CN113366135A - 热压构件、热压构件用冷轧钢板以及它们的制造方法 - Google Patents

热压构件、热压构件用冷轧钢板以及它们的制造方法 Download PDF

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高岛克利
田中稔
鼓健二
荒川真吾
樱井理孝
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JFE Steel Corp
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Abstract

本发明的目的在于提供具有1780MPa以上的拉伸强度且提高了耐延迟断裂特性的热压构件及其制造方法以及热压构件用冷轧钢板及其制造方法。一种热压构件，其具有规定的成分组成，钢板的显微组织中，原奥氏体平均结晶粒径为8μm以下，并且，在自表面起30μm以内的范围内，马氏体的体积百分率为95％以上，在表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，并且，维氏硬度的标准偏差为35以下，板厚方向的Mndif(质量％)≤0.20，Mndif(质量％)为Mn偏析度，拉伸强度为1780MPa以上。

Description

热压构件、热压构件用冷轧钢板以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车领域中使用的热压构件及其制造方法、以及热压构件用冷轧钢板及其制造方法，特别是针对热压构件想要实现凸焊后的耐延迟断裂特性的提高的热压构件。
背景技术
近年来，由于环境问题的增多，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身的轻量化成为课题。为此，正在推进通过在汽车部件中应用高强度钢板来实现薄壁化，并且正在研究拉伸强度(TS)为1780MPa以上的钢板的应用。汽车的结构用构件、增强用构件中使用的高强度钢板要求成形性优良，但是，1780MPa以上的钢板的延展性低，因此在冷压成形时产生裂纹、或者由于屈服强度高而产生大的回弹，因此在冷压成形后无法得到高尺寸精度。另外，冷压成形后在钢板内残留有残余应力，因此，有可能由于从使用环境侵入的氢而导致延迟断裂(氢脆)。
在这样的状况下，作为获得高强度的方法，最近正在着眼于通过热压(也称为热冲压、模压淬火、压力淬火等)进行的成形。热压是指下述成形方法：将钢板加热至奥氏体单相的温度范围后，在高温的状态下进行成形(加工)，由此能够以高尺寸精度进行成形，通过成形后的冷却进行淬火，由此能够实现高强度化。另外，该热压与冷压相比，压制成形后的残余应力降低，因此耐延迟断裂特性也得到改善。
汽车组装工序大多通过电阻点焊进行组装，但在一部分电阻点焊机的焊枪无法进入的部位，通过螺栓紧固进行组装。另外，与不同种类的材料(铝、树脂等)接合的情况下也多为螺栓紧固。这种情况下，在钢板上电阻焊接具有突出部的螺母，然后利用螺栓与其它板组装。如上所述，在热压构件中，虽然残余应力降低，但为了保持汽车车身整体的刚性，在热压后也施加应力，因此在螺母与钢板的焊接部有可能发生延迟断裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-157900号公报
发明内容
发明所要解决的问题
以往，作为提高螺母的凸焊后的剥离强度的手段，例如如专利文献1所记载的那样公开了通过控制焊接条件来改善剥离强度的技术。但是，尚未开发出提高热压后的螺母的凸焊部的延迟断裂的技术。
如此，实际情况是，无论焊接条件如何，都难以改善拉伸强度(TS)为1780MPa以上的热压构件的与螺母的凸焊后的耐延迟断裂特性，包括其它钢板在内，尚未开发出兼具这些特性的钢板。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有1780MPa以上的拉伸强度、特别是与螺母的凸焊后的耐延迟断裂特性提高的热压构件及其制造方法以及热压构件用冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人鉴于上述实际情况反复进行了深入研究，结果得到了下述见解，为了提高热压构件的与螺母的凸焊后的耐延迟断裂特性，有效的是：(a)抑制与钢板的表层的Mn的偏析相伴的硬度偏差；(b)进而通过在表层具有Ni扩散区域而使焊接部与螺栓、螺母的电位差降低，抑制氢产生。
发现基于这样的见解，能够抑制伴随腐蚀的氢产生，螺母与钢板的界面处的龟裂的生成被抑制，结果耐延迟断裂特性提高。
加工为汽车车身后，在实际反复行驶的过程中，由于雨等，在钢板上电化学地产生氢，一部分氢侵入到钢板中。只要钢板中未产生应力，则不会发生以该氢为主要原因的延迟断裂，但有时螺母的焊接部在螺栓紧固后施加应力。由此，从螺母与钢板的界面和界面附近开始龟裂，产生裂纹。特别是，在焊接后在螺母与钢板间产生间隙，在该部位氧的扩散不充分，因此间隙内pH降低。此时，与螺栓、螺母、不是焊接部的钢板相比，焊接部的电位降低，在间隙处产生氢，一部分氢侵入焊接部，由此发生延迟断裂。对此，发现：通过在表面具有Ni扩散层，能够降低焊接部的电位与螺栓、螺母的电位差而均匀地腐蚀。因此，耐延迟断裂特性提高。另一方面，发现：如果在因偏析而大量具有Mn的部位焊接螺母的突出部，则无法降低电位差，因此，通过抑制Mn引起的偏析，耐延迟断裂特性进一步提高。
本发明立足于上述见解。
[1]一种热压构件，其中，在钢板的表面具有表层，上述钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.28％以上且小于0.50％、Si：0.01％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.01％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下，还含有选自Mo：0.005％以上且0.35％以下、Cr：0.005％以上且0.35％以下、Nb：0.001％以上且0.05％以下、Ti：0.001％以上且0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
上述钢板的显微组织中，原奥氏体平均结晶粒径为8μm以下，并且，在上述热压构件的自钢板表面起30μm以内的范围内，马氏体的体积百分率为95％以上，在上述表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，并且，上述热压构件的维氏硬度的标准偏差为35以下，
板厚方向的Mndif(质量％)＝Mnmax(质量％)-Mnmin(质量％)≤0.20
Mndif(质量％)：Mn偏析度
Mnmax(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最大值
Mnmin(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最小值，
上述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。
[2]一种热压构件用冷轧钢板，其中，在钢板的表面具有Ni系镀层，上述钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.28％以上且小于0.50％、Si：0.01％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.01％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下，还含有选自Mo：0.005％以上且0.35％以下、Cr：0.005％以上且0.35％以下、Nb：0.001％以上且0.05％以下、Ti：0.001％以上且0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
上述钢板的显微组织含有以体积百分率计为20％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的铁素体，上述钢板的维氏硬度的标准偏差为30以下，
板厚方向的Mndif(质量％)＝Mnmax(质量％)-Mnmin(质量％)≤0.20
Mndif(质量％)：Mn偏析度
Mnmax(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最大值
Mnmin(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最小值，
上述Ni系镀层的厚度为0.5μm以上。
[3]一种热压构件的制造方法，其中，将[2]所述的热压构件用冷轧钢板在Ac3相变点～1100℃的温度范围内加热后，进行热压。
[4]一种热压构件用冷轧钢板的制造方法，其中，将具有[2]所述的成分组成的钢水制成连铸钢坯，将上述连铸钢坯以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至850℃，然后以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃，然后，进行再加热，在精轧的最终道次的压下率为10％以上、上述最终道次的前一道次的压下率为12％以上、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，上述热轧后，以55℃/秒以上的第一平均冷却速度一次冷却至700℃以下的冷却停止温度，上述一次冷却后，以5～50℃/秒的第二平均冷却速度二次冷却至650℃以下的卷取温度，然后实施卷取、酸洗后，接着进行冷轧，接着，以30℃/秒以下的平均加热速度加热至600～820℃的温度范围，在600～820℃的均热温度范围内保持20秒以上且30000秒以下，然后冷却至室温，接着对钢板表面实施用于施加Ni系镀层的镀覆处理。
发明效果
根据本发明，可以稳定地得到在具有1780MPa以上的极高的拉伸强度的同时维氏硬度的标准偏差为35以下的热压构件。其结果能够得到耐延迟断裂耐性比以往优良的热压构件。通过将本发明的热压构件应用于例如汽车结构构件，能够实现通过车身轻量化来改善燃料效率，因此产业上的利用价值非常大。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。以下，对本发明的热压构件和热压构件用冷轧钢板的成分组成详细地进行说明。下述中，只要没有特别声明，表示本发明的热压构件和热压构件用冷轧钢板的成分元素的含量的“％”表示是指“质量％”。
C：0.28％以上且小于0.50％
C是对钢板的高强度化有效的元素，对于在热压后强化马氏体从而提高钢的强度而言是重要的元素。但是，C的含量小于0.28％时，热压后的马氏体的硬度不充分，因此不能得到拉伸强度。C的含量优选为0.30％以上。另一方面，C的含量为0.50％以上时，冷轧钢板和热压后的组织变得不均匀，此外，焊接部的硬度变高，由此韧性劣化而焊接部的耐延迟断裂特性降低。C的含量优选为小于0.45％、进一步优选为小于0.40％。
Si：0.01％以上且1.5％以下
Si是对铁素体进行固溶强化、对于高强度化有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.01％以上。但是，Si的过量含有使得化学转化处理性劣化，因此其含量为1.5％以下、优选为1.0％以下。
Mn：1.0％以上且2.2％以下
Mn是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有1.0％以上。Mn的含量优选为1.2％以上。另一方面，过量含有时，Mn带变得过量，焊接部的电位趋于降低，因此耐延迟断裂特性降低。因此，其含量为2.2％以下、优选为2.0％以下。
P：0.05％以下
P通过固溶强化有助于高强度化，但过量含有时，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，因此耐延迟断裂特性降低，因此其含量为0.05％以下、优选为0.04％以下。特别是P的含量的下限没有限定，可以为0％，但由于炼钢成本升高，因此P的含量优选为0.0005％以上。
S：0.005％以下
S的含量多时，生成大量MnS等硫化物，其夹杂物成为起点，产生裂纹，因此耐延迟断裂特性降低，因此其含量为0.005％以下、优选为0.004％以下。特别是S的含量的下限没有限定，可以为0％，但与P同样地炼钢成本升高，因此S的含量优选为0.0002％以上。
Al：0.01％以上且0.50％以下
Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上，但即使含有超过0.50％，效果也饱和，因此Al的含量为0.50％以下、优选为0.40％以下。
N：0.01％以下
N形成粗大的氮化物而耐延迟断裂特性降低，因此需要抑制含量。N超过0.01％时，该倾向变得显著，因此，N的含量为0.01％以下、优选为0.008％以下。需要说明的是，N的含量的下限没有特别限定，可以为0％，从炼钢成本的方面出发，N的含量优选为0.0005％以上。
Sb：0.001％以上且0.020％以下
Sb对于冷轧钢板的组织均质化是有效的元素。特别是Sb在热压的一系列处理中具有从热压前的钢板的加热时到热压后的钢板的冷却开始时抑制钢板表层部产生的脱碳层、使组织均匀化的效果。因此，表面的电位分布变得均匀，耐延迟断裂特性提高。为了表现出这样的效果，将其量设定为0.001％以上。另一方面，Sb含有超过0.020％时，使轧制负荷载荷增大，使生产率降低，因此Sb含量设定为0.020％以下。
在本发明中，除了上述成分以外，具有一种或两种以上下述成分。
Mo：0.005％以上且0.35％以下
Mo是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。Mo含量优选为0.01％以上。另一方面，即使含有大量Mo，上述效果也饱和，反而导致成本增加，此外化学转化处理性劣化，因此其含量设定为0.35％以下。
Cr：0.005％以上且0.35％以下
与Mo同样，Cr也是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。Cr含量优选为0.010％以上。另一方面，即使含有大量Cr，上述效果也饱和，此外形成表面氧化物，镀覆性劣化，因此其含量设定为0.35％以下。
Nb：0.001％以上且0.05％以下
Nb是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高的元素，是使热压时的奥氏体粒径微细化因此有助于提高耐延迟断裂特性的元素。为了发挥这样的效果，Nb的含量设定为0.001％以上。Nb含量优选为0.010％以上。另一方面，即使含有大量Nb，上述效果也饱和，反而导致成本增加，因此其含量设定为0.05％以下。Nb含量优选为0.04％以下、进一步优选为0.03％以下。
Ti：0.001％以上且0.05％以下
Ti是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高的元素。是使热压时的奥氏体粒径微细化因此有助于提高耐延迟断裂特性的元素。为了发挥这样的效果，Ti的含量设定为0.001％以上。另一方面，含有大量Ti时，热压后的伸长率显著降低，因此其含量为0.05％以下、优选为0.04％以下。
B：0.0002％以上且0.0050％以下
B是提高热压时的淬透性因此有助于热压后的马氏体形成、即高强度化的元素。另外，在晶界发生偏析由此使晶界强度提高，因此对耐延迟断裂特性是有效的。为了发挥该效果，含有0.0002％以上。但是，过量含有时，与N形成粗大的析出物，使耐延迟断裂特性降低，因此将其含量设定为0.0050％以下。B含量优选为0.0035％以下。
Ca：0.005％以下
Ca控制硫化物和氧化物的形状，抑制粗大的MnS的生成，因此耐延迟断裂特性提高。为了表现出这样的效果，优选含有0.0005％以上。另外，过度含有使得加工性劣化，因此Ca含量设定为0.005％以下。
V：0.05％以下
V通过形成微细的碳氮化物，能够有助于强度升高。为了具有这样的作用，优选使V的含量含有0.01％以上。另一方面，含有大量V时，耐延迟断裂特性劣化，因此其含量设定为0.05％以下。
Cu：0.50％以下
Cu通过固溶强化有助于高强度化，使耐腐蚀性提高，因此能够提高耐延迟断裂特性。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，因此其含量设定为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
与Cu同样，Ni也使耐腐蚀性提高、并且能够降低焊接部与螺母、螺栓的电位差，因此能够提高耐延迟断裂特性。另外，如果与Cu同时含有，则具有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果，因此是有效的。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。但是，添加大量Ni时，耐延迟断裂特性降低，因此其含量设定为0.50％以下。
Sn：0.50％以下
与Cu同样，Sn也使耐腐蚀性提高，因此能够提高耐延迟断裂特性，因此可以根据需要含有。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。但是，含有大量Sn时，耐延迟断裂特性降低，因此其含量设定为0.50％以下。
上述以外的余量设定为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Zn、Co、Zr、Ta、W，作为它们的含量的允许范围，为Zn：0.01％以下、Co：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下。除此以外，对于各元素量低于下限值存在的情况，也可以理解为作为不可避免的杂质含有。
接着，对本发明的热压构件和热压构件用冷轧钢板的显微组织详细地进行说明。
热压构件的显微组织
热压构件在钢板的表面具有表层。热压构件的钢板的显微组织设定为原奥氏体平均结晶粒径为8μm以下、且在自钢板表面起30μm以内的范围内马氏体的体积百分率为95％以上的钢组织。在此，钢板表面是指热压构件的表层与钢板的界面。需要说明的是，在此描述的体积百分率为相对于钢板整体的体积百分率，以下同样。
热压后原奥氏体平均结晶粒径超过8μm时，凸焊部的韧性降低，因此耐延迟断裂特性劣化。因此，原奥氏体平均结晶粒径为8μm以下、优选为7μm以下。
另外，自钢板表面起30μm以内的马氏体的体积百分率小于95％时，不能得到期望的拉伸强度。因此，马氏体的体积百分率设定为95％以上。
另外，通过在热压构件的表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，如上所述，焊接后焊接部与螺母、螺栓的电位差降低，因此耐延迟断裂特性提高。因此，在热压后的钢板表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域。
将在热压构件和热压用冷轧钢板的表面测定的维氏硬度的标准偏差分别设定为35、30以下。标准偏差分别超过35、30时，产生因Mn偏析引起的硬度差，因此，如果在因偏析而硬度高的部位焊接螺母的突出部，则由于Mn量多，因此电位降低，在螺母、螺栓与焊接部产生电位差，因此耐延迟断裂特性劣化。需要说明的是，上述维氏硬度在上述热压构件的表面以一定间隔、例如每100～400μm进行测定即可，特别优选每200μm进行测定。
热压构件用冷轧钢板的显微组织
热压构件用冷轧钢板在钢板表面具备具有0.5μm以上的厚度的Ni系镀层。对上述热压构件用冷轧钢板进行热压后，该Ni系镀层成为上述热压构件的表层。在此，对于Ni系镀层而言，在对冷轧钢板赋予的Ni系镀层的情况下含有Ni镀层，另外也可以含有Zn。作为一例，可以列举Zn-10～15％Ni镀层，但不限于此。另外，对赋予了上述Ni系镀层的冷轧钢板进行热压后，在上述冷轧钢板的表面，在Ni系镀层与冷轧钢板之间形成合金层。例如，在使用了上述Zn-10～15％Ni镀层的情况下，在冷轧钢板的表面形成含有25％以下的Ni、10％以下的Fe的合金层。该热压时形成的合金层是本发明中有效的Ni扩散区域，使耐延迟断裂特性提高。作为热压构件，为了得到期望的特性，重要的是控制热压构件用冷轧钢板的显微组织。即，作为热压构件用冷轧钢板的显微组织，含有以体积百分率计为20％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的铁素体，此外，将在热压构件用冷轧钢板的表面测定的维氏硬度的标准偏差设定为30以下。
铁素体晶粒的平均长径比超过2.5时，热压后不能确保期望的原奥氏体平均结晶粒径，因此耐电阻焊接开裂性和耐延迟断裂特性降低。在铁素体的体积百分率小于20％的情况下，热压时的逆相变引起的再结晶变得不充分，热压后不能得到期望的原奥氏体平均结晶粒径，因此耐延迟断裂特性降低。对于各显微组织，可以在利用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀后通过后述实施例中记载的方法、例如扫描电子显微镜(SEM)、光学显微镜进行观察。
热压构件和热压用冷轧钢板中的Mn偏析度：Mndif(质量％)≤0.20％
为了得到具有1780MPa以上的拉伸强度、特别是与螺母的凸焊后的耐延迟断裂特性提高的热压构件，需要控制热压构件的钢板表面和热压用冷轧钢板表面的Mn偏析。Mn偏析度通过下述公式来规定。
板厚方向的Mndif(质量％)＝Mnmax(质量％)-Mnmin(质量％)≤0.20％
Mndif(质量％)：Mn偏析度
Mnmax(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最大值
Mnmin(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最小值
如果Mn发生偏析，则由于钢板中的成分的不均匀，在钢板内存在富集区域和稀疏区域，与螺母的凸焊后的焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，板厚方向的Mn偏析度需要为0.20％以下。优选为0.15％以下。需要说明的是，板厚方向的Mn偏析度通过在热压构件和热压用冷轧钢板中对不含镀层的板厚方向截面利用电子显微分析仪(EPMA)以0.5μm的步幅对钢板表面～钢板中央部为止通过线分析进行测定而求出。
接着，对本发明的热压用冷轧钢板的优选的制造方法进行说明。
在本发明中，制造上述冷轧钢板时，首先将具有规定的成分组成的钢水进行连铸而制成钢坯，将该连铸钢坯以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至850℃后，以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃。
然后，进行再加热，在精轧的最终道次的压下率为10％以上、上述最终道次的前一道次的压下率为12％以上、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，上述热轧后，使到700℃以下的一次冷却停止温度为止的第一平均冷却速度为55℃/秒以上进行一次冷却。上述一次冷却后，使到650℃以下的卷取温度为止的第二平均冷却速度为5～50℃/秒进行二次冷却后，在上述卷取温度下进行卷取。
接着，对卷取的热轧钢板实施酸洗后，接着进行冷轧，接着以30℃/秒以下的平均加热速度加热至600～820℃的温度范围，在600～820℃的均热温度范围内保持20秒以上且30000秒以下后，冷却至室温，接着对钢板表面实施用于施加Ni系镀层的镀覆处理。
以下，按照每个工序地对上述制造工序详细地进行说明。
连铸
在本发明中，首先钢坯通过连铸法来铸造。为了解决本发明的课题，连铸法是重要的，而且与铸模铸造法相比，生产效率高，因此采用。连铸机优选为垂直弯曲型。这是因为，垂直弯曲型的设备成本与表面品质的平衡优良、并且能显著地发挥表面龟裂的抑制效果。
经过该连铸制成钢坯后，将该连铸钢坯以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至850℃后，以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃。连铸后，如果以小于20℃/小时的平均冷却速度冷却至850℃，则助长Mn的偏析，因此热压后的耐延迟断裂特性降低。另外，之后通过以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃，在冷却中铁素体从晶界均匀地生成，偏析得到抑制。因此，连铸后以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至850℃后以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃。另外，如果冷却至650℃，则可以在之后冷却至室温后进行再加热并实施热轧，也可以直接以温片的状态进行再加热并实施热轧。
加热工序
作为原材料的钢坯(连铸钢坯)优选在铸造后不进行再加热而在1150～1270℃开始热轧或者再加热至1150～1270℃后开始热轧。热轧的优选条件首先在1150～1270℃的热轧起始温度对钢坯进行热轧。
热轧工序
精轧的最终道次的压下率：10％以上
使精轧的最终道次的压下率为10％以上对于在奥氏体晶粒内导入大量剪切带、增大热轧后的铁素体相变时的成核位点而实现热轧板的微细化、确保期望的冷轧钢板的铁素体的平均长径比、热压构件的原奥氏体的平均结晶粒径的微细化是必要的。此外，从消除Mn带的观点出发也是必要的。另外，对于表层的钢板组织的微细化也是有效的。精轧的最终道次的优选的压下率为12％以上。另外，该压下率的上限没有特别限定，但热轧负荷载荷增大时，有可能板的宽度方向上的板厚变动变大，耐延迟断裂特性劣化，因此精轧的最终道次的优选的压下率优选为30％以下。
精轧的最终道次的前一道次的压下率：12％以上
使最终道次的前一道次的压下率为12％以上对于应变蓄积效果进一步提高而在奥氏体晶粒内导入大量剪切带、铁素体相变的成核位点进一步增大而热轧板的组织更加微细化、确保期望的冷轧钢板的铁素体的平均长径比、热压构件的原奥氏体的平均结晶粒径的微细化是必要的。此外从消除Mn带的观点出发也是必要的。精轧的最终道次的前一道次的优选的压下率为15％以上。另外，该压下率的上限没有特别限定，但热轧负荷载荷增大时，板的宽度方向上的板厚变动变大，有可能导致耐延迟断裂特性的劣化，因此精轧的最终道次的前一道次的优选的压下率优选为30％以下。
精轧结束温度：850～950℃
为了通过钢板内的组织均匀微细化、材质的各向异性降低而使退火后的耐延迟断裂特性提高，热轧需要在奥氏体单相区结束，因此精轧结束温度设定为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化，因此精轧结束温度设定为950℃以下。
热轧后的冷却工序
一次冷却工序：以55℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至700℃以下
在热轧结束后的冷却过程中奥氏体发生铁素体相变，但在高温下铁素体粗大化，因此，通过在热轧结束后进行骤冷，使组织尽可能地均质化。因此，首先，作为一次冷却，以55℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至700℃以下。该第一平均冷却速度小于55℃/秒时，铁素体粗大化，热轧钢板的钢板组织变得不均匀，导致冷轧钢板的组织的不均匀、热压后的组织的不均匀和原奥氏体粒径的粗大化、耐延迟断裂特性的降低。另一方面，一次冷却中的冷却停止温度超过700℃时，铁素体粗大化，在热轧钢板的钢板组织中生成过量的珠光体，最终的钢板组织变得不均匀，耐延迟断裂特性降低。需要说明的是，一次冷却停止温度优选为卷取温度(CT)+40～140℃。
二次冷却工序：以5～50℃/秒的第二平均冷却速度冷却至卷取温度
该二次冷却中的平均冷却速度小于5℃/秒时，在热轧钢板的钢板组织中生成过量的铁素体或珠光体，铁素体粗大化，最终的钢板组织变得不均匀，耐延迟断裂特性降低。另一方面，二次冷却中的平均冷却速度超过50℃/秒时，抑制铁素体或珠光体的过量生成的效果饱和。此外，在冷却至超过卷取温度的温度中，在热轧钢板的钢板组织中生成过量的粗大的铁素体或珠光体，最终的钢板组织变得不均匀，耐延迟断裂特性降低。
卷取温度：650℃以下
卷取温度超过650℃时，在热轧钢板的钢板组织中铁素体和珠光体粗大化，最终的钢板组织变得不均匀，耐延迟断裂特性降低。因此，在本发明中，卷取温度的上限设定为650℃。卷取温度优选为600℃以下。需要说明的是，对于卷取温度的下限，没有特别规定，但是，如果卷取温度过于低温，则生成过量的硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此卷取温度优选为300℃以上。
酸洗工序
热轧工序后，实施酸洗，除去热轧板表层的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，按照常规方法实施即可。
冷轧工序
进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧。该冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。
退火工序
在冷轧后的再结晶的进行的同时，为了热压后的硬度分布的控制和钢板组织的微细化，实施退火。在退火工序中，将冷轧板以30℃/秒以下的平均加热速度加热至600～820℃的温度范围，作为均热温度在600～820℃的温度范围内保持20秒以上且30000秒以下后，冷却至室温。
平均加热速度：30℃/秒以下
通过控制退火工序中的加热速度，能够使退火后的冷轧钢板的组织均匀化。如果快速地加热，则再结晶难以进行，因此组织变得不均匀，耐延迟断裂特性降低。从室温到均热温度的平均加热速度设定为30℃/秒以下。需要说明的是，平均加热速度优选为0.1℃/秒以上。
均热温度：600～820℃、保持时间：20～30000秒
均热温度设定为比再结晶温度高的温度范围。在均热温度低于600℃、保持时间小于20秒的情况下，不能充分地进行再结晶，难以确保期望的冷轧钢板的铁素体的平均长径比，并且在表面上产生硬度差，组织变得不均匀，热压后的耐延迟断裂特性降低，因此均热温度设定为600℃以上，保持时间设定为20秒以上。另一方面，在均热温度超过820℃、保持时间超过30000秒的情况下，均热时的晶粒粗大化，因此不能得到期望的冷轧钢板的铁素体的体积百分率。另外，热压后的组织变得不均匀、以及原奥氏体粒径粗大化、耐延迟断裂特性降低，因此均热温度为820℃以下、优选为800℃以下。保持时间为30000秒以下、优选为20000秒以下。
镀覆工序
本发明的热压构件用冷轧钢板的制造方法具有用于施加Ni系镀层的镀覆工序。镀覆工序没有任何限定，公知的热浸镀法、电镀法、蒸镀法等均可应用。另外，也可以在镀覆工序后实施合金化处理。
需要说明的是，也可以对冷轧钢板任意地实施平整轧制。此时的优选的伸长率为0.05～2.0％。
接着，对于对所得到的冷轧钢板所进行的热压进行说明。
作为热压的方法，可以应用公知的热压方法，但需要加热至Ac3相变点～1100℃的温度范围。
例如，对于作为原材料的热压构件用冷轧钢板，虽然可以使用电炉、气炉、通电加热炉、远红外线加热炉等，但需要加热至Ac3相变点～1100℃的温度范围。在热压温度低于Ac3相变点时，难以形成期望量的马氏体相，因此不能得到期望的TS。另外，在热压温度超过1100℃时，原奥氏体的平均结晶粒径粗大化，不能得到优良的耐延迟断裂特性。此外，对于保持时间、热压温度、升温速度没有特别限定，优选在上述温度范围内保持0～600秒钟后，将钢板输送至压力机，在550～800℃的范围内进行热压。对热压构件用冷轧钢板进行加热时的升温速度设定为3～200℃/秒即可。
在此，Ac3相变点可以通过下式求出。
Ac3相变点(℃)＝881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有元素的情况下作为0计算。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，本发明不受以下所述的实施例的限制，在可适合本发明的宗旨的范围内也可以适当地施加变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，在表2所示的条件下通过连铸制成钢坯后，加热至1250℃后，在精轧结束温度(FDT)如表2所示的条件下进行热轧。接着，将热轧钢板以表2所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至冷却停止温度(第一冷却停止温度)后，以第二平均冷却速度(冷速2)冷却至卷取温度(CT)，卷取成卷材。接着，对所得到的热轧钢板在酸洗后以表2所示的压下率实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。
Figure BDA0003186356140000191
Figure BDA0003186356140000201
对这样得到的冷轧板在连续退火线(CAL)或连续热浸镀线(CGL)中在表2所示的条件下进行第一退火处理和第二退火处理，对于只在无镀覆处理的CAL中通过的钢板，得到了冷轧钢板(CR)，对于在CGL中通过的钢板，得到了含有Ni的热镀锌钢板(GI)。需要说明的是，对于在CGL中通过的钢板的一部分，实施热镀锌处理后，进而在550℃进行合金化处理，得到合金化热镀锌钢板(GA)。此外，一部分通过CAL进行退火后在电镀锌线(EGL)中得到电镀锌镍钢板(EZN)。
接着，对所得到的冷轧钢板(包括镀覆钢板)实施热压。热压中使用的模具的冲头宽度为70mm、冲头肩R为4mm、模具肩R为4mm、且成形深度为30mm。对冷轧钢板的加热根据加热速度使用红外线加热炉或气氛加热炉中的任一种，在大气中进行。另外，热压后的冷却是将在冲头/模具间夹住钢板与从夹住释放后的模具上的空冷组合进行，从热压(开始)温度冷却至150℃。此时，通过在1～60秒的范围改变将冲头保持在下止点的时间来调整冷却速度。
从这样得到的热压构件的帽底部的位置裁取JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。
另外，关于凸焊后的耐延迟断裂特性的试验，首先从各种热压构件上裁取50mm×150mm的试验片，在中央开设直径9mm的孔，将具有三点突出部的M8焊接用螺母以上述试验片的孔的中心与上述螺母的孔的中心一致的方式设置在交流焊接机上进行焊接。关于电阻焊接的条件，使用安装在焊枪上的伺服电机加压式且单相交流(50Hz)的电阻焊接机进行焊接，制作出具有凸焊部的试验片。需要说明的是，所使用的一对电极芯片设定为扁平型30mmφ的电极。焊接条件为：使加压力为3200N，通电时间为5个循环(50Hz)，焊接电流为12kA，保持时间为10个循环(50Hz)。
在这样得到的焊接体的螺母孔中固定螺栓后，通过依据JIS B1196：2001的压入剥离试验，测定螺母从钢板剥离时的载荷。将此时的剥离强度设为FS，通过与上述同样的方法制作螺栓紧固的试验片，施加0.7×FS的载荷。然后，在室温下浸渍在盐酸(pH＝2.0)的溶液中对螺母与钢板有无剥离进行评价。在两种载荷下100小时以上没断裂的情况下将耐延迟断裂特性设为良好(○)，在小于100小时发生了断裂的情况下将耐延迟断裂特性设为差(×)。
热压后的热压构件的马氏体的体积百分率如下求出：将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积百分率。
热压构件中的原奥氏体平均结晶粒径如下求出。将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察，使用MediaCybernetics公司的Image-Pro算出原奥氏体粒的等效圆直径，将它们的值进行平均而求出。
热压构件的表层中的Fe-Ni扩散区域(Ni扩散区域)的厚度如下求出。将与热压后的钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，通过EPMA对表层映射Fe和Ni的元素分布，将检测Fe和Ni两者的部位作为Fe-Ni扩散区域，求出其厚度的平均。
关于维氏硬度的标准偏差，在与热压后的热压构件和热压用冷轧钢板的表面水平的方向上，在与轧制方向成直角的方向上每200μm测定各15次维氏硬度，由N＝15的维氏硬度的值求出标准偏差。维氏硬度的测定条件的试验力为300g(2.942N)，保持时间为15秒。
关于铁素体的体积百分率，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率观察，通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积百分率。
对于长径比，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，从2000倍、5000倍的倍率的钢板组织照片算出组织照片中的全部铁素体晶粒的等效圆直径，求出长径比，将它们进行平均，由此求出。
关于Ni镀层的厚度，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，通过EPMA对表层映射Ni的元素分布，求出其厚度的平均。
关于Mndif，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，通过EPMA在板厚方向上由线分析测定Mn量，将最大值设为Mnmax(质量％)，将最小值设为Mnmin(质量％)，由Mnmax-Mnmin算出。
将由此得到的钢板组织、拉伸特性和耐延迟断裂特性的测定结果示于表3中。
Figure BDA0003186356140000241
在表3中，No.1～4均是热压构件的拉伸强度为1780MPa以上，在热压构件的表面每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为35以下，Ni扩散区域为0.5μm以上，得到了期望的耐延迟断裂特性。另一方面，No.5～7的成分组成均在本发明的范围外，因此拉伸强度、表面的维氏硬度的标准偏差、耐延迟断裂特性中的某一项较差。
No.8、9的成分组成在本发明的范围内，但连铸条件在本发明的范围外，因此，虽然对于冷轧钢板得到了期望的钢组织，但是，Mn偏析度高，因此维氏硬度标准偏差超过30，其结果是，虽然对于热压构件得到了期望的钢组织，但Mn偏析度仍高，因此没有得到期望的耐延迟断裂特性。
另外，No.10～21的成分组成均在本发明的范围内，但热压前的冷轧钢板的制造方法在本发明的范围外，因此，在热压前的冷轧钢板中以及在热压后的热压构件中没有得到期望的金属组织(No.10～15、No.18～21)，或者热压前的冷轧钢板产生因Mn偏析引起的硬度差，因此，表面的维氏硬度的标准偏差超过30，结果热压后的构件也产生因Mn偏析引起的硬度差，其结果是，虽然得到了期望的拉伸特性，但耐延迟断裂特性差。No.22的成分组成在本发明的范围内，但不具有Ni镀层，因此，在热压时没有形成Ni扩散层，其结果是没有得到期望的耐延迟断裂特性。
No.23、24是针对比较例No.18进一步在本发明的范围外的热压温度下进行热压的例子。
在超过1100℃的温度下对No.18的冷轧钢板进行热压的No.23的原奥氏体粒径比No.18的热压构件进一步粗大化，热压构件的维氏硬度的标准偏差进一步劣化。
在低于Ac3相变点的温度下对No.18的冷轧钢板进行热压的No.24没有得到期望的马氏体量，因此，与No.18的热压构件相比，TS进一步劣化，热压构件的维氏硬度的标准偏差进一步劣化。
另外，No.23、24的Mn偏析度也分别比No.18差，因此耐延迟断裂特性也劣化。
产业上的可利用性
本发明的热压构件的拉伸强度为1780MPa以上，维氏硬度的标准偏差为35以下，耐延迟断裂特性优良。通过将本发明的热压构件例如应用于汽车结构构件，能够实现通过车身轻量化来改善燃料效率，因此产业上的利用价值非常大。

Claims (4)

1.一种热压构件，其中，
在钢板的表面具有表层，
所述钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.28％以上且小于0.50％、Si：0.01％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.01％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下，还含有选自Mo：0.005％以上且0.35％以下、Cr：0.005％以上且0.35％以下、Nb：0.001％以上且0.05％以下、Ti：0.001％以上且0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢板的显微组织中，原奥氏体平均结晶粒径为8μm以下，并且，在所述热压构件的自钢板表面起30μm以内的范围内，马氏体的体积百分率为95％以上，在所述表层存在厚度为0.5μm以上的Ni扩散区域，
并且，所述热压构件的维氏硬度的标准偏差为35以下，
板厚方向的Mndif(质量％)＝Mnmax(质量％)-Mnmin(质量％)≤0.20
Mndif(质量％)：Mn偏析度，
Mnmax(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最大值，
Mnmin(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最小值，
所述热压构件的拉伸强度为1780MPa以上。
2.一种热压构件用冷轧钢板，其中，
在钢板的表面具有Ni系镀层，
所述钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.28％以上且小于0.50％、Si：0.01％以上且1.5％以下、Mn：1.0％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且0.50％以下、N：0.01％以下、Sb：0.001％以上且0.020％以下，还含有选自Mo：0.005％以上且0.35％以下、Cr：0.005％以上且0.35％以下、Nb：0.001％以上且0.05％以下、Ti：0.001％以上且0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Sn：0.50％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢板的显微组织含有以体积百分率计为20％以上的晶粒的平均长径比为2.5以下的铁素体，
所述钢板的维氏硬度的标准偏差为30以下，
板厚方向的Mndif(质量％)＝Mnmax(质量％)-Mnmin(质量％)≤0.20
Mndif(质量％)：Mn偏析度，
Mnmax(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最大值，
Mnmin(质量％)：在板厚方向上通过EPMA的线分析测定的Mn量的最小值，
所述Ni系镀层的厚度为0.5μm以上。
3.一种热压构件的制造方法，其中，将权利要求2所述的热压构件用冷轧钢板在Ac3相变点～1100℃的温度范围内加热后，进行热压。
4.一种热压构件用冷轧钢板的制造方法，其中，将具有权利要求2所述的成分组成的钢水制成连铸钢坯，将所述连铸钢坯以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至850℃，然后以150℃/小时以下的平均冷却速度冷却至650℃，然后，进行再加热，在精轧的最终道次的压下率为10％以上、所述最终道次的前一道次的压下率为12％以上、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，所述热轧后，以55℃/秒以上的第一平均冷却速度一次冷却至700℃以下的冷却停止温度，所述一次冷却后，以5～50℃/秒的第二平均冷却速度二次冷却至650℃以下的卷取温度，然后实施卷取、酸洗后，接着进行冷轧，接着，以30℃/秒以下的平均加热速度加热至600～820℃的温度范围，在600～820℃的均热温度范围内保持20秒以上且30000秒以下，然后冷却至室温，接着对钢板表面实施用于施加Ni系镀层的镀覆处理。
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