热成形法与热成形构件.pdf

从高强度钢板，通过热冲压而制作兼具稳定的强度和韧性的热冲压构件。在热冲压时的冷却过程中，以临界冷却速度以上冷却至Ms点，从Ms点至200℃的温度范围的冷却速度为25～150℃/s。热冲压构件的维氏硬度为，低于(最高淬火硬度－10)，且在(最高淬火硬度－100)以上。

1、  一种热成形法，其特征在于，是对本质上具有如下钢组成的钢板，加热至Ac₃点以上并保持后，进行对最终制品形状的成形的方法，所述钢板，以质量％计，含有C：0.15～0.45％、Mn：0.5～3.0％、Cr：0.1～0.5％、Ti：0.01～0.1％、B：0.0002～0.004％、Si：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：1％以下、N：0.01％以下；并且还含有Ni：2％以下、Cu：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、以及Nb：1％以下的1种或2种以上；剩余部为Fe和不可避免的杂质，在成形中或者从成形后的成形温度的冷却之时，到达成形构件的Ms点的冷却速度在临界冷却速度以上，并且，以从Ms点到200℃的平均冷却速度为25～150℃/s冷却而进行淬火处理。

2、  根据权利要求1记载的热成形方法，其特征在于，所述成形采用冲压成形用金属模具而进行。

3、  根据权利要求1或2记载的热成形法，其特征在于，所述成形在采用冲压成形用金属模具成形后，在金属模具间注入水而进行冷却。

4、  一种热成形构件，其特征在于，由本质上具有如下的钢组成的钢板而构成，所述钢板，以质量％计，含有C：0.15～0.45％、Mn：0.5～3.0％、Cr：0.1～0.5％、Ti：0.01～0.1％、B：0.0002～0.004％、Si：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：1％以下、N：0.01％以下；还含有Ni：2％以下、Cu：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、以及Nb：1％以下的1种或2种以上；剩余部为Fe和不可避免的杂质，其热成形后的硬度，以维氏硬度计，低于最高淬火硬度-10，并且在最高淬火硬度-100以上。

5、  根据权利要求4记载的热成形构件，其特征在于，所述热成形为热冲压成形。

热成形法与热成形构件
技术领域
本发明涉及以汽车的车身结构部件、行走部分部件等为首要的机械结构部件等的热成形构件，及其制造所使用的热成形方法。若进一步详述，则本发明涉及热冲压构件与为此的热冲压方法。
以下，以热冲压成形为例对本发明进行说明，但是本发明也可以适用于辊轧成形、锻造等的压力成形以外的热成形。
背景技术
近年来，为了汽车的轻量化，而寻求例如拉伸强度在590MPa以上的钢材的高强度化，以削减使用重量的努力在进行着。在汽车广泛使用的薄钢板中，在如此的倾向之下，随着钢板强度的增加，冲压成形性降低，制造复杂的形状变得困难。具体地说，即随着强度增加而延展性降低，会发生在加工度高的部位产生破断，回弹和壁翘曲变大，尺寸精度劣化这样的问题。
因此，高强度、特别是拉伸强度在780MPa级以上钢板的情况，不容易作为利用冷加工方法的冲压成形而制造部件。如果不是冲压成形而利用辊轧成形，虽然可以进行上述的高强度钢板的加工，但是辊轧成形只能适用于在纵长方向具有同样的剖面的部件，限定了能够适用的制品的形状。
另一方面，如英国专利第1490535号所公开，在冲压成形加热的钢板的热冲压法中，因为在高温加热钢板，钢板的材质软化而变为高延展性，所以在加热状态下可以尺寸精度良好地成形复杂的形状。此外，将钢板加热至奥氏体区域温度，通过在金属模具内急冷的金属模具冷却，能够同时完成马氏体相变的钢板的高强度化，即淬火。
不过，在热冲压法的金属模具冷却中，构件的淬火硬度，在2％C材的情况下Hv400～490很不充分，而且存在构件中的硬度偏差非常大这样的问题。
在Advanced Materials & Processes、Vol.146、No.6、12/94、p.16中，介绍了由瑞典的plunger公司开发的热压机技术，记载了从980℃进行模具淬火(die quench)(金属模具内急冷)。金属模具温度，因为没有与加热相关的记载，所以推定为常温～数十℃。
在特開平8-269615号中，所公示的急速淬火用热轧钢板由以下成分构成：含有C：0.18～0.30％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.08％以下、Cr：0.1～0.5％、B：0.0006～0.0040％、N：0.01％以下；在此情况下，还含有Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ti：0.01～0.05％中的至少一种；剩余部为铁。此钢板，在冷加工之后，由高频淬火而使之高强度化。
发明内容
本发明提供一种，通过热成形法能够从高强度钢板制造出兼具稳定的强度与韧性的热成形构件，及制作其的热成形法。
更具体地说，本发明提供以汽车的车身结构部件、行走部分部件等为首要的机械结构部件等的热成形构件，和其制造所使用的热冲压方法。
根据本发明，成形后的冷却时，例如在金属模具冷却时，通过将Ms点(从奥氏体到马氏体开始生成的温度)以下的温度区域的平均冷却速度控制在一定范围内，而能够通过热成形制造兼具稳定的强度和韧性的热成形构件。
在1形态中，本发明涉及一种热成形方法，将本质上具有如下钢组成的钢板，加热至Ac₃点以上并保持后，进行对最终制品形状的成形，所述钢板，以质量％计，含有C：0.15～0.45％、Mn：0.5～3.0％、Cr：0.1～0.5％、Ti：0.01～0.1％、B：0.0002～0.004％、Si：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：1％以下、N：0.01％以下；并且还含有Ni：2％以下、Cu：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、以及Nb：1％以下的1种或2种以上；剩余部为Fe和不可避免的杂质。根据本发明，在成形中或者从成形后的成形温度的冷却之时，到达成形构件的Ms点的冷却速度在临界冷却速度以上，并且，以从Ms点到200℃的平均冷却速度为25～150℃/s，进行冷却，淬火处理。并且，在本发明中，临界冷却速度为上部临界冷却速度的意思。
在其他的形态中，本发明涉及由具有上述钢组成的钢板而构成的热成形构件。此热成形构件，热成形后的硬度，以维氏硬度低于(最高淬火硬度-10)，并且在(最高淬火硬度-100以上)。
在本发明的最佳形态中，热成形是采用冲压成形用金属模具而进行的热冲压成形。
根据本发明能够制作兼具稳定的强度与韧性的热冲压构件。因此，本发明大大地有助于作为高强度钢板的冲压成形构件地用途的扩大。
附图说明
图1是帽成形法的模式的说明图。
图2是表示临界冷却速度的测定用试验片的形状的模式图。
具体实施方式
在本发明中采用所述的钢组成和成形条件的理由如下。在本发明中，表示钢组成，即钢的化学组成的“％”是表示“质量％”。
1.基材钢板的组成
C：0.15～0.45％
碳(C)，是提高钢板的淬火性，且在淬火后，主要决定强度的非常重要的元素。此外，是降低Ac₃点，促进淬火处理温度的低温化的元素。不过，C含量低于0.15％此效果不充分，另一方面，若C含量超过0.45％，则淬火部的韧性劣化显著。优选C含量的下限为0.16％，上限为0.35％。
Mn：0.5～3.0％
锰(Mn)，是提高钢板的淬火性，且在淬火后对用于稳定确保强度非常有效果的元素。此外，是降低Ac₃点，促进淬火处理温度的低温化的元素。不过，Mn含量低于0.5％此效果不充分，另一方面，若Mn含量超过3.0％则此效果饱和，此外会导致淬火部的韧性劣化。优选Mn含量为0.8～2.0％。
Cr：0.1～0.5％
铬(Cr)，是提高钢板的淬火性，且在淬火后，对用于稳定确保强度有效果的元素。不过，Cr含量低于0.1％此效果不充分，另一方面，若Cr含量超过0.5％则此效果饱和，只会导致成本增长。优选Cr含量为0.15～0.30％。
Ti：0.01～0.1％
钛(Ti)，是提高钢板的淬火性，且在淬火后，对用于稳定确保强度有效果的元素。此外，还具有使淬火部的韧性提高的效果。不过，Ti含量低于0.01％此效果不充分，另一方面，若Ti含量超过0.1％则此效果饱和，只会导致成本增长。优选Ti含量为0.015～0.03％。
R：0.0002～0.004％
硼(B)，是提高钢板的淬火性，且在淬火后，进一步提高强度的稳定确保效果的重要的元素。不过，B含量低于0.0002％此效果不充分，另一方面，若B含量超过0.004％则此效果饱和，且导致成本增加。优选B含量为0.0005～0.0025％。
Si：0.5％以下；P：0.05％以下；S：0.05％以下；Al：1％以下；N：0.01％以下
这些元素，任一个均能提高钢板的淬火性，且具有提高淬火后的强度的稳定化的效果。不过，若其含量超过上述的各自的上限，则此效果饱和，反而导致成本增加。
Ni：2％以下；Cu：1％以下；Mo：1％以下；V：1％以下；Nb：1％以下的1种或2种以上
这些元素，因为也是提高钢板的淬火性，且在淬火后，对强度的稳定确保有效果的元素，所以使之含有1种或2种以上。不过，超过各自的上限值而使之含有其效果也很小，且因为徒然导致成本增加，所以各合金元素的含量设在上述的范围。
在本发明使用的钢板中，在成形之前的加热之时，加热至奥氏体温度区域，因为使奥氏体相变发生，在加热前的室温的机械的性质不重要，所以对加热前的金属组织没有特别的限制。因此，作为基材钢板，使用热轧钢板、冷轧钢板、镀层钢板的任意一种都可以，对其制造方法没有特别限定。作为镀层钢板，以镀铝系钢板(即镀铝和镀铝合金钢板)与镀锌系钢板(即镀锌和镀锌合金钢板)为例示。镀层钢板，可以用电镀钢板，也可以用熔融镀钢板。并且，也可以使用合金化熔融镀锌钢板。
2.加热条件和保持时间
在热冲压时的金属模具冷却中，为了对成形构件、即热冲压构件进行成形后的淬火处理，所以首先将基材钢板加热到奥氏体温度区域，需要使基材钢板形成一次奥氏体相。为此，加热至Ac₃点以上，并在此温度在通常的条件下保持1分钟以上。保持时间的上限没有特别地设定，但考虑到实际的生产上的效率，优选保持时间的上限为10分钟左右。
3.热冲压时的冷却速度
热冲压中(金属模具内)或热冲压后(脱模后)的冷却速度，在热冲压构件中是用于得到稳定的强度和韧性，具有非常重要作用的参数。
为了赋予热冲压构件稳定的强度和韧性，将热冲压后的组织不完全形成马氏体组织，而形成自动回火马氏体组织十分重要。为了成为此自动回火马氏体组织，在热冲压或热冲压后的冷却阶段，以临界冷却速度以上而冷却至Ms点，使扩散相变不会发生，且从Ms点到200℃的温度范围，以平均冷却速度25～150℃/s这样缓慢的冷却速度进行冷却。通过如此的冷却，由于马氏体相变在发生的同时被回火，所以得到强度的偏差很少，且能够得到韧性优异的马氏体组织。从Ms点到200℃的优选平均冷却速度为30～120℃/s。
4.在热冲压法中的成形方法
作为在热冲压法中的成形的形态，有弯曲加工、拉深成形、张出成形、扩孔成形、法兰成形等。并且，如果具有在与成形同时或紧接其后冷却钢板的机构，则本发明也适用于冲压成形以外的成形法，例如辊轧成形。
5.热冲压构件
通过所述的热冲压法所制作的构件，形成强度的偏差很少，且具有韧性优异的回火马氏体组织的构件。并且，所得到的强度，由于作为回火马氏体组织的强度，若换言之以硬度(Hv)，则比(最高淬火硬度-10)更低，但是，因为没有过度回火，所以具有(最高淬火硬度-100)以上的硬度。Hv的值若比(最高淬火硬度-10)高则韧性降低，若比(最高淬火硬度-100)低则强度降低。优选Hv的值为(最高淬火硬度-20)以下，(最高淬火硬度-80)以上。
在此，所谓的“最高淬火硬度”，是在加热到900℃的盐浴中将此材料保持10分钟之后，实施水冷处理时所能得到的硬度。
6.热冲压成形时的冷却方法
通常，因为钢制金属模具被保持在常温或数十℃左右的温度，所以在热冲压成形之时，由此钢金属模具完成冲压成形构件的冷却。因此可知，为了使冷却速度变化，可以改变金属模具的尺寸而使热容量变化。
并且，改变金属模具的材质为不同种类的金属(例如铜等)也能够使冷却速度变化。在金属模具尺寸、材质都没有改变时，采用水冷型的金属模具而改变其时的冷却水量，由此也能够改变冷却速度。在此情况下，例如，采用切割了数处预制槽的金属模具，通过在冲压中让水流经于槽而改变冷却速度，或在冲压成形中途抬起冲压机，在其间让水流动也能够改变冲压成形构件的冷却速度。
因此，在Ms点的前后使冷却速度变化的方法被认为是如下方法。
(1)在紧接Ms点到达之后，移动热容量的不同的金属模具或室温状态的金属模具，而改变冷却速度。
(2)水冷金属模具的情况，在紧接Ms点到达之后，使在金属模具中流动的水量变化，而改变冷却速度。
(3)在紧接Ms点到达之后，让水在金属模具与构件之间流动，以使此水量变化，而改变冷却速度。
实施例
以下的实施例虽然用以例示本发明，但是本发明并不受到由此的任何限制。
在本例中，以具有表1所示的组成的钢板(板厚：1.0mm)作为基材钢板。此钢板，是在实验室熔炼的钢胚通过热轧、冷轧而制造的钢板。此外在钢号No.2中，采用镀覆模拟装置如同实施熔融镀锌(每一面的Zn附着量为60g/m²)，此后，进行合金化处理(镀膜中的Fe含量为15质量％)。
将此钢板切割为40W×60L(mm)的尺寸，在大气气氛的加热炉内，进行900℃×5分钟的加热之后，从加热炉取出，紧接其后，用平板的钢制金属模具，进行热冲压成形。在钢种No.2中，进行使冷却条件变化的热冲压成形(试验No.2、5、6)。
对所得到的热冲压构件，进行维氏硬度测定(荷重9.8N，测定次数：5)。并且在钢板贴装热电偶，也进行冲压成形后的冷却速度的测定。在冷却速度中，主要是改变金属模具尺寸而使冷却速度变化。
并且，在试验No.2中，钢板温度到达Ms点，紧接其后在金属模具间注入水以调节冷却速度。
在最高淬火硬度中，将在加热到900℃的盐浴中将此材料保持10分钟之后，实施水冷处理时所能得到的硬度作为最高淬火硬度。
将所得到的结果，与以下面的方法而测定的各钢号的Ac₃点、Ms点、和临界冷却速度一起，由表2集中表示。
从热轧钢板切割直径3.0mm、长10mm的圆柱试验片(图2)，在大气中以10℃/s的升温速度加热至950℃，在此温度保持2分钟之后，以各种的冷却速度冷却到室温。此时的加热，通过测定冷却中的试验片的热膨胀变化，而测定Ac₃点、Ms点。并且，对所得到的试验片进行了维氏硬度测定(荷重49N，测定次数：5)和组织观察，由其结果估算临界冷却速度。
                                                                                      表1