溫熱壓制成型方法和汽車骨架部件的制作方法

溫熱壓制成型方法和汽車骨架部件的制作方法
【專利摘要】在通過壓制成型將拉伸強度為440MPa以上的鋼板成型為包含凸緣部和除凸緣部以外的部分的壓制成型品時，將鋼板在400℃～700℃的溫度域加熱，接著采用無壓邊拉延成型對加熱后的鋼板進行壓制成型，此時通過使剛成型后的壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差為100℃以內，從而可抑制回彈等形狀變化、提高板件的尺寸精度，進而能夠在壓制成型品中容易地得到所期望的機械特性。
【專利說明】溫熱壓制成型方法和汽車骨架部件

【技術領域】
[0001]本發明涉及一種溫熱壓制成型方法，其能夠抑制在對高強度鋼板進行壓制成型的情況下產生的由于回彈等形狀變化所致的尺寸精度不良。
[0002]此外，本發明涉及通過上述溫熱壓制成型方法制造的汽車骨架部件。

【背景技術】
[0003]為了兼顧以提高油耗定額為目的的車體輕量化以及提高用于保護乘客的碰撞安全性，對于高強度鋼板在車輛部件中的應用進行了研究。但是，高強度鋼板通常壓制成型性差，并且由模具脫模后的彈性恢復所致的形狀變化(回彈)大，容易發生尺寸精度不良，因而目前應用壓制成型的部件受限。
[0004]因此，為了改善壓制成型性和提高形狀凍結性(減少回彈)，在專利文獻I中公開了對高強度鋼板應用熱壓成型的示例，該熱壓成型中，將鋼板加熱到特定溫度后進行壓制成型。
[0005]現有技術文獻
[0006]專利文獻
[0007]專利文獻1:日本特開2005-205416號公報


【發明內容】

[0008]發明所要解決的課題
[0009]上述的熱壓成型為下述技術:通過在高于冷壓成型的溫度下進行成型，使壓制成型時鋼板的變形阻力降低、換言之使變形能力提高，從而可在防止壓制裂紋的同時達成形狀凍結性的提高。
[0010]但是，在專利文獻I所公開的熱壓成型中，通過拉延(拉伸)成型來進行壓制成型。在該拉延成型中，在成型時通過將加熱后的鋼板(下文中也稱為鋼坯(blank))的邊緣部夾在底模(夕' ^金型)與壓邊圈(防皺壓板)之間進行施壓，因而對于鋼坯的邊緣部和除邊緣部以外的部分而言，在與模具等的接觸時間方面會產生差異。此外，由于接觸的部分的鋼坯溫度在壓制成型中降低，從而，由于上述的與模具等的接觸時間的差異等的影響，在剛成型后的壓制成型品(下文中也稱為板件(panel))內產生不均勻的溫度分布。
[0011]其結果，特別是在應用高強度鋼板的汽車骨架部件等中，在熱壓成型后的空氣冷卻中板件形狀發生變化，會產生無法得到令人十分滿意的尺寸精度的板件的問題。
[0012]此外，在通常的熱壓成型中，將鋼板加熱到奧氏體區域、并伴有冷卻時的淬火.相變，因而在成型前后鋼板的組織容易變化，在壓制成型品中存在強度和延展性之類的拉伸特性的偏差大的問題。
[0013]本發明是為了解決上述問題而開發出的，其目的在于提供一種溫熱壓制成型方法，該方法可抑制回彈等形狀變化、提高板件的尺寸精度，同時在壓制成型品中能夠容易地得到所期望的機械特性。
[0014]本發明的目的還在于提供通過上述溫熱壓制成型方法制造得到的汽車骨架部件。
[0015]解決課題的手段
[0016]在現有的熱壓成型中，在應用高強度鋼板的情況下需要加熱至奧氏體區域，為了解決上述問題，發明人嘗試了使鋼板的加熱溫度低于奧氏體相變溫度。
[0017]與此同時，為了尋找出能夠抑制回彈所致的形狀變化量的條件，發明人對各種成型方法.成型條件反復進行了深入研究。
[0018]其結果得到了下述技術思想:即，在通過壓制成型將高強度鋼板成型為包含凸緣部和除凸緣部以外的部分的壓制成型品時，通過
[0019](I)將鋼板在所謂的溫熱成型溫度域加熱，
[0020](2)接著，對于加熱后的鋼板，使用無壓邊拉延成型(7 * — A成形)進行壓制成型，
[0021](3)此時，在剛成型后，將壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差抑制在規定值以內，
[0022]從而能夠有利地達成所期望的目的。
[0023]本發明立足于上述技術思想。
[0024]即，本發明的要點構成如下。
[0025]1.一種溫熱壓制成型方法，其特征在于，在通過壓制成型將拉伸強度為440MPa以上的鋼板成型為包含凸緣部和除凸緣部以外的部分的壓制成型品時，
[0026]將該鋼板在400°C?700°C的溫度域加熱，
[0027]接著，對于加熱后的鋼板，通過無壓邊拉延成型按照剛成型后的壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差為100°C以內進行壓制成型。
[0028]2.如上述I所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述壓制成型品的拉伸強度為上述鋼板的拉伸強度的80%以上110%以下。
[0029]3.如上述I或2所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板具有下述成分組成:
[0030]以質量％計，按照滿足下述⑴式的關系的范圍含有
[0031]C:0.015%?0.16%、
[0032]S1:0.2% 以下、
[0033]Mn:1.8% 以下、
[0034]P:0.035% 以下、
[0035]S:0.01% 以下、
[0036]Al:0.1% 以下、
[0037]N:0.01% 以下、和
[0038]T1:0.13%?0.25%，
[0039]余部包含Fe和不可避免的雜質；
[0040]同時該鋼板具有下述組織:鐵素體相在組織整體中所占的比例以面積率計為95%以上，且鐵素體的平均結晶粒徑為I μ m以上，在該鐵素體晶粒中分散析出有平均粒徑為1nm以下的碳化物。
[0041]記
[0042]2.00 彡([% C]/12)/([% Ti]/48)彡 1.05…(I)
[0043]此處，[% M]為M元素的含量(質量％ )
[0044]4.如上述3所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自
[0045]V:1.0% 以下、
[0046]1^0:0.5% 以下、
[0047]W:1.0% 以下、
[0048]Nb:0.1% 以下、
[0049]Zr:0.1% 以下、和
[0050]Hf:0.1% 以下
[0051]之中的I種或2種以上，且滿足下述⑴，式的關系。
[0052]記
[0053]2.00 ^ ([ % C]/12)/([ % Ti]/48+[ % V]/51+[ % ff]/184+[ % Mo]/96+[ %Nb]/93+[% Zr]/91+[% Hf]/179)彡 1.05...(I)，
[0054]此處，[% M]為M元素的含量(質量％ )
[0055]5.如上述3或4所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有B:0.003%以下。
[0056]6.如上述3?5的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自Mg:0.2%以下、Ca:0.2%以下、Y:0.2%以下和REM:0.2%以下之中的I種或2種以上。
[0057]7.如上述3?6的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自Sb:0.1%以下、Cu:0.5%以下和Sn:0.1%以下之中的I種或2種以上。
[0058]8.如上述3?7的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自N1:0.5%以下和Cr:0.5%以下之中的I種或2種。
[0059]9.如上述3?8的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有合計為 2.0% 以下的選自 0、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、CcUHg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be 和 Sr 之中的 I 種或 2 種以上。
[0060]10.如上述I?9的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，上述鋼板在其表面具備鍍覆層。
[0061 ] 11.如上述I?10的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，在實施上述無壓邊拉延成型時，在成型下死點處保持該狀態I秒以上。
[0062]12.一種汽車骨架部件，其特征在于，該汽車骨架部件通過上述I?11的任一項所述的溫熱壓制成型方法來制造。
[0063]發明的效果
[0064]根據本發明，能夠抑制壓制成型后的板件在空氣冷卻時發生的形狀變化，從而，能夠在高生產率下制造尺寸精度良好的汽車骨架部件。其結果，能夠將以往由于尺寸精度不良的原因而無法適用于汽車骨架部件的高強度鋼板應用于汽車骨架部件中，能夠通過車體的輕量化等極大地有助于環境問題的改善。
[0065]此外，利用在溫熱下進行壓制成型的本發明，在成型前后不伴隨有淬火或相變，能夠對材料鋼板的機械特性進行直接利用，因而能夠穩定地得到所期望特性的壓制成型品。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0066]圖1是對通過拉延(拉伸)成型進行的壓制成型進行說明的圖，圖1 (a)表示成型開始時的狀態、圖1(b)表示成型中途的狀態、圖1(c)表示成型下死點(成型完成時)的狀態。
[0067]圖2(a)為示出由通過壓制成型得到的板件制造得到的汽車骨架部件的一例的圖。
[0068]圖2(b)是對于通過使用拉延成型的壓制成型得到的板件的凸緣部進行說明的圖。
[0069]圖3為對于通過無壓邊拉延成型進行的壓制成型進行說明的圖，圖3(a)表示成型開始時的狀態、圖3(b)表示成型中途的狀態、圖3(c)表示成型下死點(成型完成時)處的狀態。
[0070]圖4是對于板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差進行說明的圖，該板件通過無壓邊拉延成型和拉延成型進行溫熱壓制成型得到。
[0071]圖5(a)是對于下述平均溫度差與板件的形狀變化量的關系進行說明的圖，所述平均溫度差是通過無壓邊拉延成型進行溫熱壓制成型的板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差，所述板件的形狀變化量是剛壓制成型后(將板件從模具中取出的時亥IJ)與空氣冷卻后的板件的形狀變化量。
[0072]圖5(b)是對剛壓制成型后(將板件從模具中取出的時刻)與空氣冷卻后的板件的形狀變化量進行說明的圖。
[0073]圖6(a)為示意性示出中柱上壓板的圖。
[0074]圖6(b)是對于剛壓制成型后(將板件從模具中取出的時刻)與空氣冷卻后的板件的形狀變化量進行說明的圖。

【具體實施方式】
[0075]下面具體說明本發明。
[0076]首先對本發明中將壓制成型前的鋼板的加熱溫度設為400°C?700°C的范圍的理由進行說明。
[0077]鋼板的加熱溫度:400°C?700°C
[0078]在本發明中，通過無壓邊拉延成型進行壓制成型。與拉伸成型相比，該無壓邊拉延成型易于在凸緣部產生褶皺，但通過將鋼板加熱至400°C以上，能夠抑制褶皺的發生。但是，鋼板的加熱溫度若超過700°C，則材料強度過分降低，有破裂或斷裂的危險。因而，鋼板的加熱溫度為400°C?700°C的范圍。特別是鋼板的加熱溫度為400°C以上且小于650°C的情況下，還能夠抑制鋼板表面的氧化或裂紋的發生，并且壓力載荷也不會產生過大的增加，因而是更有利的。
[0079]接下來，對于本發明中使用無壓邊拉延成型作為溫熱壓制成型方法、且使剛成型后的壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差為100°C以內的理由進行說明。
[0080]需要說明的是,只要不特別聲明，此后的“平均溫度差(difference in averagetemperature)”的記載是指剛壓制成型后的平均溫度差。此處，“剛壓制成型后”相當于將板件從模具取出后的空氣冷卻開始時刻。此外，“形狀變化量”是指在剛溫熱壓制成型后將板件從模具取出的時刻的形狀與將該板件空氣冷卻后的形狀的差異(變化量)。
[0081]在對要求側壁部高度的板件進行壓制成型時，一般通過拉延(拉伸)成型來進行。在進行該拉延成型的情況下，即使為溫熱(或熱)壓制成型，為了抑制在成型時產生的褶皺，如圖1所示，通常要配置防皺壓板，利用該防皺壓板與上模(模具)將鋼坯邊緣部夾在中間進行施壓，同時在對側壁部賦予張力的情況下進行成型。
[0082]需要說明的是，圖1中，符號I為模具、2為沖頭、3為防皺壓板、4為加熱后的鋼板(鋼坯)、5為成型后的壓制成型品(板件)、6為凸緣部、7為側壁部。
[0083]例如，如圖2(a)所示，汽車骨架部件多數情況下是將截面形狀大致為帽狀的部件彼此通過點焊等接合形成閉合截面。此處，如圖2(b)所示，被夾在中間進行壓制的鋼坯邊緣部在成型后成為板件的凸緣部，由于該凸緣部為用于將板件彼此通過點焊等接合的部位，因而要求使該凸緣部平坦。因此，如上所述，鋼坯在對鋼坯邊緣部賦予防皺壓力(
押$ λ力)的同時進行成型。
[0084]在上述那樣的拉延成型的情況下，鋼坯邊緣部在從成型初期直到成型完成為止的期間一直是被防皺壓板與上模(模具)夾在中間進行施壓的。因此，在對加熱后的鋼板(鋼坯)進行壓制成型的情況下，產生了從鋼坯邊緣部向著模具的熱移動，鋼坯邊緣部的溫度容易降低，剛成型后的板件的凸緣部分與除凸緣部以外的部分的溫度差增大。
[0085]若板件內具有這樣的溫度差，則在室溫下進行冷卻的過程中的熱收縮量根據板件內部位的不同而不同，因而在板件內產生殘余應力，板件形狀發生變化以釋放該應力。發明人認為，這一點是冷卻時形狀變化的主要原因，想到了通過圖3所示那樣的在不使用防皺壓板的情況下可期待減輕鋼坯邊緣部的溫度降低的無壓邊拉延成型來進行壓制成型。
[0086]此處，在無壓邊拉延成型的情況下，由于在成型中并不是持續將凸緣部夾在中間進行壓制的，因而具有在剛成型后的板件內部不易產生溫度差這樣的優點。
[0087]并且，盡管與拉延(拉伸)成型相比，無壓邊拉延成型可以說在凸緣部更容易產生褶皺，但通過在溫熱條件下進行成型，鋼坯的強度降低，鋼坯在壓制成型中容易沿著模具發生變形，因而能夠避免褶皺的發生。
[0088]圖4中示出了通過無壓邊拉延成型和拉延成型進行溫熱壓制成型的截面形狀大致為帽狀的板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差。需要說明的是，成型前的鋼板的加熱溫度均為630°C ;未進行成型下死點處的保持。
[0089]如圖4所示，在使用無壓邊拉延成型的情況下，與拉延成型相比，上述平均溫度差大幅降低。因此，通過在溫熱條件下進行無壓邊拉延成型，能夠減小板件內部的溫度差，可知對于冷卻時的形狀變化的抑制是有效的。
[0090]另外，圖5(a)中示出了下述平均溫度差與板件的形狀變化量的關系，所述平均溫度差是剛通過無壓邊拉延成型進行溫熱壓制成型后的截面形狀大致呈帽狀的板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差，所述板件的形狀變化量是剛壓制成型后從模具中取出的時刻的板件與空氣冷卻后的板件的形狀變化量。需要說明的是，此處，通過調整壓制速度而在上述平均溫度差中設置差異。另外，如圖5(b)所示，上述的形狀變化量通過相對于基準板件(剛壓制成型后從模具中取出的時刻的板件)的凸緣端部處的開口量(開務量)a進行評價。圖中，符號8為基準板件(虛線)、9為空氣冷卻后的板件(粗實線)、10為成型下死點處的板件(細實線)。
[0091]如圖5(a)所示，可知隨著上述平均溫度差增大，剛壓制成型后從模具中取出的時刻的板件與空氣冷卻后的板件的形狀變化量越來越大。特別是在該平均溫度差超過100°c時，形狀變化量急劇增加，因而，為了使板件內的溫度差所致的形狀變化量降低，將該平均溫度差抑制在100°c以內為重要的。優選為70°C以內。
[0092]此處，為了將該平均溫度差抑制在100°C以內，使鋼板的加熱溫度為400°C?700°C進行無壓邊拉延成型即可。需要說明的是，此時，需要考慮壓制速度、模具溫度等無壓邊拉延成型條件。S卩，優選壓制速度為1spm?15spm左右(每分鐘沖數(Strokes perminute):1分鐘內能夠加工的個數。其中，在進行成型下死點處的保持的情況下，進一步加上該保持時間。)。
[0093]另外，在鋼板的加熱溫度為400°C?700°C、通過無壓邊拉延成型進行溫熱壓制成型的情況下，即使不保持成型下死點處的狀態、即成型下死點處的保持時間為O秒，也能夠使上述平均溫度差為100°c以內，從而，這種情況從生產率的方面考慮是極為有利的。
[0094]另一方面，若成型下死點處的保持時間為I秒以上，由于與模具接觸，板件的溫度開始降低，但在板件內進行溫度的均勻化，上述平均溫度差進一步減小，因而從形狀凍結性的方面考慮更為有利。并且，由于對凸緣部進行約束，因而從抑制褶皺發生的方面考慮也是有利的。因此，特別是在要求高精度的情況下，優選成型下死點處的保持時間為I秒以上。需要說明的是，若保持時間過長，則會損害生產率，因而優選為5秒以內。
[0095]關于上述以外的成型條件沒有特別限制，依照常規方法即可。需要說明的是，關于鋼板的加熱，有利用電爐進行的加熱、利用通電加熱或遠紅外線加熱進行的急速加熱等，不論加熱方法的種類如何，均可發揮出相同的效果。
[0096]此外，如上所述，本發明的溫熱壓制成型方法中，以拉伸強度為440MPa以上的鋼板為對象。進一步地，本發明的溫熱壓制成型方法中，還能夠適用于拉伸強度為780MPa以上、進而為980MPa以上的鋼板。
[0097]并且，如上所述，利用本發明的溫熱壓制成型方法，能夠對作為鋼坯的鋼板的機械特性進行直接利用，因而壓制成型后的板件中，能夠得到壓制成型前的鋼板的拉伸強度的80%以上110%以下的拉伸強度。
[0098]進一步地，根據成型條件和鋼板的特性，在壓制成型后能夠得到壓制成型前的鋼板的拉伸強度幾乎無變化地保持(具有壓制成型前的鋼板的拉伸強度的95%?100%的拉伸強度)的壓制成型品。
[0099]因而，根據壓制成型品所需要的特性，若將與其相應特性的鋼板用作鋼坯，則能夠穩定地得到所期望特性的壓制成型品。
[0100]下面對本發明中適宜作為鋼坯的鋼板的成分組成范圍進行說明。需要說明的是，只要不特別聲明，成分中涉及的“ ％ ”這一表示是指“質量％ ”。
[0101]C:0.015 ?0.16%
[0102]C與Ti或V、Mo、W、Nb、Zr、Hf結合形成碳化物，在基體中微細分散，是鋼板高強度化的重要元素。此處，為了達成440MPa以上的拉伸強度，優選C量為0.015%以上。另一方面，C量超過0.16%時，延展性、韌性顯著降低，無法確保良好的沖擊吸收能(例如，以拉伸強度TSX總伸長率El來表示)。因此，C優選為0.015%?0.16%的范圍。更優選為
0.03%?0.16%、進一步優選為0.04%?0.14%的范圍。
[0103]S1:0.2% 以下
[0104]Si為固溶增強元素，其抑制高溫域的強度降低，因而會阻礙溫熱成型溫度域的加工性(溫熱成型性)。因此，在本發明中，優選盡可能降低其含量，可容許其至多為0.2%。出于這樣的原因，Si優選為0.2%以下。更優選為0.1 %以下、進一步優選為0.06%以下。需要說明的是，Si也可降低至雜質水平。
[0105]Mn:1.8% 以下
[0106]Mn與Si同樣地為固溶增強元素，其抑制高溫域的強度降低，因而會阻礙溫熱成型溫度域的加工性(溫熱成型性)。因此，在本發明中，優選盡可能降低其含量，可容許其至多為1.8%。出于這樣的原因，Mn優選為1.8%以下。更優選為1.3%以下、進一步優選為
1.1%以下。需要說明的是，若Mn含量極少，則奧氏體(Y)—鐵素體U)相變溫度會過度上升，可能會使碳化物粗大化，因而Mn優選為0.5%以上。
[0107]P:0.035% 以下
[0108]P的固溶增強能力非常高，可抑制高溫域的強度降低，因而為阻礙溫熱成型溫度域的加工性(溫熱成型性)的元素。進一步地，由于P在晶界發生偏析，因而會使溫熱成型時以及溫熱成型后的延展性降低。出于這樣的原因，優選盡力降低P，可容許其至多為0.035%。因此，P優選為0.035%以下。并且更優選為0.03%以下、進一步優選為0.02%以下。
[0109]S:0.01% 以下
[0110]S為在鋼中作為夾雜物存在的元素，其與Ti結合使強度降低，或與Mn結合形成硫化物，使常溫或溫熱條件下的鋼板的延展性降低。因此，優選盡力降低S，可容許其至多為
0.01%。因此，S優選為0.01%以下。并且更優選為0.005%以下、進一步優選為0.004%以下。
[0111]Al:0.1% 以下
[0112]Al是作為脫氧劑發揮作用的元素，為了得到這樣的效果，優選其含有0.02%以上。但是，所含有的Al若超過0.1%，則氧化物系夾雜物增加，溫熱條件下的延展性顯著降低。因此，Al優選為0.1 %以下。并且更優選為0.07%以下。
[0113]N:0.01% 以下
[0114]N在制鋼階段與T1、Nb等結合，形成粗大的氮化物。因此，在大量含有N時，鋼板強度顯著降低。出于這樣的原因，優選盡力降低N，可容許其至多為0.01%。從而，N優選為0.01%以下。并且更優選為0.007%以下。
[0115]T1:0.13%?0.25%
[0116]Ti與C結合形成碳化物，是有助于鋼板補強的元素。在本發明中，為了確保對象鋼板在室溫下的拉伸強度為440MPa以上，優選含有0.13%以上的Ti。另一方面，若所含有的Ti超過0.25%，則在鋼原材料(鋼素材)的加熱時，殘存有粗大的TiC，生成微孔洞。因此，Ti量優選為0.25%以下。并且更優選為0.14%?0.22%、進一步優選為0.15%?0.22%的范圍。
[0117]上面對各成分的適宜范圍進行了說明，但各成分僅滿足上述范圍并不充分，C和Ti滿足下式(I)的關系是特別重要的。
[0118]2.00 彡([% C]/12)/([% Ti]/48)彡 1.05...(I)
[0119]此處，[% M]為M元素的含量(質量％ )
[0120]S卩，(I)式是為了體現出基于后述碳化物的析出增強、確保溫熱成型后的所期望的高強度的必要條件。通過使C和Ti的含量滿足(I)式的關系，能夠使所期望量的碳化物析出，從而能夠確保所期望的高強度。
[0121]此外，([% C]/12)/([% Ti]/48)的值小于1.05時，不僅晶界強度降低，而且碳化物對于加熱的熱穩定性也會降低。因此，碳化物容易粗大化，無法達成所期望的高強度化。另一方面，([% C]/12)/([% Ti]/48)的值超過2.00時，滲碳體會過度析出。因此，在溫熱成型中有微孔洞生成，成為溫熱成型中產生裂紋的原因。另外，([%C]/12)/([%Ti]/48)更優選的范圍為1.05以上1.85以下。
[0122]上面對基本成分進行了說明，但在適用于本發明的溫熱壓制成型方法的鋼板中，除了上述成分以外，還可以適宜含有如下所述的元素。
[0123]選自V:1.0% 以下、Mo:0.5% 以下、W:1.0% 以下、Nb:0.1% 以下、Zr:0.1% 以下和Hf:0.1 %以下之中的I種或2種以上
[0124]V、Mo、W、Nb、Zr和Hf與Ti同樣地為形成碳化物、有助于鋼板補強的元素。因此，在鋼板進一步要求高強度化的情況下，除了 Ti以外，還可以含有選自V、Mo、W、Nb、Zr和Hf中的I種或2種以上。為了得到這樣的效果，優選分別含有0.01%以上的V、0.01%以上的Mo,0.01%以上的評、0.01%以上的Nb、0.01%以上的Zr、0.01%以上的Hf。
[0125]另一方面，V超過1.0%時，碳化物容易粗大化，特別是在溫熱成型溫度域碳化物粗大化，因而難以將冷卻至室溫后的碳化物的平均粒徑調整為1nm以下。因此，V優選為
1.0%以下。并且更優選為0.5%以下、進一步優選為0.2%以下。
[0126]此外，在Mo和W分別超過0.5%、1.0%時，Y — α相變極度延遲。因此，在鋼板組織中混存有貝氏體相或馬氏體相，難以得到后述的鐵素體單相。出于這樣的原因，Mo和W優選分別為0.5%以下、1.0%以下。
[0127]進一步地，若Nb、Zr和Hf的含量分別超過0.1 %，則在厚鋼坯再加熱時，粗大的碳化物未完全溶解而有殘留。因此，在溫熱成型中容易生成微孔洞。出于這樣的原因，Nb、Zr和Hf優選分別為0.1%以下。
[0128]需要說明的是，在含有上述各元素的情況下，需要滿足的不是上述式(I)而是下述式(I)’的范圍。其理由與(I)中說明的相同。
[0129]2.00 ^ ([ % C]/12)/([ % Ti]/48+[ % V]/51+[ % ff]/184+[ % Mo]/96+[ %Nb]/93+[% Zr]/91+[% Hf]/179)彡 1.05...(I)，
[0130]此處，[% M]為M元素的含量(質量％ )
[0131]進一步，在適用于本發明的溫熱壓制成型方法的鋼板中，還可以適宜含有如下所述的元素。
[0132]B:0.003% 以下
[0133]B具有抑制Y — α相變的成核、降低Y — α相變點的作用,基于該作用,其為有助于碳化物的微細化的元素。為了得到這樣的效果，優選含有0.0002%以上的B。但是，在B的含量超過0.003%時，效果達到飽和，在經濟上不利。因此，B優選為0.003%以下。更優選為0.002%以下。
[0134]選自Mg:0.2%以下、Ca:0.2%以下、Y:0.2%以下和REM:0.2%以下之中的I種或2種以上
[0135]Mg、Ca、Y、REM均具有將夾雜物微細化的作用，基于該作用，其具有抑制溫熱成型中的夾雜物與母材附近的應力集中、提高延展性的效果。因此，可以根據需要含有這些元素。需要說明的是，REM為稀土金屬(Rare Earth Metal)的簡稱，是指倆系兀素。
[0136]但是，在分別過度含有超過0.2%的Mg、Ca、Y和REM時，鑄造性(在將熔鋼注入鑄模中使其凝固時熔鋼的流動性(流Λ )良好的特性)降低，反而會招致延展性的降低。因此，優選為Mg:0.2%以下、Ca:0.2%以下、Y:0.2%以下、REM:0.2%以下。并且更優選Mg為0.001%?0.1%、Ca 為 0.001%?0.1%、Y 為 0.001%?0.1%、REM 為 0.001%?0.1%的范圍。
[0137]并且優選進行調整使這些元素的總量為0.2%以下，更優選為0.1%以下。
[0138]選自Sb:0.1%以下、Cu:0.5%以下和Sn:0.1%以下之中的I種或2種以上
[0139]SbXu和Sn在鋼板表面附近富集，具有抑制溫熱成型中的鋼板表面的氮化所致的鋼板軟化的效果，可以根據需要含有I種或2種以上。需要說明的是，Cu還具有提高耐蝕性的效果。為了得到這樣的效果，優選Sb、Cu和Sn分別含有0.005%以上。但是，在分別過度含有超過0.1%的Sb、超過0.5%的Cu、超過0.1%的Sn時，鋼板的表面性狀惡化。因此，優選為Sb:0.1 %以下、Cu:0.5%以下、Sn:0.1%以下。
[0140]選自N1:0.5%以下和Cr:0.5%以下之中的I種或2種
[0141]Ni和Cr均為有助于高強度化的元素，可以根據需要含有選自它們中的I種或2種。其中，Ni為奧氏體穩定化元素，抑制高溫下的鐵素體的生成，有助于鋼板的高強度化。另外，Cr為淬透性提高元素，與Ni同樣地抑制高溫下的鐵素體的生成，有助于鋼板的高強度化。
[0142]為了得到這樣的效果，優選分別含有0.01%以上的Ni和Cr。但是，在分別過度含有分別超過0.5%的Ni和Cr時，會誘發馬氏體相、貝氏體相等低溫相變相的產生。馬氏體相、貝氏體相之類的低溫相變相在加熱中產生恢復，因而在溫熱成型后強度降低。因此，Ni和Cr分別優選為0.5%以下。并且更優選為0.3%以下。
[0143]合計為2.0% 以下的選自 O、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be 和 Sr 之中的 I 種或 2 種以上
[0144]這些元素合計為2.0%以下時，不會給鋼板的強度或溫熱成型性帶來影響，因而是能夠容許的。更優選為1.0%以下。
[0145]上述成分以外的余部為Fe和不可避免的雜質。
[0146]接下來，對上述鋼板的適宜組織進行說明。
[0147]鐵素體相在組織整體中所占的比例:以面積率計為95%以上
[0148]在本發明中，鋼板的金屬組織為鐵素體單相。此處所指的“鐵素體單相”不僅包括鐵素體相以面積率計為100%的情況，還包括鐵素體相以面積率計為95%以上的實質上為鐵素體單相的情況。
[0149]通過使金屬組織為鐵素體單相，能夠保持優異的延展性，進而還能夠抑制熱所致的材質變化。在混存有作為硬質相的貝氏體相或馬氏體相時，通過加熱而被導入到硬質相內的位錯恢復、發生軟化，因而在溫熱成型后無法維持鋼板強度。因此，最好不含有珠光體、貝氏體相、馬氏體相，但這樣的硬質相、以及殘留奧氏體相在組織整體中以面積率計為5%以下時是能夠容許的。
[0150]此處，在金屬組織實質上為鐵素體單相的情況下，即使在400°C以上700°C以下的溫度域(溫熱成型溫度域)進行加熱，鋼板的金屬組織也仍實質上維持鐵素體單相。并且，由于上述鋼板隨著進行加熱延展性會增加，因而在溫熱成型溫度域中能夠確保良好的總伸長率。
[0151]此外，在溫熱成型溫度域中對該鋼板實施成型加工時，由于在伴隨著位錯的恢復的同時進行成型加工，因而在溫熱成型中幾乎不會發生延展性降低。并且，即使在溫熱成型后冷卻至室溫，也不會發生組織變化，因而鋼板的金屬組織仍實質上維持鐵素體單相，顯示出優異的延展性。
[0152]鐵素體的平均結晶粒徑:1 μ m以上
[0153]鐵素體的平均結晶粒徑小于I μ m時，在溫熱成型時晶粒容易生長，因此溫熱成型后的壓制成型品的材質與溫熱成型前有較大差異，材質穩定性降低。因而，鐵素體的平均結晶粒徑優選為I μ m以上。
[0154]另一方面，在鐵素體的平均結晶粒徑過大、超過15 μ m時，得不到由組織的細粒化所致的補強，難以確保所期望的鋼板強度。因此，鐵素體的平均結晶粒徑優選為15μπι以下。更優選為12 μ m以下。
[0155]需要說明的是，為了得到鐵素體的平均結晶粒徑為Iym以上的組織，防止鐵素體的成核位點數過剩是有效的。成核位點數與軋制中在鋼板內蓄積的應變能量有密切的關系，為了防止鐵素體顆粒的微細化，需要防止過剩的應變能量的蓄積。因此，精軋制結束溫度優選精軋制結束溫度為840°C以上。
[0156]鐵素體晶粒中的碳化物的平均粒徑:1nm以下
[0157]利用上述鐵素體單相的組織，難以制成拉伸強度、屈服比足夠高的鋼板。關于這一點，若使平均粒徑為1nm以下的微細碳化物在鐵素體晶粒中析出，則能夠謀求鋼板的高強度化。此處，若碳化物的平均粒徑超過10nm，則難以得到上述的高拉伸強度、高屈服比。需要說明的是，碳化物的平均粒徑更優選為7nm以下。
[0158]作為微細的碳化物，可以舉出Ti碳化物、或者進一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物、Nb碳化物、Zr碳化物、Hf碳化物。對于這些碳化物，只要鋼板的加熱溫度為700°C以下就不會發生粗大化，平均粒徑可被維持在1nm以下。因而，即使在400°C以上700°C以下的溫熱成型溫度域對鋼板進行加熱來實施溫熱成型，可抑制碳化物的粗大化，因而在溫熱成型后冷卻至室溫后，也不會發生鋼板強度的大幅降低。從而，若能夠制成具有在鐵素體單相的基體中實質上含有平均粒徑1nm以下的上述碳化物的組織的鋼板，則將該鋼板在400°C以上700°C以下的溫熱成型溫度域進行加熱、實施溫熱成型而得到的壓制成型品的屈服應力的降低能夠得到有效抑制。
[0159]需要說明的是，上述鋼板也可以包含熔融鍍鋅層等鍍覆層。作為該鍍覆層，可以舉出例如電鍍層、無電解鍍覆層、熔融鍍覆層等。進而也可以為合金化鍍覆層。
[0160]下面對適用于本發明的溫熱壓制成型方法中的鋼板的制造方法進行說明。
[0161]關于適用于本發明的溫熱壓制成型方法的鋼板，將鋼原材料加熱后，實施包含粗軋制和精軋制的熱軋，軋制后卷取成卷狀，制成熱軋鋼板。
[0162]需要說明的是，鋼原材料的制造方法無需特別限定，優選將具有上述組成的熔鋼利用轉爐或電爐等公知的熔煉方法進行熔煉，或者進一步利用真空脫氣爐進行二次精煉，之后利用連續鑄造法等公知的鑄造方法鑄造成厚鋼坯等鋼原材料。需要說明的是，從生產率、品質上的觀點出發，優選利用連續鑄造法進行制造。
[0163]下面對適宜的制造條件進行說明。
[0164]鋼原材料的加熱溫度:1100°C?1350°C
[0165]鋼原材料的加熱溫度小于1100°C時，粗大的碳化物不會發生溶解，因而在最終得到的鋼板中分散析出的微細碳化物量減少，難以確保所期望的高強度。另一方面，鋼原材料的加熱溫度若超過1350°C，則發生顯著氧化，在熱軋時氧化皮咬入，使鋼板的表面性狀惡化，從而降低鋼板的溫熱成型性。因此，鋼原材料的加熱溫度優選為1100°C?1350°C的范圍。并且更優選為1150°C?1300°C的范圍。
[0166]精軋制結束溫度:840°C以上
[0167]精軋制結束溫度小于840°C時，形成鐵素體顆粒伸展而成的組織，并且形成各個鐵素體粒徑大不相同的混粒組織，鋼板強度顯著降低。此外，在精軋制結束溫度小于840°C時，在軋制中鋼板內蓄積的應變能量過剩，難以得到鐵素體的平均結晶粒徑為I μ m以上的組織。因此，精軋制結束溫度優選為840°C以上。并且更優選為860°C以上。
[0168]從熱軋結束后到強制冷卻開始為止的時間:3秒以內
[0169]在上述的熱軋結束后，對所得到的熱軋鋼板進行強制冷卻。若從熱軋結束后到強制冷卻開始為止的時間超過3秒，則會大量發生碳化物的應變誘導析出，難以確保所期望的微細碳化物的析出。因此，優選從熱軋結束后到強制冷卻開始為止的時間為3秒以內。并且更優選為2秒以內。
[0170]從冷卻開始到冷卻停止為止的平均冷卻速度:30°C /秒以上
[0171]從冷卻開始到冷卻停止為止的平均冷卻速度小于30°C /秒時，在高溫下所維持的時間長，容易進行應變誘導析出所致的碳化物的粗大化。因此，上述熱軋后的強制冷卻優選設為平均冷卻速度:30°C /秒以上，急速冷卻至特定溫度。該平均冷卻速度更優選為50°C /秒以上。
[0172]需要說明的是，對冷卻停止溫度的設定要考慮到從冷卻停止到進行卷取為止期間鋼板的溫度降低，使卷取溫度為目標溫度范圍。即，在冷卻停止后，鋼板由于空氣冷卻而發生溫度降低，因而通常將冷卻停止溫度設定在卷取溫度+5°C?10°C左右的溫度。
[0173]卷取溫度:500 V?700 V
[0174]卷取溫度小于500°C時，鋼板中析出的碳化物不足，難以確保所期望的鋼板強度。另一方面，卷取溫度超過700°C時，析出的碳化物粗大化，因而難以確保所期望的鋼板強度。因此，卷取溫度優選為500°C?700°C的范圍。并且更優選為550°C?680°C的范圍。
[0175]另外，可以利用公知的方法對所得到的熱軋鋼板實施鍍覆處理，在表面形成鍍覆層。作為鍍覆層，優選熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、電鍍層等。
[0176]接下來，對由上述制造方法得到的適用于本發明的溫熱壓制成型方法的鋼板的機械特性進行說明。
[0177]此處，該適宜鋼板的機械特性如下。
[0178](a)室溫下的拉伸強度:780MPa以上、且室溫下的屈服比:0.85以上
[0179](b)在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的屈服應力YS2:室溫下的屈服應力YS1的80%以下
[0180](c)在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的總伸長率El2:室溫下的總伸長率El1的1.1倍以上
[0181]下面對這些各特性進行說明。
[0182]室溫下的拉伸強度:780MPa以上、且室溫下的屈服比:0.85以上
[0183]本發明的溫熱壓制成型方法中，將室溫下的拉伸強度為440MPa以上的鋼板作為對象，但若利用上述的制造方法，則能夠得到TS1為780MPa以上、且室溫下的屈服比為0.85以上的鋼板。
[0184]此處，TS1是指室溫下的拉伸強度，并且室溫是指(22±5)°C。
[0185]在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的屈服應力YS2:室溫下的屈服應力YSi的80%以下
[0186]在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的屈服應力YS2超過室溫下的屈服應力YS1的80%時，溫熱成型時的鋼板變形阻力不會充分降低，因此產生了增大溫熱成型時的負載載荷(壓力載荷)的需求，模具壽命縮短。此外，為了賦予較大的負載載荷(壓力載荷)，加工機(壓力機)主體必然會不得不增大。若加工機(壓力機)主體增大，則將加熱至溫熱成型溫度的鋼板傳送至加工機需要較長時間，招致鋼坯的溫度降低，難以在所期望的溫度進行溫熱成型。進而，形狀凍結性也無法得到充分改善，因而利用溫熱成型的效果減小。
[0187]因而，在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的屈服應力YS2優選為室溫下的屈服應力YS1的80%以下。更優選為70%以下。
[0188]在作為溫熱成型溫度域的4000C?700°C下的總伸長率El2:室溫下的總伸長率Eli的1.1倍以上
[0189]在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的總伸長率El2為室溫下的總伸長率El1的1.1倍以上時，溫熱成型時的加工性得到充分改善，因而不會產生裂紋等缺陷，容易將鋼板成型為復雜形狀的部件。
[0190]因而，在作為溫熱成型溫度域的400°C?700°C下的總伸長率選為室溫下的總伸長率El1的1.1倍以上。更優選為1.2倍以上。
[0191]進一步，除了上述機械特性外，在成型為壓制成型品后還顯示出以下機械特性的鋼板更適用于本發明的溫熱壓制成型方法。
[0192]室溫下的壓制成型品的屈服應力YS3和總伸長率El3分別為壓制成型前的鋼板的室溫下的屈服應力YS1和總伸長率El1的80%以上
[0193]在室溫下的壓制成型品的屈服應力YS3和總伸長率El3分別小于壓制成型前的鋼板的室溫下的屈服應力YS1和總伸長率El1的80%時，溫熱成型后的部件的強度以及總伸長率不足。若使用這樣的鋼板、利用溫熱壓制成型制成所望形狀的汽車部件，則在汽車碰撞時的沖擊吸收性能不足，因而作為汽車部件的可靠性受損。
[0194]由此，室溫下的壓制成型品的屈服應力YS3和總伸長率選分別為壓制成型前的鋼板的室溫下的屈服應力YS1和總伸長率El1的80%以上。更優選為90%以上。
[0195]實施例
[0196](實施例1)
[0197]在表I所示的條件下對板厚:1.6mm、拉伸強度:440MPa級?1180MPa級的鋼板進行加熱，之后通過溫熱無壓邊拉延成型將其成型為圖6(a)所示的汽車骨架部件之一的中柱上壓板。另外，為了進行比較，在表I所示的條件下通過溫熱拉延成型和室溫下的冷無壓邊拉延成型(鋼板不加熱)進行中柱上壓板的成型。
[0198]此處，在鋼板的加熱中使用電爐。將在爐時間設定為300秒，使鋼坯整體呈均勻的溫度分布進行加熱。將加熱后的鋼坯從爐中取出，經10秒的傳送時間后供給到壓力機內，在表I所示條件下進行成型。此后立即對成型后的板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的溫度差進行測定。即，利用非接觸式溫度計，在板件凸緣部(圖6(a)中以X點表示的位置)測定6個點的溫度，在除凸緣部以外的部分(圖6(a)中以Y點表示的位置)測定5個點的溫度，將X點的平均溫度與Y點的平均溫度的差作為凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差。
[0199]另外，壓力機使用伺服壓力機，壓制速度為15spm(每分鐘沖數(Strokesperminute):1分鐘內能夠加工的個數。其中，在進行成型下死點處的保持的情況下，進一步加上該保持時間。)。
[0200]對成型后的板件進行足夠時間的空氣冷卻后，針對圖6(b)所示的中柱上壓板的截面形狀，利用激光位移器測定空氣冷卻后的板件端部相對于基準板件形狀(剛壓制成型后從模具中取出的時刻的形狀)的形狀變化量a。將它們的測定結果一并記于表I中。
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2 >.SNo0.5mm以內，得到了良好的尺寸精度。
[0203]在使用980MPa級和1180MPa級的鋼板、設鋼板的加熱溫度為400°C?590°C進行溫熱無壓邊拉延成型的發明例N0.5?7中，由于加熱溫度低，因而凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差進一步減小，形狀變化量a也進一步減少。
[0204]另外，在設成型下死點處的保持時間分別為5秒、I秒的發明例N0.19和20中，與同樣使用980MPa級的鋼板、加熱溫度相同的發明例N0.4相比，凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差進一步減小，形狀變化量a也進一步減少。
[0205]另一方面，在設加熱溫度為700°C進行溫熱無壓邊拉延成型的發明例N0.8中，盡管形狀變化量a為1.0mm以內，但與發明例N0.1?7相比，鋼板與壓制模具的摩擦力增加，壓力載荷也不得不增加。
[0206]與此相對，在設鋼板的加熱溫度大于700°C來進行溫熱無壓邊拉延成型的比較例N0.9中，在成型中途產生裂紋。并且，在設鋼板的加熱溫度小于400°C來進行溫熱無壓邊拉延成型的比較例N0.10中，產生大量褶皺。
[0207]另外，在設鋼板的加熱溫度為400°C?700°C來進行溫熱拉延(拉伸)成型的比較例N0.11?16中，凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差為150°C以上，形狀變化量a也超過1.0mm,尺寸精度顯著惡化。
[0208]進一步地，在使用980MPa級和1180MPa級的鋼板在室溫下進行冷無壓邊拉延成型的比較例N0.17和18中，在成型時產生大的裂紋，無法進行壓制成型。
[0209]由以上結果可知，利用本發明的溫熱壓制成型方法，可將剛成型后的壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差調整為100°C以內，由此可得到剛壓制成型后與空氣冷卻后的形狀變化量為Imm以下、優選為0.5mm以下的尺寸精度優異的壓制成型品O
[0210](實施例2)
[0211]利用轉爐對具有表2所示的成分組成的熔鋼進行熔煉，利用連續鑄造法進行鑄造，制成厚鋼坯(鋼原材料)。將這些厚鋼坯(鋼原材料)加熱至表3所示的加熱溫度，進行均熱保持，粗軋制后在表3所示的熱軋條件下進行精軋制、冷卻，卷取成卷狀，制成熱軋鋼板(板厚:1.6mm)。需要說明的是，對于鋼板a、1、k、m，在利用連續熔融鍍鋅作業線加熱至700°C后，浸潰在液溫:460°C的熔融鍍鋅浴中，在表面形成熔融鍍鋅層，之后在530°C對該鍍覆層實施合金化處理，形成合金化熔融鍍鋅層。需要說明的是，鍍覆附著量為45g/m2。
[0212]接著由所得到的熱軋鋼板采取試驗片，進行組織觀察、析出物觀察和拉伸試驗。試驗方法如下。
[0213](I)組織觀察
[0214]由所得到的熱軋鋼板采取組織觀察用試驗片，對與軋制方向平行的截面(L截面)進行研磨，并進行腐蝕(腐蝕液:5%硝酸酒精溶液(natal solut1n))，使用掃描型電子顯微鏡(倍率:400倍)對板厚中心部進行觀察，各進行10個視野的拍照。對于所得到的組織照片進行圖像解析，進行組織鑒定以及各相的組織分率、各相的平均結晶粒徑的測定。
[0215]即，使用所得到的組織照片，首先將鐵素體相與除鐵素體相以外的相分離，測定鐵素體相的面積，求出其相對于整個觀察視野的面積率，將其作為鐵素體相的面積率。需要說明的是，盡管鐵素體相是以顆粒內未觀察到腐蝕痕、晶界為平滑的曲線被觀察到的，但以線狀形態被觀察到的晶界也記作鐵素體相的一部分。另外，鐵素體的平均結晶粒徑是使用所得到的組織照片、通過基于ASTM E 112-10的切斷法來求得的。
[0216](2)析出物觀察
[0217]另外，由所得到的熱軋鋼板的板厚中央部采取透射型電子顯微鏡觀察用試驗片，通過機械研磨和化學研磨制成觀察用薄膜。對于所得到的薄膜，使用透射型電子顯微鏡(倍率:120000倍)進行析出物(碳化物)的觀察。對于100個以上的碳化物進行粒徑測定，將它們的算術平均值作為各鋼板中的碳化物的平均粒徑。需要說明的是，在進行測定時，將大于I μ m的粗大的滲碳體或氮化物排除在外。
[0218](3)拉伸試驗
[0219]基于JIS Z 2201(1998)，按照與軋制方向垂直的方向為拉伸方向的方式，從所得到的熱軋鋼板采取JIS 13 B號拉伸試驗片。使用該采取到的試驗片，按照JIS G0567(1998)進行拉伸試驗，測定室溫(22±5°C )時的機械特性(屈服應力YS1、拉伸強度TS1、總伸長率El1)和表4所示各溫度時的高溫下的機械特性(屈服應力YS2、拉伸強度TS2、總伸長率El2)。需要說明的是，拉伸試驗均在十字頭速度:10mm/min的條件下進行。另外，在測定高溫下的機械特性的試驗中，使用電爐對試驗片進行加熱以使試驗片溫度可穩定在試驗溫度的±3°C以內，之后保持15min，進行拉伸試驗。
[0220]將這些(I)?⑶的試驗結果列于表3和表4。
[0221]
ΓΟ
ΓΟ
ND
|[表 2]
鋼成分組 成 (質量( 種—C I Si I Mn I P I S I Al I N | Ti I B V, Mo, W, Nb, Zr, Hf I Mg, Ca, Y, REMI Sb, Cl
A0.048 ?.-- ?.95 ?.-- ?.--!8 0.041 0Μ3Η 0.15Η - _-__-_
B0.075 0.02 1.05 0.02 0.0025 0.040 0.QQ29 0.165 -__-__-__
C0.063 0.01 1.01 0.02 0.0022 0.041 0.QQ39 0.221 0.0014 _-__:__
P0.082 0.02 0.75 0.01 0.0009 0.039 0.0026 0.165 -__V: 0.12__-__
E0.062 0.02 0,65 0.01 Q.QQ31 0.035 0.QQ48 0,151 - W: 0.13, Mo: 0.09__-__
F0.1320.010.850.02 0.00130.0450.0039 0.141~V: 0 36Mg: 0.002
G0.121?.030.530.02 0.00380.0410.002? 0.151-f^0:膝’盟.:工忍，- SI
IND
° H0.0910.020.580.01 0.00290.0390.00330.190-- ^|； Sn: 0.1 0.085 0.02 0.53 0.01 0.0029 0.039 0.0029 0.166 -V: (11(1Cu: C
J 0.029 01)2 0.65 0.02 0.0023 0.044 0.0034 0.169--
K 0.191 0.01 0.75 0.02 0,0019 0.046 0.0036 0.166 ---
L 0.11.5 0.03 0.85 0.01 0.0015 0.041 0.0023 0.153 ---
M 0.085 0.03 0.25 0.02 0.0025 0.043 0.0035 0.165 0,0015V: 0.15-
N 0.091 0.02 0.65 0.01 0.0031 0.045 0.0041 0.153 -Mo: 0.31-Cr: Oj
O0.050 0.02 0,65 0.01 0,0031 0.047 0.0045 0.090 ---
T/oM]為M元素的含量(質量％)
其中，在含有V、W、Mo、Nb, Zr、Hf的情況下，并非為([%C]/12)/([%Ti]/48)的值，而為
([%C]/12)/([%Ti]/48+[%V]/51+[%W]/l 科+[%Mo]/%+[%Nb]/93+[%Zr]/91+[%HqA

ΓΟ


ΓΟ


CO
U [灰 3]
熱軋條件等'一
鋼板鋼種加熱溫度精乳制結束溫慫平均冷卻速卷取溫a

(°C)度rc)(#)度似秒)度rc)
~~a A?220900O75600 F
b A10508901.380620
~~c A?230800L280600 F+J
~~d A?2308704￡75650
A?220880L220600
f A12308901.885730
g A12208901.280480 F
h B12509501.675680
IC12609101.555640
I—1________
j D12509701.860620
k E12509201.390590
"I F?320960L585620
m G13309601.495630
n H13309001.365620 F
o I12509801.770640 F
p J12509201.675650
q K12509301.470650 F
r L12609201.380640 F
s M1250910LI65610
"I N?250920L270640
u 01230910l；l65610 F
*F:鐵素體相、加工F:加工鐵素體相、Θ:滲碳體、P:珠光體、B:貝氏體相班I
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2
[O邊表5所示以外的加熱條件和無壓邊拉延成型條件與實施例1的情況相同。
[0225]并且，在與實施例1相同的條件下，對于剛成型后的板件的凸緣部與除凸緣部以外的部分的溫度差、以及空氣冷卻后的板件端部相對于基準板件形狀(剛壓制成型后從模具中取出的時刻的形狀)的形狀變化量a進行測定。
[0226]另外，從該成型后的板件采取JIS 13 B號拉伸試驗片，對于這些拉伸試驗片，于室溫在與上述相同的條件下進行拉伸試驗，對機械特性(屈服應力(YS3)、拉伸強度(TS3)、總伸長率(El3))進行測定。
[0227]將所得到的結果一并記于表5中。
[0228]平
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ni291版











2 、Ι?











[O均
[0230]特別是在使用了成分組成和組織適宜的鋼板的發明例N0.21?26、33?40、44、45中，盡管均使用了 780MPa以上的高強度鋼板，但在成型后的壓制成型品中均得到了良好的尺寸精度，并且壓制成型品的拉伸強度TS3為壓制成型前的鋼板的拉伸強度TS1的99%?104%等，其機械特性也極為良好。
[0231]符號的說明
[0232]I 模具
[0233]2 沖頭
[0234]3防皺壓板
[0235]4經加熱的鋼板(鋼坯)
[0236]5壓制成型品(板件)
[0237]6凸緣部
[0238]7側壁部
[0239]8基準板件(剛壓制成型后從模具中取出的時刻的板件)
[0240]9空氣冷卻后的板件
[0241]10成型下死點處的板件
[0242]11中柱上壓板
【權利要求】
1.一種溫熱壓制成型方法，其特征在于，在通過壓制成型將拉伸強度為440MPa以上的鋼板成型為包含凸緣部和除凸緣部以外的部分的壓制成型品時， 將該鋼板在400°C?700°C的溫度域加熱， 接著，對于加熱后的鋼板，通過無壓邊拉延成型按照剛成型后的壓制成型品的凸緣部與除凸緣部以外的部分的平均溫度差為100°C以內進行壓制成型。
2.如權利要求1所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述壓制成型品的拉伸強度為所述鋼板的拉伸強度的80%以上110%以下。
3.如權利要求1或2所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板具有下述成分組成: 以質量％計，按照滿足下述(I)式的關系的范圍含有 C:0.015%?0.16%,
S1:0.2% 以下、
Mn:1.8% 以下、
P:0.035% 以下、
S:0.01% 以下、
Al:0.1 % 以下、 N:0.01%以下、和 T1:0.13%?0.25%, 余部包含Fe和不可避免的雜質； 同時該鋼板具有下述組織:鐵素體相在組織整體中所占的比例以面積率計為95%以上，且鐵素體的平均結晶粒徑為Iym以上,在該鐵素體晶粒中分散析出有平均粒徑為1nm以下的碳化物；
2.00 彡([% C]/12)/([% Ti]/48)彡 1.05…(I) 此處，[% M]為M元素的含量,單位為質量％。
4.如權利要求3所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自
V:1.0% 以下、
Mo:0.5% 以下、
W:1.0% 以下、
Nb:0.1% 以下、 Zr:0.1%以下、和 Hf:0.1% 以下 中的I種或2種以上，且滿足下述(I)’式的關系，
2.00 彡([% C]/12)/([% Ti]/48+[% V]/51+[% ff]/184+[% Mo]/96+[% Nb]/93+[%Zr]/91+[% Hf]/179)彡 1.05...(I)， 此處，[% M]為M元素的含量,單位為質量
5.如權利要求3或4所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有B:0.003%以下。
6.如權利要求3?5的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自Mg:0.2%以下、Ca:0.2%以下、Y:0.2%以下和REM:0.2%以下之中的I種或2種以上。
7.如權利要求3?6的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自Sb:0.1%以下、Cu:0.5%以下和Sn:0.1%以下之中的I種或2種以上。
8.如權利要求3?7的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自N1:0.5%以下和Cr:0.5%以下中的I種或2種。
9.如權利要求3?8的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有合計為 2.0% 以下的選自 0、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、CcUHg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be 和 Sr 之中的 I 種或 2 種以上。
10.如權利要求1?9的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，所述鋼板在其表面具備鍍覆層。
11.如權利要求1?10的任一項所述的溫熱壓制成型方法，其特征在于，在實施所述無壓邊拉延成型時，在成型下死點處保持該狀態I秒以上。
12.—種汽車骨架部件，其特征在于，該汽車骨架部件通過權利要求1?11的任一項所述的溫熱壓制成型方法來制造。
【文檔編號】C22C38/14GK104159680SQ201380012032
【公開日】2014年11月19日 申請日期:2013年3月4日 優先權日:2012年3月6日
【發明者】玉井良清, 時田裕一, 簑手徹, 藤田毅 申請人:杰富意鋼鐵株式會社