CN110042321B - 具有弯曲性的hpf成型构件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供弯曲性优异的HPF成型构件及其制造方法。HPF成型构件在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层，所述坯料钢板以重量％计包含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及其他杂质，在所述坯料钢板的表层部内，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；在所述坯料钢板表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。

Description

具有弯曲性的HPF成型构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于要求耐撞特性的汽车用结构构件的HPF成型构件，更详细而言，涉及一种如下的HPF成型构件及其制造方法，即：将钢材加热到奥氏体单相区，用模具急速冷却，并实施热轧成型，从而具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度。

背景技术

近来，汽车行业中为了车身轻量化及乘客保护，对耐撞特性优异的超高强度钢材开发及其适用的需求非常大。为了确保这样的特性，热衷于研究具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度的钢材，但是，因超高强度不具有充分的成型性，难以成型具有复杂形状的构件，而且由于回弹而难以保证形状的精度。

为了解决上述那样的问题，提出了热压成型法(HPF，Hot Press Forming)，作为这种方法可举例在US6296805等中提出的技术。该专利公开的技术中，在高温对具有耐热性的熔融镀铝钢材进行热处理后，通过热成型而成型出构件，接着进行急速冷却，在构件整体上保证马氏体，从而制造具有超高强度的HPF成型构件。但是，通过上述技术制造出的HPF成型构件中，为确保超高强度而在HPF成型构件的整个厚度上主相为马氏体，其分率为100％。偶尔在通过模具进行的冷却速度变慢或成型构件为薄板钢材(1mm以下)的情况下，在马氏体晶界会生成铁素体或/及贝氏体，这些导致HPF成型构件的强度及弯曲性能降低，因此这些相被认为是原来不期望的相。

另外，大家公认评价HPF形成构件的耐撞特性的代表性指标为弯曲性。例如，如汽车B柱(B-pillar)等，所需要的特性(弯曲性)为，在车辆从侧面被碰撞而HPF成型构件弯曲时，能够使其弯曲至特定距离(角度)以上，而不断裂。但是，已知的是，由于构件自身的超高强度及组织上弯曲性脆弱的马氏体，整个厚度由马氏体及/或晶界铁素体构成的HPF成型构件的弯曲性是差劣的。如果为了提高弯曲性而使HPF成型构件的组织形成为贝氏体，则难以保证超高强度。

因此，本发明人研究了能够确保HPF成型构件的超高强度的同时能够提高弯曲性来确保耐撞特性的方法。

发明内容

要解决的技术问题

本发明是为解决现有技术中存在的问题而提出的，其目的在于，提供一种HPF成型构件，其能够适用于要求耐撞特性的汽车用结构构件等中，且具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度，而且弯曲性优异。

另外，本发明的目的在于，提供一种制造上述的HPF成型构件的方法。

但是，本发明要解决的问题不限于上述提及的课题，本发明的技术领域人员可以通过以下记载内容会明确理解没有提及的其他问题。

解决问题的手段

为达到上述目的，本发明提供了一种弯曲性优异的HPF成型构件，所述HPF成型构件在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层，其中，

所述坯料钢板以重量％计包含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及其他杂质，

在所述坯料钢板的表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；

在所述坯料钢板的表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。

在本发明中，在所述表层部，大小为1-10μm范围的碳化物的个数为每10mm²中五个以下。

另外，所述坯料钢板可以是冷轧钢板和热轧钢板中的一种钢板。

优选地，所述坯料钢板还包含0.001-0.5％的Mo+W。

另外，优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.001-0.4％范围的Nb、Zr、V中一种以上物质。

另外，优选地，所述坯料钢板还包含0.005-2.0％范围的Cu+Ni。

而且，优选地，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一种以上物质。

另外，本发明提供弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其包括：

制造热轧钢板的工序，所述钢板具有如上所述的钢组成成分；

卷取所述热轧钢板的工序，在450-750℃的温度范围卷取满足式1的时间；

对卷取的所述钢板进行冷轧后进行退火，接着实施熔融镀铝的工序；

将所述熔融镀铝的钢材升温至850-1000℃的温度后保持一定时间的工序；及

对经过升温的所述钢材进行热轧成型，并以20-1000℃/s的冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序，

式1：190,000≤[卷取温度(CT)×时间(分钟)]/2≤350,000

式1中的时间是指从卷取温度达到200℃为止所用的时间。

另外，在本发明中，优选地，在执行所述升温工序后，保持1-1000秒。

另外，优选地，将所述退火温度控制在700-900℃范围。

另外，优选地，所述冷轧时冷轧压下率在30-80％范围。

另外，优选地，在所述HPF成型构件的所述坯料钢板的表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；在所述坯料钢板的表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。

另外，在所述表层部，大小为1-10μm范围的碳化物的个数可为每10mm²中五个以下。

另外，本发明提供冷轧钢板的制造方法，其包括：

制造具有如上所述的钢组成成分的热轧钢板的工序；

卷取所述热轧钢板的工序，在450-750℃的温度范围卷取满足式1的时间；及

对卷取的所述钢板进行冷轧的工序，

式1：190,000≤[卷取温度(CT)×时间(分钟)]/2≤350,000

式1中的时间是指从卷取温度达到200℃为止所用的时间。

另外，优选地，所述冷轧时冷轧压下率在30-80％范围。

另外，本发明提供弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其包括：

对所制造的上述冷轧钢板进行退火后实施熔融镀铝的工序；

将熔融镀铝的上述钢材升温至850-1000℃的温度后保持一定时间的工序；及

对经过升温的所述钢材进行热轧成型，并以20-1000℃/s的冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序。

另外，优选地，本发明在执行所述升温工序后，保持1-1000秒。

另外，优选地，将所述退火温度控制在700-900℃范围。

另外，优选地，在所述HPF成型构件的所述坯料钢板的表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；在所述坯料钢板的表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。

另外，在所述表层部，大小为1-10μm范围的碳化物的个数可为每10mm²中五个以下。

发明效果

具有如上所述结构的本发明，能够提供弯曲特性优异且具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度的HPF成型构件，因此能够有效适用于需要耐撞特性的汽车用结构构件等中。

附图说明

图1是示出本发明的一实施例的卷取温度×时间和弯曲角度之间的相关关系的图表。

图2是将本发明的一实施例的预热处理后镀层正下方的坯料钢板表层部微细组织和比较例进行对比而示出的组织照片。

图3是将本发明的一实施例的热处理后镀层正下方的坯料钢板表层部Mn分布(EPMA)和比较例进行对比而示出的照片。

图4是比较例钢板的热轧表层的组织照片。

具体实施方式

以下参照附图，对本发明进行详细的说明。

为了制造具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度的HPF成型构件，本发明人针对使成型构件具有弯曲特性的方法进行了反复研究和实验。其结果发现，通过控制HPF成型构件表层部的微细组织的同时，控制表层部内的碳化物大小及分率，能够保证超高强度，还能够显著提高弯曲性。

详细地讲，发现如下事实，即：通常的HPF成型构件的表层部微细组织由马氏体构成而不具有铁素体，并由于未对马氏体内的残留碳化物进行精密的控制，所以存在成型构件的弯曲特性显著降低的问题。尤其是发现了如下事实，即：就熔融镀铝钢材来讲，进行用于热成型的热处理时生成延展性差的金属间化合物相，容易在镀层产生龟裂，并使龟裂容易传播至马氏体基材，残留在基材的粗大的碳化物作为龟裂成长的起点而发挥作用，从而存在弯曲特性显著降低的问题。

考虑以上情况，本发明人发现，在HPF成型构件的镀层正下方的坯料钢板的表层部连续或不连续地生成铁素体，对有效抑制镀层中生成的微细龟裂传播到基材中非常有效。而且，发现对于控制已经少量传播到基材的微细龟裂的成长速度来说，表层部内的碳化物的大小及分率非常重要，从而提供了本发明。

首先，对本发明的弯曲特性优异的HPF成型构件进行说明。

本发明的HPF成型构件具有在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层的结构，所述坯料钢板以重量％计包含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及其他杂质而组成。

以下具体说明钢组成成分及其限定理由。

0.18-0.25％的C

所述C是增加马氏体强度的必要元素。如果C含量小于0.18％，则难以获得为了确保耐撞特性的充分的强度。另外，如果超过0.25％，则降低板坯的冲击韧性，而且还降低HPF成型构件的焊接特性。

考虑以上情况，在本发明中，所述C的含量优选控制在0.18-0.25重量％(以下，记载为％)。

0.1-0.5％的Si

所述Si在制钢中作为脱氧剂而添加。如果Si含量小于0.1％，则无法进行充分的脱氧，如果超过0.5％，则由于在钢板表面生成的Si氧化物而无法保证良好的熔融镀铝表面质量。为此，本发明将Si含量优选控制在0.1-0.5％范围。

0.9-1.5％的Mn

如Cr、B等，所述Mn为了确保钢的淬透性而添加。如果Mn含量小于0.9％，则无法确保充分的淬透性并生成贝氏体，因而难以确保充分的强度。另外，如果其含量超过1.5％，则钢板制造费用增加，在钢材内使Mn偏析，严重降低HPF成型构件的弯曲性。因此，在本发明中，Mn含量优选控制在0.9-1.5％范围。

0.03％以下的P(不包括0％)

所述P为晶界偏析元素，是阻碍HPF成型构件的诸多特性的元素，因此尽量少添加为好。如果P含量超过0.03％，则成型构件的弯曲特性、冲击特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.03％。

0.01％以下的S(不包括0％)

所述S是钢中存在的杂质，是阻碍成型构件的弯曲特性及焊接特性的元素，因此尽量少添加为好。如果S含量超过0.01％，则成型构件的弯曲特性及焊接特性等劣化，因此优选将其上限控制在0.01％。

0.01-0.05％的Al

所述Al与Si类似地在制钢中以脱氧作用为目的而添加。为了达到该目的，需要添加0.01％以上的Al，如果其含量超过0.05％，该效果将会饱和，且降低镀覆材料的表面质量，因此优选将其上限控制在0.05％。

0.05-0.5％的Cr

所述Cr与Mn、B等相同地，为了确保钢的淬透性而添加。如果所述Cr含量小于0.05％，则无法得到充分的淬透性，如果其含量超过0.5％，虽然充分确保淬透性，但其特性将会饱和，导致钢材制造费用上升。因此，在本发明中，所述Cr的含量优选控制在0.05-0.5％范围内。

0.01-0.05％的Ti

所述Ti与钢中作为杂质残留的氮结合而生成TiN，因此为了使对确保淬透性时必不可少的固溶硼残留而添加。如果所述Ti含量小于0.01％，则无法期待充分的效果，如果其含量超过0.05％，则其特性饱和，还导致钢材制造费用的上升。因此，在本发明中，所述Ti的含量优选控制在0.01-0.05％范围内。

0.001-0.005％的B

所述B与Mn及Cr相同地，为了确保HPF成型构件的淬透性而添加。为了达到所述目的，应添加0.001％以上，如果其含量超过0.005％，则其效果将会饱和，且使热轧性显著降低。因此，在本发明中，所述B含量优选控制在0.001-0.005％范围内。

0.009％以下的N

所述N为钢中存在的杂质，因此尽量少添加为好。如果N含量超过0.009％，则有可能导致钢材表面不良，因而将其上限优选控制在0.009％。

其次，更优选地，构成本发明的HPF成型构件的坯料钢板还包含以下成分。

0.001-0.5％的Mo+W

所述Mo和W作为淬透性及析出强化元素，具有进一步确保高强度的效果。如果Mo和W的添加量之和小于0.001％，则无法得到充分的淬透性及析出强化效果，如果超过0.5％，则该效果将会饱和，还导致制造费用的上升。因而，本发明中的所述Mo+W的含量优选控制在0.001-0.5％范围。

Nb、Zr、V中一种以上的含量之和在0.001-0.4％

所述Nb，Zr及V是用于提高钢板的强度、晶粒微细化及热处理特性的元素。如果所述Nb，Zr及V中的一种以上且含量之和小于0.001％，则无法期待所述的效果，如果其含量之和超过0.4％，则制造费用将会过度上升。因此，在本发明中，这些元素的含量之和优选控制在0.001-0.4％。

0.005-2.0％的Cu+Ni

所述Cu为通过生成微细的Cu析出物来提高强度的元素，所述Ni是有效提高强度及热处理性的元素。如果所述成分之和小于0.005％，则无法得到充分的所期望的强度，如果超过2.0％，则操作性变差，导致制造费用上升。因此，在本发明中，Cu+Ni的含量优选控制在0.005-2.0％。

Sb、Sn、Bi中一种以上的含量之和在0.03％以下

所述Sb、Sn及Bi作为晶界偏析元素，在HPF加热时浓化在镀层和坯料铁界面，从而能够提高镀层的紧贴性。由于能够提高镀层的紧贴力，因而有助于热成型时防止镀层的脱落。Sb、Sn及Bi具有类似的特性，因此可以混合使用三个元素，此时，优选使一种以上成分的含量之和在0.03％以下。这是因为，如果所述成分的含量之和超过0.03％，则有可能热成型时坯料铁的脆性恶化。

以下，针对使用熔融镀铝钢材并通过热成型得到的本发明的成型构件的微细组织，进行说明。

首先，本发明的特征在于，在包括所述熔融镀铝层的HPF成型构件的镀层下部、坯料钢板界面正下方表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成。在此，所述表层部是指，从坯料钢板界面至向内部深度为50μm的区域。

本发明中，坯料钢板表层部的铁素体为非常重要的相，所述铁素体应在厚度50μm以内连续或不连续地形成。所述铁素体如果没有连续或不连续地生成，则合金化的镀铝层中生成的龟裂将会贯通由马氏体构成的坯料钢板，从而降低成型构件的弯曲特性。因此，所述表层部铁素体在所观察的厚度50μm以内连续或不连续地形成。

并且，本发明中，在所述表层部中铁素体相所占的面积分率相对于表层部的整体组织应占5％以下。如果该面积分率超过5％，则伴随着为形成表层部铁素体而热轧卷取温度的过度上升，由此，表层脱碳时在表层铁素体晶界生成Si及/或Mn氧化物，反而使制造出的HPF成型构件的弯曲特性降低。进而，表层脱碳过度进行时，还有可能使制造出的HPF成型构件的强度降低，因此，在本发明中，所述表层部的铁素体相的面积分率优选控制在5％以下。

另一方面，在本发明中，为了制造具有优异的弯曲特性的HPF成型构件，将控制所述表层部内存在的碳化物的大小及分布作为特征。具体而言，本发明中，在所述坯料钢板表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。即使从镀层向坯料钢板传播的龟裂由于在所述表层部中生成的铁素体而被钝化，但该龟裂也会沿着马氏体和粗大的碳化物的边界容易往坯料钢板里侧传播。本发明中考虑到该局限性，为了抑制龟裂向所述的坯料钢板内部传播，使大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布。这样的微细地分散分布的碳化物几乎不受所述的龟裂传播的影响，因此能够有效抑制龟裂向坯料钢板内部传播，能够提高成型构件的弯曲特性。

更优选地，所述表层部内，将大小为1-10μm范围的碳化物的个数控制成每10mm²中存在五个以下。通过控制这种粗大碳化物的个数，能够有效切断龟裂传播通路，能够抑制HPF成型构件的弯曲性的降低。

其次，对本发明的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法进行说明。

首先，制造具有如上所述的合金组成的热轧钢板。

这种热轧钢板的制造工序为通常的工序，本发明并不限于特别的制造工序条件。例如，可通过以1000-1300℃对具有如上所述合金组成的钢板坯进行再加热后，在Ar3-1000℃的温度范围进行精热轧，从而制造热轧钢板。

接着，在本发明中，在450-750℃的温度范围，将上述制造的热轧钢板卷取满足以下式1的时间。

此时，本发明中的所述卷取温度是，对获得制造出的HPF成型构件表层部的微细组织及碳化物分布起重要作用的技术要素之一。如果所述卷取温度小于450℃，在HPF热处理后镀层和坯料钢板界面正下方的坯料钢板无法形成充分的铁素体。这是因为，在钢板表层部存在的C、Mn、Cr等元素在卷取中向表层部外面移走的量较少。详细地讲，HPF热处理工序中，所述铁素体的大部分在对钢板进行奥氏体热处理后向模具搬运时形成。推定其原因在于：在钢板表层部存在充分的碳、锰、铬等铁素体形成元素时，在表层部不生成铁素体；所述元素不充分时，在表层生成铁素体。因此，所述卷取工序中，钢板表层部因脱碳等而C、Mn及Cr含量不充分时，后续的HPF热处理工序中在表层部可以形成铁素体。而且，在HPF热处理工序中通过使钢板表层部的冷却速度比在中心部的速度更快，也能得到所述铁素体。

另一方面，如果所述卷取温度超过750℃，所述元素充分地向表层部外面移走，在HPF热处理后能生成充分的铁素体，但同时钢中存在的Si及/或Mn与大气中氧气结合而在晶界生成氧化物，而且，在表层正下方生成大量粗大的碳化物，在HPF热处理后也仍然残留，弯曲试验时起到龟裂开始及传播的路径作用，会使弯曲性变差。因此，HPF热处理后，为了得到规定的所期望的组织及碳化物分布，所述卷取温度优选控制在450-750℃。

本发明中，此时的卷取时间优选满足以下式1，通过满足以下式1，能够使限定所述卷取温度的效果最大化。通过将卷取的热轧板放入冷却炉或加热炉，能够容易控制这样的卷取时间。如图1所示，满足以下式1的范围内时显示优异的弯曲角度。

[式1]

190,000≤[卷取温度(CT)×时间(分钟)]/2≤350,000

*式1中的时间是指从卷取温度达到200℃为止所用的时间。

之后，在本发明中，酸洗所述热轧钢板后，不进行冷轧，可以直接进行熔融镀铝处理后作为热成型钢材而使用。

另外，也可对所述热轧钢材进行冷轧后实施熔融镀铝，之后作为热成型用钢材使用。此时，在本发明中虽然对冷轧时的冷轧压下率没有限制，但优选为30-80％。如果冷轧压下率小于30％，则存在为了确保规定的冷轧厚度，需要进而使热轧钢材变薄的问题，另外，难以控制冷轧钢板的通过性(PASSING ABILITY)。另一方面，如果超过80％，在钢材边缘(edge)部容易发生龟裂，冷轧负载变大。

接着，如上制造的热轧钢板及冷轧钢板经过规定的退火工序后，可浸渍在镀铝浴，从而制造熔融镀铝钢板。此时，本发明中对所述的退火条件没有限制，但退火温度优选控制在700-900℃范围。另外，本发明中对所述熔融镀铝条件没有限制，所述镀铝浴中Al为主成分，Si含量可在7-12％范围内。

并且，使所述熔融镀铝钢板升温至奥氏体单相区温度范围850-1000℃，并保持1-1000秒的时间。如果单相区加热温度小于850℃，在加热炉中经过热处理后搬运至模具的途中，在钢板整体上形成铁素体，从而无法确保热处理后制造的最终成型构件的规定强度。另一方面，如果单相区加热温度超过1000℃，则导致制造费用上升，还有可能存在焊接性变差的问题。另外，更优选地，所述升温时保持1-100℃/s的升温速度。

另外，在所述升温后，优选保持1-1000秒左右，其原因在于，如果保持时间小于1秒，则难以实现充分的奥氏体化，如果超过1000秒，则热处理后制造的成型构件的焊接性会降低。

接着，在本发明中，将经过升温的所述钢板通过模具进行热轧成型，并以20-1000℃/s的冷却速度冷却至200℃以下，从而能够制造出弯曲特性优异的、具有1300MPa以上拉伸强度的超高强度的HPF成型构件。如果冷却速度小于20℃/s，则会生成贝氏体而无法保证规定的强度，如果超过1000℃/s，该程度会饱和，而且有可能导致过度的制造费用。

就通过上述制造工序制造的HPF成型构件而言，在其坯料钢板的表层部的内部，铁素体相连续或不连续地形成在厚度50μm以内，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下。另外，在所述坯料钢板表层部中，分散分布有大小为1μm以下的碳化物，且该碳化物在整体碳化物分布中占90％以上，从而能够提供弯曲性优异的HPF成型构件。

以下，通过实施例进一步详细说明本发明。

(实施例)

【表1】

对具有如表1那样组成的钢板坯进行真空熔化，再加热温度1200℃下加热一小时并实施了热轧。此时，精热轧温度为900℃，卷取温度(CT)及时间设定为表2中的条件，从而制造了热轧钢板。对制造的热轧钢板实施酸洗，接着以50％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造最终厚度为1.5mm的冷轧钢板。

并且，在780℃将所述冷轧钢板进行退火后实施了熔融镀铝。此时熔融镀铝浴中铝为主成分，包含8.5％Si、2％Fe及其他杂质。使用这种熔融镀铝钢板进行用于模拟热成型的热处理。即，将所述镀覆钢板放入到已加热成930℃的加热炉，接着在六分钟后向模具搬运，并用模具实施了急速冷却。

对于以上述方式制造的钢板，测定坯料钢板表层部内的铁素体相的存在与否及其分率、Si及Mn氧化物的存在与否、表层部内碳化物的分率等，并把结果示出在以下表2。另外，测定了以上述的方式制造的成型构件的机械特性，并把结果示出在以下表3中。

另一方面，本实验中，针对熔融镀铝层正下方的坯料钢板的表层部中的铁素体是否生成的情况及其分率，利用光学显微镜至少在三个部分进行了观察，之后再进行图像分析，从而做出判定。另外，利用SEM分析铁素体晶界中可能存在的Si及Mn氧化物的存在与否，为了分析坯料钢板表层部内的碳化物分布，在表层部正下方抽取复型(replica)后通过TEM及EPMA测定了其大小及个数。

而且，对制造的所述钢板通过JISZ22015号拉伸试片而测定了机械特性，关于弯曲特性，通过VDA238-xxx试验法，测定了最大负载下的弯曲角度，以使弯曲线和轧制方向呈直角的方式进行了弯曲试验，此时，如果弯曲角度小于60度，则判定为不合格，如果在60度以上，则判定为合格。

【表2】

*表2中的S*为[卷取温度(CT)×时间(分钟)]/2，从卷取温度达到200℃为止所用的时间

【表3】

可见，如表1-3所示，不仅是钢组成成分，制造工序在于本发明范围内的实施例1-4的坯料钢板表层部存在铁素体相，其分率也为5％以下。另外，在所述的表层部不存在Si及/或Mn氧化物，另外，大小1μm以下的碳化物分率为90％以上，不存在粗大的1-10μm碳化物，因而能够保证规定的弯曲性。这可以通过图2、3的照片确认，附图中记载为实施例的是指表2、3中的实施例1。

相对于此，在比较例1中，可以看出由于(卷取温度×时间)/2太小，在坯料钢板表层部没有生成充分的铁素体，无法保证规定的弯曲角度。另一方面，图2-3中记载为比较例的是指表2、3中的比较例1。

另外，比较例2的坯料钢板虽然在表层部生成了充分的铁素体，但Si及/或Mn氧化物在铁素体晶界以带状存在，而且生成了大量的粗大的碳化物，导致弯曲角度变得更差。图4是比较例2的组织照片。

以上，参照实施例进行了说明，但是本领域技术人员可以在不脱离以下权利要求书中记载的本发明思想的范围内，对本发明进行多种修改和变更。

Claims (14)

1.一种弯曲性优异的HPF成型构件，是在坯料钢板的表面形成有熔融镀铝层的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板以重量％计包含0.18-0.25％的C、0.1-0.5％的Si、0.9-1.2％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及其他杂质，在所述坯料钢板的表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；

在所述坯料钢板表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布；在所述表层部，大小为1-0μm范围的碳化物的个数为每10mm²中五个以下。

2.根据权利要求1所述的弯曲性优异的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板是冷轧钢板和热轧钢板中的一种钢板。

3.根据权利要求1所述的弯曲性优异的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板还包含0.001-0.5％的Mo+W。

4.根据权利要求1所述的弯曲性优异的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.001-0.4％范围的Nb、Zr、V中一种以上物质。

5.根据权利要求1所述的弯曲性优异的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板还包含0.005-2.0％范围的Cu+Ni。

6.根据权利要求1所述的弯曲性优异的HPF成型构件，其特征在于，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一种以上物质。

7.一种弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其包括：制造热轧钢板的工序，所述钢板以重量％计包含0.18-0.25％的C、0.1-0.5％的Si、0.9-1.2％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及其他杂质；

卷取所述热轧钢板的工序，在450-600℃的温度范围卷取满足式1的时间；

对卷取的所述钢板进行冷轧后进行退火，接着实施熔融镀铝的工序；

将所述熔融镀铝的钢材升温至850-1000℃的温度后保持1-1000秒的工序；及

对经过升温的所述钢材进行热轧成型，并以20-1000℃/s的冷却速度冷却至200℃以下的温度范围，从而制造HPF成型品的工序，

式1：190,000≤[卷取温度(CT)×时间(分钟)]/2≤350,000

式1中的时间是指从卷取温度达到200℃为止所用的时间；其中，在所述HPF成型构件的坯料钢板的表层部，铁素体相在厚度50μm以内连续或不连续地形成，铁素体相在所述表层部所占的分率为5％以下；

在所述坯料钢板的表层部，大小为1μm以下的碳化物以在整体碳化物分布中占90％以上的方式分散分布,在所述表层部，大小为1-10μm范围的碳化物的个数为每10mm²中五个以下。

8.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，在执行所述升温工序后，保持1-1000秒。

9.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，将所述退火温度控制在700-900℃范围。

10.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，所述冷轧时冷轧压下率在30-80％范围。

11.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板还包含0.001-0.5％的Mo+W。

12.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.001-0.4％范围的Nb、Zr、V中一种以上物质。

13.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板还包含0.005-2.0％范围的Cu+Ni。

14.根据权利要求7所述的弯曲特性优异的HPF成型构件的制造方法，其特征在于，所述坯料钢板还包含：含量之和在0.03％以下的Sb、Sn、Bi中一种以上物质。

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