CN113490758A - 热压部件、热压用冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

热压部件、热压用冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种热压部件，具备TS为1850MPa以上的高强度和优异的耐延迟特性的热压部件。具有规定的成分组成，具有如下的微观组织：旧奥氏体平均晶粒径为8μm以下，马氏体的体积分率为95％以上，粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为0.10～4.0％，并且，在表层，Ni扩散区域沿深度方向存在2.0μm以上，并且拉伸强度为1850MPa以上。

Description

热压部件、热压用冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种热压部件、热压用冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于环境问题变严重，CO2排放限制趋于严格化，在汽车领域中，为了提高燃料效率而使车体轻型化成为了课题。因此，对汽车部件应用高强度钢板而薄壁化得到了发展，研究应用拉伸强度(TS)为1850MPa以上的钢板。对汽车的结构用部件、加强用部件所使用的高强度钢板要求成型性优异，而1850MPa以上的钢板通常延展性低，因此在冷压成型时产生破裂。另外，由于屈服强度高，所以大幅度产生回弹，在冷压成型后难以得到高尺寸精度。而且，冷压成型后钢板内将残留残留应力，因此可能产生因从使用环境进入的氢所引起的延迟断裂(氢脆化)。
这样的状况下，作为高强度化的方法，热压(也称为热冲压、模压淬火、加压淬火等)中的加压成型。热压是指将钢板加热到奥氏体单相的温度区域后，在保持高温状态下进行成型(加工)，从而可以高尺寸精度进行成型，进而利用成型后的冷却二进行淬火，从而可进行高强度化的成型方法。这样的热压与冷压相比，加压成型后的残留应力降低，因此耐延迟断裂特性也得到改善。
然而，在大多汽车组装工序所使用的电阻点焊之际，为了保持汽车车体整体的刚性，在热压后的部件也施加应力，因此无法去除加压成型后的延迟断裂的可能性。另外，也有可能出现电阻点焊部的延迟断裂。因此，迫切希望提高热压部件的耐延迟断裂特性。
目前，报道有一些提高热压部件的耐延迟断裂特性的手段。
专利文献1公开了一种通过控制合金碳氮化合物、渗碳体的析出量而改善耐延迟断裂特性的技术。
专利文献2中公开了一种通过在热压后形成残留奥氏体而改善耐延迟断裂特性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015－113500号公报
专利文献2：日本特开2014－122398号公报。
发明内容
然而，专利文献1的方法中，难以实现TS为1850MPa以上的高强度区域的改善。专利文献2的方法中，母材的延迟断裂特性提高，但因残留奥氏体的浓度分布，在电阻点焊后产生偏析，由此产生破裂。
如此，与焊接条件无关地，对于TS为1850MPa以上的热压部件，改善耐延迟断裂特性较为困难，即使考虑其他的钢板，也没有开发出兼具这些特性的产品是现状。
本发明是鉴于上述现状而开发的，目的在于提供一种兼具TS为1850MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性的热压部件及其制造方法。
另外，本发明的目的在于提供一种可带来上述热压部件的、热压用冷轧钢板及其制造方法。
这里，优异的耐延迟断裂特性是指不仅在母材，而且在电阻点焊部，耐延迟断裂特性也优异，具体而言，是指在实施例的母材的评价中，在1000MPa的载荷下，即使将母材浸渍在试验液100小时，也不产生破裂，在实施例的焊接体的评价中，负载负荷后，即使浸渍在试验液中，也看不到剥离。
本发明人等反复深入进行了研究，其结果得到以下的见解。
对于利用热压部件来完成汽车车体而制造的汽车，如果实际反复行驶则因雨等而氢会电化学性地产生在部件上，一部分侵入到部件。如果在部件不产生应力，则不产生以该氢作为原因的延迟断裂，但存在因电阻点焊而产生应力的情况，因此无法去除延迟断裂的可能性。
这里，因雨等而导致的腐蚀反应即阴极反应是以氧的还原反应为主，但一部分发生氢的还原反应。电化学性地产生氢是因该还原反应所导致的。
对此，以下是有效的。
(1)为了抑制侵入到部件的氢的影响，使粒状碳化物分散在部件中，使其作为氢陷阱是有效的。
(2)为了抑制电化学性的氢的产生，使Ni扩散区域存在于部件表层，使电位转移到高位，并且在部件中含有Cu而使氢过电压上升这两者较为有效。
本发明基于上述的见解而完成，其主要构成如下所述。
[1]一种热压部件，具有如下的成分组成和微观组织：成分组成是以质量％计，含有C：0.31％以上且小于0.55％、Si：0.01％～1.0％、Mn：1.0％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.50％、N：0.01％以下、以及Cu：0.002％～0.25％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
微观组织为旧奥氏体平均晶粒径为8μm以下，马氏体的体积分率为95％以上，并且粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为0.10％～4.0％，
并且，Ni扩散区域在表层沿深度方向存在2.0μm以上，并且拉伸强度为1850MPa以上。
[2]根据[1]所述的热压部件，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Mo：0.005％～0.35％、Cr：0.005％～0.35％、Nb：0.001％～0.05％、Ti：0.001％～0.050％、B：0.0002％～0.0050％、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Sb：0.001％～0.020％、Ni:0.50％以下以及Sn：0.50％以下中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]的热压部件，其中，在表面进一步具备含Ni的Zn系镀覆层。
[4]一种热压用冷轧钢板，具有如下的成分组成和微观组织：成分组成是以质量％计含有C：0.31％以上且小于0.55％、Si：0.01％～1.0％、Mn：1.0％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.50％、N：0.01％以下、以及Cu：0.002％～0.25％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
微观组织是粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为1.0％～25％。
[5]根据[4]的热压用冷轧钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Mo：0.005％～0.35％、Cr：0.005％～0.35％、Nb：0.001％～0.05％、Ti：0.001％～0.050％、B：0.0002％～0.0050％、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Sb：0.001％～0.020％、Ni:0.50％以下以及Sn：0.50％以下中的1种或2种以上。
[6]根据[4]或[5]的热压用冷轧钢板，其中，在表面还具备厚度0.5μm以上的含Ni镀覆层。
[7]根据[6]的热压用冷轧钢板，其中，含Ni的镀覆层是含Ni的Zn系镀覆层。
[8]一种热压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有[4]或[5]的成分组成的钢板坯在精轧结束温度：840℃～950℃进行热轧而形成热轧钢板，
对上述热轧钢板，作为第1次冷却以55℃/s以上的第1次平均冷却速度，冷却到700℃以下的冷却停止温度，接着，作为第2次冷却，以5℃/s～60℃/s的第2次平均冷却速度，冷却到650℃以下的卷取开始温度后，实施卷取、酸洗，
对上述热轧钢板进行冷轧而形成冷轧钢板，
对上述冷轧钢板以1℃/s以下的平均加热速度加热到550℃～680℃的均热温度，在上述温度保持60分钟～3000分钟，接着冷却到室温。
[9]根据[8]的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，对上述冷轧钢板的表面利用含Ni的镀覆实施镀覆处理。
[10]一种热压部件的制造方法，其中，将[4]～[7]中的任一项所述的热压用冷轧钢板加热到850℃～1000℃的温度区域后，进行热压。
发明效果
根据本发明提供一种兼具TS为1850MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性的热压部件及其制造方法。
另外，根据本发明，提供一种可带来上述热压部件的热压用冷轧钢板及其制造方法。
通过将本发明的热压部件应用于汽车用部件，从而实现由车体轻型化带来的燃料效率改善，因此本发明的工业上的利用价值大。
具体实施方式
以下，对本发明具体进行说明。
[热压部件和热压用冷轧钢板的成分组成]
对本发明的一实施方式所涉及的热压部件和热压用冷轧钢板的成分组成进行说明。成分组成中的单位均为“质量％”，只要没有特别说明，仅以“％”示出。
C：0.31％以上且小于0.55％
C是对高强度化有效的元素，对在热压后确保所希望的马氏体的体积率而提高部件强度很重要。并且，在本发明中，C对于使成为氢的陷阱位点的粒状碳化物存在于部件中而改善耐延迟断裂特性很重要。
如果C的含量小于0.31％，则难以确保所希望的马氏体的体积率，得不到所希望的强度。并且，在退火、热压后，得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，其含量为0.31％以上。优选为0.32％以上。
另一方面，如果C的含量为0.55％以上，则母材的耐延迟断裂特性降低。并且，在退火、热压后，粒状碳化物的体积分率变过多，焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，其含量小于0.55％。优选小于0.45％，进一步优选小于0.42％。
Si：0.01％～1.0％
Si是通过对铁素体进行固溶强化而有助于高强度化的元素，但如果含量过度，则化成处理性劣化。因此，其含量为1.0％以下。优选为0.8％以下。下限没有特别限定，但极低的Si化使成本上升，因此为0.01％以上。
Mn：1.0％～2.5％
Mn提高热压时的淬火性，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，使其含量为1.0％以上。优选为1.2％以上。另一方面，如果含量过度，则过度生成Mn带，出现熔接部的电位向低倾斜的部位，对耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为2.5％以下。优选为2.2％以下，进一步优选为2.0％以下。
P：0.05％以下
P是利用固溶强化而有助于高强度化的元素，如果含量过度，则向晶界的偏析变显著，使晶界脆化，由此给耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为0.05％以下。优选为0.04％以下。下限没有特别限定，但极低的P化使制钢成本上升，因此优选为0.0005％以上。
S：0.005％以下
如果S的含量过多，则MnS等硫化物的生成变多，其夹杂物成为起点而产生破裂，因此，给耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为0.005％以下。优选为0.004％以下。下限没有特别限定，但如同P，极低的S化使制钢成本上升，因此优选为0.0002％以上。
Al：0.01％～0.50％
A是脱氧所必须的元素，为了得到该效果，其含量为0.01％以上。另一方面，如果超过0.50％，则效果饱和，因此，其含量为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使耐弯曲压变形性劣化。如果N超过0.01％，则该趋势变显著。因此，其含量为0.01％以下。优选为0.008％以下。下限没有特别限定，极低的N化使成本上升，因此优选为0.0005％以上。
Cu：0.002％～0.25％
Cu是利用固溶强化而有助于高强度化的元素，另外，在本发明中，Cu使氢过电压上升，抑制电化学性的氢的产生，从而改善母材和焊接部的耐延迟断裂特性，因此是重要的元素。为了得到这些效果，其含量为0.002％以上。优选为0.005％以上。另一方面，如果含量超过0.25％，则效果饱和，另外，容易产生因Cu引起的表面缺陷，给耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为0.25％以下。优选为0.23％以下。
本发明的热压部件和热压用冷轧钢板可进一步包含以下的成分中的1种或2种以上。
Mo:0.005％～0.35％
Mo提高热压时的淬火性，因此是有助于热压后的马氏体形成即高强度化的元素。在含有Mo的情况下，为了得到该效果，其含量为0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，即使大量含有，效果饱和，并且导致成本的增加，另外，使化成处理性劣化。因此，其含量为0.35％以下。优选为0.30％以下。
Cr：0.005％～0.35％
Cr与Mo同样地是提高热压时的淬火性，因此有助于热压后的马氏体形成即高强度化的元素。在含有Cr的情况下，为了得到该效果，其含量为0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，即使大量含有，效果饱和，另外，由于形成表面氧化物，镀覆性劣化。因此，其含量为0.35％以下。优选为0.30％以下。
Nb：0.001％～0.05％
Nb是通过形成微细的碳氮化合物而有助于高强度化，并且使热压时的奥氏体粒径微细化而有助于耐延迟断裂特性的提高的元素。在含有Nb的情况下，为了得到这些效果，其含量为0.001％以上。优选为0.005％以上。另一方面，即使大量含有，效果也会饱和，还导致成本的增加。因此，其含量为0.05％以下。优选为0.03％以下。
Ti：0.001％～0.050％
Ti是通过形成微细的碳氮化合物而有助于高强度化，并且使热压时的奥氏体粒径微细化而有助于耐延迟断裂特性的提高的元素。在含有Ti的情况下，为了得到该效果，其含量为0.001％以上。优选为0.005％以上。另一方面，如大量含有，则热压后的伸长率显著降低。因此，其含量为0.050％以下。优选为0.040％以下。
B：0.0002％～0.0050％
B提高热压时的淬火性，因此有助于热压后的马氏体形成即高强度化的元素，另外，通过在晶界偏析而提高晶界强度，因此，是对耐延迟断裂特性有效的元素。在含有B的情况下，为了得到这些效果，其含量为0.0002％以上。优选为0.0005％以上。另一方面，如果大量含有，则与N一起生成粗大的析出物，给耐延迟断裂特性带来负面影。因此，其含量为0.0050％以下。优选为0.0035％以下。
Ca：0.005％以下
Ca是控制硫化物和氧化物的形状，抑制粗大的MnS的生成而对耐延迟断裂性有效的元素。在含有Ca的情况下，为了得到这些效果，其含量优选为0.0005％以上。更优选为0.0008％以上。另一方面，如果含量是大量的，则加工性劣化。因此，其含量为0.005％以下。优选为0.0035％以下。
V：0.05％以下
V是通过形成微细的碳氮化合物而有助于强度上升的元素。在含有V的情况下，为了得到该效果，其含量优选为0.01％以上。更优选为0.015％以上。另一方面，如果含量是大量的，则给耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为0.05％以下。优选为0.035％以下。
Sb：0.001％～0.020％
Sb在对钢板加热、冷却时抑制表层的脱碳层有效，使表面的电位分布均匀，因此，是有助于耐延迟断裂特性的提高的元素。在含有Sb的情况下，为了得到这些效果，其含量为0.001％以上。优选为0.002％以上。另一方面，如果含量是大量的，则使轧制负荷载荷增大，降低生产率。因此，含量为0.020％以下。优选为0.018％以下。
Ni：0.50％以下
Ni提高耐腐蚀性，并且可减少焊接部与螺母和螺栓的电位差，因此是对耐延迟断裂特性有效的元素。如果与Cu同时含有，则有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果，因此在以Cu作为必要成分的本发明中是有效的元素。在含有Ni的情况下，为了得到这些效果，其含量优选为0.005％以上。更优选为0.05％以上。另一方面，如果含量是大量的，耐弯曲压变形性降低，拉伸切断应力降低。因此，其含量为0.50％以下。优选为0.35％以下。
Sn：0.50％以下
Sn是提高耐腐蚀性而对耐延迟断裂特性的提高有效的元素。在含有Sn的情况下，为了得到该效果，其含量优选为0.01％以上。更优选为0.05％以上。另一方面，如果含量是大量的，则给耐延迟断裂特性带来负面影响。因此，其含量为0.50％以下。优选为0.35％以下。
在本发明的热压部件和热压用冷轧钢板中，上述以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出Zn、Co、Zr、Ta、W等，这些含量的允许范围为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。
[热压部件的微观组织]
对于本发明的一实施方式的热压部件的微观组织等详细进行说明。本发明的热压部件具有如下的钢微观组织：旧奥氏体平均晶粒径为8μm以下，马氏体的体积分率为95％以上，并且粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为0.10％～4.0％。
热压部件的微观组织的体积分率可如下求出。
从热压部件的帽顶板部或者以其为准的部分，以与轧制方向平行且与帽顶板面垂直的面成为观察面的方式采取组织观察用试验片。对观察面进行研磨，利用3vol.％硝酸酒精液腐蚀，显出组织，对于成为板厚1/4的位置的组织，利用扫描式电子显微镜(SEM，倍率：5000倍)观察10个视场(1视场为30μm×25μm)，利用积分法(基于ASTM E562－83(1988))，测定马氏体和粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的面积率，分别求出算术平均的面积率，将该面积率设为体积分率。
这里，粒状碳化物的粒径是关于在上述SEM观察中作为粒状物观察的碳化物，指其圆当量直径。
如此求出的体积分率是对热压部件的整体的体积分率。
热压部件的微观组织的旧奥氏体平均晶粒径可如下求出。
从热压部件的帽顶板部或者与以其为准的部分，以与轧制方向平行且与帽顶板面垂直的面成为观察面的方式采取组织观察用试验片。对观察面进行研磨，利用3vol.％硝酸酒精液进行腐蚀而显出组织，对于从表面向板厚方向1/4的位置的组织，利用扫描式电子显微镜(SEM，倍率：3000倍)观察10视场(1视场为50μm×40μm)，使用Media Cybernetics公司的Image－Pro，测定旧奥氏体粒的圆当量直径，求出算术平均值，得到旧奥氏体平均晶粒径。
如果马氏体的体积分率小于95％，则得不到所希望的拉伸强度。因此，马氏体的体积分率为95％以上。优选为98％以上。
如果粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率小于0.10％，则将不作为氢陷阱位点发挥功能，因此耐延迟断裂特性降低。因此，体积分率为0.10％以上。优选为0.30％以上。另外，如果体积分率超过4.0％，则在电阻点焊后的热影响部过度偏析，因此耐延迟断裂特性降低。因此，体积分率为4.0％以下。优选为3.2％以下。
钢的微观组织基本由马氏体和粒状碳化物构成，作为这些以外的剩余部分组织的贝氏体、铁素体、渗碳体、珠光体等是微量的，则也可以包含。这些剩余部分组织的合计的体积分率可通过从100％减去马氏体和粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率而求出。剩余部分组织的允许量小于4.90％(包含0％)，优选为4％以下(包含0％)。
如果旧奥氏体平均晶粒径超过8μm，则母材和焊接部的耐延迟断裂特性劣化。因此，旧奥氏体的平均晶粒径为8μm以下。优选为7μm以下。另一方面，下限没有特别限定，例如可以为3μm以上，更优选为4μm以上。
[热压部件的表层的Ni扩散区域]
对于作为本发明的一实施方式的热压部件的表层的Ni扩散区域，详细进行说明。本发明的热压部件在表层沿深度方向存在2.0μm以上的Ni扩散区域。由此，使电位向高电位移动，抑制电化学性的氢的产生，进而可改善耐延迟断裂特性。Ni扩散区域的厚度优选为2.5μm以上。另外，从焊接性的观点出发，厚度可以为200μm以下，优选为150μm以下。厚度可以为2.0μm以上，可以为50μm以下。
热压部件的表层的Ni扩散区域可如下求出。
从热压部件的帽顶板部或以其为准的部分，以与轧制方向平行的板厚剖面成为观察面的方式采取组织观察用试验片，研磨观察面后，利用电子探头微量分析器(EPMA)，对10视场(1视场为200μm×200μm)的表层，制作Fe和Ni的元素分布图谱。在图谱中，Fe作为矩阵被检测，并且将Ni的浓度比周围浓化的区域作为Ni扩散区域，求出其深度方向的长度的平均值，从而可得到Ni扩散区域的厚度。热压部件的表层可称为构成热压部件的钢板的表层。在热压部件的表面可设置镀覆层，在钢板的表层，不包含该镀覆层。
热压部件可以在表面具备镀覆层(例如镀Zn层)。通过对表面具备镀覆层的冷轧钢板进行热压，从而可得到这样的热压部件。Ni扩散区域通过对具备含有Ni的镀覆层(例如含Ni的Zn系镀覆层)的冷轧钢板进行热压，从而使镀覆层中的Ni向表层扩散。
[热压用冷轧钢板的微观组织]
对本发明的一实施方式所涉及的热压用冷轧钢板的微观组织等详细进行说明。
作为热压部件，为了得到所希望的特性，重要的是控制热压用冷轧钢板的微观组织，本发明的热压用冷轧钢板中粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为1.0％～25％。如果如此控制粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率，则热压用冷轧钢板的微观组织没有特别限定。
如果粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率小于1.0％或超过25％，则热压后得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，耐延迟断裂特性降低。体积分率优选为3.0％以上，另外，优选为20％以下。关于粒径、体积分率的定义和测定，与热压部件的定义和测定相同。
在本发明的一实施方式中，热压用冷轧钢板在表面具备镀覆层。
[镀覆层]
本发明的热压用冷轧钢板可在表面具备含Ni的镀覆层。通过对具备含Ni的镀覆层的冷轧钢板进行热压，从而镀覆层中的Ni扩散到钢板的表层，得到在表层存在Ni扩散区域的热压部件。
作为含Ni的镀覆层，可举出含Ni的Zn系镀覆层，例如含有7质量％～25质量的Ni，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀覆层。含Ni的Zn系镀覆层可根据热浸镀锌处理、合金化镀锌处理、电镀锌处理等镀覆处理而形成。
从形成热压部件的Ni扩散区域的观点考虑，含Ni的镀覆层可以为厚度0.5μm以上，优选为1.0μm以上。从焊接性的观点考虑，厚度可以为200μm以下，优选为150μm以下。厚度可以为50μm以下。
含Ni的镀覆层的厚度可如下求出。
以与轧制方向平行的板厚剖面成为观察面的方式，采取组织观察用试验片，研磨观察面后，利用电子探头微量分析器(EPMA)，制作10视场(1视场为200μm×200μm)的表层Fe和Ni的元素分布图谱。在图谱中，将Ni比周围浓化的区域作为含Ni的镀覆层，求出其深度方向的长度的平均，得到厚度。
[热压用冷轧钢板的制造方法]
对本发明的一实施方式所涉及的热压用冷轧钢板的制造方法详细进行说明。该制造方法的特征在于：
对具有上述的成分组成的钢板坯在精轧结束温度：840℃～950℃进行热轧，形成热轧钢板，
对上述热轧钢板，作为第1次冷却，以55℃/s以上的第1次平均冷却速度，冷却到700℃以下的冷却停止温度，接着，作为第2次冷却，以5℃/s～60℃/s的第2次平均冷却速度，冷却到650℃以下的卷取开始温度后，实施卷取、酸洗，
对上述热轧钢板进行冷轧，形成冷轧钢板，
对上述冷轧钢板，以1℃/s以下的平均加热速度加热到550℃～680℃的均热温度，在上述温度下保持60分钟～3000分钟，接着，冷却到室温。
＜热轧工序＞
在制造上述成分组成的钢板坯后进行热轧。钢板坯的热轧开始温度优选为1150℃～1270℃。在本发明中，优选对钢板坯进行铸造后，在不进行再加热的情况下以1150℃～1270℃的温度开始热轧，或者再加热到1150℃～1270℃的温度后，开始热轧。即，在本发明中，在制造钢板坯后，暂时冷却到室温，其后，在再加热的以往方法的基础上，应用在不冷却的情况下，直接将温片装入到加热炉的方法、或者进行保热后立即进行轧制的方法、或者铸造后直接进行轧制的直送轧制·直接轧制的方法等节能工序也没有问题。
·精轧结束温度：840℃～950℃
热轧通过使钢板内的组织均匀微细化、减少材质的各向异性而提高退火、热压后的母材和热压部件的焊接部的耐延迟断裂特性，因此需要在奥氏体单相区域结束。因此，精轧结束温度为840℃以上。优选为880℃以上。另一方面，如果精轧结束温度超过950℃，则热轧组织变粗大，退火后的晶粒也粗大化。因此，精轧结束温度为950℃以下。优选为930℃以下。
＜热轧后的冷却工序＞
·第1次冷却工序：以55℃/s以上的第1次平均冷却速度冷却到700℃以下的冷却停止温度
在热轧结束后的冷却过程，奥氏体进行铁素体相变，而铁素体在高温下粗大化，因此，热轧结束后，进行快速冷却，从而可尽可能地使组织均质微细化。因此，首先，作为第1次冷却，以55℃/s以上的第1次平均冷却速度，从精轧结束温度冷却到700℃以下的冷却停止温度。
如果第1次平均冷却速度小于55℃/s，则铁素体粗大化，因此热轧钢板的微观组织为不均质，退火、热压后的旧奥氏体粒径粗大化，导致母材和焊接部的耐延迟断裂特性的降低。因此，第1次平均冷却速度为55℃/s以上。优选为60℃/s以上。另一方面，上限没有特别限定，可以为150℃/s以下，优选为130℃/s以下。
如果第1次冷却的冷却停止温度超过700℃，则在热轧钢板的微观组织过度地生成珠光体，最终，退火、热压后的微观组织成为不均质，得不到均匀微细粒，母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，冷却停止温度为700℃以下。优选为680℃以下。
·第2次冷却工序：以5℃/s～60℃/s的第2次平均冷却速度冷却到650℃以下的卷取开始温度
作为第2次冷却，从上述冷却停止温度冷却到卷取开始温度，如果第2次平均冷却速度小于5℃/s，则在热轧钢板的微观组织过度地生成铁素体或珠光体，退火、热压后的微观组织变不均质，得不到均匀微细粒，母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，第2次平均冷却速度为5℃/s以上。优选为7℃/s以上。另一方面，如果第2次平均冷却速度超过60℃/s，则抑制铁素体或珠光体的过度生成的效果饱和。因此，第2次平均冷却速度为60℃/s以下。优选为40℃/s以下。
另外，如果是冷却到超过650℃的温度，则在热轧钢板的微观组织过度地生成粗大的铁素体或珠光体，因此耐延迟断裂特性也降低。以上述平均冷却速度，冷却到650℃以下的卷取开始温度，接着开始卷取。卷取开始温度的下限没有特别限定，卷取时的温度变得过低温，硬质的马氏体过度地生成，从避免冷轧负荷增大的观点考虑，优选为300℃以上。
＜卷取工序＞
·卷取温度：650℃以下
如果卷取温度超过650℃，则在热轧钢板的微观组织，铁素体和珠光体粗大化，最终的钢板组织变不均质，在退火、热压后，得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。卷取温度优选为610℃以下。另外，卷取温度优选为300℃以上。
＜酸洗工序＞
卷取后实施酸洗，除去热轧钢板表层的氧化皮。该酸洗处理没有特别限定，可根据常法实施。
＜冷轧工序＞
对得到的热轧钢板进行轧制成规定板厚的冷轧钢板的冷轧工序。该冷轧工序没有特别限定，可根据常法实施。板厚没有特别限定，可为0.4mm以上，优选为0.5mm以上，另外可为4.0mm以下，优选为3.8mm以下。
＜退火工序＞
该退火工序是用于进行冷轧后的再结晶，并且生成粒状碳化物的工序，以1℃/s以下的平均加热速度，加热到550℃～680℃的均热温度，以上述均热温度保持60分钟～3000分钟，接着冷却到室温。
·平均加热速度：1℃/s以下
通过控制退火工序的加热速度，可使退火后的晶粒微细化。如果迅速地加热，则粒状碳化物的生成不充分，在退火、热压后得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，由于母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低，因此平均加热速度为1℃/s以下。优选为0.8℃/s以下。另外，从生产效率的观点考虑，平均加热速度可为0.01℃/s以上，优选为0.05℃/s以上。
·均热温度：550℃～680℃，保持时间：60分钟～3000分钟
均热温度设为比再结晶温度高的温度。如果该均热温度小于550℃，则无法充分进行再结晶，粒状碳化物也不大量生长，因此退火、热压后得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，热压后的母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，均热温度为550℃以上。优选为570℃以上。另一方面，如果均热温度过高，则晶粒粗大化，在退火、热压后得不到所希望的粒状碳化物的体积分率，热压后的母材和焊接部的耐延迟断裂特性降低。因此，均热温度为680℃以下。优选为650℃以下。更优选为620℃。
在上述的均热温度中，为了生成充分的粒状碳化物，确保热压后的母材和焊接部的耐延迟断裂特性，保持时间需要为60分钟以上。优选为100分钟。另一方面，如果保持时间超过3000分钟，粒状碳化物的体积分率增加，在抵抗点焊后的热影响部过度地偏析，焊接部的耐延迟断裂特性降低。优选为2400分钟以下。
保持后的冷却没有特别限定，可根据使用的加热炉等适当地进行放冷(缓慢冷却)或控制冷却。
在本发明的其他的实施方式中，热压用冷轧钢板的制造方法包括进一步利用含Ni镀覆进行的镀覆处理工序。
＜镀覆工序＞
利用含Ni的镀覆对热压用冷轧钢板进行镀覆处理，形成含Ni的镀覆层。通过对具备含Ni的镀覆层的冷轧钢板进行热压，从而镀覆层中的Ni扩散在钢板的表层中，得到在表层存在Ni扩散区域的热压部件。
作为含Ni的镀覆层，可举出含Ni的Zn系镀覆层、含Ni 10质量％～25质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀覆层。这样的Zn系镀覆层可通过热浸镀锌处理、合金化镀锌处理、电镀锌处理这样的镀覆处理而形成。
从形成热压部件的Ni扩散区域的观点考虑，含Ni的镀覆层可以为厚度0.5μm以上，优选为0.8μm以上。从生产率的观点考虑，厚度可以为100μm以下，优选为70μm以下。
应予说明，可以对冷轧钢板实施调质轧制。此时的优选的伸长率为0.05％～2.0％。
[热压部件的制造方法]
接下来，对本发明的一实施方式所涉及的热压部件的制造方法详细进行说明。本发明的热压部件的制造方法的特征在于，在将热压用冷轧钢板加热到850℃～1000℃的温度区域后进行热压。制造方法没有特别限定，可利用公知的方法进行。例如可举出以下的方法。
加热温度：850℃～1000℃
为了进行充分的钢板的淬火，加热温度优选为850℃以上。为了实现充分的奥氏体化，确保马氏体量，优选为Ac3点以上。另一方面，从经济性和抑制形成氧化物的观点考虑，加热温度为1000℃以下。加热温度优选为950℃以下。
向加热温度的平均加热速度没有特别限定，可以为1℃/s～400℃/s。如果平均加热速度为1℃/s以上，则不损害生产率，另外，如果为400℃/s以下，则可避免温度控制的不稳定化。平均加热速度优选为10℃/s～150℃/s。
保持时间没有特别限定，可以为1秒钟～1000秒钟。如果保持时间为1秒以上，则可充分地确保淬火性，另外，如果为1000秒钟以下，则抑制晶粒径的粗大化。保持时间优选为5秒钟～850秒。
加热方法没特别限定，可举出电炉、气炉、红外线加热、高频加热以及直接通电加热等。加热时的气氛没有特别限定，可举出大气中、非活性气体气氛中等。
如上进行后，可通过将加热的冷轧钢板安装于具有凹模和冲头的模具，进行加压成型，在所希望的冷却条件下进行冷却，从而可制造热压部件。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
本发明并不受以下的实施例限制，也可在可适于本发明的主旨的范围内适当地进行变更而实施，它们均包含于本发明的技术的范围。
在对表1所示的成分组成的钢进行熔炼，在表2所示的条件下利用连续铸造形成板坯后，加热到1250℃后，在表2所示的条件下对精轧结束温度(FDT)进行热轧。接着，将热轧钢板在表2所示的第1次平均冷却速度(冷速1)下冷却到冷却停止温度(第1冷却温度)后，利用第2次平均冷却温度(冷速2)冷却到卷取开始温度(CT)，卷曲到线圈。
接着，将得到的热轧钢板在酸洗后，在表2所示的压下率下实施冷轧，进行同表所示的热处理，形成冷轧钢板(板厚：1.4mm)。
将得到的冷轧钢板在分批退火炉(BAF)中，在表2所示的条件下进行退火处理，得到冷轧钢板(CR)。表中，(CR)是仅利用分批退火炉(BAF)实施退火处理，没有实施镀覆处理的冷轧钢板(无镀覆的钢板)。冷轧钢板的一部分在分批退火后，在连续式熔融镀覆(CGL)中，得到含Ni的热浸镀锌钢板(GI、Ni含量：12质量％)。此外，对通过CGL的钢板的一部分实施热浸镀锌处理后，进一步在550℃下进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板(GA，Ni含量：12质量％)。并且，一部分在分批退火后，在电镀锌线(EGL)中，得到电锌镀镍钢板(EZN，Ni含量：12质量％)。
对得到的冷轧钢板(镀覆钢板)实施热压。
在热压中使用的模具是冲头宽度70mm、冲头肩R4mm、凹模肩R4mm，成型深度为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，加压后的冷却通过钢板的冲头·凹模间的夹持和从夹持释放的凹模上的空冷的组合而进行，从加压(开始)温度冷却到150℃。
热压部件、冷轧钢板的微观组织、Ni扩散区域、镀覆层的厚度的测定根据上述的方法进行。将结果示于表3。
特性的评价如下进行。将结果示于表3。
＜拉伸强度(TS)的测定＞
从热压部件的帽底部的位置采取JIS 5号拉伸试验片，基于JIS Z 2241，进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。
＜耐延迟断裂特性：母材的评价＞
从热压部件的帽底部的位置采取JIS 5号拉伸试验片，实施恒定载荷试验。在室温下浸渍于盐酸的溶液(pH3)，并且施加载荷，评价有无破裂。将负荷应力作为1000MPa，在100小时以上没有破裂的情况下，将耐延迟断裂特性设为良好(○)，在小于100小时破裂的情况下，将耐延迟断裂特性设为差(×)。
＜耐延迟断裂特性：焊接体(电阻点焊后)的评价＞
关于电阻点焊后的延迟断裂，使用2片基于JIS Z 3136得到的来自热压部件的帽底部的位置的拉伸剪断测试片，实施电阻焊接(点焊)。焊接机是对于重叠2片钢板的板组，使用安装于焊接枪的伺服马达加压式的单相直流(50Hz)的电阻焊接机，实施电阻点焊。焊接条件是施加压力为4.5kN，保持时间为0.1秒。焊接电流和焊接时间是以熔核直径成为6.0mm的方式进行调整。
将得到的焊接体通过基于JIS Z 3136的拉伸剪断测试来测定钢板剥离时的载荷。将此时的剥离强度设为FS，利用与上述相同的方法，制成拉伸剪断测试片，负载0.6×FS的载荷。其后，在室温下，在pH＝3.0的盐酸的溶液中浸渍100小时，评价钢板有无剥离。将没有剥离的情况设为良好(○)，将有剥离的情况设为差(×)。
Figure BDA0003219602900000181
Figure BDA0003219602900000191
Figure BDA0003219602900000201
可知发明例中均是具备TS为1850MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性(母材、焊接体)的热压部件。

Claims (10)

1.一种热压部件，具有如下的成分组成和微观组织：所述成分组成是以质量％计含有C：0.31％以上且小于0.55％、Si：0.01％～1.0％、Mn：1.0％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.50％、N：0.01％以下以及Cu：0.002％～0.25％，且剩余部分具有由Fe和不可避免的杂质构成，
所述微观组织是旧奥氏体平均晶粒径为8μm以下，马氏体的体积分率为95％以上，并且，粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为0.10％～4.0％，
在表层，Ni扩散区域沿深度方向存在2.0μm以上，并且拉伸强度为1850MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热压部件，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Mo：0.005％～0.35％、Cr：0.005％～0.35％、Nb：0.001％～0.05％、Ti：0.001％～0.050％、B：0.0002％～0.0050％、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Sb：0.001％～0.020％、Ni:0.50％以下、Sn：0.50％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热压部件，其中，在表面，进一步具备含Ni的Zn系镀覆层。
4.一种热压用冷轧钢板，具有如下的成分组成和微观组织：所述成分组成是以质量％计含有C：0.31％以上且小于0.55％、Si：0.01％～1.0％、Mn：1.0％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.50％、N：0.01％以下以及Cu：0.002％～0.25％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述微观组织是粒径为0.1μm以上的粒状碳化物的体积分率为1.0％～25％。
5.根据权利要求4所述的热压用冷轧钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计包含选自Mo：0.005％～0.35％、Cr：0.005％～0.35％、Nb：0.001％～0.05％、Ti：0.001％～0.050％、B：0.0002％～0.0050％、Ca：0.005％以下、V：0.05％以下、Sb：0.001％～0.020％、Ni:0.50％以下和Sn：0.50％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的热压用冷轧钢板，其中，在表面进一步具备厚度0.5μm以上的含Ni的镀覆层。
7.根据权利要求6所述热压用冷轧钢板，其中，含Ni的镀覆层是含Ni的Zn系镀覆层。
8.一种热压用冷轧钢板的制造方法，对具有权利要求4或5所述的成分组成的钢板坯在精轧结束温度：840℃～950℃进行热轧而形成热轧钢板，
对所述热轧钢板，作为第1次冷却以55℃/s以上的第1次平均冷却速度，冷却到700℃以下的冷却停止温度，接着，作为第2次冷却，以5℃/s～60℃/s的第2次平均冷却速度，冷却到650℃以下的卷取开始温度后，实施卷取、酸洗，
对实施了所述酸洗的热轧钢板进行冷轧而形成冷轧钢板，
将所述冷轧钢板以1℃/s以下的平均加热速度加热到550℃～680℃的均热温度，以所述温度保持60分钟～3000分钟，接着冷却到室温。
9.根据权利要求8所述的热压用冷轧钢板的制造方法，其中，
对所述冷轧钢板的表面利用含Ni的镀覆实施镀覆处理。
10.一种热压部件的制造方法，将权利要求4～7中任一项所述的热压用冷轧钢板加热到850℃～1000℃的温度区域后，进行热压。
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