CN104160052A - 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法 - Google Patents

热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104160052A
CN104160052A CN201380012504.9A CN201380012504A CN104160052A CN 104160052 A CN104160052 A CN 104160052A CN 201380012504 A CN201380012504 A CN 201380012504A CN 104160052 A CN104160052 A CN 104160052A
Authority
CN
China
Prior art keywords
area
steel plate
temperature
martensite
retained austenite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201380012504.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104160052B (zh
Inventor
村上俊夫
内藤纯也
冲田圭介
池田周之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN104160052A publication Critical patent/CN104160052A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104160052B publication Critical patent/CN104160052B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D37/00—Tools as parts of machines covered by this subclass
    • B21D37/16—Heating or cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本发明的热压用钢板具有规定的化学成分组成，钢板中所含的含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3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，并且，金属组织中，贝氏体和马氏体的合计分率在80面积％以上。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％))。

Description

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
本发明涉及制造汽车的结构零件时使用，适合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，特别是涉及将预先加热的钢板(坯体)成形加工成既定的形状时，在赋予形状的同时实施热处理而获得规定的强度的热压成形法的适用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
作为由地球环境问题引发的汽车的燃油效率提高的对策之一，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将精度降低。
由此出发，热压成形法在零件制造中被采用，其通过将钢板加热到规定的温度(例如，形成奥氏体相的温度)而降低强度后，用温度比钢板低(例如室温)的模具进行成形，从而在赋予形状的同时，进行利用两者温差的急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度。还有，这样的热冲压成形法，除了热压法以外，还以热成形法、热冲压法、热压印法、模压淬火法等各种各样的名称称呼。
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，图中1表示冲头，2表示冲模，3表示压边圈，4表示钢板(坯体)，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/冲模间的间隙。另外，这些零件之中，冲头1和冲模2其构成方式为，在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，使该通路中通过冷却介质而使这些构件得到冷却。
使用这样的模具进行热压成形(例如，热深拉加工)时，将钢板(坯体)4加热至(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与压边圈3之间的状态，用冲头1将钢板4压入冲模2的孔内，一边缩小钢板4的外径一边成形为冲头1的外形所对应的形状。另外，在成形的同时对冲头1和冲模2进行冷却，从而进行从钢板4向模具(冲头1和冲模2)的排热，并且在成形下死点(冲头前端位于最深处的时刻：图1所示的状态)进一步保持冷却而实施原材的淬火。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别的零件的情况比较，能够减小成形载荷，因此压力机的负载量很小即可。
作为现在广泛使用的热压用钢板，已知有以22MnB5钢作为原材的热压用钢板。该钢板抗拉强度为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，不发生断裂的构件)。然而，因为延伸率(延展性)低，所以很难适用于像能量吸收构件这样需要变形的零件。
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，是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级别，并且通过导入变形能力高的铁素体，缩小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，虽然对延伸率的提高有效，但是，从与钢板的强度相应的延伸率提高的观点出发，依然还不充分。例如，抗拉强度TS为1470MPa以上的钢板，延伸率EL最大为10.2％左右，要求进一步改善。
另一方面，与至今为止所研究的热压印成形品相比，在强度级别较低的成形品中，例如抗拉强度TS为980MPa级和1180MPa级，冷压时在成形精度上也存在问题，作为其改善对策，就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个零件内分布强度差的技术的开发推进。作为这样的技术提出如下技术，应该防止变形的部位为高强度(高强度侧：耐冲击部位侧)，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)。例如，在中型以上的小汽车中，在侧面碰撞时和后方碰撞时考虑到兼顾性(小型车碰撞时也要保护对方侧的功能)，有在B柱和后纵梁的零件内，使之拥有耐冲击性和能量吸收性这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仍为低强度的钢板(拼焊板：TWB)方法；(b)对模具内的冷却速度赋予差异而对钢板的每个区域赋予强度差的方法；(c)对于钢板的每个区域的加热温度赋予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)，抗拉强度可达1500MPa级，但在低强度侧(能量吸收部位侧)，最大抗拉强度为700MPa，延伸率EL为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。
【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
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，以及提供发挥出上述这样特性的冲压成形品，和用于制造这样的冲压成形品的有用的方法，所用热压用钢板在成形品内要求有均匀的特性时，其在可以得到能以高水平达成高强度和延伸率的平衡的热压成形品上有用；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，其在得到对应各个区域能够以高水平达成高强度和延伸率的平衡的冲压成形品上有用。
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，所述钢板分别含有
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％以上且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，
钢板中所含的含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3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，且金属组织中，贝氏体和马氏体的合计分率在80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，还含有如下等也有用：(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计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0.01％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，冲压成形品的特性得到进一步改善。
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℃以上且Ac3相变点-20℃以下的温度后，开始冲压成形，在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。
在由该制造方法得到的冲压成形品中，金属组织中，残留奥氏体：3～20面积％，退火马氏体和/或退火贝氏体：30～87面积％，淬火状态马氏体：10～67面积％，且所述残留奥氏体中的碳量为0.60％以上，在成形品内能够以高水平并作为均匀的特性达成高强度和延伸率的平衡。还有，退火马氏体和/或退火贝氏体的面积率，在含有两方组织时，意思是两种组织的合计面积率；由某一方的组织构成时，意思是这种组织的面积率。
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其他的制造方法，其特征在于，使用上述这样的本发明的热压用钢板，将钢板的加热区域分成2个区域，将一个区域加热到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，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，一边冷却至马氏体相变开始温度Ms以下的温度。
在由该制造方法得到的冲压成形品中，具有第一区域和第二区域，所述第一区域为：金属组织中，残留奥氏体：3～20面积％、马氏体：80面积％以上；所述第二区域为：金属组织中，残留奥氏体：3～20面积％、退火马氏体和/或退火贝氏体：30～87面积％、淬火状态马氏体：10～67面积％，且所述残留奥氏体中的碳量为0.60％以上，在这样的冲压成形品中，对应各个区域，能够以高水平达成高强度和延伸率的平衡，在单一成形品内存在相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域。
根据本发明，因为所使用的钢板严密地规定了化学成分组成，并且控制含Ti析出物的大小，另外对于没有形成TiN的Ti控制其析出率，此外对于金属组织调整了回火硬质相(马氏体相、贝氏体相等)和硬质相(淬火状态马氏体相)和残留奥氏体相的比率，所以按照规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和能量吸收部位，能够在各个部位以高水平达成高强度和延伸率的平衡。
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
本发明者们在将钢板加热到规定的温度后，进行热压成形而制造冲压成形品时，为了实现在冲压成形后能够实现既确保高强度，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，从各种角度进行研究。
其结果发现，若严密地规定热压用钢板的化学成分组成，并且实现含Ti析出物的大小和析出Ti量的控制，并且使金属组织适当，则以规定条件对于该钢板进行热压成形，能够得到在成形后确保规定量的残留奥氏体，提高了内在的延展性(残留延展性)的冲压成形品，从而完成了本发明。
在本发明所用的热压用钢板中，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所述。
[C：0.15～0.5％]
C在成形品内要求有均匀的特性时用于以高水平达成高强度和延伸率的平衡，或者在单一成形品内要求有与耐冲击部位和能量吸收部位相当的区域时，特别是在低强度、高延展性部位确保残留奥氏体上是重要的元素。另外在热压成形中的加热时，C在奥氏体中稠化，能够在淬火后使残留奥氏体形成。此外，其还有助于马氏体量的增加，使强度上升。为了发挥这些效果，需要C含量为0.15％以上。
但是，若C含量过剩而超过0.5％，则二相域加热区域变狭窄，无法高水平达成在成形品内要求有均匀的特性时的高强度和延伸率的平衡，或者在单一成形品内要求有与耐冲击部位和能量吸收部位相当的区域时，特别是在低强度、高延展性部位难以调整到预期的金属组织(以规定量确保退火马氏体和/或退火贝氏体的组织)。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被回火而形成渗碳体，或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，需要Si含量为0.2％以上。另外若Si含量过剩而超过3％，则容易形成铁素体，在加热时难以单相化，在热压用钢板中不能确保贝氏体和马氏体的必要分率。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，对于抑制模压淬火的冷却中的马氏体、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含量多的情况，但从合金添加的成本上升的角度出发，则为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是钢中不可避免地被含有的元素，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，因此为0.05％以下(不含0％)。P含量的优选的上限是0.045％以下(更优选为0.040％以下)。
[S：0.05％以下(不含0％)]
S与P同样，在钢中是不可避免被含有的元素，因为使延展性劣化，所以优选极力减少S。但是，极端的减少会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造上有困难，因此为0.05％以下(不含0％)。S含量的优选的上限是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，并且将存在于钢中的固溶N作为AlN固定，对于延展性的提高有用。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含量过剩而超过1％，则Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。还有，Al含量的优选的下限是0.02％以上(更优选为0.03％以上)，优选的上限是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，因此在加热至(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，有助于确保残留奥氏体的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0002％以上，但即使超过0.01％而过剩地含有，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(进一步优选为0.005％以下)。
[Ti：3.4[N]+0.01％以上且3.4[N]+0.1％以下：[N]是N的含量(质量％)]
Ti固定N，以固溶状态维持B，从而使淬火性的改善效果显现。为了发挥这样的效果，重要的是使之含有比Ti与N的化学计量比[N的含量的3.4倍]多0.01％以上。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析出物发生微细分散，阻碍二相域加热后的冷却中的马氏体的生长，形成长宽比小的板条(板条状马氏体)，碳(C)向板条间的残留奥氏体的排出变慢，残留奥氏体中的碳量降低。Ti含量的优选的下限为3.4[N]+0.02％以上(更优选为3.4[N]+0.05％以上)，优选的上限为3.4[N]+0.09％以下(更优选为3.4[N]+0.08％以下)。
[N：0.001～0.01％]
N是不可避免地混入的元素，优选尽可能减少，但在实际工艺规程之中减少存在限度，因此以0.001％为下限。另外，若N含量过剩，则由于应变时效导致延展性劣化，或作为BN析出，使来自固溶B的淬火性改善效果降低，因此将上限作为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所述，余量是铁和P、S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，还含有如下等元素也有用：(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计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1％以下(不含0％)；(c)从Mg、Ca和REM(稀土类元素)所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，热压用钢板的特性得到进一步改善。含有这些元素时的优选的范围和其范围限定理由如下所述。
[从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计0.1％以下(不含0％)]
V、Nb和Zr具有的效果是，形成微细的碳化物，利用钉扎效应使组织微细。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，成为断裂的起点，反而使延展性劣化。由此出发，优选这些元素合计为0.1％以下。这些元素的含量的更优选的下限为合计0.005％以上(进一步优选为0.008％以上)，更优选的上限为合计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抑制铁素体相变和珠光体相变，因此在加热后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，对确保残留奥氏体有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计使之含有0.01％以上。若只考虑特性，则优选含量多的方法，但从合金添加的成本上升的角度出发，则优选为合计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，所以从制造性的观点出发，也优选为1％以下。这些元素含量的更优选的下限为合计0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选的上限为合计0.5％以下(进一步优选为0.3％以下)。
[从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下(不含0％)]
因为这些元素使夹杂物微细化，所以对延展性提高有效地发挥作用。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，则优选含量多的情况，但从效果饱和的角度出发，则优选为合计0.01％以下。这些元素含量的更优选的下限为合计0.0002％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选的上限为合计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，如下三点也是重要的要件：(A)钢板中所含的含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3nm以上；(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)金属组织含有贝氏体和马氏体的至少一者，且贝氏体和马氏体的合计分率为80面积％以上
若相对于N而过剩的Ti在热压前的钢板中微细地分散，或大半以固溶状态存在，则在热压的加热时，将以微细的状态大量存在。这样，在加热后，在模具内的急冷中发生的马氏体相变中，马氏体板条向纵长方向的生长受到阻碍，向宽度方向的生长得到促进，由此长宽比变小。其结果是，从马氏体板条向周围的残留奥氏体的碳排出迟滞，残留奥氏体中的碳量减少，残留奥氏体的稳定性降低，因此无法充分获得延伸率的提高效果。
从这一观点出发，需要预先使含Ti析出物粗大地分散，为此，钢板中所含的含Ti析出物之中，当量圆直径为30nm的含Ti析出物的平均当量圆直径需要为3nm以上[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，是因为需要控制在熔炼阶段粗大地形成，其后除去了对组织变化和特性不会造成影响的TiN的含Ti析出物。含Ti析出物的大小(当量圆直径为30nm以下的含Ti析出物的平均当量圆直径)，优选为5nm以上，更优选为10nm以上。还有，所谓本发明中作为对象的含Ti析出物，意思是除了TiC和TiN以外，还包括TiVC、TiNbC、TiVCN、TiNbCN等的含有Ti的析出物。
另外，在热压用钢板中，需要使Ti之中用于析出固定N以外的Ti的大半以析出状态存在。为此，作为TiN以外的析出物存在的Ti量(即析出Ti量(质量％)-3.4[N])，需要为比总Ti之中减去形成TiN的Ti的剩余的0.5倍多(即，比0.5×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]多)[上述(B)的要件]。析出Ti量(质量％)-3.4[N]优选为0.6×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以上，更优选为0.7×[总Ti量(质量％)-3.4[N]]以上。
金属组织本来是在成形品中达成期望的强度-延伸率平衡所需要的控制，但不能仅以热压条件控制金属组织，对于该原料钢(热压用钢板)的组织也需要预先进行控制。在成形钢板中，为了适量确保微细并对延展性贡献大的退火马氏体和退火贝氏体，需要使钢板中的贝氏体和马氏体的合计分率为80面积％以上。若贝氏体和马氏体的合计分率低于80面积％，则难以确保预期的退火马氏体和/或退火贝氏体分率，另外使其他的组织(例如，铁素体)量增加，将使强度-延展性平衡降低。贝氏体和马氏体的合计分率，优选为90面积％以上，更优选为95面积％以上。
还有，在本发明的热压用钢板中，金属组织的余量没有特别限定，但例如可列举铁素体、珠光体或残留奥氏体的至少任意一种。
为了制造上述这样的本发明的钢板(热压用钢板)，使加热温度为1100℃以上(优选为1150℃以上)且1300℃以下(优选为1250℃以下)、终轧温度为750℃以上(优选为780℃以上)且850℃以下(优选为830℃以下)，对熔炼具有上述这样化学成分组成的钢材而成的铸片进行热轧，其后在700～750℃(优选为720～740℃)之间使之停留10秒以上(优选为50秒以上)而进行冷却(徐冷：中间冷却)后，以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)冷却(急冷)至450℃以下(优选为350℃以下)，并在100℃以上(优选为150℃以上)且450℃以下(优选为400℃以下)卷取即可。
上述方法以如下方式进行控制：(1)在奥氏体中由热轧导入的位错还残存的温度域结束轧制；(2)紧接其后立即徐冷，在位错上使TiC等的含Ti析出物粗大地形成；(3)再通过急冷后卷取，使之发生贝氏体相变或马氏体相变。
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，可以直接供于热压的制造，也可以在酸洗后，以压下率：10～80％(优选为20～70％)实施冷轧。另外，也可以将热压用钢板或其冷轧材，加热到TiC没有全部熔化的温度范围(1000℃以下：例如870～900℃)后，以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)的冷却速度急冷至450℃以下(优选为400℃以下)后，实施在450℃以下保持10秒以上、1000秒以下，或以450℃以下的温度实施回火这样的热处理。另外，本发明的热压用钢板也可以对其表面(基体钢板表面)实施含有Al、Zn、Mg、Si之中的一种以上的镀覆。
使用上述这样的热压用钢板，加热到Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点-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℃的温度以下，由此，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，能够制造出作为低强度且高延展性的最佳的组织。该成形法的各要件的规定理由如下所述。
为了在钢板中的马氏体和贝氏体的板条间使奥氏体形成，并且对马氏体和贝氏体进行退火，从而形成延展性优异的退火马氏体和退火贝氏体，加热温度需要控制在规定的范围。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)中确保规定量的残留奥氏体。另外，若钢板的加热温度超过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)中确保规定量的退火马氏体和退火贝氏体。
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，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贝氏体相变开始温度Bs以下，从而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规定量的残留奥氏体。
上述冷却结束温度高于比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度，或平均冷却速度低于20℃/秒时，则形成铁素体和珠光体等的组织，不能确保规定量的残留奥氏体，成形品的延伸率(延展性)劣化。
在处于比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下的温度阶段，基本不需要平均冷却速度的控制，也可以例如以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，能够通过如下等手段达成：(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。
在通过上述这样的热压制造的冲压成形品中，金属组织为，残留奥氏体：3～20面积％，退火马氏体和/或退火贝氏体：30～87面积％，淬火状态马氏体：10～67面积％，且所述残留奥氏体中的碳量为0.60％以上，能够以高水平并作为均匀的特性在成形品内达成高强度和延伸率的平衡。这样的热压成形品的各要件(基本组织和残留奥氏体中的碳量)的范围设定理由如下。
残留奥氏体在塑性变形中相变为马氏体，使加工硬化率上升(相变诱发塑性)，具有使冲压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，只要残留奥氏体分率多，则越多越好。在用于汽车用钢板的组成中，能够确保的残留奥氏体受到限定，20面积％左右为上限。残留奥氏体的优选的下限是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位错密度低的退火马氏体和/或退火贝氏体，能够一边确保规定的强度，一边提高冲压成形品的延展性(延伸率)。从这一观点出发，退火马氏体和/或退火贝氏体的分率为30面积％以上。但是，若其分率超过87面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残留延展性)降低。退火马氏体和/或退火贝氏体的分率的优选的下限为40面积％以上(更优选为50面积％以上)，优选的上限为低于80面积％(更优选为低于70面积％)。
淬火状态马氏体是缺乏延展性的组织，因此若大量存在，则使延伸率劣化，但是像退火马氏体这样为了在基体为强度低的组织中实现100公斤(キロ)超级的高强度，需要以规定量确保淬火状态马氏体。从这一观点出发，淬火状态马氏体的分率为10面积％以上。但是，若淬火状态马氏体的分率过多，则强度变得过高，延伸率将不足，因此其分率需要在67面积％以下。淬火状态马氏体的分率的优选的下限为20面积％以上(更优选为30面积％以上)，优选的上限为60面积％以下(更优选为50面积％以下)。
除上述组织的以外，还能够含有铁素体、珠光体和贝氏体等作为余量组织，但这些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，优选基本不含有(也可以是0面积％)。但是，能够允许截止到20面积％。余量组织更优选为10面积％以下，进一步优选为5面积％以下。
残留奥氏体中的碳量，影响到在抗拉试验等的变形时残留奥氏体加工诱发相变成马氏体的时刻，碳量越多，越在高应变域发生加工诱发相变，由此加大了相变诱发塑性(TRIP)效应。本发明的加工处理时，冷却中，碳从所形成的马氏体板条向周围的奥氏体排出。这时，若分散在钢中的Ti碳化物或碳氮化物粗大地分散，则马氏体板条向纵长方向的生长不受阻碍地进展，因此成为宽度狭长，长宽比大的马氏体板条。其结果是，碳容易从马氏体板条沿宽度方向排出，残留奥氏体中的碳量增加，延展性提高。从这一观点出发，在本发明的冲压成形品中，钢中的残留奥氏体中的碳量规定为0.60％以上。还有，残留奥氏体中的碳量能够稠化至0.70％左右，但1.0％左右是界限。
如果使用本发明的热压用钢板，则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(残留延展性)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)，在扩大热压成形品的适用范围上极其有用。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钢板进行冲压成形而制造冲压成形品时，如果适当地控制加热温度和成形时的各区域的条件，并调整各区域的组织，则也能够得到发挥出与各区域相对应的强度-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，将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)加热至Ac3相变点以上且950℃以下的温度，并且将另一个区域(以下，称为第二区域)加热至Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点-20℃以下的温度后，对于第一和第二这两个区域开始冲压成形，在成形中和成形结束后，在第一和第二任意一个区域，都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以下的温度即可。
在上述方法中，将钢板的加热区域分成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，能够得到发挥出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，就对用于形成这一方的第一区域(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，但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规定的范围。通过适当地控制该加热温度，在其后的冷却过程中，能够一边确保规定量的残留奥氏体，一边使之相变为以马氏体为主体的组织，在最终的热压成形品的区域内制造出期望的组织。若该区域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，在最终组织(成形品的组织)中不能确保规定量的残留奥氏体。另外，若钢板的加热温度超过950℃，则加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度(Ms点)和马氏体相变终了温度(Mf点)上升，淬火时不能确保残留奥氏体，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℃以上且900℃以下。
为了一边阻止铁素体或珠光体等的组织的生成，一边使通过上述加热工序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，需要成形中的平均冷却速度为20℃/秒以上，冷却结束温度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，从而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。
在由这一方法得到的冲压成形品中，在第一区域和第二区域，金属组织和析出物等不同。在第一区域，金属组织中，残留奥氏体：3～20面积％(残留奥氏体的作用效果同上述)，马氏体：80面积％以上。在第二区域，满足与上述单一区域成形品相同的金属组织、残留奥氏体中的碳量为0.60％以上。
使第一区域的主要组织，成为含有规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在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，作为第一区域的组织，也可以部分地含有铁素体、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，但下述实施例不会限定本发明，依据前、后述的宗旨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所示的化学成分组成的钢材(钢No.1～32)，成为实验用铸片后，进行热轧而成为钢板，其后冷却并实施模拟卷取的处理(板厚：3.0mm)。关于卷取模拟处理方法，冷却至卷取温度后，在加热至卷取温度的炉内放入试样，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2中。还有，表1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，“莱斯利铁钢材料学”丸善，参照(1985))。另外，表2的备注栏所示的处理(1)～(3)，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)：终轧后，以50℃/秒的平均冷却速度冷却至650℃后，从650℃开始以5℃/秒的平均冷却速度冷却10秒，其后以平均冷却速度50℃/秒冷却到卷取温度。之后，为了使板厚与处理(2)、(3)一致，对于表、背面进行研磨，减厚至1.6mm。
处理(2)：对于热轧钢板进行冷轧后，模拟连续退火，加热至860℃后，以30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃并保持。
处理(3)：对于热轧钢板进行冷轧后，为了模拟连续熔融镀锌线，加热至860℃后，以30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，保持后，再加热500℃×10秒后进行冷却。
【表1】
[表1]
[表2]
对于得到的钢板，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)。将其结果与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3中。
[钢板的Ti的析出状态的分析]
制作萃取复型样品，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，由此特定含Ti析出物。通过图像分析测量至少100个以上的含Ti析出物的面积，提取当量圆直径为30nm以下的，以其平均值作为析出物尺寸。还有，表中表示为“含Ti析出物的平均当量圆直径”。另外，析出Ti量(质量％)-3.4[N](以析出物形式存在的Ti量)，使用筛孔直径：0.1μm的筛网进行提取残渣分析(提取处理时，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3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，对于其含量也进行测量。
[金属组织的观察(各组织的分率)]
(1)关于钢板中的马氏体，贝氏体的组织，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，区分马氏体，贝氏体，求得各自的分率(面积率)。
(2)钢板中的残留奥氏体分率，是磨削至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射法测量(例如，ISJJ Int.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。
[表3]
对于上述各钢板(1.6mmt×150mm×200mm)(对于上述处理(1)～(3)以外的钢板，通过热轧将厚度调整到1.6mm)，以加热炉加热到规定的温度后，用帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，作为冲压成形品。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4中。
【表4】
[表4]
对于所得到的成形品，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)。
[抗拉强度(TS)和延伸率(总延伸率EL)的测量]
使用JIS5号试验片进行抗拉试验，测量抗拉强度(TS)、延伸率(EL)。时，抗拉试验的应变速度为10mm/秒。在本发明中，抗拉强度(TS)满足980～1179MPa，延伸率(EL)满足20％以上，强度-延伸率平衡(TS×EL)为24000(MPa·％)以上时，评价为合格。
[金属组织的观察(各组织的分率)]
(1)关于钢板中的退火马氏体、贝氏体、退火贝氏体的组织，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，区分退火马氏体、贝氏体、退火贝氏体，求得各自的分率(面积率)。
(2)关于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，之后通过X射线衍射法测量(例如，ISJJ Int.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。这时，对于残留奥氏体中的碳量也进行测量。
(3)关于淬火状态马氏体分率，是对钢板进行lepera试剂腐蚀，将白的对比度处作为淬火状态马氏体和残留奥氏体的混合组织，测量面积率，从其中减去通过X射线衍射求得的残留奥氏体分率，计算淬火状态马氏体分率。
金属组织的观察结果(各组织的分率)显示在下述表5中。另外，成形品的机械特性(抗拉强度TS、延伸率EL和TS×EL)显示在下述表6中。
[表5]
[表6]
由这些结果能够进行如下考察。钢No.1、2、4、5、11～13、15～17、19～21、23～32是满足本发明所规定的要件的实施例，可知能够得到强度-延性平衡的良好的零件。
相对于此，钢No.3、6～10、14、18、22是不满足本发明所规定的某一要件的比较例，某一特性劣化。即，钢No.3使用了Si含量少的钢板，无法确保成形品中的残留奥氏体分率，另外残留奥氏体中的碳量降低，得不到延伸率。钢No.6其成形时的加热温度高，只能得到低延伸率EL，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。
钢No.7其冲压成形时的平均冷却速度慢，珠光体和铁素体生成，不能确保淬火状态马氏体分率，强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。钢No.8其急速冷却结束温度高，生成珠光体或铁素体而不能确保淬火状态马氏体分率，只能得到低延伸率EL，强度-延伸率平衡(TS×EL)也劣化。
钢No.9、10其在钢材制造时的条件不当，析出Ti量不足(钢No.9、10)，含Ti析出物小(钢No.10)，使用这样的钢板进行冲压成形时，即使成形条件适当，强度-延伸率平衡(TS×EL)仍劣化。
钢No.14是使用了由于卷取温度引起金属组织为铁素体+珠光体100面积％的钢板的例子，不能确保成形品中的退火马氏体和/或退火贝氏体分率，强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。钢No.18使用了C含量过剩的钢板，强度高，只能得到低延伸率EL。钢No.22使用了Ti含量过剩的钢板，强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。
[实施例2]
真空熔炼具有下述表7所示化学成分组成的钢材(钢No.33～37)，成为实验用铸片后，进行热轧，其后冷却并卷取(板厚：3.0mm)。这时的钢板制造条件显示在下述表8中。
[表7]
[表8]
对于所得到的钢板，与实施例1同样地进行含Ti析出物的析出状态的分析和金属组织的观察(各组织的分率)。其结果显示在下述表9中。
[表9]
对于上述各钢板(3.0mmt×150mm×200mm)，以加热炉加热至规定的温度后，用帽状的模具(所述图1)实施冲压成形和冷却处理，制成成形品。这时，将钢板放入红外线炉，对于想要高强度化的部分(相当于第一区域的钢板部分)，以能够进行高温加热的方式红外线直接照射，同时想要低强度化的部分(相当于第二区域的钢板部分)，以能够进行低温加热的方式，覆盖遮盖物以遮断红外线的一部分，从而赋予加热温度差。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10中。
[表10]
对于所得到的成形品，与实施例1同样地求得各区域的抗拉强度(TS)、延伸率(全延伸率EL)、金属组织的观察(各组织的分率)和残留奥氏体中的碳量。
金属组织的观察结果(各组织的分率)显示在下述表11中。另外，成形品的机械特性(抗拉强度TS、延伸率EL和TS×EL)显示在下述表12中。还有，满足高强度侧的抗拉强度(TS)为1470MPa以上，延伸率(EL)为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11]
[表12]
由此结果能够进行如下考察。钢No.33、35、37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-延性平衡的良好的零件。
相对与此，钢No.34、36是不满足本发明所规定的某一要件的比较例，某一特性劣化。即，钢No.34其冲压成形时的加热温度低，高强度侧的强度降低。钢No.36使用了含Ti析出物的尺寸小的钢板，在高强度侧只能得到低强度，在低强度侧强度-延伸率平衡(TS×EL)劣化。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改，这对于本领域技术人员来说是显而易见的。
本申请基于2012年3月9日申请的日本专利申请(专利申请2012-053844)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明适合于制造汽车的结构零件时所用的热压用钢板。
【符号说明】
1  冲头
2  冲模
3  压边圈
4  钢板(坯体)

Claims (6)

1.一种热压用钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计分别含有如下的化学成分组成，即
C：0.15～0.5％、
Si：0.2～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.05％以下且不含0％、
S：0.05％以下且不含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]表示以质量％计的N的含量，和
N：0.001～0.01％，
余量由铁和不可避免的杂质构成；
钢板中所含的含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3nm以上，并且钢中的析出Ti量和总Ti量满足下述(1)式的关系，且金属组织中的贝氏体和马氏体的合计分率在80面积％以上，
析出Ti量-3.4[N]＞0.5×[总Ti量-3.4[N]] …(1)
(1)式中，[N]表示以质量％计的钢中的N的含量，所述析出Ti量和所述总Ti量均以质量％计。
2.根据权利要求1所述的热压用钢板，其中，还含有以质量％计的下述(a)～(c)的至少1个作为其他的元素：
(a)从V、Nb和Zr所构成的群中选择的一种以上：合计0.1％以下且不含0％；
(b)从Cu、Ni、Cr和Mo所构成的群中选择的一种以上：合计1％以下且不含0％；
(c)从Mg、Ca和REM所构成的群中选择的一种以上：合计0.01％以下且不含0％。
3.一种冲压成形品的制造方法，其特征在于，使用权利要求1或2所述的热压用钢板，加热至Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点-20℃以下的温度后开始冲压成形，在成形中和成形结束后，在模具内一边确保20℃/秒以上的平均冷却速度，一边冷却到比贝氏体相变开始温度Bs低100℃的温度以下。
4.一种冲压成形品，是由权利要求3所述的制造方法得到的冲压成形品，其特征在于，金属组织中，残留奥氏体：3～20面积％、退火马氏体和/或退火贝氏体：30～87面积％、淬火状态的马氏体：10～67面积％，且所述残留奥氏体中的碳量为0.60％以上。
5.一种冲压成形品的制造方法，其特征在于，使用权利要求1或2所述的热压用钢板，将钢板的加热区域分为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，开始冲压成形，在成形中和成形结束后，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。
6.一种冲压成形品，是由权利要求5所述的制造方法得到的冲压成形品，其特征在于，具有第一区域和第二区域，所述第一区域中，金属组织的残留奥氏体为3～20面积％、马氏体为80面积％以上；所述第二区域中，金属组织的残留奥氏体为3～20面积％、退火马氏体和/或退火贝氏体为30～87面积％、淬火状态马氏体为10～67面积％，且所述残留奥氏体中的碳量为0.60％以上。
CN201380012504.9A 2012-03-09 2013-03-01 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法 Expired - Fee Related CN104160052B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012053844A JP5756773B2 (ja) 2012-03-09 2012-03-09 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP2012-053844 2012-03-09
PCT/JP2013/055680 WO2013133166A1 (ja) 2012-03-09 2013-03-01 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104160052A true CN104160052A (zh) 2014-11-19
CN104160052B CN104160052B (zh) 2016-08-31

Family

ID=49116646

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380012504.9A Expired - Fee Related CN104160052B (zh) 2012-03-09 2013-03-01 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (2) US20150027602A1 (zh)
EP (1) EP2824209A4 (zh)
JP (1) JP5756773B2 (zh)
KR (1) KR101609967B1 (zh)
CN (1) CN104160052B (zh)
WO (1) WO2013133166A1 (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105518170A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN105734412A (zh) * 2014-12-26 2016-07-06 Posco公司 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN109402335A (zh) * 2019-01-07 2019-03-01 上海钰灏新材料科技有限公司 一种渗钛层模具钢及其制备方法
CN114309069A (zh) * 2022-01-07 2022-04-12 太原科技大学 中锰钢的亚温成形方法及其制备的中锰钢和应用
CN115478227A (zh) * 2022-11-14 2022-12-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN116024502A (zh) * 2022-12-29 2023-04-28 中国重汽集团济南动力有限公司 一种高强度高延伸率的轻量化鞍座壳体及其制备方法

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101253838B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-12 주식회사 포스코 이물성 부품의 제조방법
JP5890711B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
US20160222485A1 (en) * 2013-09-10 2016-08-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Hot-pressing steel plate, press-molded article, and method for manufacturing press-molded article
EP3020845B1 (en) * 2013-09-18 2018-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-stamp part and method of manufacturing the same
JP5852728B2 (ja) 2013-12-25 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 熱間成形用鋼板および熱間プレス成形鋼部材の製造方法
JP6229736B2 (ja) * 2014-01-06 2017-11-15 新日鐵住金株式会社 熱間成形部材およびその製造方法
RU2017141033A (ru) * 2015-05-21 2019-06-21 Ак Стил Пропертиз, Инк. Высокомарганцовистые особо высокопрочные стали 3-го поколения
CN105112629A (zh) * 2015-09-17 2015-12-02 重庆齿轮箱有限责任公司 一种大厚度高强度结构钢的热处理方法
KR101767773B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
EP3473735B1 (en) * 2016-06-20 2024-01-10 Easyforming Steel Technology Co., Ltd. Treatment process for obtaining graded performance and member thereof
JP6460296B2 (ja) * 2016-11-25 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
US11505846B2 (en) 2017-01-17 2022-11-22 Nippon Steel Corporation Hot stamped part and manufacturing method thereof
CA3044511A1 (en) 2017-01-17 2018-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping
US10610870B2 (en) * 2017-08-21 2020-04-07 Bliss Industries, Llc Hot and cold forming hammer and method of assembly
USD905136S1 (en) 2018-03-05 2020-12-15 Bliss Industries, Llc Hammermill hammer
DE102019215053A1 (de) * 2019-09-30 2021-04-01 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005097725A (ja) * 2003-09-05 2005-04-14 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP2006274335A (ja) * 2005-03-29 2006-10-12 Jfe Steel Kk 超高強度熱延鋼板の製造方法
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
CN102325916A (zh) * 2008-12-24 2012-01-18 Posco公司 高强度伸长钢板和制备热轧钢板、冷轧钢板、锌涂覆钢板及合金锌涂覆钢板的方法
CN102918173A (zh) * 2010-05-31 2013-02-06 杰富意钢铁株式会社 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07197186A (ja) * 1993-12-30 1995-08-01 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法
JP4649868B2 (ja) * 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4635525B2 (ja) * 2003-09-26 2011-02-23 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005288528A (ja) * 2004-04-05 2005-10-20 Nippon Steel Corp 成形後高強度となる鋼板の熱間プレス方法
BRPI0818530A2 (pt) * 2007-10-10 2015-06-16 Nucor Corp Aço laminado a frio de estrutura metalográfica complexa e método de fabricar uma chapa de aço de estrutura metalográfica complexa
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
JP5385554B2 (ja) * 2008-06-19 2014-01-08 株式会社神戸製鋼所 熱処理用鋼
JP5131844B2 (ja) * 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP5347392B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347395B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347393B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347394B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005097725A (ja) * 2003-09-05 2005-04-14 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP2006274335A (ja) * 2005-03-29 2006-10-12 Jfe Steel Kk 超高強度熱延鋼板の製造方法
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
CN102325916A (zh) * 2008-12-24 2012-01-18 Posco公司 高强度伸长钢板和制备热轧钢板、冷轧钢板、锌涂覆钢板及合金锌涂覆钢板的方法
CN102918173A (zh) * 2010-05-31 2013-02-06 杰富意钢铁株式会社 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105518170A (zh) * 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN105734412A (zh) * 2014-12-26 2016-07-06 Posco公司 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN105734412B (zh) * 2014-12-26 2018-01-30 Posco公司 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN109402335A (zh) * 2019-01-07 2019-03-01 上海钰灏新材料科技有限公司 一种渗钛层模具钢及其制备方法
CN114309069A (zh) * 2022-01-07 2022-04-12 太原科技大学 中锰钢的亚温成形方法及其制备的中锰钢和应用
CN114309069B (zh) * 2022-01-07 2023-12-01 太原科技大学 中锰钢的亚温成形方法及其制备的中锰钢和应用
CN115478227A (zh) * 2022-11-14 2022-12-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN115478227B (zh) * 2022-11-14 2023-06-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN116024502A (zh) * 2022-12-29 2023-04-28 中国重汽集团济南动力有限公司 一种高强度高延伸率的轻量化鞍座壳体及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104160052B (zh) 2016-08-31
KR101609967B1 (ko) 2016-04-06
WO2013133166A1 (ja) 2013-09-12
EP2824209A4 (en) 2015-11-04
JP2013185242A (ja) 2013-09-19
US20180312947A1 (en) 2018-11-01
JP5756773B2 (ja) 2015-07-29
US20150027602A1 (en) 2015-01-29
EP2824209A1 (en) 2015-01-14
KR20140121877A (ko) 2014-10-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104160052A (zh) 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN104160045B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN104160051A (zh) 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN105518171B (zh) 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN104160046B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN105492643B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105518162B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN105518170A (zh) 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN104204251B (zh) 热压成形品及其制造方法
CN103547694B (zh) 热压成形品及其制造方法
JP5547287B2 (ja) ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体
CN104204252B (zh) 热压成形品及其制造方法
CN101213317B (zh) 极软高碳热轧钢板及其制造方法
JP5860308B2 (ja) 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103620075A (zh) 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
CN103597107A (zh) 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
CN103597106A (zh) 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
US20160168656A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
CN103339280A (zh) 加工性优良并具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103732778B (zh) 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法
CN105026065A (zh) 热压成形品及其制造方法
JP5894470B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
CN107406938A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5802155B2 (ja) プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
JP2013185247A (ja) 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160831

Termination date: 20210301