CN114867883B - 热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个实施方案提供一种热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法，以重量％计，所述热成型用钢材包含：C：0.06‑0.1％、Si：0.05‑0.6％、Mn：0.6‑2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01‑0.1％、Cr：0.01‑0.8％、Mo：0.01‑0.5％、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，由以下关系式1表示的合金指数为7以上，圆当量直径为0.5μm以上的碳化物为105个/mm2以下。[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)(所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。)

Description

热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及一种热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法。
背景技术
近年来，热成型超高强度部件广泛应用于汽车的结构部件，目的在于通过汽车轻量化来提高燃料效率并保护乘客等。
作为涉及这种热成型的代表性的技术，提出了专利文献1。专利文献1中提出了一种将Al-Si镀覆钢板加热至850℃以上后通过根据冲压机的热成型和快速冷却来将部件的组织形成为马氏体，以此确保拉伸强度超过1600MPa的超高强度的技术。在专利文献1中提出的技术的情况下，在高温下进行成型，因此复杂的形状也可以容易成型，并且通过模具中根据快速冷却的强度增加，可以期待高强度化所带来的轻量化效果。
然而，通过热成型制造的热成型部件的情况下，由于微细组织由马氏体组成，碰撞时强度高，但弯曲性差，因此在能量吸收能力方面存在局限性。因此，为了增强相对差的能量吸收能力，提出了一种将具有不同材料或不同厚度的组合的坯件(拼焊板(Tailorwelded blank，TWB))接枝到热成型中的技术，并且正在进行各种研究。
然而，作为如上所述用于TWB热成型的材料，正在开发并应用在能量吸收能力方面优异的低强度热成型用钢材，但通常的TWB用热成型用钢材的情况下，由于低的淬透性，在实际构件中难以根据各位置的冷却条件等的差异来确保均匀的物理性能，并且拉伸强度仅为500-600MPa的水平，因此目前需要通过提高强度来实现进一步的轻量化效果。
[现有技术文献]
(专利文献1)美国授权专利第6296805号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种可以使部件具有高强度的同时赋予优异的碰撞能量吸收能力的热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法。
本发明的技术问题并不限定于上述内容。本发明所属技术领域的技术人员基于本发明的说明书的全部内容可以容易地理解本发明的附加的技术问题。
技术方案
本发明的一个实施方案提供一种热成型用钢材，以重量％计，所述热成型用钢材包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，由以下关系式1表示的合金指数(alloy factor)为7以上，圆当量直径为0.5μm以上的碳化物为105个/mm2以下。
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
(所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。)
本发明的另一个实施方案提供一种热成型部件，以重量％计，所述热成型部件包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，由以下关系式1表示的合金指数为7以上，圆当量直径为0.5μm以上的碳化物为104个/mm2以下。
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
(所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。)
本发明的另一个实施方案提供一种制造热成型用钢材的方法，其包括以下步骤：在1050-1300℃下，将钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，由以下关系式1表示的合金指数为7以上；在800-950℃下，将加热的所述钢坯进行热精轧以获得热轧钢板；在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷；将收卷的所述热轧钢板以10℃/小时以上的冷却速度从收卷温度冷却至400℃；将冷却的所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；将所述冷轧钢板以20℃/秒以下的速度从400℃加热至退火温度的温度范围；在740-860℃下，将加热的所述冷轧钢板进行退火；以及将退火的所述冷轧钢板以1℃/秒以上的冷却速度从退火温度冷却至660℃。
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
(所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。)
本发明的另一个实施方案提供一种制造热成型部件的方法，其包括以下步骤：利用上述热成型用钢材获得坯件；在Ac3至980℃下，将所述坯件进行加热后保持1-1000秒；以及将加热和保持的所述坯件进行热成型后冷却至常温。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种可以制造具有以拉伸强度为基准的1000MPa以上的高强度的同时具有高的碰撞能量吸收能力且材质均匀性优异的部件的热成型用钢材、利用该热成型用钢材的热成型部件及它们的制造方法。
本发明的多个有益的优点和效果并不限定于上述的内容，在对本发明的具体实施方案进行说明的过程中可能更易于理解。
附图说明
图1中简单地示出本发明中作为评价碰撞能量吸收能力的基准的裂纹萌生能量(Crack initiation Energy，CIE)概念。
图2是示出根据本发明的一个实施方案制造的热成型部件的示意图。
图3是示出根据本发明的一个实施方案的发明例1至发明例7和比较例3至比较例9的根据碳含量和合金指数的碰撞能量吸收能力的图表。
最佳实施方式
在此使用的专业术语仅用于描述特定的实施方案，并不是用于限定本发明。除非语句明确表示相反的含义，否则在此使用的单数形式还包括复数形式。
说明书中使用的“包含”和“包括”的含义是将特定特性、区域、整数、步骤、操作、要素和/或成分进行具体化，并不排除其它特定特性、区域、整数、步骤、操作、要素、成分和/或组的存在或增加。
尽管没有另有定义，但其中使用的包括技术术语和科学术语的所有术语具有与本发明所属技术领域中的技术人员通常理解的含义相同的含义。通常使用的词典中定义的术语被进一步解释为具有与相关技术文献和目前公开的内容一致的含义，并且除非被定义，否则不会被解释为理想或非常正式的含义。
本发明人对可以提高热成型部件的碰撞能量吸收能力的方法进行了深入研究。因此，本发明人利用三点弯曲试验(VDA238-100)时的直到达到最大载荷的能量(载荷-位移曲线的面积)值作为可以很好地表示热成型部件的碰撞能量吸收能力的指标，并对各种成分、制造条件、组织等的影响进行了评价。
其结果，获得了如下结论：在热成型用钢材中，将碳含量的范围、合金元素的淬透性、热轧后的冷却条件、退火时的加热和冷却条件和组织中存在的粗大碳化物的数密度控制在一定水平时，可以使热成型部件的碰撞能量吸收能力最大化，本发明是基于这种结论完成的。
以下，对根据本发明的一个方面的热成型用钢材进行详细说明。需要注意的是，本发明中，在表示各元素的含量时，除非另有特别定义，否则所述含量表示重量％。此外，除非另有特别说明，否则晶体或组织的比例以面积为基准。
首先，对本发明的一个方面的热成型用钢材的成分体系进行说明。根据本发明的热成型用钢材中，以重量％计，可以包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.01-0.5％、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质。
碳(C)：0.06-0.1％
碳(C)是为了提高热处理部件的强度而添加的必要元素。通常，超高强度热成型用钢材中一般使用高至0.2％以上的C含量，但为了在碰撞能量吸收能力方面发挥最大的效果，需要适当的C含量。当C含量小于0.06％时，难以确保充分的强度，最终，即使弯曲性高，碰撞能量吸收能力反而会下降，因此应添加0.06％以上的C。另一方面，当C含量超过0.1％时，虽然强度增加，但弯曲性降低，导致碰撞能量吸收能力降低，因此C含量可以限制为0.1％以下。因此，所述C的含量优选具有0.06-0.1％的范围。所述C含量的下限更优选为0.065％，进一步优选为0.07％。所述C含量的上限更优选为0.095％，进一步优选为0.09％。
硅(Si)：0.05-0.6％
硅(Si)在炼钢中作为脱氧剂添加，而且硅(Si)是固溶强化元素和碳化物生成抑制元素，有助于提高热成型部件的强度，并且作为对材质均匀化有效的元素添加。当硅的含量小于0.05％时，不能期待如上所述的效果，但当Si含量超过0.6％时，由于在退火中形成在钢板表面的Si氧化物，镀覆性大幅降低，因此Si含量可以限制为0.6％以下。因此，所述Si的含量优选具有0.05-0.6％的范围。所述Si含量的下限更优选为0.1％，进一步优选为0.15％。所述Si含量的上限更优选为0.55％，进一步优选为0.5％。
锰(Mn)：0.6-2％
锰(Mn)可以确保固溶强化效果，而且需要添加锰以通过提高淬透性来抑制热成型时形成铁素体。当Mn含量小于0.6％时，在获得上述效果方面存在局限性，而且当Mn含量过低时，为了不足的淬透性，需要过多的其它高价的合金元素，因此可能会发生制造成本大幅增加的问题。另一方面，当所述Mn含量超过2％时，在热成型工艺前，由于钢板的强度增加，冷轧性降低，而且微细组织中沿着轧制方向排列的带(band)状组织加深，因此碰撞能量吸收能力可能会变差。因此，所述Mn的含量优选具有0.6-2％的范围。所述Mn含量的下限更优选为0.7％，进一步优选为0.8％，最优选为0.9％。所述Mn含量的上限更优选为1.8％，进一步优选为1.6％，最优选为1.4％。
磷(P)：0.05％以下
磷(P)在钢中作为杂质存在，当P含量超过0.05％时，可能会大幅降低热成型部件的焊接性。另外，所述P是杂质，对P含量的下限可以不作特别限定，但为了将P含量控制在小于0.001％，可能需要许多制造成本，因此P含量可以限定为0.001％以上。
硫(S)：0.02％以下
硫(S)在钢中作为杂质存在，并且硫(S)是阻碍热成型部件的延展性、冲击特性及焊接性的元素，因此可以将S的最大含量限制为0.02％。另外，所述S是杂质，对S含量的下限可以不作特别限定，但为了将S含量控制在小于0.0001％，可能需要许多制造成本，因此S含量可以限定为0.0001％以上。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)是与Si一同在炼钢中起到脱氧作用而提高钢的清洁度的元素。当Al含量小于0.01％时，难以获得上述效果，当Al含量超过0.1％时，由于连铸工艺中形成的过多的AlN，高温延展性降低，因此存在容易产生板坯裂纹的问题。因此，所述Al的含量优选具有0.01-0.1％的范围。所述Al含量的下限更优选为0.015％。所述Al含量的上限更优选为0.08％，进一步优选为0.07％，最优选为0.06％。
铬(Cr)：0.01-0.8％
如同Mn，铬(Cr)是为了确保钢的淬透性而添加。当所述Cr含量小于0.01％时，可能难以确保充分的淬透性。另一方面，当Cr含量超过0.8％时，与添加量相比，提高淬透性的效果微乎其微，并且促进形成粗大的铁碳化物，导致碰撞能量吸收能力变差，因此可以将Cr含量的上限限制为0.8％。因此，所述Cr的含量优选具有0.01-0.8％的范围。所述Cr含量的下限更优选为0.015％，进一步优选为0.02％。所述Cr含量的上限更优选为0.75％，进一步优选为0.7％。
钼(Mo)：0.5％以下(0％除外)
如同Cr、Mn，钼(Mo)具有提高钢的淬透性的效果，而且由于通过形成微细析出物的晶粒微细化，可以获得增加弯曲性等的效果。然而，当所述Mo含量超过0.5％时，与效果相比，引起合金铁成本的过度增加，因此可以将Mo含量的上限限制为0.5％。因此，所述Mo的含量优选具有0.5％以下(0％除外)的范围。所述Mo含量更优选为0.45％以下，进一步优选为0.4％以下，最优选为0.35％以下。
氮(N)：0.02％以下
所述N作为杂质包含在钢中。当N含量超过0.02％时，与如上所述的Al的情况相同，存在因AlN的形成而容易产生板坯裂纹的问题。另外，所述N是杂质，对N含量的下限可以不作特别限定，但为了将N含量控制在小于0.001％，可能会需要许多制造成本，因此可以将N含量限定为0.001％以上。
另外，根据本发明的一个方面的热成型用钢材中，除了上述合金成分之外，还可以选择性地包含Ni：0.5％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下中的一种以上。
镍(Ni)：0.5％以下
镍(Ni)是奥氏体稳定化元素，可以通过添加Ni来提高钢的淬透性。然而，由于Ni是高价的合金元素，与提高淬透性的效果相比，考虑到制造成本的增加，优选将Ni含量的上限设为0.5％。因此，所述Ni的含量优选具有0.5％以下的范围。另外，为了充分获得添加Ni带来的淬透性效果，所述Ni含量的下限更优选为0.01％，进一步优选为0.03％，最优选为0.05％。所述Ni含量的上限更优选为0.45％，进一步优选为0.4％，最优选为0.35％。
铌(Nb)：0.1％以下
铌(Nb)是可以获得通过形成微细析出物的析出强化效果的元素，由此可以获得提高强度的效果和晶粒微细化引起的改善弯曲性的效果。此外，在用于热成型的加热过程中，可以通过抑制过度的晶粒生长来实现对热处理条件变化的鲁棒性。然而，当Nb含量超过0.1％时，其效果会饱和，而且由于析出温度的增加，相对粗大的析出物增加，因此可能会降低成本效益。因此，所述Nb的含量优选具有0.1％以下的范围。所述Nb含量的下限更优选为0.005％，进一步优选为0.01％，最优选为0.015％。所述Nb含量的上限更优选为0.09％，进一步优选为0.08％，最优选为0.07％。
钛(Ti)：0.1％以下
钛(Ti)是在添加B时一同添加的元素，以通过与钢中作为杂质残留的氮结合生成TiN来确保淬透性。此外，通过形成TiC析出物，可以期待析出强化和晶粒微细化效果。然而，当Ti含量超过0.1％时，反而会形成大量的粗大的TiN，导致碰撞能量吸收能力变差，因此Ti含量的上限可以限制为0.1％。因此，所述Ti的含量优选具有0.1％以下的范围。所述Ti含量的下限更优选为0.005％，进一步优选为0.01％，最优选为0.015％。所述Ti含量的上限更优选为0.08％，进一步优选为0.06％，最优选为0.05％。
硼(B)：0.01％以下
硼(B)是即使少量添加也可以提高淬透性，而且通过偏析在原奥氏体晶界而可以有效地抑制P或/和S的晶界偏析引起的热成型部件的脆性的元素。然而，当B含量超过0.01％时，由于Fe23CB6复合化合物的形成，在热轧中引起脆性，因此可以将B含量的上限限制为0.01％。因此，所述B的含量优选具有0.01％以下的范围。所述B含量的下限更优选为0.0001％，进一步优选为0.0003％，最优选为0.0005％。所述B含量的上限更优选为0.009％，进一步优选为0.007％，最优选为0.005％。
除了上述钢组成之外，余量可以包含Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是在通常的铁钢制造工艺中不可避免地混入的杂质，无法将这些杂质全部排除，对于通常的铁钢制造领域的技术人员而言，可以很容易地理解其含义。此外，本发明中并没有全部排除除了上述钢组成之外的其它组成的添加。
根据本发明的一个方面的热成型用钢材中，为了满足上述成分体系的同时使热成型部件中的碰撞能量吸收能力最大化且使硬度偏差最小化，优选将由以下关系式1表示的合金指数控制在7以上。当所述合金指数小于7时，难以确保充分的淬透性，因此在热成型部件中的硬度偏差可能会变大。此外，热成型部件的表层部中形成晶界铁素体，因此碰撞能量吸收能力可能会显著变差。所述合金指数更优选为7.5以上，进一步优选为8以上。本发明中，只要所述合金指数为7以上，则可以确保本发明所要获得的效果，因此对合金指数的上限不作特别限定。然而，例如，在降低制造成本方面，所述合金指数可以为40以下，更优选可以为30以下。另外，以下关系式1是本发明人利用以相同的碳含量为基准改变主要合金元素的含量的多个合金铁，加热至奥氏体区域后，通过各冷却速度的最终硬度变化试验，通过线性回归分析得出各元素对淬透性产生的影响的式。
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
(所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。)
用于TWB的热成型用钢材的情况下，能量吸收能力是重要的特性之一，这种能量吸收能力受强度和弯曲特性的影响。即，强度高且弯曲特性越优异，能量吸收能力越优异。通常，对热成型用钢材进行热成型后对强度影响最大的因素是马氏体分数，特别地，将马氏体作为主要组织时，受碳含量的影响很大。此外，弯曲特性根据组织的组成略有不同，但通常由单相组成时表现出优异的特性，由两相以上的组织组成时，相间的强度差越小，越表现出优异的特性。考虑到这种特性，在小于0.06％的碳含量区域中，不仅强度低，而且难以避免在冷却中形成软质的铁素体，反而随着最终组织的相间强度的增加，与强度相比，弯曲特性变差，导致碰撞能量吸收能力降低。另一方面，在C含量超过0.1％的区域中，虽然可以容易确保高强度的马氏体单相组织，但因强度增加而弯曲特性降低，最终导致碰撞能量吸收能力降低。此外，即使C含量满足本发明的范围，合金指数值小于7的情况下，由于不充分的淬透性，冷却中难以避免诸如铁素体的软质相的形成，从而弯曲特性降低，由此碰撞能量吸收能力降低。因此，为了确保良好的水平的碰撞能量吸收能力，应同时考虑强度和弯曲特性。
根据本发明的一个方面的热成型用钢材中，圆当量直径为0.5μm以上的碳化物优选为105个/mm2以下。本发明人得出以下结论，即，为了在热成型部件中使优异的碰撞能量吸收能力最大化，适当地确保材料的强度和弯曲性是重要的，并且通过各种实验，确认了通过适当地控制钢板的粗大的碳化物的数密度，可以确保弯曲性。当所述圆当量直径为0.5μm以上的粗大的碳化物超过105个/mm2时，即使一部分碳化铁在用于热成型的加热过程中被再固溶，另一部分在热成型后也会残留在部件中。如此未被完全固溶而残留的粗大碳化物在弯曲变形中成为裂纹产生起始点，因此成为降低弯曲性的因素，最终使碰撞能量吸收能力变差。这种粗大碳化物的数密度越低越有利，因此本发明中对其下限值不作特别限定。
根据本发明的一个方面的热成型用钢材可以包含50-90面积％的铁素体、以及30面积％以下的珠光体、20面积％以下的贝氏体及20面积％以下的马氏体中的一种以上。所述铁素体是软质相，并且是制作坯件时有效降低钢板的冲裁工艺载荷的组织，为了获得上述效果，优选确保50面积％以上的铁素体。然而，当所述铁素体超过90面积％时，由于在制作坯件时碳过度地分配到铁素体之外的组织中，即使在热成型后碳也有可能分布不均匀。因此，所述铁素体优选具有50-90面积％的范围。当所述珠光体超过30面积％时，热成型后渗碳体不完全溶解，可能引起强度降低或材质不均匀。当所述贝氏体和马氏体分别超过20％面积时，钢板的强度过度上升，制作坯件时可能会引起模具磨损等问题。
根据本发明的一个方面的热成型用钢材的至少一面上可以形成有铝系镀层。本发明中，对所述铝系镀层不作特别限定，但作为非限制性的一个具体实施方案，以重量％计，所述铝系镀层可以包含：Si：6-12％、Fe：1-4％、余量的Al及不可避免的杂质。
以下，对根据本发明的一个方面的热成型部件进行详细说明。根据本发明的一个方面的热成型部件可以通过对上述热成型用钢材进行热压成型而制造。根据本发明的一个方面的热成型部件优选具有上述合金组成和合金指数。此外，圆当量直径为0.5μm以上的碳化物优选为104个/mm2以下。热成型前在钢板中存在的碳化物在用于热成型的加热步骤中溶解在钢中，因此与热成型前的钢板状态相比，碳化物的数密度和尺寸会减小。然而，一定尺寸以上的粗大的碳化物在通常的加热步骤中未完全溶解而也会残留在热成型部件中。因此，在热成型部件中，当圆当量直径为0.5μm以上的碳化物超过104个/mm2时，如上所述，粗大碳化物在弯曲变形时成为裂纹产生起始点，可能会导致碰撞能量吸收能力变差。
根据本发明的一个方面的热成型部件中，微细组织可以具有马氏体单相组织或包含马氏体和40面积％以下的贝氏体的混合组织。所述马氏体是有效地确保本发明所期望的强度的组织，因此本发明的微细组织可以是马氏体单相组织。另外，虽然贝氏体是与马氏体相比强度稍微较低的组织，但形成在马氏体基体中时，不会大幅降低弯曲性，并且是有利于确保强度的组织，因此本发明中还可以具有包含所述马氏体和40面积％以下的贝氏体的混合组织。然而，当所述贝氏体的分数小于40面积％时，可能难以确保本发明所期望的强度。
另外，所述微细组织可以进一步包含10面积％以下的铁素体和5％以下的残余奥氏体中的一种以上。所述铁素体和残余奥氏体是制造工艺中可能不可避免地含有的组织。当所述铁素体组织超过10面积％时，不仅强度降低，而且弯曲特性可能会大幅降低，当所述残余奥氏体组织超过5面积％时，强度降低或者在热成型过程中从气氛气体引入的氢增加，因此可能产生氢脆性的可能性可能会增加。
对根据本发明的一个方面的热成型部件根据VDA标准(VDA238-100)进行三点弯曲试验时，通过所述三点弯曲试验中获得的载荷-位移曲线测量的直到达到最大载荷的面积(裂纹萌生能量(CIE))可以为25000Nm以上。图1中简单地示出本发明中作为评价碰撞能量吸收能力的基准的裂纹萌生能量(CIE)概念。
根据本发明的一个方面的热成型部件中，对所述热成型部件的任意位置处的硬度进行测量，将最大值和最小值之差称为硬度偏差，将所述硬度偏差除以热成型部件的平均硬度的值称为偏差水平时，所述偏差水平可以为0.3以下。另外，本发明中对所述任意位置的数量不作特别限定，例如，可以对任意的9个位置处的硬度进行测量。
根据本发明的一个方面的热成型部件的屈服强度(YS)可以为800MPa以上，拉伸强度(TS)可以为1000MPa以上，伸长率(El)可以为5％以上。
以下，对根据本发明的一个方面的制造热成型用钢材的方法进行详细说明。然而，以下所说明的制造方法仅仅是所有可能的实施方案中的一种实施方案，并不是指本发明的热成型用钢材必须仅通过以下制造方法来制造。
首先，在1050-1300℃下，将满足上述合金组成和合金指数的钢坯进行加热。当所述钢坯的加热温度低于1050℃时，板坯的组织难以均匀化，而且当利用析出元素时，可能难以进行再固溶。另一方面，当加热温度超过1300℃时，由于形成过多的氧化层，热轧后引发表面缺陷的可能性可能会增加。因此，所述钢坯的加热温度优选为1050-1300℃。所述钢坯的加热温度的下限更优选为1070℃，进一步优选为1100℃。所述钢坯的加热温度的上限更优选为1280℃，进一步优选为1250℃。
之后，在800-950℃下，将加热的所述钢坯进行热精轧以获得热轧钢板。当所述热精轧温度低于800℃时，产生根据两相区轧制的钢板表层部的混合晶粒组织，因此可能难以控制板形状。另一方面，当所述热精轧温度超过950℃时，存在容易产生热轧引起的晶粒粗大化的问题。因此，所述热精轧温度优选为800-950℃。所述热精轧温度的下限更优选为810℃，进一步优选为820℃。所述热精轧温度的上限更优选为940℃，进一步优选为930℃。
之后，在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷。当所述收卷温度低于500℃时，在整个或部分钢板形成马氏体，因此难以控制板形状，而且由于热轧钢板的强度上升，可能会发生后续的冷轧工艺中的轧制性降低的问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，形成粗大的碳化物，因此可能会降低热成型部件的碰撞能量吸收能力。因此，所述收卷温度优选为500-700℃。所述收卷温度的下限更优选为520℃，进一步优选为550℃。所述收卷温度的上限更优选为680℃，进一步优选为650℃。
之后，将收卷的所述热轧钢板以10℃/小时以上的冷却速度从收卷温度冷却至400℃。当所述冷却速度小于10℃/小时时，由于碳化物可以生长的充分的时间，可能会发生在热轧卷板的冷却中形成大量的粗大的碳化物的缺点。因此，所述冷却速度优选为10℃/小时以上。所述冷却速度更优选为12℃/小时以上，进一步优选为15℃/小时以上。另外，本发明中，只要所述冷却速度为10℃/小时以上，则可以获得本发明所要获得的效果，因此对所述冷却速度的上限不作特别限定。然而，例如，在降低设备投资引起的成本方面，所述冷却速度可以为500℃/小时以下，更优选可以为45℃/小时以下，进一步优选可以为400℃/小时以下。
所述收卷和冷却后，在进行冷轧前可以进一步包括将冷却的所述热轧钢板进行酸洗的工艺。通过所述酸洗工艺来去除形成在钢板的表面上的氧化皮，从而可以提高产品表面质量。
之后，将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。本发明中，对所述冷轧时的压下率不作特别限定，但例如，为了获得所期望的钢材的厚度，可以应用30-80％的压下率。
另外，根据本发明的一个方面，可以对所述冷轧钢板进行连续退火和铝系镀覆，或者也可以将冷却的热轧钢板进行酸洗后立即进行铝系镀覆。
之后，为了所述冷轧钢板的退火，优选将所述冷轧钢板以20℃/秒以下的速度从400℃加热至退火温度的温度范围。当所述400℃至退火温度的加热速度超过20℃/秒时，热轧步骤中析出的碳化物被再固溶的时间不充分，从而可能残留粗大的碳化物，并且最终获得的热成型部件的碰撞能量吸收能力可能会降低。因此，所述400℃至退火温度的加热速度优选为20℃/秒以下。所述加热速度更优选为18℃/秒以下，进一步优选为15℃/秒以下。另外，本发明中，只要所述加热速度为20℃/秒以下，则可以获得本发明期望获得的效果，因此对所述加热速度的下限不作特别限定。然而，例如，考虑到退火生产性，所述加热速度可以为0.5℃/秒以上，更优选可以为1℃/秒以上，进一步优选可以为1.5℃/秒以上。另外，本发明中，在从冷轧温度到低于400℃的温度范围内，对加热速度不作特别限定，这是因为，即使对加热速度进行控制，对碳化物再固溶的效果也微乎其微。
优选地，在740-860℃下，将加热的所述冷轧钢板进行退火。当所述退火温度低于740℃时，经冷轧的组织的再结晶不充分，导致板形状变差，或者镀覆后的强度过高，从而可能会引发冲裁工艺中的模具磨损。另一方面，当退火温度超过860℃时，退火工艺中，Si、Mn等形成表面氧化物，可能会发生镀覆表面变差的问题。因此，所述退火温度优选为740-860℃。所述退火温度的下限更优选为750℃，进一步优选为760℃。所述退火温度的上限更优选为850℃，进一步优选为840℃。
另外，所述连续退火时的气氛优选为非氧化性气氛，例如，可以使用氢气和氮气的混合气体，此时气氛气体的露点温度(Dew point)可以为-70℃至-30℃。为了使露点温度低于-70℃，需要用于控制温度的附加设备，因此存在制造成本增加的问题，当露点温度超过-30℃时，退火过程中钢板表面上形成过多的退火氧化物，从而可能会引起未镀覆等缺陷。因此，所述连续退火时的气氛气体的露点温度优选为-70℃至-30℃。所述气氛气体的露点温度的下限更优选为-65℃，进一步优选为-60℃。所述气氛气体的露点温度的上限更优选为-35℃，进一步优选为-40℃。
之后，将退火的所述冷轧钢板以1℃/秒以上的冷却速度从退火温度冷却至660℃。为了使本发明中所期望的圆当量直径为0.5μm以上的碳化物的数密度为105个/mm2以下，优选将从退火温度到660℃的冷却速度设为1℃/秒以上，当冷却速度小于1℃/秒时，大量形成粗大的碳化物，从而可能会降低最终获得的热成型部件的碰撞能量吸收能力。因此，所述冷却速度优选为1℃/秒以上。所述冷却速度更优选为1.5℃/秒以上，进一步优选为2℃/秒以上。另外，本发明中，只要所述冷却速度为1℃/秒以上，则可以获得本发明期望获得的效果，因此对所述冷却速度的上限不作特别限定。然而，例如，在抑制钢板形状缺陷的方面，所述冷却速度可以为50℃/秒以下，更优选可以为45℃/秒以下，进一步优选可以为40℃/秒以下。
在将退火的所述冷轧钢板进行冷却的步骤后，还可以进一步包括将冷却的所述冷轧钢板浸入Al系镀浴中以形成铝系镀层的步骤。本发明中，对所述Al系镀浴的组成和镀覆条件不作特别限定。然而，作为非限制性的一个具体实施方案，镀浴的组成可以包含：Si：6-12％、Fe：1-4％、余量的Al及其它不可避免的杂质，镀覆量可以是本技术领域中通常应用的以单面为基准的30-130g/m2。当所述镀浴组成中的Si含量小于6％时，由于镀浴温度过度提高，存在使设备变差的缺点，当Si含量超过12％时，使合金化过度延迟，因此存在需要延长用于热成型的加热时间的缺点。当Fe含量小于1％时，镀覆粘附性或点焊性可能会变差，当Fe含量超过4％时，镀浴中产生过多的浮渣，因此可能会引发表面质量缺陷。以单面为基准，当镀覆附着量小于30g/m2时，可能难以确保期望的热成型部件的耐蚀性，当镀覆附着量超过130g/m2时，由于过多的镀覆附着量，不仅制造成本上升，而且可能不容易在卷板的全宽和长度方向上以均匀的涂覆量镀覆在钢板上。
以下，对根据本发明的一个方面的制造热成型部件的方法进行详细说明。然而，以下所说明的制造方法仅仅是所有可能的实施方案中的一种实施方案，并不是指本发明的热成型部件必须仅通过以下制造方法来制造。
首先，准备通过上述制造方法制造的热成型用钢材，并利用所述热成型用钢材制造用于热成型的坯件。并且，将所述坯件进行加热至奥氏体单相区温度以上，更详细地，加热至Ac3温度以上且980℃以下的温度范围。当所述坯件的加热温度低于Ac3温度时，由于未相变的铁素体的存在，可能难以确保规定的强度。另一方面，当加热温度超过980℃时，由于部件表面上形成过多的氧化物，可能难以确保点焊性。因此，所述坯件的加热温度优选为Ac3至980℃。所述坯件的加热温度的下限更优选为Ac3+5℃，进一步优选为Ac3+10℃。所述坯件的加热温度的上限更优选为970℃，进一步优选为960℃。
经加热的所述坯件优选在所述温度范围内保持1-1000秒。当所述保持时间小于1秒时，由于坯件整体的温度不均匀，可能会引发各部位的材质差异，当保持时间超过1000秒时，如同加热温度过高的情况，部件表面上形成过多的氧化物，可能难以确保点焊性。因此，所述保持时间优选为1-1000秒。所述保持时间的下限更优选为30秒，进一步优选为60秒。所述保持时间的上限更优选为900秒，进一步优选为800秒。
之后，将加热和保持的所述坯件进行热成型后冷却至常温，从而最终制造热成型部件。本发明中，对所述热成型时的具体条件不作特别限定，仍然可以应用本发明所属技术领域中通常已知的热成型工艺。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是用于例示本发明以进行具体的说明，并不是用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实施例)
通过真空熔炼制造具有下表1中记载的合金组成的厚度为40mm的钢坯。将所述钢坯加热至1250℃，然后在900℃的热精轧温度下进行热轧，从而获得热轧钢板。之后，各钢种的收卷温度和从收卷温度到400℃的冷却速度使用模拟用热处理炉并应用下表2中记载的条件，并进行热轧，以使最终热轧厚度均为3mm。之后，将所述热轧钢板进行酸洗处理，然后将冷轧压下率设为50％并进行冷轧以获得冷轧钢板。之后，在下表2中记载的条件下，在控制400℃至退火温度的加热速度的情况下将所述冷轧钢板进行加热，在5％的氢气-95％的氮气气氛下进行退火，然后控制从所述退火温度到660℃的冷却速度，从而制造冷轧钢板。之后，将所述冷轧钢板进行冷却后进行Al系镀覆。此时，Al系镀浴组成由Al-9％的Si-2％的Fe及余量的不可避免的杂质组成，以单面为基准，镀覆附着量设为80g/m2。将如上所述制造的钢板制成坯件，然后利用热成型用模具进行热成型，从而制造如图2所示的形状的热成型部件。此时，所述坯件的加热温度为900℃，保持时间为6分钟，从加热炉到成型的传送时间均相同地应用10秒。测量如上所述制造的冷轧钢板的圆当量直径为0.5μm以上的碳化物的数量，然后将其结果示于下表2中。测量如上所述制造的热成型部件的圆当量直径为0.5μm以上的碳化物的数量、微细组织及机械物理性能，然后将其结果示于下表3和表4中。
圆当量直径为0.5μm以上的碳化物的数量是通过准备薄箔(Thin foil)试片后利用透射电子显微镜(TEM)以10000倍的倍率观察10个视野来测量。
微细组织是利用硝酸酒精溶液(Nital)对钢板的表面进行蚀刻后利用扫描电子显微镜进行测量。
屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)及伸长率(El)是在与钢板的轧制方向平行的方向上取ASTM标准的试片后进行拉伸试验来测量。
碰撞能量吸收能力是根据VDA标准(VDA238-100)进行三点弯曲试验后通过由此获得的载荷-位移曲线测量直到达到最大载荷的面积(裂纹萌生能量，CIE)来进行评价，将比通常的1500Mpa级热成型用钢材的CIE值25000Nm更高的情况评价为良好，将低于25000Nm的情况评价为不良。
此外，为了确认热成型部件的物理性能的均匀性，在成型部件的上面、左侧面、右侧面的各3个位置处取试片，然后利用维氏硬度进行硬度测量后，由此测量平均硬度、硬度偏差(在9个位置处测量的硬度中的最大值与最小值之差)及偏差水平(硬度偏差/平均硬度)，对于物理性能的均匀性，将偏差水平为0.3以下的情况表示为良好，将偏差水平超过0.3的情况表示为不良。
[表1]
[表2]
[表3]
/>
[表4]
通过所述表1至表4可知，全部满足本发明中提出的合金组成、合金指数及制造条件的发明例1至发明例7的情况下，碰撞能量吸收能力良好，并且部件中的物理性能均匀。
比较例1和比较例2的情况下，可知虽然合金组成和合金指数满足本发明的范围，但收卷温度、收卷后的冷却速度及退火时的加热速度的制造条件不在本发明的范围内，粗大碳化物的数密度增加，因此最终获得的热成型部件的碰撞能量吸收能力不良。
比较例3至比较例5是虽然钢板的合金组成满足本发明的条件，但合金指数不满足本发明的条件的情况，可知由于发生淬透性不足引起的过度的硬度偏差，部件中的物理性能的均匀性不良。
比较例6至比较例8是C含量超过本发明的条件的情况，可知虽然具有C含量的增加所带来的强度增加效果，但与强度增加相比，弯曲性大幅降低，因此碰撞能量吸收能力反而变差。
比较例9是C含量未达到本发明的条件的情况，可知无法确保所期望的强度，而且由此碰撞能量吸收能力降低。
图3是示出发明例1至发明例7和比较例3至比较例9的根据碳含量和合金指数的碰撞能量吸收能力的图表。如图3所示，可知C含量和合金指数与热成型部件中的碰撞能量吸收能力有直接关系，因此只有满足本发明中提出的C含量和合金指数，才可以确保良好的碰撞能量吸收能力。

Claims (19)

1.一种热成型用钢材，以重量％计，所述热成型用钢材包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下且0％除外、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，
由以下关系式1表示的合金指数为7以上，
圆当量直径为0.5μm以上的碳化物为105个/mm2以下，
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。
2.根据权利要求1所述的热成型用钢材，其中，所述钢材还包含Ni：0.5％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下及B：0.01％以下中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的热成型用钢材，其中，所述钢材具有包含50-90面积％的铁素体、以及30面积％以下的珠光体、20面积％以下的贝氏体及20面积％以下的马氏体中的一种以上的微细组织。
4.根据权利要求1所述的热成型用钢材，其中，所述钢材的至少一面上形成有铝系镀层。
5.根据权利要求4所述的热成型用钢材，其中，以重量％计，所述铝系镀层包含：Si：6-12％、Fe：1-4％、余量的Al及不可避免的杂质。
6.一种热成型部件，以重量％计，所述热成型部件包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下且0％除外、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，
由以下关系式1表示的合金指数为7以上，
圆当量直径为0.5μm以上的碳化物为104个/mm2以下，
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。
7.根据权利要求6所述的热成型部件，其中，所述部件的微细组织为马氏体单相组织或包含马氏体和40面积％以下的贝氏体的混合组织。
8.根据权利要求7所述的热成型部件，其中，所述微细组织进一步包含10面积％以下的铁素体和5％以下的残余奥氏体中的一种以上。
9.根据权利要求6所述的热成型部件，其特征在于，对所述部件根据VDA标准VDA238-100进行三点弯曲试验时，通过所述三点弯曲试验中获得的载荷-位移曲线测量的直到达到最大载荷的面积即裂纹萌生能量(CIE)为25000Nm以上。
10.根据权利要求6所述的热成型部件，其中，所述部件的硬度偏差水平为0.3以下，其中，硬度偏差水平是将硬度偏差除以热成型部件的平均硬度值的值，硬度偏差是指对任意位置处的硬度进行测量而获得的最大值与最小值之差。
11.根据权利要求6所述的热成型部件，其中，所述部件的屈服强度(YS)为800MPa以上，拉伸强度(TS)为1000MPa以上，伸长率(El)为5％以上。
12.一种制造热成型用钢材的方法，其包括以下步骤：
在1050-1300℃下，将钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.06-0.1％、Si：0.05-0.6％、Mn：0.6-2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.1％、Cr：0.01-0.8％、Mo：0.5％以下且0％除外、N：0.02％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，由以下关系式1表示的合金指数为7以上；
在800-950℃下，将加热的所述钢坯进行热精轧以获得热轧钢板；
在500-700℃下，将所述热轧钢板进行收卷；
将收卷的所述热轧钢板以10℃/小时以上的冷却速度从收卷温度冷却至400℃；
将冷却的所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；
将所述冷轧钢板以20℃/秒以下的速度从400℃加热至退火温度的温度范围；
在740-860℃下，将加热的所述冷轧钢板进行退火；以及
将退火的所述冷轧钢板以1℃/秒以上的冷却速度从退火温度冷却至660℃，
[关系式1]合金指数＝I(Mn)×I(Si)×I(Cr)×I(Mo)
所述关系式1中，各成分的I值为I(Mn)＝3.34×Mn+1、I(Si)＝0.7×Si+1、I(Cr)＝2.16×Cr+1、I(Mo)＝3×Mo+1，各成分的含量为重量％。
13.根据权利要求12所述的制造热成型用钢材的方法，其中，所述冷轧前，进一步包括将冷却的所述热轧钢板进行酸洗的步骤。
14.根据权利要求12所述的制造热成型用钢材的方法，其中，所述冷轧时的压下率为30-80％。
15.根据权利要求12所述的制造热成型用钢材的方法，其中，所述退火时的气氛气体的露点温度为-70℃至-30℃。
16.根据权利要求12所述的制造热成型用钢材的方法，其中，将退火的所述冷轧钢板进行冷却的步骤后，进一步包括将冷却的所述冷轧钢板浸入Al系镀浴中以形成铝系镀层的步骤。
17.根据权利要求16所述的制造热成型用钢材的方法，其特征在于，以重量％计，所述Al系镀浴包含：Si：6-12％、Fe：1-4％、余量的Al及不可避免的杂质。
18.根据权利要求16所述的制造热成型用钢材的方法，其中，在形成所述镀层时，以单面为基准，镀覆附着量为30-130g/m2。
19.一种制造热成型部件的方法，其包括以下步骤：
利用通过权利要求12至18中任一项所述的方法制造的热成型用钢材获得坯件；
在Ac3至980℃下，将所述坯件进行加热后保持1-1000秒；以及
将加热和保持的所述坯件进行热成型后冷却至常温。
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