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1、(10)申请公布号 CN 103314120 A (43)申请公布日 2013.09.18 CN 103314120 A *CN103314120A* (21)申请号 201180050249.8 (22)申请日 2011.10.21 2010-237249 2010.10.22 JP 2010-289527 2010.12.27 JP C21D 9/46(2006.01) C22C 38/00(2006.01) C22C 38/38(2006.01) C22C 38/58(2006.01) C21D 1/18(2006.01) (71)申请人 新日铁住金株式会社 地址 日本东京 申请人 丰田。
2、自动车株式会社 爱信高丘株式会社 (72)发明人 林邦夫 麻生敏光 友清寿雅 谷野仁 和田亮造 (74)专利代理机构 永新专利商标代理有限公司 72002 代理人 周欣 陈建全 (54) 发明名称 热锻压成形体的制造方法及热锻压成形体 (57) 摘要 本发明提供热锻压成形体的制造方法, 其具 备热轧工序、 卷取工序、 冷轧工序、 连续退火工序 及热锻压工序, 所述连续退火工序具备 : 将冷轧 钢板加热至 Ac1以上且低于 Ac3的温度区域 的加热工序 ; 将所述冷轧钢板以 10 s 以下的 冷却速度从最高加热温度冷却至 660的冷却工 序 ; 将所述冷轧钢板在 550 660的温度区域 中保持。
3、 1 分钟 10 分钟的保持工序。 (30)优先权数据 (85)PCT申请进入国家阶段日 2013.04.18 (86)PCT申请的申请数据 PCT/JP2011/074297 2011.10.21 (87)PCT申请的公布数据 WO2012/053636 JA 2012.04.26 (51)Int.Cl. 权利要求书 2 页 说明书 29 页 附图 7 页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 权利要求书2页 说明书29页 附图7页 (10)申请公布号 CN 103314120 A CN 103314120 A *CN103314120A* 1/2 页 2 1. 一种热。
4、锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 具备下述工序 : 热轧工序, 其将含有下述化学成分的板坯热轧而得到热轧钢板, 所述化学成分以质 量计含有 C : 0.18 0.35、 Mn : 1.0 3.0、 Si : 0.01 1.0、 P : 0.001 0.02、 S : 0.0005 0.01、 N : 0.001 0.01、 Al : 0.01 1.0、 Ti : 0.005 0.2、 B : 0.00020.005、 及Cr : 0.0022.0, 剩余部分由铁及不可避免的杂质构 成 ; 卷取工序, 其将热轧后的所述热轧钢板卷取 ; 冷轧工序, 其将卷取后的所述热轧钢板冷轧而得到冷轧钢板 。
5、; 连续退火工序, 其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火而得到热锻压用钢板 ; 以及 热锻压工序, 其将连续退火后的所述热锻压用钢板按存在最高加热温度为 Ac3以上 的加热部和最高加热温度为 Ac1以下的非加热部的方式进行加热, 实施热锻压 ; 所述连续退火工序具备下述工序 : 将所述冷轧钢板加热至 Ac1以上且低于 Ac3的温度区域的加热工序 ; 将加热后的所述冷轧钢板以10s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660的 冷却工序 ; 以及 将冷却后的所述冷轧钢板在 550 660的温度区域中保持 1 分钟 10 分钟的保持 工序。 2. 根据权利要求 1 所述的热锻压成形体的制造方法, 其特征在。
6、于, 所述化学成分还含有 Mo : 0.002 2.0、 Nb : 0.002 2.0、 V : 0.002 2.0、 Ni : 0.002 2.0、 Cu : 0.002 2.0、 Sn : 0.002 2.0、 Ca : 0.0005 0.0050、 Mg : 0.0005 0.0050、 及 REM : 0.0005 0.0050中的 1 种以上。 3. 根据权利要求 1 所述的热锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 在所述连续退火工 序后, 进行热浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及 电镀处理中的任意一种。 4. 根据权利要求 2 所述的热锻压。
7、成形体的制造方法, 其特征在于, 在所述连续退火工 序后, 进行热浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及 电镀处理中的任意一种。 5. 一种热锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 具备下述工序 : 热轧工序, 其将含有下述化学成分的板坯热轧而得到热轧钢板, 所述化学成分以质 量计含有 C : 0.18 0.35、 Mn : 1.0 3.0、 Si : 0.01 1.0、 P : 0.001 0.02、 S : 0.0005 0.01、 N : 0.001 0.01、 Al : 0.01 1.0、 Ti : 0.005 0.2、 B : 0.00020.0。
8、05、 及Cr : 0.0022.0, 剩余部分由铁及不可避免的杂质构 成 ; 卷取工序, 其将热轧后的所述热轧钢板卷取 ; 冷轧工序, 其将卷取后的所述热轧钢板冷轧而得到冷轧钢板 ; 连续退火工序, 其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火而得到热锻压用钢板 ; 以及 热锻压工序, 其将连续退火后的所述热锻压用钢板按存在最高加热温度为 Ac3以上 的加热部和最高加热温度为 Ac1以下的非加热部的方式进行加热, 实施热锻压 ; 在所述热轧工序中, 在由连续的 5 台以上的轧制机架构成的热精轧中, 将最终轧机 Fi 权 利 要 求 书 CN 103314120 A 2 2/2 页 3 中的热精轧温度 F。
9、iT 设定在 (Ac3 80) (Ac3 40)的温度区域内, 将从在位于所 述最终轧机 Fi之前的轧机 Fi 3中开始轧制至在最终轧机 Fi中结束轧制为止的时间设定为 2.5 秒以上, 将在所述轧机 Fi 3中的热轧温度 Fi 3T 设定为 FiT 100以下, 进行轧制, 在 600 Ar3的温度区域中保持 3 秒 40 秒后, 通过所述卷取工序进行卷取, 所述连续退火工序具备下述工序 : 将所述冷轧钢板加热到 (Ac1 40)以上且低于 Ac3的温度区域的加热工序 ; 将加热后的所述冷轧钢板以10s以下的冷却速度从最高加热温度冷却至660的 冷却工序 ; 以及 将冷却后的所述冷轧钢板在 。
10、450 660的温度区域中保持 20 秒 10 分钟的保持 工序。 6. 根据权利要求 5 所述的热锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 所述化学成分还含有 Mo : 0.002 2.0、 Nb : 0.002 2.0、 V : 0.002 2.0、 Ni : 0.002 2.0、 Cu : 0.002 2.0、 Sn : 0.002 2.0、 Ca : 0.0005 0.0050、 Mg : 0.0005 0.0050、 及 REM : 0.0005 0.0050中的 1 种以上。 7. 根据权利要求 5 所述的热锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 在所述连续退火工 序后, 进行热浸镀锌处。
11、理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及 电镀处理中的任意一种。 8. 根据权利要求 6 所述的热锻压成形体的制造方法, 其特征在于, 在所述连续退火工 序后, 进行热浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及 电镀处理中的任意一种。 9.一种热锻压成形体, 其特征在于, 其是使用权利要求18中任一项所述的热锻压成 形体的制造方法成形的热锻压成形体, 在 C 含量为 0.18以上且低于 0.25时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 25 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 200 以下, 在 C 含量为 0.25以。
12、上且低于 0.30时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 32 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 220 以下, 在 C 含量为 0.30以上且低于 0.35时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 38 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 240 以下。 权 利 要 求 书 CN 103314120 A 3 1/29 页 4 热锻压成形体的制造方法及热锻压成形体 技术领域 0001 本发明涉及非加热部的硬度偏差小的热锻压成形体的制造方法及热锻压成形体。 0002 本申请基于 2010 年 10 月 22 日在日本申请的专利申请 2010 237249 号及 2010 。
13、年 12 月 27 日在日本申请的专利申请 2010 289527 号主张优先权, 将其内容引用于此。 背景技术 0003 近年来, 为了以良好的尺寸精度得到在汽车部件等中使用的 1180MPa 级以上的高 强度部件, 开发了下述技术 : 将钢板加热至奥氏体区域, 在软质且高延展性的状态下进行 压制成形, 然后, 在压制模具内进行骤冷 (淬火) , 通过马氏体相变来实现成形品的高强度化 (以下称作热锻压成形) 。 0004 一般来说, 热锻压所用的钢板含有较多的 C 成分以确保热锻压后的产品强度, 且 含有 Mn 及 B 等奥氏体稳定化元素以确保模具冷却时的淬火性。但是, 该强度和淬火性是热 。
14、锻压产品所必需的特性, 在制造作为其原材料的钢板时, 这些特性大多会产生不利。 作为其 代表性的不利, 在这样的淬火性高的原材料的情况下, 在热轧工序后的热轧板中, 有根据热 轧卷材的位置而显微组织变得不均匀的倾向。因此, 作为消除热轧工序中产生的显微组织 不均匀性的方法, 可以考虑在热轧工序或冷轧工序后通过间歇退火工序进行回火, 但是, 间 歇退火通常需要 3 4 日, 从生产率的观点考虑不优选。在除用于特殊用途的淬火用原材 料等以外的普通钢中, 近年来, 从生产率的观点考虑, 通常通过连续退火工序进行热处理, 而不通过间歇退火工序进行热处理。 0005 但是, 在连续退火工序的情况下, 由。
15、于退火时间短, 因此, 难以通过如间歇处理那 样的长时间热处理使碳化物球状化、 实现钢板的软质化和均匀化。该碳化物的球状化是通 过在 Ac1相变点附近保持数十小时左右来进行钢板的软质化和均匀化的处理。另一方面, 在连续退火工序这样的短时间热处理的情况下, 不能确保球状化所必需的退火时间。 即, 在 连续退火设备中, 由于设备长度的制约, 能在上述Ac1附近的温度保持的时间的上限最多10 分钟左右。在这样的短时间内, 碳化物在球状化之前就被冷却, 因此, 钢板为硬质状态且形 成不均匀的显微组织。这样的部分显微组织的偏差成为热锻压原材料的硬度偏差的原因。 0006 目前, 在广泛利用的热锻压成形中。
16、, 一般通过炉加热使作为原材料的钢板升温后, 在压制加工的同时进行淬火, 通过在加热炉内均匀加热至奥氏体单相, 能够消除上述原材 料硬度的偏差。但是, 通过炉加热而进行的热锻压原材料的加热方法, 加热时间长, 因此生 产率差。因此, 公开了通过利用通电加热方式对热锻压原材料进行短时间加热的方法来改 善生产率的技术。 通过使用通电加热方式, 使流过相同板材的电流密度变化, 能够控制通电 状态下的板材的温度分布 (例如专利文献 1) 。 0007 在如此通过局部加热的方法对热锻压用钢板赋予温度分布时, 在非加热部中钢板 的显微组织与原材料原样的状态没有大的变化。因此, 加热前的原材料硬度以原样成为。
17、部 件的硬度。 但是, 如上所述, 在热轧后进行冷轧并经过了连续退火工序的原材料强度存在图 1所示的偏差, 因此, 热锻压后的非加热部的硬度偏差增大。 因此, 成形的部件的冲撞性能等 说 明 书 CN 103314120 A 4 2/29 页 5 产生偏差, 存在品质的管理困难等问题。 0008 此外, 为了消除这些硬度偏差, 在退火工序中按照成为奥氏体单相的方式加热到 Ac3以上时, 由于由上述Mn或B的效果带来的高淬火性, 在退火工序结束阶段生成了马氏体 和贝氏体等硬质相, 原材料硬度显著上升。其作为热锻压原材料不仅会成为在锻压前的冲 裁时模具磨损的原因, 而且使非加热部的成形性和形状冻结。
18、性显著降低。 因此, 考虑到不仅 在热锻压淬火后成为所希望的硬度、 而且得到非加热部的成形性和形状冻结性时, 作为热 锻压前的原材料优选的是软质且硬度偏差小的原材料, 而且具有在热锻压淬火后可得到所 希望的硬度的 C 量和淬火性。但是, 优先考虑到制造成本且以连续退火设备中的钢板的制 造为前提时, 在以往的退火技术中该控制是困难的。 0009 因此, 作为对按照成为使加热部和非加热部存在的状态的方式进行了加热的钢板 进行热锻压而得到的成形体, 存在在一个个的成形体中发生非加热部的硬度偏差的问题。 0010 现有技术文献 0011 专利文献 0012 专利文献 1 : 日本特开 2009-274。
19、122 号公报 0013 非专利文献 0014 非专利文献 1 : 丸善株式会社, 社团法人日本金属学会, 钢铁材料 p-21 0015 非 专 利 文 献 2 : Steel Standardization Group,“A Review of the Steel Standardization Group s Method for the Determination of Critical Points of Steel,” Metal Progress,Vol.49,1946,p.1169 0016 非专利文献 3 :“焼入性求方活用 (淬火性获得方法和利用) ” 大和 田久重雄著日刊工。
20、业新闻社 发明内容 0017 发明所要解决的课题 0018 本发明的目的是解决上述问题, 提供即使按照成为存在加热部和非加热部的状态 的方式对钢板进行加热并进行热锻压、 也能抑制非淬火部的硬度偏差的热锻压成形体的制 造方法及非淬火部的硬度偏差小的热锻压成形品。 0019 用于解决课题的手段 0020 为了解决上述课题而作出的本发明的概要如下所述。 0021 (1)本发明的第 1 方式为热锻压成形体的制造方法, 其具备下述工序 : 热轧工 序, 其将含有下述化学成分的板坯热轧而得到热轧钢板, 所述化学成分以质量计含有 C : 0.18 0.35、 Mn : 1.0 3.0、 Si : 0.01 。
21、1.0、 P : 0.001 0.02、 S : 0.0005 0.01、 N : 0.001 0.01、 Al : 0.01 1.0、 Ti : 0.005 0.2、 B : 0.0002 0.005、 及 Cr : 0.002 2.0, 剩余部分由铁及不可避免的杂质构成 ; 卷取 工序, 其将热轧后的所述热轧钢板卷取 ; 冷轧工序, 其将卷取后的所述热轧钢板冷轧而得到 冷轧钢板 ; 连续退火工序, 其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火而得到热锻压用钢板 ; 以 及热锻压工序, 其将连续退火后的所述热锻压用钢板按存在最高加热温度为 Ac3以上的 加热部和最高加热温度为 Ac1以下的非加热部的方式。
22、进行加热, 实施热锻压 ; 所述连续退 火工序具备下述工序 : 将所述冷轧钢板加热至 Ac1以上且低于 Ac3的温度区域的加热工 说 明 书 CN 103314120 A 5 3/29 页 6 序 ; 将加热后的所述冷轧钢板以 10 s 以下的冷却速度从最高加热温度冷却至 660的 冷却工序 ; 以及将冷却后的所述冷轧钢板在 550 660的温度区域中保持 1 分钟 10 分钟的保持工序。 0022 (2)上述 (1)所述的热锻压成形体的制造方法中, 所述化学成分还含有 Mo : 0.002 2.0 、 Nb : 0.002 2.0 、 V : 0.002 2.0 、 Ni : 0.002 2。
23、.0 、 Cu : 0.002 2.0、 Sn : 0.002 2.0、 Ca : 0.0005 0.0050、 Mg : 0.0005 0.0050、 及 REM : 0.0005 0.0050中的 1 种以上。 0023 (3) 上述 (1) 所述的热锻压成形体的制造方法中, 在所述连续退火工序后, 进行热 浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及电镀处理中 的任意一种。 0024 (4) 上述 (2) 所述的热锻压成形体的制造方法中, 在所述连续退火工序后, 进行热 浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及电镀处。
24、理中 的任意一种。 0025 (5)本发明的第 2 方式为热锻压成形体的制造方法, 其具备下述工序 : 热轧工 序, 其将含有下述化学成分的板坯热轧而得到热轧钢板, 所述化学成分以质量计含有 C : 0.18 0.35、 Mn : 1.0 3.0、 Si : 0.01 1.0、 P : 0.001 0.02、 S : 0.0005 0.01、 N : 0.001 0.01、 Al : 0.01 1.0、 Ti : 0.005 0.2、 B : 0.0002 0.005、 及 Cr : 0.002 2.0, 剩余部分由铁及不可避免的杂质构成 ; 卷取 工序, 其将热轧后的所述热轧钢板卷取 ; 冷。
25、轧工序, 其将卷取后的所述热轧钢板冷轧而得到 冷轧钢板 ; 连续退火工序, 其将冷轧后的所述冷轧钢板连续退火而得到热锻压用钢板 ; 以 及热锻压工序, 其将连续退火后的所述热锻压用钢板按存在最高加热温度为 Ac3以上的 加热部和最高加热温度为 Ac1以下的非加热部的方式进行加热, 实施热锻压 ; 在所述热轧 工序中, 在由连续的 5 台以上的轧制机架构成的热精轧中, 将最终轧机 Fi中的热精轧温度 FiT 设定在 (Ac3 80) (Ac3 40) 的温度区域内, 将从在位于所述最终轧机 Fi之前 的轧机Fi3中开始轧制至在最终轧机Fi中结束轧制为止的时间设定为2.5秒以上, 将在所 述轧机 。
26、Fi 3中的热轧温度 Fi 3T 设定为 FiT 100以下, 进行轧制, 在 600 Ar3的温 度区域中保持 3 秒 40 秒后, 通过所述卷取工序进行卷取, 所述连续退火工序具备下述工 序 : 将所述冷轧钢板加热到 (Ac1 40) 以上且低于 Ac3的温度区域的加热工序 ; 将加热 后的所述冷轧钢板以 10 s 以下的冷却速度从最高加热温度冷却至 660的冷却工序 ; 以及将冷却后的所述冷轧钢板在 450 660的温度区域中保持 20 秒 10 分钟的保持 工序。 0026 (6)上述 (5)所述的热锻压成形体的制造方法中, 所述化学成分还含有 Mo : 0.002 2.0 、 Nb 。
27、: 0.002 2.0 、 V : 0.002 2.0 、 Ni : 0.002 2.0 、 Cu : 0.002 2.0、 Sn : 0.002 2.0、 Ca : 0.0005 0.0050、 Mg : 0.0005 0.0050、 及 REM : 0.0005 0.0050中的 1 种以上。 0027 (7) 上述 (5) 所述的热锻压成形体的制造方法中, 在所述连续退火工序后, 进行热 浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及电镀处理中 的任意一种。 0028 (8) 上述 (6) 所述的热锻压成形体的制造方法中, 在所述连续退火工序后, 进行热 。
28、说 明 书 CN 103314120 A 6 4/29 页 7 浸镀锌处理、 合金化热浸镀锌处理、 热浸镀铝处理、 合金化热浸镀铝处理、 以及电镀处理中 的任意一种。 0029 (9) 本发明的第 3 方式为热锻压成形体, 其是使用上述 (1) (8) 中任一项所述的 热锻压成形体的制造方法成形的热锻压成形体, 在 C 含量为 0.18以上且低于 0.25时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 25 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 200 以下, 在C含量为0.25以上且低于0.30时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差Hv为32以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 220 以。
29、下, 在 C 含量为 0.30以上且低于 0.35时, 所述非加 热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 38 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 240 以下。 0030 发明效果 0031 根据上述 (1) (8) 中记载的方法, 使用了退火后的物性均匀且柔质的钢板, 因此, 即使将这样的钢板按存在加热部和非加热部的方式加热并进行热锻压, 也能使热锻压成形 品的非加热部的硬度稳定。 0032 此外, 通过在连续退火后进行热浸镀锌、 合金化热浸镀锌、 热浸镀铝、 合金化热浸 镀铝、 或电镀, 具有可以防止表面的氧化皮生成、 在热锻压升温时无需用于避免氧化皮生成 的无氧化气氛升温、 无需热锻压后。
30、的去氧化皮处理等优点, 而且热锻压成形品显现出防锈 性。 0033 此外, 通过采用这样的方法, 能得到下述热锻压成形体, 其在 C 含量为 0.18以上 且低于 0.25时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 25 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 200 以下, 在 C 含量为 0.25以上且低于 0.30时, 所述非加热部的维氏硬度的偏 差 Hv 为 32 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 220 以下, 在 C 含量为 0.30以上且低于 0.35时, 所述非加热部的维氏硬度的偏差 Hv 为 38 以下、 且平均维氏硬度 Hv Ave 为 240 以下。 附图说明。
31、 0034 图 1 是表示以往的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差的图。 0035 图 2 是表示本发明的连续退火工序中的温度过程模式的图。 0036 图 3A 是表示将卷取温度设定为 680的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差 的图。 0037 图 3B 是表示将卷取温度设定为 750的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差 的图。 0038 图 3C 是表示将卷取温度设定为 500的连续退火后的热锻压用钢板的强度偏差 的图。 0039 图 4 是表示本发明的实施例中的热锻压成形品的形状的图。 0040 图 5 是表示本发明的实施例中的热锻压顺序的图。 0041 图6是表示本发明中热锻压时的淬火。
32、性根据Cr/CrM及Mn/MnM的值而变化的图。 0042 图 7A 是表示被分割的珠光体的 2000 倍 SEM 观察结果。 0043 图 7B 是表示被分割的珠光体的 5000 倍 SEM 观察结果。 0044 图 8A 是表示未分割的珠光体的 2000 倍 SEM 观察结果。 0045 图 8B 是表示未分割的珠光体的 5000 倍 SEM 观察结果。 说 明 书 CN 103314120 A 7 5/29 页 8 具体实施方式 0046 以下示出本发明的优选实施方式。 0047 首先, 对本发明中重要的Ac3的计算方法进行说明。 在本发明中, Ac3的值准确是重 要的, 因此优选通过实。
33、验来测定而不是由计算式来算出。另外, Ac1也可以由相同的试验来 测定。作为测定方法的例子, 通常有非专利文献 1、 2 中所示的由加热及冷却时的钢材的长 度变化来求出的方法。 加热时开始出现奥氏体的温度为Ac1、 形成奥氏体单相的温度为Ac3, 分别可以从膨胀的变化来读取。 通过实验来测定时, 通常有下述方法 : 以实际在连续退火工 序中升温时的加热速度将冷轧后的钢板进行升温, 由膨胀曲线测定Ac3。 这里的加热速度是 指在 Ac1以下的温度即 “500 650” 的温度区域中的平均加热速度, 使用该加热速度以 恒定速度进行加热。 0048 在本发明中, 采用以 5 /s 为升温速度进行测定。
34、而得到的结果。 0049 另一方面, 将由奥氏体单相开始向铁素体或贝氏体等低温相变相进行相变的温度 称为 Ar3, 关于热轧工序中的相变, Ar3根据热轧条件和轧制后的冷却速度而变化。因此, 关 于 Ar3, 根据 ISIJ International,Vol.32(1992) ,No.3 中公开的计算模型来算出, 由与实 际温度的相关关系来决定从 Ar3至 600为止的保持时间。 0050 以下, 对本发明的热锻压成形体的制造方法中使用的热锻压用钢板进行说明。 0051 (热锻压用钢板的淬火指数) 0052 热锻压原材料为了在淬火后得到高硬度, 因此通常为高碳成分且淬火性高的成分 设计。在此。
35、,“淬火性高” 是指作为淬火指数的 DIinch值为 3 以上。该 DIinch值可以基于 ASTM A255-67 来计算。具体的计算方法表示在非专利文献 3 中。DIinch值的计算方法已经提出了 几种, 但使用相加法来计算, 关于计算B的效果的fB的式子, 可以使用相同文献中记载的fB 1 2.7(0.85 wt C) 的式子。另外, 需要根据 C 添加量来指定奥氏体的粒度 No., 但是, 实际上奥氏体粒度No.会根据热轧条件等而变化, 因此, 统一为No.6的粒度来计算即 可。 0053 DIinch值是表示淬火性的指标, 未必与钢板的硬度有直接联系。即, 马氏体的硬度 由 C 以及。
36、其它固溶元素量决定。因此, 不是在所有 C 添加量多的钢材中都存在本申请的课 题。 这是由于即使C添加量多的情况下, 只要DIinch值是低值, 钢板的相变就较快地进行, 因 此, 在 ROT 冷却中的卷取前, 相变基本完成。而且, 在退火工序中, 在从最高加热温度开始的 冷却中, 铁素体相变容易进行, 因此, 容易制造软质的热锻压原材料。另一方面, 在 DIinch值 高且 C 添加量多的钢材中, 上述课题变得明显。因此, 在含有 0.18 0.35的 C 的钢材 且 DIinch值为 3 以上时, 本发明的效果好。另一方面, DIinch值极高时, 在连续退火中不进行 铁素体相变, 因此,。
37、 作为 DIinch值的上限, 优选为 10 左右。 0054 (热锻压用钢板的化学成分) 0055 在本发明的热锻压成形体的制造方法中, 使用由具有下述化学成分的钢坯制造的 热锻压用钢板, 所述化学成分含有 C、 Mn、 Si、 P、 S、 N、 Al、 Ti、 B、 以及 Cr, 剩余部分由铁以及 不可避免的杂质构成。另外, 作为选择性元素, 还可以含有 Mo、 Nb、 V、 Ni、 Cu、 Sn、 Ca、 Mg、 REM 中的一种以上。以下, 说明各元素的含量的优选范围。表示含量的是指质量。在该热 锻压用钢板中, 只要是不显著妨碍本发明的效果的程度的含量, 还可以含有除上述元素以 说 明。
38、 书 CN 103314120 A 8 6/29 页 9 外的不可避免的杂质, 但是, 优选尽可能为少量。 0056 (C : 0.18 0.35) 0057 C 含量低于 0.18时, 热锻压后的淬火强度变低, 部件内的硬度上升量小。另一方 面, C 含量超过 0.35时, Ac1点以下的非加热部的成形性显著降低。 0058 因此, C 的下限值为 0.18, 优选为 0.20, 更优选为 0.22。C 的上限值为 0.35, 优选为 0.33, 更优选为 0.30。 0059 (Mn : 1.0 3.0) 0060 Mn 含量低于 1.0时, 难以确保热锻压时的淬火性。另一方面, Mn 含。
39、量超过 3.0 时, 容易发生 Mn 偏析, 热轧时易开裂。 0061 因此, Mn的下限值为1.0, 优选为1.2, 更优选为1.5。 Mn的上限值为3.0, 优选为 2.8, 更优选为 2.5。 0062 (Si : 0.01 1.0) 0063 Si具有若干改善淬火性的效果, 但是, 其效果小。 通过含有与其它元素相比固溶强 化量大的 Si, 能够减少用于淬火后得到所希望的硬度的 C 量。由此, 能够有助于改善在高 C 钢中处于劣势的焊接性。因此, 添加量越多, 效果越好, 但是, 超过 1.0时, 由于钢板表面 的氧化物的生成, 用于赋予耐蚀性的化学被膜生成处理性显著变差, 阻碍镀锌的。
40、润湿性。 另 外, 下限没有特别设定, 但通常脱氧水平所使用的 Si 量即 0.01左右成为实质上的下限。 0064 因此, Si 的下限值是 0.01。Si 的上限值是 1.0, 优选为 0.8。 0065 (P : 0.001 0.02) 0066 P是固溶强化能力高的元素, 但是, 含量超过0.02时, 与Si同样地会导致化学被 膜生成处理性变差。另外, 下限没有特别设定, 但要制成低于 0.001时, 成本大幅度上升, 因此实质上很困难。 0067 (S : 0.0005 0.01) 0068 S 由于会生成使韧性或加工性变差的 MnS 等夹杂物, 因此优选添加量少。因此, 优 选为 。
41、0.01以下。另外, 下限未特别设置, 但是要制成低于 0.0005时, 成本大幅度上升, 因此, 实质上很困难。 0069 (N : 0.001 0.01) 0070 N由于在添加B时会使淬火性改善效果变差, 因此优选尽量减少添加量。 从该观点 考虑, 上限为 0.01。另外, 下限未特别设置, 但是低于 0.001时, 成本大幅度上升, 因此, 实质上困难。 0071 (Al : 0.01 1.0) 0072 Al与Si同样地具有固溶强化能力, 因此, 可以以减少C添加量为目的而进行添加。 由于与 Si 同样地会使化学被膜生成处理性或镀锌的润湿性变差, 因此其上限设为 1.0, 下限未特别。
42、设置, 但是, 以脱氧水平混入的 Al 量即 0.01为实质上的下限。 0073 (Ti : 0.005 0.2) 0074 Ti 对于使 B 添加效果变差的 N 无害化有效。即, N 含量多时, B 与 N 结合, 形成 BN。 B 的淬火性改善效果在 B 为固溶状态时发挥, 因此, 在高 N 的状态下即使添加 B, 也得不到其 淬火性改善效果。因此, 通过添加 Ti, 将 N 固定为 TiN, 能够使 B 以固溶状态残留。一般, 关于为了获得该效果而必要的 Ti 量, 根据原子量比添加 N 的 4 倍左右以上即可。因此, 考 说 明 书 CN 103314120 A 9 7/29 页 10。
43、 虑不可避免地混入的 N 含量的话, 需要作为下限的 0.005以上。另外, Ti 与 C 结合, 形成 TiC。 由于其可预料到改善热锻压后的延迟断裂特性的效果, 因此在积极改善延迟断裂特性 时, 优选添加0.05以上的Ti。 但是, 添加超过0.2的Ti时, 在奥氏体晶界等中形成粗大 的 TiC, 热轧中产生裂纹, 因此, 将 0.2% 设为上限。 0075 (B : 0.0002 0.005) 0076 B 作为廉价地改善淬火性的元素是最有效的元素之一。如上所述, 添加 B 时, 必须 为固溶状态, 因此, 必须根据需要添加 Ti。另外, 低于 0.0002时, 得不到其效果, 因此, 。
44、优 选将 0.0002作为下限, 另一方面, 超过 0.005时, 其效果饱和, 因此优选将 0.005作为 上限。 0077 (Cr : 0.002 2.0) 0078 Cr 为 0.002以上的含量时, 使淬火性以及韧性提高。韧性的提高依靠于通过形 成合金碳化物使延迟断裂特性改善的效果、 或使奥氏体粒径细粒化的效果。 另一方面, Cr的 含量超过 2.0时, 该效果饱和。 0079 (Mo : 0.002 2.0) 0080 (Nb : 0.002 2.0) 0081 (V : 0.002 2.0) 0082 Mo、 Nb、 V 分别为 0.002以上的含量时, 使淬火性以及韧性提高。关于。
45、韧性的提 高效果, 能够通过利用合金碳化物的形成来改善延迟断裂特性、 或使奥氏体粒径细粒化而 得到。另一方面, 各元素的含量超过 2.0时, 该效果饱和。因此, 可以分别在 0.002 2.0的范围内含有 Mo、 Nb、 V。 0083 (Ni : 0.002 2.0) 0084 (Cu : 0.002 2.0) 0085 (Sn : 0.002 2.0) 0086 另外, Ni、 Cu、 Sn 分别为 0.002以上的含量时, 使韧性改善。另一方面, 各元素的 含量超过 2.0时, 该效果饱和。因此, 可以分别在 0.002 2.0的范围内含有 Ni、 Cu、 Sn。 0087 (Ca : 。
46、0.0005 0.0050) 0088 (Mg : 0.0005 0.0050) 0089 (REM : 0.0005 0.0050) 0090 Ca、 Mg、 REM 分别为 0.0005以上的含量时, 对于夹杂物的微细化、 或其抑制 具有效果。另一方面, 各元素的含量超过 0.0050时, 该效果饱和。因此, 可以分别在 0.0005 0.0050的范围内含有 Ca、 Mg、 REM。 0091 (热锻压用钢板的显微组织) 0092 下面对上述的热锻压用钢板的显微组织进行说明。 0093 图 2 表示连续退火工序中的温度过程模式。在图 2 中, Ac1是指升温时开始向奥 氏体发生逆相变的温。
47、度, Ac3是指升温时钢板的金属组成完全成为奥氏体的温度。经过了 冷轧工序的钢板处于热轧板的显微组织通过冷轧而被破坏的状态, 在该状态下成为位错密 度非常高的硬质状态。一般, 淬火原材料的热轧钢板的显微组织是铁素体与珠光体的混合 组织。但是, 根据热轧板的卷取温度, 显微组织能够控制为贝氏体主体、 或马氏体主体的组 说 明 书 CN 103314120 A 10 8/29 页 11 织。制造热锻压用钢板时, 如后所述, 在加热工序中, 通过将钢板加热到 Ac1以上, 使未再 结晶铁素体的体积分率为 30以下。另外, 通过在加热工序中使最高加热温度低于 Ac3、 且在冷却工序中以10/s以下的冷却速度从最高加热温度冷却到660, 从而在冷却中进 行铁素体相变, 使钢板软质化。在冷却工序中促进铁素体相变、 使钢板软质化时, 在加热工 序中微量地残留铁素体是适当的, 因此, 优选将最高加热温度设为 “ (Ac1+20) (Ac3 10) ” 。通过加热到该温度区域, 硬质的未再结晶铁素体通过由退火中的位错的移动引起 的回复以及再结晶。