CN110832100B - 用于拼焊板的钢材料及使用该钢材制造热冲压部件的方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明的一个方面提供一种用于拼焊板的钢材料，其包含0.04～0.06重量％的碳(C)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，具有550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。

Description

用于拼焊板的钢材料及使用该钢材制造热冲压部件的方法
技术领域
本发明涉及一种用于拼焊板的钢材料和使用该钢材料制造热冲压部件的方法，更具体地涉及这样一种用于拼焊板的钢材料和使用该钢材料制造热冲压部件的方法，即所述钢材料依靠于热冲压工艺参数而具有改进的伸长率和作为冲击吸收材料的性能，并同时使其性质变化最小化。
背景技术
近年来，汽车工业已要求严格的汽车碰撞性能来提高乘客安全性。此外，随着对环境意识的提高，排气法规的燃料经济性标准也加以强化，因此对减轻汽车车身重量的需求不断增加。为了同时满足改进碰撞性能和减轻汽车车身重量的要求，高强度钢板在汽车车身上的施用不断增加。在制造汽车车身时，施用高强度部件来增强针对侧面碰撞的防护，因为当发生侧面碰撞时，高强度部件在确保驾驶员的生存空间方面起着非常重要的作用。主要用作汽车碰撞能量吸收构件的对应于150K等级的高强度钢材料在发生侧面碰撞时进行脆性断裂，这威胁到驾驶员的安全。出于该原因，通过拼焊板(TWB)工艺将另一构件结合至会进行脆性断裂的高强度钢材料的下端，从而提高了高强度钢材料的碰撞能量吸收能力。
与本发明有关的现有技术包括韩国专利申请公开号2016-0061560(2016年6月1日公开；名称为“用于制造拼焊板的方法”)。
发明内容
技术问题
本发明要解决的问题是提供这样一种热冲压钢材料和使用该热冲压钢材料制造热冲压部件的方法，即所述热冲压钢材料可以通过控制合金元素和工艺条件而具有改进的伸长率和碰撞性能，并同时使其性质变化最小化。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供了一种用于拼焊板的钢材料，其包含0.04～0.06重量％的碳(C)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。
在本发明中，用于拼焊板的钢材料可以为这样的钢材料，即其具有550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。
在本发明中，用于拼焊板的钢材料可以进一步包含大于0重量％且不大于0.03重量％的硅(Si)，大于0重量％且不大于0.018重量％的磷(P)，以及大于0重量％且不大于0.003重量％的硫(S)。
在本发明中，用于拼焊板的钢材料可以进一步包含铝(Al)-硅(Si)镀层，以改进钢材料表面上的耐腐蚀性。
根据本发明的另一个方面，提供了一种用于制造热冲压部件的方法，包括以下步骤：制备第一坯料和第二坯料，所述第一坯料使用包含0.04～0.06重量％的碳(C)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质的钢坯，通过切割与第一坯料分开提供的钢板来获得所述第二坯料；通过拼焊板工艺将第一坯料和第二坯料彼此焊接来形成接合的钢材料；通过在压模中热冲压所述接合的钢材料来形成成型体；以及通过冷却成型体来形成热冲压部件。
在本发明中，制备第一坯料的步骤可以包括以下步骤：在860℃～920℃的精轧温度(FDT)下对钢坯进行热精轧；将经热精轧的钢板冷却到620℃～660℃的卷取温度(CT)，接着进行卷取；对经卷取的钢板进行开卷，接着进行冷轧；以及使经冷轧的钢板经受退火热处理。
在本发明中，第二坯料可以形成为具有1200～1500MPa的拉伸强度的钢板。
在本发明中，形成成型体的步骤可以包括以下步骤：在850℃～950℃的温度下加热接合的钢材料；以及在9～11秒的转移时间内将经加热的接合的钢材料转移至压模。
在本发明中，在形成热冲压部件的步骤中可以以30～120℃/s的速率进行成型体的冷却。
在本发明中，第一坯料可以用作用于汽车B柱的冲击吸收元件，第二坯料可以用作用于汽车B柱的碰撞支撑元件。
在本发明中，第一坯料在热冲压之后可以具有550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。
在本发明中，所述方法可以进一步包括用铝(Al)-硅(Si)镀覆钢板的表面的步骤，以改进耐腐蚀性。
有利效果
根据本发明，可以使热冲压工艺中的钢材料的性质变化最小化，可以通过减小马氏体板条束(packet)尺寸来增加钢材料的强度和韧性，并且可以增加钢材料的伸长率。
因此，通过根据本发明的方法制得的热冲压部件表现出559～605MPa的拉伸强度(TS)、360～461MPa的屈服强度(YS)以及28.5～32.7％的伸长率(EL)，该热冲压部件易于加工成复杂的形状，并且由于其优良的碰撞吸收性能，因此还适合作为冲击吸收元件用于汽车碰撞能量吸收构件。
附图说明
图1示出根据本发明实施方案用于制造热冲压部件的方法的工艺流程图。
图2示出在根据图1所示的本发明实施方案的用于制造热冲压部件的方法中制备用于热冲压的坯料的步骤的工艺流程图。
图3示出比较例中热冲压部件的微观结构根据加工时间的变化，而图4示出实施例中热冲压部件的微观结构根据加工时间的变化。
图5至图7示出本发明实施例和比较例的根据转移至热冲压模的时间的表面结构。
图8示出本发明实施例的根据热冲压模的冷却速率的表面结构。
图9示出根据本发明一个实施方案通过向钢材料添加硼而引起的钢材料的结构变化。
图10示出本发明一个实施例以及比较例中的伸长率随锰含量变化的变化图。
具体实施方式
本发明的实施方式
在下文中，将参考附图详细地描述本发明，从而使得本领域技术人员可以容易地实现本发明。本发明可以以各种不同的形式实施，并不限于本说明书中描述的实施方案。贯穿本说明书，同样的附图标记表示同样或类似的成分/组件。此外，将省略对可能不必要地使本发明的主题模糊的已知功能和配置的详细描述。
B柱是汽车碰撞能量吸收构件的重要组件，具有使强度不同的钢材料分别结合至上部碰撞支撑元件和下部冲击吸收元件的结构，并且通过将两种钢材料彼此焊接后接着进行模制从而制得。在该制造加工中主要使用的TWB方法是指通过如下方式制造部件的一系列工序：将两种具有不同厚度、强度和性质的钢板切割成所需形状，焊接经切割的钢板，接着进行压制成型。TWB方法能够将厚度不同的两种钢材料彼此焊接，从而使得每个部件可以具有所需的性质。在B柱的上部处的碰撞支撑元件由例如对应于120～150K等级的超高强度的钢材料制成，并且具有良好的冲击吸收性能的构件通过TWB方法结合至B柱的下端(应力集中于该B柱的下端)，从而改进B柱在发生汽车碰撞时吸收冲击的能力。在B柱的冲击吸收元件中使用的钢材料通常被称为用于TWB的钢材。
当前，通过在热轧和冷轧工艺之后进行热冲压工艺，使得用于TWB的钢材形成为具有70K等级的拉伸强度以及最终的铁素体-马氏体双相的钢材。为了形成B柱，通过TWB方法将70K等级的用于TWB的钢材和例如150K等级的钢材彼此焊接，然后进行热冲压。
但是，现有的150K等级的钢材在热冲压工艺的过程中不会发生性质变化，因为其通过热冲压工艺获得了100％的马氏体结构。然而，70K等级的用于TWB的钢材具有的缺点在于，其性质根据热冲压工艺的各种参数(例如在加热钢材之后将钢材转移至热冲压模所采用的转移时间、或者坯料或模具的冷却速率)而快速变化。因此，当将70K等级的用于TWB的钢材与150K等级的钢材焊接以形成接合的钢材料，而后在接合的钢材料上进行热冲压时，非常难以控制工艺参数，因此热冲压部件的性质发生变化，从而该热冲压部件不适合用于汽车碰撞能量吸收构件。为了克服该问题，在本发明中，通过钢材料的成分的控制和析出，使钢材料的性质变化在热冲压工艺参数的范围内最小化。
用于TWB的钢材料
本发明的一个方面涉及一种经热冲压工艺的用于TWB的钢材料。在一个实施方案中，根据本发明一个方面的用于TWB的钢材料包含0.04～0.06重量％的碳(C)、大于0重量％且不大于0.03重量％的硅(Si)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、大于0重量％且不大于0.018重量％的磷(P)、大于0重量％且不大于0.003重量％的硫(S)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。
在热冲压之后，用于TWB的钢材料最终具有559～605MPa的拉伸强度(TS)、360～390MPa的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。
此外，用于TWB的钢材料可以进一步包含铝(Al)-硅(Si)镀层，以改进其表面上的耐腐蚀性。
根据本发明的用于TWB的钢材料在与150K等级的钢材料接合的状态下经受热冲压之后会确实表现出55K等级的拉伸强度。
因此，用于TWB的钢材料在与150K等级的钢材料接合的部件状态下可以具有比常规70K等级的钢材料更大的冲击吸收率。
在下文中，将描述根据本发明的用于TWB的钢材料中所包含的成分的功能和含量。
碳(C)
碳(C)为决定钢材料的强度和硬度的主要元素，包含碳(C)以确保钢材料在热冲压(热压)工艺之后的拉伸强度。在一个实施方案中，以用于TWB的钢材料的总重量计，所包含的碳(C)的量优选为0.04～0.06重量％。当所包含的碳(C)的量小于0.04重量％时，会难以实现本发明的机械强度，而当所包含的碳(C)的量大于0.06重量％时，钢材料的韧性会降低。
锰(Mn)
包含锰(Mn)的目的是增加热处理期间的淬硬性和强度。根据本发明以用于TWB的钢材料的总重量计，所包含的锰(Mn)的量优选为1.2～1.5重量％。当锰(Mn)的含量小于1.2重量％时，细化晶粒的效果不足。另一方面，当锰(Mn)的含量大于1.5重量％时，出现的问题在于因发生中心偏析而使钢材的韧性降低，并且该含量在生产成本方面是不利的。
钛(Ti)
包含钛(Ti)的目的是通过减小马氏体板条束(packet)尺寸来增加强度和韧性。此外，钛(Ti)通过稳定地确保铁素体区而有助于改进钢材的伸长率。根据本发明以用于TWB的钢材料的总重量计，所包含的钛(Ti)的量优选为0.01～0.10重量％。当钛(Ti)的含量小于0.01重量％时，细化晶粒的效果不足。另一方面，当钛(Ti)的含量大于0.10重量％时，会致使韧性减小。
铌(Nb)
包含铌(Nb)的目的是通过减小马氏体板条束尺寸来增加强度和韧性。此外，铌(Nb)通过稳定地确保铁素体区而有助于改进钢材料的伸长率。在一个实施方案中，根据本发明以用于TWB的钢材料的总重量计，所包含的铌(Nb)的量为0.01～0.10重量％。当所包含的铌(Nb)的量小于0.01重量％时，在热轧和冷轧工艺中钢材料的细化晶粒效果会不足；而当所包含的铌(Nb)的量大于0.10重量％时，会在炼钢加工中形成粗析出物并降低钢材料的伸长率，并且会在生产成本方面不利。
硅(Si)
硅(Si)有助于改进钢材料的强度和伸长率。然而，当根据本发明以用于热冲压的钢材料的总重量计，所包含的硅(Si)的量大于0.03重量％时，会引起表面缺陷并降低钢材料的镀覆性。因此，在本发明中，以用于热冲压的钢材料的总重量计，所包含的硅(Si)的量优选大于0重量％且不大于0.03重量％。
磷(P)
磷(P)是一种易于偏析并且降低钢材料的韧性的元素。在一个实施方案中，根据本发明以用于热冲压的钢材料的总重量计，所包含的磷(P)的量优选大于0重量％且不大于0.018重量％。当所包含的磷的量在上述范围内时，可以防止韧性降低。当所包含的磷(P)的量大于0.018重量％时，在加工过程中会引起裂纹并形成磷化铁化合物，从而降低钢材料的韧性。
硫(S)
硫(S)是一种降低加工性和物理性质的元素。在一个实施方案中，根据本发明以用于热冲压的钢材料的总重量计，所包含的硫(S)的量可以大于0重量％且不大于0.003重量％。当所包含的硫(S)的量大于0.003重量％时，由于产生大的夹杂物而会降低热轧加工性并引起诸如裂纹的表面缺陷。
在下文中，将详细描述使用根据本发明的用于TWB的钢材料制造热冲压部件的方法。
用于制造热冲压部件的方法
本发明的另一个方面涉及一种使用经TWB工艺的用于TWB的钢材料来制造热冲压部件的方法。图1示出根据本发明的制造热冲压部件的方法的工艺流程图，并且图2具体地示出图1中所示制备用于热冲压的坯料的步骤的流程图。
参考图1，根据本发明一个实施方案的用于制造热冲压部件的方法包括以下步骤：(S110)制备由两种不同种类的钢材料组成的用于热冲压的坯料；(S120)将用于热冲压的坯料接合至彼此以形成接合的钢材料；(S130)对接合的钢材料进行热冲压以形成成型体；以及(S140)冷却成型体以形成热冲压部件。
制备用于热冲压的坯料的步骤(S110)
制备用于热冲压的坯料的步骤(S110)为这样的步骤，即根据预期用途将用于形成热冲压部件的两种不同种类的钢板切割成所需形状，例如分别形成将用作冲击吸收元件的第一坯料和将用作碰撞支撑元件的第二坯料以形成汽车B柱。
第一坯料为在热冲压之后成为B柱的冲击吸收元件的部分，具有适当的强度以在汽车碰撞时保护驾驶员，并且还优选地具有在发生汽车碰撞时能够通过吸收冲击来保护驾驶员的伸长率。根据本发明的优选实施方案，在热冲压之后，第一坯料由如下钢材料组成，所述钢材料具有559～605MPa的拉伸强度(TS)、360～390MPa的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。
第二坯料为在热冲压之后成为B柱的碰撞支撑元件的部分，例如由在热冲压之后具有1200～1500MPa的拉伸强度的超高强度钢材料组成，以用于在发生汽车碰撞时通过确保驾驶员的生存空间来保护驾驶员。
如在图2中所示，形成第一坯料的工艺可以包括热轧步骤(S210)、冷却/卷取步骤(S220)、冷轧步骤(S230)和退火热处理步骤(S240)。
在根据本发明用于制造热冲压部件的方法中，在形成第一坯料的工艺中将形成为第一坯料的处于半成品状态的钢坯包含0.04～0.06重量％的碳(C)、大于0重量％且不大于0.03重量％的硅(Si)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、大于0重量％且不大于0.018重量％的磷(P)、大于0重量％且不大于0.003重量％的硫(S)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。
在钢坯再加热步骤中，将通过连续铸造工艺获得的钢坯在1200℃～1250℃的板坯再加热温度(SRT)下再加热，由此将在铸造期间偏析的成分重新溶解为固溶体。如果板坯再加热温度(SRT)低于1200℃，则产生以下问题：在铸造期间偏析的成分无法充分地重新溶解为固溶体，从而难以实现使合金元素均质化的显著效果。板坯再加热温度(SRT)越高越有利于使合金元素均质化，但是如果板坯再加热温度高于1250℃，则奥氏体晶粒尺寸会增加，从而难以确保强度，烘烤淬硬性和抗老化性也会降低，并且钢板的生产成本会仅因过度的加热加工而增加。
在热轧步骤(S210)中，在860～920℃的精轧温度(FDT)下对经再加热的钢坯进行热精轧。
当精轧温度(FDT)过低(例如低于860℃)时，产生以下问题：通过两相区域轧制出现混合晶粒结构，从而难以确保钢板的加工性，并且由于微观结构的不均匀性而使得加工性降低。此外，快速的相变引起热轧中质量流的问题。如同SRT，精轧温度(FDT)也是越高越有利于使合金元素均质化，并且该精轧温度(FDT)根据SRT和流程数(number of passes)加以确定。然而，当精轧温度(FDT)高于920℃时，奥氏体晶粒粗化，从而导致烘烤淬硬性和抗老化性降低。
在冷却/卷取步骤(S220)中，将经热轧的板材冷却到620～660℃的卷取温度(CT)并进行卷取。卷取温度影响碳(C)的再分布，当卷取温度低于620℃时，有利于确保强度，但是产生了延展性迅速降低的问题。另一方面，当卷取温度高于660℃时，产生以下问题：由于晶粒异常生长或晶粒过度生长而导致成形性或强度变差。
在冷轧步骤(S230)中，将经卷取的钢板进行开卷、酸洗然后进行冷轧。此时，进行酸洗的目的是从经卷取的板材(亦即通过热轧工艺产生的经热轧的卷材)中去除氧化皮。
优选通过以60～80％的冷轧压下率冷轧经酸洗的板材来进行冷轧。当冷轧压下率小于60％时，使经热轧的结构变形的效果不明显。另一方面，当冷轧压下率大于80％，会产生以下问题：冷轧所需的成本增加，钢板的可拉性降低，并且在钢板的边缘上产生裂纹，从而导致钢板断裂。
退火热处理步骤(S240)为这样的步骤，即使经冷轧的钢板材料经受退火热处理。在一个实施方案中，退火热处理步骤包括以下步骤：加热冷轧钢板，而后以20～50℃/s的冷却速率冷却经加热的冷轧钢板。在一个实施方案中，在退火热处理期间可以在700～900℃的温度下加热冷轧钢板。当在上述范围内的温度下加热冷轧钢板时，加工效率以及钢材料的强度和成形性均会是优良的。
当冷轧钢板以小于20℃/s的冷却速率冷却时，钢材料的生产率会降低，而当冷轧钢板以大于50℃/s的冷却速率冷却时，会难以确保钢材料的均匀微观结构。例如，可以以30～40℃/s的冷却速率冷却冷轧钢板。
同时，在以下描述的图1的热冲压步骤(S130)中，通过在高温下加热来使作为成型对象的接合钢材料软化，而后将其压制成型，接着进行冷却。因此，由于接合的钢材料通过在高温下加热而软化，所以可以容易地将其压制成型，并且通过在成型之后经由冷却进行淬灭来增加钢材料的机械强度。但是，由于将钢材料在800℃以上的高温下加热，因此在钢材料的表面上的铁(Fe)被氧化形成氧化物(氧化皮)。出于该原因，在本发明的一个实施方案中，可以在退火热处理之后在冷轧钢板上形成一定的涂层。具体地，形成具有比有机涂层或锌(Zn)基金属涂层更高的熔点的铝(Al)基金属涂层。例如，进行铝(Al)-硅(Si)基镀覆。防止了镀有铝(Al)-硅(Si)的冷轧钢板被腐蚀，并且防止了在转移到压模的过程中在钢板的热表面上形成氧化皮。
可以通过公知的方法在钢板上进行铝(Al)-硅(Si)镀覆。一个示例为通过扩散铝(Al)-硅(Si)涂覆钢板的方法。在该方法中，将钢板置于可被加热至扩散/涂覆温度的加热炉中，然后用铝(Al)-硅(Si)对被加热至扩散/涂覆温度的钢板的表面进行扩散涂覆。用铝(Al)-硅(Si)镀覆钢板的另一种方法可以通过如下方式进行：将钢板浸入镀浴中，在经渍浸的钢板上进行铝(Al)-硅(Si)镀覆，然后在钢板上进行合金化热处理并冷却经合金化热处理的钢板。
通过这种镀覆，在钢板的表面上形成铝(Al)-硅(Si)镀层。该镀层可以用于防止在下文所述的高温热处理工艺期间形成氧化皮层。
同时，可以通过进行热轧步骤、冷却/卷取步骤、冷轧步骤和退火热处理步骤来形成第二坯料。
在根据本发明用于制造热冲压部件的方法中，在形成第二坯料的工艺中将形成为第二坯料的处于半成品状态的钢坯可以包含以重量％计的0.20～0.50％的碳(C)、0.05～1.00％的硅(Si)、0.10～2.50％的锰(Mn)、大于0％且不大于0.015％的磷(P)、大于0％且不大于0.005％的硫(S)、0.05～1.00％的铬(Cr)、0.001～0.009％的硼(B)、0.01～0.09％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。
在一个实施方案中，热轧步骤可以包括以下步骤：在1200℃～1250℃的温度下对钢坯进行再加热；在900℃～950℃的温度下对经再加热的板坯进行精轧；以及将经热轧的钢板冷却到680～800℃的温度，接着进行卷取。然后冷轧步骤可以包括对经卷取的钢板进行酸洗、接着进行冷轧的步骤。接下来，退火热处理步骤可以包括在740℃～820℃的温度下对经冷轧的钢板进行退火的步骤。例如，经受退火热处理的板材料可以以5～50℃/秒的冷却速率冷却至室温。
形成接合的钢材料的步骤(S120)
通过TWB工艺将不同种类的第一坯料和第二坯料接合至彼此以形成接合的钢材料。在一个实施方案中，第一坯料和第二坯料可以以这样的方式来设置，即使得第一坯料成为在B柱的下端处的冲击吸收元件，而第二坯料成为在B柱的上部处的碰撞支撑元件。然后，通过例如使用激光的对接焊方法可以将第一坯料和第二坯料彼此焊接。
热冲压步骤(S130)
在加热炉中在约850～950℃的温度下加热接合的钢材料。例如，该加热可以在930℃的温度下进行约5分钟。接下来，将经加热的接合钢材料转移到压模中。此时，可以采用约9～11秒的转移时间。在用于热冲压的压模中使接合的钢材料成型为最终的部件形状之后，将成型体以约30～120℃/秒的冷却速率快速冷却以形成最终产品。
尽管未在图中示出，但是压模可以在其中包括制冷剂循环通过的冷却通道。通过冷却通道供应的制冷剂的循环可以淬灭经加热的坯料。此时，为了在防止接合的钢材料回弹的同时保持期望的形状，可以在压模关闭的状态中存在压力的情况下进行淬灭。
根据通过上述工艺(S110～S130)制造的热冲压部件，通过将包含在与用于冲击吸收元件的第一坯料相对应的钢材料部分中的碳(C)的含量限制为0.04～0.06重量％，从而使析出最大化而不是减小马氏体的比例，所以可以补偿强度并确保伸长率。此外，由于从性质上限制了钛(Ti)和铌(Nb)的含量，所以可以减小马氏体板条束尺寸，从而增加热冲压部件的强度和韧性。此外，通过稳定地确保铁素体区，可以增加伸长率并使热冲压部件根据热冲压工艺参数的性质变化最小化。另外，即使当未添加昂贵的可硬化元素例如钼(Mo)时，也可以制得优良的55K等级的热冲压部件，所述热冲压部件由于其高伸长率而可以表现出冲击吸收性能。
因此，通过根据本发明的方法制得的热冲压部件包括作为冲击吸收元件的钢材料，所述钢材料具有铁素体和马氏体的双相结构并同时满足550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YP)以及20％以上的伸长率(EL)，因此所述热冲压部件易于加工成复杂的形状，并且由于其优良的碰撞吸收性能，因此还适合用作汽车碰撞能量吸收构件。此外，热冲压部件的碰撞支撑元件可以保持1200～1500MPa的高拉伸强度(TS)。
在下文，将参考优选的实施方案来更详细地描述本发明的配置和效果。然而，这些实施方案被提出作为本发明的优选实施例，不能以任何方式被解释为限制本发明。此外，本领域技术人员可以充分地从技术上理解在本文未公开的内容，因此省略对其的描述。
第一实施方案
1.试样的制备
将含有下表1所示成分以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质的钢坯在1200℃的板坯再加热温度下进行再加热，在900℃的精轧温度下进行热轧，然后进行冷却并且在640℃的卷取温度下进行卷取，从而产生经热轧的卷材。将经热轧的卷材进行开卷，然后进行冷轧以产生经冷轧的钢板。通过加热至810℃的温度接着以33℃/s的冷却速率进行冷却而使经冷轧的钢板经受退火热处理，从而产生实施例1的钢材料。
此外，以与上述实施例1相同的方式制得比较例1和2的钢材料，不同之处在于使用含有表1所示成分以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质的钢坯。在比较例2的钢材料试样的情况下，添加与比较例1的钢材料试样不同的量的钛(Ti)和钼(Mo)。
[表1]
Figure GDA0003075425190000121
接下来，制备由实施例1以及比较例1和2的钢材料组成的第一坯料。此外，单独制备由拉伸强度为1500MPa的钢材料组成的第二坯料。第二坯料可以包含以重量％计的0.20～0.50％的碳、0.05～1.00％的硅(Si)、0.10～2.50％的锰(Mn)、大于0％且不大于0.015％的磷(P)、大于0％且不大于0.005％的硫(S)、0.05～1.00％的铬(Cr)、0.001～0.009％的硼(B)、0.01～0.09％的钛(Ti)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。
将每种第一坯料激光焊接至第二坯料，从而产生根据实施例1以及比较例1和2的接合的钢材料。将每种接合的钢材料在930℃的温度下加热5分钟，然后在约10秒的转移时间内将每种经加热的接合钢材料转移至热压模中，并将其热压成型以产生成型体。将每种成型体以100℃/s的冷却速率冷却，从而制得最终的热冲压部件。
2.机械性质的评价
在制得的成型体中，测量与实施例1以及比较例1和2中的每一者相对应的钢材料部分的拉伸强度(MPa)、屈服强度(MPa)和伸长率(％)。结果示于下表2中。
[表2]
Figure GDA0003075425190000131
参考上表2中的结果，实施例1的钢材料部分在碰撞吸收材料所需的拉伸强度和屈服强度的范围内表现出相比于比较例1和2的钢材料更好的伸长率。特别地，在伸长率的情况中，本发明的实施例的钢材料表现出20％以上的伸长率，表明其在发生汽车碰撞时具有优良的吸收冲击的能力，因此具有优良的作为冲击吸收材料的性能。
图3示出与比较例1和2中钢材料相对应的成型体的微观结构根据加工时间的变化的图，而图4示出与实施例1中钢材料相对应的成型体的微观结构根据加工时间的变化的图。
在实施例1以及比较例1和2的成型体的制造过程中，为了检查当将接合的钢材料转移至热压机时钢材料的微观结构根据转移时间的变化，在7秒、9秒、11秒和13秒的转移时间进行测量。下表3示出在转移时间范围内的拉伸强度、屈服强度和伸长率的分布范围。
[表3]
Figure GDA0003075425190000141
参考上表3，可以看出比较例1和2的钢材料与实施例1相比，在转移时间范围内的拉伸强度、屈服强度和伸长率的变化更大。
参考图3，可以看出，根据在用于热冲压的加热之后的转移时间或者坯料或模具冷却速率，比较例1和2的钢材料在马氏体的比例和铁素体的比例上有迅速的变化。亦即，如在图3中所示，可以看出钢材料的铁素体相变曲线310与贝氏体相变曲线320之间的时间轴间隔(附图标记“A”)较窄，表明随着钢材料的温度曲线330随着工艺参数在时间轴上向左或向右移动，钢材料的性质可以迅速变化。由于不容易控制热冲压工艺的工艺条件，因此可以看出，当如上所述在成型体的不同部分之间发生微观结构相的比例变化时，该成型体不适合用作汽车碰撞能量吸收构件。
相反，参考图4，可以看出与图3相比，钢材料的铁素体相变曲线410在时间轴上向左大幅移动。因此，在铁素体相变曲线410与贝氏体相变曲线420之间的沿时间轴的间隔(附图标记“B”)较宽，因此即使钢材料的根据时间的温度曲线430由于工艺参数而向左或向右移动时，它也是在两个相变曲线410和420之间移动，因此可以使热冲压部件的性质变化最小化。亦即，实施例1的钢材料在热冲压之后的结构可以为铁素体和马氏体的双相结构。这是通过限制碳(C)的含量并控制铌(Nb)和钛(Ti)的含量而产生的，这使得可以稳定地确保热冲压部件的期望性能。
图5示出与本发明的实施例1中钢材料相对应的成型体根据转移至热冲压模的时间的表面结构；图6示出与比较例1中钢材料相对应的成型体根据转移至热冲压模的时间的表面结构；图7示出与比较例2中钢材料相对应的成型体根据转移至热冲压模的时间的表面结构。
参考图5至图7，本发明的实施例1的钢材料具有铁素体和马氏体的微观结构，并且如在表3中所示，该钢材料在转移至模具的时间范围内显示出的拉伸强度、屈服强度和伸长率的性质变化相对较小。然而，可观察到在转移至模具的时间范围内，比较例1不能确保相对稳定的铁素体微观结构和马氏体微观结构，比较例2不能确保相对稳定的铁素体微观结构和低温相微观结构。低温相作为马氏体和贝氏体的微观结构来加以观察。此外，可以看出与实施例1的钢材料相比，比较例1和2显示出的拉伸强度、屈服强度和伸长率性质根据转移至模具的时间范围的变化很大，如在上表3中所示。
图8示出与本发明的实施例1中钢材料对应的成型体根据热冲压模的冷却速率的表面结构。具体地，图8示出分别在30℃/s、60℃/s和120℃/s的冷却速率下的表面结构。如在图8中所示，根据冷却速率的微观结构的比例几乎是恒定的，并且根据冷却速率的拉伸强度、屈服强度和伸长率的变化也不大。
综合上述结果，可以看出当添加钛(Ti)和铌(Nb)来确保铁素体区并增加淬硬性以防止成型体根据工艺参数(例如难以控制的转移至模具的时间以及冷却速率)发生性质变化时，并且当通过减少碳(C)的添加量来降低马氏体的比例时，根据本发明实施例的钢材料可以稳定地确保在热冲压工艺参数(转移至热压模的时间以及冷却速率)的范围内的微观结构，因此可以使成型体的不同部分之间的性质变化最小化。此外，可以看出即使当不添加昂贵的钼(Mo)时，本发明的实施例的钢材料也具有相比于比较例的钢材料更好的韧性，因此具有优良的经济效率。
第二实施方案
1.试样的制备
实施例的钢材料通过依次进行如在第一实施方案中所述的热轧、冷轧和退火热处理工艺来制得，所述钢材料具有在第一实施方案的表1中所示实施例1的合金组成。此外，多个比较例的钢材料通过在相同的工艺条件下进行在第一实施方案中所述的工艺来制得，所述钢材料具有的合金组成包含向在第一实施方案的表1中所示实施例1的合金组成添加的大于0重量％且不大于0.0020重量％的硼。
将由实施例和多个比较例的钢材料组成的坯料中的每一者分别激光焊接至由150K等级的钢材料组成的坯料，从而产生根据实施例和多个比较例的接合的钢材料。在接合的钢材料上进行第一实施方案的热压工艺，从而制得最终的热冲压部件。
2.机械性质的评价
在所制得的成型体中，对与实施例和多个比较例中的每一者相对应的钢材料部分测量了随着添加硼而在钢材料中产生的贝氏体的比例。
图9示出根据本发明一个实施方案通过向钢材料中添加硼而引起的结构变化的图。参考图9，在未添加硼的实施例的钢材料中，没有观察到贝氏体。然而，在多个比较例的钢材料中，贝氏体的比例倾向于随着硼的含量增加而增加。亦即，如在图3中所示，可以预期，随着硼被添加到钢材料中，钢材料的温度曲线330穿过贝氏体相变曲线320的部分在冷却加工中将增大。然而，如在图4中所示，在实施例的钢材料的情况下，在冷却加工中钢材料的温度曲线330可能不遇到贝氏体相变曲线320。因此，在多个比较例的钢材料中产生的与贝氏体结构相对应的比例可以包含在实施例的钢材料中的铁素体结构的比例内。因此，与多个比较例的钢材料相比，实施例的钢材料可以具有更好的延展性。
第三实施方案
1.试样的制备
将多种钢坯在1200℃的板坯再加热温度下进行再加热，在900℃的精轧温度下进行热轧，然后进行冷却并且在640℃的卷取温度下进行卷取，从而产生经热轧的卷材，其中每种钢坯包含下表4所示成分以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。将经热轧的卷材进行开卷，然后进行冷轧，从而产生经冷轧的钢板材料。接下来，通过将经冷轧的板材料加热至810℃的温度，接着以33℃/s的冷却速率进行冷却而使经冷轧的板材料经受退火热处理，从而产生实施例2～5和比较例3～7的钢材料。
[表4]
Figure GDA0003075425190000171
然后，将由实施例2～5和比较例3～7的钢板材料组成的坯料中的每一者分别激光焊接至由150K等级的钢材料组成的坯料，从而产生根据实施例2～5和比较例3～7的接合的钢材料。将每种接合的钢材料在930℃的温度下加热5分钟，然后在约10秒的转移时间内将每种经加热的接合钢材料转移至热压模中，并将其热压成型，从而产生成型体。将成型体以100℃/s的冷却速率冷却，从而制得最终的热冲压部件。
2.机械性质的评价
在制得的成型体中，为与实施例2～5和比较例3～7中的每一者相对应的钢材料部分测量了根据锰的添加量的伸长率。为了测量伸长率，为实施例2～5和比较例3～7中的每一者制得10个试样，然后通过室温拉伸测试进行伸长率的测量。
图10示出本发明一个实施例以及一个比较例中的伸长率随锰含量变化的变化图。下表5示出为实施例2～5和比较例3～7中的每一者制得的10个试样的平均伸长率(％)和标准偏差。
[表5]
Figure GDA0003075425190000172
Figure GDA0003075425190000181
参考上表5和图10，实施例2～5的钢材料具有相比于比较例3～7的钢材料更好的平均伸长率。此外，本发明实施例2～5中钢材料的伸长率的标准偏差测得为低于比较例3～7中钢材料的伸长率的标准偏差。亦即，在钢材料中锰的含量为1.6重量％以上的比较例3～7的情况下，由于锰引起的固溶体增强从而易于确保强度，但是存在伸长率会降低并且伸长率的标准偏差会增大的风险。相反，在实施例2～5的情况下，在热冲压之后，伸长率增加，同时伸长率的标准偏差相对降低，因此可以使部件的性能稳定。
第四实施方案
1.试样的制备
将多种钢坯在1200℃的板坯再加热温度下进行再加热，在900℃的精轧温度下进行热轧，然后进行冷却并且在640℃的卷取温度下进行卷取，从而产生经热轧的卷材，其中所述多种钢坯分别包含上表4中实施例2～5的合金组成以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。将经热轧的卷材进行开卷，然后进行冷轧，从而产生经冷轧的钢板。通过加热至810℃的温度接着以33℃/s的冷却速率进行冷却而使经冷轧的钢板材料经受退火热处理，从而产生实施例2～5的钢材料。
然后，将由实施例2～5的钢材料组成的坯料中的每一者激光焊接至由拉伸强度为1500MPa的钢材料组成的坯料，从而产生根据实施例2～5的接合的钢材料。将每种接合的钢材料在930℃下加热5分钟，然后在约10秒的转移时间内将每种经加热的接合钢材料转移至热压模中，并将其热压成型，从而产生成型体。将成型体以75℃/s的冷却速率冷却，从而制得最终的热冲压部件。
2.微观结构的观察
对于成型体，测量实施例2～5的钢材料部分中的微观结构的面积比例。用已知的ASTM E562-11系统的人工计点法进行测量。面积比例的测量结果示于下表6中。
[表6]
锰含量(重量％) 铁素体面积比例(％) 马氏体面积比例(％)
实施例2 1.2 88～98 2～12
实施例3 1.3 87～97 3～13
实施例4 1.4 88～97 3～12
实施例5 1.5 87～98 2～12
参考上表6，可以证实实施例2-5的钢材料部分根据锰的含量没有显示出大的变化。在本发明的锰含量范围1.2-1.5重量％内，观察到实施例2-5的钢材料部分由其中铁素体的面积比例为87-98％以及马氏体的面积比例为2％～13％的微观结构组成。
第五实施方案
1.试样的制备
将多种钢坯在1200℃的板坯再加热温度下进行再加热，在900℃的精轧温度下进行热轧，然后进行冷却并且在640℃的卷取温度下进行卷取，从而产生经热轧的卷材，其中每种钢坯包含0.05重量％的碳、1.4重量％的锰、0.07重量％的钛、0.06重量％的铌以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。将经热轧的卷材进行开卷，然后进行冷轧，从而产生经冷轧的钢板。然后，通过加热至810℃的温度接着以33℃/s的冷却速率进行冷却而使经冷轧的钢板经受退火热处理，从而产生钢材料。
将由经受退火热处理的钢材料组成的坯料中的每一者激光焊接至由拉伸强度为1500MPa的钢材料组成的坯料，从而产生接合的钢材料。将接合的钢材料在930℃的温度下加热5分钟，然后在约10秒的转移时间内将每种经加热的接合钢材料转移至热压模中，并将其热压成型，从而产生成型体。然后，将成型体分别以34℃/s、63℃/s、94℃/s和115℃/s的冷却速率冷却，从而制得包含实施例6-9的钢材料的热冲压部件。
2.微观结构的观察
对于制得的热冲压部件，测量实施例6～9的钢材料部分中的微观结构的面积比例。用已知的ASTM E562-11系统的人工计点法进行测量。面积比例的测量结果示于下表7中。
[表7]
冷却速率(℃/s) 铁素体面积比例(％) 马氏体面积比例(％)
实施例6 34 90～98 2～10
实施例7 63 88～97 3～12
实施例8 94 88～96 4～12
实施例9 115 83～95 5～17
参考上表7，可以证实实施例6～9的钢材料部分没有随着冷却速率显示出大的变化。在34～115℃/s的冷却速率范围内，观察到实施例6～9的钢材料部分由其中铁素体的面积比例为83～98％以及马氏体的面积比例为2％～17％的微观结构组成。
尽管已经参考实施方案详细描述了本发明，但是可以由本领域技术人员进行各种修改或替代。在不脱离本发明的范围的情况下，这些修改或替代可以被认为落入本发明的范围内。因此，本发明的范围应当由随后的权利要求来限定。

Claims (11)

1.一种用于拼焊板的钢材料，其包含0.04～0.06重量％的碳(C)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，其中所述钢材料不包含钼(Mo)，并且
所述钢材料具有550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，使用所述钢材料的10个试样测得的平均伸长率的标准偏差不大于2.5，并且具有铁素体和马氏体的双相结构。
2.根据权利要求1所述的钢材料，其进一步包含大于0重量％且不大于0.03重量％的硅(Si)，大于0重量％且不大于0.018重量％的磷(P)，以及大于0重量％且不大于0.003重量％的硫(S)。
3.根据权利要求1所述的钢材料，其包含用以改进钢材料的表面上的耐腐蚀性的铝(Al)-硅(Si)镀层。
4.一种用于制造热冲压部件的方法，其包括以下步骤：
(a)制备第一坯料和第二坯料，所述第一坯料使用包含0.04～0.06重量％的碳(C)、1.2～1.5重量％的锰(Mn)、0.01～0.10重量％的钛(Ti)、0.01～0.10重量％的铌(Nb)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质的钢坯，其中所述钢坯不包含钼(Mo)；通过切割与所述第一坯料分开提供的钢板来获得所述第二坯料；
(b)通过拼焊板工艺将所述第一坯料和第二坯料彼此焊接，从而形成接合的钢材料；
(c)在压模中热冲压所述接合的钢材料，从而形成成型体；以及
(d)冷却所述成型体，从而形成热冲压部件；
其中，所述第一坯料在热冲压之后，具有550MPa以上的拉伸强度(TS)、300MPa以上的屈服强度(YS)以及20％以上的伸长率(EL)，并且使用所述第一坯料的10个试样测得的平均伸长率的标准偏差不大于2.5。
5.根据权利要求4所述的方法，其中，步骤(a)包括：
(a-1)在860℃～920℃的精轧温度(FDT)下对钢坯进行热精轧；
(a-2)将经热轧的钢板冷却到620℃～660℃的卷取温度(CT)，接着进行卷取；
(a-3)对经卷取的钢板进行开卷，接着进行冷轧；以及
(a-4)使经冷轧的钢板经受退火热处理。
6.根据权利要求4所述的方法，其中，所述第二坯料在热冲压之后具有1200～1500MPa的拉伸强度。
7.根据权利要求4所述的方法，其中，步骤(c)包括：
(c1)在850℃～950℃的温度下加热所述接合的钢材料；以及
(c2)在9～11秒的转移时间内将经加热的接合的钢材料转移至压模。
8.根据权利要求7所述的方法，其中，在步骤(d)中成型体的冷却以30～120℃/s的速率进行。
9.根据权利要求4所述的方法，其中，所述第一坯料用作用于汽车B柱的冲击吸收元件，所述第二坯料用作用于汽车B柱的碰撞支撑元件。
10.根据权利要求9所述的方法，其中，所述第一坯料在热冲压之后具有铁素体和马氏体的双相结构。
11.根据权利要求5所述的方法，其进一步包括在步骤(a-4)之后的以下步骤：用铝(Al)-硅(Si)镀覆钢板的表面，以改进耐腐蚀性。
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