CN102482750A - 热压构件、热压构件用钢板、热压构件的制造方法 - Google Patents

热压构件、热压构件用钢板、热压构件的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明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。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。

Description

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(EnergyDispersive 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
Figure BDA0000136804030000171
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。
Figure BDA0000136804030000191
表4
Figure BDA0000136804030000201
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。
Figure BDA0000136804030000221
表6
Figure BDA0000136804030000231
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验片，进行脉动拉伸疲劳试验，将即使在107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。
Figure BDA0000136804030000271
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
Figure BDA0000136804030000301
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，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，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。
Figure BDA0000136804030000321
Figure BDA0000136804030000331
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。
Figure BDA0000136804030000351
表14
Figure BDA0000136804030000361

Claims (14)

1.一种热压构件，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。
2.如权利要求1所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，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。
3.如权利要求1或2所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自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。
4.如权利要求1～3中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，进一步含有B：0.0005～0.05％。
5.如权利要求1～4中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的至少一种。
6.如权利要求1～5中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，C为0.34～0.38％。
7.如权利要求1～5中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，C为0.29％以上且小于0.34％。
8.如权利要求1～5中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，C为0.21％以上且小于0.29％。
9.如权利要求1～5中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，C为0.14％以上且小于0.21％。
10.如权利要求1～5中任一项所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，C为0.09％以上且小于0.14％。
11.如权利要求8或9所述的热压构件，其特征在于，以质量％计，含有Sb：0.002～0.01％。
12.一种热压构件用钢板，其特征在于，具有权利要求6～11中任一项所述的组成。
13.一种热压构件的制造方法，其特征在于，将权利要求12所述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。
14.如权利要求13所述的热压构件的制造方法，其特征在于，在进行热压后，从模具中取出构件，并且使用液体或气体进行冷却。
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