热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法技术领域
本发明涉及在制造汽车的结构零件时所用的、适于热压成形的热压用
钢板，和由这样的热压用钢板得到的冲压成形品，以及冲压成形品的制造
方法。特别是涉及在适用于将预先加热的钢板(坯料)成形加工成既定的
形状时，在付与形状的同时实施热处理，而得到既定的强度的热压成形法
上有用的热压用钢板，和冲压成形品，以及用于制造这样的冲压成形品的
有用的方法。
背景技术
作为以地球环境问题为发端的汽车的燃油效率提高对策之一，车体的
轻量化推进，需要使汽车所使用的钢板尽可能地高强度化。另一方面，若
使钢板高强度化，则冲压成形时的形状精度会降低。
由此，将钢板加热到既定的温度(例如，成为奥氏体相的温度)而降
低强度后，通过用比钢板低温(例如室温)的模具进行成形，在付与形状
的同时，利用两者的温差进行急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度
的热压成形法在零件(冲压成形品)的制造中被采用。还有，这样的热压
成形法，除了热压法以外，还以热成形法、热冲压法、热压成型法、模压
淬火法等各种名称被称呼。
图1是表示用于实施上述这样的热压成形的模具构成的概略说明图。
图1中，1表示冲头，2表示冲模，3表示坯缘压牢器，4表示钢板(坯料)，
BHF表示压边力，rp表示冲头肩半径，rd表示冲模肩半径，CL表示冲头
/冲模间间隙。另外，这些零件之中，可构成方式为，在冲头1与冲模2
中，使其各自的内部形成有能够使冷却介质(例如水)通过的通路1a、2a，
通过在该通路中使冷却介质通过，以冷却这些构件。
使用这样的模具而进行热压成形(例如，热深冲加工)时，将钢板(坯
料)4，加热到(Ac1相变点～Ac3相变点)的二相域温度或Ac3相变点以
上的单相域温度，以使之软化的状态开始成形。即，以将处于高温状态的
钢板4夹在冲模2与坯缘压牢器3之间的状态，用冲头1将钢板4压入冲
模2的腔内(图1的2、2间)，一边收缩钢板4的外径，一边成形为冲头
1的外形所对应的形状。另外，通过在成形同时冷却冲头和冲模，进行从
钢板4向模具(冲头和冲模)的排热，并且在成形下死点(冲头前端位于
最深部的时刻：图1所示的状态)进一步保持冷却，由此实施原材的淬火。
通过实施这样的成形法，能够得到尺寸精度良好的1500MPa级的成形品，
而且与冷态下成形同等强度级的零件时相比较，由于能够减少成形载荷，
所以压床的容量很小即可。
作为目前广泛使用的热压用钢板，已知以22MnB5钢为原材。该钢板
其抗拉强度为1500MPa，延伸率为6～8％左右，适用于耐冲击构件(碰撞
时极力不使之变形，不会断裂的构件)。但是，像能量吸收构件这样需要
变形的零件中，因为延伸率(延展性)低，所以适用困难。
作为发挥着良好的延伸率的热压用钢板，例如也提出有专利文献1～4
这样的技术。在这些技术中，通过将钢板中的碳含量设定在各种各样的范
围，调整各个钢板的基本的强度等级，并且导入变形能力高的铁素体，减
少铁素体和马氏体的平均粒径，从而实现延伸率的提高。这些技术虽然对
于延伸率的提高有效，但是如果从对应钢板的强度而提高延伸率的观点
出发，则依然不充分。例如，抗拉强度TS为1470MPa以上的，延伸率
EL最大为10.2％左右，还要求进一步改善。
另一方面，与至今为止所研究的热压成型成形品相比，关于强度等级
低的成形品，例如抗拉强度TS为980MPa级、1180MPa级，在冷压时成
形精度存在问题，作为其改善对策，有对于低强度热压的需求。这时，需
要大幅改善成形品的能量吸收特性。
特别是近年来，在1个零件内带有强度差的技术的开发推进。作为这
样的技术，提出有在应该防止变形的部位为高强度(高强度侧：耐冲击部
位侧)，在需要能量吸收的地方为低强度且为高延展性(低强度侧：能量
吸收部位侧)的技术。例如，在中型以上的卧车中，侧面碰撞时和后方碰
撞时考虑并存性(小型车在碰撞时也要保护对方的功能)，在B柱和侧梁
的零件内，有使之拥有耐冲击性和能量吸收性的两种功能部位的情况。为
了制作这样的零件，提出有如下等方法：(a)在通常的热压用钢板上，接
合即使加热·模压淬火至相同温度，也不会成为低强度的钢板(拼焊板：
TWB)方法；(b)让模具中的冷却速度有所差异，而使钢板的每个区域带
有强度差的方法；(c)使钢板的每个区域的加热温度有所差异而赋予强度
差的方法。
在这些技术中，在高强度侧(耐冲击部位侧)可达成抗拉强度：
1500MPa级，但在低强度侧(能量吸收部位侧)最大抗拉强度：700MPa，
延伸率EL：17％左右，为了进一步提高能量吸收特性，要求在更高强度下
实现高延展性。
另外，为了通过热压成型实现复杂形状，要求面向在室温下进行冲压
成形而达到某种程度的形状后，再进行热压成型这一方向的应用，而为了
可切割供热压成型的冲压成形的钢板，还同时要求热压成型用钢板的强度
不要过高。
可是汽车零件，需要主要由点焊接合，而可知焊接热影响部(HAZ)
的强度降低显著，焊接接头的强度降低(软化)(例如，非专利文献1)。
【现有技术文献】
【专利文献】
专利文献1：日本特开2010-65292号公报
专利文献2：日本特开2010-65293号公报
专利文献3：日本特开2010-65294号公报
专利文献4：日本特开2010-65295号公报
【非专利文献】
非专利文献1：广末等“新日铁技报”第378号第15～20页(2003)
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种热压用钢板，其
在热压前能够易于成形和加工，并且在成形品内要求有均匀的特性时，能
够得到可以高水平达成高强度与延伸率的平衡的冲压成形品，而在单一成
形品内要求有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域时，能够对应各自
的区域，以高水平达成高强度与延伸率的平衡，而且在得到HAZ的软化
防止特性良好的冲压成形品上是有用的热压用钢板，和提供发挥着上述特
性的这种冲压成形品，以及用于制造这样的冲压成形品的有用的方法。
能够达成上述目的的所谓本发明的热压用钢板，其特征在于，分别含
有
C：0.15～0.5％(质量％的意思。以下，涉及化学成分组成均同。)、
Si：0.2～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.05％以下(不含0％)、
S：0.05％以下(不含0％)、
Al：0.01～1％、
B：0.0002～0.01％、
Ti：3.4[N]+0.01％以上，3.4[N]+0.1％以下(其中，[N]表示N
的含量(质量％))、和
N：0.0010～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢板中包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析
出物的平均当量圆直径为6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足
下述(1)式的关系，并且，金属组织中，铁素体的分率为30面积％以上。
还有，所谓“当量圆直径”，是着眼于含Ti析出物(例如TiC)的大小(面
积)时，换算成相同面积的圆时的直径(“平均当量圆直径”是其平均值)。
析出Ti量(质量％)-3.4[N]＜0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]
…(1)
((1)式中，[N]表示钢中的N的含量(质量％))
在本发明的热压成形用钢板中，根据需要，作为其他的元素，还含有
下述(a)～(c)中的至少1个也有用。对应根据需要而含有的元素的种
类，冲压成形品的特性得到进一步改善。
(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计为0.1％以下(不
含0％)
(b)从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计为1％以
下(不含0％)
(c)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计为0.01％以
下(不含0％)
能够达成上述目的的所谓本发明的冲压成形品的制造方法，其特征在
于，将上述这样的本发明的热压用钢板，加热到Ac1相变点+20℃以上、
Ac3相变点-20℃以下的温度后，开始所述钢板的冲压成形，成形中和成
形结束后一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至比
贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下。
在本发明的冲压成形品中，冲压成形品的金属组织中，残留奥氏体：
3～20面积％，铁素体：30～80面积％，贝氏体铁素体：低于30面积％(不
含0面积％)，马氏体：31面积％以下(不含0面积％)，冲压成形品中包
含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当
量圆直径为10nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足下述(1)式
的关系，在成形品内能够以高水平并作为均匀的特性而达成高强度与延伸
率的平衡。
析出Ti量(质量％)-3.4[N]＜0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]
...(1)
((1)式中，[N]表示钢中的N的含量(质量％))
另一方面，能够达成上述目的的所谓本发明的冲压成形品的另一制造
方法，是使用上述这样的热压用钢板，将钢板的加热区域至少分成2个区
域，将其中一个区域加热至Ac3相变点以上且950℃以下的温度，并且将
另一个区域加热至Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点-20℃以下的温度
后，对于两个区域开始冲压成形，成形中和成形结束后，无论哪个区域，
均是在模具内一边确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却至马氏体
相变开始温度Ms以下的温度。
本发明另外的冲压成形品，是具有上述这样的化学成分组成的钢板的
冲压成形品，其特征在于，所述冲压成形品具有：金属组织为残留奥氏体：
3～20面积％、马氏体：80面积％以上的第一区域，和金属组织为残留奥
氏体：3～20面积％、铁素体：30～80面积％、贝氏体铁素体：低于30面
积％(不含0面积％)、马氏体：31面积％以下(不含0面积％)的第二区
域，该第二区域的钢中包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下
的含Ti析出物的平均当量圆直径为10nm以下，并且钢中的析出Ti量与
总Ti量满足下述(1)式的关系。在这样的冲压成形品中，能够对应各自
的区域，高水平达成高强度与延伸率的平衡，在单一成形品内存在相当于
耐冲击部位与能量吸收部位的区域，而且在第二区域进行点焊时的HAZ
的软化防止特性良好。
析出Ti量(质量％)-3.4[N]＜0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]
...(1)
((1)式中，[N]表示钢中的N的含量(质量％))
根据本发明，因为所使用的钢板，对其化学成分组成进行了严密规定，
并且控制含Ti析出物的大小，另外对于没有TiN的Ti控制其析出率，此
外对于金属组织调整铁素体的比率，所以通过以既定的条件对其进行热
压，能够使冲压成形品的强度-延伸率平衡达到高水平。另外若在多个区
域以不同的条件进行热压，则能够在单一成形品内形成耐冲击部位与能量
吸收部位，能够在各个部位以高水平达成高强度与延伸率的平衡，而且
HAZ的软化防止特性良好。
附图说明
图1是表示用于实施热压成形的模具构成的概略说明图。
具体实施方式
本发明者们，为了实现如下热压用钢板，即，在将钢板加热到既定的
温度后，进行热压成形而制造冲压成形品时，能够在冲压成形后，得到既
确保着高强度，又显示出良好的延展性(延伸率)这样的冲压成形品的热
压用钢板，而从各个角度地行研究。
其结果发现，通过严密地规定热压用钢板的化学成分组成，并且力图
含Ti析出物的大小和析出Ti量的控制，且使金属组织适当，以既定条件
对于该钢板进行热压成形，从而在冲压成形后确保既定量的残留奥氏体，
能够得到提高了内在的延展性(残存延展性)的冲压成形品，完成了本发
明。
在本发明的热压用钢板中，需要严密地规定化学成分组成，各化学成
分的范围限定理由如下。
(C：0.15～0.5％)
C在冲压成形品内要求均匀的特性时用于高水平达成高强度与延伸率
的平衡上，或者在单一成形品内要求有相当于耐冲击部位和能量吸收部位
的区域时，特别在低强度·高延展性部位确保残留奥氏体上是重要的元素。
另外在热压成形的加热时，C在奥氏体中稠化，能够在淬火后使残留奥氏
体形成。此外，也有助于马氏体量的增加，使强度上升。为了发挥这些效
果，C含量需要为0.15％以上。
但是，若C含量过剩而高于0.5％，则二相域加热区域变窄，成形品
内要求均匀的特性时，无法以高水平达成高强度与延伸率的平衡，或者在
单一成形品内要求有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域时，特别是
在低强度·高延展性部位调整成作为目标的金属组织(既定量确保铁素体、
贝氏体铁素体、马氏体的组织)有困难。C含量的优选的下限为0.17％以
上(更优选为0.20％以上)，更优选的上限为0.45％以下(进一步优选为
0.40％以下)。
(Si：0.2～3％)
Si在模压淬火的冷却中抑制马氏体回火而形成渗碳体，或抑制未相变
的奥氏体分解，发挥着使残留奥氏体形成的效果。为了发挥这样的效果，
Si含量需要为0.2％以上。另外若Si含量过剩而高于3％，则热轧后的冷却
中铁素体相变将被促进，因此这时所形成的铁素体中的TiC容易形成得粗
大，得不到HAZ软化防止特性。Si含量的优选的下限为0.5％以上(更优
选为1.0％以上)，优选的上限为2.5％以下(更优选为2.0％以下)。
(Mn：0.5～3％)
Mn提高淬火性，对于在模压淬火的冷却中抑制马氏体、残留奥氏体
以外的组织(铁素体、珠光体、贝氏体等)的形成是有效的元素。另外，
是使奥氏体稳定化的元素，是有助于残留奥氏体量的增加的元素。为了发
挥这样的效果，需要使Mn含有0.5％以上。只考虑特性时，优选Mn含量
多的方法，但从合金添加的成本上升的角度出发，则使上限为3％以下。
Mn含量的优选的下限为0.7％以上(更优选为1.0％以上)，优选的上限为
2.5％以下(更优选为2.0％以下)。
(P：0.05％以下(不含0％))
P在钢中是不可避免被包含的元素，但因为使延展性劣化，所以优选
极力减少P。但是，极端的减少会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造
上有困难，因此使上限为0.05％以下(不含0％)。P含量的优选的上限为
0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
(S：0.05％以下(不含0％))
S也与P同样，在钢中是不可避免被包含的元素，因为使延展性劣化，
所以优选极力减少S。但是，极端的减少招致炼钢成本的增大，达到0％
在制造上有困难，因此使上限为0.05％以下(不含0％)。S含量的优选的
上限为0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
(Al：0.01～1％)
Al作为脱氧元素有用，并且将钢中存在的固溶N作为AlN固定，对
延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，需要Al含量为0.01％
以上。但是，若Al含量过剩而高于1％，则Al2O3过剩生成，使延展性劣
化。Al含量的优选的下限为0.02％以上(更优选为0.03％以上)，优选的
上限为0.8％以下(更优选为0.6％以下)。
(B：0.0002～0.01％)
B具有在高强度部位侧抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变的
作用，因此在加热到(Ac1相变点～Ac3相变点)的二相域温度后的冷却中，
是防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，有助于残留奥氏体的确保的元素。
为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0002％以上，但即使高于0.01％而
使之过剩地含有，效果也是饱和。B含量的优选的下限为0.0003％以上(更
优选为0.0005％以上)，优选的上限为0.008％以下(更优选为0.005％以下)。
(Ti：3.4[N]+0.01％以上且3.4[N]+0.1％以下：[N]为N的含
量(质量％))
Ti固定N，以固溶状态维持B，使淬火性的改善效果显现。为了发挥
这样的效果，重要的是使之比Ti与N的化学计量比(N的含量的3.4倍)
多含有0.01％以上。另外，通过使相对于N而过剩添加的Ti在热压成型
成形品内以固溶状态存在，且预先使析出的化合物微细分散，借助在焊接
热压成型成形品时固溶的Ti形成为TiC形成而带来的析出强化，和来自
TiC的位错的移动防止效果带来的位错密度的增加延迟等的效果，能够抑
制HAZ的强度降低。但是，若Ti含量变得过剩而比3.4[N]+0.1％多，
则所形成的含Ti析出物(例如TiN)粗大化，钢板的延展性降低。Ti含量
的更优选的下限为3.4[N]+0.02％以上(进一步优选为3.4[N]+0.05％
以上)，更优选的上限为3.4[N]+0.09％以下(进一步优选为3.4[N]
+0.08％以下)。
(N：0.001～0.01％)
N是不可避免混入的元素，优选尽可能地减少，但实际制程之中其减
少有存在界限，因此以0.001％为下限。另外，若N含量过剩，则所形成
的含Ti析出物(例如TiN)粗大化，该析出物作为破坏的起点起作用，使
钢板的延展性降低，因此使上限为0.01％。N含量的更优选的上限为0.008％
以下(进一步优选为0.006％以下)。
本发明的热压用钢板的基本的化学成分如上述，余量是铁和P、S、N
以外的不可避免的杂质(例如，O、H等)。另外在本发明的热压用钢板中，
根据需要还含有下述(a)～(c)中的至少1个也有用。对应根据所含有
的元素的种类，热压用钢板(即，冲压成形品)的特性得到进一步改善。
含有这些元素时的优选的范围及其范围限定理由如下述。
(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计为0.1％以下
(不含0％)
(b)从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计为1％
以下(不含0％)
(c)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计为0.01％
以下(不含0％)
(从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计为0.1％以下(不
含0％))
V、Nb和Zr形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应而使组织微细的
效果。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.001％以上。但是，若这
些元素的含量过剩，则形成粗大的碳化物，变成破坏的起点，反之使延展
性劣化。同此出发，这些元素优选合计为0.1％以下。这些元素的含量更优
选的下限合计为0.005％以上(进一步优选为0.008％以上)，更优选的上限
合计为0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
(从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1％以下
(不含0％))
Cu、Ni、Cr和Mo抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变，因此
在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，有效地作用于
残留奥氏体的确保。为了发挥这样的效果，优选使之合计含有0.01％以上。
若只考虑特性，则优选含量多的方法，但由于合金添加的成本上升，所以
优选合计为1％以下。另外，因为具有大幅提高奥氏体的强度的作用，所
以热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，因此从制造性的观点出发，也
优选为1％以下。这些的元素含量更优选的下限合计为0.05％以上(进一
步优选为0.06％以上)，更优选的上限合计为0.5％以下(进一步优选为0.3％
以下)。
(从Mg、Ca和REM(稀土元素)所构成的群中选择的一种以上合
计为0.01％以下(不含0％))
这些元素使夹杂物微细化，因此有效地作用于延展性提高。为了发挥
这样的效果，优选合计使之含有0.0001％以上。若只考虑特性，则优选含
量多的方法，但由于效果饱和，所以优选合计为0.01％以下。这些元素含
量的更优选的下限合计为0.0002％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更
优选的上限合计为0.005％以下(进一步优选为0.003％以下)。
在本发明的热压用钢板中，以下也是重要的要件：(A)钢板中包含的
含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆
直径为6nm以下；(B)满足析出Ti量(质量％)-3.4[N]＜0.5×[总
Ti量(质量％)-3.4[N]]的关系(所述(1)式的关系)；(C)金属组
织中，铁素体的分率为30面积％以上。
含Ti析出物和(1)式的控制，是为了防止HAZ的软化，本来是在
成形品中需要的控制，但在热压成形前后这些值的变化小。因此需要在成
形前(热压用钢板)的阶段就需要预先控制。在成形前的钢板中，通过预
先使相对于N而过剩的Ti以固溶状态或微细状态存在，在热压的加热时
便能够使含Ti析出物维持在固溶状态或微细状态。由此，能够将冲压成
形品中的析出Ti量控制在既定量以下，防止HAZ的软化，从而能够改善
接头特性。
从这样的观点出发，需要预先使含Ti析出物微细地分散，为此在钢
板中包含的含Ti析出物之中，需要当量圆直径为30nm以下的含Ti析出
物的平均当量圆直径为6nm以下(上述(A)的要件)。还有，在此之所
以将作为对象的含Ti析出物的当量圆直径规定为30nm以下，是因为需要
在熔炼阶段形成得粗大，之后，对组织变化和特性不会造成影响的除TiN
之外的含Ti析出物。含Ti析出物的大小(平均当量圆直径)优选为5nm
以下，更优选为3nm以下。另外，本发明中作为对象的所谓含Ti析出物，
宗旨是除了TiC和TiN以外，也包括TiVC、TiNbC、TiVCN、TiNbCN等
的含有Ti的析出物。
还有，如后述，相对于将冲压成形品中的含Ti析出物的平均当量圆
直径规定为10nm以下，在成形前(热压用钢板)规定为6nm以下。其理
由在于，在钢板中Ti虽以微细的析出物或固溶状态存在，但若在800℃附
近施加15分钟以上的加热，则含Ti析出物有一些粗大化，因此相比钢板，
成形品的一方将析出物尺寸规定得大。为了确保作为成形品的特性，含Ti
析出物的平均当量圆直径需要为10nm以下，为了在热压成型成形品中实
现此析出状态，需要在热压成型用钢板的阶段使30μm以下的微细的析出
物的平均当量圆直径为6nm以下，另外使Ti的大部分以固溶状态存在。
另外，在热压用钢板中，需要使Ti之中用于将N析出固定以外的Ti
的大半以固溶状态或微细状态存在。为此，作为TiN以外的析出物而存在
的Ti量(即，析出Ti量(质量％)-3.4[N])，需要为比全部Ti之中减
去形成TiN的Ti所剩余的0.5倍(即，0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]])
少的量(上述(B)的要件)。析出Ti量(质量％)-3.4[N]优选为0.4×
[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以下，更优选为0.3×[总Ti量(质量％)
-3.4[N]]以下。
另外，在热压成型前必须要加工钢材，并且有实施冲压成形的情况，
这种情况下，需要预先确保作为软质的组织的既定量的铁素体。从这一观
点出发，需要使热压用钢板中的铁素体的分率为30面积％以上(上述(C)
的要件)。铁素体的分率优选为50面积％以上，更优选为70面积％以上。
还有，在热压用钢板中，金属组织的余量没有特别限定，例如可列举
珠光体、贝氏体、马氏体或残留奥氏体中的至少任意一个。
为了制造上述这样的本发明的钢板(热压用钢板)，将熔炼具有上述
化学成分组成的钢材的铸片，以加热温度：1100℃以上(优选为1150℃以
上)且1300℃以下(优选为1250℃以下)，使终轧温度为850℃以上(优
选为900℃以上)且1050℃以下(优选为1000℃以下)而进行热轧，之后
立即以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)的平均冷却速度，冷却(急冷)
至650℃以下(优选为625℃以下)，从620℃至580℃以10℃/秒以下(优
选为5℃/秒以下)的平均冷却速度进行冷却，其后以10℃/秒以上的平均
冷却速度冷却后，在350℃以上(优选为380℃以上)且450℃以下(优选
为430℃以下)卷取即可。
上述方法，通过(1)在由热轧导入奥氏体中的位错残存的温度域结
束轧制；(2)紧接其后即刻急冷，在位错上使TiC等的含Ti析出物微细
地形成；(3)再进行二阶段冷却并卷取，由此一边确保含Ti析出物量，
一边进行铁素体相变而进行控制。
具有上述这样的化学成分组成、金属组织和Ti析出状态的热压用钢
板，可以直接供热压的制造使用，也可以在酸洗后，以压下率：60％以下
(优选为40％以下)实施冷轧之后再供热压的制造。另外，本发明的热压
用钢板，在用连续退火炉和连续熔融镀锌线对于热轧材进行热处理时，也
可以精心制作出该组织。总之，只要满足金属组织和Ti析出状态等的要
求特性，便包含在本发明的热压用钢板中。
使用上述这样的热压用钢板，加热至Ac1相变点+20℃(Ac1+20℃)
以上且Ac3相变点-20℃(Ac3-20℃)以下的温度后，开始冲压成形，
成形中和成形结束后，一边在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，
一边冷却至比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度(Bs-100℃)以下，
由此能够在具有单一特性的冲压成形品(以下，有称为单一区域成形品的
情况)中，设计成为低强度且高延展性的最佳的组织。规定该成形法的各
要件的理由如下述。
在既定量含有铁素体的钢板中，为了一边使该铁素体部分残存，一边
部分性地使之相变为奥氏体，加热温度需要控制在既定的范围。若钢板的
加热温度低于Ac1相变点+20℃，则加热时得不到充分量的奥氏体，不能
在最终组织(成形品的组织)中确保既定量的残留奥氏体。另外，若钢板
的加热温度高于Ac3相变点-20℃，则加热时向奥氏体的相变量过度增加，
不能在最终组织(成形品的组织)中确保既定量的铁素体。
为了一边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边使由上述加热工
序形成的奥氏体成为希望的组织，需要适当控制成形中和成形后的平均冷
却速度和冷却结束温度。从这一观点出发，需要成形中的平均冷却速度为
20℃/秒以上，冷却结束温度为比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度
以下。成形中的平均冷却速度优选为30℃/秒以上(更优选为40℃/秒以上)。
通过使冷却结束温度为比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下，一
边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边使加热时存在的奥氏体相变
成贝氏体和马氏体，由此一边确保贝氏体和马氏体，一边在贝氏体和马氏
体的板条之间使微细的奥氏体残留而确保既定量的残留奥氏体。
上述冷却结束温度比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度变得更
高，或平均冷却速度低于20℃/秒时，铁素体和珠光体等的组织被形成，
不能确保既定量的残留奥氏体，成形品的延伸率(延展性)劣化。还有，
冷却结束温度只要在比Bs低100℃的温度以下，则没有特别限制，例如，
也可以是马氏体相变开始温度Ms以下。
在处于比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下的阶段，基本不
需要控制平均冷却速度，例如可以由1℃/秒以上，100℃/秒以下的平均冷
却速度冷却至室温。还有，成形中和成形结束后的平均冷却速度的控制，
能够通过(a)控制成形模具的温度(所述图1所示的冷却介质)，(b)控
制模具的导热率等的手段达成。
在由上述这样的热压制造的冲压成形品(单一区域成形品)中，金属
组织中，残留奥氏体：3～20面积％，铁素体：30～80面积％，贝氏体铁
素体：低于30面积％(不含0面积％)，马氏体：31面积％以下(不含0
面积％)，成形品内能够以高水平并作为均匀的特性达成高强度与延伸率的
平衡。这样的热压成形品的各要件(基本组织)的范围设定理由如下。
关于残留奥氏体，在塑性变形中相变为马氏体，具有使加工硬化率上
升(相变诱发塑性)，使成形品的延展性提高的效果。为了发挥这样的效
果，需要使残留奥氏体分率为3面积％以上。对于延展性来说，残留奥氏
体分率越多越好。在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体有
限，20面积％左右为上限。残留奥氏体的优选的下限为5面积％以上(更
优选为7面积％以上)。
通过使主要组织为微细且延展性高的铁素体，能够提高冲压成形品的
延展性(延伸率)。从这一观点出发，铁素体的分率为30面积％以上。但
是，若其分率高于80面积％，则不能确保成形品的强度。铁素体分率的优
选的下限为35面积％以上(更优选为40面积％以上)，优选的上限为75
面积％以下(更优选为70面积％以下)。
贝氏体铁素体对于提高成形品的强度是有效的组织，但却是稍微缺乏
延展性的组织，因此若大量存在，则使延伸率劣化。从这一观点出发，贝
氏体铁素体的分率为低于30面积％。贝氏体铁素体的分率的优选的上限为
25面积％以下(更优选为20面积％以下)。
马氏体(淬火状态马氏体)对于提高成形品的强度是有效的组织，但
却是缺乏延展性的组织，因此若大量存在，则使延伸率劣化。从这一观点
出发，马氏体的分率为31面积％以下。马氏体的分率的优选的上限为25
面积％以下(更优选为20面积％以下)。
上述组织的以外未特别限定，作为余量组织也可以含有珠光体等，但
这些的组织对于强度的贡献，和对于延展性的贡献比其他的组织低，优选
基本上不含有(也可以是0面积％)。
在上述冲压成形品(单一区域成形品)中，冲压成形品中(即，构成
冲压成形品的钢板中)包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下
的含Ti析出物的平均当量圆直径为10nm以下。通过满足这样的要件，能
够得到可以高水平达成高强度与延伸率的平衡的冲压成形品。含Ti析出
物的平均当量圆直径优选为8nm以下，更优选为6nm以下。
另外在冲压成形品(单一区域成形品)中，作为TiN以外的析出物而
存在的Ti量(析出Ti量-3.4[N])，比全部Ti之中减去形成TiN的Ti
所剩余的Ti的0.5倍少(即比0.5×[总Ti量(％)-3.4[N]]少)。通过
满足这样的要件，在焊接时固溶的Ti在HAZ微细析出，或既有的微细含
Ti析出物抑制位错的恢复等，从而防止HAZ的软化，焊接性良好。析出
Ti量-3.4[N]优选为0.4×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以下，更优
选为0.3×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以下。
如果使用本发明的热压用钢板，通过适当调整冲压成形条件(加热温
度和冷却速度)，能够控制冲压成形品的强度和延伸率等的特性，而且能
够得到高延展性(残存延展性)的冲压成形品，因此也可以适用于至今为
止的冲压成形品所难以适用的部位(例如，能量吸收构件)，在扩展冲压
成形品的应用范围上极为有用。另外，不仅是上述的单一区域成形品，而
且在使用冲压成形模具对于钢板进行冲压成形而制造冲压成形品时，如果
适当控制加热温度和成形时的各区域的条件，调整各区域的组织，则能够
得到发挥着与各区域相应的强度-延展性平衡的冲压成形品(以下，有称
为多区域成形品的情况)
使用本发明的热压用钢板，如上述这样制造多区域成形品时，钢板的
加热区域至少分成2个区域，将其中一个区域(以下，称为第一区域)加
热到Ac3相变点以上且950℃以下的温度，并且将考虑另一个区域(以下，
称为第二区域)加热到Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点-20℃以下的
温度后，对于第一和第二两方区域开始冲压成形，成形中和成形结束后无
论是第一和第二任意一个区域，均在模具内一边确保20℃/秒以上的平均
冷却速度，一边冷却至马氏体相变开始温度Ms以下的温度即可。
在上述方法中，将钢板的加热区域分成至少2个区域(高强度侧区域
和低强度侧区域)，通过对应各个区域控制制造条件，能够得到发挥着与
各区域相应的强度-延展性平衡的冲压成形品。2个区域之中第二区域相
当于低强度侧区域，该区域的制造条件、组织和特性基本上与上述的单一
区域成形品相同。以下，就用于形成另一方的第一区域(相当于高强度侧
区域)的制造条件进行说明。还有，在实施该制造方法时，产生在单一的
钢板中形成加热温度不同的区域的需要，通过使用现有的加热炉(例如，
远红外线炉，电炉+防护罩)，可以一边使温度的边界部分为50mm以下
一边进行控制。
(第一区域·高强度侧区域的制造条件)
为了适当调整冲压成形品的组织，加热温度需要控制在既定的范围。
通过适当控制该加热温度，在之后的冷却过程中，能够一边确保既定量的
残留奥氏体，一边使之相变成以马氏体为主体的组织，在最终的热压成形
品的区域内设计成期望的组织。若该区域中的钢板加热温度低于Ac3相变
点，则加热时得不到充分量的奥氏体，不能在最终组织(成形品的组织)
中确保既定量的残留奥氏体。另外，若钢板的加热温度高于950℃，则加
热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度(Ms点)和马氏体相变结
束温度(Mf点)上升，不能在淬火时确保残留奥氏体，无法达成良好的
成形性。钢板的加热温度优选为Ac3相变点+50℃以上、930℃以下。
为了一边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边使上述加热工序
中所形成的奥氏体成为期望的组织，需要适当控制成形中和成形后的平均
冷却速度和冷却结束温度。从这一观点出发，成形中的平均冷却速度需要
为20℃/秒以上，冷却结束温度需要为马氏体相变开始温度(Ms点)以下。
成形中的平均冷却速度优选为30℃/秒以上(更优选为40℃/秒以上)。通
过使冷却结束温度为马氏体相变开始温度(Ms点)以下，一边阻止铁素
体或珠光体等的组织的生成，一边在加热时使存在的奥氏体相变成马氏
体，由此确保马氏体。冷却结束温度，具体来说为400℃以下，优选为300℃
以下。
在由这样的方法得到的冲压成形品中，第一区域和第2区域中，金属
组织和析出物等不同。在第一区域中，金属组织为，残留奥氏体：3～20
面积％(残留奥氏体的作用效果与上述相同)，马氏体：80面积％以上。
第二区域中，满足与上述单一区域成形品相同的金属组织、Ti状态(含
Ti析出物的平均当量圆直径，析出Ti量(质量％)-3.4[N]的值等)。
通过使第一区域的主要组织，成为含有既定量的残留奥氏体的高强度
的马氏体，能够确保冲压成形品中的特定区域的延展性和高强度。从这一
观点出发，马氏体的面积分率需要为80面积％以上。马氏体的分率，优选
为85面积％以上(更优选为90面积％以上)。还有，作为第一区域的余量
组织，也可以部分含有铁素体、珠光体、贝氏体等。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例不限定
本发明，以前、后述的宗旨为特征而进行设计变更的均包含在本发明的技
术范围内。
【实施例】
[实施例1]
真空熔炼具有下述表1、2所示的化学成分组成的钢材(钢No.1～16、
18～32)，成为实验用板坯后，进行热轧而成为钢板，之后冷却并实施模
拟卷取的处理(板厚：1.6mmm或3.0mm)。卷取模拟处理方法，是冷却
至卷取温度后，在加热到卷取温度的炉中放入试料，保持30分钟后进行
炉冷。这时的钢板制造条件显示在下述表3、4中。还有，表1、2中的
Ac1相变点、Ac3相变点、Ms点和Bs点，使用下述的(2)式～(5)式
求得(例如，参照“莱斯利铁钢材料学”丸善，(1985))。另外，表3的
备注栏所示的处理(1)、(2)，是进行下述所示的各处理(轧制、冷却、
合金化)。
Ac1相变点(℃)＝723+29.1×[Si]-10.7×[Mn]+16.9×[Cr]-
16.9[Ni]…(2)
Ac3相变点(℃)＝910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]+
700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]-11×[Cr]+31.5×
[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]…(3)
Ms点(℃)＝550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]
-20×[Cr]-5×[Mo]+30×[Al]…(4)
Bs点(℃)＝830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]
-83×[Mo]…(5)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]、[Ti]、[V]、[Cr]、[Mo]、
[Cu]和[Ni]分别表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、V、Cr、Mo、Cu和
Ni的含量(质量％)。另外，不含上述(2)式～(5)式的各项所示的元
素时，去掉该项进行计算。
处理(1)：对热轧钢板进行冷轧后(板厚：1.6mm)，用热处理模拟器
模拟连续退火，加热至800℃之后保持90秒，以20℃/秒的平均冷却速度
冷却到500℃，保持300秒。
处理(2)：将热轧钢板进行冷轧后(板厚：1.6mm)，为了用热处理模
拟器模拟连续熔融镀锌线，加热到860℃后，以30℃/秒的平均冷却速度冷
却至400℃，保持后，为了模拟浸渍到镀浴-合金化处理，再保持500℃×10
秒后，以20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
对于所得到的钢板(冲压成形用钢板)，按下述要领进行Ti的析出状
态的分析和金属组织的观察(各组织的分率)。另外，以后述的方法测量
各钢板的抗拉强度(TS)。其结果与0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]
的计算值[表示为0.5×[总Ti量-3.4[N]]一起显示在下述表5、6中。
(钢板的Ti的析出状态的分析)
制作萃取复型试样，以透射型电子显微镜(TEM)拍摄含Ti析出物
的透射型电子显微镜像(倍率：10万倍)。这时，通过能量色散型X射线
光谱仪(EDX)进行析出物的组成分析，由此确定含Ti析出物(当量圆
直径为30nm以下的)。通过图像分析测量至少100个以上的含Ti析出物
的面积，由此求得当量圆直径，以其平均值作为析出物尺寸(含Ti析出
物的平均当量圆直径)。另外，析出Ti量(质量％)-3.4[N](作为析出
物存在的Ti量)，使用筛孔径：0.1μm的筛进行萃取残渣分析(萃取处理
时，析出物凝集，也能够测量微细的析出物)，求得析出Ti量(质量％)
-3.4[N](表5、6中表示为析出Ti量-3.4[N])。还有，含Ti析出物
部分含有V和Nb时，对于这些析出物的含量也进行测量。
(金属组织的观察(各组织的分率))
(1)关于钢板中的铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体的组织，
以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，
区别铁素体、贝氏体铁素体、珠光体、马氏体，求得各自的分率(面积率)。
(2)钢板中的残留奥氏体分率，是磨销至钢板的1/4的厚度后，进行
化学研磨，然后通过X射线衍射法进行测量(例如，ISJJInt.Vol.33.(1933)，
No.7，P.776)。
【表5】
【表6】
对于上述各钢板(1.6mmt×150mm×200mm)(上述处理(1)、(2)以
外的，通过热轧将厚度t调整到1.6mm)，以加热炉加热至既定的温度后，
用帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，作为成形品。冲压
成形条件(冲压成形时的加热温度、平均冷却速度、急速冷却结束温度)
显示在下述表7中。
【表7】
对于所得到的冲压成形品，以下述的方法测量抗拉强度(TS)、延伸
率(总延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)、和热处理后的硬
度降低量，并且以上述方法测量Ti的析出状态的分析。
(抗拉强度(TS)和延伸率(总延伸率EL)的测量)
使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测量抗拉强度(TS)、延伸率(EL)。
这时，拉伸试验的应变速度：10mm/秒。在本发明中，抗拉强度(TS)满
足980MPa以上，延伸率(EL)满足16％以上，强度-延伸率平衡(TS×EL)
为16000(MPa·％)以上的时评价为合格。
(金属组织的观察(各组织的分率))
(1)关于钢板中的铁素体、贝氏体铁素体、珠光体的组织，以硝酸
乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，区
别铁素体、贝氏体铁素体、珠光体(也包括铁素体和针状铁素体的区别)，
求得各自的分率(面积率)。
(2)钢板中的残留奥氏体分率，是磨削至钢板的1/4的厚度后，进行
化学研磨，然后通过X射线衍射法进行测量(例如，ISJJInt.Vol.33.(1933)，
No.7，P.776)。
(3)关于马氏体(淬火状态马氏体)分率，是对于钢板进行lepera
试剂腐蚀，将白色的反差作为淬火状态马氏体和残留奥氏体的混合组织而
测量面积率，从中减去通过X射线衍射求得的残留奥氏体分率，计算马氏
体分率。
(热处理后的硬度降低量)
作为按照点焊的热历程，用热处理模拟器以平均加热速度50℃/秒加
热至700℃后，以平均冷却速度50℃/秒进行冷却，测量相对于本来的硬度
(维氏硬度)的硬度降低量(ΔHv)。硬度降低量(ΔHv)为50Hv以下时，
判断为HAZ的软化防止特性良好。
金属组织的观察结果(Ti的析出状态、各组织的分率、析出Ti量-
3.4[N])显示在下述表8、9中。另外，冲压成形品的机械的特性(抗拉
强度TS、延伸率EL、TS×EL、和硬度降低量ΔHv)显示在下述表10中。
还有，冲压成形品的析出Ti量-3.4[N]的值，与冲压成形用钢板的析出
Ti量-3.4[N]的值有一些不同，但这是测量误差。
【表8】
【表9】
【表10】
由这些结果能够进行如下考察。钢No.1、2、4～6、10、11、15、16、
19～21、23～32，是满足本发明中规定的要件的实施例，可知强度-延展
性平衡良好，能够得到软化防止特性良好的零件。
相对于此，钢No.3、7～9、12～14、18、22，是不满足本发明中规定
任意一个要件的比较例，某一特性劣化。即，钢No.3使用的是Si含量少
的冲压成形用钢板，不能确保冲压成形品中的残留奥氏体分率，延伸率缺
乏，强度-延伸率平衡劣化。钢No.7，钢板制造时的终轧温度低，冲压成
形用钢板中的含Ti析出物粗大化，在冲压成形用钢板和冲压成形品任意
一个阶段均不满足(1)式的关系，软化防止特性劣化。
钢No.8，钢板制造时的620℃～580℃的冷却速度快，铁素体相变未
充分进行，不能确保冲压成形用钢板中的铁素体分率，强度变高，可预想
冲压成形前的成形和加工困难。钢No.9，钢板制造时的卷取温度高，冲压
成型用钢板的含Ti析出物粗大化，使用这样的钢板进行冲压成形时，即
使成形条件适当，强度-延展性平衡良好，软化防止特性也劣化。
钢No.12，冲压成形时的加热温度高，马氏体生成，铁素体不生成，
延伸率降低，强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。钢No.13，冲压成形时
的冷却速度变慢，在冲压成形品的阶段，铁素体分率增大，强度降低。
钢No.14，冲压成形时的冷却结束温度高，珠光体生成，不能确保残
留奥氏体，强度和延伸率降低，强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。钢
No.18，使用的是C含量过剩的冲压成形用钢板，不能确保钢板的铁素体
分率，不能确保冲压成形品中的铁素体分率，只能得到低延伸率EL，强
度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。钢No.22，使用的是Ti含量过剩的冲
压成形用钢板，在冲压成形用钢板和冲压成形品的任意一个阶段，都不满
足(1)式的关系，含Ti析出物粗大化，软化防止特性劣化。
[实施例2]
真空熔炼具有下述表11所示的化学成分组成的钢材(钢No.33～37)，
作为实验用板坯后，进行热轧，其后冷却卷取(板厚：3.0mm)。这时的钢
板制造条件显示在下述表12中。
【表11】
【表12】
对于所得到的钢板(冲压成形用钢板)，与实施例1同样地进行含Ti
析出物的析出状态的分析、金属组织的观察(各组织的分率)、和抗拉强
度的测量。其结果显示在下述表13中。
【表13】
对于上述各钢板(3.0mmt×150mm×200mm)，以加热炉加热至既定的
温度后，用帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，作为成形
品。这时，将钢板放入红外线炉中，以想要高强度化的部分(相当于第一
区域的钢板部分)能够进行高温加热的方式，使红外线与之直接接触，并
且在想要低强度化的部分(相当于第一区域的钢板部分)，以能够进行低
温加热的方式，盖上覆盖物而遮断红外线的一部分，从而付与加热温差。
因此，成形品在单一的零件内具有强度不同的区域。冲压成形条件(冲压
成形时的各区域的加热温度、平均冷却速度、急速冷却结束温度)显示在
下述表14中。
【表14】
对于所得到的冲压成形品，与实施例1同样地求得各区域的抗拉强度
(TS)、延伸率(总延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)、和硬
度降低量(ΔHv)。
金属组织的观察结果(各组织的分率)和Ti的析出状态的分析结果
显示在下述表15中。另外，冲压成形品的机械的特性(抗拉强度TS、延
伸率EL、TS×EL和硬度降低量ΔHv)显示在下述表16中。还有，高强度
侧的抗拉强度(TS)为1470MPa以上，延伸率(EL)满足8％以上，强
度-延伸率平衡(TS×EL)为14000(MPa·％)以上时评价为合格(低
强度侧的评价标准与实施例1相同)。
【表15】
【表16】
由此结果，能够进行如下考察。钢No.33～36，是满足本发明中规定
的要件的实施例，可知能够得到各区域的强度-延展性平衡的良好的冲压
成形品。相对于此，钢No.37，冲压成形时的加热温度低，高强度侧的马
氏体分率不足，高强度侧的强度降低(与低强度侧的强度差低于300MPa)。
【产业上的可利用性】
在本发明中，能够实现一种热压用钢板，其具有既定的化学成分组成，
钢板中包含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物
的平均当量圆直径为6nm以下，并且钢中的析出Ti量与总Ti量满足既定
的关系，并且，金属组织中，铁素体的分率为30面积％以上，从而在热压
前能够容易进行成形和加工，并且在成形品内要求有均匀的特性时，能够
得到可以高水平达成高强度与延伸率的平衡的冲压成形品，在单一成形品
内要求有相当于耐冲击部位与能量吸收部位的区域时，能够对应各自的区
域，高水平达成高强度与延伸率的平衡，而且在得到HAZ的软化防止特
性良好的冲压成形品上有用。
【符号的说明】
1冲头
2冲模
3坯缘压牢器
4钢板(坯料)