符号表示上述钢板的化学组成中的各元素的含量(单位：质量％)。“sol.al”表示固溶al的浓度(单位：质量％)。
101.保持工序中的保持温度低于670℃时，基体钢板含有较多si时，热压前的基体钢板中的奥氏体的面积率变得过少，热压后的热成形构件的尺寸精度明显恶化。因此，保持工序中的保持温度设为670℃以上。另一方面，保持温度为780℃以上或ac3点以上时，淬火后的热成形构件的金属组织中不含有足够量的奥氏体，热成形构件的延展性显著劣化。另外，保持温度为780℃以上或ac3点以上时，微细的硬质组织在热成形构件的金属组织中变得不存在，因此，也导致热成形构件的冲击特性的劣化。因此，保持温度设为低于780℃且低于ac3点。为了更确实地回避上述不优选的现象，优选将保持温度设为680℃～760℃。
102.保持工序中的保持时间低于2分钟时，稳定地确保淬火后的热成形构件的强度变得困难。因此，保持时间设为2分钟以上。另一方面，保持时间超过20分钟时，不但生产率降低，而且由于氧化皮或锌系氧化物的生成，热成形构件的表面性状劣化。因此，保持时间设为20分钟以下。为了更确实地回避上述不优选的现象，优选将保持时间设为3分钟～15分钟。
103.加热工序中至670℃以上但低于780℃且低于ac3点的温度区的加热速度没有必要特别限定。但是，优选以0.2℃/秒～100℃/秒的平均加热速度对钢板进行加热。通过将上述平均加热速度设为0.2℃/秒以上，确保更高的生产率成为可能。此外，通过将上述平均加热速度设为100℃/秒以下，在使用通常的炉进行加热的情况下，加热温度的控制变得容易。但
是，如果使用高频加热等，即使在超过100℃/秒的加热速度下进行加热，也能够精度较高地进行加热温度的控制。
104.(基体钢板的mn含量为2.4质量％～8.0质量％时的冷却工序中的平均冷却速度：600℃～150℃的温度区中5℃/秒～500℃/秒)
105.(基体钢板的mn含量为1.2质量％以上且低于2.4质量％时的冷却工序中的平均冷却速度：600℃～500℃的温度区中5℃/秒～500℃/秒、且低于500℃且为150℃以上的温度区中5℃/秒～20℃/秒)
106.在冷却工序中，在150℃～600℃的温度区中，按照在热成形构件中不引起扩散型相变的方式来冷却。在150℃～600℃的温度区中的平均冷却速度低于5℃/秒时，软质的铁素体及珠光体在热成形构件中过度地生成，淬火后确保900mpa以上的抗拉强度变得困难。因此，上述温度区中的平均冷却速度设为5℃/秒以上。
107.冷却工序中的平均冷却速度的上限值随着基体钢板的mn含量而不同。基体钢板的mn含量为2.4质量％～8.0质量％时，没有必要特别限制平均冷却速度的上限值。但是，将150℃～600℃的温度区中的平均冷却速度设为超过500℃/秒在通常的设备中是困难的。因此，将基体钢板的mn含量为2.4质量％～8.0质量％时的150℃～600℃的温度区中的平均冷却速度设为500℃/秒以下。平均冷却速度过大时，由于冷却涉及的能量，生产成本增大，因此基体钢板的mn含量为2.4质量％～8.0质量％时的150℃～600℃的温度区中的平均冷却速度优选为200℃/秒以下。
108.基体钢板的mn含量为1.2％以上且低于2.4％时，为了提高热成形构件的延展性，有必要在低于500℃且为150℃以上的温度区中进行缓慢冷却。基体钢板的mn含量为1.2％以上且低于2.4％时，具体而言，有必要在低于500℃且为150℃以上的温度区中以5℃/秒～20℃/秒的平均冷却速度进行冷却，更具体而言，优选如以下所述控制冷却速度。
109.在热压法中，通常，在临热压之前通过具有常温或几十℃程度的温度的模具从热成形构件夺取热来实现热成形构件的冷却。因此，为了使冷却速度发生变化，只要改变模具尺寸而使钢制模具的热容量发生变化即可。无法改变模具尺寸时，通过使用流体冷却方式的模具且变更冷却介质的流量，也能改变冷却速度。此外，通过使用预先在几个地方刻有槽的模具并在压制中向该槽中流入冷却介质(水或气体)，也能够改变冷却速度。此外，通过在压制途中操作压机，使模具与热成形构件离开，在两者之间流入气体，也能改变冷却速度。进而，通过改变模具间隙，使模具与钢板(热成形构件)的接触面积发生变化，也能改变冷却速度。鉴于以上事项，作为在500℃左右改变冷却速度的手段，可以考虑以下的手段。
110.(1)在刚达到500℃后，使热成形构件移动至热容量不同的模具或加热到超过100℃的状态的模具中来改变冷却速度；
111.(2)在流体冷却方式的模具的情况下，在刚达到500℃后使模具中的冷却介质的流量发生变化来改变冷却速度；
112.(3)在刚达到500℃后，操作压机使模具与热成形构件离开，在两者之间流入气体，通过使该气体的流量发生变化来改变冷却速度。
113.本实施方式的热压法中的成形的方式没有特别限制。例示的成形的方式为弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形、凸缘成形。只要根据目标热成形构件的种类、形状来适当选择上述成形方式中的优选方式即可。作为热成形构件的代表例，能够列举出作为汽车
用补强构件的门保护条及保险杠加强件等。例如，热成形构件是保险杠加强件的情况下，准备规定长度的合金化热浸镀锌钢板即上述的热成形构件，在模具内通过上述的条件对其依次进行弯曲成形等加工即可。
114.此外，在上述说明中，关于热成形，以作为具体方式的热压为例示进行了说明，但本实施方式涉及的制造方法并不限定于热压成形。本实施方式涉及的制造方法也能够适用于与热压同样地具备在成形的同时或在成形后立即将钢板冷却的机构的所有热成形。作为这样的热成形，例如可例示出辊成形。
115.本实施方式的热成形构件的特征是延展性和冲击特性优异。本实施方式的热成形构件优选具有拉伸试验下的总延伸率达到15％以上的延展性。此外，进一步优选本实施方式涉及的热成形构件在拉伸试验下的总延伸率为18％以上。最优选本实施方式涉及的热成形构件在拉伸试验下的总延伸率为21％以上。另一方面，本实施方式涉及的热成形构件优选具有0℃下的夏比试验的冲击值达到20j/cm2以上的冲击特性。具有这样的特性的热成形构件可通过满足关于化学组成及金属组织的上述规定来实现。
116.在热压等热成形后，通常以除去氧化皮为目的对热成形构件实施喷丸处理。该喷丸处理具有在被处理材料的表面导入压缩应力的效果。因此，对热成形构件实施喷丸处理具有抑制热成形构件中的延迟破坏、并且提高热成形构件的疲劳强度这样的优点。
117.实施例
118.以下对本发明的实施例进行说明。
119.将具有表1所示的化学组成和表2所示的板厚及金属组织的钢板作为基体钢板。
120.[0121][0122]
这些基体钢板是通过将实验室中熔炼得到的板坯热轧而制造的钢板(表2中标记为热轧钢板)，或将热轧钢板通过冷轧及再结晶退火而制造的钢板(表2中标记为冷轧钢板)。此外，使用镀覆模拟器，对一部分钢板进行了热浸镀锌处理(每单面的镀覆附着量为60g/m2)或合金化热浸镀锌处理(每单面的镀覆附着量为60g/m2、镀覆皮膜中的fe含量为15质量％)。在表2中，分别标记为热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。另外，也使用保持冷轧状态(表2中标记为“全硬质”)的钢板。
[0123]
将这些钢板切断为宽度100mm及长度200mm的尺寸，通过表3所示的条件加热及冷却。另外，将热电偶贴附在钢板上，还进行了冷却速度的测定。表3的“平均加热速度”表示从室温到670℃的温度区的平均加热速度。表3的“保持时间”表示将钢材保持在670℃以上的温度区的时间。表3的“冷却速度
※
1”表示从600℃到500℃的温度区的平均冷却速度，“冷却速度
※
2”表示从500℃到150℃的温度区的平均冷却速度。对于通过各种制造条件得到的钢板，实施了金属组织观察、x射线衍射测定、拉伸试验及夏比试验。
[0124]
表3
[0125][0126]
※
1是从600℃到500℃的平均冷却速度。
[0127]
※
2是从500℃到150℃的平均冷却速度。
[0128]
本实施例及比较例中制作的供试材没有被实施利用模具的热压，但受到了与热成形构件相同的热过程。因此，供试材的机械性质与具有相同热过程的热成形构件实质上是相同的。
[0129]
(基体钢板的组织)
[0130]
沿着基体钢板的轧制方向和相对于基体钢板的轧制方向垂直的方向，从热处理后的供试材采集试验片。接着，对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面
的金属组织用电子显微镜拍照。对由此得到的合计0.01mm2的区域的电子显微镜像进行图像解析，由此鉴定金属组织，测定了贝氏体及马氏体的合计面积率。另外，通过对上述试样用电子显微镜拍照而得到的800μm见方的区域的电子显微镜像进行图像解析，由此算出渗碳体粒子的个数密度。
[0131]
(热处理后的供试材的奥氏体及马氏体的分布状况)
[0132]
沿着基体钢板的轧制方向和相对于基体钢板的轧制方向垂直的方向，从热处理后的供试材采集试验片。接着，对试验片的沿轧制方向的截面和相对于轧制方向垂直的截面的金属组织用电子显微镜拍照。对由此得到的800μm见方的区域的电子显微镜像进行图像解析，由此算出奥氏体粒子及马氏体粒子的个数密度。
[0133]
(热处理后的供试材的奥氏体的面积率)
[0134]
从热处理后的各供试材切取宽度25mm及长度25mm的试验片，对该试验片的表面实施化学研磨而减薄0.3mm。对化学研磨后的试验片表面实施x射线衍射，解析由此得到的分布图，得到残余奥氏体的面积率。共计重复三次该x射线衍射，将得到的面积率进行平均而得到的值作为“奥氏体的面积率”记载于表中。
[0135]
(拉伸试验)
[0136]
从热处理后的各供试材按照载荷轴相对于轧制方向垂直的方式采集jis5号拉伸试验片，测定了ts(抗拉强度)及el(总延伸率)。抗拉强度低于900mpa的供试材及总延伸率低于15％的供试材判定为“不良”。
[0137]
(冲击特性)
[0138]
对热处理后的供试材进行机械加工，制作了厚度为1.2mm的v缺口试验片。将该v缺口试验片4片层叠螺旋夹持后，供于夏比冲击试验。v缺口的方向设为与轧制方向平行。在0℃下的冲击值为20j/cm2以上时，冲击特性判定为“良好”。
[0139]
(其他特性)
[0140]
对热处理后的供试材进行去氧化皮，之后，确认供试材表面有无氧化皮的残留。产生氧化皮残留的判断为表面性状不良的比较例。另外，将热处理后的供试材浸渍在0.1n当量的盐酸中，确认是否产生延迟破坏。产生延迟破坏的判断为耐延迟破坏特性不良的比较例。
[0141]
(试验结果的说明)
[0142]
对这些热压进行模拟的试验的结果示于表4。
[0143]
此外，表1～4中带下划线的数值表示由该数值表示的含量、条件或机械特性在本发明的范围外。
[0144]
表4
[0145][0146]
※
1无法剥离氧化皮
[0147]
※
2在0.1n当量的盐酸浸渍中产生延迟破坏。
[0148]
作为表4中的本发明例的供试材no.1～3、8、9、11、13、15、18、20、21、25、26、30及32具有900mpa以上的高抗拉强度，并且具有优异的延展性和冲击特性。另外，这些作为本发明例的供试材在去氧化皮后不产生氧化皮残留，即表面性状优异，且切断端面在盐酸浸渍中
不开裂，即耐延迟破坏特性优异。
[0149]
另一方面，供试材no.4的冷却速度偏离本发明中规定的范围，因此未得到目标抗拉强度。供试材no.5及6的基体钢板的金属组织偏离本发明中规定的范围，因此冲击特性差。
[0150]
供试材no.7及24的化学组成偏离本发明中规定的范围，因此未得到目标抗拉强度。
[0151]
供试材no.10的基体钢板的金属组织偏离本发明中规定的范围，因此未得到目标抗拉强度。
[0152]
供试材no.12的冷却速度偏离本发明中规定的范围，因此延展性差。供试材no.14及16的加热温度偏离本发明中规定的范围，因此延展性和冲击特性差。
[0153]
供试材no.17的加热温度偏离本发明中规定的范围，因此延展性差。
[0154]
供试材no.19的化学组成偏离本发明中规定的范围，因此冲击特性差。
[0155]
供试材no.22的保持时间偏离本发明中规定的范围，因此未得到目标抗拉强度。
[0156]
供试材no.27的化学组成偏离本发明中规定的范围，因此延展性差。
[0157]
供试材no.23是保持时间偏离本发明中规定的范围的例子，供试材no.28及31是化学组成偏离本发明中规定的范围的例子。这些供试材的抗拉强度、总延伸率及冲击特性良好，但去氧化皮后产生氧化皮残留，表面性状不良。供试材no.29的化学组成偏离本发明中规定的范围，因此浸渍在0.1n规定的盐酸中时产生延迟破坏，判断为耐延迟破坏特性不良。
[0158]
另外，本发明例的钢板中，供试材no.1～3、7～9、11、13、15、17、19及21的si含量在优选的范围内，延展性更良好。其中，供试材no.2、8、11、17、19及21的奥氏体的面积率在优选的范围内，延展性极为良好。