[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

CN104204251B - 热压成形品及其制造方法 - Google Patents

热压成形品及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104204251B
CN104204251B CN201380012953.3A CN201380012953A CN104204251B CN 104204251 B CN104204251 B CN 104204251B CN 201380012953 A CN201380012953 A CN 201380012953A CN 104204251 B CN104204251 B CN 104204251B
Authority
CN
China
Prior art keywords
shaped region
temperature
area
hot forming
martensite
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201380012953.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104204251A (zh
Inventor
内藤纯也
村上俊夫
池田周之
冲田圭介
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 CN104204251A publication Critical patent/CN104204251A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104204251B publication Critical patent/CN104204251B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • B62—LAND VEHICLES FOR TRAVELLING OTHERWISE THAN ON RAILS
    • B62D—MOTOR VEHICLES; TRAILERS
    • B62D29/00—Superstructures, understructures, or sub-units thereof, characterised by the material thereof
    • B62D29/007—Superstructures, understructures, or sub-units thereof, characterised by the material thereof predominantly of special steel or specially treated steel, e.g. stainless steel or locally surface hardened steel
    • 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
    • C21D2211/008—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

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 Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种热压成形品，其具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出以下的金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，余量组织为5面积％以下，所述第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝氏体：30～97面积％、淬火态马氏体：0～67面积％、残留奥氏体：3～20面积％，由此即使不使用焊接法，也可以在单一成形品内具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，可以与各个区域对应地高水平地实现高强度与伸长率的平衡。

Description

热压成形品及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车部件的结构构件中所使用的可以根据成形品内的不同的区域调整强度及延展性的热压成形品及其制造方法，特别涉及在将预先加热了的钢板(坯料)成形加工为规定的形状时、可以在赋予形状的同时实施热处理而得到与不同的区域对应的强度及延展性的热压成形品、以及用于制造此种热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，车体的轻型化得到推进，因而需要将汽车中所使用的钢板尽可能地进行高强度化。但是，若为了使汽车轻型化而将钢板高强度化，则伸长率EL或r值(兰克福特值)降低，从而使得冲压成形性、形状冻结性劣化。
为了解决这一课题，在部件制造中采用了热压成形法，即，将钢板加热到规定的温度(例如达到奥氏体相的温度)而降低强度(即，使得成形容易)后，通过用比薄钢板更低温度(例如室温)的模具进行成形，而在赋予形状的同时，进行利用了两者的温度差的急冷热处理(淬火)，以确保成形后的强度。
根据这样的热压成形法，由于在低强度状态下成形，因此回弹也小(形状冻结性良好)，并且通过使用添加了Mn、B等合金元素的淬火性良好的材料，可以利用急冷得到抗拉强度为1500MPa级的强度。而且，此种热压成形法除了热压法以外，还被称为热成形法、热冲压法、热压印法、模压淬火法等各种名称。
图1是表示用于实施如上所述的热压成形(以下有时以“热压印”来代表)的模具构成的示意说明图，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，这些部件当中，冲头1和冲模2以如下方式构成，即，在各自的内部形成有可以使冷却介质(例如水)通过的通路1a、2a，使冷却介质在该通路中通过，从而将这些构件冷却。
在使用这样的模具进行热压印(例如热深拉加工)时，在将钢板(坯料)4加热到Ac3相变点以上的单相域温度而使其软化的状态下开始成形。即，在将处于高温状态的钢板4夹持在冲模2与压边圈3之间的状态下，利用冲头1将钢板4压入冲模2的孔内(图1的2、2之间)，缩小钢板4的外径并以与冲头1的外形对应的形状成形。另外，通过与成形并行地将冲头1及冲模2冷却，而进行从钢板4向模具(冲头1及冲模2)的排热，并且通过在成形下死点(冲头前端位于最深部的时刻：图1中所示的状态)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，就可以得到尺寸精度良好的1500MPa级的成形品，而且与冷态下成形相同强度级别的部件的情况相比，可以降低成形载荷，因此压力机的容量小也可以。
作为现在广泛使用的热压印用钢板，已知有以22MnB5钢作为原材的钢板。就该钢板而言，抗拉强度为1500MPa而伸长率为6～8％左右，适用于耐冲击构件(在碰撞时尽可能地不变形、不断裂的构件)。另外，还在进行如下的开发，即，增加C含量，以22MnB5钢为基材进一步高强度化(1500MPa以上、1800MPa级)。
但是，现实状况是，基本上不适用22MnB5钢以外的钢种，基本上没有进行过通过控制部件的强度、伸长率(例如低强度化：980MPa级、高伸长率化：20％等)而将应用范围拓宽到耐冲击构件以外的钢种、工艺的研究。
在中型以上的乘用车中，在侧面碰撞时或后方碰撞时考虑到相容性(在小型车碰撞时也保护对方一侧的功能)，在B柱、后纵梁、前纵梁等部件内，有时要使之具有耐冲击性部位和能量吸收部位两种功能。为了制作这样的构件，迄今为止，例如对980MPa级的高强度超高张力钢、具有440MPa级的伸长率的高张力钢进行激光焊接(拼焊板：TWB)，在冷态下冲压成型的方法为主流。但是，最近正在进行利用热压印来分别设置部件内的强度的技术的开发。
例如，在非专利文献1中，提出了对热压印用的22MnB5钢和即使用模具进行淬火也不成为高强度的材料进行激光焊接(拼焊板：TWB)、并进行热压印的方法，分别在高强度侧(耐冲击部位侧)设置抗拉强度：1500MPa(伸长率6～8％)，在低强度侧(能量吸收部位侧)设置抗拉强度：440MPa(伸长率12％)。从相同的观点出发，还提出了非专利文献2这样的技术。
在上述非专利文献1、2的技术中，在能量吸收部位侧抗拉强度为600MPa以下、伸长率为12～18％左右，然而需要事先进行激光焊接(拼焊板：TWB)，工序增加且成本升高。另外，还要将本来不需要进行淬火的能量吸收部位加热，从热量消耗的观点考虑也不优选。
此外，作为用于在部件内分别设置强度的技术，例如还提出过非专利文献3、4之类的技术。该非专利文献3的技术是通过在加热炉内在坯料中形成温度差(分布)而进行分别设置的技术，然而以22MnB5钢为基材，因硼添加的影响，对于二相域温度的加热来说淬火后的强度的鲁棒性(robustness)差，能量吸收部位侧的强度难以控制，而且也只能得到15％左右的伸长率。
另一方面，非专利文献4的技术是通过在模具内(将模具的一部分用加热器加温或使用导热率不同的材料)改变冷却速度来进行分别设置的技术，然而以22MnB5钢为基材，以对本来淬火性良好的22MnB5钢中不加以淬火的方式进行控制，在这一点上(模具冷却控制)不够合理。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：Klaus Lamprecht,Gunter Deinzer,Anton Stich,JurgenLechler,Thomas Stohr,Marion Merklein,“Thermo-Mechanical Properties of TailorWelded Blanks in Hot Sheet Metal Forming Processes”,Proc.IDDRG2010,2010.
非专利文献2：Usibor1500P(22MnB5)/1500MPa·8％-Ductibor500/550～700MPa·17％[平成23年4月27日检索]互联网〈http://www.ar celomittal.com/tailoredblanks/pre/seifware.pl〉
非专利文献3：22MnB5/above AC3/1500MPa·8％-below AC3/Hv190·Ferrite/Cementite Rudiger Erhardt and Johannes Boke,“Industrial app lication of hotforming process simulation”,Proc,of 1st Int.Conf.on Hot Sheet Metal Formingof High-Performance steel,ed.By Steinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,andPrakash,B.,pp83-88,2008.
非专利文献4：Begona Casas,David Latre,Noemi Rodriguez,and I saacValls,“Tailor made tool materials for the present and upcoming tool ingsolutions in hot sheet metal forming”,Proc,of 1st Int.Conf.on H ot SheetMetal Forming of High-Performance steel,ed.By Steinhoff,K.,Oldenburg,M,Steinhoff,and Prakash,B.,pp23-35,2008.
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述事情而完成的，其目的在于，提供即使不使用焊接法也可以在单一成形品内具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域、且与各个区域对应地高水平地实现高强度与伸长率的平衡的热压成形品、以及用于制造此种热压成形品的有用的方法。
用于解决问题的方法
可以达成上述目的的本发明的热压成形品是利用热压成形法将薄钢板成形而成的热压成形品，其特征在于，具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出以下的金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，余量组织为5面积％以下，所述第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝氏体：30～97面积％、淬火态马氏体：0～67面积％、残留奥氏体：3～20面积％。
在本发明的热压成形品中，其化学成分组成没有限定，例如可以举出：第一成形区域及第二成形区域的化学成分组成相同，各成形区域的钢分别含有C：0.1～0.3％(表示质量％。以下对于化学成分组成来说同样。)、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、P：0.05％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、以及N：0.001～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成。
在本发明的热压成形品中，根据需要，所述钢中还含有(a)B：0.01％以下(不含0％)和Ti：0.1％以下(不含0％)、(b)选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1％以下(不含0％)、(c)V和/或Nb：合计为0.1％以下(不含0％)等作为其他的元素也是有用的，根据所含有的元素的种类，可以进一步改善热压成形品的特性。
本发明方法是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成形来制造上述这样的热压成形品的方法，其主旨在于，作为所述薄钢板，使用具有马氏体或贝氏体为80面积％以上的金属组织的钢板，在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到Ac1相变点以上且(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)以下的温度的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为20℃/秒以上的冷却和成形，在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形。
另外，本发明方法是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成形来制造上述这样的热压成形品的方法，其主旨还在于，在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到Ac1相变点以上且(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)以下的温度的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为20℃/秒以上的冷却和成形，在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形。
发明效果
根据本发明，通过在热压成形法中，与成形品的每个区域对应地恰当地控制其条件，就能够存在合适量的残留奥氏体并且调整各区域的金属组织，与使用以往的22MnB5钢时相比，可以实现进一步提高了成形品中固有的延展性(残存延展性)的热压成形品，另外还能够利用与热处理条件、成形前钢板的组织(初期组织)的组合，与各区域对应地恰当地控制强度及伸长率。
附图说明
图1是表示用于实施热压成形的模具构成的示意说明图。
图2是实施例中所用的成形模具的示意说明图。
图3是表示实施例中成形的冲压成形品的形状的示意说明图。
具体实施方式
本发明人等在将薄钢板加热到规定的温度后，进行热压成形而制造成形品时，为了实现在成形后确保与不同的各区域的要求特性对应的强度并且还显示出良好的延展性(伸长率)的热压成形品，从各种角度进行了研究。
其结果发现，在使用冲压成形模具将薄钢板冲压成形而制造热压成形品时，如果恰当地控制加热温度、以及成形时的各成形区域的条件，以含有3～20面积％的残留奥氏体的方式调整各成形区域的组织，就可以实现发挥出与各成形区域对应的强度－延展性平衡的热压成形品，从而完成了本发明。
本发明的热压成形品的各成形区域中的组织(基本组织)的范围设定理由如下。
(1)第一成形区域的组织
通过使第一成形区域的主要组织成为高强度的马氏体，可以确保热压成形品中的特定区域的高强度。从这样的观点出发，马氏体的面积分率需要成为80面积％以上。但是，如果该分率大于97面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残存延展性)降低。马氏体分率的优选的下限是83面积％以上(更优选为85面积％以上)，优选的上限是95面积％以下(更优选为93面积％以下)。
残留奥氏体在塑性变形中相变为马氏体，从而具有提高加工硬化率(相变诱发塑性)、提高成形品的延展性的效果。为了发挥这样的效果，需要使残留奥氏体的分率成为3面积％以上。对于延展性来说，残留奥氏体分率越大则越良好，然而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制，20面积％左右是上限。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)。
在上述组织之外，可以含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为余量组织，而这些组织是比马氏体软质的组织，对强度的贡献低于其他的组织，因而优选尽可能少。但是，如果是小于5面积％则可以容许。余量组织更优选为3面积％以下，进一步优选为0面积％。
通过按照上述这样制作第一成形区域的组织，可以形成强度(抗拉强度TS)为1470MPa以上、伸长率(总伸长率EL)为10％以上的部分(例如汽车部件的耐冲击性部位)。
(2)第二成形区域的组织
通过使第二成形区域的主要组织成为微细并且位错密度低的退火马氏体或退火贝氏体，可以确保规定的强度，并且提高热压成形品的延展性(伸长率)。从这样的观点出发，退火马氏体或退火贝氏体的面积分率优选为30面积％以上。但是，如果该面积分率大于97面积％，则残留奥氏体的分率不足，延展性(残存延展性)降低。退火马氏体或退火贝氏体的分率的更优选的下限为40面积％以上(进一步优选为50面积％以上)，更优选的上限为小于90面积％(进一步优选为小于80面积％)。
由于淬火态马氏体是缺乏延展性的组织，因此如果大量存在则强度变得过高而使伸长率劣化，因此也可以是0面积％。但是，由于是对升高强度非常有效的组织，因此可以容许适量的存在。从这样的观点考虑，淬火态马氏体的分率优选为67面积％以下。淬火态马氏体的分率的更优选的上限为60面积％以下(进一步优选为50面积％以下)。
根据与第一成形区域相同的理由，使残留奥氏体的分率成为3面积％以上且20面积％以下。残留奥氏体的优选的下限也相同。
在上述组织以外，可以含有铁素体、珠光体、贝氏体等作为余量组织，然而这些组织对强度的贡献、对延展性的贡献低于其他的组织，优选基本上不含有(也可以是0面积％)。但是，若小于20面积％则可以容许。余量组织更优选为10面积％以下，进一步优选为5面积％以下。
通过按照上述这样制作第二成形区域的组织，就可以形成强度(抗拉强度TS)为980MPa以上、伸长率(总伸长率EL)为15％以上的部分(例如汽车部件的能量吸收性部位)。
本发明的成形品至少具有第一成形区域和第二成形区域，然而未必限定于2个成形区域，也可以具有第三或第四成形区域。在形成这样的成形区域时，可以依照后述的制造方法进行制作。
在制造本发明的热压成形品时，将薄钢板(化学成分组成与成形品相同)至少分为包括第一及第二的多个区域，通过并行地进行将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到Ac1相变点以上且相当于(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过在模具内进行冲压而开始平均冷却速度20℃/秒以上的冷却和成形，在比马氏体相变开始温度低50℃的温度(以下有时表述为“Ms点－50℃”)以下结束成形即可。规定该方法中的各要件的理由如下。需要说明的是，所谓“结束成形”是指基本上达到成形下死点(冲头前端位于最上部的时刻：图1中所示的状态)的状态，然而在该状态下需要进行模具冷却直到规定温度的情况下，则是还包括在模具冷却保持后到脱模之前的意思。
上述方法可以通过将钢板的加热区域分为至少2个区域(例如高强度侧区域及低强度侧区域)，并且与各个区域对应地控制制造条件，从而得到可以发挥与各区域对应的强度－延展性平衡的成形品。对用于形成各区域的制造条件进行说明。需要说明的是，在实施该制造方法时，需要在单一的钢板中产生加热温度不同的区域，然而通过使用现有的加热炉(例如远红外线炉、电炉+遮盖罩)可以使温度的边界部分为50mm以下并进行控制。
(第一成形区域(高强度侧区域)的制造条件)
为了恰当地调整热压成形品的组织，加热温度需要控制在规定的范围内。通过恰当地控制该加热温度(第一加热处理)可以在随后的冷却过程中确保规定量的残留奥氏体，并且使第一成形区域相变为以马氏体为主体的组织，在最终的热压成形品中制作为期望的组织。如果薄钢板的加热温度小于Ac3相变点，则加热时无法获得充足的量的奥氏体，在最终组织(成形品的组织)中无法确保规定量的残留奥氏体。另外，如果薄钢板的加热温度大于1000℃，则加热时奥氏体的粒径变大，马氏体相变开始温度(Ms点)及马氏体相变结束温度(Mf点)升高，在淬火时无法确保残留奥氏体，无法实现良好的成形性。加热温度优选为(Ac3相变点+50℃)以上且950℃以下。
成形中的冷却条件和成形结束温度需要根据各区域恰当地进行控制。首先在成形品的相当于第一成形区域的钢板区域(有时将该区域称作“第一钢板区域”)中，需要在模具内确保20℃/秒以上的平均冷却速度，并且在相当于(Ms点－50℃)的温度以下结束成形。
为了在阻止上述加热工序中形成的奥氏体生成铁素体、珠光体及贝氏体等组织，并且成为期望的组织(以马氏体作为主体的组织)，需要恰当地控制成形中的平均冷却速度及成形结束温度。从这样的观点出发，成形中的平均冷却速度为20℃/秒以上，成形结束温度为(Ms点－50℃)以下。特别是在以Si含量多的钢板作为对象的情况下，通过在这样的条件下进行冷却，就可以形成马氏体与残留奥氏体的混合组织。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)。
对于第一钢板区域中的成形结束温度，可以在以上述平均冷却速度冷却到室温的同时结束成形，也可以在冷却到(Ms点－50℃)以下(优选冷却到Ms点－50℃的温度)后，以20℃/秒以下的平均冷却速度冷却到200℃以下(2段冷却)。附加这样的冷却工序，可以使马氏体中的碳在未相变奥氏体中富集，从而增加残留奥氏体量。进行这样的2段冷却时的第2阶段的冷却时的平均冷却速度优选为10℃/秒以下(更优选为5℃/秒以下)。
(第二成形区域(低强度侧区域)的制造条件)
另一方面，在成形品的相当于第二区域的钢板区域(有时将该区域称作“第二钢板区域”)中，为了将薄钢板中所含的马氏体或贝氏体退火，并且使之部分地相变，加热温度需要控制在规定的范围内。通过恰当地控制该加热温度(第二加热处理)可以在随后的冷却过程中使之相变为残留奥氏体或马氏体，在最终的热压成形品中制作为期望的组织。如果第二钢板区域的加热温度小于Ac1相变点，则加热时无法得到充足的量的奥氏体，在最终组织(成形品的组织)中无法确保规定量的残留奥氏体。另外，如果第二钢板区域的加热温度大于(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)，则加热时变为奥氏体的相变量就会过度增加，在最终组织(成形品的组织)中无法确保规定量的退火马氏体或退火贝氏体。加热温度优选为(Ac1相变点+50℃)以上且相当于(Ac1相变点×0.3+Ac3相变点×0.7)的温度以下。
为了阻止上述加热工序中形成的奥氏体生成铁素体、珠光体及贝氏体等组织，并且成为期望的组织，需要恰当地控制第二钢板区域的成形中的平均冷却速度及成形结束温度。从这样的观点考虑，优选成形中的平均冷却速度为20℃/秒以上，成形结束温度为200℃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)。另外，对于成形结束温度，可以在以上述平均冷却速度冷却到室温的同时结束成形，也可以在冷却到(Ms点－50℃)以下后结束成形。
如果考虑第二钢板区域的制造工序，则制造中所使用的钢板的组织优选使用马氏体或贝氏体为80面积％以上的薄钢板(冷轧钢板)。即，为了在其后的加热工序(加热、热压成形及冷却)中，确保适量的微细且对延展性的贡献大的退火马氏体或退火贝氏体，优选使用马氏体或贝氏体的分率为80面积％以上的薄钢板。如果该分率小于80面积％，则在成形品的组织中不仅无法确保适量的退火马氏体或退火贝氏体，而且还提高其他的组织(例如铁素体)的分率，使强度－延展性平衡降低。该分率的更优选的下限均为90面积％以上(进一步优选为95面积％以上)。而且，即使使用此种组织的薄钢板也不会对第一区域造成影响。
成形中的平均冷却速度的控制可以利用(a)控制成形模具的温度(所述图1中所示的冷却介质)、(b)控制模具的导热率等手段来实现。另外，在本发明方法中，也有成型中的冷却条件根据各钢板区域而不同的情况，但只要在单一的模具内分别地形成上述(a)、(b)等控制手段，在单一的模具内进行与各区域对应的冷却控制即可。
本发明的热压成形品的制造方法中，当然可以适用于制造如所述图1中所示的简单形状的热压成形品的情况(直接工艺法)，除此以外也可以适用于制造比较复杂形状的成形品的情况。但是，在复杂的部件形状的情况下，有时难以利用1次的冲压成形制作成产品的最终形状。此种情况下，可以采用在热压成形的前工序中进行冷压成形的方法(该方法被称作“间接工艺法”)。该方法是将难以成形的部分利用冷加工预先成形为近似形状，再将其他的部分热压成形的方法。如果采用这样的方法，则例如在将成形品的凹凸部(山部)有3处的部件成形时，利用冷压成形先成形其2处，随后对第三处进行热压成形。
本发明是假定由高强度钢板构成的热压成形品而完成的，对于其钢种，只要是作为高强度钢板的通常的化学成分组成的钢种即可，对于C、Si、Mn、P、S、Al及N可以调整为恰当的范围。从这样的观点出发，这些化学成分的优选的范围及其范围限定理由如下。
(C：0.1～0.3％)
C从确保残留奥氏体方面考虑是重要的元素。在(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的加热时，通过在奥氏体中富集，而在淬火后形成残留奥氏体。另外，从马氏体量的增加和支配马氏体的强度的方面考虑也是(第一成形区域)重要的元素。如果C含量小于0.1％，则无法确保规定的残留奥氏体量，无法获得良好的延展性。另外马氏体的强度也变得不足。而另一方面，如果C含量过多而大于0.3％，则强度变得过高。C含量的更优选的下限为0.15％以上(进一步优选为0.20％以上)，更优选的上限为0.27％以下(进一步优选为0.25％以下)。
(Si：0.5～3％)
Si抑制加热到Ac3相变点以上的单相域温度后的奥氏体形成渗碳体，或者抑制加热到(Ac1相变点～Ac3相变点)的二相域温度后的奥氏体分解为渗碳体和铁素体，在淬火时发挥使残留奥氏体增加、形成的作用。另外，借助固溶强化，还发挥着不使延展性过于劣化而提高强度的作用。如果Si含量小于0.5％，则无法确保规定的残留奥氏体量，从而无法获得良好的延展性。另外如果Si含量过多而大于3％，则固溶强化量就会过大，从而使延展性大幅度劣化。Si含量的更优选的下限为1.15％以上(进一步优选为1.20％以上)，更优选的上限为2.7％以下(进一步优选为2.5％以下)。
(Mn：0.5～2％)
Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于残留奥氏体的增加。另外，还提高淬火性，在加热后的冷却中抑制铁素体、珠光体、贝氏体的形成，在确保残留奥氏体的方面也是有效的元素。为了发挥这样的效果，Mn优选含有0.5％以上。在仅考虑特性的情况下，优选Mn含量越多越好，但由于合金添加的成本升高，因此优选为2％以下。另外，由于大幅度提高奥氏体的强度，因此热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，所以从生产性上考虑，也不优选含有大于2％。Mn含量的更优选的下限为0.7％以上(进一步优选为0.9％以上)，更优选的上限为1.8％以下(进一步优选为1.6％以下)。
(P：0.05％以下(不含0％))
P是钢中不可避免地含有的元素，使延展性劣化，因此优选尽可能地降低P。但是，极端的降低导致制钢成本的增大，在制造上很难成为0％，因此优选为0.05％以下(不含0％)。P含量的更优选的上限为0.045％以下(进一步优选为0.040％以下)。
(S：0.05％以下(不含0％))
S也与P相同是钢中不可避免地含有的元素，使延展性劣化，因此优选尽可能地降低S。但是，极端的降低导致制钢成本的增大，在制造上很难成为0％，因此优选为0.05％以下(不含0％)。S含量的更优选的上限为0.045％以下(进一步优选为0.040％以下)。
(Al：0.01～0.1％)
Al作为脱氧元素来说有用，并且将存在于钢中的固溶N成为AlN固定，对于延展性的提高来说有用。为了有效地发挥这样的效果，优选Al含量为0.01％以上。但是，如果Al含量过多而大于0.1％，则会过剩地生成Al2O3，使得延展性劣化。而且，Al含量的更优选的下限为0.013％以上(进一步优选为0.015％以上)，更优选的上限为0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
(N：0.001～0.01％)
N是不可避免地混入的元素，优选使其降低，但由于在实际过程中在进行降低时存在极限，因此以0.001％为下限。另外，如果N含量过多，则会因应变时效而使延展性劣化，或在添加了B的情况下作为BN析出，降低由固溶B带来的淬火性改善效果，因此上限为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)。
本发明的冲压成形品中的基本的化学成分如上所述，余量实质上为铁。需要说明的是，所谓“实质上为铁”是指在铁以外也可以容许不会妨碍本发明的钢材特性的程度的微量成分(例如除了Mg、Ca、Sr、Ba以外，还有La等REM、以及Zr、Hf、Ta、W、Mo等碳化物形成元素等)，此外还可以含有P、S、N以外的不可避免的杂质(例如O、H等)。
在本发明的冲压成形品中，根据需要还含有(a)B：0.01％以下(不含0％)和Ti：0.1％以下(不含0％)、(b)选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1％以下(不含0％)、(c)V和/或Nb：合计为0.1％以下(不含0％)等也是有用的，根据所含有的元素的种类，热压成形品的特性可以进一步得到改善。含有这些元素时的优选的范围及其范围限定理由如下。
(B：0.01％以下(不含0％)和Ti：0.1％以下(不含0％))
B是在加热后的冷却中防止渗碳体的形成、有助于残留奥氏体的确保的元素。为了发挥这样的效果，B优选含有0.0001％以上，但即使大于0.01％而过多含有，效果也会饱和。B含量的更优选的下限为0.0002％以上(进一步优选为0.0005％以上)，更优选的上限为0.008％以下(进一步优选为0.005％以下)。
另一方面，Ti可以通过将N固定、以固溶状态保持B来体现出淬火性的改善效果。为了发挥这样的效果，Ti优选至少含有N的含量的4倍以上，然而如果Ti含量过多而大于0.1％，则会大量地形成TiC，强度因析出强化而升高，而延展性发生劣化。Ti含量的更优选的下限为0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选的上限为0.09％以下(进一步优选为0.08％以下)。
(选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上：合计为1％以下(不含0％))
Cu、Ni、Cr及Mo在加热后的冷却中防止渗碳体的形成，对于残留奥氏体的确保可以有效地发挥作用。为了发挥这样的效果，优选合计含有0.01％以上。若仅考虑特性则含量越多越好，但由于合金添加的成本升高，因此优选按合计为1％以下。另外，由于具有大幅度提高奥氏体的强度的作用，因此热轧的负荷变大，钢板的制造变得困难，所以从制造性的观点考虑，也优选为1％以下。这些元素含量的更优选的下限按合计为0.05％以上(进一步优选为0.06％以上)，更优选的上限按合计为0.9％以下(进一步优选为0.8％以下)。
(V和/或Nb：合计为0.1％以下(不含0％))
V及Nb形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应使得组织变得微细的效果。为了发挥这样的效果，优选合计含有0.001％以上。但是，如果这些元素的含量过多，则形成粗大的碳化物而成为破坏的起点，因此反而会使延展性劣化，所以优选按合计为0.1％以下。这些元素含量的更优选的下限按合计为0.005％以上(进一步优选为0.008％以上)，更优选的上限按合计为0.08％以下(进一步优选为0.06％以下)。
根据本发明，通过恰当地调整冲压成形条件(与各钢板区域对应的加热温度、冷却速度)，就可以控制成形品中的每个成形区域的强度或伸长率等特性，而且可以得到高延展性(残存延展性)的热压成形品，因此还可以应用于以前的热压成形品难以应用的部位(例如要求耐冲击特性及能量吸收抑制两方的构件)，在扩大热压成形品的应用范围方面极为有用。另外，本发明中得到的成形品与在冷轧成形后实施通常的退火而进行了组织调整的成形品相比，残存延展性更大。
以下，通过实施例更具体地展示本发明的效果，但下述实施例并非限定本发明，依据前述、后述的主旨进行设计变更均包含于本发明的技术范围内。
本申请基于2012年3月15日申请的日本专利申请第2012－59448号的主张优先权的利益。将2012年3月15日申请的日本专利申请第2012－59448号的说明书的全部内容用于参考而援引到本申请中。
[实施例]
真空熔炼具有下述表1中所示的化学成分组成的钢材，制成实验用板坯后，进行热轧，随后进行冷却并卷绕。进一步进行冷轧而制成薄钢板。需要说明的是，表1中的Ac1相变点、Ac3相变点和Ms点是使用下述的(1)式～(3)式求出的(例如参照《莱斯利钢铁材料学》丸善，(1985))。另外，表1中还同时示出(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)的计算值(以下记作“A值”)。
Ac1相变点(℃)＝723+29.1×[Si]－10.7×[Mn]+16.9×[Cr]－16.9×[Ni] …(1)
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] …(2)
Ms点(℃)＝550－361×[C]－39×[Mn]－10×[Cu]－17×[Ni]－20×[Cr]－5×[Mo]+30×[Al] …(3)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Al]、[Ti]、[V]、[Cr]、[Mo]、[Cu]及[Ni]分别表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、V、Cr、Mo、Cu及Ni的含量(质量％)。另外，在不含有上述(1)式～(3)式的各项中所示的元素的情况下，去掉该项后进行计算。
[表1]
改变所得到的钢板的各钢板区域的加热温度，实施成形、冷却处理。具体来说，使用图2中所示的HAT(帽形槽钢)形状的弯曲成形模具进行冲压成形。将各钢板区域中的加热温度、平均冷却速度示于下述表2中(成形结束温度(脱模温度)在任意的区域均为200℃)。成形、冷却时的钢板尺寸设为220mm×500mm(板厚：1.4mm)(第一钢板区域与第二钢板区域的面积比率为1：1)。将成形后的冲压成形品的形状表示于图3中[图3(a)为立体图，图3(b)为剖面图]。
[表2]
*CR：冷轧钢板(铁素体分率60面积％、冷轧率50％)
对进行了上述的处理(加热、成形、冷却)的各钢板，依照下述要领进行了抗拉强度(TS)及伸长率(总伸长率EL)测定、金属组织的观察(各组织的分率)。
(抗拉强度(TS)及伸长率(总伸长率EL))
使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测定出抗拉强度(TS)、伸长率(EL)。此时，拉伸试验的应变速度设为10mm/秒。本发明中，在满足(a)第一钢板区域中抗拉强度(TS)为1470MPa以上且伸长率(EL)为10％以上，并且满足(b)第二钢板区域中抗拉强度(TS)为980MPa以上且伸长率(EL)为15％以上时，评价为合格。
(金属组织的观察(各组织的分率))
(1)对钢板中的马氏体、退火马氏体、贝氏体、退火贝氏体的组织，用硝酸乙醇腐蚀钢板，通过SEM(倍率：1000倍或2000倍)进行观察，区分出马氏体、退火马氏体、贝氏体、退火贝氏体，求出各自的分率(面积率)。
(2)钢板中的残留奥氏体分率(面积率)是在研削至钢板的1/4的厚度后进行化学研磨，之后利用X射线衍射法测定的(例如ISJJ Int.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。
(3)对于马氏体(淬火态马氏体)的面积率，对钢板进行Lepera试剂腐蚀，利用SEM观察将白色的对比作为马氏体(淬火态马氏体)与残留奥氏体的混合组织来测定面积率，从其中减去利用X射线衍射求出的残留奥氏体分率，计算出淬火态马氏体分率。
分别将成形品的各成形区域中的金属组织的测定结果示于下述表3中，将成形品的各成形区域中的机械特性示于下述表4中。
[表3]
[表4]
根据这些结果可以按如下进行研究。试验No.1、4的样品是满足本发明中规定的要件的实施例，可知可以得到高性能地实现各成形区域中的强度－延展性平衡的成形品。
相对于此，试验No.2、3的样品是不满足本发明中规定的某个要件的比较例，某种特性发生了劣化。即，试验No.2的样品由于在成形区域2中为Ac1相变点以下的加热，因此成为100％回火马氏体组织，没有形成淬火态马氏体，无法确保强度。试验No.3的样品是以相当于以往的22MnB5的钢(表1的钢种B)作为对象的样品，虽然可以获得高强度，但无法确保残留奥氏体，只能得到低的伸长率(EL)。
产业上的可利用性
本发明的热压成形品具有第一成形区域和第二成形区域，所述第一成形区域显示出如下的金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，余量组织为5面积％以下，所述第二成形区域显示出如下的金属组织，退火马氏体、退火贝氏体：30～97面积％、淬火态马氏体：0～67面积％、残留奥氏体：3～20面积％，由此可以在单一成形品内具有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域，可以与各个区域对应地高水平地实现高强度与伸长率的平衡。
符号说明
1 冲头
2 冲模
3 压边圈
4 钢板(坯料)

Claims (6)

1.一种热压成形品，其特征在于，是利用热压成形法将薄钢板成形而成的热压成形品，
具有第一成形区域和第二成形区域，第一成形区域及第二成形区域的化学成分组成相同，各成形区域的钢分别按质量％计含有：
C：0.1～0.3％、
Si：0.5～3％、
Mn：0.5～2％、
P：0.05％以下且不含0％、
S：0.05％以下且不含0％、
Al：0.01～0.1％、以及
N：0.001～0.01％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述第一成形区域显示出以下的金属组织，分别包含马氏体：80～97面积％、残留奥氏体：3～20面积％，余量组织为5面积％以下，所述第二成形区域显示出由以下构成的金属组织，退火马氏体或退火贝氏体：30～97面积％、淬火态马氏体：0～67面积％、残留奥氏体：3～20面积％。
2.根据权利要求1所述的热压成形品，其中，
所述钢中以质量％计还含有B：0.01％以下且不含0％和Ti：0.1％以下且不含0％作为其他的元素。
3.根据权利要求1或2所述的热压成形品，其中，
所述钢中以质量％计还含有合计为1％以下且不含0％的选自Cu、Ni、Cr及Mo中的1种以上作为其他的元素。
4.根据权利要求1或2所述的热压成形品，其中，
所述钢中以质量％计还含有合计为0.1％以下且不含0％的V和/或Nb作为其他的元素。
5.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成形来制造权利要求1或2所述的热压成形品的方法，
作为所述薄钢板，使用具有马氏体或贝氏体为80面积％以上的金属组织的钢板，
在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到Ac1相变点以上且相当于(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，
至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为20℃/秒以上的冷却和成形，
在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形。
6.一种热压成形品的制造方法，其特征在于，是通过将薄钢板分为至少包含第一及第二的多个区域而进行成形来制造权利要求1或2所述的热压成形品的方法，
在通过并行地进行包括将第一成形区域加热到Ac3相变点以上且1000℃以下的温度的第一加热处理、和将第二成形区域加热到Ac1相变点以上且相当于(Ac1相变点×0.2+Ac3相变点×0.8)的温度以下的第二加热处理的多个加热处理的加热工序将所述薄钢板加热后，
至少对第一成形区域及第二成形区域，均通过用模具进行冲压而开始平均冷却速度为20℃/秒以上的冷却和成形，
在比马氏体相变开始温度低50℃的温度以下结束成形。
CN201380012953.3A 2012-03-15 2013-03-15 热压成形品及其制造方法 Expired - Fee Related CN104204251B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-059448 2012-03-15
JP2012059448A JP5890711B2 (ja) 2012-03-15 2012-03-15 熱間プレス成形品およびその製造方法
PCT/JP2013/057469 WO2013137454A1 (ja) 2012-03-15 2013-03-15 熱間プレス成形品およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104204251A CN104204251A (zh) 2014-12-10
CN104204251B true CN104204251B (zh) 2016-08-24

Family

ID=49161349

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380012953.3A Expired - Fee Related CN104204251B (zh) 2012-03-15 2013-03-15 热压成形品及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9850554B2 (zh)
EP (1) EP2826879A4 (zh)
JP (1) JP5890711B2 (zh)
KR (1) KR20140129129A (zh)
CN (1) CN104204251B (zh)
WO (1) WO2013137454A1 (zh)

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016003389A (ja) * 2014-06-20 2016-01-12 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板、並びに該鋼板を用いた熱間プレス成形品及びその製造方法
JP6318971B2 (ja) * 2014-08-18 2018-05-09 株式会社豊田中央研究所 熱間プレス成形方法
KR101657376B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-13 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조 방법
JP6309480B2 (ja) * 2015-03-31 2018-04-11 住友重機械工業株式会社 成形装置
CN104831020A (zh) * 2015-04-03 2015-08-12 燕山大学 一种非均匀温度场下冲压淬火成形方法
US9968977B2 (en) * 2015-07-06 2018-05-15 GM Global Technology Operations LLC Method of shaping a component
KR101673342B1 (ko) * 2015-10-02 2016-11-16 현대자동차 주식회사 핫 스탬핑 방법 및 핫 스탬핑 강
WO2017098305A1 (en) * 2015-12-09 2017-06-15 Arcelormittal Vehicle underbody structure comprising a transversal beam of varying resistance to plastic deformation
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10288159B2 (en) 2016-05-13 2019-05-14 GM Global Technology Operations LLC Integrated clutch systems for torque converters of vehicle powertrains
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
JP6519565B2 (ja) * 2016-10-11 2019-05-29 トヨタ自動車株式会社 フロアパネル
CA3045170A1 (en) * 2016-11-25 2018-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing quenched molding, method for manufacturing hot press steel material, and hot press steel material
US10260121B2 (en) 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
BR112019018695A2 (pt) 2017-03-24 2020-04-07 Nippon Steel Corp membro de chapéu
WO2019003451A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019038788A2 (en) * 2017-08-25 2019-02-28 Metalsa India Private Limited IMPROVED TRANSVERSE ELEMENT AND TRANSVERSE ELEMENT ASSEMBLY FOR VEHICLE FRAME
US11613789B2 (en) 2018-05-24 2023-03-28 GM Global Technology Operations LLC Method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
CN112534078A (zh) 2018-06-19 2021-03-19 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有增强的机械性质的低密度压制硬化钢
CN111197145B (zh) 2018-11-16 2021-12-28 通用汽车环球科技运作有限责任公司 钢合金工件和用于制造压制硬化钢合金部件的方法
US11512373B2 (en) * 2019-03-20 2022-11-29 Nippon Steel Corporation Hot-stamping formed body
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
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
CN111235375A (zh) * 2019-10-28 2020-06-05 金华克钻特钢工具有限公司 一种锯片热处理工艺
CN113025877A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢
CN113025876A (zh) 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢组件

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011111333A1 (ja) * 2010-03-09 2011-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度プレス部材およびその製造方法
CN102304612A (zh) * 2011-09-20 2012-01-04 唐炳涛 超高强钢高温拼接淬火成形工艺及装置

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10208216C1 (de) 2002-02-26 2003-03-27 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines metallischen Bauteils
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4427465B2 (ja) * 2005-02-02 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 生産性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
DE102010004081C5 (de) * 2010-01-06 2016-11-03 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zum Warmformen und Härten einer Platine
JP5598157B2 (ja) * 2010-08-20 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
ES2656564T3 (es) * 2011-04-28 2018-02-27 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Artículo moldeado por prensado en caliente y método de fabricación del mismo
EP2719788B1 (en) * 2011-06-10 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding
JP5756773B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 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
JP5756774B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 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

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011111333A1 (ja) * 2010-03-09 2011-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度プレス部材およびその製造方法
CN102304612A (zh) * 2011-09-20 2012-01-04 唐炳涛 超高强钢高温拼接淬火成形工艺及装置

Also Published As

Publication number Publication date
US9850554B2 (en) 2017-12-26
JP5890711B2 (ja) 2016-03-22
EP2826879A4 (en) 2015-11-04
JP2013194249A (ja) 2013-09-30
US20140367002A1 (en) 2014-12-18
WO2013137454A1 (ja) 2013-09-19
KR20140129129A (ko) 2014-11-06
EP2826879A1 (en) 2015-01-21
CN104204251A (zh) 2014-12-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104204251B (zh) 热压成形品及其制造方法
CN104204252B (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
CN104160045B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN104160052B (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
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
CN103154279B (zh) 热成形钢坯的方法和热成形的部件
CN104936716B (zh) 热压成形钢构件的制造方法
CN103597107B (zh) 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
JP4575799B2 (ja) 成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
JP5883350B2 (ja) 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
CN105518162B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN105026065A (zh) 热压成形品及其制造方法
CN103620075A (zh) 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
CN102822375A (zh) 超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107532266A (zh) 镀覆钢板
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
CN108018484A (zh) 一种抗拉强度在1500MPa以上且成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法
CN108138290A (zh) 热冲压构件及其制造方法
CN103334057A (zh) 一种热轧马氏体钢及其生产方法
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
JP5894469B2 (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
CN108118242A (zh) 用于热成型钢坯料的方法
CN108624818A (zh) 400-500MPa级高均匀延伸率热连轧钢板及其制造方法

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

Granted publication date: 20160824

Termination date: 20210315

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee