CN109790592B - 钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板 - Google Patents

钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN109790592B
CN109790592B CN201780058697.XA CN201780058697A CN109790592B CN 109790592 B CN109790592 B CN 109790592B CN 201780058697 A CN201780058697 A CN 201780058697A CN 109790592 B CN109790592 B CN 109790592B
Authority
CN
China
Prior art keywords
mass
steel sheet
less
steel
content
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.)
Active
Application number
CN201780058697.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN109790592A (zh
Inventor
木村高行
铃木励一
胜间秀人
渡边宪一
陈亮
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 CN109790592A publication Critical patent/CN109790592A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109790592B publication Critical patent/CN109790592B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/04—Welding for other purposes than joining, e.g. built-up welding
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/04—Welded or brazed overlays
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)

Abstract

一种钢铁零件的制造方法，其中，包括如下工序：准备含有钢板(20)、和设在钢板(20)上的一个以上的覆层部(30)的堆焊复合钢板的工序，该钢板(20)含有C：0.15～0.5质量％、Si：0.10～3质量％、Mn：0.5～5质量％、P：0.05质量％以下(不含0％)、S：0.05质量％以下(不含0％)、Al：0.01～1质量％、B：0.0002～0.01质量％、Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％(其中，[N]表示N的含量(质量％))、和N：0.001～0.01质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成；对堆焊复合钢板以钢板(20)的Ac3点以上的温度进行热成形的工序；对于经过热成形的堆焊复合钢板，以使钢板(20)的金属组织中的马氏体的面积率达到70％以上的方式冷却至钢板的Ms点以下的温度的工序。

Description

钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板
技术领域
本发明涉及钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的堆焊复合钢板。
背景技术
汽车的骨架零件为了在汽车的碰撞时保护乘客，而要求同时达成高耐冲击性和高冲击吸收性。特别是关于配置在汽车前面的前纵梁，和配置在汽车侧面的B柱，由为了提高耐冲击性而具有高强度，此外为了提高冲击吸收性而具有高延展性的铁钢材料形成。
对于配置在汽车侧面的B柱，强烈要求在从侧面碰撞时防止乘客的头部损伤。因此，B柱之中，乘客的头部邻域的部分(B柱上部)，要使强度特别高而抑制变形，而乘客的脚下附近的部分(B柱下部)，则以能够吸收碰撞能量的方式抑制强度而使之容易变形。如此，为了在一个零件内使强度不同，各种的部分强化技术被实用化。
例如，已知有在零件的一部分以焊丝形成覆层部，从而部分性地提高零件的强度的方法(例如专利文献1和2)。由覆层部进行的强化，因为能够使零件的任意的位置强化，所以在强化部位的自由度高这一点上有利。在专利文献1中公开有一种技术，其为了追求车架的强度或刚性的提高，而沿着载荷输入方向，沿车架的弯曲脊线部形成覆层部(堆焊焊缝)。在专利文献2中公开有一种技术，其为了使弯曲成形后的强度上升，而在弯曲成形构件的脊线或其邻近的区域沿脊线的形成方向，连续或断断续续地形成覆层部。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本专利第5002880号公报
【专利文献2】日本特开2004－276031号公报
为了使汽车的车体轻量化，优选使用强度尽可能高的钢板。但是，一般来说，越是高强度的钢铁材料越缺乏延展性。因此，在要求冲击吸收性的前纵梁和B柱下部，则是能够得到充分的延展性这种程度的高强度钢板，例如截止到780MPa级钢板，而具有在此之上更高强度的钢板，则认为不能适用。
近年来，关于高强度钢板的延展性提高的研究进行，面向前纵梁和B柱下部这样的冲击吸收零件而具有可以适用的优异的延展性，且强度比780MPa级钢板高的超高强度钢板(例如，980MPa级钢板、1180MPa级钢板)得到开发。通过使用这样的超高强度钢板，能够实现汽车的车体的进一步轻量化。
由超高强度钢板形成前纵梁时，优选沿着载荷输入方向(前纵梁的纵长方向)，通过电弧堆焊而设置覆层部。另外，由超高强度钢板形成B柱时，优选在B柱上部设置覆层部。通过设置覆层部，能够部分性地提高强度，使之难以发生变形(即，抑制变形)。
覆层部是在钢板表面以电弧焊等焊接焊丝而形成。因此，在覆层部的邻域，发生焊接时的热影响部(Heat Affected Zone：HAZ)。一般来说，HAZ的强度比钢板的强度低。因此，设有覆层部的钢铁零件在受到冲击时，存在强度低的HAZ成为裂纹的起点的倾向。特别是在使用超高强度钢板的钢铁零件中，钢板的强度极高，相对于此，HAZ的强度过低，因此，以HAZ为起点的裂纹的问题更为显著。
专利文献1和2所公开的钢铁零件中，对于HAZ造成的强度降低的问题和以HAZ为起点的裂纹的问题没有给予任何考虑。
发明内容
因此，在本发明的一个实施方式中，其目的在于，提供一种能够抑制以HAZ作为起点的裂纹的钢铁零件及其制造方法。此外，在本发明的另一个实施方式中，其目的在于，提供一种适于钢铁零件的制造的堆焊复合钢板。
本发明的方式1，是钢铁零件的制造方法，其中，包括如下工序：
准备包含钢板和设于该钢板上的一个以上的覆层部的堆焊复合钢板的工序，所述钢板含有
C：0.15～0.5质量％、
Si：0.10～3质量％、
Mn：0.5～5质量％、
P：0.05质量％以下(不含0％)、
S：0.05质量％以下(不含0％)、
Al：0.01～1质量％、
B：0.0002～0.01质量％、
Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％(其中，[N]表示N的含量(质量％))、和
N：0.001～0.01质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成；
对于所述堆焊复合钢板以所述钢板的Ac3点以上的温度进行热成形的工序；
将经过热成形的所述堆焊复合钢板，以使所述钢板的金属组织中的马氏体的面积率达到70％以上的方式，冷却至所述钢板的Ms点以下为止的温度的工序。
本发明的方式2，根据方式1所述的制造方法，其中，
所述钢板中，还含有如下的任一项以上：
(a)来自V、Nb和Zr中的一种以上，合计为0.1质量％以下(不含0％)；
(b)Cr和/或Mo合计为0.01～2质量％；
(c)Ni和/或Cu合计为0.01～0.5质量％；和
(d)来自Mg、Ca和REM中的一种以上，合计为0.01质量％以下(不含0％)。
本发明的方式3，根据方式1或2所述的制造方法，其中，
准备所述堆焊复合钢板的工序，包括如下步骤：
准备所述钢板的步骤；
在所述钢板上焊接焊丝而形成所述覆层部的步骤。
本发明的方式4，根据方式3所述的制造方法，其中，
所述焊丝中，含有
C：0.10～1.00质量％、
Si：0.2～1.20质量％、
Mn：1.0～20.0质量％、
Cr：1.0～30.0质量％和
Mo：0.30～1.00质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
本发明的方式5，根据方式4所述的制造方法，其中，
所述焊丝的C含量、Mn含量和Cr含量分别为
C：0.10～0.50质量％、
Mn：1.0～5.0质量％、和
Cr：1.0～5.0质量％。
本发明的方式6，根据方式4或5所述的制造方法，其中，所述焊丝中，还含有
Ni：3.00质量％以下(不含0％)、
Ti：0.20质量％以下(不含0％)、
Cu：0.50质量％以下(不含0％)、
S：0.020质量％以下(不含0％)、
Co：1.00质量％以下(不含0％)、
V：1.00质量％以下(不含0％)、
W：2.00质量％以下(不含0％)、和
B：0.020质量％以下(不含0％)的任意一个以上。
本发明的方式7，是一种钢铁零件，其中，具有
钢板、
设于所述钢板上的一个以上的覆层部、
设于所述覆层部与所述钢板之间的热影响部，
所述钢板的成分组成中，含有
C：0.15～0.5质量％、
Si：0.10～3质量％、
Mn：0.5～5质量％、
P：0.05质量％以下(不含0％)
S：0.05质量％以下(不含0％)
Al：0.01～1质量％
B：0.0002～0.01质量％
Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％(其中，[N]表示N的含量(质量％))、和
N：0.001～0.01质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述钢板的金属组织中，马氏体的面积率为70％以上，
所述热影响部的硬度为Hv300以上。
本发明的方式8，根据式7所述的钢铁零件，其中，
所述钢板中，还含有如下的任一项以上：
(a)来自V、Nb和Zr中的一种以上，合计为0.1质量％以下(不含0％)；
(b)Cr和/或Mo合计为0.01～2质量％；
(c)Ni和/或Cu合计为0.01～0.5质量％；和
(d)来自Mg、Ca和REM中的一种以上，合计为0.01质量％以下(不含0％)。
本发明的方式9，根据方式7或8所述的钢铁零件，其中，所述覆层部的硬度为Hv300以上。
本发明的方式10，根据方式7～9中任一项所述的钢铁零件，其中，
所述覆层部含有
C：0.10～1.00质量％、
Si：0.2～1.20质量％、
Mn：1.0～20.0质量％、
Cr：1.0～30.0质量％和
Mo：0.30～1.00质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
本发明的方式11，根据方式10所述的钢铁零件，其中，
所述覆层部的C含量、Mn含量和Cr含量分别为
C：0.10～0.50质量％、
Mn：1.0～5.0质量％、和
Cr：1.0～5.0质量％。
本发明的方式12，根据方式10或11所述的钢铁零件，其中，
所述覆层部，还含有
Ni：3.00质量％以下(不含0％)、
Ti：0.20质量％以下(不含0％)、
Cu：0.50质量％以下(不含0％)、
S：0.020质量％以下(不含0％)、
Co：1.00质量％以下(不含0％)、
V：1.00质量％以下(不含0％)、
W：2.00质量％以下(不含0％)、和
B：0.020质量％以下(不含0％)中的任一个以上。
本发明的方式13，是方式1～6中任一项所述的钢铁零件的制造方法或方式7～12中任一所述的钢铁零件所使用的堆焊复合钢板，其中，具有如下：
钢板；
设于所述钢板上的一个以上的覆层部；
设于所述覆层部与所述钢板之间的热影响部，
所述热影响部的硬度低于Hv300，
其中，所述钢板含有
C：0.15～0.5质量％、
Si：0.10～3质量％、
Mn：0.5～5质量％、
P：0.05质量％以下(不含0％)、
S：0.05质量％以下(不含0％)、
Al：0.01～1质量％、
B：0.0002～0.01质量％、
Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％(其中，[N]表示N的含量(质量％))、和
N：0.001～0.01质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
根据本发明的一个实施方式的钢铁零件的制造方法，在热成形中，钢铁零件中的热影响部(HAZ)受到热处理，能够提高HAZ的强度。由此，在所得到的钢铁零件中，能够抑制以HAZ为起点的裂纹。另外，本发明的另一实施方式的堆焊复合钢板，能够在制造本发明的一个实施方式的钢铁零件时使用。
附图说明
图1是实施方式的钢铁零件的概略剖面图。
图2A是测量中使用的堆焊复合钢板的概略俯视图。
图2B是用于说明热应变测量的概略侧视图。
图3A是用于说明硬度测量的沿图2A的C－C线的概略剖面图。
图3B是用于说明硬度测量的概略剖面图。
图4A是在弯曲压溃试验中使用的堆焊复合钢板的概略俯视图。
图4B是弯曲压溃试验用的试验体的概略侧视图。
图4C是用于说明弯曲压溃试验的概略主视图。
具体实施方式
由电弧焊等在钢板表面形成覆层部时，在钢板与覆层部之间会形成HAZ。在HAZ内，由于热的影响致使金属组织发生变化(例如，晶粒变得粗大)，由此强度降低。
在本实施方式的钢铁零件的制造方法中，在钢板上形成覆层部之后进行热成形。通过该热成形时的加热和冷却，HAZ受到热处理。在该热处理中，以使钢板中的马氏体面积率成为70％以上的方式来控制热处理条件。因此，通过热处理，在HAZ内的金属组织中可形成大量的马氏体(例如，与钢板同样为面积率70％以上的马氏体)。其结果是，HAZ的强度提高，能够达到与钢板同等的强度。总之，因为钢板与HAZ的强度差能够缩小，所以能够抑制以HAZ为起点的裂纹。
若HAZ适当进行热处理，则不仅仅HAZ的强度，而且HAZ的硬度也上升。发明者们发现，在使用超高强度钢板的钢铁零件中，若热处理后的HAZ的硬度为Hv300以上，则能够抑制以HAZ为起点的裂纹。
另外，在本发明的实施方式的钢铁零件的制造方法中，出于以下这样的理由，能够抑制零件的变形。
钢板表面的覆层部通过如下方式形成，即，使焊丝熔融而敷在钢板表面上后，冷却熔融的金属而使之凝固。因为熔融金属凝固时发生热收缩，所以在设有覆层的钢板的表面侧受到拉伸应力。其结果是，得到的堆焊复合钢板整体上大幅翘曲。因此，若像专利文献1和2这样，先对钢板进行热成形，之后再形成覆层部而形成钢铁零件，则所得到的零件有可能翘曲，难以确保零件的尺寸精度。
在前纵梁这样的冲击吸收零件中，使载荷输入方向为前纵梁的纵长方向而进行设计。但是，在热成形后形成覆层部，会导致前纵梁发生翘曲，前纵梁的纵长方向有可能偏离载荷输入方向。这种情况下，得到的前纵梁存在不能达成设计时的碰撞性能的可能性。
在本发明的实施方式的钢铁零件的制造方法中，因为在钢板上形成覆层部之后再进行热成形，所以，即使在覆层部的形成时发生翘曲，也能够通过其后的热成形消除翘曲。因此，能够使前纵梁等的零件难以发生因翘曲引起的性能降低。
以下，对于本发明的实施方式的钢铁零件及其制造方法详细地进行说明。
1.钢铁零件
如图1所示，本实施方式的钢铁零件10包括如下：钢板20；设于所述钢板20的表面20a的指定位置的覆层部30；设于所述覆层部30与所述钢板20之间的热影响部40。在图1的例子中，覆层部30包含第一覆层部31和部分重叠于第一覆层部31上的第二覆层部32。如此部分重叠的两个覆层部31、32，是通过在形成第一覆层部31之后，依次形成第二覆层部32(双层堆焊法)而取得。通过形成覆层部30，钢铁零件的壁厚部分性地变厚，能够部分性地提高钢铁零件的强度。即，覆层部具有部分地加强钢铁零件的加强功能。
还有，在本实施方式中，例示说明的是具有两个覆层部30的钢铁零件10。但是，在本发明的实施方式中，覆层部30的数量可以任意地变更。例如，本发明的实施方式包含具有一个覆层部的钢铁零件10。另外，在本发明的实施方式中，还包含为了进一步提高强度，而具有更多的(例如三个以上)的覆层部30的钢铁零件10。
另外，在本实施方式中，例示的是两个覆层部部分重叠的方式。但是，在本发明的实施方式中，多个覆层部也可以互不重叠地设置。另外，也可以设置三个以上覆层部，使其中两个以上的覆层部一部分重叠，使一个以上的覆层部与其他的覆层部不重叠。
还有，如果是具有多个覆层部的钢铁零件，则覆层部的成分组成可以全部相同，也可以各自不同。特别是若覆层部的成分组成全部相同，则能够使用相同的焊丝形成，因此在生产效率这一点上有利。
在图1的钢铁零件10中，热影响部40包含有，形成第一覆层部31时生成的第一热影响部41，和形成第二覆层部32时生成的第二热影响部42。
由图1可知，第一热影响部41形成于钢板20与第一覆层部31之间。另一方面，第二热影响部42形成于钢板20与第二覆层部32之间，并进一步延伸至第一覆层部31与第二覆层部32之间。这是因为，在形成第一覆层部31之后，以重叠于该第一覆层部31的一部分的方式而形成第二覆层部32，因此第一覆层部31的这一部分受到热的影响而成为热影响部。
热影响部40能够由光学显微镜等确认。对于通过钢板20、覆层部30和热影响部40的截面进行苦醇腐蚀后，若以光学显微镜观察，则钢板20、覆层部30和热影响部40因为颜色和金属组织不同，所以能够很容易地确认。
关于本发明的实施方式的钢铁零件10，热影响部40的硬度为Hv300以上。这样的高硬度，能够通过如下方式达成，即，对于在钢板20上形成覆层部30而生成的热影响部40，进一步实施热处理。还有，热处理前的热影响部40的硬度，低至Hv150～250左右。如此，热影响部40的硬度高时，热影响部40的强度也高。也就是说，热影响部40能够通过热处理而提高强度。热影响部40的硬度优选为Hv360以上。
一般来说，热影响部的强度比钢板低得多。特别是在超高强度钢板中，热影响部与钢板的强度差，与通常的高强度钢板相比尤其大。在钢铁零件中，若热影响部与钢板的强度差大，则对钢铁零件施加应力时，容易以强度低的热影响部为起点而发生裂纹。在本发明的实施方式中，因为能够提高热影响部40的强度，缩小钢板20与热影响部40的强度差，所以能够抑制以热影响部40为起点的裂纹。
钢铁零件的表面，也可以由镀层覆盖。作为镀层，能够适用对于钢板通常进行的镀层。具体来说，适合的有熔融镀锌层、电镀锌层、或合金化镀锌层。
镀层可以在堆焊复合钢板的状态下形成，或者也可以在将堆焊复合钢板加工成钢铁零件的形状之后形成。特别是若在堆焊复合钢板的状态下形成镀层，则向镀浴等中浸渍容易，因此优选。
以下，对于适合钢铁零件10的钢板20和覆层部30详细说明。还有，钢板20和覆层部30的成分组成中单位的％显示，全部是质量％的意思。
2.钢板20的成分组成
对于适合钢铁零件10的钢板20的成分组成进行说明。首先，对于作为基本元素的C、Si、Mn、P、S、Al、B、Ti和N进行说明，再对于可以选择添加的元素进行说明。
C：0.15～0.5质量％
为了高水平地达成在成形品内要求有均匀的特性时的高强度和延伸率的平衡，或者在单一成形品内要求有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域时，C特别是在低强度且高延展性的部位确保残余奥氏体上是重要的元素。另外在热压成形的加热时，C在奥氏体中稠化，由此淬火后能够形成残余奥氏体。此外，其也有助于马氏体量的增加，使强度上升。为了发挥这些效果，C含量需要为0.15％以上。
但是，若C含量过剩而高于0.5％，则作为最终制品的钢铁零件的强度变得过高。因此，这在汽车零件中，特别是需要压溃时的变形能力的零件中，成为变形能力降低的原因。另外，若C含量高于0.5％，则二相域加热区域变窄，无法高水平达成在成形品内要求有均匀的特性时的高强度与延伸率的平衡，或者在单一成形品内要求有相当于耐冲击部位和能量吸收部位的区域时，特别是难以调整为在低强度和高延展性的部位作为目标的金属组织(规定量确保铁素体、贝氏体铁素体、马氏体的组织)。C含量的优选的下限为0.17％(更优选为0.20％)，更优选的上限为0.45％(进一步优选为0.40％)。
Si：0.10～3质量％
Si发挥的效果是，抑制在模压淬火的冷却中马氏体被回火而形成渗碳体，和未相变的奥氏体被分解，从而使残余奥氏体形成。为了发挥这样的效果，需要Si含量为0.1％以上。另外若Si含量过剩而高于3％，则热成形后的韧性会劣化。另外，若Si含量高于3％，则在热轧后的冷却中将促进铁素体相变，这时所形成的铁素体中的TiC容易形成得粗大，无法得到抑制HAZ软化的效果。Si含量的优选的下限为0.5％(更优选为1.0％)，优选的上限为2.5％(更优选为2.0％)。
Mn：0.5～5质量％
Mn对于提高淬火性，抑制模压淬火的冷却中的马氏体、残余奥氏体以外的组织(铁素体、珠光体、贝氏体等)的形成是有效的元素。另外，还是使奥氏体稳定化的元素，是有助于残余奥氏体量增加的元素。为了发挥这样的效果，需要使Mn含有0.5％以上。只考虑特性时，优选Mn含量多的方面，但由于合金添加的成本上升，所以为5％以下。另外，若Mn含量高于5％，则Mn添加的效果相对于添加量而言难以提高，因此从成本效益的观点出发，也为5％以下。Mn含量的优选的下限为0.7％(更优选为1.0％)，优选的上限为2.5％(更优选为2.0％)。
P：0.05质量％以下(不含0％)
P是钢中不可避免地被包含的元素，但因为使延展性劣化，所以优选极力减少P。但是，极端的降低会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造上困难，因此为0.05％以下(不含0％)。P含量的优选的上限为0.045％(更优选为0.040％)。
S：0.05质量％以下(不含0％)
S也与P同样，是钢中不可避免地被包含的元素，因为使延展性劣化，所以优选极力减少S。但是，极端的降低会招致炼钢成本的增大，达到0％在制造上困难，因此为0.05％以下(不含0％)。S含量的优选的上限为0.045％(更优选为0.040％)。
Al：0.01～1质量％
Al作为脱氧元素有用，并且将钢中存在的固溶N作为AlN固定，对于延展性的提高有用。为了有效地发挥这样的效果，需要Al含量为0.01％以上。但是，若Al含量过剩而高于1％，则Al2O3过剩地生成，使延展性劣化。还有，Al含量的优选的下限为0.02％(更优选为0.03％)，优选的上限为0.8％(更优选为0.6％)。
B：0.0002～0.01质量％
B具有在高强度部位侧抑制铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变的作用，因此在加热到(Ac1相变点～Ac3相变点)的二相域温度后的冷却中，防止铁素体、珠光体、贝氏体的形成，是有助于确保残余奥氏体的元素。为了发挥这样的效果，需要使B含有0.0002％以上，但高于0.01％而使之过剩地含有，效果也是饱和。B含量的优选的下限为0.0003％(更优选为0.0005％)，优选的上限为0.008％(更优选为0.005％)。
Ti：0.005质量％～(3.4[N]+0.1)质量％([N]是N的含量(质量％))
Ti固定N，以固溶状态维持B，由此使淬火性的改善效果显现。为了发挥这样的效果，使之含有0.005％以上。通过使Ti在热冲压成形品内以固溶状态存在，且预先使析出的化合物微细地分散，从而借助焊接热冲压成形品时固溶的Ti作为TiC形成而带来的析出强化、和/或来自TiC的位错的移动防止效果带来的位错密度的增加延迟等的效果，能够抑制HAZ的强度降低。但是，若Ti含量过剩，相比Ti与N的化学计量比[N的含量的3.4倍]高于0.1％(即，若比3.4[N]+0.1％多)，则所形成的Ti含有析出物(例如TiN)粗大化，钢板的延展性降低。Ti含量的更优选的下限为3.4[N]+0.02％(进一步优选为3.4[N]+0.05％)，更优选的上限为3.4[N]+0.09％(进一步优选为3.4[N]+0.08％)。
N：0.001～0.01质量％
N是不可避免地混入的元素，优选尽可能减少，但在实际制程之中其减少存在极限，因此将0.001％作为下限。另外，若N含量过剩，则所形成的Ti含有析出物(例如TiN)粗大化，该析出物作为破坏的起点起作用，使钢板的延展性降低，因此使上限为0.01％。N含量的更优选的上限为0.008％(进一步优选为0.006％)。
还有，钢板的成分组成，若全部满足C：0.15质量％以上、Si：0.10质量％以上、Mn：0.5质量％以上、B：0.0002质量％以上和Ti：0.005质量％以上，则通过以恰当的热处理条件进行热处理，能够使钢铁零件的热影响部的硬度达到Hv300以上。
余量
在优选的一个实施方式中，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而带来的微量元素(例如As、Sb、Sn等)的混入。还有，例如，像P和S这样，通常其含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但关于其组成范围，存在如上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去其组成范围被另行规定的这部分元素的概念。
但是，不限定于此实施方式。只要能够维持本发明的实施方式的钢板的特性，也可以再含有任意的其他元素。以下例示能够如此选择性地使之含有的其他的元素。
(a)来自V、Nb、Zr中的一种以上，合计为0.001～0.1％以下
V、Nb和Zr形成微细的碳化物，具有利用钉扎效应使组织微细的效果。为此，优选含有这些元素，使之合计为0.001％以上。但是，若过剩，则形成粗大的碳化物，成为破坏的起点，反而使延展性劣化，因此优选为0.1％以下。这些元素的含量的更优选的下限，合计为0.005％(进一步优选为0.008％)，更优选的上限合计为0.08％(进一步优选为0.06％)。
(b)Cr和/或Mo合计为0.01～2％
Cr和Mo在用于使钢板的淬火性提高上是有效的元素，通过含有这些元素，能够期待成形品的硬度偏差的减小。为此，优选使这一种或两种(合计)含有0.01％以上。但是，若高于2％，则其效果饱和，并且成为成本上升的要因。因此，这些元素的含量的合计优选为2％以下(更优选为1％以下)。
(c)Ni和/或Cu合计为0.01～0.5％
Ni和Cu在想要赋予成形品以耐腐蚀性和耐延迟断裂性时添加。为了发挥这样的效果，优选使其一种或两种(合计)为0.01％以上。但是，若其含量高于0.5％而过剩时，则成为钢板制造时的表面疵点的发生原因。因此，这些元素的含量的合计优选为0.5％以下。
(d)来自Mg、Ca、REM中的一种以上，合计为0.0001～0.01％以下
Mg、Ca和REM(稀土元素)使夹杂物微细化，对于提高延展性有效。为此，优选合计使之含有0.0001％以上。若只考虑特性，则含量越多越优选，但由于效果饱和，所以优选合计为0.01％以下。
3.钢板20的金属组织
钢板20中，金属组织中的马氏体的面积率为70％以上。由此，能够提高钢板20的强度。还有，优选钢板的硬度为Hv300以上，特别优选为Hv360以上。
马氏体的面积率以如下方式求得。首先，在与钢板20的轧制方向平行，且与钢板20的表面正交的截面切断。以Nital(硝酸乙醇腐蚀液)对该切断面腐蚀，进行SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，识别马氏体与其他的金属组织。还有，SEM观察，在距钢板的表面，仅有钢板的厚度t的1/4的中心侧的位置(t/4位置)进行。而后，求得马氏体的面积相对于整个视野的面积的比例(马氏体的面积率)。
4.覆层部的成分组成
覆层部的成分组成适宜的是，含有
C：0.10～1.00质量％、
Si：0.2～1.20质量％、
Mn：1.0～20.0质量％、
Cr：1.0～30.0质量％和
Mo：0.30～1.00质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
这样的覆层部，能够由具有上述成分组成的焊丝形成。例如，能够由满足上述成分组成的金属材料所构成的实芯焊丝形成。另外，也能够由满足上述成分组成的钢制外皮，和填充在该外皮的中心部的焊剂所构成的药芯焊丝形成。
具有上述的成分组成的覆层部(和焊丝)，能够使热成形后的硬度达到Hv360以上。因为硬度高的(即，强度高的)覆层部难以发生变形，所以能够提高覆层部的加强作用。
另外，若由具有上述的成分组成的焊丝形成覆层部，则堆焊之后或热处理后，能够抑制在覆层部的内部形成过剩的马氏体。其结果是，能够减少因马氏体膨胀带来的自硬裂纹缺陷。
若以具有上述的成分组成的焊丝形成覆层部，则马氏体形成时的体积膨胀量能够与冷却时的热收缩量相抵，因此能够抑制伴随覆层部的形成而来的堆焊复合钢板的热应变(翘曲)。
还有，覆层部的硬度优选为Hv300以上，特别优选为Hv360以上。
覆层部(和焊丝)的上述成分组成之中，特别优选C含量、Mn含量和Cr含量分别为
C：0.10～0.50质量％，
Mn：1.0～5.0质量％和
Cr：1.0～5.0质量％。
覆层部(和焊丝)只要能够维持本发明的实施方式的覆层部的特性，则可以进一步含有任意的其他元素。以下例示能够如此选择性地使之含有的其他元素。
Ni：3.00质量％以下(不含0％)
Ni具有使焊接金属的韧性提高的效果。但是，若Ni含量添加得高于3.00％，则焊接时容易发生凝固裂纹，因此优选为3.00％以下。
Ti：0.20质量％以下(不含0％)
Ti在一边由焊丝产生电弧一边熔融的熔化极式电弧焊中，使电弧稳定，具有减少飞溅的效果。但是，若Ti含量高于0.20％而添加，则过渡熔滴大粒化，不稳定，因此优选为0.20％以下。
Cu：0.50质量％以下(不含0％)
Cu作为焊接金属虽然找不到有益性，但在焊丝的表面实施镀铜，则导电嘴的磨耗速度降低，能够提高长时间焊接性。但是，若Cu含量高于0.50％，则改善耐磨耗性的效果饱和，此外，焊接金属容易发生凝固裂纹，因此优选为0.50％以下。
S：0.020质量％以下(不含0％)
S提高熔融金属的润湿性，有助于堆焊时的外观提高和焊接速度提高。但是若S含量高于0.020％而进行添加，则焊接金属容易发生凝固裂纹，因此优选为0.020％以下。以此为上限。
Co：1.00质量％以下(不含0％)
若添加Co，则经过堆焊后的热处理，容易得到高硬度。但是，若Co含量高于1.00％，则堆焊之后或热处理后，在覆层部的内部形成过剩的马氏体，容易发生因马氏体膨胀造成的自硬裂纹缺陷。因此，Co含量优选为1.00％以下。
V：1.00质量％以下(不含0％)
若添加V，则经过堆焊后的热处理，容易得到高硬度。但是，若V含量高于1.00％，则堆焊之后或热处理后，在覆层部的内部形成过剩的马氏体，容易发生因马氏体膨胀造成的自硬裂纹缺陷。因此，V含量优选为1.00％以下。
W：2.00质量％以下(不含0％)
若添加W，则经过堆焊后的热处理，容易得到高硬度。但是，若W含量高于2.00％，则在堆焊之后或热处理后，覆层部的内部形成过剩的马氏体，容易发生因马氏体膨胀造成的自硬裂纹缺陷。因此，W含量优选为2.00％以下。
B：0.020质量％以下(不含0％)
若添加B，则经过堆焊后的热处理，容易得到高硬度。但是，若B含量高于0.020％，则容易在焊接中发生凝固裂纹。因此，B含量优选为0.020％以下。
5.制造方法
接下来，说明本发明的实施方式的钢铁零件的制造方法。
钢铁零件的制造方法，包括如下工序：(1)准备堆焊复合钢板的工序；(2)对于堆焊复合钢板进行热成形的工序；和(3)冷却热成形后的堆焊复合钢板的工序。
工序(1)：准备堆焊复合钢板的工序
准备包含具有上述的“2.钢板20的成分组成”所规定的成分组成的钢板20，和设于钢板20的指定位置的覆层部30的堆焊复合钢板。
覆层部30在最终得到的钢铁零件10中，设于想要强化的部分所对应的位置。例如，作为钢铁零件10而制造B柱时，在成形为B柱上部的部分设置覆层部30。
准备所述堆焊复合钢板的工序中，例如，能够包括(1a)准备钢板20，(1b)在钢板20的指定位置焊接焊丝而形成覆层部。
(1a)准备钢板20
钢板20能够以例如以下这样的方法准备。
对于熔炼具有规定的成分组成的钢材得到的铸片，以加热温度：1100℃以上(优选为1150℃以上)且1300℃以下(优选为1250℃以下)，使终轧温度为850℃以上(优选为900℃以上)且1050℃以下(优选为1000℃以下)而进行热轧，其后立即以20℃/秒以上(优选为30℃/秒以上)的平均冷却速度，冷却(急冷)至650℃以下(优选为625℃以下)，从620℃至580℃，以10℃/秒以下(优选为5℃/秒以下)的平均冷却速度进行冷却，其后以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却后，以350℃以上(优选为380℃以上)且450℃以下(优选为430℃以下)卷取。将如此得到的长条的钢板，切断成合适的大小。
(1b)在钢板20的指定位置焊接焊丝而形成覆层部
在切断的钢板20的表面上熔融焊丝，在钢板20的指定位置形成覆层部30。作为焊丝，适合的是具有上述的“4.覆层部的成分组成”所规定的成分组成的实芯焊丝，或具有该成分组成的由钢制外皮和填充在该钢制外皮的中心部的焊剂构成的药芯焊丝。作为将焊丝熔敷在钢板20的表面的方法，能够利用已知的堆焊法，特别是以电弧堆焊为宜。作为电弧堆焊，具体来说，可列举熔化极式气体保护电弧(MAG)堆焊和非熔化极式气体保护电弧(TIG、等离子体)堆焊。
特别是从覆层部的形成的效率、经济性和处理性等的综合的观点出发，熔化极式气体保护电弧焊法最佳。本焊接法也称为MAG焊。本法中一边送给焊丝，一边使电弧发生而使焊丝熔融，使母材的一部分一起熔融混合而生成焊接金属。在本发明的实施方式中，以本焊接法形成覆层，即使形成于母材钢板之上。作为保护气体，能够使用CO2气体(CO2100％)、CO2+Ar这两种的混合气体、或CO2+Ar+O2这三种的混合气体。如果是混合气体，则Ar比率越高，飞溅越少。Ar气体(Ar100％)在用实芯焊丝时使电弧变得不稳定，因此不能使用，但药芯焊丝时可以使用。
如此制造的堆焊复合钢板，在覆层部与钢板之间具有热影响部。热影响部因为是在实施热处理之前，所以硬度低，例如低于Hv300。
还有，在堆焊复合钢板的表面也可以设置镀层。作为形成镀层的方法(镀覆法)，能够适用对于钢板通常进行镀覆法。具体来说，适宜的有熔融镀锌法、电镀锌法、或合金化镀锌法。
工序(2)：热成形堆焊复合钢板的工序
将所得到的堆焊复合钢板，加热至钢板的Ac3点以上的温度T1而进行热成形。热成形例如是热冲压(热压)。通过热冲压，能够将堆焊复合钢板成形为具有预期形状的钢铁零件。热冲压中使用的模具，优选在与覆层部的形成位置对应的位置具备适合覆层部的形状的凹部，从而不会因热冲压而致使覆层部完全平坦。还有，最终得到的钢铁零件的强度，如果在设有覆层部的部分高，在没有覆层部的部分低，则在热冲压中覆层部的形状也可以变化(例如，覆层部的高度变低等)。
即使是有热应变的堆焊复合钢板，经过该热成形工序，也能够除去热应变(残余应力)。
将堆焊复合钢板成形为规定的钢铁零件的形状时，从模具施加到堆焊复合钢板的压力，能够依据钢板的厚度、钢铁零件的形状尺寸而适宜设定，一般来说为0～100MPa，例如5～70MPa。从模具施加到堆焊复合钢板的压力，对热成形后的冷却速度带来影响。在本发明的实施方式中，优选所得到的平均冷却速度，其能够取得具有预期的金属组织(马氏体面积率为70％以上)的钢板，如此来控制模具的压力。
工序(3)：冷却热成形后的堆焊复合钢板的工序
将经过热成形的堆焊复合钢板，冷却至钢板的Ms点以下的温度T2为止。这时，使所述钢板中的金属组织中的马氏体面积率达到70％以上而进行冷却。由此，在作为最终制品的钢铁零件中，能够提高钢板的强度。
还有，所谓“使所述钢板中的金属组织中的马氏体达到70％以上而进行冷却”，是在具有本发明的实施方式的成分组成的钢板中，例如，从热成形时的温度T1(相当于冷却开始温度)，至冷却结束温度T2，能够使平均冷却速度为5℃/秒以上，优选为20℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但以模具夹住堆焊复合钢板这样进行冷却时，从可以实现这样的意义出发，平均冷却速度优选为100℃/秒以下。关于冷却，T1～T2为止也可以是固定的冷却速度，另外冷却速度也可以变化。还有，要想淬火性优异的钢板，如果使平均速度为3℃/秒以上，则也能够使马氏体面积率为70％以上。
如此，能够得到具有希望的特性的钢铁零件。还有，在冷却状态的钢铁零件中，钢板中的马氏体缺乏延展性。因此，为了提高钢板的延展性，也可以对钢铁零件进行回火，使钢板中的马氏体成为回火马氏体。
在本发明的实施方式的钢铁零件的制造方法中，在工序(1)中产生的热影响部(HAZ)，经过工序(2)的热成形和工序(3)的冷却而得到热处理。热处理前的HAZ因HAZ软化而强度(和硬度)变低，但通过热处理，强度(和硬度)提高。由此，钢铁零件将难以发生以HAZ为起点的裂纹。
另外，本发明的实施方式的钢铁零件的制造方法中，由工序(1)形成覆层部后，由工序(2)进行热成形。因此，即使在工序(1)中堆焊复合钢板发生翘曲，该翘曲也会经其后的热成形得到矫正，因此在最终得到的钢铁零件中，能够充分降低因覆层引起的翘曲。
【实施例】
在本实施例中，使用堆焊复合钢板，进行5种测量。测量的种类是，测量(1)：热应变测量，测量(2)：焊接部观察，测量(3)：金属组织观察，测量(4)：硬度测量，和测量(5)弯曲压溃试验。
以下对于各测量的详情，和各测量中使用的试料的制作步骤进行说明。
(1)热应变测量
热应变以热处理前的堆焊复合钢板的翘曲进行评价。如图2A所示，准备在长方形的钢板200A上形成有两列覆层部30的堆焊复合钢板100。如图2B所示，使堆焊复合钢板100的背面100b(没有形成覆层部30的面)朝下，将测量用试料100放置在划线台90上。分别以测高计读取测量用试料100的纵长方向的两端与划线台90的表面的距离h1、h2(跳ね上がり：翘起)。距离h1、h2均在10mm以下时为合格(表4中为“OK”)，距离h1、h2的至少一者高于10mm时为不合格(表4中为“NG”)。
(2)焊接部观察
在焊接部观察中，整体上目视观察热处理前的堆焊复合钢板的覆层部，再以50倍的显微镜观察。目视和显微镜的观察的任意一项中都完全未能确认到裂纹为合格(表4中为“OK”)，确认到裂纹时为不合格(表4中为“NG”)。
(3)金属组织观察
在金属组织观察中，热处理后的堆焊复合钢板之中，只以钢板部分的金属组织为对象。首先，在与钢板的轧制方向平行且与钢板的表面正交的截面切断堆焊复合钢板。在图2A所示的堆焊复合钢板100中，如果X方向(钢板200A的宽度方向)是轧制方向，则沿C－C线将堆焊复合钢板100切断成2块。将一方的切断片埋入树脂后，研究切断片的切断面。对于经过研磨的切断面以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，进行SEM(倍率：1000倍或2000倍)观察，识别马氏体与其他的金属组织。还有，SEM观察在距钢板的表面只有钢板的厚度t的1/4的中心侧的位置(t/4位置)进行。然后，求得马氏体的面积相对于视野整体的面积的比例(马氏体的面积率)。马氏体的面积率在70％以上时为合格(表4中为“OK”)，低于70％时为不合格(表4中为“NG”)。
(4)硬度测量
硬度测量使用热处理后的堆焊复合钢板。在通过第一覆层部31和第二覆层部32，与钢板的轧制方向平行且与钢板的表面正交的截面，切断热处理后的堆焊复合钢板。图2A所示的堆焊复合钢板100中，如果X方向(钢板200A的宽度方向)是轧制方向，则沿C－C线将堆焊复合钢板100切断成2块。将一方的切断片埋入树脂后，研磨切断片的切断面。在经过研磨的切断面，测量钢板部分、热影响部和覆层部的硬度。为了特定钢板200A、热影响部40和覆层部30，对于切断面进行苦醇腐蚀。
还有，也可以使用金属组织观察中使用的切断片进行硬度测量。这时，优选在研磨了经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的切断面之后，再进行硬度测量。
硬度测量的测量位置，评价标准如下。
堆焊复合钢板100的切断面的示意图显示在图3A中。在切断面中，假设3条线H1～H3。第一条线H1，与钢板200A的背面200b正交，是从第一覆层部31的中央附近通过第一热影响部41而抵达至钢板200A的背面200b的线。第二条线H2，与钢板200A的背面200b正交，是从第二覆层部32的中央附近通过第二热影响部42而抵达至钢板200A的背面200b的线。第三条线H3，与钢板200A的背面200b正交，是从第二覆层部与第二热影响部42的边界线，通过焊道会聚部40x，抵达至钢板200A的背面200b的线。所谓“焊道会聚部40x”，是指第一热影响部41与第二热影响部42交叉的部分，是钢板200A和热影响部40的边界线成为凸状的部分。沿这些线H1～H3之上，以0.25mm的间距进行显微维氏硬度测量。
作为比较例，测量没有覆层部的钢板的硬度时，测量位置如下。在与钢板的轧制方向平行且与钢板的表面正交的截面进行切断。钢板200A的切断面的示意图显示在图3B中。作为切断面，假设与钢板200A的背面200b正交，从钢板200A的表面200a抵达至背面200b的线H4，沿着线H4，以0.25mm的间距进行显微维氏硬度测量。
在各测量试料中，将全部的硬度测量的测量值之中最低的值记述在表4的“最低硬度”中。另外，该“最低硬度”在覆层部30测量为“A”，在热影响部40测量时为“B”，在钢板20测量时为“C”，将其记述在表4的“最低硬度的位置”。
此外，若以上述的测量方法进行测量，则在热影响部的多处进行硬度测量。在各测量试料中，由热影响部的测量得到的多个测量值之中，评价最低的值。表4的“热影响部的硬度”中，热影响部的最低硬度在Hv300以上时为合格(表4中为“OK”)，低于Hv300时为不合格(表4中为“NG”)。
(5)弯曲压溃试验
弯曲压溃试验在测量(2)的焊接部观察中成为合格的堆焊复合钢板中进行。这是因为，焊接部观察中成为不合格的堆焊复合钢板，在进行弯曲压溃试验前，已经发生裂纹，因此不能准确观察弯曲压溃试验中发生的裂纹。
在弯曲压溃试验中，使用成形为帽槽的堆焊复合钢板。
如图4A所示，准备宽240mm，长400mm，厚1.4mm的钢板200B。钢板200B的准备方式为，使纵长方向与轧制方向正交。在钢板200B的表面设置两组2列1组的覆层部。即，钢板200B在表面具有第一覆层对310(第一覆层部311和第二覆层部312)，和第二覆层对320(第三覆层部321和第四覆层部322)。将该堆焊复合钢板200，如图4B所示加工成帽槽210的形状。加工方法，根据目的以热加工(例如热冲压等的热成形)或冷加工(例如压弯机)进行。
另行准备用于覆盖帽槽210的开口部分(图4B的下侧)的底板220。底板220使用宽122mm，长400mm，厚1.4mm的590DP钢板。底板220以使纵长方向与轧制方向正交的方式准备。
以覆盖帽槽210的开口的方式配置底板220，点焊帽槽210的凸缘215与底板220(图4B)。点焊沿着帽槽的纵长方向在多处(例如，30mm间距13处)进行。经点焊将帽槽210固定于底板220上，得到弯曲压溃试验用的试验体250。还有，在试验体的两端邻域(从端部起至大约40mm的范围)设置加强材230。
如图4C所示，使试验体250的背面(底板220侧)向下而配置在两个支承体500之上。支承体500的间隔(跨距)为360mm，以支承体500支承试验体250的纵长方向(Y方向)的两端邻域。还有，在试验体250与各支承体500之间夹隔Teflon(注册商标)制的片。
在以支承体500支承试验体250的状态下，用压头600按压帽槽210的上表面。压头600使用具有半径127mm的半圆柱形状的压头。压头600以靠近试验体250的纵长方向的大体中央附近的方式配置后，以压陷速度20mm/分钟，使之下降80mm。由此，试验体250在支承体500之间向下弯曲变形(弯曲压溃)。还有，在试验体250与压头600之间夹隔Teflon(注册商标)制的片。
在弯曲压溃的试验体250之中，目视观察帽槽210的上表面(更具体地说，是上表面之中弯曲变形的范围)。目视观察中，钢板200B的热影响部(在覆层部311、312、313和314的周围)完全未能确认到裂纹时为合格(表4中为“OK”)，确认到裂纹时为不合格(表4中为“NG”)。
＜试料制作＞
接着，对于上述的测量(1)～(5)中所使用的试料的制作方法进行说明。
根据表1～表3所示的成分组成和制造条件，准备试料No.1～17、101～105、107～115和201～206。
在表1～表3中，带星号(＊)的数值和条件，表示脱离本发明的实施方式的范围或条件。
真空熔炼具有表1所示的成分组成的钢材，成为实验用板坯后，进行热轧成为钢板，其后实施模拟冷却卷取的处理。冷却至卷取温度(400℃)后，将试料放入加热至卷取温度的炉中，保持30分钟后炉冷。其后实施冷轧，以热处理模拟器模拟连续退火。在连续退火的模式中，将冷轧钢板加热至800℃后，保持90秒，以20℃/秒的平均冷却速度冷却至500℃，保持300秒。其后，空冷至室温。得到的钢板的厚度为1.4mm。
由得到的钢板，分别准备测量(1)～(4)用的试料(将其称为“试料A”)所使用的钢板片(钢板片200A)，测量(5)用的试料(将其称为“试料B”)的钢板片(钢板片200B)。
以下说明试料A和B的制作步骤。
(试料A的制作)
切断如以上述方式准备的钢板，制成宽100mm、长400mm、厚1.4mm的钢板片200A(图2A)。这时，使钢板片200A的纵长方向(图2A的Y方向)与钢板的轧制方向(图2A的X方向)正交而制成钢板片200A。而后，如图2A所示，在钢板片200A的表面形成两列覆层部30(第一覆层部31，第二覆层部32)。覆层部30由熔化极式气体保护电弧焊形成，焊接条件为，焊接电流：130A，电弧电压：15.5V，焊接速度：1000mm/分钟，保护气体：表2所述的气体。
两列覆层部30以两焊道形成。首先，在钢板片200A的宽度方向的大致中央，形成沿钢板片200A的纵长方向延伸的第一覆层部31(第一道次)，其次，与第一覆层部31平行地形成第二覆层部32(第二道次)。第二道次所形成的第二覆层部32，与第一道次所形成的第一覆层部31的一部分重叠而形成。通过使用具有表2所示的成分组成的实芯焊丝，形成具有表2所示的成分组成的覆层部。
试料No.101和102未形成覆层部。
使用钢板片200A上设有覆层部30的堆焊复合钢板100(图2A)，进行(1)热应变测量，接着进行(2)焊接之后的焊接部观察。测量(1)和(2)的测量结果显示在表4中。
接着，对于堆焊复合钢板100，按表3的热处理条件进行热处理。具体来说，将堆焊复合钢板加热至表3所示的“升温温度”，以此温度保持2分钟。其后，以表3所示的“冷却速度”冷却至表3所示的“冷却结束温度”。关于各试料所使用的钢板的Ac3点和Ms点也显示在表3中。还有，各试料的Ac3点和Ms点，分别运用以下的式(1)和式(2)求得。
Ac3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]…(1)
Ms点(℃)＝550－361×[C]－39×[Mn]－10×[Cu]－17×[Ni]－20×[Cr]－5×[Mo]+30×[Al]…(2)
式(1)和式(2)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和Ni的含量(质量％)。另外，式(1)和式(2)的各项所示的元素不被包含时，取消该项进行计算。
使用热处理完毕的堆焊复合钢板100，进行(3)金属组织观察，接着进行(4)硬度测量。测量(3)和(4)的测量结果显示在表4中。
还有，试料No.101(无覆层部)和No.103(有覆层部)未进行热处理。另外，试料No.104(有覆层部)，对于覆层部形成前的钢板，以表3的热处理条件实施热处理后再形成覆层部，在覆层部形成后未进行热处理。
(试料B的制作)
切断以上述方式准备的钢板而制成宽240mm、长400mm、厚1.4mm的钢板片200B(图4A)。这时，使钢板片200B的纵长方向(图4A的Y方向)，与钢板的轧制方向(图4A的X方向)正交而制成钢板片200B。而后，如图4A和图4B所示，在钢板片200B的表面，形成两组2列1组的覆层部。第一覆层对310(第一覆层部311和第二覆层部312)由两焊道形成，此外，第二覆层对320(第一覆层部321和第二覆层部322)由两焊道形成。覆层部310、320以熔化极式气体保护电弧焊形成，焊接条件为，焊接电流：130A，电弧电压：15.5V，焊接速度：1000mm/分钟，保护气体：表2所述的气体。
覆层对310、320沿着钢板片200B的纵长方向形成。钢板100B的宽度方向的覆层对310、320的形成位置，其设定方式为，在加工成图4B所示这样的帽槽210的形状时，在帽槽210的上表面配置覆层对310、320。更具体地说，上表面之中，在距离与侧面的脊线约5mm的位置定位覆层对310、320，如此设定其形成位置。通过使用具有表2所示的成分组成的实芯焊丝，形成具有表2所示的成分组成的覆层部。
试料No.101和102未形成覆层部。
将设有覆层部的堆焊复合钢板200，成形为图4B所示的尺寸形状的帽槽。试料No.103和104由压弯机进行冷成形，其以外的试料，以热冲压进行热成形。热冲压的条件适用表2所示的热处理条件的温度、冷却速度、冷却结束温度。另外，热冲压时的加工力为1000kN。由模具对堆焊复合钢板200的平均加压约10MPa。
作为底板220，准备宽122mm、长400mm、厚1.4mm的590DP钢板。还有，底板220的纵长方向与轧制方向正交。
如图4B所示，以覆盖帽槽210的开口的方式配置底板220，点焊帽槽210的凸缘215与底板220，得到试验体250。点焊沿着帽槽的纵长方向，以30mm间距焊接13处。从试验体250的端部至大约40mm的范围用加强材230加强。
如图4C所示，将试验体250配置在两个支承体500之上，使用压头600进行弯曲压溃试验。
还有，试料No.101(无覆层部)，和No.103(有覆层部)未进行热处理。另外，试料No.104(有覆层部)，是对于覆层部形成前的钢板，以表3的热处理条件进行热处理后再形成覆层部，覆层部形成后未进行热处理。
【表1】
Figure GDA0002086559980000261
【表2】
Figure GDA0002086559980000271
【表3】
Figure GDA0002086559980000281
【表4】
Figure GDA0002086559980000291
考察表4的结果。
试料No.1～17、105和107～115，是全部满足本发明的实施方式的钢板的成分组成和金属组织与制造条件的实施例。因此，能够使热影响部的强度达到Hv300以上。这些试料在弯曲压溃试验中未发生裂纹。还有，在试料No.112～115中，因为覆层部的成分组成脱离优选的范围，所以焊接部发生裂纹。因为不能识别焊接部的裂纹和弯曲压溃试验的裂纹，所以对于试料No.112～115未进行弯曲压溃试验。
另外，试料No.107～111中，覆层部(即，焊丝)的成分组成脱离优选的范围。试料No.107中C不足，试料No.108中Si不足，试料No.109中Mn不足，试料No.110中Cr不足，试料No.111中Mo不足。其结果是，马氏体形成时的体积膨胀量不足，不能与热收缩量相抵，热处理前的堆焊复合钢板中发生热应变。还有，如上述，该热应变可以通过对于堆焊复合钢板进行热处理(热成形)而消除。
试料No.101和102，是没有设置覆层部的钢板的试料。因为试料No.101未进行热处理，所以钢板中的马氏体的面积率低于70％。试料No.102因为以恰当的条件实施了热处理，所以钢板中的马氏体的面积率高于70％。如此，可知通过满足本申请的热处理条件，能够使钢板中的马氏体的面积率达到70％以上。
试料No.103未进行热处理。因此，热影响部未得到热处理，热影响部的硬度变低。另外，钢板中的马氏体的面积率低于70％。
试料No.104中，在覆层部的形成前进行钢板的热处理，在覆层部的形成后未进行堆焊复合钢板的热处理。因此，热影响部未得到热处理，热影响部的硬度变低。另外，覆层部(即，焊丝)的成分组成之中C量比优选的范围少。其结果是，马氏体形成时的体积膨胀量不足，不能与热收缩量相抵，热处理前的堆焊复合钢板中发生热应变。
试料No.201～206中，钢板的成分组成脱离本申请的范围。因此，钢板中的马氏体的面积率低于70％。
本申请伴随以申请日为2016年9月30日的日本国专利申请，特愿第2016－194638号为基础申请的优先权主张。特愿第2016－194638号作为参照而编入本说明书。
【符号的说明】
10 钢铁零件
20 钢板
30 覆层部
40 热影响部

Claims (11)

1.一种钢铁零件的制造方法，其中，包括如下工序：
准备含有钢板和设在该钢板上的一个以上的覆层部的堆焊复合钢板的工序，所述钢板含有
C：0.15～0.5质量％、
Si：0.10～3质量％、
Mn：0.5～5质量％、
P：0.05质量％以下但不含0质量％、
S：0.05质量％以下但不含0质量％、
Al：0.01～1质量％、
B：0.0002～0.01质量％、
Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％，其中，[N]表示以质量％计的N的含量、和
N：0.001～0.01质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成；
将所述堆焊复合钢板以所述钢板的Ac3点以上的温度进行热成形的工序；和
以使所述钢板的金属组织中的马氏体的面积率达到70％以上的方式，将经过热成形的所述堆焊复合钢板冷却至所述钢板的Ms点以下的温度为止的工序。
2.根据权利要求1所述的制造方法，其中，所述钢板还含有如下中的任一项以上：
(a)来自V、Nb和Zr中的一种以上，合计为0.1质量％以下但不含0质量％；
(b)Cr和/或Mo，合计为0.01～2质量％；
(c)Ni和/或Cu，合计为0.01～0.5质量％；和
(d)来自Mg、Ca和REM中的一种以上，合计为0.01质量％以下但不含0质量％。
3.根据权利要求1所述的制造方法，其中，准备所述堆焊复合钢板的工序包括如下步骤：
准备所述钢板的步骤；
在所述钢板上焊接焊丝而形成所述覆层部的步骤。
4.根据权利要求3所述的制造方法，其中，所述焊丝含有
C：0.10～1.00质量％、
Si：0.2～1.20质量％、
Mn：1.0～20.0质量％、
Cr：1.0～30.0质量％、和
Mo：0.30～1.00质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其中，所述焊丝的C含量、Mn含量和Cr含量分别是
C：0.10～0.50质量％、
Mn：1.0～5.0质量％、和
Cr：1.0～5.0质量％。
6.根据权利要求4或5所述的制造方法，其中，所述焊丝中，还含有如下中的任一个以上：
Ni：3.00质量％以下但不含0质量％、
Ti：0.20质量％以下但不含0质量％、
Cu：0.50质量％以下但不含0质量％、
S：0.020质量％以下但不含0质量％、
Co：1.00质量％以下但不含0质量％、
V：1.00质量％以下但不含0质量％、
W：2.00质量％以下但不含0质量％、和
B：0.020质量％以下但不含0质量％。
7.一种钢铁零件，其具有
钢板、
设于所述钢板上的一个以上的覆层部；和
设于所述覆层部与所述钢板之间的热影响部，
所述钢板的成分组成中，含有
C：0.15～0.5质量％、
Si：0.10～3质量％、
Mn：0.5～5质量％、
P：0.05质量％以下但不含0质量％、
S：0.05质量％以下但不含0质量％、
Al：0.01～1质量％、
B：0.0002～0.01质量％、
Ti：0.005～(3.4[N]+0.1)质量％，其中，[N]表示以质量％计的N的含量、和
N：0.001～0.01质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述钢板的金属组织中，马氏体的面积率为70％以上，
所述热影响部的硬度为Hv300以上，
所述覆层部的硬度为Hv300以上。
8.根据权利要求7所述的钢铁零件，其中，所述钢板还含有如下中的任一项以上：
(a)来自V、Nb和Zr中的一种以上，合计为0.1质量％以下但不含0质量％；
(b)Cr和/或Mo，合计为0.01～2质量％；
(c)Ni和/或Cu，合计为0.01～0.5质量％；和
(d)来自Mg、Ca和REM中的一种以上，合计为0.01质量％以下但不含0质量％。
9.根据权利要求7或8所述的钢铁零件，其中，所述覆层部含有
C：0.10～1.00质量％、
Si：0.2～1.20质量％、
Mn：1.0～20.0质量％、
Cr：1.0～30.0质量％和
Mo：0.30～1.00质量％，
余量由铁和不可避免的杂质构成。
10.根据权利要求9所述的钢铁零件，其中，所述覆层部的C含量、Mn含量和Cr含量分别为C：0.10～0.50质量％、
Mn：1.0～5.0质量％、和
Cr：1.0～5.0质量％。
11.根据权利要求9所述的钢铁零件，其中，所述覆层部还含有如下中的任一项以上：
Ni：3.00质量％以下但不含0质量％、
Ti：0.20质量％以下但不含0质量％、
Cu：0.50质量％以下但不含0质量％、
S：0.020质量％以下但不含0质量％、
Co：1.00质量％以下但不含0质量％、
V：1.00质量％以下但不含0质量％、
W：2.00质量％以下但不含0质量％、和
B：0.020质量％以下但不含0质量％。
CN201780058697.XA 2016-09-30 2017-09-13 钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板 Active CN109790592B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016194638 2016-09-30
JP2016-194638 2016-09-30
PCT/JP2017/033104 WO2018061779A1 (ja) 2016-09-30 2017-09-13 鉄鋼部品およびその製造方法ならびに鉄鋼部品用の鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109790592A CN109790592A (zh) 2019-05-21
CN109790592B true CN109790592B (zh) 2021-04-27

Family

ID=61763499

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780058697.XA Active CN109790592B (zh) 2016-09-30 2017-09-13 钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190226048A1 (zh)
EP (1) EP3521458B1 (zh)
JP (1) JP6925915B2 (zh)
CN (1) CN109790592B (zh)
ES (1) ES2906080T3 (zh)
WO (1) WO2018061779A1 (zh)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7110685B2 (ja) * 2018-04-03 2022-08-02 日本製鉄株式会社 プレス成形品の製造方法、プレス成形品、及び熱間プレス成形金型
JP7082541B2 (ja) * 2018-07-20 2022-06-08 三菱重工業株式会社 補修溶接方法
JP7081531B2 (ja) * 2019-02-26 2022-06-07 トヨタ自動車株式会社 テーラードブランク材の製造方法
JP2020131280A (ja) * 2019-02-26 2020-08-31 トヨタ自動車株式会社 テーラードブランク材の製造方法
KR102108350B1 (ko) * 2019-11-26 2020-05-07 주식회사 아세아테크 철도 차륜 재생용 용접부재 및 이를 이용한 철도 차륜의 재생방법
BR112022016203A2 (pt) * 2020-03-11 2022-10-04 Kobe Steel Ltd Método de produção de um componente de aço
EP4159884A1 (en) * 2020-08-03 2023-04-05 JFE Steel Corporation Solid wire for gas metal arc welding use
KR20230158578A (ko) * 2021-06-15 2023-11-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 용접 구조체
TWI802116B (zh) * 2021-11-30 2023-05-11 財團法人金屬工業研究發展中心 多層道銲接之解析方法及多層道銲接品質的評估方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52120911A (en) * 1976-04-05 1977-10-11 Nippon Steel Corp Prevention of crack at grain boundary at high temperature
JPS6267151A (ja) * 1985-09-19 1987-03-26 Nippon Kokan Kk <Nkk> 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼
JP2546071B2 (ja) * 1990-12-28 1996-10-23 日本鋼管株式会社 耐水素剥離割れ特性に優れた圧延クラッド鋼板
JP4894288B2 (ja) * 2005-12-28 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板
JP4901324B2 (ja) * 2006-06-20 2012-03-21 株式会社小松製作所 硬化肉盛層形成方法
US10035324B2 (en) * 2010-09-16 2018-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Formed member and manufacturing method thereof
JP2012219682A (ja) * 2011-04-07 2012-11-12 Hitachi Ltd 蒸気タービン用ロータシャフトと、それを用いた蒸気タービン
EP2995691B1 (en) 2011-07-21 2017-09-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for producing hot-pressed steel member
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
JP6244267B2 (ja) * 2014-06-11 2017-12-06 株式会社神戸製鋼所 肉盛溶接体
CN108349004B (zh) * 2015-12-18 2021-06-29 自动工程有限公司 增强型结构部件

Also Published As

Publication number Publication date
JP6925915B2 (ja) 2021-08-25
JP2018059190A (ja) 2018-04-12
US20190226048A1 (en) 2019-07-25
EP3521458B1 (en) 2022-01-19
EP3521458A4 (en) 2020-04-29
WO2018061779A1 (ja) 2018-04-05
CN109790592A (zh) 2019-05-21
ES2906080T3 (es) 2022-04-13
EP3521458A1 (en) 2019-08-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109790592B (zh) 钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板
KR101921441B1 (ko) 프레스 경화용 강 및 그 강으로부터 제조된 프레스 경화 부품
KR102084936B1 (ko) 심 용접성이 우수한 고강도 강판
KR102098215B1 (ko) 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR101137270B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR102210135B1 (ko) 용접 구조 부재용 고강도 도금 강판 및 이의 제조법
KR100697905B1 (ko) 스폿 용접성 및 재질안정성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP4791992B2 (ja) スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN115404406A (zh) 高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法
JP4661306B2 (ja) 超高強度熱延鋼板の製造方法
US11572603B2 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
KR20200083519A (ko) 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
US20160312329A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same (as amended)
KR20140002740A (ko) 용융 Ｚｎ-Ａｌ-Ｍｇ계 도금 강판 및 제조방법
CN112334266B (zh) 钢板、拼焊坯料、热压成型品、钢管、中空状淬火成型品及钢板的制造方法
EP3521474A1 (en) High-strength plated steel sheet and production method therefor
KR20190022769A (ko) 박강판 및 그의 제조 방법
JP4495064B2 (ja) 熱間プレス用鋼板
KR20200133391A (ko) 레이저 용접 이음매 및 자동차용 골격 부품
US20210404032A1 (en) A method of manufacturing martensitic steel and a martensitic steel thereof
JP7326247B2 (ja) 熱間成形された部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品に熱間成形する方法
CN110088331B (zh) 焊接性优异的电阻焊钢管用热轧钢板及其制造方法
US20230127243A1 (en) Steel sheet, member, and method for producing them
JP2022535352A (ja) ホットスタンプされた部品を製造するための鋼ストリップ、シート又はブランク、部品、及びブランクを部品にホットスタンプする方法
CN115362275B (zh) 钢板、部件及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant