热压构件、 热压构件用钢板、 热压构件的制造方法 技术领域 本发明涉及一种在由冲模和冲头构成的模具内对加热后的钢板进行加工的同时 进行急冷而实现高强度化的热压构件。尤其是涉及具有 980 ～ 2130MPa 的拉伸强度 TS 的 表面硬度的降低小的热压构件、 该热压构件用钢板及该热压构件的制造方法。
背景技术 以往， 用于汽车等的结构构件， 通过对具有期望强度的钢板进行冲压加工来制造。 近年来， 基于汽车车身的轻量化的要求， 作为原材料的钢板， 期望是例如板厚为约 1.0mm ～ 约 4.0mm 的高强度钢板， 但是越是使钢板高强度化， 其加工性会变得越差， 从而越难以将钢 板加工成期望的构件形状。
因此， 如专利文献 1 中所记载， 在模具内对加热后的钢板进行加工的同时进行急 冷来实现高强度化的、 被称为热压或模压淬火的结构构件的制造方法受到关注。上述制造 方法在需要 1.0 ～ 1.5GPa 的 TS 的一部分构件的制造中已得到实际应用。在该方法中， 将 钢板加热到 950℃左右之后在高温下进行加工， 因此， 冷冲压中的加工性的问题得到减轻。 另外， 利用水冷后的模具进行淬火， 因此， 具有能够利用相变组织来使构件高强度化、 能够 减少原材料钢板的合金元素的添加量的优点。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 ： 英国专利第 1490535 号公报
发明内容 发明所要解决的问题
然而， 对于专利文献 1 中所记载的那样的热压构件而言， 多数情况下会观察到表 面硬度的大幅降低， 并且会引起耐磨损性等变差。
本发明的目的在于提供表面硬度的降低小的具有 980 ～ 2130MPa 的 TS 的热压构 件、 该热压构件用钢板及该热压构件的制造方法。 需要说明的是， 此处所称的热压构件的 TS 是指构成热压后的构件的钢板的 TS。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的而进行了深入研究， 结果， 得到了下面的见解。
i) 表面硬度降低的原因在于 ： 在从热压前对钢板进行加热开始、 经过热压的一系 列处理、 直到对钢板进行冷却为止期间， 在钢板表层部产生厚度为数十至数百微米的脱碳 层。
ii) 为了防止这样的脱碳层的生成， 有效的是向热压构件用钢板中添加以质量％ 计为 0.002 ～ 0.03％的 Sb。
本发明基于以上见解而完成， 提供一种热压构件， 其特征在于， 具有如下组成， 以 质量％计， 含有 C ： 0.09 ～ 0.38％、 Si ： 0.05 ～ 2.0％、 Mn ： 0.5 ～ 3.0％、 P： 0.05％以下、 S：
0.05％以下、 Al ： 0.005 ～ 0.1％、 N： 0.01％以下、 Sb ： 0.002 ～ 0.03％， 余量由 Fe 及不可避 免的杂质构成 ； 并且， 拉伸强度 TS 为 980 ～ 2130MPa。
在本发明的热压构件中， 以质量％计， 可进一步含有选自 Ni ： 0.01 ～ 5.0％、 Cu ： 0.01 ～ 5.0 ％、 Cr ： 0.01 ～ 5.0 ％、 Mo ： 0.01 ～ 3.0 ％中的至少一种。而且， 以质量％计， 可进一步个别含有或同时含有 ： 选自 Ti ： 0.005 ～ 3.0％、 Nb ： 0.005 ～ 3.0％、 V： 0.005 ～ 3.0％、 W： 0.005 ～ 3.0％中的至少一种 ； B： 0.0005 ～ 0.05％； 选自 REM ： 0.0005 ～ 0.01％、 Ca ： 0.0005 ～ 0.01％、 Mg ： 0.0005 ～ 0.01％中的至少一种。
对于本发明的热压构件而言， 通过改变 C 量范围， 使其以质量％计为 C ： 0.34 ～ 0.38％、 C： 0.29％以上且小于 0.34％、 C： 0.21％以上且小于 0.29％、 C： 0.14％以上且小于 0.21％、 C： 0.09％以上且小于 0.14％， 能够得到期望的强度水平的热压构件， 例如， 能够得 到对应于各 C 量分别为 1960 ～ 2130MPa、 1770MPa 以上且小于 1960MPa、 1470MPa 以上且小 于 1770MPa、 1180MPa 以上且小于 1470MPa、 980MPa 以上且小于 1180MPa 的各强度水平的热 压构件。
此时， 对于含有 C ： 0.14％以上且小于 0.21％或 C ： 0.21％以上且小于 0.29％的 C 量的热压构件而言， 从疲劳特性的观点出发， 优选 Sb 的含量为 0.002 ～ 0.01％。
而且， 本发明提供具有上述组成的热压构件用钢板。
具有与上述 C 量范围相对应的期望的强度水平的热压构件能够通过下述方法制 造： 将以质量％计含有 C ： 0.34 ～ 0.38％、 C： 0.29％以上且小于 0.34％、 C： 0.21％以上且 小于 0.29％、 C： 0.14％以上且小于 0.21％、 C： 0.09％以上且小于 0.14％中的任一 C 量的 本发明的热压构件用钢板以 1℃ / 秒以上的加热速度进行加热， 在 Ac3 相变点～ (Ac3 相变 点 +150℃ ) 的温度范围内保持 1 ～ 600 秒， 然后， 在 550℃以上的温度范围开始进行热压， 并使直到 200℃为止的平均冷却速度为 3℃ / 秒以上来进行冷却。 此时， 优选在热压后， 从模具中取出构件， 并且使用液体或者气体进行冷却。
发明效果
通过本发明， 能够制造表面硬度的降低小、 且具有 980 ～ 2130MPa 的 TS 的热压构 件。 本发明的热压构件适用于汽车的车门防撞条、 侧梁、 中柱等用于确保碰撞时的安全性的 结构构件。
具体实施方式
下面， 对本发明进行具体说明。需要说明的是， 涉及组成的 “％” 标记在没有特别 说明的情况下表示 “质量％” 。
1) 热压构件的组成
C： 0.09 ～ 0.38％
C 是提高钢强度的元素， 为了使热压构件的 TS 为 980MPa 以上， 需要使 C 量为 0.09％以上。另一方面， 当 C 量超过 0.38％时， 难以使 TS 在 2130MPa 以下。因此， 使 C 量为 0.09 ～ 0.38％。特别是， 为了得到 1960 ～ 2130MPa 的 TS， 优选使 C 量为 0.34 ～ 0.38％ ； 为了得到 1770MPa 以上且小于 1960MPa 的 TS， 优选使 C 量为 0.29％以上且小于 0.34％ ； 为 了得到 1470MPa 以上且小于 1770MPa 的 TS， 优选使 C 量为 0.21％以上且小于 0.29％ ； 为了 得到 1180MPa 以上且小于 1470MPa 的 TS， 优选使 C 量为 0.14％以上且小于 0.21％ ； 为了得到 980MPa 以上且小于 1180MPa 的 TS， 优选使 C 量为 0.09％以上且小于 0.14％。
Si ： 0.05 ～ 2.0％
Si 与 C 同样地是提高钢强度的元素， 为了使热压构件的 TS 为 980MPa 以上， 需要使 Si 量为 0.05％以上。 另一方面， 当 Si 量超过 2.0％时， 热轧时， 被称为红氧化皮的表面缺陷 的发生显著增加， 同时， 轧制载荷增大， 从而导致热轧钢板的延展性变差。因此， 使 Si 量为 0.05 ～ 2.0％。
Mn ： 0.5 ～ 3.0％
Mn 是对提高淬透性有效的元素， 而且， 会使 Ac3 相变点降低， 因此还是对降低热压 前的加热温度有效的元素。为了表现出这样的效果， 需要使 Mn 量为 0.5％以上。另一方面， 当 Mn 量超过 3.0％时， 发生偏析， 从而原材料钢板及热压构件的特性的均匀性降低。因此， 使 Mn 量为 0.5 ～ 3.0％。
P： 0.05％以下
当 P 量超过 0.05％时， 发生偏析， 从而原材料钢板及热压构件的特性的均匀性降 低， 同时， 韧性也显著降低。因此， 使 P 量为 0.05％以下。另外， 过度的脱 P 处理会导致成本 增加， 因此， 优选使 P 量为 0.001％以上。 S： 0.05％以下
当 S 量超过 0.05％时， 热压构件的韧性降低。因此， 使 S 量为 0.05％以下。
Al ： 0.005 ～ 0.1％
Al 作为钢的脱氧剂而添加。为了表现出这样的效果， 需要使 Al 量为 0.005％以 上。另一方面， 当 Al 量超过 0.1％时， 会降低原材料钢板的冲片加工性和淬透性。因此， 使 Al 量为 0.005 ～ 0.1％。
N： 0.01％以下
当 N 量超过 0.01％时， 在热轧时或用于进行热压的加热时等会形成 AlN 的氮化物， 从而使原材料钢板的冲片加工性和淬透性降低。因此， 使 N 量为 0.01％以下。
Sb ： 0.002 ～ 0.03％
Sb 是本发明中最重要的元素， 具有抑制脱碳层在从热压前对钢板进行加热开始、 经过热压的一系列处理、 直到对钢板进行冷却为止的期间、 在钢板表层部产生的效果。 为了 表现出这样的效果， 需要使 Sb 量为 0.002％以上。更优选为 0.003％以上。另一方面， 当 Sb 量超过 0.03％时， 会导致轧制载荷增大而使生产率降低。 因此， 使 Sb 量为 0.002 ～ 0.03％。
本发明的热压构件主要适用于汽车的车门防撞条、 侧梁、 中柱等用于确保碰撞时 的安全性的结构构件。其中， 对于强度水平为 1180MPa 以上且小于 1470MPa 或 1470MPa 以 上且小于 1770MPa 的热压构件而言， 即， 优选对于含有 C ： 0.14 ％以上且小于 0.21 ％或 C ： 0.21％以上且小于 0.29％的 C 量的热压构件而言， 多数情况下还要求疲劳特性优良。 因此， 对于含有上述 C 量的热压构件而言， 优选使 Sb 量为 0.002 ～ 0.01％。这是因为， 当 Sb 量超 过 0.01％时， 疲劳特性有变差的倾向。
余量为 Fe 及不可避免的杂质， 基于下面的理由， 优选个别含有或同时含有 ： 选自 Ni ： 0.01 ～ 5.0％、 Cu ： 0.01 ～ 5.0％、 Cr ： 0.01 ～ 5.0％、 Mo ： 0.01 ～ 3.0％中的至少一种 ； 选自 Ti ： 0.005 ～ 3.0％、 Nb ： 0.005 ～ 3.0％、 V： 0.005 ～ 3.0％、 W： 0.005 ～ 3.0％中的至少 一种 ； B： 0.0005 ～ 0.05％； 选自 REM ： 0.0005 ～ 0.01％、 Ca ： 0.0005 ～ 0.01％、 Mg ： 0.0005 ～
0.01％中的至少一种。
Ni ： 0.01 ～ 5.0％
Ni 是对强化钢以及提高淬透性有效的元素。 为了表现出这样的效果， 优选使 Ni 量 为 0.01％以上。另一方面， 当 Ni 量超过 5.0％时， 会导致成本显著增加， 因此， 优选使其上 限为 5.0％。
Cu ： 0.01 ～ 5.0％
Cu 与 Ni 同样地是对强化钢以及提高淬透性有效的元素。 为了表现出这样的效果， 优选使 Cu 量为 0.01％以上。另一方面， 当 Cu 量超过 5.0％时， 会导致成本显著增加， 因此， 优选使其上限为 5.0％。
Cr ： 0.01 ～ 5.0％
Cr 与 Cu 和 Ni 同样地是对强化钢以及提高淬透性有效的元素。 为了表现出这样的 效果， 优选使 Cr 量为 0.01％以上。另一方面， 当 Cr 量超过 5.0％时， 会导致成本显著增加， 因此， 优选使其上限为 5.0％。
Mo ： 0.01 ～ 3.0％
Mo 与 Cu、 Ni 和 Cr 同样地是对强化钢以及提高淬透性有效的元素。 另外， 还具有抑 制晶粒的生长、 通过晶粒微细化来提高韧性的效果。为了表现出这样的效果， 优选使 Mo 量 为 0.01％以上。另一方面， 当 Mo 量超过 3.0％时， 会导致成本显著增加， 因此， 优选使其上 限为 3.0％。
Ti ： 0.005 ～ 3.0％
Ti 是对强化钢以及通过晶粒微细化来提高韧性有效的元素。另外， Ti 还是与下述 B 相比优先形成氮化物、 从而对发挥由固溶 B 带来的淬透性的提高效果有效的元素。 为了表 现出这样的效果， 优选使 Ti 量为 0.005％以上。另一方面， 当 Ti 量超过 3.0％时， 热轧时的 轧制载荷极端地增大， 而且热压构件的韧性降低， 因此， 优选使其上限为 3.0％。
Nb ： 0.005 ～ 3.0％
Nb 与 Ti 同样地是对强化钢以及通过晶粒微细化来提高韧性有效的元素。为了表 现出这样的效果， 优选使 Nb 量为 0.005％以上。另一方面， 当 Nb 量超过 3.0％时， 碳氮化物 的析出增加， 延展性和耐延迟破坏性降低， 因此， 优选使其上限为 3.0％。
V： 0.005 ～ 3.0％
V 与 Ti 和 Nb 同样地是对强化钢以及通过晶粒微细化来提高韧性有效的元素。另 外， V 以析出物或结晶物的形式析出， 成为氢陷阱而提高抗氢脆性。 为了表现出这样的效果， 优选使 V 量为 0.005％以上。另一方面， 当 V 量超过 3.0％时， 碳氮化物的析出变得明显， 延 展性显著降低， 因此， 优选使其上限为 3.0％。
W： 0.005 ～ 3.0％
W 与 V 同样地是对钢的强化、 韧性的提高、 抗氢脆性的提高有效的元素。为了表现 出这样的效果， 优选使 W 量为 0.005％以上。另一方面， 当 W 量超过 3.0％时， 延展性显著降 低， 因此， 优选使其上限为 3.0％。
B： 0.0005 ～ 0.05％
B 是对提高热压时的淬透性和热压后的韧性有效的元素。 为了表现出这样的效果， 优选使 B 量为 0.0005％以上。另一方面， 当 B 量超过 0.05％时， 热轧时的轧制载荷极端地增大， 而且在热轧后产生马氏体相和贝氏体相， 从而产生钢板的裂纹等， 因此， 优选使其上 限为 0.05％。
REM ： 0.0005 ～ 0.01％
REM 是对夹杂物的形态控制有效的元素， 有助于延展性和抗氢脆性的提高。 为了表 现出这样的效果， 优选使 REM 量为 0.0005％以上。另一方面， 当 REM 量超过 0.01％时， 热加 工性变差， 因此， 优选使其上限为 0.01％。
Ca ： 0.0005 ～ 0.01％
Ca 与 REM 同样地是对夹杂物的形态控制有效的元素， 有助于延展性或抗氢脆性 的提高。为了表现出这样的效果， 优选使 Ca 量为 0.0005％以上。另一方面， 当 Ca 量超过 0.01％时， 热加工性变差， 因此， 优选使其上限为 0.01％。
Mg ： 0.0005 ～ 0.01％
Mg 也是对夹杂物的形态控制有效的元素， 提高延展性， 而且生成与其他元素的复 合析出物或复合结晶物而有助于抗氢脆性的提高。为了表现出这样的效果， 优选使 Mg 量为 0.0005％以上。 另一方面， 当 Mg 量超过 0.01％时， 生成粗大的氧化物和硫化物， 从而延展性 降低， 因此， 优选使其上限为 0.01％。 关于本发明的热压构件的显微组织， 只要是利用通常的热压得到的淬火组织即 可， 并没有特别限定。需要说明的是， 通常在热压中， 在模具内对加热后的钢板进行加工的 同时进行急冷， 因此， 在本发明的成分组成范围内， 容易形成以马氏体相为主体的淬火组 织。
另外， 虽然不是全部， 但是对于一部分的热压构件而言， 有时会在冲压成形后， 对 构件的特定部位进行开孔和去毛刺加工， 进行用于螺栓紧固的螺纹切削等。在实施上述去 毛刺加工的情况下， 从使其加工性达到良好的角度出发， 优选使组织为接近单相组织的组 织。 从上述观点出发， 优选使组织为接近马氏体单相的组织， 并优选使马氏体相占全部组织 的面积率为 90％以上。另外， 从稳定地确保作为本发明目标的 980 ～ 2130MPa 的 TS 的角度 出发， 优选使马氏体相占全部组织的面积率为 90％以上。 这是因为， 当马氏体相的面积率小 于 90％时， 在 C 含量低的情况下， 有时不能确保 980MPa 以上的 TS。
对于马氏体相的面积率而言， 如上所述， 从稳定确保去毛刺加工性和强度、 而且以 尽量少的成分添加来确保必要强度的低成本化的观点出发， 以面积率计， 优选为 90％以上。 更优选 96％以上， 也可以为 100％。作为马氏体相以外的组织， 可采用贝氏体相、 残余奥氏 体相、 渗碳体相、 珠光体相及铁素体相等的各种组织。
需要说明的是， 显微组织中的马氏体相或除马氏体相以外的相的面积率可通过对 组织照片进行图像分析来求出。
在大气等氧化气氛下进行热处理时， 在氧化皮生成的同时， 脱碳层在钢板表层产 生。此时， 与晶粒内相比， 晶界成为原子的优先扩散路径。因此， 在晶界处容易进行氧化， 从 而产生被称为晶界氧化部的侵蚀成的凹坑。认为 Sb 通过在氧化皮生成的同时在钢板表层 稠化来抑制氧化及脱碳。上述的晶界氧化部的形成和生长也通过 Sb 稠化而得到抑制。在 如疲劳破坏那样反复施加应力的情况下， 在构成构件的钢板的凹坑和硬度不同等的异常部 分容易产生裂纹， 因此， 减少上述部分对疲劳特性的提高是有效的。认为通过添加 Sb， 可抑 制由氧化侵蚀导致的凹坑的生成， 因此， 裂纹的产生源减少， 从而疲劳特性提高。 但是， Sb 与
铁相比， 原子尺寸较大， 因此， Sb 稠化部会发生硬质化。在过度稠化的情况下， 会成为反复 应力的集中部， 有可能成为裂纹的产生源， 因此， 在也需要疲劳特性的情况下， 优选抑制热 压前的钢板表层中的过度的 Sb 稠化部的形成。
在此， Sb 稠化的评价可通过下面的方法来进行。
Sb 稠化的评价方法 ： 为了测定热压前钢板表层的 Sb 稠化量， 可使用装载有测量元 素固有的特征 X 射线的能量的 EDS(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy， X 射线能谱 仪 ) 或测量波长的 WDS(Wave-length Dispersive X-ray Spectroscopy， X 射线波谱仪 ) 的 EPMA( 电子探针显微分析仪， Electron Probe Micro Analyzer)， 在钢板表层进行直线电子 束扫描的线分析或四边形电子束扫描的面分析。此时， 加速电压等测定条件虽然依赖于装 置， 但是， 只要使由上述检测器检测到的 Sb 的计数量为 20 以上即足够。 另外， 在缩短测定时 间等情况下， 对于线分析而言， 只要使电子束的扫描长度总计为 15mm 以上即足够， 对于面 分析而言， 只要使扫描区域是一边为 2mm 以上的四边形即足够。 作为 Sb 稠化的评价指标， 使 用测定区域内的 Sb 的最高强度 Sb-max 相对于平均强度 Sb-ave 的比例即 Sb-max/Sb-ave。 如果 Sb-max/Sb-ave 为 5 以下， 则热压后的钢板表层中的疲劳时的裂缝的发展得到抑制。
2) 热压构件用钢板 对于本发明的热压构件用钢板， 可以使用具有上述热压构件的组成的热轧钢板、 具有由冷轧组织构成的显微组织的冷轧状态的钢板、 冷轧后进行退火的冷延钢板等钢板。
这些钢板可以使用在通常的条件下制造成的钢板。 例如， 作为热轧钢板， 可以使用 下述钢板 ： 对具有上述组成的钢坯、 以 1100℃以下的终轧入口侧温度、 Ac3 相变点～ (Ac3 相 变点 +50℃ ) 的终轧出口侧温度进行热轧， 以通常的冷却条件进行冷却， 在通常的卷取温度 下进行卷取。另外， 作为冷轧状态的钢板， 可以使用对上述热轧钢板进行冷轧后的钢板。此 时， 为了在热压前的加热时和之后的退火时防止异常晶粒生长， 优选将冷轧时的轧制率设 定为 30％以上， 更优选设定为 50％以上。另外， 轧制负荷增加， 生产率会降低， 因此， 优选将 轧制率的上限设定为 85％。 进而， 作为冷轧后进行退火的冷延钢板， 优选使用将上述冷轧状 态的钢板通过连续退火线在 Ac1 相变点以下的退火温度下进行退火的钢板。也可以使用在 比 Ac1 相变点高的退火温度下进行退火的钢板， 但是， 在退火后的显微组织中会生成马氏体 相、 贝氏体相或珠光体相等硬质第二相， 因此， 有时钢板的强度会变得过高， 因而需要注意。
为了实现疲劳特性的提高， 优选在热轧后的钢板表层避免过度的 Sb 稠化， 对此， 下面的方法是有效的。即， 下述方法是有效的 ： 在接着钢坯加热之后进行的热轧时， 通常， 为了防止由于轧制使氧化皮压入钢板而导致的缺陷， 在临进行轧制之前进行除氧化皮的基 础上， 特别是在氧化皮生成显著的 1000℃以上的高温范围内， 反复三次以上以 15％以上的 轧制率进行轧制并且之后进行除氧化皮， 即， 将上述轧制及除氧化皮反复进行三次以上。 在 此， 以 15％以上的轧制率进行除氧化皮是因为， 在以 15％以上的轧制率进行的轧制使氧化 皮受到某种程度地破坏的状态下进行除氧化皮， 由此， 能有效地除去氧化皮， 从而防止 Sb 的过度稠化而实现均匀化。需要说明的是， 此时， 除氧化皮的水流冲击压力为 5MPa 以上即 足够。
3) 热压条件
作为热压条件， 可以应用通常所进行的热压的条件。需要说明的是， 如上所述， 从 使组织为接近马氏体单相的组织、 即、 使组织为具有面积率为 90％以上的马氏体相的组织
的角度出发， 优选使热压条件为下述热压条件。在设定为下述热压条件时， 通过调节 C 量范 围， 容易制造期望的强度水平的热压构件。例如， 为了得到 1960 ～ 2130MPa 的 TS， 将 C 量调 节为 0.34 ～ 0.38％； 为了得到 1770MPa 以上且小于 1960MPa 的 TS， 将 C 量调节为 0.29％以 上且小于 0.34％ ； 为了得到 1470MPa 以上且小于 1770MPa 的 TS， 将 C 量调节为 0.21％以上 且小于 0.29％ ； 为了得到 1180MPa 以上且小于 1470MPa 的 TS， 将 C 量调节为 0.14％以上且 小于 0.21％； 为了得到 980MPa 以上且小于 1180MPa 的 TS， 将 C 量调节为 0.09％以上且小于 0.14％， 由此， 能够稳定地制成上述期望的强度水平的热压构件。下面， 关于在使组织为具 有面积率为 90％以上的马氏体相的组织时的优选的制造方法， 以制造与上述 C 量范围相对 应的期望的强度水平的热压构件的情况为例来进行说明。 即， 将以质量％计含有 C ： 0.34 ～ 0.38％、 C： 0.29％以上且小于 0.34％、 C： 0.21％以上且小于 0.29％、 C： 0.14％以上且小于 0.21％、 C： 0.09％以上且小于 0.14％中的任一 C 量的本发明的热压构件用钢板以 1℃ / 秒 以上的加热速度进行加热， 在形成奥氏体单相的 Ac3 相变点～ (Ac3 相变点 +150℃ ) 的温度 范围内保持 1 ～ 600 秒， 然后， 在 550℃以上的温度范围开始进行热压， 并使直到 200℃为止 的平均冷却速度为 3℃ / 秒以上来进行冷却。
使加热速度为 1℃ / 秒以上是因为， 当比 1℃ / 秒慢时， 在生产率降低的同时， 加热 时不能实现奥氏体晶粒的晶粒微细化， 从而在淬火后构件的韧性降低。从使构件的原奥氏 体晶粒变细的角度出发， 优选加热速度快， 更优选使加热速度为 3℃ / 秒以上。进一步优选 为 5℃ / 秒以上。 使加热温度为 Ac3 相变点～ (Ac3 相变点 +150℃ ) 的温度范围是基于如下理由。 在 加热温度低于 Ac3 相变点的情况下， 在淬火后， 铁素体相生成而发生软质化， 因此， 不能得到 与各 C 量范围相对应的期望的 TS。相反地， 在加热温度超过 (Ac3 相变点 +150℃ ) 的情况 下， 在热效率方面变得不利的同时， 在钢板表面生成的氧化皮的量变多， 之后进行的利用喷 丸处理等的氧化皮除去处理的负荷增大。另外， 为了提高热效率并尽量减少氧化皮的生成 量， 优选 Ac3 相变点～ (Ac3 相变点 +100℃ ) 的温度范围， 更优选 Ac3 相变点～ (Ac3 相变点 +50℃ ) 的温度范围。
需要说明的是， 只要 Ac3 相变点通过经验式即下式求出， 则在实际应用上没有问 题。
Ac3 相变点＝ 881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
其中， 式中的元素符号表示各元素的含量 ( 质量％ )。
使保持时间为 1 ～ 600 秒是基于以下理由。当保持时间小于 1 秒时， 加热时不能 生成足够量的奥氏体相， 并且淬火后的马氏体相的面积率减少， 因此， 不能得到与各 C 量范 围相对应的期望的 TS。 当保持时间超过 600 秒时， 在热效率方面变得不利的同时， 在钢板表 面生成的氧化皮的量变多， 之后进行的利用喷丸处理等的氧化皮除去处理的负荷增大。当 保持时间过长时， 由 Sb 带来的防止脱碳层生成的作用变得不充分。另外， Sb 的表面稠化有 时变得不均匀， 因此， 更优选为 1 ～ 300 秒。
使开始热压的温度为 550℃以上是因为， 当小于 550℃时， 在冷却过程中， 软质的 铁素体相或贝氏体相过量地生成， 从而难以确保与各 C 量范围相对应的期望的 TS。
热压开始后， 在热压的模具中， 在成形为构件形状的同时进行冷却 ； 或者在成形 为构件形状后， 直接从模具中取出或者在模具内的冷却过程中从模具中取出并进行冷却。
为了确保马氏体相的面积率， 热压开始后的冷却需要使直到 200℃为止的平均冷却速度为 3℃ / 秒以上。作为冷却方法， 例如， 在热压中， 将冲头在下死点保持 1 ～ 60 秒， 使用冲模和 冲头来对构件进行冷却。 或者， 在此基础上结合空气冷却来对构件进行冷却。 从确保生产率 的提高和与各 C 量范围相对应的期望的 TS 的观点出发， 进一步优选在进行热压后从模具中 取出构件， 并且使用液体或者气体进行冷却。另外， 从不使生产成本过度增加的观点出发， 优选使冷却速度约为 400℃ / 秒以下。
实施例 1
使用表 1 所示的条件的钢板 No.A ～ P， 在表 2 所示的热压条件下进行加热、 保持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 22。需要说明的是， 表 1 所示的 Ac3 相变点通过上述 的经验式求出。
热压中使用的模具， 冲头宽度为 70mm、 冲头肩 R 为 4mm、 冲模肩 R 为 4mm， 成形深度 为 30mm。关于加热， 根据加热速度使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任意一种， 且在 95 体积％ N2+5 体积％ O2 的气氛中进行。另外， 关于冷却， 将钢板的冲头和冲模之间的夹持状 态的冷却与从夹持状态释放后在冲模上的空气冷却结合来进行， 从冲压 ( 开始 ) 温度冷却 到 150℃。此时， 通过在 1 ～ 60 秒的范围内改变将冲头在下死点保持的时间来调节冷却速 度。另外， 对于一部分构件 ( 构件 No.20) 而言， 在热压成形后立即从模具中取出， 并且使用 空气进行强制冷却。 此时， 将上述冷却中的冷却速度设定为从冲压开始温度到 200℃为止的 平均冷却速度。需要说明的是， 温度通过在帽底部的位置上使用热电偶来测定。
然后， 从制作的热压构件的帽底部的位置裁取以与钢板的轧制方向平行的方向为 拉伸方向的 JIS 5 号拉伸试验片， 依照 JIS Z 2241 进行拉伸试验来测定 TS。需要说明的 是， 在加工拉伸试验片时， 通过通常的机械加工进行精加工之后， 将平行部及 R 部 ( 肩部 ) 用 #300 ～ #1500 的砂纸进行研磨， 进而， 用金刚石研磨膏进行抛光， 除去由机械加工导致的 损伤。这是因为， TS 在本发明这样的超高强度的水平下， 仅通过通常的机械加工， 在拉伸试 验时从由机械加工导致的损伤部分 ( 小划痕等 ) 发生早期断裂， 从而不能评价原本的 TS。 另外， 通过上述的方法来调查拉伸试验片的裁取位置附近的组织。
另外， 对从拉伸试验片的裁取位置附近切下的小片进行酸洗来除去表面的氧化 皮， 然后， 依据 JIS Z 2244 以 10kgf(98.07N) 的载荷来测定表面的维氏硬度。测定点数设 定为 10 个点， 并求出它们的平均值。另外， 为了明确得到表面硬度降低的程度， 对小片的板 厚截面进行研磨， 并依据 JIS Z 2244 以 2kgf(19.61N) 的载荷来测定板厚中心部的维氏硬 度。测定点数设定为 5 个点， 并求出它们的平均值。
进而， 对从拉伸试验片的裁取位置附近切下的小片的板厚截面进行研磨， 并进行 硝酸乙醇腐蚀， 在 1/4 板厚附近拍摄各两个视野的 SEM 图像， 辨别出是马氏体相还是除马氏 体相以外的相， 并通过图像分析来测定马氏体相的面积率。 此时， 面积率为两个视野的平均 值。
将结果示于表 2 中。 热压构件 No.10 为 C 含量超过本发明的 C 含量的上限的情况， TS 超过作为目标的 2130MPa， 且延展性极为不足， 因此， 可能在汽车碰撞时会发生脆性破坏 而不能得到必要的碰撞能吸收量。对于热压构件 No.11， Sb 含量低于本发明范围的下限， 与 成分组成、 制造条件大致相同的热压构件 No.4 相比， 表面硬度的降低显著。上述以外的热 压构件为本发明例， 可知， TS 在 980 ～ 2130MPa 的范围内， 且表面硬度的降低小。 尤其是， 对于使用 C 量为 0.34 ～ 0.38％的本发明的热压构件用钢板、 且在上述优选的热压条件下制造 的热压构件 No.1、 4、 5、 8、 12 ～ 22 而言， 如上可知， 能够得到与 C 含量范围 ： 0.34 ～ 0.38％ 相对应的期望的 TS ： 1960 ～ 2130MPa， 且表面硬度的降低小。
表2实施例 2
使用表 3 所示的条件的钢板 No.A ～ P， 在表 4 所示的热压条件下进行加热、 保持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 22。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维氏 硬度、 马氏体相的面积率。
将结果示于表 4 中。对于热压构件 No.11， Sb 含量低于本发明范围的下限， 与成分 组成、 制造条件大致相同的热压构件 No.4 相比， 表面硬度的降低显著。上述以外的热压构 件为本发明例， 可知， TS 在 980 ～ 2130Mpa 的范围内， 且表面硬度的降低小。尤其是， 对于 使用 C 量为 0.29％以上且小于 0.34％的本发明的热压构件用钢板、 且在上述优选的热压条 件下制造的热压构件 No.1、 4、 5、 8、 12 ～ 22 而言， 如上可知， 能够得到与 C 含量范围 ： 0.29％
以上且小于 0.34％相对应的 TS ： 1770MPa 以上且小于 1960MPa 的期望的 TS， 且表面硬度的 降低小。
表4实施例 3
使用表 5 所示的条件的钢板 No.A ～ P， 在表 6 所示的热压条件下进行加热、 保持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 22。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维氏 硬度、 马氏体相的面积率。
将结果示于表 6 中。对于热压构件 No.11， Sb 含量低于本发明范围的下限， 与成分 组成、 制造条件大致相同的热压构件 No.4 相比， 表面硬度的降低显著。上述以外的热压构 件为本发明例， 可知， TS 在 980 ～ 2130Mpa 的范围内， 且表面硬度的降低小。 尤其是， 对于使 用 C 量为 0.21％以上且小于 0.29％的本发明的热压构件用钢板、 且在上述优选的热压条件 下制造的热压构件 No.1、 4、 5、 8、 12 ～ 22 而言， 如上可知， 能够得到与 C 含量范围 ： 0.21％以 上且小于 0.29％相对应的期望的 TS ： 1470MPa 以上且小于 1770Mpa， 且表面硬度的降低小。
表6实施例 4
使用表 7 所示的条件的钢板 No.A ～ I， 在表 8 所示的热压条件下进行加热、 保持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 9。在此， 对于钢板 No.A ～ C、 E ～ I 而言， 除了在钢 板制造的热轧阶段进行轧制前的除氧化皮以外， 还在 1000℃以上的高温范围内以 15％以 上的轧制率进行轧制之后， 立即以 5MPa 以上的水流冲击压力进行除氧化皮， 并重复进行表 7 所示次数。对于钢板 No.D 而言， 不进行后者的除氧化皮。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维 氏硬度、 马氏体相的面积率。另外， 在上述方法中， 使用装载有 EDS 的 EPMA， 通过线分析以 Sb-max/Sb-ave 来评价 Sb 稠化的程度。进而， 从热压构件的帽底部的位置制作多片疲劳试 7 验片， 进行脉动拉伸疲劳试验， 将即使在 10 次反复载荷下也未发生断裂的最大应力的平均 值作为疲劳强度， 求出疲劳强度比 ( ＝疲劳强度 /TS)。通常， TS 超过 1180MPa 且由马氏体
单相构成的钢板的疲劳强度比为约 0.55， 因此在本发明中， 将疲劳强度比超过 0.58 的情况 作为具有优良的疲劳特性。
将结果示于表 8 中。对于本发明的热压构件 No.1 ～ 4、 6 ～ 9 而言， 如上所述， 能 够得到与 C 含量范围 ： 0.21％以上且小于 0.29％相对应的期望的 TS ： 1470MPa 以上且小于 1770MPa， 且表面硬度的降低小。对于本发明范围外的 Sb 量低的热压构件 No.5 而言， 可确 认表面硬度的显著降低。
疲劳强度比均在与通常的材料相比同等以上的水平， 特别是对于 Sb 量为 0.002 ～ 0.01％的热压构件 No.1、 2、 4、 6 ～ 9 而言， 疲劳强度比为 0.58 以上， 可知疲劳特性优良。对 于由 Sb 量为 0.015％且除了通常的轧制前的除氧化皮以外、 进行一次在 1000℃以上的高温 范围内以 15％以上的轧制率进行轧制之后立即进行除氧化皮的钢板 No.C 构成的热压构件 No.3 而言， 能够得到通常程度的疲劳强度比。另外， 对于由进行三次在 1000℃以上的高温 范围内以 15％以上的轧制率进行轧制之后立即进行除氧化皮的钢板 No.A、 B、 G、 H、 I 构成的 热压构件 No.1、 2、 7 ～ 9 而言， Sb-max/Sb-ave 为 5 以下， 且能够得到特别良好的疲劳强度 比。
实施例 5 使用表 9 所示的条件的钢板 No.A ～ P， 在表 10 所示的热压条件下进行加热、 保持、热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 22。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维氏 硬度、 马氏体相的面积率。
将结果示于表 10 中。对于热压构件 No.11， Sb 含量低于本发明范围的下限， 与成 分组成、 制造条件大致相同的热压构件 No.4 相比， 表面硬度的降低显著。上述以外的热压 构件为本发明例， 可知， TS 在 980 ～ 2130MPa 的范围内， 且表面硬度的降低小。 尤其是， 对于 使用 C 量为 0.14％以上且小于 0.21％的本发明的热压构件用钢板、 且在上述优选的热压条 件下制造的热压构件 No.1、 4、 5、 8、 12 ～ 22 而言， 如上可知， 能够得到与 C 含量范围 ： 0.14％ 以上且小于 0.21％相对应的期望的 TS ： 1180MPa 以上且小于 1470MPa， 且表面硬度的降低 小。
表 10实施例 6
使用表 11 所示的条件的钢板 No.A ～ H， 在表 12 所示的热压条件下进行加热、 保 持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 8。在此， 对于任一钢板而言， 除了在钢板制造的 热轧阶段进行轧制前的除氧化皮以外， 在 1000℃以上的高温范围内以 15％以上的轧制率 进行轧制之后， 立即以 5MPa 以上的水流冲击压力进行除氧化皮， 并重复进行表 11 所示次 数。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维氏 硬度、 马氏体相的面积率。另外， 与实施例 4 同样地， 求出 Sb-max/Sb-ave、 疲劳强度比。
将结果示于表 12 中。对于本发明的热压构件 No.1 ～ 3、 5 ～ 8 而言， 如上所述， 能 够得到与 C 含量范围 ： 0.14％以上且小于 0.21％相对应的期望的 TS ： 1180MPa 以上且小于 可确 1470Mpa， 且表面硬度的降低小。对于本发明范围外的 Sb 量低的热压构件 No.4 而言， 认表面硬度的显著降低。
疲劳强度比均在与通常的材料相比同等以上的水平， 尤其是对于 Sb 量为 0.002 ～ 0.01％的热压构件 No.1 ～ 3、 5 ～ 7 而言， 疲劳强度比为 0.58 以上， 可知疲劳特性优良。对 于由 Sb 量为 0.021％且除了通常的轧制前的除氧化皮以外、 进行一次在 1000℃以上的高温 范围内以 15％以上的轧制率进行轧制之后立即进行除氧化皮的钢板 No.H 构成的热压构件 No.8 而言， 能够得到通常程度的疲劳强度比。另外， 对于由反复进行三次在 1000℃以上的 高温范围内以 15％以上的轧制率进行轧制之后立即进行除氧化皮的钢板 No.A、 C、 G 构成的 热压构件 No.1、 3、 7 而言， Sb-max/Sb-ave 为 5 以下， 且能够得到特别良好的疲劳强度比。
实施例 7 使用表 13 所示的条件的钢板 No.A ～ P， 在表 14 所示的热压条件下进行加热、 保持、 热压、 冷却， 制作帽形热压构件 No.1 ～ 22。
然后， 进行与实施例 1 同样的试验， 测定热压构件的 TS、 表面和板厚中心部的维氏 硬度、 马氏体相的面积率。
将 结 果 示 于 表 14 中。 对 于 热 压 构 件 No.2、 3、 6、 7 及 9， TS 未 达 到 作 为 目 标 的 980MPa。对于热压构件 No.11， Sb 含量低于本发明范围的下限， 与成分组成、 制造条件大致 相同的热压构件 No.4 相比， 表面硬度的降低显著。上述以外的热压构件为本发明例， 可知， TS 在 980 ～ 2130MPa 的范围内， 且表面硬度的降低小。尤其是， 对于使用 C 量为 0.09％以 上且小于 0.14％的本发明的热压构件用钢板、 且在上述优选的热压条件制造的热压构件 No.1、 4、 5、 8、 12 ～ 22 而言， 如上可知， 能够得到与 C 含量范围 ： 0.09％以上且小于 0.14％相 对应的期望的 TS ： 980MPa 以上且小于 1180MPa， 且表面硬度的降低小。
表 1428