热压构件用钢板及其制造方法

热压构件用钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供用于得到即使应用热压法也具有与同强度的通常的高强度钢板同等的优异疲劳特性的构件的钢板及其制造方法。一种热压构件用钢板，其特征在于，是含有下述化学成分的钢板，以质量%计，含有C：0.15～0.35%、Si：0.01～1.0%、Mn：0.3～2.3%和Al：0.01～0.5%，并且其余量为Fe和不可避免的杂质，作为该杂质限定为P：0.03%以下、S：0.02%以下和N：0.1%以下，在板厚方向上距该钢板表面20μm的位置的维氏硬度的标准偏差为20以下。该钢板通过再结晶退火工序制造，该再结晶退火工序包括：将对含有上述化学成分的钢进行热轧，其后冷轧得到的冷轧钢板以8～25℃/秒的平均加热速度从室温加热到600～700（℃）的第一阶段；和接着以1～7℃/秒的平均加热速度加热到720～820（℃）的第二阶段。
【专利说明】热压构件用钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及适合于作为能够得到高强度的构件的成形方法之一的热压法的热压构件用钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002]在汽车或建筑机械等领域，面向使用了高强度材料的质量减少的努力在积极地进行。例如汽车，以抵消伴随碰撞安全性的确保和高功能化的车体质量增加，进而使燃油效率提高削减二氧化碳的排放量为目的，高强度钢板的使用量正在稳定地增加。
[0003]在这样的高强度钢板的使用扩大的趋势中，最大的问题是在提高钢板的强度的情况下不可避免的、被称为“形状冻结性的劣化”的现象的显著化。该现象，是由于成形后的回弹量伴随着高强度化增加，从而得到目标形状变得不容易的现象的总称。为解决该问题，进行了低强度材料(形状冻结性优异、或不成为问题的材料)不需要的加工工序的追加(例如精压(restrike))或变更制品形状。
[0004]作为解决这样的状况的一种方法，被称为热压(热冲压，hot stamping)法的热成形方法受到关注。这是通过将钢板(被加工材料)加热到指定的温度(一般是成为奥氏体相的温度)降低强度(即，使成形变得容易)后，用与被加工材料相比为低温(例如室温)的模具成形，由此在容易地赋予形状的同时，进行利用了两者的温度差的急冷热处理(淬火)确保成形后的制品的强度的方法。
[0005]关于适合于这样的热压法的钢板和其成形方法报告了一些技术。
[0006]在专利文献I中，公开了下述钢板:通过使钢板含有的元素的量和元素的量之间的关系在指定的范围，能够得到在热成形加工(与热压同义)后冲击特性和延迟断裂特性优异的构件。
[0007]在专利文献2中，公开了下述方法:通过与上述同样地使钢板含有的元素的量和元素的量之间的关系在指定的范围，并且在氮化气氛或渗碳气氛中进行钢板的成形前的加热从而得到高强度部件。
[0008]在专利文献3中，记述了通过规定钢板的化学成分和显微组织，并且限定加热条件和成形条件从而以高生产率得到热压制品的方法。
[0009]最近，热压法其有用性已被广泛认知，被研究应用的构件也涉及多方面。其中，也开始包含例如像汽车的行驶部件那样，不仅作为部件的强度，其疲劳特性也是重要的必要特性之一的部件。
[0010]钢板的疲劳特性，相应于静态强度而提高，因此虽然对于采用热压法进行了高强度化的钢板(制品)可期望相应的疲劳特性，但若与相同强度的不采用热压法的钢板(控制钢板的化学成分、制造方法而制造的高强度钢板，以下，称为“通常的高强度钢板”)(制品)相比较，则根据制造条件前者的疲劳特性比后者差已变得明显。
[0011]加以详细的研究后，发现了与“通常的高强度钢板”的最表面的硬度的偏差(波动、参差不齐)相比，使用热压法被进行高强度化的钢板(制品)的最表面的硬度的偏差大这一特征，得出了该硬度的偏差与疲劳特性有关系的结论。
[0012]虽然硬度的偏差与疲劳特性的关系不一定明确，但是像用热压法制造的高强度构件(例如抗拉强度为1500MPa以上)中对于疲劳特性的切口(应力集中)敏感性的影响极大，因此推断该硬度的偏差正是与表层的平坦度相等同的指标。
[0013]于是，研究了用于在热压后尽可能减小硬度的偏差的技术的结果，发现了热压前的钢板的表层硬度的偏差有着影响。站在这样的观点针对热压用的钢板进行研究的文献尚未发现。
[0014]专利文献I记述了以N1、Cu、Sn的某一种为必需的、改善了冲击特性及延迟断裂特性的热成形加工用钢板，但对于疲劳特性和热压前的表层硬度的偏差并未言及。
[0015]在专利文献2中，是涉及通过在渗碳气氛中进行加热从而提高成形品的强度的技术的文献，但对于疲劳特性和热压前的表层硬度的偏差并未言及。在渗碳气氛中的加热是必需的，与大气加热相比制造成本上升，另外，在作为碳源使用一氧化碳的情况下，也担心为确保操作上的安全性需要很多费用，认为不能成为可简单地实施的技术。
[0016]在专利文献3中对于疲劳特性和热压前的表层硬度的偏差也没有言及。
[0017]相对于此作为得到具有与“通常的高强度钢板”相同程度的疲劳特性的热压用的钢板的技术，有专利文献4，另外，在使用实施了镀Zn的钢板的情况虽然是固有技术但作为使采用热压法制造的构件的疲劳特性提高的技术已知专利文献5。
[0018]在专利文献4中，公开了通过使含有Ce氧化物的微细粒子由钢板表面分散在稍内侧从而改善热压后的疲劳特性的技术，但因为需要高度的炼钢技术所以存在即使是本领域技术人员实施也未必容易的问题。
[0019]专利文献5的技 术，是涉及热压技术的设备的技术，存在若没有新的设备投资则即使是本领域技术人员也无法享有其益处的问题。
[0020]这样，实际情况是，虽然需要用于采用能够比较容易地确保与相同强度的“通常的高强度钢板”相同程度的疲劳特性的热压法进行高强度化的钢板(制品)的、热压法用的钢板，但是解决那样的课题的技术并未找到。
[0021]在先技术文献
[0022]专利文献
[0023]专利文献1:日本特开2005-139485号公报
[0024]专利文献2:日本特开2005-200670号公报
[0025]专利文献3:日本特开2005-205477号公报
[0026]专利文献4:日本特开2007-247001号公报
[0027]专利文献5:日本特开2007-182608号公报

【发明内容】

[0028]本发明的课题是鉴于上述实际情况，提供一种热压构件用钢板及其制造方法，上述热压构件用钢板在对钢板应用热压法制造制品时，能够成为具有与控制钢板的化学成分和/或制造方法制造的高强度钢板(“通常的高强度钢板”)相同程度的优异的疲劳特性的高强度钢板的制品。
[0029]本发明人为解决这样的课题反复认真研究。其结果，发现了如果热压前的钢板表层附近的硬度的偏差为指定的范围以内，则对热压后的钢板(制品)的疲劳特性提高极为有效。另外，也发现得到那样的钢板，可通过控制对进行了冷轧的钢板再结晶退火时的条件来达成，进而反复试验从而完成了本发明。
[0030]本发明的要旨如下。
[0031](I) 一种热压构件用钢板，其特征在于，是含有下述化学成分的钢板，以质量％计，含有
[0032]C:0.15 ?0.35%、
[0033]Si:0.01 ?1.0%、
[0034]Mn:0.3 ?2.3%、和
[0035]Al:0.01 ?0.5%,并且，
[0036]其余量为Fe和不可避免的杂质，
[0037]作为该杂质，限定为:
[0038]P:0.03% 以下、
[0039]S:0.02% 以下、和
[0040]N:0.1% 以下，
[0041]在板厚方向上距该钢板表面20 μ m的位置的维氏硬度的标准偏差为20以下。
[0042]( 2)根据(I)所 述的热压构件用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自下述化学成分中的一种或两种以上:
[0043]Cr:0.01 ?2.0%、
[0044]Ti:0.001 ?0.5%、
[0045]Nb:0.001 ?0.5%、
[0046]B:0.0005 ?0.01%、
[0047]Mo:0.01 ?1.0%、
[0048]W:0.01 ?0.5%、
[0049]V:0.01 ?0.5%、
[0050]Cu:0.01 ?1.0%、和
[0051]N1:0.01 ?5.0%。
[0052](3)根据(I)或(2)所述的热压构件用钢板，其特征在于，在上述钢板的表面具有
5μ m?50 μ m的厚度的镀Al层、5μηι?30μηι的厚度的镀Zn层或5 μ m?45 μ m的厚度的Zn-Fe合金层的任一种。
[0053](4) 一种热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，在将含有下述化学成分的冷轧钢板再结晶退火的工序中，包括:
[0054]以8?25°C /秒的平均加热速度从室温加热到温度M (°C )的第一阶段；和
[0055]接着以I?TC /秒的平均加热速度加热到温度S (°C )的第二阶段，
[0056]温度M ( O )为 600 ?700 (°C),
[0057]温度S (°C )为 720 ?820 (°C )，
[0058]上述化学成分以质量％计，含有
[0059]C:0.15 ?0.35%、
[0060]Si:0.01 ?1.0%、[0061]Mn:0.3 ?2.3%、和
[0062]Al:0.01 ?0.5%,并且，
[0063]其余量为Fe和不可避免的杂质，
[0064]作为该杂质，限定为:
[0065]P:0.03% 以下、
[0066]S:0.02% 以下、和
[0067]N:0.1% 以下。
[0068](5)根据(4)所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，上述钢以质量％计，还含有选自下述化学成分中的一种或两种以上:
[0069]Cr:0.01 ?2.0%、
[0070]Ti:0.001 ?0.5%、
[0071]Nb:0.001 ?0.5%、
[0072]B:0.0005 ?0.01%、
[0073]Mo:0.01 ?1.0%、
[0074]W:0.01 ?0.5%、
[0075]V:0.01 ?0.5%、
[0076]Cu:0.01 ?1.0%、和
[0077]Ni:0.01 ?5.0%。
[0078](6)根据(4)或(5)所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧工序的热轧率为60?90%，上述冷轧工序的冷轧率为30?90%。
[0079](7)根据(4)?(6)的任一项所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与上述再结晶退火工序接续，将上述钢板浸溃在Al浴中，在表面形成镀Al层的工序。
[0080](8)根据(4)?(6)的任一项所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与上述再结晶退火工序接续，将上述钢板浸溃在Zn浴中，在表面形成镀Zn层的工序。
[0081](9)根据(4)?(6)的任一项所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与上述再结晶退火工序接续，将上述钢板浸溃在Zn浴中，在表面形成镀Zn层后，进一步加热到600°C以下，在上述表面形成Zn-Fe合金层的工序。
[0082]本发明的热压构件用钢板，可以用现有的炼铁设备制造，另外使用本发明的热压构件用钢板，用广泛普及的热压设备成形得到的成形品(热压构件)的疲劳特性也与相同强度的“通常的高强度钢板”为同等，因此具有扩大热压构件(部件)的应用范围的效果。
【专利附图】

【附图说明】
[0083]图1是表示用于本发明的实施例的热压法用的平板压制模具的立体图。
[0084]图2是表示疲劳试件的图。
[0085]图3是表示在与图2所示的疲劳试件的龟裂进展区域相同尺寸的硬度测定用试件中，测定了硬度的地方的立体图。
[0086]图4是表示实施例1的热压构件用钢板的疲劳极限比和热压前的硬度的标准偏差的关联的图。
[0087]图5是模式地表示采用热压法成形为帽型的钢板(构件)的立体图。[0088]图6是表示实施例2的热压构件用钢板的疲劳极限比和热压前的硬度的标准偏差的关联的图。
【具体实施方式】
[0089]本发明人使用以质量％计，含有C:0.23%,S1:0.5%和Mn:1.6%的钢板制作热压构件，进行了评价其特性的研究。疲劳特性也是其特性之一，在该过程中，发现了存在虽然钢板的化学成分相同且抗拉强度几乎相同但是疲劳特性不同的热压构件。于是，详细调查了它们的差异后，得知热压构件的表层附近的硬度的偏差存在差异。因此，进一步也使化学成分和/或冷轧钢板的再结晶条件广泛地变化调查了热压构件的疲劳特性，发现了热压构件的疲劳特性与其表面硬度的偏差存在较强关联，要得到疲劳特性优异的热压构件，使热压前的钢板的表面硬度的偏差在指定的范围内是有效的，进而，为了得到那样的钢板，可通过将对冷轧过的钢板进行再结晶退火时的条件控制在指定的范围内。
[0090]详情在实施例之中阐述，立足于这样的实验结果，实验性地明确适当硬度的偏差的范围和退火条件从而完成了本发明。
[0091]钢板的化学成分
[0092]首先，针对钢板的化学成分进行说明。在此，对于成分的“％”是指质量％。
[0093]〈C:0.15 ?0.35%>
[0094]C是在采用热压法将钢板高强度化方面最重要的元素。为了在热压后得到至少1200MPa左右的强度，必须含有0.15%以上。另一方面，若含有超过0.35%，则担心韧性的劣化从而以0.35%为上限。
[0095]〈Si:0.01 ?1.0%>
[0096]Si是固溶强化元素 ，直到1.0%能够有效地利用。但是若含有其以上，则担心在成形后进行化学转化处理或涂装时产生不良情况，因此以1.0%为上限。下限没有特别的限定，能够得到本发明的效果。但是超出必要地降低只会提高炼钢负荷因此设为起因于脱氧而含有的基准的0.01%以上。
[0097]〈Mn:0.3 ?2.3%>
[0098]Mn在与Si同样作为固溶强化元素发挥作用之外，是提高钢板的可淬性的有用的元素，其效果在0.3%以上可确认到。但是即使含有超过2.3%效果也饱和因此以2.0%为上限。
[0099]〈P:0.03% 以下〉、〈S:0.02% 以下〉
[0100]两元素都是不可避免的杂质，由于会对热加工性产生影响因此必须限制在上述的范围。
[0101]〈Al:0.01 ?0.5%>
[0102]Al由于适宜作为脱氧元素因此可含有0.01%以上。但是若大量含有则会形成粗大的氧化物损害钢板的机械性质因此其上限设为0.5%。
[0103]〈N:0.1% 以下〉
[0104]N是不可避免的杂质，由于容易与T1、B结合因此必须进行控制以不减少那些元素的目标效果，只要是0.1%以下即可容许。优选为0.01%以下。另一方面，超出必要地降低会对炼钢工序造成巨大的负荷因此以0.0010%为下限的基准即可。[0105]〈Cr:0.01 ?2.0%>
[0106]Cr是具有提高可淬性的效果的元素因此可以适当使用。其效果变得明显是0.01%以上。另一方面，即使超过2.0%地添加其效果也饱和因此以2.0%为上限。
[0107]〈T1:0.001 ?0.5%>
[0108]Ti通过其氮化物的形成起到稳定地发挥后述B的效果的作用所以是可以有效地利用的元素。为此需要0.001%以上的添加，但是若过剩地添加则氮化物变得过剩，会导致韧性和剪切面性状的劣化因此以0.5%为上限。
[0109]〈Nb:0.001 ?0.5%>
[0110]Nb形成碳氮化物提高强度因此是可以有效地利用的元素。其效果在0.001%以上可确认到，但是若含有超过0.5%则存在损害热轧的可控性的顾虑因此以0.5%为上限。
[0111]〈B:0.0005 ?0.01%>
[0112]B是提高可淬性的元素，在0.0005%以上其效果变得明显。另一方面，过剩的添加会导致热加工性的劣化和延展性的降低因此以0.01%为上限。
[0113]〈Mo:0.01 ?1.0%>、〈W:0.01 ?0.5%>、〈V:0.01 ?0.5%>
[0114]这些元素都是具有提高可淬性的效果的元素因此可以适当使用。其效果变得明显，无论针对哪个都是0.01%以上。另一方面，因为是高价的元素，所以优选以效果饱和的浓度为上限。对于Mo是1.0%，对于W和V是0.5%。
[0115]〈Cu:0.01 ?1.0%>
[0116]Cu通过添加0.01%以上的Cu具有提高钢板的强度的效果。但是过剩的添加会损害热轧钢板的表面品位因此以1.0%为上限。
[0117]〈N1:0.01 ?5.0%>
[0118]Ni具有提高可淬性的效果因此是可以有效地利用的元素，其效果在0.01%以上变得明显。另一方面，由于是高价的元素，因此以其效果饱和的5.0%为上限。另外，也具有抑制由上述Cu导致的热轧钢板的表面品位降低的作用，因此优选与Cu同时含有。
[0119]再者，在本发明中上述以外的成分为Fe，容许从废铁等的熔解原料或耐火材料等混入的不可避免的杂质。
[0120]钢板表面硬度的偏差
[0121 ] 针对钢板表面硬度的偏差进行说明。
[0122]首先，针对钢板表面的硬度的确定(测定)方法进行阐述。
[0123]钢板表面的硬度，理想的是应该将钢板表面作为上面，使板厚方向与垂直方向一致用硬度计(例如维氏硬度计)测定，但为了明显地辨识压痕(精度良好地测定压痕的尺寸)，需要对表面(测定面)进行研磨等一定的加工。在这样的加工(例如机械性研磨)中，从原来的表面至少数十μm左右被除去。另外，即使使用酸等化学性地研磨在除去上也没有变化，反而大多会平坦度恶化。因此，用这样的方法确定(测定)钢板表面的硬度是不现实的。
[0124]于是本
【发明者】们选择在平行于钢板的板厚方向的截面上确定硬度。这样钢板表面可以无加工(不会被除去)地测定。但是，在该情况下，可用如上所述的硬度计测定的位置就变为距表面沿板厚方向的略内部。因此作为次佳的方案，通过尽可能地以低载荷附加压痕从而得到更接近于表面的部位的信息。[0125]具体可参照图3。首先将测定面(钢板截面)研磨成镜面。使用维氏硬度计，试验载荷(压入压头的载荷)设为10gf，压入时间为15秒，板厚方向的测定位置选为距钢板表面20 μ m处。本说明书中使用的“钢板表面的硬度”是指基于以上的方法确定的硬度。
[0126]另外，作为钢板的表层，具有镀Al层、镀Zn层和Zn-Fe合金层的任一种的钢板中的钢板表面的硬度，在距镀层和钢板的界限(界面)20 μ m的位置测定。
[0127]例如，实施例中使用的钢板的镀Al层，认为是由以Al作为主成分的外侧的层、和被认为是Al与Fe的反应层的内侧(钢板侧)的层两层构成的，因此在距内侧的层和钢板的界限在板厚方向上20 μ m的位置测定硬度，将其作为钢板的表面硬度。
[0128]接着，实施例中使用的钢板的镀Zn层，认为是由以Zn作为主成分的外侧的层、和Fe与被微量添加在Zn浴中的Al的反应层的内侧的层两层构成的，因此在距内侧的层和钢板的界限在板厚方向上20 μ m的位置测定硬度，将其作为钢板的表面硬度。
[0129]再者，实施例中使用的钢板的Zn-Fe合金层，认为是由以Zn和Fe构成的多个合金层构成的，因此在距最内侧的层和钢板的界限在板厚方向上20 μ m的位置测定硬度，将其作为钢板的表面硬度。
[0130]出于求出硬度的偏差的目的，在图2所示的疲劳试件的对应于疲劳龟裂进展区域
(21)的区域进行了上述的测定。图3是表示测定硬度的地方的立体图。在距钢板的表面或钢板和镀层的界面在板厚方向上20 μ m的位置，压入维氏硬度计的压头。如图3所示，以0.1mm的压痕间隔，将该操作在与钢板的表面平行的方向每一测定试料进行300点(以测定长度计遍及30mm)(第一测定面)。进而对于从预先制取的第一测定面相距5mm的另一处(第二测定面)进行相同操作。
[0131]如此针对共计600点求出硬度，计算以此作为总体的标准偏差，作为偏差的指标。
[0132]再者，与上述的测定长度30mm相距5mm的2部位，进行确定以使得与后述的疲劳试件的龟裂进展区域一致。
[0133]在以下的实施例说明的实验中，针对热压后的疲劳极限比显示0.4以上的钢板和其以下的钢板，比较了钢板表层的硬度的偏差，前者标准偏差为40以下。于是进一步详细地进行了调查，明确了热压后的硬度的偏差以标准偏差计变为40以下，是用同样的方法确定的热压前的钢板的硬度的偏差以标准偏差计为20以下的时候。
[0134]在本发明中，规定为距钢板表面在板厚方向上20 μ m的位置的维氏硬度的标准偏差为20以下是基于这样的实验结果而来的。
[0135]热压构件用钢板的制造方法
[0136]最后，针对本发明的热压构件用钢板的制造方法进行说明。
[0137]本发明的热压构件用钢板基于常法进行炼钢、铸造、热轧、酸洗工序、冷轧的各工序，制成冷轧钢板。炼钢工序中在上述的本发明的范围内进行化学成分的调整后，在连铸工序中制成板坯，例如，以1300°C以下的加热温度开始热轧，在900°C左右使轧制完成。卷绕温度例如可选择600°C等。热轧率定为60?90%即可。经过酸洗工序进行冷轧。轧制率可从30?90%的范围选择。
[0138]用于使这样制造的冷轧钢板再结晶的退火工序是极为重要的。退火工序使用连续退火设备进行，包括以8?25°C /秒的平均加热速度从室温加热到温度M (0C)的第一阶段、和接着以I?TC /秒的平均加热速度加热到温度S (°C)的第二阶段两个阶段的构成。在此，温度M为600?700 (°C)，温度S为720?820 (°C)是必要的。这些条件是基于在以下记载的实施例中说明的实验结果确定的。
[0139]虽然在以这样的条件再结晶退火的情况下，能够得到在距钢板表面在板厚方向上20 μ m的位置测定的维氏硬度的标准偏差为20以下的、硬度的偏差小的钢板的原因并不一定清楚，但因为优选结晶粒径的分布尽可能均匀、且碳化物的尺寸和分布也同样尽可能均匀，所以从再结晶晶粒径的分布和碳化物的尺寸及分布的观点出发推断如下。
[0140]由于冷轧过的钢板的再结晶过程是复杂的，将针对称为再结晶的现象的加热速度和在该加热速度下的最高加热温度具有的意义分开独立地说明是不恰当的。因此，首先针对第一阶段，例如对于某一个温度M(°C)，考虑加热速度小的情况和大的情况。认为在前者即加热速度小的情况下虽然再结晶核的密度(相对)低，各个再结晶晶粒自由地生长，但是在接近M (0C)的高温区域，微小的再结晶晶粒从剩余的未再结晶区域生成，在钢板的温度到达M (°C )的阶段，变成(相对)大的晶粒和小的晶粒混杂的状态。
[0141]另一方面，认为在后者即加热速度大的情况下，再结晶晶核的密度高，很多再结晶晶粒快速地生长，晶界变得连接，进而在接近M (V )的高温区域，各再结晶晶粒的生长的竞争的结果，具有特定的晶体取向的晶粒吞食具有其他的晶体取向的晶粒而生长，因此在到达M (°C)的阶段，依然会变成大的晶粒和小的晶粒混杂的状态。因此，在温度到达M (0C)的阶段，恰好使得再结晶晶粒彼此连接晶界的适当的加热速度和M (0C)的组合，对于实现更均匀的再结晶晶粒径的分布变得必要。认为第一阶段的平均加热速度的8?25°C /秒、和温度M (°C)的600?700°C是符合该适宜条件的组合。
[0142]接下来，在钢板的温度到达M (°C)后为了抑制再结晶晶粒的生长的竞争，第二阶段的加热速度需要小于第一阶段。然后在从温度M (°C)到温度S (°C)的温度区域中由碳的扩散导致的碳化物的再形成变得活跃，因此退火工序的最高温度S (°C)的设定、和直到该温度的加热速度的组合具 有重要的意义。
[0143]对于某一个S (°C)，认为在加热速度小的情况下，在温度M (°C)下存在的碳化物同样地生长，因此成为在到达温度M (°C)的阶段存在的多种尺寸的碳化物保持同样多样化地存在的钢板。另一方面，在加热速度大的情况下，小的碳化物消失引起大的碳化物的生长，碳化物的尺寸相对接近均匀，但是密度变小，因此招致起因于碳化物的钢板的硬度的不均匀。对此，认为在第二阶段的加热速度和温度s rc)的组合适宜的情况下，小的碳化物的生长优先地发生，成为尺寸比较均匀的碳化物以适当的密度分散的钢板，因此起因于碳化物的钢板的硬度的不均匀变小。认为第二阶段的加热速度的I?7°C /秒、和温度S( V )的720?820°C是符合该适宜条件的组合。
[0144]到达温度S后，可以短时间保持温度S，也可以立即进入接下来的冷却工序。在保持温度S的情况下，从抑制结晶粒径的粗大化的观点出发保持时间优选为180秒以下，更优选为120秒以下。
[0145]冷却工序中的从温度S起的冷却速度没有特别的限定，但优选避免30°C /秒以上的快速的冷却。因此，从温度S起的冷却速度为低于30°C /秒，优选为20°C以下，更优选为10°C以下。这是因为热压用的钢板大多通过剪切被加工成指定形状供于热压，担心快速的冷却会提高剪切载荷使生产的效率降低的缘故。
[0146]退火后，可以冷却至室温，也可以在冷却中浸溃于熔融Al浴中形成镀Al层。[0147]熔融Al浴可以含有0.1?20%的Si。
[0148]镀Al层中含有的Si，会对在进行热压前的加热中产生的Al和Fe的反应带来影响。过度的反应存在损害镀层本身的压制成形性的危险，另一方面过度的反应的抑制，担心招致Al向压制模具的附着的风险。为了避免那样的问题，镀Al层中的Si优选为I?15%，更优选为3?12%。
[0149]另外，也可以在退火后的冷却中浸溃于熔融Zn浴中形成镀Zn层。
[0150]进而，也可以浸溃在熔融Zn浴中形成镀Zn层后，加热到600°C以下形成Zn-Fe合金层。
[0151]在熔融Zn浴中可含有0.01?3%的Al。
[0152]该Al的存在，强烈地影响Zn和Fe的反应。在形成镀Zn层的情况下，Fe和Al的反应层成为阻碍，抑制Zn和Fe的相互扩散。另一方面，Zn-Fe合金层由富含Zn的合金层(ζ相、S I相)和富含Fe的合金层( i相、 相)构成，前者与基底铁的密合性好但可加工性差，后者可加工性优异但密合性不充分。因此，需要通过适当地控制这4相的构成比率使得满足目标特性(优先密合性、优先可加工性或使两者平衡等)，其可通过使0.01?3%的Al含有在熔融Zn浴中从而控制Fe的扩散来进行。设为什么样的浓度，制造者可根据制造的设备的能力和/或目的来选择。
[0153]镀Al层、镀Zn层和Zn-Fe合金层的厚度虽然不影响热压后的钢板或部件的疲劳特性，但是在过度厚的情况下，担心对压制成型性带来影响。如实施例中所示，在镀Al层的厚度超过50 μ m的情况下确认到粘着(力、t D )现象的发生,在镀Zn层的厚度超过30μηι的情况下Zn向模具的粘附频繁发生,在Zn-Fe合金层的厚度超过45 μ m的情况下合金层的开裂处处可见等，损害生产率。因此优选将这些层的厚度分别选为镀Al层:50μπι以下，镀Zn层:30 μ m以下，Zn-Fe合金层:45 μ m以下。
[0154]在这些镀层薄的情况下，虽然在成形性上完全没问题，但是从作为赋予这些镀层的目的的耐蚀性的观点出发优选将各个镀层的下限如下地设定。即，镀Al层:优选为5μπι以上，更优选为10 μ m以上，镀Zn层:优选为5 μ m以上，更优选为10 μ m以上，Zn-Fe合金层:优选为5 μ m以上，更优选为10 μ m以上。
[0155]实施例
[0156]以下基于实施例详细地说明本发明。
[0157](实施例1)
[0158]炼制并铸造了具有表I所示的化学成分的钢片a?f。将这些钢片加热到1250°C进行热轧工序，在900°C的完成温度，600°C的卷绕温度下得到厚度3.2_的热轧钢板。将该热轧钢板酸洗后冷轧得到厚度1.6mm的冷轧钢板。
[0159]以表2中记载的i?xviii的条件将上述冷轧钢板再结晶退火，得到表3所示的热压构件用钢板I?32。从其一部分制取2个热压前的硬度测定用试件。试件制取位置是与得到的热压构件用钢板的板宽度方向相距5mm的位置。
[0160]表2中的平均加热速度I (第一阶段)和平均加热速度2 (第二阶段)，分别表示从室温到温度M (°C)和从温度M (°C)到温度S (°C)的平均的加热速度。
[0161]将这些热压构件用钢板在900°C保持10分钟后，通过用图1所示的实验用平板压制模具夹持，从而进行热压。每一种热压构件用钢板进行10枚的热压处理。从其中的一枚上制取2根遵照JIS5号的规定的拉伸试件和2个硬度测定用试件(与热压前相同的要点)。然后从剩下的9枚上制取各2枚图2所示的疲劳试件，共计18枚。用于制取的加工方法用放电加工进行。
[0162]进行拉伸试验，求出了抗拉强度σΒ (2根抗拉试件的平均值)。另一方面，使用18枚试件进行平面弯曲疲劳实验，进行了 IXlO7次时间强度0?的确定。试验条件为应力比-1，重复速度5Hz。
[0163]硬度测定用试件是在热压前后都将与冷轧钢板的轧制方向平行的截面研磨成镜面的试件。
[0164]使用维氏硬度计(株式会社S 卜3制的HM-220D)测定了这些试件的距表面在板厚方向上20 μ m内部的硬度。压入载荷为IOgf,压入时间为15秒,与表面平行的方向的测定间隔选择0.1mm测定了 300点。
[0165]针对2个试件同样地测定，从共计600点的维氏硬度的数据中计算了硬度的标准偏差。
[0166]在表3中，表示钢符号、处理条件、热压前的硬度的标准偏差、以及抗拉强度σΒ(2根的平均值)、强度Ow、疲劳极限比Ow/ Ob和热压后的硬度的标准偏差。将疲劳极限比Ow/
OB和热压前的硬度的标准偏差的关联示于图4。
[0167]得知热压后的钢板的抗拉强度σ B在同一化学成分的钢板(符号b)中几乎不被再结晶退火条件影响。另一方面，疲劳特性(σ w/ σ B)很强地受到再结晶退火条件的影响。
[0168]使用了本发明的退火条件的1、ii1、iv、vi1、vii1、XV和xviii的钢板中,在大约1200?1500MPa的抗拉强度的范围内，得到了相对高的疲劳特性，即0.4以上的疲劳极限比(Off/σ B)。与此相对，以本发明的范围外的条件退火的钢板中得到的疲劳极限比为0.3左右的低等级。
[0169]这样的差异是疲劳极限比与热压后的硬度的标准偏差存在关联，同时明显地依赖于热压前的硬度的标准偏差，如N0.1?6、8、9、12、13、16、17、20、21和23?28所示，在硬度的标准偏差为20以下的情况下，能够得到具有优异的疲劳特性(高疲劳极限比)的热压构件变得明确。
[0170]另外，作为用于得到热压前的硬度的标准偏差变为20以下的钢板的再结晶退火的条件，明确了是具有以15?25°C /秒的平均加热速度从室温加热到温度M (°C)的第一阶段、和接着以2?5°C /秒的平均加热速度加热到温度S (°C)的第二阶段，M为620?680 ( O )，S 为 780 ?820 ( 0C)0
[0171]表I
[0172]
【权利要求】
1.一种热压构件用钢板，其特征在于，是含有下述化学成分的钢板，以质量％计，含有 C:0.15 ?0.35%、
S1:0.01 ?1.0%、
Mn:0.3 ?2.3%、和
Al:0.01 ?0.5%，并且， 其余量为Fe和不可避免的杂质， 作为该杂质，限定为:
P:0.03% 以下、 S:0.02%以下、和 N:0.1% 以下， 在板厚方向上距该钢板表面20 μ m的位置的维氏硬度的标准偏差为20以下。
2.根据权利要求1所述的热压构件用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自下述化学成分中的一种或两种以上:
Cr:0.01 ?2.0%、
T1:0.001 ?0.5%、
Nb:0.001 ?0.5%、
B:0.0005 ?0.0 1%、
Mo:0.01 ?1.0%、
W:0.01 ?0.5%、
V:0.01 ?0.5%、
Cu:0.01 ?1.0%、和
N1:0.01 ?5.0%。
3.根据权利要求1所述的热压构件用钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有5 μ m?50 μ m的厚度的镀Al层、5μηι?30μηι的厚度的镀Zn层或5 μ m?45 μ m的厚度的Zn-Fe合金层的任一种。
4.一种热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，在将对含有下述化学成分的钢热轧，其后冷轧得到的冷轧钢板再结晶退火的工序中，包括: 以8?25°C /秒的平均加热速度从室温加热到温度M (°C )的第一阶段；和 接着以I?TC /秒的平均加热速度加热到温度S (°C)的第二阶段， 温度 M (°C)为 600°C?700°C， 温度 S (°C)为 720°C?820°C， 所述化学成分以质量％计，含有 C:0.15 ?0.35%、
S1:0.01 ?1.0%、
Mn:0.3 ?2.3%、和
Al:0.01 ?0.5%，并且， 其余量为Fe和不可避免的杂质， 作为该杂质，限定为:
P:0.03% 以下、S:0.02%以下、和 N:0.1% 以下。
5.根据权利要求4所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢以质量％计，还含有选自下述化学成分中的一种或两种以上:
Cr:0.01 ?2.0%、
T1:0.001 ?0.5%、
Nb:0.001 ?0.5%、
B:0.0005 ?0.01%、
Mo:0.01 ?1.0%、
W:0.01 ?0.5%、
V:0.01 ?0.5%、
Cu:0.01 ?1.0%、和
N1:0.01 ?5. 0%。
6.根据权利要求5所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧工序的热轧率为60?90%，所述冷轧工序的冷轧率为30?90%。
7.根据权利要求4所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与所述再结晶退火工序接续，将所述钢板浸溃在Al浴中，在表面形成镀Al层的工序。
8.根据权利要求4所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与所述再结晶退火工序接续，将所述钢板浸溃在Zn浴中，在表面形成镀Zn层的工序。
9.根据权利要求4所述的热压构件用钢板的制造方法，其特征在于，还包括:与所述再结晶退火工序接续，将所述钢板浸溃在Zn浴中，在表面形成镀Zn层后，进一步加热到600°C以下，在所述表面形成Zn-Fe合金层的工序。
【文档编号】C22C38/00GK103443317SQ201280013800
【公开日】2013年12月11日 申请日期:2012年3月16日 优先权日:2011年3月18日
【发明者】棚桥浩之, 真木纯 申请人:新日铁住金株式会社