温热压制成型方法和汽车骨架部件.pdf

在通过压制成型将拉伸强度为440MPa以上的钢板成型为包含凸缘部和除凸缘部以外的部分的压制成型品时，将钢板在400℃～700℃的温度域加热，接着采用无压边拉延成型对加热后的钢板进行压制成型，此时通过使刚成型后的压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为100℃以内，从而可抑制回弹等形状变化、提高板件的尺寸精度，进而能够在压制成型品中容易地得到所期望的机械特性。

1.  一种温热压制成型方法，其特征在于，在通过压制成型将拉伸强度为440MPa以上的钢板成型为包含凸缘部和除凸缘部以外的部分的压制成型品时，
将该钢板在400℃～700℃的温度域加热，
接着，对于加热后的钢板，通过无压边拉延成型按照刚成型后的压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为100℃以内进行压制成型。

2.  如权利要求1所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述压制成型品的拉伸强度为所述钢板的拉伸强度的80％以上110％以下。

3.  如权利要求1或2所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板具有下述成分组成：
以质量％计，按照满足下述(1)式的关系的范围含有
C：0.015％～0.16％、
Si：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
Ti：0.13％～0.25％，
余部包含Fe和不可避免的杂质；
同时该钢板具有下述组织：铁素体相在组织整体中所占的比例以面积率计为95％以上，且铁素体的平均结晶粒径为1μm以上，在该铁素体晶粒中分散析出有平均粒径为10nm以下的碳化物；

2.  00≥([％C]/12)/([％Ti]/48)≥1.05…(1)
此处，[％M]为M元素的含量，单位为质量％。

4.  如权利要求3所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有选自
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1种或2种以上，且满足下述(1)’式的关系，

2.  00≥([％C]/12)/([％Ti]/48+[％V]/51+[％W]/184+[％Mo]/96+[％Nb]/93+[％Zr]/91+[％Hf]/179)≥1.05…(1)’
此处，[％M]为M元素的含量，单位为质量％。

5.  如权利要求3或4所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有B：0.003％以下。

6.  如权利要求3～5的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有选自Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Y：0.2％以下和REM：0.2％以下之中的1种或2种以上。

7.  如权利要求3～6的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有选自Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下和Sn：0.1％以下之中的1种或2种以上。

8.  如权利要求3～7的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有选自Ni：0.5％以下和Cr：0.5％以下中的1种或2种。

9.  如权利要求3～8的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有合计为2.0％以下的选自O、Se、Te、Po、As、Bi、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1种或2种以上。

10.  如权利要求1～9的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，所述钢板在其表面具备镀覆层。

11.  如权利要求1～10的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，在实施所述无压边拉延成型时，在成型下死点处保持该状态1秒以上。

12.  一种汽车骨架部件，其特征在于，该汽车骨架部件通过权利要求1～11的任一项所述的温热压制成型方法来制造。

温热压制成型方法和汽车骨架部件
技术领域
本发明涉及一种温热压制成型方法，其能够抑制在对高强度钢板进行压制成型的情况下产生的由于回弹等形状变化所致的尺寸精度不良。
此外，本发明涉及通过上述温热压制成型方法制造的汽车骨架部件。
背景技术
为了兼顾以提高油耗定额为目的的车体轻量化以及提高用于保护乘客的碰撞安全性，对于高强度钢板在车辆部件中的应用进行了研究。但是，高强度钢板通常压制成型性差，并且由模具脱模后的弹性恢复所致的形状变化(回弹)大，容易发生尺寸精度不良，因而目前应用压制成型的部件受限。
因此，为了改善压制成型性和提高形状冻结性(减少回弹)，在专利文献1中公开了对高强度钢板应用热压成型的示例，该热压成型中，将钢板加热到特定温度后进行压制成型。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-205416号公报
发明内容
发明所要解决的课题
上述的热压成型为下述技术：通过在高于冷压成型的温度下进行成型，使压制成型时钢板的变形阻力降低、换言之使变形能力提高，从而可在防止压制裂纹的同时达成形状冻结性的提高。
但是，在专利文献1所公开的热压成型中，通过拉延(拉伸)成型来进行压制成型。在该拉延成型中，在成型时通过将加热后的钢板(下文中也称为钢坯(blank))的边缘部夹在底模(ダイ金型)与压边圈(防皱压板)之间进行施压，因而对于钢坯的边缘部和除 边缘部以外的部分而言，在与模具等的接触时间方面会产生差异。此外，由于接触的部分的钢坯温度在压制成型中降低，从而，由于上述的与模具等的接触时间的差异等的影响，在刚成型后的压制成型品(下文中也称为板件(panel))内产生不均匀的温度分布。
其结果，特别是在应用高强度钢板的汽车骨架部件等中，在热压成型后的空气冷却中板件形状发生变化，会产生无法得到令人十分满意的尺寸精度的板件的问题。
此外，在通常的热压成型中，将钢板加热到奥氏体区域、并伴有冷却时的淬火·相变，因而在成型前后钢板的组织容易变化，在压制成型品中存在强度和延展性之类的拉伸特性的偏差大的问题。
本发明是为了解决上述问题而开发出的，其目的在于提供一种温热压制成型方法，该方法可抑制回弹等形状变化、提高板件的尺寸精度，同时在压制成型品中能够容易地得到所期望的机械特性。
本发明的目的还在于提供通过上述温热压制成型方法制造得到的汽车骨架部件。
解决课题的手段
在现有的热压成型中，在应用高强度钢板的情况下需要加热至奥氏体区域，为了解决上述问题，发明人尝试了使钢板的加热温度低于奥氏体相变温度。
与此同时，为了寻找出能够抑制回弹所致的形状变化量的条件，发明人对各种成型方法·成型条件反复进行了深入研究。
其结果得到了下述技术思想：即，在通过压制成型将高强度钢板成型为包含凸缘部和除凸缘部以外的部分的压制成型品时，通过
(1)将钢板在所谓的温热成型温度域加热，
(2)接着，对于加热后的钢板，使用无压边拉延成型(フォーム成形)进行压制成型，
(3)此时，在刚成型后，将压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差抑制在规定值以内，
从而能够有利地达成所期望的目的。
本发明立足于上述技术思想。
即，本发明的要点构成如下。
1.一种温热压制成型方法，其特征在于，在通过压制成型将拉伸强度为440MPa以上的钢板成型为包含凸缘部和除凸缘部以外的部分的压制成型品时，
将该钢板在400℃～700℃的温度域加热，
接着，对于加热后的钢板，通过无压边拉延成型按照刚成型后的压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为100℃以内进行压制成型。
2.如上述1所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述压制成型品的拉伸强度为上述钢板的拉伸强度的80％以上110％以下。
3.如上述1或2所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板具有下述成分组成：
以质量％计，按照满足下述(1)式的关系的范围含有
C：0.015％～0.16％、
Si：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
Ti：0.13％～0.25％，
余部包含Fe和不可避免的杂质；
同时该钢板具有下述组织：铁素体相在组织整体中所占的比例以面积率计为95％以上，且铁素体的平均结晶粒径为1μm以上，在该铁素体晶粒中分散析出有平均粒径为10nm以下的碳化物。
记
2.00≥([％C]/12)/([％Ti]/48)≥1.05…(1)
此处，[％M]为M元素的含量(质量％)
4.如上述3所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有选自
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1种或2种以上，且满足下述(1)’式的关系。
记
2.00≥([％C]/12)/([％Ti]/48+[％V]/51+[％W]/184+[％Mo]/96+[％Nb]/93+[％Zr]/91+[％Hf]/179)≥1.05…(1)’
此处，[％M]为M元素的含量(质量％)
5.如上述3或4所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有B：0.003％以下。
6.如上述3～5的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有选自Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Y：0.2％以下和REM：0.2％以下之中的1种或2种以上。
7.如上述3～6的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有选自Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下和Sn：0.1％以下之中的1种或2种以上。
8.如上述3～7的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有选自Ni：0.5％以下和Cr：0.5％以下之中的1种或2种。
9.如上述3～8的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板以质量％计进一步含有合计为2.0％以下的选自O、Se、Te、Po、As、Bi、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1种或2种以上。
10.如上述1～9的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，上述钢板在其表面具备镀覆层。
11.如上述1～10的任一项所述的温热压制成型方法，其特征在于，在实施上述无压边拉延成型时，在成型下死点处保持该状态1秒以上。
12.一种汽车骨架部件，其特征在于，该汽车骨架部件通过上述1～11的任一项所述的温热压制成型方法来制造。
发明的效果
根据本发明，能够抑制压制成型后的板件在空气冷却时发生的形状变化，从而， 能够在高生产率下制造尺寸精度良好的汽车骨架部件。其结果，能够将以往由于尺寸精度不良的原因而无法适用于汽车骨架部件的高强度钢板应用于汽车骨架部件中，能够通过车体的轻量化等极大地有助于环境问题的改善。
此外，利用在温热下进行压制成型的本发明，在成型前后不伴随有淬火或相变，能够对材料钢板的机械特性进行直接利用，因而能够稳定地得到所期望特性的压制成型品。
附图说明
图1是对通过拉延(拉伸)成型进行的压制成型进行说明的图，图1(a)表示成型开始时的状态、图1(b)表示成型中途的状态、图1(c)表示成型下死点(成型完成时)的状态。
图2(a)为示出由通过压制成型得到的板件制造得到的汽车骨架部件的一例的图。
图2(b)是对于通过使用拉延成型的压制成型得到的板件的凸缘部进行说明的图。
图3为对于通过无压边拉延成型进行的压制成型进行说明的图，图3(a)表示成型开始时的状态、图3(b)表示成型中途的状态、图3(c)表示成型下死点(成型完成时)处的状态。
图4是对于板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差进行说明的图，该板件通过无压边拉延成型和拉延成型进行温热压制成型得到。
图5(a)是对于下述平均温度差与板件的形状变化量的关系进行说明的图，所述平均温度差是通过无压边拉延成型进行温热压制成型的板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差，所述板件的形状变化量是刚压制成型后(将板件从模具中取出的时刻)与空气冷却后的板件的形状变化量。
图5(b)是对刚压制成型后(将板件从模具中取出的时刻)与空气冷却后的板件的形状变化量进行说明的图。
图6(a)为示意性示出中柱上压板的图。
图6(b)是对于刚压制成型后(将板件从模具中取出的时刻)与空气冷却后的板件的形状变化量进行说明的图。
具体实施方式
下面具体说明本发明。
首先对本发明中将压制成型前的钢板的加热温度设为400℃～700℃的范围的理由进行说明。
钢板的加热温度：400℃～700℃
在本发明中，通过无压边拉延成型进行压制成型。与拉伸成型相比，该无压边拉延成型易于在凸缘部产生褶皱，但通过将钢板加热至400℃以上，能够抑制褶皱的发生。但是，钢板的加热温度若超过700℃，则材料强度过分降低，有破裂或断裂的危险。因而，钢板的加热温度为400℃～700℃的范围。特别是钢板的加热温度为400℃以上且小于650℃的情况下，还能够抑制钢板表面的氧化或裂纹的发生，并且压力载荷也不会产生过大的增加，因而是更有利的。
接下来，对于本发明中使用无压边拉延成型作为温热压制成型方法、且使刚成型后的压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为100℃以内的理由进行说明。
需要说明的是，只要不特别声明，此后的“平均温度差(difference in average temperature)”的记载是指刚压制成型后的平均温度差。此处，“刚压制成型后”相当于将板件从模具取出后的空气冷却开始时刻。此外，“形状变化量”是指在刚温热压制成型后将板件从模具取出的时刻的形状与将该板件空气冷却后的形状的差异(变化量)。
在对要求侧壁部高度的板件进行压制成型时，一般通过拉延(拉伸)成型来进行。在进行该拉延成型的情况下，即使为温热(或热)压制成型，为了抑制在成型时产生的褶皱，如图1所示，通常要配置防皱压板，利用该防皱压板与上模(模具)将钢坯边缘部夹在中间进行施压，同时在对侧壁部赋予张力的情况下进行成型。
需要说明的是，图1中，符号1为模具、2为冲头、3为防皱压板、4为加热后的钢板(钢坯)、5为成型后的压制成型品(板件)、6为凸缘部、7为侧壁部。
例如，如图2(a)所示，汽车骨架部件多数情况下是将截面形状大致为帽状的部件彼此通过点焊等接合形成闭合截面。此处，如图2(b)所示，被夹在中间进行压制的钢坯边缘部在成型后成为板件的凸缘部，由于该凸缘部为用于将板件彼此通过点焊等接合的部位，因而要求使该凸缘部平坦。因此，如上所述，钢坯在对钢坯边缘部赋予防皱压力(しわ押さえ力)的同时进行成型。
在上述那样的拉延成型的情况下，钢坯边缘部在从成型初期直到成型完成为止的期间一直是被防皱压板与上模(模具)夹在中间进行施压的。因此，在对加热后的钢板(钢坯)进行压制成型的情况下，产生了从钢坯边缘部向着模具的热移动，钢坯边缘部的温度容易降低，刚成型后的板件的凸缘部分与除凸缘部以外的部分的温度差增大。
若板件内具有这样的温度差，则在室温下进行冷却的过程中的热收缩量根据板件内部位的不同而不同，因而在板件内产生残余应力，板件形状发生变化以释放该应力。发明人认为，这一点是冷却时形状变化的主要原因，想到了通过图3所示那样的在不使用防皱压板的情况下可期待减轻钢坯边缘部的温度降低的无压边拉延成型来进行压制成型。
此处，在无压边拉延成型的情况下，由于在成型中并不是持续将凸缘部夹在中间进行压制的，因而具有在刚成型后的板件内部不易产生温度差这样的优点。
并且，尽管与拉延(拉伸)成型相比，无压边拉延成型可以说在凸缘部更容易产生褶皱，但通过在温热条件下进行成型，钢坯的强度降低，钢坯在压制成型中容易沿着模具发生变形，因而能够避免褶皱的发生。
图4中示出了通过无压边拉延成型和拉延成型进行温热压制成型的截面形状大致为帽状的板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差。需要说明的是，成型前的钢板的加热温度均为630℃；未进行成型下死点处的保持。
如图4所示，在使用无压边拉延成型的情况下，与拉延成型相比，上述平均温度差大幅降低。因此，通过在温热条件下进行无压边拉延成型，能够减小板件内部的温度差，可知对于冷却时的形状变化的抑制是有效的。
另外，图5(a)中示出了下述平均温度差与板件的形状变化量的关系，所述平均温度差是刚通过无压边拉延成型进行温热压制成型后的截面形状大致呈帽状的板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差，所述板件的形状变化量是刚压制成型后从模具中取出的时刻的板件与空气冷却后的板件的形状变化量。需要说明的是，此处，通过调整压制速度而在上述平均温度差中设置差异。另外，如图5(b)所示，上述的形状变化量通过相对于基准板件(刚压制成型后从模具中取出的时刻的板件)的凸缘端部处的开口量(開き量)a进行评价。图中，符号8为基准板件(虚线)、9为空气冷却后的板件(粗实线)、10为成型下死点处的板件(细实线)。
如图5(a)所示，可知随着上述平均温度差增大，刚压制成型后从模具中取出的时 刻的板件与空气冷却后的板件的形状变化量越来越大。特别是在该平均温度差超过100℃时，形状变化量急剧增加，因而，为了使板件内的温度差所致的形状变化量降低，将该平均温度差抑制在100℃以内为重要的。优选为70℃以内。
此处，为了将该平均温度差抑制在100℃以内，使钢板的加热温度为400℃～700℃进行无压边拉延成型即可。需要说明的是，此时，需要考虑压制速度、模具温度等无压边拉延成型条件。即，优选压制速度为10spm～15spm左右(每分钟冲数(Strokes per minute)：1分钟内能够加工的个数。其中，在进行成型下死点处的保持的情况下，进一步加上该保持时间。)。
另外，在钢板的加热温度为400℃～700℃、通过无压边拉延成型进行温热压制成型的情况下，即使不保持成型下死点处的状态、即成型下死点处的保持时间为0秒，也能够使上述平均温度差为100℃以内，从而，这种情况从生产率的方面考虑是极为有利的。
另一方面，若成型下死点处的保持时间为1秒以上，由于与模具接触，板件的温度开始降低，但在板件内进行温度的均匀化，上述平均温度差进一步减小，因而从形状冻结性的方面考虑更为有利。并且，由于对凸缘部进行约束，因而从抑制褶皱发生的方面考虑也是有利的。因此，特别是在要求高精度的情况下，优选成型下死点处的保持时间为1秒以上。需要说明的是，若保持时间过长，则会损害生产率，因而优选为5秒以内。
关于上述以外的成型条件没有特别限制，依照常规方法即可。需要说明的是，关于钢板的加热，有利用电炉进行的加热、利用通电加热或远红外线加热进行的急速加热等，不论加热方法的种类如何，均可发挥出相同的效果。
此外，如上所述，本发明的温热压制成型方法中，以拉伸强度为440MPa以上的钢板为对象。进一步地，本发明的温热压制成型方法中，还能够适用于拉伸强度为780MPa以上、进而为980MPa以上的钢板。
并且，如上所述，利用本发明的温热压制成型方法，能够对作为钢坯的钢板的机械特性进行直接利用，因而压制成型后的板件中，能够得到压制成型前的钢板的拉伸强度的80％以上110％以下的拉伸强度。
进一步地，根据成型条件和钢板的特性，在压制成型后能够得到压制成型前的钢板的拉伸强度几乎无变化地保持(具有压制成型前的钢板的拉伸强度的95％～100％ 的拉伸强度)的压制成型品。
因而，根据压制成型品所需要的特性，若将与其相应特性的钢板用作钢坯，则能够稳定地得到所期望特性的压制成型品。
下面对本发明中适宜作为钢坯的钢板的成分组成范围进行说明。需要说明的是，只要不特别声明，成分中涉及的“％”这一表示是指“质量％”。
C：0.015～0.16％
C与Ti或V、Mo、W、Nb、Zr、Hf结合形成碳化物，在基体中微细分散，是钢板高强度化的重要元素。此处，为了达成440MPa以上的拉伸强度，优选C量为0.015％以上。另一方面，C量超过0.16％时，延展性、韧性显著降低，无法确保良好的冲击吸收能(例如，以拉伸强度TS×总伸长率El来表示)。因此，C优选为0.015％～0.16％的范围。更优选为0.03％～0.16％、进一步优选为0.04％～0.14％的范围。
Si：0.2％以下
Si为固溶增强元素，其抑制高温域的强度降低，因而会阻碍温热成型温度域的加工性(温热成型性)。因此，在本发明中，优选尽可能降低其含量，可容许其至多为0.2％。出于这样的原因，Si优选为0.2％以下。更优选为0.1％以下、进一步优选为0.06％以下。需要说明的是，Si也可降低至杂质水平。
Mn：1.8％以下
Mn与Si同样地为固溶增强元素，其抑制高温域的强度降低，因而会阻碍温热成型温度域的加工性(温热成型性)。因此，在本发明中，优选尽可能降低其含量，可容许其至多为1.8％。出于这样的原因，Mn优选为1.8％以下。更优选为1.3％以下、进一步优选为1.1％以下。需要说明的是，若Mn含量极少，则奥氏体(γ)→铁素体(α)相变温度会过度上升，可能会使碳化物粗大化，因而Mn优选为0.5％以上。
P：0.035％以下
P的固溶增强能力非常高，可抑制高温域的强度降低，因而为阻碍温热成型温度域的加工性(温热成型性)的元素。进一步地，由于P在晶界发生偏析，因而会使温热成型时以及温热成型后的延展性降低。出于这样的原因，优选尽力降低P，可容许其至多为0.035％。因此，P优选为0.035％以下。并且更优选为0.03％以下、进一步优选为0.02％以下。
S：0.01％以下
S为在钢中作为夹杂物存在的元素，其与Ti结合使强度降低，或与Mn结合形成硫化物，使常温或温热条件下的钢板的延展性降低。因此，优选尽力降低S，可容许其至多为0.01％。因此，S优选为0.01％以下。并且更优选为0.005％以下、进一步优选为0.004％以下。
Al：0.1％以下
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了得到这样的效果，优选其含有0.02％以上。但是，所含有的Al若超过0.1％，则氧化物系夹杂物增加，温热条件下的延展性显著降低。因此，Al优选为0.1％以下。并且更优选为0.07％以下。
N：0.01％以下
N在制钢阶段与Ti、Nb等结合，形成粗大的氮化物。因此，在大量含有N时，钢板强度显著降低。出于这样的原因，优选尽力降低N，可容许其至多为0.01％。从而，N优选为0.01％以下。并且更优选为0.007％以下。
Ti：0.13％～0.25％
Ti与C结合形成碳化物，是有助于钢板补强的元素。在本发明中，为了确保对象钢板在室温下的拉伸强度为440MPa以上，优选含有0.13％以上的Ti。另一方面，若所含有的Ti超过0.25％，则在钢原材料(鋼素材)的加热时，残存有粗大的TiC，生成微孔洞。因此，Ti量优选为0.25％以下。并且更优选为0.14％～0.22％、进一步优选为0.15％～0.22％的范围。
上面对各成分的适宜范围进行了说明，但各成分仅满足上述范围并不充分，C和Ti满足下式(1)的关系是特别重要的。
2.00≥([％C]/12)/([％Ti]/48)≥1.05…(1)
此处，[％M]为M元素的含量(质量％)
即，(1)式是为了体现出基于后述碳化物的析出增强、确保温热成型后的所期望的高强度的必要条件。通过使C和Ti的含量满足(1)式的关系，能够使所期望量的碳化物析出，从而能够确保所期望的高强度。
此外，([％C]/12)/([％Ti]/48)的值小于1.05时，不仅晶界强度降低，而且碳化物对于加热的热稳定性也会降低。因此，碳化物容易粗大化，无法达成所期望的高强度化。另一方面，([％C]/12)/([％Ti]/48)的值超过2.00时，渗碳体会过度析出。因此，在温热成型中有微孔洞生成，成为温热成型中产生裂纹的原因。另外，([％C]/12)/([％Ti]/48) 更优选的范围为1.05以上1.85以下。
上面对基本成分进行了说明，但在适用于本发明的温热压制成型方法的钢板中，除了上述成分以外，还可以适宜含有如下所述的元素。
选自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1种或2种以上
V、Mo、W、Nb、Zr和Hf与Ti同样地为形成碳化物、有助于钢板补强的元素。因此，在钢板进一步要求高强度化的情况下，除了Ti以外，还可以含有选自V、Mo、W、Nb、Zr和Hf中的1种或2种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有0.01％以上的V、0.01％以上的Mo、0.01％以上的W、0.01％以上的Nb、0.01％以上的Zr、0.01％以上的Hf。
另一方面，V超过1.0％时，碳化物容易粗大化，特别是在温热成型温度域碳化物粗大化，因而难以将冷却至室温后的碳化物的平均粒径调整为10nm以下。因此，V优选为1.0％以下。并且更优选为0.5％以下、进一步优选为0.2％以下。
此外，在Mo和W分别超过0.5％、1.0％时，γ→α相变极度延迟。因此，在钢板组织中混存有贝氏体相或马氏体相，难以得到后述的铁素体单相。出于这样的原因，Mo和W优选分别为0.5％以下、1.0％以下。
进一步地，若Nb、Zr和Hf的含量分别超过0.1％，则在厚钢坯再加热时，粗大的碳化物未完全溶解而有残留。因此，在温热成型中容易生成微孔洞。出于这样的原因，Nb、Zr和Hf优选分别为0.1％以下。
需要说明的是，在含有上述各元素的情况下，需要满足的不是上述式(1)而是下述式(1)’的范围。其理由与(1)中说明的相同。
2.00≥([％C]/12)/([％Ti]/48+[％V]/51+[％W]/184+[％Mo]/96+[％Nb]/93+[％Zr]/91+[％Hf]/179)≥1.05…(1)’
此处，[％M]为M元素的含量(质量％)
进一步，在适用于本发明的温热压制成型方法的钢板中，还可以适宜含有如下所述的元素。
B：0.003％以下
B具有抑制γ→α相变的成核、降低γ→α相变点的作用，基于该作用，其为有助于碳化物的微细化的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.0002％以上的B。但是， 在B的含量超过0.003％时，效果达到饱和，在经济上不利。因此，B优选为0.003％以下。更优选为0.002％以下。
选自Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Y：0.2％以下和REM：0.2％以下之中的1种或2种以上
Mg、Ca、Y、REM均具有将夹杂物微细化的作用，基于该作用，其具有抑制温热成型中的夹杂物与母材附近的应力集中、提高延展性的效果。因此，可以根据需要含有这些元素。需要说明的是，REM为稀土金属(Rare Earth Metal)的简称，是指镧系元素。
但是，在分别过度含有超过0.2％的Mg、Ca、Y和REM时，铸造性(在将熔钢注入铸模中使其凝固时熔钢的流动性(流れ)良好的特性)降低，反而会招致延展性的降低。因此，优选为Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Y：0.2％以下、REM：0.2％以下。并且更优选Mg为0.001％～0.1％、Ca为0.001％～0.1％、Y为0.001％～0.1％、REM为0.001％～0.1％的范围。
并且优选进行调整使这些元素的总量为0.2％以下，更优选为0.1％以下。
选自Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下和Sn：0.1％以下之中的1种或2种以上
Sb、Cu和Sn在钢板表面附近富集，具有抑制温热成型中的钢板表面的氮化所致的钢板软化的效果，可以根据需要含有1种或2种以上。需要说明的是，Cu还具有提高耐蚀性的效果。为了得到这样的效果，优选Sb、Cu和Sn分别含有0.005％以上。但是，在分别过度含有超过0.1％的Sb、超过0.5％的Cu、超过0.1％的Sn时，钢板的表面性状恶化。因此，优选为Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下。
选自Ni：0.5％以下和Cr：0.5％以下之中的1种或2种
Ni和Cr均为有助于高强度化的元素，可以根据需要含有选自它们中的1种或2种。其中，Ni为奥氏体稳定化元素，抑制高温下的铁素体的生成，有助于钢板的高强度化。另外，Cr为淬透性提高元素，与Ni同样地抑制高温下的铁素体的生成，有助于钢板的高强度化。
为了得到这样的效果，优选分别含有0.01％以上的Ni和Cr。但是，在分别过度含有分别超过0.5％的Ni和Cr时，会诱发马氏体相、贝氏体相等低温相变相的产生。马氏体相、贝氏体相之类的低温相变相在加热中产生恢复，因而在温热成型后强度降低。因此，Ni和Cr分别优选为0.5％以下。并且更优选为0.3％以下。
合计为2.0％以下的选自O、Se、Te、Po、As、Bi、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1种或2种以上
这些元素合计为2.0％以下时，不会给钢板的强度或温热成型性带来影响，因而是能够容许的。更优选为1.0％以下。
上述成分以外的余部为Fe和不可避免的杂质。
接下来，对上述钢板的适宜组织进行说明。
铁素体相在组织整体中所占的比例：以面积率计为95％以上
在本发明中，钢板的金属组织为铁素体单相。此处所指的“铁素体单相”不仅包括铁素体相以面积率计为100％的情况，还包括铁素体相以面积率计为95％以上的实质上为铁素体单相的情况。
通过使金属组织为铁素体单相，能够保持优异的延展性，进而还能够抑制热所致的材质变化。在混存有作为硬质相的贝氏体相或马氏体相时，通过加热而被导入到硬质相内的位错恢复、发生软化，因而在温热成型后无法维持钢板强度。因此，最好不含有珠光体、贝氏体相、马氏体相，但这样的硬质相、以及残留奥氏体相在组织整体中以面积率计为5％以下时是能够容许的。
此处，在金属组织实质上为铁素体单相的情况下，即使在400℃以上700℃以下的温度域(温热成型温度域)进行加热，钢板的金属组织也仍实质上维持铁素体单相。并且，由于上述钢板随着进行加热延展性会增加，因而在温热成型温度域中能够确保良好的总伸长率。
此外，在温热成型温度域中对该钢板实施成型加工时，由于在伴随着位错的恢复的同时进行成型加工，因而在温热成型中几乎不会发生延展性降低。并且，即使在温热成型后冷却至室温，也不会发生组织变化，因而钢板的金属组织仍实质上维持铁素体单相，显示出优异的延展性。
铁素体的平均结晶粒径：1μm以上
铁素体的平均结晶粒径小于1μm时，在温热成型时晶粒容易生长，因此温热成型后的压制成型品的材质与温热成型前有较大差异，材质稳定性降低。因而，铁素体的平均结晶粒径优选为1μm以上。
另一方面，在铁素体的平均结晶粒径过大、超过15μm时，得不到由组织的细粒 化所致的补强，难以确保所期望的钢板强度。因此，铁素体的平均结晶粒径优选为15μm以下。更优选为12μm以下。
需要说明的是，为了得到铁素体的平均结晶粒径为1μm以上的组织，防止铁素体的成核位点数过剩是有效的。成核位点数与轧制中在钢板内蓄积的应变能量有密切的关系，为了防止铁素体颗粒的微细化，需要防止过剩的应变能量的蓄积。因此，精轧制结束温度优选精轧制结束温度为840℃以上。
铁素体晶粒中的碳化物的平均粒径：10nm以下
利用上述铁素体单相的组织，难以制成拉伸强度、屈服比足够高的钢板。关于这一点，若使平均粒径为10nm以下的微细碳化物在铁素体晶粒中析出，则能够谋求钢板的高强度化。此处，若碳化物的平均粒径超过10nm，则难以得到上述的高拉伸强度、高屈服比。需要说明的是，碳化物的平均粒径更优选为7nm以下。
作为微细的碳化物，可以举出Ti碳化物、或者进一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物、Nb碳化物、Zr碳化物、Hf碳化物。对于这些碳化物，只要钢板的加热温度为700℃以下就不会发生粗大化，平均粒径可被维持在10nm以下。因而，即使在400℃以上700℃以下的温热成型温度域对钢板进行加热来实施温热成型，可抑制碳化物的粗大化，因而在温热成型后冷却至室温后，也不会发生钢板强度的大幅降低。从而，若能够制成具有在铁素体单相的基体中实质上含有平均粒径10nm以下的上述碳化物的组织的钢板，则将该钢板在400℃以上700℃以下的温热成型温度域进行加热、实施温热成型而得到的压制成型品的屈服应力的降低能够得到有效抑制。
需要说明的是，上述钢板也可以包含熔融镀锌层等镀覆层。作为该镀覆层，可以举出例如电镀层、无电解镀覆层、熔融镀覆层等。进而也可以为合金化镀覆层。
下面对适用于本发明的温热压制成型方法中的钢板的制造方法进行说明。
关于适用于本发明的温热压制成型方法的钢板，将钢原材料加热后，实施包含粗轧制和精轧制的热轧，轧制后卷取成卷状，制成热轧钢板。
需要说明的是，钢原材料的制造方法无需特别限定，优选将具有上述组成的熔钢利用转炉或电炉等公知的熔炼方法进行熔炼，或者进一步利用真空脱气炉进行二次精炼，之后利用连续铸造法等公知的铸造方法铸造成厚钢坯等钢原材料。需要说明的是，从生产率、品质上的观点出发，优选利用连续铸造法进行制造。
下面对适宜的制造条件进行说明。
钢原材料的加热温度：1100℃～1350℃
钢原材料的加热温度小于1100℃时，粗大的碳化物不会发生溶解，因而在最终得到的钢板中分散析出的微细碳化物量减少，难以确保所期望的高强度。另一方面，钢原材料的加热温度若超过1350℃，则发生显著氧化，在热轧时氧化皮咬入，使钢板的表面性状恶化，从而降低钢板的温热成型性。因此，钢原材料的加热温度优选为1100℃～1350℃的范围。并且更优选为1150℃～1300℃的范围。
精轧制结束温度：840℃以上
精轧制结束温度小于840℃时，形成铁素体颗粒伸展而成的组织，并且形成各个铁素体粒径大不相同的混粒组织，钢板强度显著降低。此外，在精轧制结束温度小于840℃时，在轧制中钢板内蓄积的应变能量过剩，难以得到铁素体的平均结晶粒径为1μm以上的组织。因此，精轧制结束温度优选为840℃以上。并且更优选为860℃以上。
从热轧结束后到强制冷却开始为止的时间：3秒以内
在上述的热轧结束后，对所得到的热轧钢板进行强制冷却。若从热轧结束后到强制冷却开始为止的时间超过3秒，则会大量发生碳化物的应变诱导析出，难以确保所期望的微细碳化物的析出。因此，优选从热轧结束后到强制冷却开始为止的时间为3秒以内。并且更优选为2秒以内。
从冷却开始到冷却停止为止的平均冷却速度：30℃/秒以上
从冷却开始到冷却停止为止的平均冷却速度小于30℃/秒时，在高温下所维持的时间长，容易进行应变诱导析出所致的碳化物的粗大化。因此，上述热轧后的强制冷却优选设为平均冷却速度：30℃/秒以上，急速冷却至特定温度。该平均冷却速度更优选为50℃/秒以上。
需要说明的是，对冷却停止温度的设定要考虑到从冷却停止到进行卷取为止期间钢板的温度降低，使卷取温度为目标温度范围。即，在冷却停止后，钢板由于空气冷却而发生温度降低，因而通常将冷却停止温度设定在卷取温度+5℃～10℃左右的温度。
卷取温度：500℃～700℃
卷取温度小于500℃时，钢板中析出的碳化物不足，难以确保所期望的钢板强度。另一方面，卷取温度超过700℃时，析出的碳化物粗大化，因而难以确保所期望的钢 板强度。因此，卷取温度优选为500℃～700℃的范围。并且更优选为550℃～680℃的范围。
另外，可以利用公知的方法对所得到的热轧钢板实施镀覆处理，在表面形成镀覆层。作为镀覆层，优选熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层、电镀层等。
接下来，对由上述制造方法得到的适用于本发明的温热压制成型方法的钢板的机械特性进行说明。
此处，该适宜钢板的机械特性如下。
(a)室温下的拉伸强度：780MPa以上、且室温下的屈服比：0.85以上
(b)在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的屈服应力YS₂：室温下的屈服应力YS₁的80％以下
(c)在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的总伸长率El₂：室温下的总伸长率El₁的1.1倍以上
下面对这些各特性进行说明。
室温下的拉伸强度：780MPa以上、且室温下的屈服比：0.85以上
本发明的温热压制成型方法中，将室温下的拉伸强度为440MPa以上的钢板作为对象，但若利用上述的制造方法，则能够得到TS₁为780MPa以上、且室温下的屈服比为0.85以上的钢板。
此处，TS₁是指室温下的拉伸强度，并且室温是指(22±5)℃。
在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的屈服应力YS₂：室温下的屈服应力YS₁的80％以下
在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的屈服应力YS₂超过室温下的屈服应力YS₁的80％时，温热成型时的钢板变形阻力不会充分降低，因此产生了增大温热成型时的负载载荷(压力载荷)的需求，模具寿命缩短。此外，为了赋予较大的负载载荷(压力载荷)，加工机(压力机)主体必然会不得不增大。若加工机(压力机)主体增大，则将加热至温热成型温度的钢板传送至加工机需要较长时间，招致钢坯的温度降低，难以在所期望的温度进行温热成型。进而，形状冻结性也无法得到充分改善，因而利用温热成型的效果减小。
因而，在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的屈服应力YS₂优选为室温下的屈服应力YS₁的80％以下。更优选为70％以下。
在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的总伸长率El₂：室温下的总伸长率El₁的1.1倍以上
在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的总伸长率El₂为室温下的总伸长率El₁的1.1倍以上时，温热成型时的加工性得到充分改善，因而不会产生裂纹等缺陷，容易将钢板成型为复杂形状的部件。
因而，在作为温热成型温度域的400℃～700℃下的总伸长率El₂优选为室温下的总伸长率El₁的1.1倍以上。更优选为1.2倍以上。
进一步，除了上述机械特性外，在成型为压制成型品后还显示出以下机械特性的钢板更适用于本发明的温热压制成型方法。
室温下的压制成型品的屈服应力YS₃和总伸长率El₃分别为压制成型前的钢板的室温下的屈服应力YS₁和总伸长率El₁的80％以上
在室温下的压制成型品的屈服应力YS₃和总伸长率El₃分别小于压制成型前的钢板的室温下的屈服应力YS₁和总伸长率El₁的80％时，温热成型后的部件的强度以及总伸长率不足。若使用这样的钢板、利用温热压制成型制成所望形状的汽车部件，则在汽车碰撞时的冲击吸收性能不足，因而作为汽车部件的可靠性受损。
由此，室温下的压制成型品的屈服应力YS₃和总伸长率El₃优选分别为压制成型前的钢板的室温下的屈服应力YS₁和总伸长率El₁的80％以上。更优选为90％以上。
实施例
(实施例1)
在表1所示的条件下对板厚：1.6mm、拉伸强度：440MPa级～1180MPa级的钢板进行加热，之后通过温热无压边拉延成型将其成型为图6(a)所示的汽车骨架部件之一的中柱上压板。另外，为了进行比较，在表1所示的条件下通过温热拉延成型和室温下的冷无压边拉延成型(钢板不加热)进行中柱上压板的成型。
此处，在钢板的加热中使用电炉。将在炉时间设定为300秒，使钢坯整体呈均匀的温度分布进行加热。将加热后的钢坯从炉中取出，经10秒的传送时间后供给到压力机内，在表1所示条件下进行成型。此后立即对成型后的板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的温度差进行测定。即，利用非接触式温度计，在板件凸缘部(图6(a)中以X点表示的位置)测定6个点的温度，在除凸缘部以外的部分(图6(a)中以Y点表示的位置)测定5个点的温度，将X点的平均温度与Y点的平均温度的差作为凸缘部与 除凸缘部以外的部分的平均温度差。
另外，压力机使用伺服压力机，压制速度为15spm(每分钟冲数(Strokes perminute)：1分钟内能够加工的个数。其中，在进行成型下死点处的保持的情况下，进一步加上该保持时间。)。
对成型后的板件进行足够时间的空气冷却后，针对图6(b)所示的中柱上压板的截面形状，利用激光位移器测定空气冷却后的板件端部相对于基准板件形状(刚压制成型后从模具中取出的时刻的形状)的形状变化量a。将它们的测定结果一并记于表1中。

如表1所示，在设钢板的加热温度为640℃进行温热无压边拉延成型的发明例No.1～4中，凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为100℃以内，形状变化量a也为0.5mm以内，得到了良好的尺寸精度。
在使用980MPa级和1180MPa级的钢板、设钢板的加热温度为400℃～590℃进行温热无压边拉延成型的发明例No.5～7中，由于加热温度低，因而凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差进一步减小，形状变化量a也进一步减少。
另外，在设成型下死点处的保持时间分别为5秒、1秒的发明例No.19和20中，与同样使用980MPa级的钢板、加热温度相同的发明例No.4相比，凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差进一步减小，形状变化量a也进一步减少。
另一方面，在设加热温度为700℃进行温热无压边拉延成型的发明例No.8中，尽管形状变化量a为1.0mm以内，但与发明例No.1～7相比，钢板与压制模具的摩擦力增加，压力载荷也不得不增加。
与此相对，在设钢板的加热温度大于700℃来进行温热无压边拉延成型的比较例No.9中，在成型中途产生裂纹。并且，在设钢板的加热温度小于400℃来进行温热无压边拉延成型的比较例No.10中，产生大量褶皱。
另外，在设钢板的加热温度为400℃～700℃来进行温热拉延(拉伸)成型的比较例No.11～16中，凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差为150℃以上，形状变化量a也超过1.0mm，尺寸精度显著恶化。
进一步地，在使用980MPa级和1180MPa级的钢板在室温下进行冷无压边拉延成型的比较例No.17和18中，在成型时产生大的裂纹，无法进行压制成型。
由以上结果可知，利用本发明的温热压制成型方法，可将刚成型后的压制成型品的凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差调整为100℃以内，由此可得到刚压制成型后与空气冷却后的形状变化量为1mm以下、优选为0.5mm以下的尺寸精度优异的压制成型品。
(实施例2)
利用转炉对具有表2所示的成分组成的熔钢进行熔炼，利用连续铸造法进行铸造，制成厚钢坯(钢原材料)。将这些厚钢坯(钢原材料)加热至表3所示的加热温度，进行均热保持，粗轧制后在表3所示的热轧条件下进行精轧制、冷却，卷取成卷状，制成热轧钢板(板厚：1.6mm)。需要说明的是，对于钢板a、i、k、m，在利用连续熔融镀锌作业线加热至700℃后，浸渍在液温：460℃的熔融镀锌浴中，在表面形成熔 融镀锌层，之后在530℃对该镀覆层实施合金化处理，形成合金化熔融镀锌层。需要说明的是，镀覆附着量为45g/m²。
接着由所得到的热轧钢板采取试验片，进行组织观察、析出物观察和拉伸试验。试验方法如下。
(1)组织观察
由所得到的热轧钢板采取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨，并进行腐蚀(腐蚀液：5％硝酸酒精溶液(natal solution))，使用扫描型电子显微镜(倍率：400倍)对板厚中心部进行观察，各进行10个视野的拍照。对于所得到的组织照片进行图像解析，进行组织鉴定以及各相的组织分率、各相的平均结晶粒径的测定。
即，使用所得到的组织照片，首先将铁素体相与除铁素体相以外的相分离，测定铁素体相的面积，求出其相对于整个观察视野的面积率，将其作为铁素体相的面积率。需要说明的是，尽管铁素体相是以颗粒内未观察到腐蚀痕、晶界为平滑的曲线被观察到的，但以线状形态被观察到的晶界也记作铁素体相的一部分。另外，铁素体的平均结晶粒径是使用所得到的组织照片、通过基于ASTM E 112-10的切断法来求得的。
(2)析出物观察
另外，由所得到的热轧钢板的板厚中央部采取透射型电子显微镜观察用试验片，通过机械研磨和化学研磨制成观察用薄膜。对于所得到的薄膜，使用透射型电子显微镜(倍率：120000倍)进行析出物(碳化物)的观察。对于100个以上的碳化物进行粒径测定，将它们的算术平均值作为各钢板中的碳化物的平均粒径。需要说明的是，在进行测定时，将大于1μm的粗大的渗碳体或氮化物排除在外。
(3)拉伸试验
基于JIS Z 2201(1998)，按照与轧制方向垂直的方向为拉伸方向的方式，从所得到的热轧钢板采取JIS 13 B号拉伸试验片。使用该采取到的试验片，按照JIS G 0567(1998)进行拉伸试验，测定室温(22±5℃)时的机械特性(屈服应力YS₁、拉伸强度TS₁、总伸长率El₁)和表4所示各温度时的高温下的机械特性(屈服应力YS₂、拉伸强度TS₂、总伸长率El₂)。需要说明的是，拉伸试验均在十字头速度：10mm/min的条件下进行。另外，在测定高温下的机械特性的试验中，使用电炉对试验片进行加热以使试验片温度可稳定在试验温度的±3℃以内，之后保持15min，进行拉伸试验。
将这些(1)～(3)的试验结果列于表3和表4。



接下来，在表5所示的条件下对如上所述得到的钢板进行加热后，通过温热无压边拉延成型而成型为图6(a)所示的作为汽车骨架部件之一的中柱上压板。需要说明的是，表5所示以外的加热条件和无压边拉延成型条件与实施例1的情况相同。
并且，在与实施例1相同的条件下，对于刚成型后的板件的凸缘部与除凸缘部以外的部分的温度差、以及空气冷却后的板件端部相对于基准板件形状(刚压制成型后从模具中取出的时刻的形状)的形状变化量a进行测定。
另外，从该成型后的板件采取JIS 13 B号拉伸试验片，对于这些拉伸试验片，于室温在与上述相同的条件下进行拉伸试验，对机械特性(屈服应力(YS₃)、拉伸强度(TS₃)、总伸长率(El₃))进行测定。
将所得到的结果一并记于表5中。

如表5所示，在作为发明例的No.21～46中，凸缘部与除凸缘部以外的部分的平均温度差均为100℃以内，形状变化量a也为0.5mm以内，得到了良好的尺寸精度。
特别是在使用了成分组成和组织适宜的钢板的发明例No.21～26、33～40、44、45中，尽管均使用了780MPa以上的高强度钢板，但在成型后的压制成型品中均得到了良好的尺寸精度，并且压制成型品的拉伸强度TS₃为压制成型前的钢板的拉伸强度TS₁的99％～104％等，其机械特性也极为良好。
符号的说明
1  模具
2  冲头
3  防皱压板
4  经加热的钢板(钢坯)
5  压制成型品(板件)
6  凸缘部
7  侧壁部
8  基准板件(刚压制成型后从模具中取出的时刻的板件)
9  空气冷却后的板件
10 成型下死点处的板件
11 中柱上压板