本發(fā)明涉及一種用于要求耐撞特性的汽車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件的HPF成型構(gòu)件,更詳細(xì)而言,涉及一種如下的HPF成型構(gòu)件及其制造方法,即:將鋼材加熱到奧氏體單相區(qū),用模具急速冷卻,并實(shí)施熱軋成型,從而具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度。
背景技術(shù):
近來,汽車行業(yè)中為了車身輕量化及乘客保護(hù),對(duì)耐撞特性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼材開發(fā)及其適用的需求非常大。為了確保這樣的特性,熱衷于研究具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度的鋼材,但是,因超高強(qiáng)度不具有充分的成型性,難以成型具有復(fù)雜形狀的構(gòu)件,而且由于回彈而難以保證形狀的精度。
為了解決上述那樣的問題,提出了熱壓成型法(HPF,Hot Press Forming),作為這種方法可舉例在US6296805等中提出的技術(shù)。該專利公開的技術(shù)中,在高溫對(duì)具有耐熱性的熔融鍍鋁鋼材進(jìn)行熱處理后,通過熱成型而成型出構(gòu)件,接著進(jìn)行急速冷卻,在構(gòu)件整體上保證馬氏體,從而制造具有超高強(qiáng)度的HPF成型構(gòu)件。但是,通過上述技術(shù)制造出的HPF成型構(gòu)件中,為確保超高強(qiáng)度而在HPF成型構(gòu)件的整個(gè)厚度上主相為馬氏體,其分率為100%。偶爾在通過模具進(jìn)行的冷卻速度變慢或成型構(gòu)件為薄板鋼材(1mm以下)的情況下,在馬氏體晶界會(huì)生成鐵素體或/及貝氏體,這些導(dǎo)致HPF成型構(gòu)件的強(qiáng)度及彎曲性能降低,因此這些相被認(rèn)為是原來不期望的相。
另外,大家公認(rèn)評(píng)價(jià)HPF形成構(gòu)件的耐撞特性的代表性指標(biāo)為彎曲性。例如,如汽車B柱(B-pillar)等,所需要的特性(彎曲性)為,在車輛從側(cè)面被碰撞而HPF成型構(gòu)件彎曲時(shí),能夠使其彎曲至特定距離(角度)以上,而不斷裂。但是,已知的是,由于構(gòu)件自身的超高強(qiáng)度及組織上彎曲性脆弱的馬氏體,整個(gè)厚度由馬氏體及/或晶界鐵素體構(gòu)成的HPF成型構(gòu)件的彎曲性是差劣的。如果為了提高彎曲性而使HPF成型構(gòu)件的組織形成為貝氏體,則難以保證超高強(qiáng)度。
因此,本發(fā)明人研究了能夠確保HPF成型構(gòu)件的超高強(qiáng)度的同時(shí)能夠提高彎曲性來確保耐撞特性的方法。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素:
要解決的技術(shù)問題
本發(fā)明是為解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題而提出的,其目的在于,提供一種HPF成型構(gòu)件,其能夠適用于要求耐撞特性的汽車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件等中,且具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度,而且彎曲性優(yōu)異。
另外,本發(fā)明的目的在于,提供一種制造上述的HPF成型構(gòu)件的方法。
但是,本發(fā)明要解決的問題不限于上述提及的課題,本發(fā)明的技術(shù)領(lǐng)域人員可以通過以下記載內(nèi)容會(huì)明確理解沒有提及的其他問題。
解決問題的手段
為達(dá)到上述目的,本發(fā)明提供了一種彎曲性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件,所述HPF成型構(gòu)件在坯料鋼板的表面形成有熔融鍍鋁層,其中,
所述坯料鋼板以重量%計(jì)包含0.18-0.25%的C、0.1-0.5%的Si、0.9-1.5%的Mn、0.03%以下的P、0.01%以下的S、0.01-0.05%的Al、0.05-0.5%的Cr、0.01-0.05%的Ti、0.001-0.005%的B、0.009%以下的N、余量Fe及其他雜質(zhì),
在所述坯料鋼板的表層部,鐵素體相在厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成,鐵素體相在所述表層部所占的分率為5%以下;
在所述坯料鋼板的表層部,大小為1μm以下的碳化物以在整體碳化物分布中占90%以上的方式分散分布。
在本發(fā)明中,在所述表層部,大小為1-10μm范圍的碳化物的個(gè)數(shù)為每10mm2中五個(gè)以下。
另外,所述坯料鋼板可以是冷軋鋼板和熱軋鋼板中的一種鋼板。
優(yōu)選地,所述坯料鋼板還包含0.001-0.5%的Mo+W。
另外,優(yōu)選地,所述坯料鋼板還包含:含量之和在0.001-0.4%范圍的Nb、Zr、V中一種以上物質(zhì)。
另外,優(yōu)選地,所述坯料鋼板還包含0.005-2.0%范圍的Cu+Ni。
而且,優(yōu)選地,所述坯料鋼板還包含:含量之和在0.03%以下的Sb、Sn、Bi中一種以上物質(zhì)。
另外,本發(fā)明提供彎曲特性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法,其包括:
制造熱軋鋼板的工序,所述鋼板具有如上所述的鋼組成成分;
卷取所述熱軋鋼板的工序,在450-750℃的溫度范圍卷取滿足式1的時(shí)間;
對(duì)卷取的所述鋼板進(jìn)行冷軋后進(jìn)行退火,接著實(shí)施熔融鍍鋁的工序;
將所述熔融鍍鋁的鋼材升溫至850-1000℃的溫度后保持一定時(shí)間的工序;及
對(duì)經(jīng)過升溫的所述鋼材進(jìn)行熱軋成型,并以20-1000℃/s的冷卻速度冷卻至200℃以下的溫度范圍,從而制造HPF成型品的工序,
式1:190,000≤[卷取溫度(CT)×?xí)r間(分鐘)]/2≤350,000
式1中的時(shí)間是指從卷取溫度達(dá)到200℃為止所用的時(shí)間。
另外,在本發(fā)明中,優(yōu)選地,在執(zhí)行所述升溫工序后,保持1-1000秒。
另外,優(yōu)選地,將所述退火溫度控制在700-900℃范圍。
另外,優(yōu)選地,所述冷軋時(shí)冷軋壓下率在30-80%范圍。
另外,優(yōu)選地,在所述HPF成型構(gòu)件的所述坯料鋼板的表層部,鐵素體相在厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成,鐵素體相在所述表層部所占的分率為5%以下;在所述坯料鋼板的表層部,大小為1μm以下的碳化物以在整體碳化物分布中占90%以上的方式分散分布。
另外,在所述表層部,大小為1-10μm范圍的碳化物的個(gè)數(shù)可為每10mm2中五個(gè)以下。
另外,本發(fā)明提供冷軋鋼板的制造方法,其包括:
制造具有如上所述的鋼組成成分的熱軋鋼板的工序;
卷取所述熱軋鋼板的工序,在450-750℃的溫度范圍卷取滿足式1的時(shí)間;及
對(duì)卷取的所述鋼板進(jìn)行冷軋的工序,
式1:190,000≤[卷取溫度(CT)×?xí)r間(分鐘)]/2≤350,000
式1中的時(shí)間是指從卷取溫度達(dá)到200℃為止所用的時(shí)間。
另外,優(yōu)選地,所述冷軋時(shí)冷軋壓下率在30-80%范圍。
另外,本發(fā)明提供彎曲特性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法,其包括:
對(duì)所制造的上述冷軋鋼板進(jìn)行退火后實(shí)施熔融鍍鋁的工序;
將熔融鍍鋁的上述鋼材升溫至850-1000℃的溫度后保持一定時(shí)間的工序;及
對(duì)經(jīng)過升溫的所述鋼材進(jìn)行熱軋成型,并以20-1000℃/s的冷卻速度冷卻至200℃以下的溫度范圍,從而制造HPF成型品的工序。
另外,優(yōu)選地,本發(fā)明在執(zhí)行所述升溫工序后,保持1-1000秒。
另外,優(yōu)選地,將所述退火溫度控制在700-900℃范圍。
另外,優(yōu)選地,在所述HPF成型構(gòu)件的所述坯料鋼板的表層部,鐵素體相在厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成,鐵素體相在所述表層部所占的分率為5%以下;在所述坯料鋼板的表層部,大小為1μm以下的碳化物以在整體碳化物分布中占90%以上的方式分散分布。
另外,在所述表層部,大小為1-10μm范圍的碳化物的個(gè)數(shù)可為每10mm2中五個(gè)以下。
發(fā)明效果
具有如上所述結(jié)構(gòu)的本發(fā)明,能夠提供彎曲特性優(yōu)異且具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度的HPF成型構(gòu)件,因此能夠有效適用于需要耐撞特性的汽車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件等中。
附圖說明
圖1是示出本發(fā)明的一實(shí)施例的卷取溫度×?xí)r間和彎曲角度之間的相關(guān)關(guān)系的圖表。
圖2是將本發(fā)明的一實(shí)施例的預(yù)熱處理后鍍層正下方的坯料鋼板表層部微細(xì)組織和比較例進(jìn)行對(duì)比而示出的組織照片。
圖3是將本發(fā)明的一實(shí)施例的熱處理后鍍層正下方的坯料鋼板表層部Mn分布(EPMA)和比較例進(jìn)行對(duì)比而示出的照片。
圖4是比較例鋼板的熱軋表層的組織照片。
具體實(shí)施方式
以下參照附圖,對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)的說明。
為了制造具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度的HPF成型構(gòu)件,本發(fā)明人針對(duì)使成型構(gòu)件具有彎曲特性的方法進(jìn)行了反復(fù)研究和實(shí)驗(yàn)。其結(jié)果發(fā)現(xiàn),通過控制HPF成型構(gòu)件表層部的微細(xì)組織的同時(shí),控制表層部內(nèi)的碳化物大小及分率,能夠保證超高強(qiáng)度,還能夠顯著提高彎曲性。
詳細(xì)地講,發(fā)現(xiàn)如下事實(shí),即:通常的HPF成型構(gòu)件的表層部微細(xì)組織由馬氏體構(gòu)成而不具有鐵素體,并由于未對(duì)馬氏體內(nèi)的殘留碳化物進(jìn)行精密的控制,所以存在成型構(gòu)件的彎曲特性顯著降低的問題。尤其是發(fā)現(xiàn)了如下事實(shí),即:就熔融鍍鋁鋼材來講,進(jìn)行用于熱成型的熱處理時(shí)生成延展性差的金屬間化合物相,容易在鍍層產(chǎn)生龜裂,并使龜裂容易傳播至馬氏體基材,殘留在基材的粗大的碳化物作為龜裂成長的起點(diǎn)而發(fā)揮作用,從而存在彎曲特性顯著降低的問題。
考慮以上情況,本發(fā)明人發(fā)現(xiàn),在HPF成型構(gòu)件的鍍層正下方的坯料鋼板的表層部連續(xù)或不連續(xù)地生成鐵素體,對(duì)有效抑制鍍層中生成的微細(xì)龜裂傳播到基材中非常有效。而且,發(fā)現(xiàn)對(duì)于控制已經(jīng)少量傳播到基材的微細(xì)龜裂的成長速度來說,表層部內(nèi)的碳化物的大小及分率非常重要,從而提供了本發(fā)明。
首先,對(duì)本發(fā)明的彎曲特性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件進(jìn)行說明。
本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件具有在坯料鋼板的表面形成有熔融鍍鋁層的結(jié)構(gòu),所述坯料鋼板以重量%計(jì)包含0.18-0.25%的C、0.1-0.5%的Si、0.9-1.5%的Mn、0.03%以下的P、0.01%以下的S、0.01-0.05%的Al、0.05-0.5%的Cr、0.01-0.05%的Ti、0.001-0.005%的B、0.009%以下的N、余量Fe及其他雜質(zhì)而組成。
以下具體說明鋼組成成分及其限定理由。
0.18-0.25%的C
所述C是增加馬氏體強(qiáng)度的必要元素。如果C含量小于0.18%,則難以獲得為了確保耐撞特性的充分的強(qiáng)度。另外,如果超過0.25%,則降低板坯的沖擊韌性,而且還降低HPF成型構(gòu)件的焊接特性。
考慮以上情況,在本發(fā)明中,所述C的含量優(yōu)選控制在0.18-0.25重量%(以下,記載為%)。
0.1-0.5%的Si
所述Si在制鋼中作為脫氧劑而添加。如果Si含量小于0.1%,則無法進(jìn)行充分的脫氧,如果超過0.5%,則由于在鋼板表面生成的Si氧化物而無法保證良好的熔融鍍鋁表面質(zhì)量。為此,本發(fā)明將Si含量優(yōu)選控制在0.1-0.5%范圍。
0.9-1.5%的Mn
如Cr、B等,所述Mn為了確保鋼的淬透性而添加。如果Mn含量小于0.9%,則無法確保充分的淬透性并生成貝氏體,因而難以確保充分的強(qiáng)度。另外,如果其含量超過1.5%,則鋼板制造費(fèi)用增加,在鋼材內(nèi)使Mn偏析,嚴(yán)重降低HPF成型構(gòu)件的彎曲性。因此,在本發(fā)明中,Mn含量優(yōu)選控制在0.9-1.5%范圍。
0.03%以下的P(不包括0%)
所述P為晶界偏析元素,是阻礙HPF成型構(gòu)件的諸多特性的元素,因此盡量少添加為好。如果P含量超過0.03%,則成型構(gòu)件的彎曲特性、沖擊特性及焊接特性等劣化,因此優(yōu)選將其上限控制在0.03%。
0.01%以下的S(不包括0%)
所述S是鋼中存在的雜質(zhì),是阻礙成型構(gòu)件的彎曲特性及焊接特性的元素,因此盡量少添加為好。如果S含量超過0.01%,則成型構(gòu)件的彎曲特性及焊接特性等劣化,因此優(yōu)選將其上限控制在0.01%。
0.01-0.05%的Al
所述Al與Si類似地在制鋼中以脫氧作用為目的而添加。為了達(dá)到該目的,需要添加0.01%以上的Al,如果其含量超過0.05%,該效果將會(huì)飽和,且降低鍍覆材料的表面質(zhì)量,因此優(yōu)選將其上限控制在0.05%。
0.05-0.5%的Cr
所述Cr與Mn、B等相同地,為了確保鋼的淬透性而添加。如果所述Cr含量小于0.05%,則無法得到充分的淬透性,如果其含量超過0.5%,雖然充分確保淬透性,但其特性將會(huì)飽和,導(dǎo)致鋼材制造費(fèi)用上升。因此,在本發(fā)明中,所述Cr的含量優(yōu)選控制在0.05-0.5%范圍內(nèi)。
0.01-0.05%的Ti
所述Ti與鋼中作為雜質(zhì)殘留的氮結(jié)合而生成TiN,因此為了使對(duì)確保淬透性時(shí)必不可少的固溶硼殘留而添加。如果所述Ti含量小于0.01%,則無法期待充分的效果,如果其含量超過0.05%,則其特性飽和,還導(dǎo)致鋼材制造費(fèi)用的上升。因此,在本發(fā)明中,所述Ti的含量優(yōu)選控制在0.01-0.05%范圍內(nèi)。
0.001-0.005%的B
所述B與Mn及Cr相同地,為了確保HPF成型構(gòu)件的淬透性而添加。為了達(dá)到所述目的,應(yīng)添加0.001%以上,如果其含量超過0.005%,則其效果將會(huì)飽和,且使熱軋性顯著降低。因此,在本發(fā)明中,所述B含量優(yōu)選控制在0.001-0.005%范圍內(nèi)。
0.009%以下的N
所述N為鋼中存在的雜質(zhì),因此盡量少添加為好。如果N含量超過0.009%,則有可能導(dǎo)致鋼材表面不良,因而將其上限優(yōu)選控制在0.009%。
其次,更優(yōu)選地,構(gòu)成本發(fā)明的HPF成型構(gòu)件的坯料鋼板還包含以下成分。
0.001-0.5%的Mo+W
所述Mo和W作為淬透性及析出強(qiáng)化元素,具有進(jìn)一步確保高強(qiáng)度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001%,則無法得到充分的淬透性及析出強(qiáng)化效果,如果超過0.5%,則該效果將會(huì)飽和,還導(dǎo)致制造費(fèi)用的上升。因而,本發(fā)明中的所述Mo+W的含量優(yōu)選控制在0.001-0.5%范圍。
Nb、Zr、V中一種以上的含量之和在0.001-0.4%
所述Nb,Zr及V是用于提高鋼板的強(qiáng)度、晶粒微細(xì)化及熱處理特性的元素。如果所述Nb,Zr及V中的一種以上且含量之和小于0.001%,則無法期待所述的效果,如果其含量之和超過0.4%,則制造費(fèi)用將會(huì)過度上升。因此,在本發(fā)明中,這些元素的含量之和優(yōu)選控制在0.001-0.4%。
0.005-2.0%的Cu+Ni
所述Cu為通過生成微細(xì)的Cu析出物來提高強(qiáng)度的元素,所述Ni是有效提高強(qiáng)度及熱處理性的元素。如果所述成分之和小于0.005%,則無法得到充分的所期望的強(qiáng)度,如果超過2.0%,則操作性變差,導(dǎo)致制造費(fèi)用上升。因此,在本發(fā)明中,Cu+Ni的含量優(yōu)選控制在0.005-2.0%。
Sb、Sn、Bi中一種以上的含量之和在0.03%以下
所述Sb、Sn及Bi作為晶界偏析元素,在HPF加熱時(shí)濃化在鍍層和坯料鐵界面,從而能夠提高鍍層的緊貼性。由于能夠提高鍍層的緊貼力,因而有助于熱成型時(shí)防止鍍層的脫落。Sb、Sn及Bi具有類似的特性,因此可以混合使用三個(gè)元素,此時(shí),優(yōu)選使一種以上成分的含量之和在0.03%以下。這是因?yàn)?,如果所述成分的含量之和超過0.03%,則有可能熱成型時(shí)坯料鐵的脆性惡化。
以下,針對(duì)使用熔融鍍鋁鋼材并通過熱成型得到的本發(fā)明的成型構(gòu)件的微細(xì)組織,進(jìn)行說明。
首先,本發(fā)明的特征在于,在包括所述熔融鍍鋁層的HPF成型構(gòu)件的鍍層下部、坯料鋼板界面正下方表層部,鐵素體相在厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成。在此,所述表層部是指,從坯料鋼板界面至向內(nèi)部深度為50μm的區(qū)域。
本發(fā)明中,坯料鋼板表層部的鐵素體為非常重要的相,所述鐵素體應(yīng)在厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成。所述鐵素體如果沒有連續(xù)或不連續(xù)地生成,則合金化的鍍鋁層中生成的龜裂將會(huì)貫通由馬氏體構(gòu)成的坯料鋼板,從而降低成型構(gòu)件的彎曲特性。因此,所述表層部鐵素體在所觀察的厚度50μm以內(nèi)連續(xù)或不連續(xù)地形成。
并且,本發(fā)明中,在所述表層部中鐵素體相所占的面積分率相對(duì)于表層部的整體組織應(yīng)占5%以下。如果該面積分率超過5%,則伴隨著為形成表層部鐵素體而熱軋卷取溫度的過度上升,由此,表層脫碳時(shí)在表層鐵素體晶界生成Si及/或Mn氧化物,反而使制造出的HPF成型構(gòu)件的彎曲特性降低。進(jìn)而,表層脫碳過度進(jìn)行時(shí),還有可能使制造出的HPF成型構(gòu)件的強(qiáng)度降低,因此,在本發(fā)明中,所述表層部的鐵素體相的面積分率優(yōu)選控制在5%以下。
另一方面,在本發(fā)明中,為了制造具有優(yōu)異的彎曲特性的HPF成型構(gòu)件,將控制所述表層部內(nèi)存在的碳化物的大小及分布作為特征。具體而言,本發(fā)明中,在所述坯料鋼板表層部,大小為1μm以下的碳化物以在整體碳化物分布中占90%以上的方式分散分布。即使從鍍層向坯料鋼板傳播的龜裂由于在所述表層部中生成的鐵素體而被鈍化,但該龜裂也會(huì)沿著馬氏體和粗大的碳化物的邊界容易往坯料鋼板里側(cè)傳播。本發(fā)明中考慮到該局限性,為了抑制龜裂向所述的坯料鋼板內(nèi)部傳播,使大小為1μm以下的碳化物以在整體碳化物分布中占90%以上的方式分散分布。這樣的微細(xì)地分散分布的碳化物幾乎不受所述的龜裂傳播的影響,因此能夠有效抑制龜裂向坯料鋼板內(nèi)部傳播,能夠提高成型構(gòu)件的彎曲特性。
更優(yōu)選地,所述表層部內(nèi),將大小為1-10μm范圍的碳化物的個(gè)數(shù)控制成每10mm2中存在五個(gè)以下。通過控制這種粗大碳化物的個(gè)數(shù),能夠有效切斷龜裂傳播通路,能夠抑制HPF成型構(gòu)件的彎曲性的降低。
其次,對(duì)本發(fā)明的彎曲特性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件的制造方法進(jìn)行說明。
首先,制造具有如上所述的合金組成的熱軋鋼板。
這種熱軋鋼板的制造工序?yàn)橥ǔ5墓ば?,本發(fā)明并不限于特別的制造工序條件。例如,可通過以1000-1300℃對(duì)具有如上所述合金組成的鋼板坯進(jìn)行再加熱后,在Ar3-1000℃的溫度范圍進(jìn)行精熱軋,從而制造熱軋鋼板。
接著,在本發(fā)明中,在450-750℃的溫度范圍,將上述制造的熱軋鋼板卷取滿足以下式1的時(shí)間。
此時(shí),本發(fā)明中的所述卷取溫度是,對(duì)獲得制造出的HPF成型構(gòu)件表層部的微細(xì)組織及碳化物分布起重要作用的技術(shù)要素之一。如果所述卷取溫度小于450℃,在HPF熱處理后鍍層和坯料鋼板界面正下方的坯料鋼板無法形成充分的鐵素體。這是因?yàn)?,在鋼板表層部存在的C、Mn、Cr等元素在卷取中向表層部外面移走的量較少。詳細(xì)地講,HPF熱處理工序中,所述鐵素體的大部分在對(duì)鋼板進(jìn)行奧氏體熱處理后向模具搬運(yùn)時(shí)形成。推定其原因在于:在鋼板表層部存在充分的碳、錳、鉻等鐵素體形成元素時(shí),在表層部不生成鐵素體;所述元素不充分時(shí),在表層生成鐵素體。因此,所述卷取工序中,鋼板表層部因脫碳等而C、Mn及Cr含量不充分時(shí),后續(xù)的HPF熱處理工序中在表層部可以形成鐵素體。而且,在HPF熱處理工序中通過使鋼板表層部的冷卻速度比在中心部的速度更快,也能得到所述鐵素體。
另一方面,如果所述卷取溫度超過750℃,所述元素充分地向表層部外面移走,在HPF熱處理后能生成充分的鐵素體,但同時(shí)鋼中存在的Si及/或Mn與大氣中氧氣結(jié)合而在晶界生成氧化物,而且,在表層正下方生成大量粗大的碳化物,在HPF熱處理后也仍然殘留,彎曲試驗(yàn)時(shí)起到龜裂開始及傳播的路徑作用,會(huì)使彎曲性變差。因此,HPF熱處理后,為了得到規(guī)定的所期望的組織及碳化物分布,所述卷取溫度優(yōu)選控制在450-750℃。
本發(fā)明中,此時(shí)的卷取時(shí)間優(yōu)選滿足以下式1,通過滿足以下式1,能夠使限定所述卷取溫度的效果最大化。通過將卷取的熱軋板放入冷卻爐或加熱爐,能夠容易控制這樣的卷取時(shí)間。如圖1所示,滿足以下式1的范圍內(nèi)時(shí)顯示優(yōu)異的彎曲角度。
[式1]
190,000≤[卷取溫度(CT)×?xí)r間(分鐘)]/2≤350,000
*式1中的時(shí)間是指從卷取溫度達(dá)到200℃為止所用的時(shí)間。
之后,在本發(fā)明中,酸洗所述熱軋鋼板后,不進(jìn)行冷軋,可以直接進(jìn)行熔融鍍鋁處理后作為熱成型鋼材而使用。
另外,也可對(duì)所述熱軋鋼材進(jìn)行冷軋后實(shí)施熔融鍍鋁,之后作為熱成型用鋼材使用。此時(shí),在本發(fā)明中雖然對(duì)冷軋時(shí)的冷軋壓下率沒有限制,但優(yōu)選為30-80%。如果冷軋壓下率小于30%,則存在為了確保規(guī)定的冷軋厚度,需要進(jìn)而使熱軋鋼材變薄的問題,另外,難以控制冷軋鋼板的通過性(PASSING ABILITY)。另一方面,如果超過80%,在鋼材邊緣(edge)部容易發(fā)生龜裂,冷軋負(fù)載變大。
接著,如上制造的熱軋鋼板及冷軋鋼板經(jīng)過規(guī)定的退火工序后,可浸漬在鍍鋁浴,從而制造熔融鍍鋁鋼板。此時(shí),本發(fā)明中對(duì)所述的退火條件沒有限制,但退火溫度優(yōu)選控制在700-900℃范圍。另外,本發(fā)明中對(duì)所述熔融鍍鋁條件沒有限制,所述鍍鋁浴中Al為主成分,Si含量可在7-12%范圍內(nèi)。
并且,使所述熔融鍍鋁鋼板升溫至奧氏體單相區(qū)溫度范圍850-1000℃,并保持1-1000秒的時(shí)間。如果單相區(qū)加熱溫度小于850℃,在加熱爐中經(jīng)過熱處理后搬運(yùn)至模具的途中,在鋼板整體上形成鐵素體,從而無法確保熱處理后制造的最終成型構(gòu)件的規(guī)定強(qiáng)度。另一方面,如果單相區(qū)加熱溫度超過1000℃,則導(dǎo)致制造費(fèi)用上升,還有可能存在焊接性變差的問題。另外,更優(yōu)選地,所述升溫時(shí)保持1-100℃/s的升溫速度。
另外,在所述升溫后,優(yōu)選保持1-1000秒左右,其原因在于,如果保持時(shí)間小于1秒,則難以實(shí)現(xiàn)充分的奧氏體化,如果超過1000秒,則熱處理后制造的成型構(gòu)件的焊接性會(huì)降低。
接著,在本發(fā)明中,將經(jīng)過升溫的所述鋼板通過模具進(jìn)行熱軋成型,并以20-1000℃/s的冷卻速度冷卻至200℃以下,從而能夠制造出彎曲特性優(yōu)異的、具有1300MPa以上拉伸強(qiáng)度的超高強(qiáng)度的HPF成型構(gòu)件。如果冷卻速度小于20℃/s,則會(huì)生成貝氏體而無法保證規(guī)定的強(qiáng)度,如果超過1000℃/s,該程度會(huì)飽和,而且有可能導(dǎo)致過度的制造費(fèi)用。
就通過上述制造工序制造的HPF成型構(gòu)件而言,在其坯料鋼板的表層部的內(nèi)部,鐵素體相連續(xù)或不連續(xù)地形成在厚度50μm以內(nèi),鐵素體相在所述表層部所占的分率為5%以下。另外,在所述坯料鋼板表層部中,分散分布有大小為1μm以下的碳化物,且該碳化物在整體碳化物分布中占90%以上,從而能夠提供彎曲性優(yōu)異的HPF成型構(gòu)件。
以下,通過實(shí)施例進(jìn)一步詳細(xì)說明本發(fā)明。
(實(shí)施例)
【表1】
對(duì)具有如表1那樣組成的鋼板坯進(jìn)行真空熔化,再加熱溫度1200℃下加熱一小時(shí)并實(shí)施了熱軋。此時(shí),精熱軋溫度為900℃,卷取溫度(CT)及時(shí)間設(shè)定為表2中的條件,從而制造了熱軋鋼板。對(duì)制造的熱軋鋼板實(shí)施酸洗,接著以50%的冷軋壓下率進(jìn)行冷軋,從而制造最終厚度為1.5mm的冷軋鋼板。
并且,在780℃將所述冷軋鋼板進(jìn)行退火后實(shí)施了熔融鍍鋁。此時(shí)熔融鍍鋁浴中鋁為主成分,包含8.5%Si、2%Fe及其他雜質(zhì)。使用這種熔融鍍鋁鋼板進(jìn)行用于模擬熱成型的熱處理。即,將所述鍍覆鋼板放入到已加熱成930℃的加熱爐,接著在六分鐘后向模具搬運(yùn),并用模具實(shí)施了急速冷卻。
對(duì)于以上述方式制造的鋼板,測定坯料鋼板表層部內(nèi)的鐵素體相的存在與否及其分率、Si及Mn氧化物的存在與否、表層部內(nèi)碳化物的分率等,并把結(jié)果示出在以下表2。另外,測定了以上述的方式制造的成型構(gòu)件的機(jī)械特性,并把結(jié)果示出在以下表3中。
另一方面,本實(shí)驗(yàn)中,針對(duì)熔融鍍鋁層正下方的坯料鋼板的表層部中的鐵素體是否生成的情況及其分率,利用光學(xué)顯微鏡至少在三個(gè)部分進(jìn)行了觀察,之后再進(jìn)行圖像分析,從而做出判定。另外,利用SEM分析鐵素體晶界中可能存在的Si及Mn氧化物的存在與否,為了分析坯料鋼板表層部內(nèi)的碳化物分布,在表層部正下方抽取復(fù)型(replica)后通過TEM及EPMA測定了其大小及個(gè)數(shù)。
而且,對(duì)制造的所述鋼板通過JISZ22015號(hào)拉伸試片而測定了機(jī)械特性,關(guān)于彎曲特性,通過VDA238-xxx試驗(yàn)法,測定了最大負(fù)載下的彎曲角度,以使彎曲線和軋制方向呈直角的方式進(jìn)行了彎曲試驗(yàn),此時(shí),如果彎曲角度小于60度,則判定為不合格,如果在60度以上,則判定為合格。
【表2】
*表2中的S*為[卷取溫度(CT)×?xí)r間(分鐘)]/2,從卷取溫度達(dá)到200℃為止所用的時(shí)間
【表3】
可見,如表1-3所示,不僅是鋼組成成分,制造工序在于本發(fā)明范圍內(nèi)的實(shí)施例1-4的坯料鋼板表層部存在鐵素體相,其分率也為5%以下。另外,在所述的表層部不存在Si及/或Mn氧化物,另外,大小1μm以下的碳化物分率為90%以上,不存在粗大的1-10μm碳化物,因而能夠保證規(guī)定的彎曲性。這可以通過圖2、3的照片確認(rèn),附圖中記載為實(shí)施例的是指表2、3中的實(shí)施例1。
相對(duì)于此,在比較例1中,可以看出由于(卷取溫度×?xí)r間)/2太小,在坯料鋼板表層部沒有生成充分的鐵素體,無法保證規(guī)定的彎曲角度。另一方面,圖2-3中記載為比較例的是指表2、3中的比較例1。
另外,比較例2的坯料鋼板雖然在表層部生成了充分的鐵素體,但Si及/或Mn氧化物在鐵素體晶界以帶狀存在,而且生成了大量的粗大的碳化物,導(dǎo)致彎曲角度變得更差。圖4是比較例2的組織照片。
以上,參照實(shí)施例進(jìn)行了說明,但是本領(lǐng)域技術(shù)人員可以在不脫離以下權(quán)利要求書中記載的本發(fā)明思想的范圍內(nèi),對(duì)本發(fā)明進(jìn)行多種修改和變更。