熱沖壓成型體以及熱沖壓成型體的制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的熱沖壓成型體當(dāng)將C含量、Si含量及Mn含量以單位為質(zhì)量％分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時(shí)，成立(5×[Si]+[Mn])/[C]＞11的關(guān)系，熱沖壓后的金屬組織以面積率計(jì)含有40％～90％的鐵素體和10％～60％的馬氏體，并且鐵素體的面積率與馬氏體的面積率之和滿足為60％以上，以納米壓痕儀測(cè)得的馬氏體的硬度滿足H2/H1＜1.10及σHM＜20，抗拉強(qiáng)度TS與擴(kuò)孔率λ之積即TS×λ滿足為50000MPa·％以上。
【專利說明】熱沖壓成型體以及熱沖壓成型體的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及使用了熱沖壓后的成型性優(yōu)異的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體以及它們的制造方法。
[0002]本申請(qǐng)基于2012年I月13日在日本提出的日本特愿2012-004550號(hào)主張優(yōu)先權(quán)，在此引用其內(nèi)容。
【背景技術(shù)】
[0003]現(xiàn)在，對(duì)于汽車用鋼板，要求提高其沖撞安全性和使其輕量化。在這樣的狀況下，作為獲得高強(qiáng)度的方法，最近備受注目的是熱沖壓(也被稱為熱壓、熱鍛壓、壓模淬火、壓住淬火等)。熱沖壓是指如下的成型方法:將鋼板加熱到高溫例如700°C以上的溫度后通過熱軋進(jìn)行成型，由此使鋼板的成型性提高，成型后通過冷卻進(jìn)行淬火，從而得到所希望的材質(zhì)。由此，對(duì)于汽車的車身結(jié)構(gòu)中所使用的鋼板，要求高的壓制加工性和強(qiáng)度。作為兼具有壓制加工性和高強(qiáng)度的鋼板，已知有包含鐵素體-馬氏體組織的鋼板、包含鐵素體-貝氏體的鋼板或者組織中含有殘留奧氏體的鋼板等。其中，使馬氏體分散在鐵素體基底中而成的復(fù)合組織鋼板的屈服比低，抗拉強(qiáng)度高，而且拉伸率特性優(yōu)異。但是，上述復(fù)合組織由于應(yīng)力集中在鐵素體與馬氏體的界面而容易由該界面產(chǎn)生裂紋，所以存在擴(kuò)孔性差這樣的缺點(diǎn)。
[0004]作為這樣的 復(fù)合組織鋼板，例如有專利文獻(xiàn)I~3中所公開的鋼板。另外，專利文獻(xiàn)4~6中有關(guān)于鋼板的硬度與成型性之間的關(guān)系的記載。
[0005]然而，即使利用這些現(xiàn)有技術(shù)，也難以應(yīng)對(duì)當(dāng)今的要求汽車進(jìn)一步輕量化、部件形狀進(jìn)一步復(fù)雜化的要求。
[0006]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0007]專利文獻(xiàn)
[0008]專利文獻(xiàn)1:日本特開平6-128688號(hào)公報(bào)
[0009]專利文獻(xiàn)2:日本特開2000-319756號(hào)公報(bào)
[0010]專利文獻(xiàn)3:日本特開2005-120436號(hào)公報(bào)
[0011]專利文獻(xiàn)4:日本特開2005-256141號(hào)公報(bào)
[0012]專利文獻(xiàn)5:日本特開2001-355044號(hào)公報(bào)
[0013]專利文獻(xiàn)6:日本特開平11-189842號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0014]發(fā)明所要解決的問題
[0015]本發(fā)明的目的在于:提供使用了在制成熱沖壓成型體時(shí)能夠確保強(qiáng)度并且能夠得到更加良好的擴(kuò)孔性的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體以及該熱沖壓成型體的制造方法。
[0016]用于解決問題的手段[0017]本發(fā)明的
【發(fā)明者】們對(duì)于確保熱沖壓后(熱沖壓工序中的淬火后)的強(qiáng)度并且成型性(擴(kuò)孔性)優(yōu)異的熱沖壓用冷軋鋼板進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn):通過對(duì)于鋼成分，使S1、Mn及C含量的關(guān)系為合適的關(guān)系，將鋼板的鐵素體及馬氏體的分率設(shè)定為規(guī)定的分率，并且將鋼板的板厚表層部與板厚中心部的馬氏體的硬度比(硬度之差)和板厚中心部的馬氏體的硬度分布分別設(shè)定為特定的范圍內(nèi)，由此可以工業(yè)化制造能夠在鋼板中確保成型性即抗拉強(qiáng)度TS與擴(kuò)孔率λ之積TSX λ為比以往更高的值即TSX λ≥50000MPa.%這一特性的熱沖壓用冷軋鋼板。此外，還發(fā)現(xiàn):當(dāng)將其用于熱沖壓時(shí)，可以得到即使在熱沖壓后成型性也優(yōu)異的熱沖壓成型體。另外，發(fā)現(xiàn):抑制熱沖壓用冷軋鋼板的板厚中心部處的MnS的偏析對(duì)于提高熱沖壓成型體的成型性(擴(kuò)孔性)也是有效的。另外，還發(fā)現(xiàn):將冷軋中從最上游的機(jī)架到由最上游數(shù)第三段的機(jī)架的冷軋率與總冷軋率(累積軋制率)的比例設(shè)定在特定的范圍內(nèi)對(duì)于控制馬氏體的硬度是有效的。由此，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn)了以下所示的發(fā)明的各個(gè)方案。另外，還發(fā)現(xiàn)了即使對(duì)該冷軋鋼板進(jìn)行熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、電鍍鋅及鍍鋁也不會(huì)損害其效果。
[0018](I) 即，本發(fā)明的一個(gè)方案的熱沖壓成型體以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.030 %~0.150%,S1:0.010%~1.00%,Mn:1.50%~2.70%,P:0.001%~0.060%,S:0.001%~0.010 N:0.0005 % ~0.0100 % 和 Al:0.010 % ~0.050 %，有時(shí)選擇性地含有 B:
0.0005%~0.0020%,Mo:0.01%~0.50%, Cr:0.01%~0.50%, V:0.001%~0.100%,T1:0.001 % ~0.100 %、Nb:0.001 % ~0.050 %、N1:0.01 % ~1.00 %、Cu:0.01 % ~
1.00%,Ca:0.0005%~0.0050%和 REM:0.00050%~0.0050%中的一種以上，剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)，當(dāng)將上述C含量、上述Si含量及上述Mn含量以單位為質(zhì)量％分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時(shí)，成立下述式A的關(guān)系，熱沖壓后的金屬組織以面積率計(jì)含有40%~90%的鐵素體和10%~60%的馬氏體，并且上述鐵素體的面積率與上述馬氏體的面積率之和滿足為60%以上，而且上述金屬組織有時(shí)含有以面積率計(jì)為10%以下的珠光體、以體積率計(jì)為5%以下的殘留奧氏體和以面積率計(jì)低于40%的殘留貝氏體中的一種以上，以納米壓痕儀測(cè)得的上述馬氏體的硬度滿足下述式B及式C，抗拉強(qiáng)度TS與擴(kuò)孔率λ之積即TSX λ滿足為50000MPa.%以上。
[0019](5X [Si] + [Mn])/[C] > 11 (A)
[0020]H2/H1 < 1.10(B)
[0021]σ HM < 20(C)
[0022]式中，Hl為上述熱沖壓后的板厚表層部的上述馬氏體的平均硬度，H2為上述熱沖壓后的板厚中心部即板厚中心處的板厚方向上200 μ m的范圍的上述馬氏體的平均硬度，σ HM為上述熱沖壓后的上述板厚中心部處的上述馬氏體的上述硬度的分散值。
[0023](2)根據(jù)上述⑴所述的熱沖壓成型體，其中，存在于上述熱沖壓成型體中的當(dāng)量圓直徑為0.1 μ m~10 μ m的MnS的面積率可以為0.01 %以下，可以成立下述式D。
[0024]n2/nl < 1.5 (D)
[0025]式中，nl為上述熱沖壓后的板厚1/4部處每1000ym2的上述當(dāng)量圓直徑為
0.1ym~1ym的上述MnS的平均個(gè)數(shù)密度，n2為上述熱沖壓后的板厚中心部處每10000 μ m2的上述當(dāng)量圓直徑為0.1 μ m~10 μ m的上述MnS的平均個(gè)數(shù)密度。
[0026] (3)根據(jù)上述(I)或(2)所述的熱沖壓成型體，其中，表面上可以實(shí)施了熱浸鍍鋅。[0027](4)根據(jù)上述(3)所述的熱沖壓成型體，其中，上述熱浸鍍鋅的表面上可以實(shí)施了
合金化熱浸鍍鋅。
[0028](5)根據(jù)上述⑴或(2)所述的熱沖壓成型體，其中，表面上可以實(shí)施了電鍍鋅。
[0029](6)根據(jù)上述(I)或(2)所述的熱沖壓成型體，其中，表面上可以實(shí)施了鍍鋁。
[0030](7)本發(fā)明的一個(gè)方案的熱沖壓成型體的制造方法包括下述工序:對(duì)具有上述(I)所述的化學(xué)成分的鋼水進(jìn)行鑄造來制成鋼材的鑄造工序；對(duì)上述鋼材進(jìn)行加熱的加熱工序；使用具有多個(gè)機(jī)架的熱軋?jiān)O(shè)備對(duì)上述鋼材實(shí)施熱軋的熱軋工序；在上述熱軋工序后對(duì)上述鋼材進(jìn)行卷取的卷取工序；在上述卷取工序后對(duì)上述鋼材進(jìn)行酸洗的酸洗工序；在上述酸洗工序后用具有多個(gè)機(jī)架的冷軋機(jī)在下述式E成立的條件下對(duì)上述鋼材實(shí)施冷軋的冷軋工序；在上述冷軋工序后以700°C~850°C對(duì)上述鋼材進(jìn)行退火并冷卻的退火工序；在上述退火工序后對(duì)上述鋼材進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制的調(diào)質(zhì)軋制工序；和在上述調(diào)質(zhì)工序后將上述鋼材加熱到700°C~1000°C并在此溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱沖壓加工、接著冷卻到常溫~300°C的熱沖壓工序。
[0031]1.5Xrl/r+l.2Xr2/r+r3/r > 1.0 (E)
[0032]式中，ri(i = 1、2和3)以單位為％表示在上述冷軋工序中上述多個(gè)機(jī)架中的由最上游數(shù)第i(i = 1、2和3)段的機(jī)架的單獨(dú)的 目標(biāo)冷軋率，r以單位為％表示上述冷軋工序中的總冷軋率。
[0033](8)根據(jù)上述(7)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其中，當(dāng)將上述卷取工序中的卷取溫度以單位為。C表示為CT并且將上述鋼材的上述C含量、上述Mn含量、上述Si含量及上述Mo含量以單位為質(zhì)量％分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時(shí),可以成立下述式F。
[0034]560-474 X [C] -90 X [Mn] -20 X [Cr] -20 X [Mo] < CT < 830-270 X [C] -90 X [Mn] -7O X [Cr] -80 X [Mo] (F)
[0035](9)根據(jù)上述(7)或⑶所述的熱沖壓成型體的制造方法，其中，當(dāng)將上述加熱工序中的加熱溫度以單位為。C設(shè)定為T且將在爐時(shí)間以單位為分鐘設(shè)定為t、將上述鋼材的上述Mn含量及上述S含量以單位為質(zhì)量％分別設(shè)定為[Mn]、[S]時(shí)，可以成立下述式G。
[0036]T X In (t) / (1.7 X [Mn]+ [S]) > 1500 (G)
[0037](10)根據(jù)上述(J)~(9)中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其可以具有在上述退火工序與上述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施熱浸鍍鋅的熱浸鍍鋅工序。
[0038](11)根據(jù)上述(10)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其可以具有在上述熱浸鍍鋅工序與上述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施合金化處理的合金化處理工序。
[0039](12)根據(jù)上述(7)~(9)中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其可以具有在上述調(diào)質(zhì)軋制工序之后實(shí)施電鍍鋅的電鍍鋅工序。
[0040](13)根據(jù)上述(7)~(9)中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其可以具有在上述退火工序與上述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施鍍鋁的鍍鋁工序。
[0041]發(fā)明效果
[0042]根據(jù)本發(fā)明的上述方案，因?yàn)槭笴含量、Mn含量及Si含量的關(guān)系為適當(dāng)?shù)年P(guān)系，并且即使為熱沖壓成型體，也使以納米壓痕儀測(cè)得的馬氏體的硬度為適當(dāng)?shù)挠捕?，由此能夠在熱沖壓成型體中得到更加良好的擴(kuò)孔性?！緦＠綀D】

【附圖說明】
[0043]圖1是表示熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板及熱沖壓成型體中的(5X [Si]+ [Mn])/[C]與TSX λ之間的關(guān)系的圖表。
[0044]圖2Α是表示式(B)的根據(jù)的圖表，其是表示熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板中的Η20/Η10與σ HMO之間的關(guān)系及熱沖壓成型體中Η2/Η1與σ HM之間的關(guān)系的圖表。
[0045]圖2Β是表示式(C)的根據(jù)的圖表，其是表示熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板中的σ HMO與TSX λ之間的關(guān)系及熱沖壓成型體中的σ HM與TSX λ之間的關(guān)系的圖表。
[0046]圖3是表示熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板中的η20/η10與TSX λ之間的關(guān)系及熱沖壓成型體中的n2/nl與TSX λ之間的關(guān)系并且表示式(D)的根據(jù)的圖表。
[0047]圖4是表示熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板中的1.5Xrl/r+l.2Xr2/r+r3/r與H20/H10之間的關(guān)系及熱沖壓成型體中的1.5Xrl/r+1.2Xr2/r+r3/r與H2/H1之間的關(guān)系并且表示式(E)的根據(jù)的圖表。
[0048]圖5A是表不式(F)與馬氏體分率之間的關(guān)系的圖表。
[0049]圖5B是表不式(F)與珠光體分率之間的關(guān)系的圖表。
[0050]圖6是表示TXln (t)/(1.7 X [Mn]+ [S])與TSX λ之間的關(guān)系并且表示式(G)的根據(jù)的圖表。
[0051]圖7是實(shí)施例中所使用的熱沖壓成型體的立體圖。
[0052]圖8是表示使用了本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體的制造方法的流程圖。
【具體實(shí)施方式】
[0053]如上所述，將S1、Mn及C含量的關(guān)系和鋼板的規(guī)定部位處的馬氏體的硬度設(shè)定為合適的關(guān)系和硬度對(duì)于提高成型性(擴(kuò)孔性)是重要的。迄今為止，并沒有著眼于熱沖壓成型體的成型性與馬氏體的硬度之間的關(guān)系進(jìn)行過研究。
[0054]這里，對(duì)使用了本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體(有時(shí)稱為使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體)及用于其制造的鋼的化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行說明。以下，各成分的含量的單位“ ％ ”是指“質(zhì)量％ ”。
[0055]C:0.030%~0.150%
[0056]C對(duì)于強(qiáng)化馬氏體相來提高鋼的強(qiáng)度而言是重要的元素。當(dāng)C的含量小于0.030%時(shí)，無法充分提高鋼的強(qiáng)度。而當(dāng)C的含量超過0.150%時(shí)，鋼的延展性(拉伸率)的降低變大。因此，將C的含量的范圍設(shè)定為0.030%~0.150%。其中，在擴(kuò)孔性要求高的情況下，優(yōu)選將C的含量設(shè)定為0.100%以下。
[0057]S1:0.010%~1.000%
[0058]Si在抑制有害的碳化物的生成、得到以鐵素體組織為主體且剩余部分為馬氏體的復(fù)合組織上是重要的元素。但是，當(dāng)Si含量超過1.0%時(shí)，不僅鋼的拉伸率或擴(kuò)孔性降低，而且化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性也降低。因此，將Si的含量設(shè)定為1.000%以下。另外，Si是為了脫氧而添加的，但當(dāng)Si的含量小于0.010%時(shí)，脫氧效果不充分。因此，將Si的含量設(shè)定為
0.010% 以上。
[0059]Al:0.010%~0.050%[0060]Al作為脫氧劑是重要的元素。為了獲得脫氧的效果，將Al的含量設(shè)定為0.010%以上。而即使過度地添加Al，上述效果也飽和，并且反而會(huì)使得鋼脆化。因此，將Al的含量設(shè)定為 0.010%~0.050% ο
[0061]Mn:1.50%~2.70%
[0062]Mn是對(duì)于提高鋼的淬火性來強(qiáng)化鋼而言是重要的元素。然而，當(dāng)Mn的含量小于
1.50%時(shí)，無法充分提高鋼的強(qiáng)度。而當(dāng)Mn的含量超過2.70%時(shí)，淬火性升高到所需以上，因此會(huì)導(dǎo)致鋼的強(qiáng)度上升，由此鋼的拉伸率、擴(kuò)孔性會(huì)降低。因此，將Mn的含量設(shè)定為
1.50%~2.70%。在拉伸的要求高的情況下，優(yōu)選將Mn的含量設(shè)定為2.00%以下。
[0063]P:0.001%~0.060%
[0064]當(dāng)P含量多時(shí)，其向晶界偏析，使鋼的局部延展性和焊接性劣化。因此，將P的含量設(shè)定為0.060%以下。而使P過于降低則會(huì)導(dǎo)致精煉時(shí)的成本上升，因此優(yōu)選將P的含量設(shè)定為0.001%以上。
[0065]S:0.001%~0.010%
[0066]S是形成MnS而使鋼的局部延展性及焊接性明顯劣化的元素。因此，以0.010%作為S的含量的上限。另外，從精煉成本的問題考慮，優(yōu)選以0.001%作為S的含量的下限。
[0067]N:0.0005%~0.0100%
[0068]N對(duì)于使AlN等析出而將晶粒微細(xì)化而言是重要的元素。但是，當(dāng)N的含量超過0.0100%時(shí)，會(huì)殘存固溶N(固溶氮)而使鋼的延展性降低。因此，將N的含量設(shè)定為0.0100%以下。此外，從精煉時(shí)的成本的問題考慮，優(yōu)選以0.0005%作為N的含量的下限。
[0069]使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體以包含以上的元素、剩余部分的鐵及不可避免的雜質(zhì)的組成為基礎(chǔ)，但為了提高強(qiáng)度和控制硫化物或氧化物的形狀等，還可以按照后述的上限以下的含量含有一直以來所使用的元素Nb、T1、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal:稀土元素)、Cu、N1、B中的一種或兩種以上。這些化學(xué)元素并不一定要添加在鋼板中，因此其含量的下限為0%。
[0070]Nb、Ti及V是使微細(xì)的碳氮化物析出來強(qiáng)化鋼的元素。另外，Mo及Cr是提高淬火性來強(qiáng)化鋼的元素。為了獲得這些效果，優(yōu)選鋼含有Nb:0.001%以上、T1:0.001%以上、V:0.001%以上、Mo:0.01%以上、Cr:0.01%以上。但是，即使含有Nb:超過0.050%、T1:超過0.100%、V:超過0.100%,Mo:超過0.50%, Cr:超過0.50%，強(qiáng)度上升的效果也會(huì)飽和，而且還有可能引起拉伸率和擴(kuò)孔性的降低。
[0071]鋼還可以含有0.0005%~0.0050%的Ca。Ca及REM(稀土元素)控制硫化物或氧化物的形狀，從而使局部延展性或擴(kuò)孔性提高。為了通過Ca得到上述效果，優(yōu)選添加0.0005%以上的Ca。但是，過度的添加有可能會(huì)使加工性劣化，因此將Ca含量的上限設(shè)定為0.0050%。對(duì)于REM(稀土元素)來說，也由于同樣的理由，優(yōu)選將含量的下限設(shè)定為0.0005%，將上限設(shè)定為0.0050% ο
[0072]鋼還可以進(jìn)一步含有Cu:0.01%~1.00%, N1:0.01%~1.00%, B:0.0005%~0.0020%。這些元素也能夠使淬火性提高來提高鋼的強(qiáng)度。然而，為了得到上述效果，優(yōu)選含有Cu:0.01%以上、N1:0.01%以上、B:0.0005%以上。在其以下的含量的情況下，強(qiáng)化鋼的效果小。而即使是添加Cu:超過1.00%、N1:超過1.00%、Β:超過0.0020%，強(qiáng)度上升的效果也會(huì)飽和，延展性有可能會(huì)降低。[0073]在鋼含有B、Mo、Cr、V、T1、Nb、N1、Cu、Ca、REM的情況下，含有一種以上。鋼的剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，只要是不損害特性的范圍就行，可以進(jìn)一步含有除了上述以外的元素(例如Sn、As等)。此外，在8^0、0、￥、11、吣、祖、Cu、Ca、REM的含量低于上述下限時(shí)，將這些元素作為不可避免的雜質(zhì)來處理。
[0074]另外，對(duì)于使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體來說，如圖1所示，當(dāng)將C含量(質(zhì)量％ )、Si含量(質(zhì)量％ )及Mn含量(質(zhì)量％ )分別表示為[C]、
[Si]及[Mn]時(shí)，成立下述式(A)的關(guān)系是重要的。
[0075](5X [Si] + [Mn])/[C] > 11 (A)
[0076]為了滿足TSX λ≥50000MPa.%的條件，優(yōu)選成立上述式(A)的關(guān)系。當(dāng)(5X[Si] + [Mn])/[C]的值為11以下時(shí)，無法得到足夠的擴(kuò)孔性。其原因是因?yàn)?，如果C量高則硬質(zhì)相的硬度過高，從而與軟質(zhì)相的硬度差(硬度之比)變大而λ值差；而且，如果Si量或Mn量少則TS變低。對(duì)于(5Χ [Si] + [Mn])/[C]的值，由于如上所述其在熱沖壓后也不會(huì)變化，所以優(yōu)選在鋼板制造時(shí)就滿足。
[0077]通常來說，DP鋼(雙相鋼)中支配成型性(擴(kuò)孔性)的與其說是鐵素體不如說是馬氏體。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們著眼于馬氏體的硬度進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn):如圖2A及圖2B那樣，如果板厚表層部與板厚中心部之間的馬氏體的硬度差(硬度之比)及板厚中心部的馬氏體的硬度分布在熱沖壓前(熱沖壓工序中為了進(jìn)行淬火的加熱之前)的階段中為規(guī)定的狀態(tài)，則熱沖壓后其也會(huì)大致被維持，拉伸率、擴(kuò)孔性等成型性變得良好。這據(jù)認(rèn)為是因?yàn)?，在熱沖壓前產(chǎn)生的馬氏體的硬度分布在熱沖壓后也影響很大，富集在板厚中心部的合金元素在熱沖壓后也保持富集在板厚中心部的狀態(tài)。即，對(duì)于熱沖壓前的鋼板而言，在板厚表層部的馬氏體與板 厚中心部的馬氏體的硬度比大的情況下，或者在馬氏體的硬度的分散值大的情況下，熱沖壓后也顯示同樣的傾向。如圖2A和圖2B所示，熱沖壓前的用于本實(shí)施方式的熱沖壓成型體的熱沖壓用冷軋鋼板中的板厚表層部與板厚中心部的硬度比和使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體中的板厚表層部與板厚中心部的硬度比基本相同。另外，同樣地，熱沖壓前的用于本實(shí)施方式的熱沖壓成型體的熱沖壓用冷軋鋼板中的板厚中心部的馬氏體的硬度的分散值和使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體中的板厚中心部的馬氏體的硬度的分散值基本相同。因此，用于本實(shí)施方式的熱沖壓成型體的熱沖壓用冷軋鋼板的成型性與使用了本實(shí)施方式的熱沖壓用冷軋鋼板的熱沖壓成型體的成型性同樣優(yōu)異。
[0078]而且，本發(fā)明的發(fā)明人發(fā)現(xiàn):關(guān)于用HYSITR0N公司的納米壓痕儀以1000倍的倍率測(cè)得的馬氏體的硬度，如果下述的式⑶及式(C) ((H)、(I)也同樣)成立，則對(duì)于熱沖壓成型體的成型性有利。其中，“H1”為熱沖壓成型體的存在于從鋼板的板厚方向最表層到板厚方向上200 μ m的范圍內(nèi)的板厚表層部的馬氏體的平均硬度?！癏2”為熱沖壓成型體的存在于板厚中心部處的從板厚中心部到板厚方向上±100 μ m的范圍內(nèi)的馬氏體的平均硬度，“ σ HM”為熱沖壓成型體的存在于從板厚中心部到板厚方向上±100 μ m的范圍內(nèi)的馬氏體的硬度的分散值。另外，“H10”為熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板的板厚表層部的馬氏體的硬度，“H20”為熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板的板厚中心部即板厚中心處的板厚方向上200 μ m的范圍的馬氏體的硬度。“ σ ΗΜ0”為熱沖壓前的熱沖壓用冷軋鋼板的板厚中心部處的馬氏體的硬度的分散值。就Η1、Η10、Η2、Η20、σ HM及σ HMO而言，分別測(cè)量300個(gè)點(diǎn)而求出。其中，從板厚中心部到板厚方向上±100 μ m的范圍是指以板厚中心為中心的板厚方向的尺寸為200 μ m的范圍。
[0079]H2/H1 < 1.10 (B)
[0080]σ HM < 20 (C)
[0081]H20/H10 < 1.10 (H)
[0082]σ HMO < 20 (1)
[0083]另外，這里，分散值通過以下的式⑷求出，其是表示馬氏體的硬度分布的值。
[0084]數(shù)學(xué)式1[0085]
【權(quán)利要求】
1.一種熱沖壓成型體，其特征在于，其以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.030%~0.150%, S1:0.010%~1.00%、Mn:1.50%~2.70%、P:0.001%~0.060%,S:0.001%~0.010%、N:0.0005%~0.0100%和 Al:0.0010%~0.050%, 有時(shí)選擇性地含有 B:0.0005 % ~0.0020 %、Mo:0.01 % ~0.50 %、Cr:0.01 % ~0.50 V:0.001 % ~0.100 %、T1:0.001 % ~0.100 %、Nb:0.001 % ~0.050 %、N1:0.01 % ~1.00 %、Cu:0.01 % ~1.00 %、Ca:0.0005 % ~0.0050 % 和 REM:0.0005 % ~0.0050%中的一種以上，剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)， 當(dāng)將所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以單位為質(zhì)量％分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時(shí)，成立下述式(A)的關(guān)系， 熱沖壓后的金屬組織以面積率計(jì)含有40%~90%的鐵素體和10%~60%的馬氏體，并且所述鐵素體的面積率與所述馬氏體的面積率之和滿足為60%以上，而且所述金屬組織有時(shí)含有以面積率計(jì)為10%以下的珠光體、以體積率計(jì)為5%以下的殘留奧氏體和以面積率計(jì)低于40%的殘留貝氏體中的一種以上， 以納米壓痕儀測(cè)得的所述馬氏體的硬度滿足下述式(B)及式(C)，抗拉強(qiáng)度TS與擴(kuò)孔率入之積即TSX λ滿足為50000MPa.%以上，
(5X [Si] + [Mn])/[C] > 11 (A) H2/H1 < 1.10( B) σ HM < 20(C) 式中，Hl為所述熱沖壓后的板厚表層部的所述馬氏體的平均硬度，H2為所述熱沖壓后的板厚中心部即板厚中心處的板厚方向上200 μ m的范圍的所述馬氏體的平均硬度，σ HM為所述熱沖壓后的所述板厚中心部處的所述馬氏體的所述硬度的分散值。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱沖壓成型體，其特征在于，存在于所述熱沖壓成型體中的當(dāng)量圓直徑為0.1 μπι~10 μπι的MnS的面積率為0.01 %以下，成立下述式(D)，
n2/nl < 1.5 (D) 式中，nl為所述熱沖壓后的板厚1/4部處每10000 μ m2的所述當(dāng)量圓直徑為0.1 μ m~10 μ m的所述MnS的平均個(gè)數(shù)密度，n2為所述熱沖壓后的所述板厚中心部處每10000 μ m2的所述當(dāng)量圓直徑為0.1 μ m~10 μ m的所述MnS的平均個(gè)數(shù)密度。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱沖壓成型體，其特征在于，表面上實(shí)施了熱浸鍍鋅。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的熱沖壓成型體，其特征在于，所述熱浸鍍鋅的表面上實(shí)施了合金化熱浸鍍鋅。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱沖壓成型體，其特征在于，表面上實(shí)施了電鍍鋅。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱沖壓成型體，其特征在于，表面上實(shí)施了鍍鋁。
7.一種熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，其包括下述工序: 對(duì)具有權(quán)利要求1所述的化學(xué)成分的鋼水進(jìn)行鑄造來制成鋼材的鑄造工序； 對(duì)所述鋼材進(jìn)行加熱的加熱工序； 使用具有多個(gè)機(jī)架的熱軋?jiān)O(shè)備對(duì)所述鋼材實(shí)施熱軋的熱軋工序； 在所述熱軋工序后對(duì)所述鋼材進(jìn)行卷取的卷取工序； 在所述卷取工序后對(duì)所述鋼材進(jìn)行酸洗的酸洗工序； 在所述酸洗工序后用具有多個(gè)機(jī)架的冷軋機(jī)在下述式(E)成立的條件下對(duì)所述鋼材實(shí)施冷軋的冷軋工序； 在所述冷軋工 序后以700°C~850°C對(duì)所述鋼材進(jìn)行退火并冷卻的退火工序； 在所述退火后冷卻工序后對(duì)所述鋼材進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制的調(diào)質(zhì)軋制工序；和 在所述調(diào)質(zhì)工序后將所述鋼材加熱到700°C~1000°C并在此溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱沖壓加工、接著冷卻到常溫~300°C的熱沖壓工序， . 1.5Xrl/r+1.2Xr2/r+r3/r > 1.0 (E) 式中，ri以單位為％表示在所述冷軋工序中所述多個(gè)機(jī)架中的由最上游數(shù)第i段的機(jī)架的單獨(dú)的目標(biāo)冷軋率，r以單位為％表示所述冷軋工序中的總冷軋率，其中，i = 1、2和.3。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的熱沖 壓成型體的制造方法，其特征在于，當(dāng)將所述卷取工序中的卷取溫度以單位為。C表示為CT并且將所述鋼材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以單位為質(zhì)量％分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時(shí),成立下述式(F),
560-474 X [C] -90 X [Mn] -20 X [Cr]-20 X [Mo] < CT < 830-270 X [C] -90 X [Mn] -70 X [Cr] -80 X [Mo] (F)。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，當(dāng)將所述加熱工序中的加熱溫度以單位為。C設(shè)定為T且將在爐時(shí)間以單位為分鐘設(shè)定為t、將所述鋼材的所述Mn含量及所述S含量以單位為質(zhì)量％分別設(shè)定為[Mn]、[S]時(shí)，成立下述式(G)，
T X In (t) / (1.7 X [Mn] + [S]) > 1500 (G)。
10.根據(jù)權(quán)利要求7~9中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序與所述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施熱浸鍍鋅的熱浸鍍鋅工序。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，具有在所述熱浸鍍鋅工序與所述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施合金化處理的合金化處理工序。
12.根據(jù)權(quán)利要求7~9中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，具有在所述調(diào)質(zhì)軋制工序之后實(shí)施電鍍鋅的電鍍鋅工序。
13.根據(jù)權(quán)利要求7~9中任一項(xiàng)所述的熱沖壓成型體的制造方法，其特征在于，具有在所述退火工序與所述調(diào)質(zhì)軋制工序之間實(shí)施鍍鋁的鍍鋁工序。
【文檔編號(hào)】C21D9/00GK104040011SQ201380005163
【公開日】2014年9月10日 申請(qǐng)日期:2013年1月11日 優(yōu)先權(quán)日:2012年1月13日
【發(fā)明者】野中俊樹, 加藤敏, 川崎薰, 友清壽雅 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社