CN102906291B - 高强度冲压部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明，将构成部件的钢板的组成设为以质量%计含有C：0.12%以上且0.69%以下、Si：3.0%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.07%以下、Al：3.0%以下及N：0.010%以下，且Si＋Al满足0.7%以上，剩余部分设为Fe及不可避免的杂质，另外，将构成部件的钢板的组织设为具有马氏体、残余奥氏体、包含贝氏体铁素体的贝氏体，该马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上且85%以下，该马氏体中25%以上为回火马氏体，该残余奥氏体量为5%以上且40%以下，该贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5%以上，相对于钢板组织整体的该马氏体的面积率、该残余奥氏体的面积率及该贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的总计满足65%以上，此外，残余奥氏体中的平均C量为0.65%以上，由此可得到具有980MPa以上的抗拉强度且具有TS×T.EL≥17000（MPa·%）的优异的延展性的高强度冲压部件。

Description

高强度冲压部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要在汽车产业领域使用的高强度冲压部件，其在由冲模和冲头构成的模具内对加热后的钢板进行热冲压，特别涉及抗拉强度（TS）成为980MPa以上的高强度冲压部件及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环境保护的见解出发，汽车的燃耗改善成为重要课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现车身零件的变薄化，要将车身自身轻量化的活动很是活跃。这样的车身零件通常是对具有所期望的强度的钢板进行冲压加工来制造成的，但随着所述高强度化，加工性变差，难以将钢板加工成所期望的部件形状。
因此，专利文献1公开了一种在模具内对加热后的钢板进行加工，同时进行急冷来实现高强度化的称为热/温热冲压的部件的制造方法，在需要980～1470MPa的TS的一部分部件中已经得以应用。该方法与常温下的所谓的冷冲压相比，具有减少加工性的问题的特征，还具有如果有效利用基于水冷的淬火而得到的低温相变组织则能够将对象部件高强度化等的特征。
另一方面，在汽车中使用的构造部件中，具有如纵梁那样从确保碰撞时的安全性的观点出发要求高延展性的部件。但是，如专利文献1记载的现有的热/温热冲压部件的延展性未必充分。
因此，近年来，如专利文献2所述，提案有如下的延展性优异的热冲压部件，即，在成为铁素体＋奥氏体的二相域的温度下进行热冲压，将热冲压后的组织制成以面积率计40～90%的铁素体和10～60%的马氏体这二相组织，具有780～1180MPa级的TS和10～20%的总伸长。
专利文献1：英国专利第1490535号
专利文献2：日本特开2007－16296号公报
发明内容
但是，专利文献2记载的热冲压部件虽然具有1270MPa程度的抗拉强度，但延展性有时不充分，因此在实现汽车车身的进一步的轻量化上，需要开发更高强度且具有优异的延展性的部件。
本发明是为了有利地解决上述的问题而开发的，其目的在于，提供一种具有980MPa以上的抗拉强度且具有TS×T.EL≥17000（MPa·%）的优异的延展性的高强度冲压部件及其有利的制造方法。
发明者们为了解决上述的问题，又重新对钢板的成分组成及微观组织进行了深入研究。其结果发现，有效利用马氏体组织来实现高强度化，并且将钢板中的C量制成0.12质量%以上而含有较多的C，有效利用贝氏体相变，从而能够稳定地确保在得到TRIP效应上有利的残余奥氏体。此外发现，通过使马氏体的一部分形成为回火马氏体，可得到强度和延展性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冲压部件。
特别对马氏体的回火状态和残余奥氏体的状态进行了详细研究。其结果是，在基于贝氏体相变的残余奥氏体的稳定化之前，暂时冷却，生成一部分马氏体，从而将回火后的马氏体和残余奥氏体、贝氏体铁素体适当地复合化，能够实现高强度且延展性优异的高强度热冲压部件的制造。
本发明是立足于上述的真知灼见而做出的，其主要构成如下所述。
1.一种高强度冲压部件，其通过热冲压而成形，其特征在于，
构成该部件的钢板的组成以质量%计含有：
C：0.12%以上且0.69%以下、
Si：3.0%以下、
Mn：0.5%以上且3.0%以下、
P：0.1%以下、
S：0.07%以下、
Al：3.0%以下、及
N：0.010%以下，并且，
Si＋Al满足0.7%以上，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
构成该部件的钢板的组织具有马氏体、残余奥氏体、及包含贝氏体铁素体的贝氏体，
该马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上且85%以下，
该马氏体中25%以上且为回火马氏体，
该残余奥氏体量为5%以上且40%以下，
该贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5%以上，
相对于钢板组织整体的该马氏体的面积率、该残余奥氏体的面积率及该贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的总计满足65%以上，并且，
该残余奥氏体中的平均C量为0.65质量%以上。
2.如所述1所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Cr：0.05%以上且5.0%以下、
V：0.005%以上且1.0%以下、及
Mo：0.005%以上且0.5%以下
中的一种或两种以上。
3.如所述1或2所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ti：0.01%以上且0.1%以下、及
Nb：0.01%以上且0.1%以下
中的一种或两种。
4.如所述1～3中任一项所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有B：0.0003%以上且0.0050%以下。
5.如所述1～4中任一项所述的高强度冲压部件，其特征为，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ni：0.05%以上且2.0%以下、及
Cu：0.05%以上且2.0%以下
中的一种或两种。
6.如所述1～5中任一项所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ca：0.001%以上且0.005%以下、及
REM：0.001%以上且0.005%以下
中的一种或两种。
7.一种高强度冲压部件的制造方法，其特征在于，
将所述1～6中任一项所述的成分组成的钢板加热到750℃以上且1000℃以下的温度，并保持5～1000秒，
然后在350℃以上且900℃以下的温度区域进行热冲压，接着，
直到50℃以上且350℃以下的温度进行冷却，
然后升温到350℃以上且490℃以下的温度区域，
在该温度区域保持5秒以上且1000秒以下。
根据本发明，能够得到延展性优异并且抗拉强度（TS）为980MPa以上的高强度冲压部件，因此能够提供一种在汽车、电气设备等产业领域的利用价值非常大，特别是对汽车车身的轻量化极其有用的高强度冲压部件。
附图说明
图1是表示本发明的冲压部件的制造方法的热冲压的温度区域的图。
具体实施方式
下面，对本发明进行具体说明。
首先，在本发明中，对如上所述地限定钢板组织的理由进行描述。下面，面积率设为相对于钢板组织整体的面积率。
马氏体的面积率：10%以上且85%以下
马氏体为硬质相，是为了使钢板高强度化而需要的组织。在马氏体的面积率小于10%时，钢板的抗拉强度（TS）小于980MPa。另一方面，当马氏体的面积率超过85%时，贝氏体变少，其结果是，C浓缩，不能确保稳定的残余奥氏体量，因此延展性下降的情况成为问题。因此，马氏体的面积率设为10%以上且85%以下。优选为15%以上且80%以下，更优选为15%以上且75%以下，进一步优选为70%以下。
马氏体中的回火马氏体的比例：25%以上
在马氏体中的回火马氏体的比例相对于在钢板中存在的全部马氏体小于25%的情况下，虽然抗拉强度成为980MPa以上，但韧性变差，因此在冲压时有可能发生脆性破坏。
通过使极其硬质且变形能力低的淬火状态的马氏体回火，能够改善马氏体自身的变形能力，提高延展性及韧性。因此，马氏体中的回火马氏体比例设为相对于在钢板中存在的全部马氏体为25%以上。优选为35%以上。在此，回火马氏体通过SEM（扫描式电子显微镜）观察等，能够观察到马氏体中析出有微细碳化物的组织，能够与在马氏体内部确认不到这种碳化物的淬火状态的马氏体明显地区别开来。
残余奥氏体量：5%以上且40%以下
残余奥氏体在加工时，通过TRIP效应进行马氏体相变，通过提高变形分散能力，提高延展性。
在本发明的钢板中，有效利用贝氏体相变，特别是，使提高了C浓缩量的残余奥氏体形成于贝氏体中。其结果，能够得到在加工时即使是高变形区域也能够发现TRIP效应的残余奥氏体。通过使这种残余奥氏体和马氏体并存而利用，在本发明的钢板中，即使是抗拉强度（TS）在980MPa以上的高强度区域，也可得到良好的加工性，具体而言，能够使TS×T.EL值形成为17000MPa·%以上，能够得到强度和延展性的平衡优异的钢板。
在此，贝氏体中的残余奥氏体形成于贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间，较细地分布，因此为了通过组织观察而求出其量（面积率），需要高倍率地进行大量的测定，难以正确地定量。但是，形成于该贝氏体铁素体的板条间的残余奥氏体的量是与所形成的贝氏体铁素体量某种程度相当的量。
因此，发明者们进行了研究，结果是，在贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5%以上，使用一直以来进行的测定残余奥氏体量的方法即基于X射线衍射（XRD）的强度测定。具体地可知，如果根据铁素体和奥氏体的X射线衍射强度比求出的残余奥氏体量为5%以上，就能够得到充分的TRIP效应，能够实现抗拉强度（TS）为980MPa以上、TS×T.EL为15000MPa·%以上。确认到，由一直以来进行的残余奥氏体量的测定方法得到的残余奥氏体量的数值与残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率相同。
在残余奥氏体量小于5%的情况下，得不到充分的TRIP效应。另一方面，当超过40%时，在TRIP效应发现后产生的硬质的马氏体会过大，韧性变差等成为问题。因此，残余奥氏体的量设为5%以上且40%以下的范围。优选超过5%，更优选为10%以上且35%以下的范围。进一步优选为10%以上且30%以下的范围。
残余奥氏体中的平均C量：0.65%以上
为了有效利用TRIP效应得到优异的加工性，特别是在抗拉强度（TS）为980MPa～2.5GPa级的高强度钢板中，残余奥氏体中的C量很重要。在本发明的钢板中，在贝氏体中的形成于贝氏体铁素体的板条间的残余奥氏体使C浓缩。对在该板条间的残余奥氏体中浓缩了的C量进行正确的评价的情况是困难的。但是，发明者们进行了研究，结果可知，在本发明的钢板中，如果根据一直以来进行的测定残余奥氏体中的平均C量（残余奥氏体中的C量的平均）的方法即X射线衍射（XRD）的衍射峰值的偏移量求出的残余奥氏体中的平均C量为0.65%以上，则可得到优异的加工性。
在残余奥氏体中的平均C量小于0.65%的情况下，在加工时，在低变形区域产生马氏体相变，得不到使加工性提高的高变形区域的TRIP效应。因此，残余奥氏体中的平均C量设为0.65%以上。优选为0.90%以上。另一方面，当残余奥氏体中的平均C量超过2.00%时，残余奥氏体会过度地稳定，在加工中不产生马氏体相变，没有发现TRIP效应，由此延展性下降。因此，残余奥氏体中的平均C量优选设为2.00%以下。更优选为1.50%以下。
贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率：5%以上
由贝氏体相变引起的贝氏体铁素体的生成是为实现如下目的而需要的，即，使未相变奥氏体中的C浓缩，在加工时在高变形区域发现TRIP效应而得到可提高变形分解能力的残余奥氏体。
贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率是相对于钢板组织整体的面积率，需要5%以上。另一方面，当贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率超过85%时，有时难以确保强度，因此优选设为85%以下。
从奥氏体向贝氏体的相变在大约150～550℃的广大的温度范围内发生，在该温度范围内生成的贝氏体中存在各种贝氏体。在现有技术中，大多将这样的各种贝氏体仅规定为贝氏体，但在本发明中为了得到作为目标的加工性，更优选规定贝氏体组织。在将贝氏体称为上贝氏体及下贝氏体的情况下，如下进行定义。
上贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残余奥氏体及／或碳化物构成，特征是在板条状的贝氏体铁素体中不存在规则正确地排列的细小的碳化物。另一方面，下贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残余奥氏体及／或碳化物构成，这与上贝氏体共同。在此，特征是，在下贝氏体中，在板条状的贝氏体铁素体中存在规则正确地排列的细小的碳化物。
即，上贝氏体和下贝氏体根据贝氏体铁素体中的规则正确地排列的细小的碳化物的有无来区别。这种贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异会给残余奥氏体中的C的浓缩带来很大的影响。
因此，在本发明中，所生成的贝氏体优选为上贝氏体，但是，即使是下贝氏体或上贝氏体与下贝氏体的混合形态，也没有问题。
所述贝氏体的优选比例以相对于钢板组织整体的面积率计为20～75%程度。
马氏体的面积率、残余奥氏体面积率及贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的总计：65%以上
马氏体的面积率、残余奥氏体面积率及贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率分别仅满足上述的范围是不充分的，马氏体的面积率、残余奥氏体面积率及贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的总计需要为65%以上。这是因为，在小于65%的情况下，有可能强度不足、加工性下降或产生这两者。优选为70%以上，更优选为75%以上。
在本发明的钢板中，作为剩余部分组织，也可以包含多边形铁素体、珠光体、魏氏铁素体。在该情况下，剩余部分组织的容许含量以相对于钢板组织整体的面积率计优选设为30%以下。更优选为20%以下。
接着，在本发明中，对如上所述地限定钢板的成分组成的理由进行描述。下面的表示成分组成的%是质量%的意思。
C：0.12%以上且0.69%以下
C是确保钢板的高强度化及稳定的残余奥氏体量所必不可少的元素，且是马氏体量的确保及在室温下使奥氏体残留所需要的元素。在C量小于0.12%时，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，在C量超过0.69%时，焊接部及热影响部的硬化显著并且焊接性变差。因此，C量设为0.12%以上且0.69%以下的范围。优选在超过0.20%且为0.48%以下的范围内，进一步优选为0.25%以上。
Si：3.0%以下（包含0%）
Si是通过固溶强化而有助于钢的强度提高的有用的元素。但是，当Si量超过3.0%时，不仅会招致向多边形铁素体及贝氏体铁素体中的固溶量的增加引起的加工性、韧性变差，而且还会招致因红色氧化皮等的产生引起的表面性状变差。另外，在实施熔融镀的情况下，会引起镀敷附着性及密接性变差。因此，Si量设为3.0%以下。优选为2.6%以下。进一步优选为2.2%以下。
另外，Si是对于抑制碳化物的生成且促进残余奥氏体的生成有用的元素，因此Si量优选设为0.5%以上，但在仅由Al来抑制碳化物的生成的情况下，不需要添加Si，Si量也可以为0%。
Mn：0.5%以上且3.0%以下
Mn是对钢的强化有效的元素，在Mn量小于0.5%时，在退火后的冷却中在比生成贝氏体、马氏体的温度高的温度区域析出碳化物，因此不能确保有助于钢的强化的硬质相的量。另一方面，当Mn量超过3.0%时，会引起铸造性变差等。因此，Mn量设为0.5%以上且3.0%以下的范围。优选设为1.0%以上且2.5%以下的范围。
P：0.1%以下
P是对钢的强化有用的元素，但当P量超过0.1%时，会因粒界偏析而脆化，由此使耐冲击性变差，在对钢板实施合金化熔融镀锌的情况下，使合金化速度大幅度地延迟。因此，P量设为0.1%以下。优选为0.05%以下。P量从钢板的脆化等观点出发，优选极力降低，但在设为小于0.005%时，会引起大幅度的制造成本的增加，因此其下限优选设为0.005%程度。
S：0.07%以下
S生成MnS而成为夹杂物，且成为耐冲击性变差、焊接部的沿着金属流的破裂的原因，因此优选极力降低S量，但容许降到0.07%。优选为0.05%以下，更优选为0.01%以下。过度地降低S量会招致制造成本的增加，因此其下限为0.0005%程度。
Al：3.0%以下
Al是在制钢工序中作为脱氧剂而添加的有用的元素。但是，当Al量超过3.0%时，钢板中的夹杂物增多，使延展性变差。因此，Al量设为3.0%以下。优选为2.0%以下。
另一方面，Al是对抑制碳化物的生成且促进残余奥氏体的生成有用的元素，另外，为了得到脱氧效果，Al量优选设为0.001%以上，更优选为0.005%以上。本发明的Al量指的是在脱氧后钢板中含有的Al量。
N：0.010%以下
N是使钢的耐时效性最大幅地变差的元素，优选极力降低。特别是，当N量超过0.010%时，耐时效性会显著变差，因此N量设为0.010%以下。在将N设为小于0.001%时，会招致制造成本的大幅增加，因此其下限为0.001%程度。
以上对基本成分进行了说明，但在本发明中，除满足上述的成分范围以外，还需要满足下式。
Si＋Al：0.7%以上
如上所述，Si及Al都是对抑制碳化物的生成且促进残余奥氏体的生成有用的元素。对于碳化物的生成的抑制，即使单独地含有Si或Al也有效，但通过使Si量和Al量的总计满足0.7%以上，发现进一步的抑制效果。
另外，在本发明中，除上述的基本成分以外，还可适当含有下述的成分。
选自Cr：0.05%以上且5.0%以下、V：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下中的一种或两种以上
Cr、V及Mo是在从退火温度的冷却时具有抑制珠光体生成的作用的元素。上述效果通过Cr：0.05%以上、V：0.005%以上及Mo：0.005%以上的添加来得到。另一方面，当各自的含量超过Cr：5.0%、V：1.0%及Mo：0.5%时，硬质的马氏体的量过大，成为超过需要的高强度。因此，在含有Cr、V及Mo的情况下，设为Cr：0.05%以上且5.0%以下、V：0.005%以上且1.0%以下及Mo：0.005%以上且0.5%以下的范围。
选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下中的一种或两种
Ti及Nb对钢的析出强化有用，其效果在各自的含量为0.01%以上时可获得。另一方面，当各自的含量超过0.1%时，加工性及形状冻结性下降。因此，在含有Ti及Nb的情况下，设为Ti：0.01%以上且0.1%以下及Nb：0.01%以上且0.1%以下的范围。
B：0.0003%以上且0.0050%以下
B是对抑制多边形铁素体从奥氏体晶界生成/成长有用的元素。其效果在含有0.0003%以上时可得到。另一方面，当含量超过0.0050%时，加工性下降。因此，在含有B的情况下，设为B：0.0003%以上且0.0050%以下的范围。
选自Ni：0.05%以上且2.0%以下及Cu：0.05%以上且2.0%以下中的一种或两种
Ni及Cu是对钢的强化有效的元素。该效果在各自的含量为0.05%以上时可得到。另一方面，当各自的含量超过2.0%时，会使钢板的加工性下降。因此，在含有Ni及Cu的情况下，设为Ni：0.05%以上且2.0%以下及Cu：0.05%以上且2.0%以下的范围。
选自Ca：0.001%以上且0.005%以下及REM：0.001%以上且0.005%以下中的一种或两种
Ca及REM对通过将硫化物的形状制成球状来改善硫化物的不良影响有用。其效果在各自的含量为0.001%以上时可得到。另一方面，当各自的含量超过0.005%时，招致夹杂物等的增加，引起表面缺陷及内部缺陷等。因此，在含有Ca及REM的情况下，设为Ca：0.001%以上且0.005%以下及REM：0.001%以上且0.005%以下的范围。
在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，如果是在无损于本发明的效果的范围内，则不拒绝含有上述以外的成分。
接着，对本发明的高强度冲压部件的制造方法进行说明。
在制造了调整成上述的优选成分组成的钢片以后，进行热轧，制成原材料钢板。另外，也可以进一步实施冷轧而制成冷轧钢板，以此为原材料钢板。在本发明中，不对热轧、冷轧的处理作特别限制，只要按照通常方法进行即可。
如下表示的是代表性的制造条件。将钢片加热到1000℃以上且1300℃以下程度的温度区域，然后在870℃以上且950℃以下程度的温度区域结束热轧，在350℃以上且720℃以下程度的温度区域进行卷绕，制成热轧钢板。或者，进一步对该热轧钢板进行酸洗，然后以40%以上且90%以下程度的轧制率进行冷轧，制成冷轧钢板。
为了制造本发明的原材料钢板，例如，也可以通过薄板坯铸造、带钢铸造等而省略热轧工序的一部分或全部。
将这样得到的原材料钢板通过下面的工序制成高强度冲压部件。
首先，对原材料钢板实施加热处理。
此时的加热温度/保持时间为了抑制晶粒的粗大化及生产率的下降，加热到750℃以上且1000℃以下的温度，保持5～1000秒。在加热温度小于750℃的情况下，钢板中的碳化物没有充分地溶解，有可能得不到作为目标的特性。
另一方面，当加热温度超过1000℃时，奥氏体晶粒的成长显著，会引起利用后面的冷却而产生的结构相的粗大化，使韧性等变差。因此，加热温度设为750℃以上且1000℃以下。
另外，上述加热了的温度下的保持时间设为5秒以上且1000秒以下。这是因为，当保持时间不足5秒时，有时没有充分地进行向奥氏体的逆相变、有时钢板中的碳化物没有充分地溶解。另一方面，当保持时间超过1000秒时，会招致伴随很大的能量消耗而来的成本增大。因此，保持时间设为5秒以上且1000秒以下的范围。更优选为60秒以上且500秒以下的范围。
在本发明中，进行热冲压的温度区域需要设为350℃以上且900℃以下。在小于350℃时，有时进行一部分马氏体相变，有时得不到基于热冲压的成形性提高效果。另一方面，在超过900℃时，热冲压时的模具的损伤增大，具有高成本化之类的不利。
其后，直到50℃以上且350℃以下的第一温度区域进行冷却，产生一部分马氏体相变。接下来，升温到350℃以上且490℃以下的等温淬火温度，即，升温到贝氏体相变温度区域即第二温度区域，保持5秒以上且1000秒以下，进行贝氏体相变，能够得到稳定的残余奥氏体。
在直到第一温度区域进行冷却以后，向第二温度区域的升温优选在3600秒程度以内进行。
在此，在第一温度区域的下限小于50℃时，未相变奥氏体在该时点几乎全部马氏体化，因此不能确保贝氏体（贝氏体铁素体、残余奥氏体）量。另一方面，当第一温度区域的上限超过350℃时，不能确保适当量的回火马氏体量。因此，第一温度区域的范围设为50℃以上且350℃以下。
在上述的第二温度区域，对通过从退火温度到第一温度区域的冷却而生成的马氏体进行回火，同时使未相变奥氏体相变成为贝氏体。当第二温度区域的下限小于350℃时，下贝氏体相变成为主体，奥氏体中的平均C量有时减少。另一方面，当第二温度区域的上限超过490℃时，从未相变奥氏体析出碳化物，得不到所期望的组织。因此，第二温度区域的范围设为350℃以上且490℃以下的范围。优选为370℃以上且460℃以下的范围。
另外，在第二温度区域的保持时间不足5秒时，马氏体的回火、贝氏体相变变得不充分，不能形成所期望的钢板组织，其结果是，所得到的钢板的加工性变差。另一方面，在第二温度区域的保持时间超过1000秒时，得不到作为钢板的最终组织的下述残余奥氏体，即：从未相变奥氏体析出碳化物而C浓缩了的稳定的残余奥氏体，其结果是，得不到所期望的强度和延展性或这双方。因此，保持时间设为5秒以上且1000秒以下。优选为15秒以上且600秒以下的范围。进一步优选为40秒以上且400秒以下。
在本发明一系列的热处理中，如果是在上述的规定的温度范围内，则保持温度不需要为一定，即使在规定的温度范围内波动，也无损本发明的主旨。冷却速度也同样。另外，只要满足热过程，钢板用任何设备来实施热处理都可以。
实施例1
下面，利用实施例对本发明进行更详细的说明，但下述实施例不限定本发明。另外，在本发明的主要构成的范围内变更构成的情况包含在本发明的范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，得到铸片，然后将得到的铸片加热到1200℃，在870℃下进行最终热轧，制成热轧钢板，将该热轧钢板在650℃下进行卷绕，接着，对热轧钢板进行酸洗，然后以65%的轧制率（轧制率）进行冷轧，制成板厚：1.2mm的冷轧钢板。
将得到的冷轧钢板在表2所示的条件下进行加热、保持、热冲压、冷却及热处理，制出帽形状的高强度冲压部件。使用的模具设为冲头宽度：70mm、冲头肩部：R4mm、冲模肩部：R4mm、成形深度为30mm。对钢板的加热使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任一个，在大气中进行。另外，冷却通过将钢板的冲头/冲模间的夹入和从夹入释放后的冲模上的空冷组合来进行。其后的加热及保持利用盐浴炉来进行。
[表1]
[表2]
表2
用下面的方法对这样得到的钢板的各特性进行评价。
从各部件的帽底部的位置采取JIS5号试验片及分析用试样。其中，分析用试样利用SEM，以3000倍进行10视野组织观察，测定各相的面积率，鉴别各晶粒的相构造。
残余奥氏体量通过将钢板沿板厚方向磨削/研磨到板厚的1/4，并进行X射线衍射强度测定来求出。在入射X射线上，利用Co－Kα，根据奥氏体的（200）、（220）、（311）各面相对于铁素体的（200）、（211）、（220）各面的衍射强度的强度比，计算出残余奥氏体量。将在此求出的残余奥氏体量作为残余奥氏体面积率表示在表3中。
残余奥氏体中的平均C量是根据X射线衍射强度测定的奥氏体的（200）、（220）、（311）各面的强度峰值求出晶格常数，根据下面的计算式求出残余奥氏体中的平均C量（质量%）。
[C%]＝（a0－0.3580－0.00095×[Mn%]－0.0056
×[Al%]－0.022×[N%]）/0.0033
其中，a0：晶格常数（nm），[X%]：元素X的质量%。C以外的元素的质量%设为相对于钢板整体的质量%。另外，在残余奥氏体量为3%以下的情况下，强度峰值高度较低，不能高精度地测定峰值位置，因此不可测定。
拉伸试验利用上述采取的JIS5号试验片，基于JISZ2241进行。测定TS（抗拉强度）、T.EL（总伸长），计算出强度和总伸长之积（TS×T.EL），对强度和加工性（延展性）的平衡进行评价。在本发明中，以TS×T.EL≥17000（MPa·%）为良好。
将以上的评价结果一并表示在表3中。
[表3]
表3
αb：贝氏体中的贝氏体铁素体；M：马氏体；tM：回火马氏体
α：多边形铁素体；γ：残余奥氏体
※将通过X射线衍射强度测定而求出的残余奥氏体量作为相对于钢板组织整体的面积率来表示。
由该表所表明的，由于本发明的冲压部件都满足抗拉强度为980MPa以上，且满足TS×T.EL的值为17000MPa·%以上，因此可确认兼具高强度和优异的延展性。
根据本发明，通过将钢板中的C量设为0.12%以上，在此基础上规定相对于钢板组织整体的马氏体、残余奥氏体和包含贝氏体铁素体的贝氏体的面积率及残余奥氏体中的平均C量，能够得到延展性优异并且抗拉强度（TS）为980MPa以上的高强度冲压部件。

Claims (7)

1.一种高强度冲压部件，其通过热冲压而成形，其特征在于，
构成该部件的钢板的组成以质量%计含有：
C：0.12%以上且0.69%以下、
Si：3.0%以下、
Mn：0.5%以上且3.0%以下、
P：0.1%以下、
S：0.07%以下、
Al：3.0%以下、及
N：0.010%以下，并且，
Si＋Al满足0.7%以上，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
构成该部件的钢板的组织具有马氏体、残余奥氏体、及包含贝氏体铁素体的贝氏体，
该马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上且85%以下，
该马氏体中25%以上为回火马氏体，
该残余奥氏体量为5%以上且40%以下，
该贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5%以上，
相对于钢板组织整体的该马氏体的面积率、该残余奥氏体的面积率及该贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的总计满足65%以上，并且，
该残余奥氏体中的平均C量为0.65质量%以上。
2.如权利要求1所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Cr：0.05%以上且5.0%以下、
V：0.005%以上且1.0%以下、及
Mo：0.005%以上且0.5%以下
中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ti：0.01%以上且0.1%以下、及
Nb：0.01%以上且0.1%以下
中的一种或两种。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有B：0.0003%以上且0.0050%以下。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ni：0.05%以上且2.0%以下、及
Cu：0.05%以上且2.0%以下
中的一种或两种。
6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度冲压部件，其特征在于，
构成所述部件的钢板以质量%计进一步含有选自
Ca：0.001%以上且0.005%以下、及
REM：0.001%以上且0.005%以下
中的一种或两种。
7.一种高强度冲压部件的制造方法，其特征在于，
将权利要求1～6中任一项所述的成分组成的钢板加热到750℃以上且1000℃以下的温度，并保持5～1000秒，
然后在350℃以上且900℃以下的温度区域进行热冲压，接着，
直到50℃以上且350℃以下的温度进行冷却，
然后升温到350℃以上且490℃以下的温度区域，
在该温度区域保持5秒以上且1000秒以下。
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