專利名稱：高強度成形品及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及通過例如高延展性夾模淬火(Die quench)，即熱沖壓而成形的高強度成形品及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，作為例如機動車用的車體骨架類構(gòu)件，通過熱沖壓(也稱為夾模淬火或模壓淬火)成形的構(gòu)件(以下稱為熱沖壓構(gòu)件)被廣泛適用。這樣的熱沖壓構(gòu)件是將利用爐等加熱后的構(gòu)件用使用了機器人等的搬運裝置搬運到金屬模具內(nèi)，一邊對金屬模具加壓一邊進行沖壓。通過利用金屬模具冷卻被加熱后的構(gòu)件而進行淬火，從而制造熱沖壓構(gòu)件。然而，由于添加了碳的高強度鋼板中材料組織仍然是所謂馬氏體，伸長率小，所以熱沖壓構(gòu)件的適用部位要考慮例如車體沖擊時的載荷等謹(jǐn)慎地選定。其結(jié)果，熱沖壓構(gòu)件在車體骨架類構(gòu)件中的適用零部件也被限制為有數(shù)的幾個，沒有實現(xiàn)適用部位的擴大。針對于此，為了使在熱沖壓過程中實施了淬火的構(gòu)件的延展性得到提高，雖然可以考慮通過熱處理進行回火的方法，但是成本比以往的冷沖壓增加。如此一來，熱沖壓的能夠廉價制造高強度構(gòu)件這一優(yōu)點喪失，這是不現(xiàn)實的。在對熱沖壓后的構(gòu)件實施穿孔或切割等后加工的場合，由于其加工端部容易脆化，所以后加工的加工方法需要予以特別的考慮。然而，例如利用激光等的后加工的加工方法，存在加工成本大大增加的問題。作為熱沖壓用的鋼板，專利文獻1中公開了使用用于使韌延性提高的高強度構(gòu)件的情況，專利文獻2中公開了適用熱軋用鋼板的情況。專利文獻專利文獻1 日本特開2007-308745號公報專利文獻2 日本特開2006-265583號公報專利文獻3 日本特許第4006513號公報非專利文獻非專利文獻1 早川正夫，松岡三郎，「原子間力顕微鏡(二 J 3焼戻LDkf >寸 ^卜O組織解析」、i >9 A 2004年第43卷第9號第717-723頁(Materia (刊物名)2004 年第43卷第9號第717-723頁《采用原子力顯微鏡進行的回火馬氏體的組織解析》、早川正夫、松岡三郎)

發(fā)明內(nèi)容
然而，專利文獻1中的高強度構(gòu)件是以提高韌延性為目的的，成形后的延展性并不足夠，使用部位還是受到限定的。根據(jù)專利文獻2的熱沖壓用熱軋鋼板雖然是減小了硬度偏差，適宜作熱沖壓用途的熱軋鋼板，但是它不具有可以與高強度鋼板相匹敵的強度，因此不適于作為車體骨架類構(gòu)件使用。
本發(fā)明是鑒于上述課題而作出的，其目的在于提供一種具有高延展性的高強度成形品及其制造方法。為了達到上述目的，本發(fā)明的第一技術(shù)方案是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域， 在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品，其特征在于，高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織。為了達到上述目的，本發(fā)明的第二技術(shù)方案是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域， 在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品，其特征在于，高強度鋼板的組織中的舊奧氏體粒徑為IOym以下，高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織。為了達到上述目的，本發(fā)明的第三技術(shù)方案是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域， 在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品，其特征在于，高強度鋼板的組織中的舊奧氏體粒徑為IOym以下，高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織，將進行了細微分散的碳化物的顆粒直徑設(shè)為d，顆粒間的間隔設(shè)為L時，用下面的(1)式表達的碳化物的顆粒分散指數(shù)為 0. 02以上。顆粒分散指數(shù)=(粒徑的平方根)/顆粒間隔=(d) 17VL(I)
上述構(gòu)成中，碳化物的顆粒直徑優(yōu)選為IOnm以上。碳化物的顆粒體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選為在 10%的范圍內(nèi)。上述構(gòu)成中，優(yōu)選高強度鋼板含有C (表示碳。下同)0. 0.4%，Si (表示硅。 下同)0· 2% 3%，Cr (表示鉻。下同)0.1% 5%。上述構(gòu)成中，優(yōu)選所述高強度鋼板含有C :0. 0.4%，Si :0. 2% 3%，Cr 0. 5%，Mo(表示鉬。下同)0.1% 0.5%。上述構(gòu)成中，優(yōu)選高強度鋼板進一步含有B(表示硼。下同)0. 0005% 0.005%。根據(jù)上述構(gòu)成，由于高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織，所以抗拉強度高，且具有高延展性。為了達到上述目的，本發(fā)明的高強度成形品的制造方法的特征在于，通過通電加熱或者高頻加熱對高強度鋼板進行急速加熱，將其加熱到奧氏體區(qū)域，并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而制造高強度成形品。上述構(gòu)成中，優(yōu)選對預(yù)先使碳化物進行了細微分散的所述高強度鋼板進行急速加熱處理，從相對于高強度鋼板的Ac3相變溫度-50K +50K的溫度實施淬火，從而使未固溶碳化物殘留在高強度成形品中。從室溫到淬火溫度的急速加熱優(yōu)選在10 20秒以內(nèi)進行。根據(jù)上述構(gòu)成，通過將組織中的舊奧氏體粒徑為10 μ m以下的高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域，在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻，可以制成抗拉強度高，且具有高延展性的高強度成形品。像以上那樣，根據(jù)本發(fā)明提供具有高延展性的高強度成形品及其制造方法。


圖1是表示由本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品及現(xiàn)有鋼板制成的熱沖壓構(gòu)件的抗拉強度和伸長率之間的關(guān)系的圖表。圖2是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的一例中加熱溫度較低場合的未固溶碳化物的細微分散狀態(tài)圖像的圖。圖3的㈧是表示⑴式的圖，圖3的⑶是表示強度增量與顆粒間隔L的關(guān)系的圖。圖4是示意性地表示碳化物的分散狀態(tài)的圖。圖5是作為本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的應(yīng)用例表示機動車的車體結(jié)構(gòu)的立體圖。圖6是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的制造方法中使用的通電加熱用加熱裝置的結(jié)構(gòu)的一例的圖。圖7是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的制造方法中使用的高頻加熱用加熱裝置的結(jié)構(gòu)的一例的圖。圖8是表示由圖7的加熱裝置進行的淬火的加熱狀態(tài)的圖表。圖9是表示由圖7的加熱裝置進行的淬火的變形例的圖表。圖10是表示高強度鋼板的Si及Cr的組成、加熱裝置的實施例的高強度成形品的制造條件及制造后的高強度成形品的硬度的圖。圖11是表示關(guān)于實施例1、4、7、10，對加熱溫度與母材的舊奧氏體粒徑(μ m)、γ 化下限溫度、Ac3相變溫度進行的測定的結(jié)果的圖。圖12是表示實施例1 10的抗拉強度和伸長率之間的關(guān)系的圖表。圖13是表示實施例3的高強度成形品的應(yīng)力·應(yīng)變圖表。圖14是表示用于表現(xiàn)實施例3的高強度成形品的金相組織的電子顯微鏡圖像的圖。圖15是表示實施例3的高強度成形品的顆粒分散的調(diào)查結(jié)果的圖。圖16是表示實施例4的高強度成形品的應(yīng)力·應(yīng)變圖表。圖17是表示實施例4的高強度成形品的顆粒分散的調(diào)查結(jié)果的圖。圖18是表示實施例10的高強度成形品的應(yīng)力·應(yīng)變圖表。圖19是表示用于表現(xiàn)實施例10的高強度成形品的金相組織的電子顯微鏡圖像的圖。附圖標(biāo)記說明1高強度成形品2碳化物5車體結(jié)構(gòu)6 前柱7 中柱10加熱裝置(通電加熱裝置)11高強度鋼板12、13 電極14、15 加壓缸16變壓器
17硅可控整流器(晶閘管、Thyristor)18交流電源19輸出導(dǎo)線20加熱裝置(高頻加熱裝置)21加熱線圈22變壓器23變換器24高頻電源
具體實施例方式以下，關(guān)于本發(fā)明的高強度成形品進行詳細說明。另外，在本說明書及權(quán)利要求書中，關(guān)于濃度、含量等的“ ％ ”表述，如無特別說明則表示質(zhì)量百分比。本發(fā)明的高強度成形品是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域，并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而制造的。并且，該高強度鋼板具有使碳化物進行了細微分散的馬氏體組織，優(yōu)選該組織中的舊奧氏體粒徑在ΙΟμπι以下。這里，高強度鋼板的金相組織是，碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中。為此，金相組織中的進行了細微分散的碳化物微粒子成為沒有在舊奧氏體晶粒邊界上呈薄膜狀析出的狀態(tài)。通過采用這樣的構(gòu)成，成為使延展性得以提高的高強度成形品。這里，將高強度鋼板向奧氏體區(qū)域的加熱，只要能夠得到所要求的高強度成形品， 加熱方法不受特別限定，優(yōu)選加熱到(Ac3相變溫度-50Κ) (Ac3相變溫度+50K)程度。加熱溫度不足(Ac3相變溫度-50K)時，不能使高強度鋼板的金相組織發(fā)生逆相變，難以獲得具有出色的延展性的高強度成形品。另一方面，加熱溫度高于(Ac3相變溫度+50K)時，由于高強度鋼板的金相組織中殘存的未固溶碳化物顯著減少，所以并不理想。通過對高強度鋼板加熱后在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而得到的高強度成形品的金相組織成為由被細微化的ΙΟμπι以下的舊奧氏體粒徑構(gòu)成的馬氏體組織。該馬氏體組織中，出乎意料的是，碳化物并不像以往那樣在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出，而是細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中。由此，能夠獲得具有出色的延展性的高強度成形品。以下，關(guān)于高強度鋼板的成分元素等進行說明。關(guān)于成分元素C (碳)C是對強度的增加最有效的元素。為了得到980MPa以上的強度，優(yōu)選含CO. 以上，但若超過0. 4%，則容易招致韌性劣化，所以設(shè)定為含0. 1 % 0. 4%。關(guān)于成分元素Si (硅)Si是對脫氧及強度的增加有效的元素。因此，包括作為脫氧劑而添加并留在鋼中的Si在內(nèi)，優(yōu)選Si的含量設(shè)定為0.2%以上。不過，由于過量的添加會有引起韌性劣化的情況，所以優(yōu)選將上限設(shè)定為3%。關(guān)于成分元素Cr (鉻)
Cr是對淬透性的提高有效的元素，并且它固溶在滲碳體中，是對鋼板的強度提升有效的元素。因此，為了確保淬透性和強度，設(shè)定為含0.1%以上。另一方面，若過量添加 Cr，其效果飽和，并且會導(dǎo)致韌性降低，所以將上限設(shè)定為5%。關(guān)于成分元素Mo (鉬)Mo是所使用的高強度鋼板中的重要元素，對于使鋼板通過加熱后的冷卻而穩(wěn)定地形成馬氏體是有效的。另外，Mo通過形成合金碳化物對于顆粒細微化是有效的。這樣的效果在0.1%以上時出現(xiàn)。另一方面，Mo是昂貴的合金元素。因此，設(shè)定為含0. 0.5%。關(guān)于成分元素B (硼)B是對淬透性的提高有效的元素。為了確保淬透性和強度，設(shè)定為含0. 0005% 以上。另一方面，若過量添加B，則其效果飽和，并且會導(dǎo)致韌性降低，所以將上限定為 0. 005%。通過使熱沖壓前的高強度鋼板中的組織成為金屬(合金)碳化物實現(xiàn)了細微分散化的馬氏體，進行再加熱、冷卻后得到的高強度成形品中的合金碳化物成為在構(gòu)件整體均勻的細微結(jié)構(gòu)，能夠使延展性進一步提高。不過，若高強度鋼板中的金屬碳化物的粒徑不足 0. 01 μ m，則不能期待其效果，若超過5 μ m，則過于粗大而使延展性降低。另外，本發(fā)明中，優(yōu)選該高強度成形品的組織中的舊奧氏體粒徑在10 μ m以下。由此，能夠使延展性進一步提高。若舊奧氏體粒徑超過10 μ m，則深拉性、拉伸性、形狀凍結(jié)性等成形性的提高效果較小。高強度鋼板中，除了上述成分元素之外，在不妨礙所要求的效果的范圍內(nèi)，還可以添加各種元素。作為高強度鋼板的優(yōu)選例，可以舉出以C :0. 0.4%，Si :0. 2% 3%，Cr 0. 5%的比例含有各成分，剩余部分實際上是鐵(Fe)和不可避免的雜質(zhì)。高強度鋼板也可以是在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加了 Mo的組成。例如，可以舉出高強度鋼板以C 0. 0. 4%,Si 0. 2% 3%，Cr :0. 5%，Mo :0. 0. 5%的比例含有各成分，剩余部分實際上是1 和不可避免的雜質(zhì)。也可以使這些高強度鋼板中，在上述組成的基礎(chǔ)上進一步以0. 0005% 0. 005%的比例含有B。高強度鋼板的組成并非限定于這些組成。接下來，關(guān)于本發(fā)明的高強度成形品的制造方法進行詳細說明。如上所述，本發(fā)明的高強度成形品的制造方法，是通過利用后面將要描述的加熱裝置實施通電加熱或者高頻加熱對上述高強度鋼板進行急速加熱，將其加熱到奧氏體區(qū)域，并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻的方法。通過實施這樣的方法，能夠?qū)摪寰鶆虻?，而且在短時間內(nèi)以良好的溫度精度，并且在抑制了鋼板表面的氧化的狀態(tài)下進行加熱，但是本發(fā)明的高強度成形品并不被限定為利用這樣的制造方法制造的制品。圖1是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品及現(xiàn)有鋼板的熱沖壓構(gòu)件的抗拉強度和伸長率的關(guān)系的圖表。如圖1所示，用上述方法制造的高強度成形品，例如圖1中用附圖標(biāo)記A所表示的那樣，與現(xiàn)有的鋼板(參照附圖標(biāo)記B)相比較，具有更高的抗拉強度和伸長率。并且， 對現(xiàn)有的鋼板進行處理而得到的熱沖壓構(gòu)件(夾模淬火)，如用附圖標(biāo)記C所表示的那樣， 雖然具有1500MI^左右的高抗拉強度，但是其伸長率為略高于5%。與此相比，本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品，如用附圖標(biāo)記D、E所示的那樣，既具有1500MPa左右或略低于 1400MPa的抗拉強度，同時又具有15%以上的伸長率。順便說一句，由于現(xiàn)有的所謂980MPa鋼板(附圖標(biāo)記F參照)在冷沖壓成形后 (參照附圖標(biāo)記G)的伸長率為10%左右，所以本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品也能適用于以往使用980ΜΙ^鋼板的部位。本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品中，作為通過短時間加熱得到的微觀組織的特征，加熱達到的溫度越低，舊奧氏體粒徑越細微。這里，夾模淬火前的鋼板的舊奧氏體粒徑比10 μ m還要小。圖2是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的一例中，加熱溫度低的情況下未固溶碳化物的細微分散狀態(tài)的電子顯微鏡圖像。電子的加速電壓為15kV，倍率為2萬倍。如圖2所示，高強度成形品中的舊奧氏體粒徑為例如3 μ m左右。圖2所示白色顆粒為分散在馬氏體組織中的碳化物。可以看出，碳化物沒有在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出，而且，碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中。就是說，本發(fā)明的高強度成形品的金相組織中，碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中是現(xiàn)有技術(shù)中所沒有的重要特征。以往，抑制碳化物在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出是困難的。注意，若加熱溫度高，則會導(dǎo)致高強度成形品的金相組織中沒有未固溶碳化物殘
&3 甶O關(guān)于使碳化物細微分散，成為馬氏體組織的高強度成形品的碳化物的分散狀態(tài)進行說明。設(shè)分散后的碳化物的顆粒直徑為d，顆粒間的間隔(顆粒間隔)為L，則用下面的 (1)式定義碳化物的顆粒分散指數(shù)。顆粒分散指數(shù)=(粒徑的平方根)/顆粒間隔=(d) 1/2/l(i)顆粒分散指數(shù)，根據(jù)Astiby的應(yīng)變硬化理論，是與應(yīng)變硬化率成正比的量。細微分散中的“細微”意味著用(1)式表達的碳化物的顆粒分散指數(shù)為0. 02以上。圖3的㈧是表示⑴式的圖，圖3的⑶是表示強度增量與顆粒間隔L的關(guān)系的圖。橫軸表示顆粒間隔L(nm)。圖3的㈧的縱軸表示(d)1/2，圖3的⑶的縱軸表示強度增量(相對刻度)。圖3的(A)中，(1)式是通過原點的直線斜率。應(yīng)變硬化率與該直線斜率成正比。 因此，通過碳化物的顆粒分散使直線斜率變大，也就是說，使顆粒分散指數(shù)變大，能夠得到高延展性。雖然顆粒體積分?jǐn)?shù)用虛線進行了表示，但是體積分?jǐn)?shù)過大則成為延展性下降的主要原因，過少則不能發(fā)揮提高應(yīng)變硬化率的效果從而不能實現(xiàn)延展性的提高，因此優(yōu)選將上限定為10%，最低也要求在以上。若粒徑在IOnm以下，則沒有高強度成形品的應(yīng)力增加的效果。為此，為了達到應(yīng)力增加的目的，將粒徑定為IOnm以上。如圖3的(B)所示，由顆粒分散導(dǎo)致的強度增量僅依賴于顆粒間隔，顆粒間隔越小，強度增量越大。因此，作為上述顆粒分散指數(shù)，需要為0.02以上。(顆粒分散指數(shù)的測定方法)顆粒分散指數(shù)可以按如下次序進行測定。(甲)用電子顯微鏡觀察高強度成形品的金相組織。設(shè)定為例如倍率為2萬倍的視野。圖4是示意性地表示碳化物的分散狀態(tài)的圖。如圖所示，高強度成形品1中分散有碳化物2。用圖4所示的切片法，求分散后的碳化物2的顆粒直徑d和顆粒間隔L。這里， 對除顆粒直徑d為IOnm以下(d < IOnm)的碳化物顆粒外的顆粒進行觀察。用于電子顯微鏡觀察的高強度成形品1的金相組織，可以用專利文獻3和非專利文獻1中公開的電解研磨法進行平坦化。(乙)在每一視野中分別求碳化物2的顆粒直徑d的平均值和顆粒間隔L的平均值。這里，不適用多個視野中，各視野的平均值為所謂的Bi-moda 1分布的情況。(丙)以至少三個視野以上的值的平均值計算顆粒分散指數(shù)。用(1)式及上述測定方法求出的顆粒直徑d和顆粒間隔L，只不過是用來求成為想要獲得更高延展性時的指標(biāo)的顆粒分散指數(shù)時是有效的。本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品可以適用于各種機械零部件，例如可以用于運輸用車輛的各種零部件。作為這樣的零部件，可以舉出車體結(jié)構(gòu)中使用的各種柱體、保險杠的加強構(gòu)件、護桿等車門用的加強材料等。圖5是作為本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的應(yīng)用例，表示機動車的車體結(jié)構(gòu)的立體圖。本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品可以使用在車體結(jié)構(gòu)5中需要強度的柱體上，特別適宜于使用在前柱6和中柱7上。圖6是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的制造方法中使用的、用于通電加熱的加熱裝置的構(gòu)成的一例的圖。圖6中，加熱裝置10由如下部分構(gòu)成以能夠在兩端分別夾持應(yīng)該加熱的高強度鋼板11的方式構(gòu)成的二個電極12、13 ；用于分別對這些電極12、13加壓的加壓缸14、15 ’二次側(cè)連接在這些電極12、13上的變壓器16 ；經(jīng)由用于控制相位的硅可控整流器17連接在該變壓器16的一次側(cè)的交流電源18。利用硅可控整流器17對來自交流電源18的電力進行相位控制，借助于變壓器16 對電極12、13進行電力控制，從而對高強度鋼板11通電。高強度鋼板11的尺寸為，例如寬400mm，長800mm，高1.6mm。通過對該高強度鋼板11以例如通電電流20000A，通電時間10秒鐘進行加熱，高強度鋼板11在由加壓缸14、 15加壓的狀態(tài)下，被加熱到例如約950°C左右。為了將高強度鋼板11均勻地加熱，優(yōu)選使從變壓器16的輸出導(dǎo)線19到高強度鋼板11的往返長度相同。為此，如圖所示，以將變壓器16配置在高強度鋼板11的上方，使左右的輸出導(dǎo)線19的長度相同的方式進行了配線。通過進行這樣的配線，使輸出導(dǎo)線19的各點的電流密度相同，能夠使均勻的電流在高強度鋼板11中流動。這樣，可以實現(xiàn)高強度鋼板11的均熱化。圖7是表示本發(fā)明的實施方式中的高強度成形品的制造方法中使用的、用于高頻感應(yīng)加熱的加熱裝置的結(jié)構(gòu)的一例的圖。圖7中，加熱裝置20由如下部分構(gòu)成以將應(yīng)該加熱的高強度鋼板11包圍的方式配置的加熱線圈21 ；二次側(cè)連接在該加熱線圈21上的變壓器22 ；用于向該變壓器22的一次側(cè)進行通電的變換器23 ；用于向變換器23供電的高頻電源M。這里，上述加熱線圈21為了使高強度鋼板11的兩端也能被均勻地加熱，優(yōu)選兩端部分與中央部分相比卷線密實地卷繞。從高頻電源M經(jīng)由變換器23供給的高頻電流，經(jīng)由變壓器22被供給到加熱線圈 21，對配置在加熱線圈21內(nèi)的高強度鋼板11進行感應(yīng)加熱。這里，通過以例如電源頻率400kHz，電源容量500kW，通電時間10秒鐘進行感應(yīng)加熱，高強度鋼板11被加熱到例如約950°C左右。在該場合，與現(xiàn)有的熱沖壓加工的加熱方法，即用加熱后的鋼材夾著高強度鋼板進行加熱的方法相比較，能夠進行急速加熱。像這樣，由加熱裝置10或20急速加熱到約950°C的高強度鋼板11在此之后由機械手等安裝在沖壓用模具中，被沖壓加工且被模具冷卻，從而制造出具有高延展性的高強度成形品。圖8是表示利用圖7的加熱裝置20進行的淬火的加熱狀態(tài)的圖表。圖8所示的加熱循環(huán)中，由加熱裝置20將高強度鋼板急速加熱10秒鐘達到溫度Tl之后，置于大氣中或者規(guī)定壓力的非活性氣體氣氛中，搬運到金屬模具內(nèi)，一邊對金屬模具加壓一邊進行沖壓， 由金屬模具將其冷卻，進行淬火。這里，作為非活性氣體可以使用氦氣(He)或氮氣。壓力為例如0. 5MPa。圖9是表示由圖7的加熱裝置20進行的淬火的變形例的圖表。圖9所示的加熱循環(huán)中，在與圖7所示的方法同樣進行了淬火之后，再次用加熱裝置20將高強度鋼板加熱5 秒鐘達到溫度T2，放置冷卻5秒鐘后，置于大氣中或規(guī)定壓力的非活性氣體氣氛中，搬運到金屬模具內(nèi)，通過一邊對金屬模具加壓一邊進行沖壓，由金屬模具將其冷卻，進行淬火。這里，作為非活性氣體可以使用He或氮氣。壓力為例如0. 5MPa。實施例1以下，用實施例進一步詳細說明本發(fā)明，但是本發(fā)明并非為這些實施例所限定。作為各實施例中共通的項目，高強度成形品的母材是含有C 0. 18%, Mn :0. 4%, Mo 0. 30%的高強度鋼板。而且，使用含Si和Cr的高強度鋼板。高強度鋼板的尺寸為寬度 400mm,長度800mm，高度1. 6mm。利用上述圖8或圖9的加熱方法，制造了各實施例的高強度成形品。圖10是表示高強度鋼板的Si及Cr的組成、加熱裝置20的實施例的高強度成形品的制造條件及制造后的高強度成形品的硬度的圖。實施例1的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si :0. 2%，Cr :1%。將 Tl設(shè)在1000°C，5秒鐘加熱到Tl，進行夾模淬火而制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為411HV。實施例2實施例2的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si :0. 2%，Cr :2%。將 Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為448HV。實施例3實施例3的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si :0. 2%，Cr :3%。將 Tl設(shè)在900°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為431HV。實施例4
實施例4的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si 0. 2%, Cr :4%。將 Tl設(shè)在850°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為419HV。實施例5實施例5的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si 1. 0%，Cr :1%。將 Tl設(shè)在1000°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為452HV。實施例6實施例6的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si 1. 5^,0:1 ^將 Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為453HV。實施例7實施例7的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si 2. 0%，Cr :1%。將 Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為412HV。實施例8實施例8的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si 1. 0%,Cr :2%。將 Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為461HV。實施例9實施例9的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si :1. 5%，Cr :3%。將 Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為448HV。實施例10實施例10的高強度鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上進一步添加有Si :2. 0%，Cr :4%。 將Tl設(shè)在950°C，與實施例1同樣進行夾模淬火，制造了高強度成形品。該高強度成形品的硬度為450HV。從各實施例的硬度來看，相對于目標(biāo)硬度420 450Hv而言，除了實施例1之外， 均為良好的硬度。圖11是關(guān)于實施例1、4、7、10，表示對加熱溫度和母材的舊奧氏體粒徑(μ m)、γ 化下限溫度、Ac3相變溫度進行測定的結(jié)果的圖。實施例1中，加熱溫度900°C、950°C、100(rC時的舊奧氏體粒徑分別為10. 5 μ m、 14. 8 μ m、17. 6 μ m。y化下限溫度為975 V，Ac3相變溫度為878°C。實施例4中，加熱溫度850°C、900°C、950°C、100(rC時的舊奧氏體粒徑分別為 5. 2 μ m、6. 2 μ m、7. 4 μ m、8. 8 μ m。y 化下限溫度為 820°C，Ac3 相變溫度為 873°C。實施例7中，加熱溫度900 0C >950 V、1000 V時的舊奧氏體粒徑分別為6. 2 μ m、 7. 4 μ m、10. 5 μ m。y化下限溫度為925 V，Ac3相變溫度為980°C。實施例10中，加熱溫度850°c、900°c、95(rc、100(rc時的舊奧氏體粒徑分別為 5. 2 μ m、6. 2 μ m、7. 4 μ m、8. 8 μ m。y 化下限溫度為 925°C，Ac3 相變溫度為 972°C。
對實施例1 10中的抗拉強度和伸長率之間的關(guān)系進行了測定。圖12是表示實施例1 10的抗拉強度和伸長率之間的關(guān)系的圖表。圖12的橫軸為抗拉強度(MPa)，縱軸為伸長率(％ )。這里，將抗拉強度設(shè)定為碰到?jīng)_壓模具沖頭底部的部位的抗拉強度(TS)，用JIS(日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn))Z2201的5號試驗片，利用遵循JISZ2241 標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試驗，進行了評價。根據(jù)圖12，與使用了現(xiàn)有鋼板的熱沖壓構(gòu)件相比較而言，除了實施例1之外均顯示出更大的伸長率，可以看出延展性得到了提高。特別是在實施例4及7中，顯示出了 15% 以上的伸長率，可知具有更加良好的延展性。注意，在實施例1中，考慮到相對于Ac3相變溫度878°C而言，淬火溫度有1000°C 之高，沒有未固溶碳化物殘留，另外由于舊奧氏體粒徑為10 μ m以上，因此延展性變低。與此相對應(yīng)，在實施例3、4、6、7、9、10中，淬火溫度Tl落在了相對于Ac3相變溫度的-50K +50K的溫度范圍內(nèi)。更詳細而言，關(guān)于抗拉強度(TS) X伸長率(ELN)，如圖12所示，雖然在實施例1中相當(dāng)?shù)?，但是在實施?和實施例7中卻維持在25000左右。另外，在其他實施例2、3、5、6、 8 10中為15000左右。接下來，關(guān)于實施例3、4、10，就拉伸試驗結(jié)果和熱沖壓成形后的金相組織的狀態(tài)進行說明。進行了使用了板狀試驗片(例如Jis Z2201規(guī)定的5號試驗片或13號試驗片) 的拉伸試驗，繪制了應(yīng)力·應(yīng)變圖表。圖13是實施例3的高強度成形品的應(yīng)力 應(yīng)變圖表。圖13的橫軸為拉伸應(yīng)變率 (% ),縱軸為拉伸應(yīng)力(MPa)。從圖13可知，實施例3的高強度成形品，在1300MPa以上的高拉伸應(yīng)力之前顯示了同樣的伸長率之后，在拉伸應(yīng)變率不到10%處發(fā)生了斷裂。圖14是表示實施例3的高強度成形品的金相組織的電子顯微鏡圖像。電子的加速電壓為15kV，倍率為2萬倍。從圖14明顯得知，觀察到了碳化物進行了細微分散的馬氏體組織。而且得知與圖2所示的金相組織同樣地，碳化物沒有在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出；碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中。這里，在實施例3中，如圖10所示，在比Ac3相變溫度(868 °C )高的溫度 TlOoo0C )下實施了淬火。圖15是表示對實施例3的高強度成形品的顆粒分散進行的調(diào)查結(jié)果的圖。圖15 的橫軸為碳化物的平均粒徑(nm)，縱軸為頻度。測定結(jié)果表示如下。顆粒數(shù)215個平均粒徑d:32. 5nm顆粒間隔L:291nm從平均粒徑d和顆粒間隔L求得顆粒分散指數(shù)為0. 02。該試樣的斷裂時的伸長率為8%。圖16是實施例4的高強度成形品的應(yīng)力 應(yīng)變圖表。圖16的橫軸及縱軸與圖13 相同。從圖16明顯可知，實施例4的高強度成形品在高達1300MPa以上的拉伸應(yīng)力之前顯示了同樣的伸長率之后，在拉伸應(yīng)變率16%處發(fā)生了斷裂。由此可知，實施例4的試驗片具有高延展性。
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在實施例4的試驗片的金相組織中也觀察到了形成有碳化物進行了細微分散的馬氏體組織?？芍蓟餂]有在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出；碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中(參照圖2)。這里，在實施例4中，如圖10所示，在比Ac3相變溫度(873°C )低且比Y化下限溫度820°C高的溫度T1(850°C )下實施了淬火，舊奧氏體粒徑為5. 2 μ m。圖17是表示對實施例4的高強度成形品的顆粒分散的調(diào)查結(jié)果的圖。圖17的橫軸及縱軸與圖15相同。測定結(jié)果表示如下。顆粒數(shù)289個平均粒徑d:42. 9nm顆粒間隔L:216nm從平均粒徑d和顆粒間隔L求得顆粒分散指數(shù)為0. 03。該試樣的伸長率為16%。 得知了實施例4的顆粒分散指數(shù)比實施例3的場合更大，伴隨于此，斷裂時的伸長率為實施例3的兩倍。由此可知，在評價高強度成形品的延展性時，(1)式的顆粒分散指數(shù)是有效的。圖18是實施例10的高強度成形品的應(yīng)力·應(yīng)變圖表。圖18的橫軸及縱軸與圖 13相同。從圖18可知，實施例10的高強度成形品在1300MPa以上的高拉伸應(yīng)力之前顯示了一樣的伸長率之后，在拉伸應(yīng)變率不到13%處發(fā)生了斷裂。由此可知，實施例10的試驗片也具有高延展性。圖19是表示實施例10的高強度成形品的金相組織的電子顯微鏡圖像。電子的加速電壓為15kV，倍率為5千倍。從圖19明顯可知，觀察到了形成有碳化物進行了細微分散的馬氏體組織。并且可知與圖2所示的金相組織同樣，碳化物沒有在舊奧氏體晶粒邊界呈薄膜狀析出；碳化物細微分散在了包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的金相組織的整個區(qū)域中。這里，在實施例10中，如圖10所示，在比Ac3相變溫度(972°C )低且比Y化下限溫度925°C高的溫度T1(950°C )下實施了淬火，舊奧氏體粒徑為7.4μπι。從上述結(jié)果可知，實施例2 9，特別是實施例4及7中，延展性得到了提高。更具體地說，實施例2 9中，最初所預(yù)備的鋼板是以使碳化物進行了細微分散的馬氏體組織為主相，含有其他殘留奧氏體和合金析出物，Ac3相變溫度為858°C 980°C的材料。在將加熱時的溫度加熱保持在Ac3相變溫度以上的規(guī)定的溫度范圍內(nèi)的實施例 3、6、9中，發(fā)生了逆相變的奧氏體并未十分粗?；?，另外，合金析出物也沒有完全再固溶，而是進行了細微分散。因此，從該狀態(tài)實施了淬火的高強度成形品成為有由細顆粒且細微的碳化物構(gòu)成的合金析出的、延展性出色的組織，在構(gòu)件的拉伸試驗中也得到了具有高伸長率的結(jié)果。在這樣合金析出物作為碳化物細微地殘留下來的場合，實際上是降低了母相的固溶碳量，這有利于延展性的提高。另外，在Ac3相變溫度-50 °C的范圍內(nèi)進行了加熱的實施例4、7、10中，由于合金析出物并未過于粗大化，所以延展性提高。與此相對應(yīng)，當(dāng)在Ac3相變溫度-50°C以下進行了加熱的場合，由于合金析出物粗大化，所以延展性并未提高多少。因此，出于舊奧氏體粒徑的細微化和使合金析出進行細微分散的觀點，認(rèn)為加熱溫度優(yōu)選為相對于Ac3相變溫度-50K +50K的范圍，從而能夠充分獲得使延展性提高的效果。
在上述實施方式中，高強度鋼板的急速加熱是用圖7所示的高頻加熱裝置20進行的，但是并不限于該實施方式，只要是能在例如10秒鐘左右急速加熱到所要求的加熱溫度，使用圖6所示的通電方式的加熱裝置10或其他方式的加熱裝置，進行急速加熱也是可以的。根據(jù)本發(fā)明能夠提供即使是熱沖壓構(gòu)件也具有高延展性的高強度成形品及其制造方法。本發(fā)明不限定于上述實施方式，在權(quán)利要求書所記載的發(fā)明的范圍內(nèi)能夠進行各種變形，不言而喻，這些變形也都包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。
權(quán)利要求
1.一種高強度成形品，其是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品，其特征在于，上述高強度鋼板的組織中的舊奧氏體粒徑為10 μ m以下，上述高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織，將上述進行了細微分散的碳化物的顆粒直徑設(shè)為d，將該顆粒間的間隔設(shè)為L時，用下面的(1)式表達的上述碳化物的顆粒分散指數(shù)為0. 02以上顆粒分散指數(shù)=(粒徑的平方根)/顆粒間隔=(d) 17VL(I)0
2.一種高強度成形品，其是將高強度鋼板加熱到奧氏體區(qū)域并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品，其特征在于，上述高強度鋼板的組織中的舊奧氏體粒徑為10 μ m以下，上述高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織。
3.一種高強度成形品，其特征在于，金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織。
4.如權(quán)利要求1所述的高強度成形品，其特征在于，所述碳化物的顆粒直徑為IOnm以上。
5.如權(quán)利要求1所述的高強度成形品，其特征在于，所述碳化物的顆粒體積分?jǐn)?shù)在 10%的范圍內(nèi)。
6.如權(quán)利要求1 2、4 5中任意一項所述的高強度成形品，其特征在于，所述高強度鋼板含有 C 0. 0. 4%, Si 0. 2% 3%，Cr :0. 5%。
7.如權(quán)利要求1 2、4 5中任意一項所述的高強度成形品，其特征在于，所述高強度鋼板含有 C 0. 0. 4%, Si 0. 2%~ 3%, Cr 0. 5%, Mo 0. 0. 5%0
8.如權(quán)利要求6所述的高強度成形品，其特征在于，所述高強度鋼板還含有B: 0. 0005% 0. 005%。
9.如權(quán)利要求7所述的高強度成形品，其特征在于，所述高強度鋼板還含有B: 0. 0005% 0. 005%。
10.一種高強度成形品的制造方法，該高強度成形品的金相組織具有碳化物在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織，其特征在于，通過對高強度鋼板進行通電加熱或者高頻加熱而將其急速加熱到奧氏體區(qū)域，并在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻從而制造高強度成形品。
11.如權(quán)利要求10所述的高強度成形品的制造方法，其特征在于，對預(yù)先使碳化物進行了細微分散的所述高強度鋼板進行急速加熱處理，自相對于所述高強度鋼板的Ac3相變溫度-50K +50K的溫度實施淬火，從而使未固溶碳化物殘留在所述高強度成形品中。
12.如權(quán)利要求10或11所述的高強度成形品的制造方法，其特征在于，在10 20秒以內(nèi)進行自室溫至所述淬火溫度的所述急速加熱。
全文摘要
本發(fā)明提供一種將高強度鋼板(11)加熱到奧氏體區(qū)域，在金屬模具內(nèi)進行沖壓成形及冷卻而成的高強度成形品(1)。該高強度成形品的金相組織具有碳化物(2)在包括舊奧氏體晶粒邊界在內(nèi)的整個區(qū)域中進行了細微分散的馬氏體組織。而且，優(yōu)選使成為母材的高強度鋼板的組織中的舊奧氏體粒徑為10μm以下。高強度成形品由于具有所述的馬氏體組織，所以抗拉強度高，且具有高延展性。
文檔編號B21D22/20GK102482740SQ20108003326
公開日2012年5月30日 申請日期2010年5月26日 優(yōu)先權(quán)日2009年5月29日
發(fā)明者三宅昌幸, 中西榮三郎, 八田宗久, 川嵜一博, 早川正夫, 板垣孟彥, 金井隆彥, 長井壽 申請人:日產(chǎn)自動車株式會社, 獨立行政法人物質(zhì)·材料研究機構(gòu), 高周波熱煉株式會社