技术领域
[0001] 本
发明涉及通
过热挤压成形制造的、韧性优异且
抗拉强度在1.8GPa以上的高强度的钢板构件及其制造方法。该钢板构件适合作为以
汽车的
车身结构部件、底部部件等为首的机械结构部件。本发明还涉及该钢板构件的制造所使用的
热挤压成形用钢板及其制造方法。
背景技术
[0002] 近年来，为了提高汽车的燃油效率，实现所使用的钢材的高强度化，减轻汽车的重量的努
力被推进。其结果是，在汽车上广泛利用的通过
薄钢板的挤压成形进行的构件的制造中，由于伴随着钢板的强度的增加而来的挤压成形性的降低，使制造复杂形状的构件变得困难。具体来说，有由于钢板的延性降低，引起在加工度高的部位断裂产生的回弹和壁弯曲变大，尺寸
精度劣化这样的问题发生。因此，特别在使用了具有780MPa以上的抗拉强度的高强度的钢板并通过挤压成形进行部件的制造中困难性纠结。
[0003] 如果不利用挤压成形而是利用辊成形，则对高强度钢板能够容易地进行加工。但是，辊成形只能适用于与纵长方向具有同样的剖面的部件的制造，因此在复杂的形状的构件的制造中不能利用。
[0004] 如GB 1490535所提出的，在挤压成形经过加热的钢板的被称为热挤压成形的方法中，因为高温的钢板变得软质且高延性，所以可以高尺寸精度地成形复杂的形状。而且，通过将钢板加热到奥氏体域之后进行挤压成形，并在用于挤压成形的金属模具内急冷成形品而淬火，由此在钢板的成形同时，能够达成因
马氏体
相变带来的钢板的高强度化。
[0005] 在特开平10-96031号
公报中，公开有一种预成形模压淬火法，其在室温下将钢板原材挤压成形为规定的形状后，将放入用于成形的金属模具中的这样的成形品加热至奥氏体域并进行急冷，由此同时进行钢板的高强
[0006] 上述的热挤压成形法和预成形模压淬火法，能够同时达成钢板的挤压成形和挤压成形品的高强度化。
[0007] 可是，若淬火后的成形品的抗拉强度达到1.8GP以上的高强度，则现有的热挤压成形法(包括预成形模压淬火法)，淬火后的的挤压成形品的韧性不充分，判明达不到实用
水平。实际上，至今为止还不知道有制造出了在热挤压成形的状态下韧性良好的、抗拉强度1.8GPa以上的高强度挤压成形品的例子。
[0008] 因此，在现有的热挤压成形中，为了制作抗拉强度为1.8GPa以上的可以实用的挤压成形品，就需要对已淬火的挤压成形品实施回火处理以提高其韧性。但是，在热挤压成形中，追加回火工序在作业效率和设备的点上会关系到显著的成本上升而不为优选。
发明内容
[0009] 本发明提供一种技术，其不用进行淬火后的回火，就可以实现韧性优异、且抗拉强度为1.8GPa以上的经热挤压成形的挤压成形品的制造。
[0010] 根据本发明，通过适当选择钢板的化学组成，并且适当控制钢板制造时的
热轧条件，以及根据情况适当控制其后的
冷轧、
退火、
合金化熔融
镀锌等
热处理条件，此外再通过适当控制热挤压成形后的淬火条件，则能够达成上述目的。
[0011] 在一个侧面，本发明是一种经热挤压成形的钢板构件，其以
质量％计具有如下化学组成：C：0.26～0.45％、Mn+Cr：0.5～3.0％、Nb：0.02～1.0％、满足下式(1)的量的Ti、Si：0～0.5％、Ni：0～2％、Cu：0～1％、V：0～1％、Al：0～1％、B：0～0.01％、Mo：0～1.0％、Ca：0～0.005％，和余量实质为Fe及杂质，并且，具有旧奥氏体平均粒径为10μm以下，含自动回火马氏体的微细组织，且抗拉强度为1.8GPa以上，
[0012] 3.42N+0.001≤Ti≤3.42N+0.5…(1)
[0013] 式中的Ti及N意思是钢中的该元素的含量(质量％)，N在钢中作为杂质被含有。
[0014] 在本发明中，热挤压成形除了是将钢板预先加热到奥氏体域(Ac3点以上)的
温度之后再进行挤压成形的狭义意思上的热挤压成形法以外，还包括以比奥氏体域低的温度(例如室温)进行挤压成形后，再在用于挤压成形的金属模具内将成形品加热至奥氏体域的温度，并进行淬火的预成形模压淬火法。
[0015] 所述化学组成，也可以以质量％计含有如下之中的1种或2种以上：Si：0.01～0.5％、Ni：0.01～2％、Cu：0.01～1％、V：0.01～1％、Al：0.01～1％、B：0.001～0.01％、Mo：0.01～1.0％及Ca：0.001～0.005％。
[0016] 在所述化学组成中，钢中作为杂质包含的P、S和N之中的1种或2种以上，以质量％计优选其含量满足P：0.005％以下、S：0.005％以下及N：0.002％以下。
[0017] 从另一侧面，本发明是一种热挤压成形用钢板，其能够制造具有上述化学组成的、抗拉强度在1.8GPa以上的经热挤压成形的钢板构件。
[0018] 本发明另外还提供一种热挤压成形的钢板构件的制造方法，其包括如下内容：将具有上述化学组成的钢板在Ac3点以上、(Ac3点+100℃)以下的温度域保持5分钟以下的时间后，对该钢板实施热挤压成形，并使达到Ms点的冷却速度为上临界冷却速度以上，且使Ms点至150℃的平均冷却速度为10～500℃/秒，如此来冷却经热挤压成形的高温的成形品。
[0019] 在第一形态中，热挤压成形的钢板构件还能够通过前述的预成形模压淬火法进行制造。该形态的钢板构件的制造方法包含的内容是，以比Ac3点低的温度，使用金属模具挤压成形具有上述化学组成的钢板，以经过挤压成形的钢板放入该金属模具中的状态，在Ac3点以上、(Ac3点+100℃)以下的温度域保持5分钟以下的时间，接着使达到Ms点的冷却速度为上临界冷却速度以上，且使Ms点至150℃的平均冷却速度为10～500℃/秒来进行冷却。该形态的挤压成形温度典型的是室温。
[0020] 本发明还提供一种特别适合用于预成形模压淬火法的、挤压成形性优异的热挤压成形用钢板的制造方法。该热挤压成形用钢板的制造方法包含的内容是，使具有上述化学组成的钢锭或钢坯达到1050～1300℃的温度之后供热轧，以800～950℃的温度结束该热轧，500～700℃的温度卷取由热轧得到的
钢带。
[0021] 该热挤压成形用钢板的制造方法也可以还包含如下工序：
[0022] (1)展开上述卷取的钢带，对该钢带实施除鳞处理和冷轧；
[0023] (2)将上述(1)中被冷轧的钢带，在(Ac1点+10℃)以上、Ac3点以下的温度域保持10秒钟以上之后，以1～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300～500℃的温度域，接着将该钢带在300～500℃的温度域保持30秒钟～10分钟后，1～50℃/秒的平均冷却速度冷却至室温；
[0024] (3)将上述(1)中被冷轧的钢带，在(Ac1点-100℃)以上、(Ac1点+30℃)以下的温度域保持1～24小时之后，以1～100℃/小时的平均冷却速度冷却至室温；
[0025] (4)展开上述卷取的钢带，对该钢带实施脱鳞处理和熔融镀锌，接着在500℃以上、Ac1点以下的温度域对该钢带实施合金化热处理；
[0026] (5)将上述(1)中被冷轧的钢带，在700～900℃的温度域实施退火之后，以1～60℃/秒的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度，对该钢带实施熔融镀锌，并在其后于
500℃～Ac1点的温度域实施合金化热处理；或者
[0027] (6)对上述(3)中冷却至室温的钢带实施熔融镀锌，并在其后于500℃～Ac1点的温度域实施合金化热处理。
[0028] 如此，本发明的热挤压成形用钢板，包含热轧钢板、冷轧钢板、经热处理的冷轧钢板、和以热轧钢板或冷轧钢板为基材的合金化熔融镀锌钢板。
[0029] 根据本发明，不用进行回火，就可以制造在热挤压成形和这时的回火状态下韧性优异、抗拉强度为1.8GPa以上的高强度热挤压成形钢板构件。其结果是，能够显著降低利用热挤压成形的高强度钢板构件的制造成本。
附图说明
[0030] 图1是临界冷却速度测定用的试验片的形状的说明图。
[0031] 图2是表示本发明的热挤压钢板构件的微细组织的TEM照片。
[0032] 图3是帽成形法的模式性的说明图。
具体实施方式
[0033] 以下更详细地说明本发明。在以后的说明中，关于钢板和镀敷的组成的“％”全部表示“质量％”。
[0034] 本发明中钢板的化学组成如下。
[0035] C：0.26～0.45％
[0036] C是提高钢板的淬火性，并且主要是决定淬火后强度(post-quenchingstrength)的非常重要的元素。为了在淬火后达到抗拉强度1.8GPa以上的高强度，至少使C含量为0.26％。另一方面，若C含量超过0.45％，则淬火后的钢板的强度过高，其韧性劣化显著。
优选的C含量为0.28～0.33％。
[0037] Mn+Cr：0.5～3.0％
[0038] Mn和Cr在提高钢板的淬火性，且在稳定得到高的淬火后的强度上是非常有效的元素。当Mn和Cr的合计含量(以下称为“(Mn+Cr)含量”)低于0.5％时，该效果不充分。另一方面，若(Mn+Cr)含量超过3.0％，则该效果饱和，稳定的强度确保反而困难。优选的(Mn+Cr)含量为0.8～2.0％。
[0039] Nb：0.02～1.0％
[0040] Nb具有的效果是，在将钢板加热到Ac3点以上时，抑制再结晶化，且形成微细的
碳化物，从而使奥氏体晶粒成为细粒，由此大大改善淬火后的钢板的韧性。为了确实地得到该效果而含有0.02％以上的Nb。但是，若Nb含量超过1.0％，则Nb的上述效果饱和，白白招致成本增加。优选的Nb含量为0.03～0.5％，更优选为0.04～0.15％。
[0041] Ti：满足(1)式(3.42N+0.001≤Ti≤3.42N+0.5)的量
[0042] Ti具有的效果是，在将钢板加热到Ac3点以上时，抑制再结晶化，且形成微细的碳化物，从而使奥氏体晶粒成为细粒，由此大大改善淬火后的钢板的韧性。为了确实地发挥Ti的效果而使Ti含量(％)为(3.42N+0.001)以上。N在钢中作为杂质被含有。N实质上为0％也可以。另一方面，若Ti含量(％)超过(3.42N+0.5)，则Ti的上述效果饱和，白白招致成本增加。优选的Ti含量为满足(3.42N+0.02≤Ti≤3.42N+0.08)的量。
[0043] Si：0～0.5％、Ni：0～2％、Cu：0～1％、V：0～1％、Al：0～1％[0044] 这些元素是任意添加元素，但均在提高钢板的淬火性，且稳定达成高的淬火后强度上有效，因此优选含有其1种或2种以上。这些元素的这一效果在Si：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cu：0.01％以上、V：0.01％以上、Al：0.01％以上时显著。但是，含有各元素达到其上限值以上，上述效果仍然小，且白白招致成本增加，因此各元素的含量为上述的范围。添加此1种或2种以上的元素时的优选含量为，Si：0.02～0.4％、Ni：0.02～1％、Cu：
0.02～0.8％、V：0.02～0.5％、Al：0.01～0.1％。
[0045] B：0～0.01％
[0046] B是任意添加元素。其在提高钢板的淬火性，且在稳定获得高的淬火后强度上有效。另外，B在
晶界偏析而提高晶界强度，具有使淬火后的钢板的韧性提高的效果，此外其加热时的奥氏体晶粒成长抑制效果也高。这些效果在B含量为0.001％以上时显著。但，若B含量超过0.01％，则这些效果饱和，且招致成本增加。使B含有时的优选的B含量为0.001～0.01％，更优选为0.001～0.0030％。
[0047] Mo：0～1.0％
[0048] Mo为任意添加元素。其具有的效果是，在将钢板加热到Ac3点以上时，形成微细的碳化物而使奥氏体晶粒成为细粒，因此会大大改善淬火后的钢板的韧性。这些效果在Mo含量为0.01％以上时显著。但是若Mo含量超过1.0％，则其效果饱和，白白招致成本增加。使Mo含有时的优选的Mo含量为0.01～1.0％，更优选为0.04～0.20％。
[0049] Ca：0～0.005％
[0050] Ca为任意添加元素，具有使钢中的夹杂物微细化，使淬火后的钢板的韧性提高的效果。这些效果在Ca含量为0.001％以上时显著。但是，若Ca含量超过0.005％，则其效果饱和。因此，使Ca含有时的优选的Ca含量为0.001～0.005％，更优选为0.002～0.004％。
[0051] 化学组成的余量本质上由Fe和杂质构成。杂质包括P、S、N这样的非金属元素和上述以外的金属元素。其中，P、S、N的含量优选如下。
[0052] P：0.005％以下
[0053] P是使淬火后的钢板的韧性大幅劣化的元素，因此优选为0.005％以下。更优选为0.003％以下。
[0054] S：0.005％以下
[0055] S是使淬火后的钢板的韧性大幅劣化的元素，因此优选为0.005％以下。更优选为0.003％以下。
[0056] N：0.002％以下
[0057] N在钢中形成夹杂物，是使淬火后的钢板的韧性劣化的元素，因此优选为0.002％以下。更优选为0.001％以下。
[0058] 优选P、S、N的至少1种含量如上所述。其余的杂质元素的含量也可以超过上述的上限，但P、S、N的全部的含量特别优选在上述的上限以下。
[0059] 本发明的经热挤压成形的钢板构件，具有抗拉强度为1.8GPa以上的高强度。该抗拉强度在热挤压成形工序中，通过继挤压成形后的淬火而达成。淬火通常在用于热挤压成形的金属模具内进行，但是并不限于此。
[0060] 如前述，这样的高强度的经热挤压成形的钢板构件，因为以往韧性会显著劣化，所以不能供实用。本发明的经热挤压成形的钢板构件，为了达成此1.8GPa以上这样的高强度，同时达成良好的韧性，而具有旧奥氏体平均粒径为10μm以下这样的晶粒被微细化了的微细组织。旧奥氏体平均粒径优选为8μm以下，更优选为4μm以下。旧奥氏体平均粒径如以下说明的，依存于热挤压成形前的加热条件(保持温度和保持时间)而变化。
[0061] 根据本发明，对于具有上述化学组成的钢板进行热挤压成形，但此时的热挤压成形前的加热条件(保持温度和保持时间)如下。
[0062] 在热挤压成形工序中，为了通过淬火而得到作为目标的强度和韧性，而在Ac3点以上、(Ac3点+100℃)以下和温度域保持供热挤压成形的钢板5分钟以下的时间。之所以使保持温度在Ac3点以上，是为了使钢的组织先成为奥氏体单相，通过淬火得到作为目标的强度。保持温度的上限及保持时间的上限，是为了将淬火后的旧奥氏体粒径抑制在10μm以下，即使钢板的抗拉强度为1.8GPa以上的强度也会达成良好的韧性。若使保持温度超过(Ac3点+100℃)或保持时间超过5分钟，则旧奥氏体晶粒成为10μm以上，在淬火后不能获得良好的韧性。更优选的保持温度为Ac3点以上、(Ac3点+50℃)以下，更优选的保持时间为2分钟以下。还有，因为旧奥氏体粒径越是细粒越为优选，所以保持时间的下限没有特别规定。
[0063] 本发明的热挤压成形也包含使用金属模具，本身没有特别限制。热挤压成形优选以上述条件预先加热钢板后再进行，但也能够遵循前述的预成形模压淬火法实施。这时，在上述条件下进行被预成形的成形品的加热即可。
[0064] 采用预成形模压淬火法时，以比Ac3点低的温度进行挤压成形，以将经挤压成形的钢板放入金属模具的状态，在Ac3点以上、(Ac3点+100℃)以下的温度域保持5分钟以下的时间，接着使达到Ms点的冷却速度为上临界冷却速度以上，且使Ms点至150℃的平均冷却速度为10～500℃/秒而进行冷却。预成形模压淬火法中的挤压成形通常以室温进行，但也能够挤压成形被加热到比Ac3点低的温度的钢板。
[0065] 用于热挤压成形工序(包括预成形模压淬火法)中的淬火的冷却条件及冷却方法如下。
[0066] 为了在得到抗拉强度为1.8GPa以上的强度的同时也稍微改善一下韧性，重要的是不要使通过热挤压成形而得到的钢板构件的淬火后的微细组织成为实质上只由马氏体构成的完全马氏体组织，而是成为也包含自动回火马氏体的组织。
[0067] 所谓自动回火马氏体，是不进行用于回火的热处理，而是在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，例如谷野、铃木著“
铁钢材料的科学-冷凝成铁的技术”内田老鹤圃，东京(2001)100页中解说。回火马氏体是在板条内析出微细
渗碳体，能够与完全马氏体相区别。
[0068] 在具有上述化学组成的钢板的情况下，含有自动回火马氏体的微细组织，其能够通过如下方式得到：使淬火时的冷却速度为上临界冷却速度，使达到Ms点不会发生扩散相变，其后，使Ms点至150℃的温度范围的平均冷却速度为10～500℃/秒。从Ms点至150℃的优选的平均冷却速度为15～200℃/秒。
[0069] 若在冷却中钢板温度到达Ms点，则由马氏体相变带来的相变发热发生，但该相变的发热量非常大。如上述，虽然从Ms点至150℃的温度范围的平均冷却速度比到达Ms点的冷却速度慢，但若以使Ms点以下的冷却与直至达到Ms点相同的冷却方法实施，则因为在Ms点的巨大的相变发热，所以有不能达成需要的冷却速度的情况。这种情况下，从Ms点至150℃的冷却需要比达到Ms点的冷却进行得更强，具体来说优选如下所述的方式。
[0070] 在热挤压成形法中，通常是在常温或数十℃左右的温度的钢制金属模具内进行挤压成形，由此通过金属模具在成冷却。冷却速度能够通过改变金属模具尺寸(例如厚度)而使金属模具的
热容发生变化，从而使之变化。另外通过将金属模具材质变成异金属(例如
铜等)也能够使冷却速度变化。不改变金属模具的尺寸和材质时，通过使用水冷型的金属模具而改变
冷却水量，也能够改变冷却温度。另外，使用预先切割有数处凹槽的金属模具，在挤压成形中使该凹槽中流通水，由此也能够改变冷却速度，而通过在挤压成形途中提高挤压成形机，其间在金属模具内使水流动也能够改变冷却速度。此外，改变金属模具间隙(clearance)，使之与钢板的
接触面积变化，也能够改变冷却速度。
[0071] 作为在Ms点前后改变冷却速度的方法，例如认为有以下方法。
[0072] (1)在到达Ms点之后，立即移至热容不同的金属模具或室温状态的金属模具中，从而改变冷却速度；
[0073] (2)在水冷金属模具的情况下，在到达Ms点之后，立即使金属模具的冷却水量变化而改变冷却速度；
[0074] (3)在到达Ms点之后，立即在金属模具和成形品之间流通水，通过使其水量变化，从而改变冷却速度。
[0075] 本发明的热挤压成形法的成形的方式没有特别限制，但如果例示，则有弯曲加工、拉延成形、
拉伸成形、扩孔成形、凸缘成形。挤压成形能够根据作为目的的钢板构件的种类适宜选择。作为热挤压成形的钢板构件的代表例，能够列举作为汽车用加强部件的车
门防撞条和
保险杠加强件等。本发明的钢板构件的制造方法，如果在成形同时或成形之后具有冷却钢板的手段，则也能够适用于挤压成形以外的成形法，例如辊成形。
[0076] 本发明的钢板构件也保持着良好的韧性。作为可经受实用的韧性的水平，-120℃2
下的摆锤冲击值优选为30J/cm 以上。
[0077] 热挤压成形的钢板构件，普通的是出去
氧化皮去除的目的而借助
喷丸进行处理。在该喷丸处理中，因为有对表面导入压缩
应力的效果，所以具有延迟断裂受到抑制，且疲劳强度提高这样的优点。
[0078] 热挤压成形中，钢板被加热到奥氏体温度域受到奥氏体相变。因此，与挤压成形温度低的预成形模压淬火法不同，其加热前在室温下的钢板的机械的特性不重要，因此对于钢板的种类和加热前的微细组织没有特别规定。即，热挤压成形用钢板无论使用热轧钢板、冷轧钢板(全硬材full hard、退火材)、镀敷钢板的哪种都可以。另外，其制造方法也没有特别限定。作为镀敷钢板，可列举
铝系镀敷钢板(例如熔融镀铝钢板、熔融55％Al-Zn合金镀敷钢板)、锌系镀敷钢板(例如
电镀或熔融镀锌钢板、熔融5％Al-An镀敷钢板、合金化熔融镀锌钢板、Ni-Zn合金电镀钢板)等。
[0079] 另一方面，预先以比室温或奥氏体域低的温度进行挤压成形的预成形模压淬火法这样的热挤压成形法，供热挤压成形的钢板优选尽可能软质的。例如，对于热轧钢板和实施了连续退火的冷轧钢板来说优选抗拉强度为780MPa以下，对于冷轧状态的钢板来说优选抗拉强度为780～1180Mpa，对于实施了装箱退火的冷轧钢板来说优选抗拉强度为590MPa以下。用于得到这样的软质钢板的合适的制造方法如下述。
[0080] 热轧
[0081] 使具有上述化学组成的钢锭或钢坯达到1050～1300℃的温度之后实施热轧而成为钢带。热轧以800～950℃的温度结束，以500～700℃的温度卷取得到的钢带。
[0082] 之所以使钢锭或钢坯为1050～1300℃，是为了使令加工性劣化的非金属夹杂物充分固溶。这一效果对于上述组成的钢板在1050℃以上才能确认。而达到1300℃以上，不仅效果饱和，而且氧化皮损失增加。该温度更优选为1050～1250℃，进一步优选为1050～1200℃。
[0083] 使供热轧的钢锭或钢坯的温度达到1050～1300℃的方法，不仅包括加热低于1050℃的钢锭或钢坯而达到1050～1300℃的情况，也包括不使连续
铸造后的钢锭或开坯
轧制后的钢坯了降低至低于1050℃而供热轧的情况。
[0084] 不要使热轧结束温度比Ar3点低。若以比Ar3点低的温度实施轧制，则加工铁素体残存，延性大幅劣化。上述化学组成的钢板如果热轧结束温度以800℃以上，则不会发生这些问题。另一方面，若热轧结束温度比950℃高，则存在发生氧化皮压入等的表面
缺陷的情况。因此，使热轧结束温度为800～950℃。
[0085] 若卷取温度过低，则珠光体、
贝氏体、马氏体这样的低温相变组织大量生成，铁素体组织减少，因此钢板强度变得过高。因此使卷取温度的下限为500℃。另一方面，若卷取温度过高，则氧化皮变厚，除鳞处理困难，因此卷取温度的上限为700℃。卷取浊更优选为550～650℃。
[0086] 如此制造的热轧钢带，为了在预成形模压淬火法中，在典型性的室温下的挤压成形中以热轧状态得到良好的成形性，作为以体积率计含有50％以上的铁素体的组织，抗拉强度优选为780MPa以下。组织的余量能够含有珠光体、贝氏体、马氏体及残留奥氏体的1种或2种以上。铁素体也可以含有渗碳体这样的Fe系碳化物和Ti系、Nb系、Mo系、Cr系、V系、Mn系碳化物。从成形性的观点出发，钢带强度越是低强度越为优选，但基于成本面和易于强度调整这样的点，则强度优选为590MPa以上，更优选为690MPa以上。
[0087] 对于在热轧后被卷取并放冷的钢带，通常在展开之后会利用
酸洗、喷丸、磨削等1种或2种以上，进行表面生成的氧化皮的除去(除鳞)处理。
[0088] 冷轧
[0089] 如上述对于经过热轧的钢带实施冷轧而作为冷轧状态的钢带用于挤压成形时，为了在利用预成形模压淬火法的热挤压成形中获得良好的成形性，作为以体积率计含有50％以上的铁素体的组织，抗拉强度优选为1180MPa以下。冷轧钢带的强度从成形性的观点出发越低越为优选，但基于成本面和易于强度调整这样的点而优选780MPa以上。冷轧钢带的抗拉强度优选为780～1100Mpa，更优选为780～1050Mpa的范围。冷轧时的压下率优选为30～80％，更优选为40～70％。
[0090] 退火方法
[0091] 如上述冷轧的钢带的退火，以展开状态进行的连续退火和卷取成卷状进行装箱退火均可。
[0092] 对冷轧钢带实施连续退火时，通过如下方式进行退火：加热至(Ac1点+10℃)以上、Ac3点以下，在该温度域保持10秒钟以上之后，以1～100℃/秒的平均冷却速度冷却至300～500℃的温度域，再在300～500℃的温度域保持30秒至10分钟以上，其后以1～50℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
[0093] 若这时的加热温度比(Ac1点+10℃)低，则再结晶无法充分进行，钢板的强度容易变高。另一方面，若加热温度比Ac3点高，则由于奥氏体单相化而引起在冷却中容易生成低温相变相，钢带的强度还是容易变高。若加热后的保持时间比10秒钟短，则作为置换元素的Mn等的偏析残留，退火后的微细组织不均一。而长时间加热会白白招致成本增加，因此加热后的保持时间优选为300秒以下。
退火气氛优选非氧化性气氛(例如98体积％N2+2体积％H2)。
[0094] 若退火时的平均冷却速度过快，则低温相变相大量生成，铁素体减少，钢带强度变高。另一方面，若平均冷却速度过慢，则生产效率降低。优选的平均冷却速度为1～20℃/秒，更优选为1～10℃/秒。
[0095] 之所以使冷却停止温度域为300～500℃，是为了尽可能抑制低温相变相的生成。冷却停止温度域优选为300～500℃，更优选为400～450℃。之所以在冷却停止温度域保持30秒～10分钟，是为了促进未相变奥氏体的铁素体相变。该保持时间优选为30秒～5分钟，更优选为30秒～3分钟。之后，将钢带以1～50℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
若这时的平均冷却速度比50℃/秒快，则低温相变相大量生成，钢带强度变高。另一方面，若平均冷却速度比1℃/秒慢，则生产效率降低。优选的平均冷却速度为1～10℃/秒。
[0096] 卷取冷轧钢带之后进行装箱退火时，在(Ac1点-100℃)以上、(Ac1点+30℃)以下的温度域保持1～24小时后，以1～100℃/小时的平均冷却速度冷却至室温，由此进行退火。若保持温度比(Ac1点-100℃)低，则钢带的抗拉强度无法充分降低。另一方面，若保持温度比(Ac1点+30℃)高，则渗碳体的再固溶-逆相变过度进行，在其后的冷却过程中生成低温相变相，钢带的抗拉强度变得过高。保持时间低于1小时时，钢带的强度降低不充分，而保持时间超过24小时其效果也是饱和，白白招致
能源的浪费。在退火后的冷却过程中，若冷却速度快，则低温相变相生成，因此越是尽可能慢越为优选。但是若过慢，则招致处理效率的降低，因此冷却速度为1～100℃/小时，优选为1～50℃/小时。
[0097] 装箱退火的炉内气氛优选为氮气的混入少，
露点尽可能低，含有氢95容积％以上的气体。
[0098] 如此得到的在冷轧后实施了退火的冷轧钢带，为了在利用预成形模压淬火法的热挤压成形中得到良好的成形性，作为以体积率计含有50％以上的铁素体的组织，钢带的抗拉强度在连续退火时优选为780MPa以下，装箱退火时优选为590MPa以下。钢带的抗拉强度越低越为优选，但基于成本面和易于强度调整这样的点，无论是哪种退火法的情况下，均优选为440MPa以上。
[0099] 熔融镀锌
[0100] 熔融镀锌对热轧钢带、冷轧钢带、冷轧后退火的钢带均能够实施。从制造成本的观点出发，熔融镀锌优选以连续熔融镀锌线进行。通常的连续熔融镀锌线连续配置有加热炉、冷却带、熔融锌镀槽、合金化炉。在此，就会对钢带的微细组织造成影响的、各阶段的优选的制造条件进行阐述。
[0101] 对冷轧状态的冷轧钢带实施退火时，优选使退火温度为700～900℃。在比700℃低的温度下，再结晶无法充分进行，钢带的强度容易变高。另一方面，在比900℃高的温度下，由于奥氏体单相化引起冷却中容易生成温相变相，钢带的强度还是容易变高。对于热轧钢带和实施了退火的冷轧钢带本来不需要实施退火。但是，从连续熔融镀锌线的作业性的观点出发，因为使加热温度成为显著低温困难，所以优选进行通常的作业范围内的加热。这时，出于上述理由，优选使最高加热温度为900℃以下。
[0102] 为了实施熔融镀锌而从退火温度或最高加热温度冷却钢带。该冷却时至500℃以下的温度域的平均冷却速度优选为1～60℃/秒。若冷却过快，则低温相变相大量生成，铁素体减少而钢带的强度变得过高。另一方面，若冷却过慢，则生产效率降低。
[0103] 熔融镀锌遵循常规方法，在收容有熔融的锌或锌合金(例如含有至5％的Al的锌合金)的镀槽中浸渍钢带并捞起即可。镀敷附着量的控制根据捞起速度和由
喷嘴喷出的抹拭气体(wiping gas)的流量调整来进行。
[0104] 实施了熔融锌的钢带，从镀槽捞出后，被送入气炉、
感应加热炉等的合金化炉中加热。通过此加热，在镀层与坯料钢带之间的金属扩散使合金化进行，镀层成为锌-铁合金。该加热温度(合金化温度)优选为500℃以上。若合金化温度比500℃低，则合金化速度慢，因此由于镀线速度的降低而阻碍生产性，或者需要使合金化炉延长等的设备上的应对。合金化温度越高，合金化速度越快，但若是合金化温度比Ac1点高，则出于与退火温度的上限和最高加热温度相同的理由而使钢带高强度化。合金化温度的优选范围是550～650℃。
[0105] 为了进行表面粗糙度的调整，也可以对于如上由各种制造方法制造的热挤压成形用钢板进行调质轧制。热挤压成形用钢板也可以是其他的镀敷钢板，例如55％Al-Zn合金镀敷钢板等铝系镀敷钢板也可以。
[0107] 以下的实施例是例示来发明的，而没有限制本发明的意图。
[0108] 以具有表1所示的化学组成的冷轧钢板(板厚：1.6mm)为坯料钢板。这些钢板是将实验室中熔炼的
板坯通过热轧和冷轧进行制造的钢板。
[0109] 此外，使用镀敷
模拟器，对钢种No.1的钢板实施镀Al(每个单面的镀敷附着量为2 2
120g/m)，对No.2的钢板实施熔融镀锌(每个单面的镀敷附着量为60g/m)。再对No.2的钢板进行合金化热处理(镀敷皮膜中的Fe含量为15质量％)。镀敷模拟器的退火温度为
800℃，从800℃至Ms点的平均冷却速度为5℃/秒。
[0110] 将这些钢板切割成1.6t×100w×200L(mm)的尺寸，在大气气氛的加热炉内，以表2的条件进行加热，使用平板的钢制金属模具对由加热炉取出之后的钢板进行热挤压成形。
所谓保持时间是指在装入炉中之后从钢板温度达到Ac3点时至从炉中取出的时间。在钢板上贴装
热电偶，进行冷却速度测定。
[0111] 对于得到的热挤压成形的钢板构件，供根据断面法进行的旧奥氏体粒径测定、拉伸试验(JIS5号试验片)。
[0112] 另外，层叠起从热挤压成形的钢板构件上切割下的厚1.6mm的钢坯6枚并进行螺钉连接后，制作V切口试验片，供-120℃下的摆锤冲击试验。韧性在-120℃下的冲击值为2 2
30J/cm 以上时为○(合格)，低于30J/cm 时为×(不合格)，其与冲击值一起显示。
[0113] 各钢板的Ac3点、Ms点和上临界冷却速度由以下方法测定。
[0114] 从热轧钢板上切割下直径3.0mm、长10mm的圆柱试验片(图1)，在大气中以10℃/秒的升温速度加热试验片至900℃，于该温度保持5分钟后，以各种冷却速度冷却至室温。通过测定这时的加热、冷却中的试验片的
热膨胀变化，测定Ac3点、Ms点。另外，进行得到的试验片的维氏硬度测定(
载荷49N，测定数：3)和组织观察，根据这些结果估算钢板的上临界冷却速度。
[0115] 这些结果显示在表3中。
[0116] 【表1】
[0117]
[0118] 【表2】
[0119]
[0120] 【表3】
[0121]
[0122] 在作为发明例的No.1～12中，热挤压成形的钢板构件，旧奥氏体粒径微细至10μm以下，抗拉强度为1.8GPa以上，且韧性值也良好。另一方面，作为比较例的No.13～
15，旧奥氏体粒径超过10μm，韧性值不佳。比较例之中，No.13和14是钢的化学组成脱离本发明的范围外的例子，No.15虽然钢的化学组成处于本发明的范围内，但却是从热挤压成形中的Ms点至150℃的平均冷却速度在本发明的范围外的例子。
[0123] 以透射
电子显微镜(TEM)观察热挤压的钢板构件的钢的微细组织时，No.1～No.14的钢板构件确认是含有自动回火马氏体的组织。另一方面，No.15的钢板构件完全是马氏体组织。热挤压成形的钢板构件即使具有含自动回火马氏体的组织，若旧奥氏体粒径超过10μm，则仍得不到良好的韧性。
[0124] 图2中显示作为发明例的No.2的热挤压成形的钢板构件的不同倍率下的TEM照片。上段为10000倍，下段为40000倍。组织的大半为马氏体，但在板条宽度大的部分，在此板条内部有微细的针状渗碳体析出，而成为自动回火马氏体，这特别能够由下段的40000倍的照片得到确认。例如，图中由箭头表示的地方是微细渗碳体。
[0125] 另外，对于钢种No.2的合金化熔融镀锌钢板，使用1.0t×80w×320L(mm)尺寸的毛坯，在大气气氛的加热炉内到达900℃后，在该温度保持1分钟，由加热炉取出，立即进行帽型的热挤压成形。图3是帽成形法的模式化的说明图。热挤压成形条件为，成形高度70mm，Rd(模具肩部R)8mm，Rp(冲头肩部R)8mm，间隙1.0mm，折叠压力(fold pressure)12.7kN。
[0126] 对于该帽成形品进行低温冲击试验。将构件冷却至-40℃后，由高度1000mm使重2450N(250kgf)的锤体碰撞构件，调查有无裂纹。其结果是没有裂纹发生，判明具有充分的韧性。
