热成型用钢材、热成型部件及它们的制造方法与流程

1.本发明涉及一种用于汽车等的热成型用钢材、热成型部件以及它们的制造方法。


背景技术：

2.近年来，正在通过汽车的轻量化来提高燃油效率。为此，可以减小钢材的厚度，但当减小厚度时，汽车的稳定性可能会出现问题，因此应以提高钢材强度为基础。由于这种理由，持续产生对高强度钢板的需求，并且开发了各种种类的钢材。但是，这种钢材具有高强度，因此存在加工性差的问题。
3.为了解决这种问题，提出了热成型法。热成型法是在适合加工的高温下将钢材进行加工后，将其快速冷却至低温，从而在钢材中形成马氏体等低温组织，从而提高最终产品的强度的方法。在如上所述的情况下，当制造具有高强度的部件时，可以使加工性的问题最小化。
4.作为涉及这种热成型的技术，有专利文献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1600mpa以上的超高强度的技术。
5.另外，用于保护乘客的目的的所述热成型部件应具有优异的耐碰撞特性，并且作为评价这种耐碰撞特性的代表性的指标，广泛使用弯曲性。例如，在汽车b-柱(b-pillar)等的情况下，当车辆侧面受到碰撞而热成型部件发生弯曲时，需要在特定距离(角度)以上不断裂并支撑的特性(弯曲性)。
6.专利文献2中提出了一种控制热成型部件的表层部的铁素体组织的方法，除此之外，为了弥补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组合的坯件(拼焊板(tailor welded blank，twb))结合到热成型中的技术，并且正在进行各种研究。
7.但是，通过优化热成型条件来控制表层部的铁素体组织在改善弯曲性方面存在局限性。此外，在通过twb改善耐碰撞特性方面，在需要耐碰撞特性的部件的特性的提高方面存在局限性，例如，由于焊接部的劣化导致弯曲性反而变差等。
8.(专利文献1)美国授权专利第6296805号
9.(专利文献2)韩国授权专利第10-1569508号


技术实现要素：

10.要解决的技术问题
11.本发明的一个方面的目的在于提供一种热成型部件可以具有高强度的同时具有优异的弯曲性的热成型用钢材以及利用该热成型用钢材制造的热成型部件以及它们的制造方法。
12.本发明的技术问题不限于上述内容。本发明的附加技术问题记载于说明书的全部内容中，本发明所属技术领域的技术人员可以容易地从本发明的说明书中记载的内容理解本发明的附加技术问题。
13.技术方案
14.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：0.04-0.45％、si：1.5％以下(0％除外)、mn：0.2-2.5％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01-0.1％、cr：0.01-5.0％、n：0.02％以下及余量的fe和不可避免的杂质，并且利用以下[关系式1]计算的表面粗糙度系数(surface roughness factor)为1.8μm以下。
[0015]
[关系式1]
[0016][0017]
(所述rt被定义为在钢板表面上任意的测量区间中的最高峰与最深谷的垂直方向的距离，rdq是在钢板表面上任意的测量区间中的峰的斜率的均方根(root mean square)。)
[0018]
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：利用钢坯获得冷轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.04-0.45％、si：1.5％以下(0％除外)、mn：0.2-2.5％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01-0.1％、cr：0.01-5.0％、n：0.02％以下及余量的fe和不可避免的杂质；以及将所述冷轧钢板进行平整轧制以满足以下[关系式2]。
[0019]
[关系式2]
[0020][0021]
(所述p是平整轧制时的压下力，ra
轧辊
是平整轧辊的算术平均粗糙度(ra)。)
[0022]
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：0.04-0.45％、si：1.5％以下(0％除外)、mn：0.2-2.5％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01-0.1％、cr：0.01-5.0％、n：0.02％以下及余量的fe和不可避免的杂质，所述热成型部件的最大弯曲角的变化量为5％以下。
[0023]
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；在将所述坯件加热至ac3至980℃的温度后保持1-1000秒；以及将加热和保持的所述坯件进行热成型后进行冷却。
[0024]
有益效果
[0025]
根据本发明，可以制造一种热成型部件，所述热成型部件在热成型后具有高强度的同时具有优异的弯曲性，从而具有优异的耐碰撞特性。本发明可以提供一种用于该热成型部件的热成型用钢材、利用该热成型用钢材制造的热成型部件以及它们的制造方法。
[0026]
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
[0027]
图1中简单地示出本发明中提出的涉及[关系式1]的表面粗糙度因子的概念。
[0028]
图2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)的概念。
[0029]
最佳实施方式
[0030]
本说明书中使用的术语用于说明本发明，并不是用于限定本发明。此外，除非相关定义明确表示相反的含义，否则在本说明书中使用的单数形式还包括复数形式。
[0031]
说明书中使用的“包含”或“包括”的含义用于具体说明构成，并且不排除其他构成的存在或添加。
[0032]
除非另有定义，否则包括本说明书中使用的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。词典中定义的术语被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。
[0033]
首先，对本发明的热成型用钢材的一个具体实施方案进行详细的说明。以重量％计，本发明的钢材可以包含：c：0.04-0.45％、si：1.5％以下(0％除外)、mn：0.2-2.5％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01-0.1％、cr：0.01-5.0％、n：0.02％以下及余量的fe和不可避免的杂质。以下，对各合金组成进行详细的说明，其中，％表示重量％。
[0034]
碳(c)：0.04-0.45％
[0035]
所述c是为了提高部件的强度而添加的必要元素。当所述c的含量小于0.04％时，难以确保充分的强度，最终即使具有高的弯曲性，碰撞能量吸收能力反而会降低，因此优选添加0.04％以上的c。另一方面，当c的含量超过0.45％时，强度增加，但弯曲性降低，从而碰撞能量吸收能力降低，因此所述c的含量优选为0.45％以下。
[0036]
硅(si)：1.5％以下(0％除外)
[0037]
所述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，并且作为有效的材质均匀化元素添加。当所述si的含量超过1.5％时，由于在退火过程中在钢板的表面上形成的si氧化物，镀覆性可能会降低。因此，所述si的含量优选为1.5％以下(0％除外)。
[0038]
锰(mn)：0.2-2.5％
[0039]
所述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。当所述mn的含量小于0.2％时，在获得上述效果方面存在局限性，为了提高不足的淬透性，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超过2.5％时，在热成型工艺前，由于钢板的强度增加，冷轧性可能会降低，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的含量优选为0.2-2.5％。
[0040]
磷(p)：0.05％以下
[0041]
所述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是制造钢材时不可避免的杂质，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含量可以为0.001％以上。
[0042]
硫(s)：0.02％以下
[0043]
所述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，因此优选将s的最大含量限制为0.02％。另外，所述s是不可避免的杂质，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含量可以为0.0001％以上。
[0044]
铝(al)：0.01-0.1％
[0045]
所述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。当所述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的含量优选为0.01-0.1％。
[0046]
铬(cr)：0.01-5.0％
[0047]
如同mn，所述cr是为了确保钢的淬透性和hpf工艺时的精美的表面而添加。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5.0％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cr基碳化物，导致碰撞能量吸收能力变差，因此所述cr含量优选不超过5.0％。
[0048]
氮(n)：0.02％以下
[0049]
所述n作为杂质包含在钢中。当所述n的含量超过0.02％时，与上述al的情况相同，存在由于aln的形成而容易产生板坯裂纹的问题。作为杂质的所述n的下限可以不受特别限制，但为了将n的含量控制在小于0.001％，需要许多的制造成本，因此所述n的含量可以为0.001％以上。
[0050]
另外，除了上述合金成分之外，所述钢材可以进一步包含：mo：0.5％以下、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。
[0051]
钼(mo)：0.5％以下
[0052]
如同cr、mn，所述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，会引起合金铁成本的过度增加，因此所述mo的含量优选不超过0.5％。所述mo的含量更优选为0.45％以下，进一步优选为0.4％以下，更优选为0.35％以下。
[0053]
镍(ni)：0.5％以下
[0054]
所述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，考虑到淬透性效果的提高相对于制造成本增加的情况，优选将ni含量的上限设为0.5％。另外，为了充分获得添加ni带来的提高淬透性的效果，优选最少包含0.01％以上的ni，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。所述ni的上限更优选为0.45％，进一步优选为0.4％，最优选为0.35％。
[0055]
铌(nb)：0.1％以下
[0056]
所述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，当所述nb的含量超过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的含量优选为0.1％以下。所述nb的含量的下限优选为0.005％，更优选为0.01％，进一步优选为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％。
[0057]
钛(ti)：0.1％以下
[0058]
所述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，可以通过形成tic析出物，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含量的上限优选为0.1％。所述ti的下限优选为0.005％，更优选为0.01％，进一步优选为0.015％。所述ti的上限更优选为0.08％，进一步优选为0.06％，最优选为0.05％。
[0059]
硼(b)：0.01％以下
[0060]
所述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和/或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fe
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cb6复合化合物的形成，在热轧中引起脆性，因此所述b含量的上限优选为0.01％。另外，所述b含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0003％，进一步优选为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％。
[0061]
其余包含铁(fe)，并且可能会在通常的制造过程中从原料或周围环境不可避免地混入意料之外的杂质，因此无法将这些杂质排除。这些杂质对于铁钢制造领域的普通技术人员而言是周知的，因此在本说明书中不特别说明其所有内容。
[0062]
本发明的热成型用钢材包含所述合金组成，并且由以下[关系式1]定义的表面粗糙度系数优选为1.8μm以下。表面粗糙度可以用各种方式(ra、rt和rsk等)表示，但仅通过简单地改变钢材的ra和rsk等，难以改善热成型部件中的弯曲性。本发明的发明人研究提高热成型部件的弯曲性的结果，认识到当恒定地控制钢材表面粗糙度时，可以提高热成型部件的弯曲性。为了确保热成型部件的弯曲性，不是简单地测量rt和rdq，而是通过获得rt和rdq的技术相关性来获得以下[关系式1]的表面粗糙度系数。因此，为了提高用于提高热成型部件中的碰撞能量吸收能力的弯曲性，热成型用钢材中的所述表面粗糙度系数优选为1.8μm以下。当所述表面粗糙度系数超过1.8μm时，峰的斜率增加，并且由于弯曲时的表面缺口效应的最大化，弯曲性可能会变差。
[0063]
[关系式1]
[0064][0065]
其中，rt定义为在钢板表面上任意的测量区间中的最高峰与最深谷的垂直方向的距离，rdq是指在钢板表面上任意的测量区间中的峰的斜率的均方根。图1中示出了通过所述关系式1的rt和rdq的计算方式的一个实例，本领域技术人员可以容易地通过上述方式获得所述rt和rdq。
[0066]
以面积分数计，本发明的热成型用钢材的微细组织可以包含：50-90％的铁素体、30％以下的珠光体、20％以下的贝氏体和20％以下的马氏体中的一种以上。
[0067]
所述铁素体是软质相，并且是制作坯件时有效降低钢材的冲裁工艺载荷的组织，为此，所述铁素体优选为50面积％以上。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，所述铁素体优选为50-90面积％。
[0068]
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。另外，当贝氏体或马氏体分别超过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。
[0069]
另外，本发明的热成型用钢材的至少一面上可以包括镀层，对于所述镀层的种类不作特别限制，例如可以为锌(zn)基镀层、铝(al)基镀层等，并且对于热浸镀和电镀等方式
也没有特别限制。作为优选的实例，可以形成al基镀层。对于所述al基镀覆不作特别限制，但作为一个实例，以重量％计，所述al基镀层可以包含：si：6-12％、fe：1-4％及余量的al和不可避免的杂质。
[0070]
接着，对本发明的热成型用钢材的一个具体实施方案进行详细的说明。以下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，并不表示本发明的热成型用钢材必须仅通过以下制造方法来制造。
[0071]
利用满足上述合金组成的钢坯制造并获得冷轧钢板，并将所述冷轧钢板进行平整轧制以满足以下[关系式2]，从而制造钢材。
[0072]
[关系式2]
[0073][0074]
(所述p是平整轧制时的压下力，ra
轧辊
是平整轧辊的算术平均粗糙度(ra)。)
[0075]
通过对所述冷轧钢板进行平整轧制来控制钢材的表面粗糙度。在本发明中，考虑到平整轧制时的压下力(p)和辊的算术平均粗糙度(ra
轧辊
)的技术作用，认识到可以优化钢材的表面，从而获得所述[关系式2]。所述平整轧制时压下力(p)是重要的因素，但本发明中不特别限制其上限或下限。但是，例如，当未赋予压下力时，可能会存在收卷缺陷等问题，因此压下力可以为100吨以上，更优选可以为150吨以上。此外，当压下力过高时，可能会存在表面镀层的破裂现象，当所述[关系式2]超过40时，可以限制其上限。例如，当平整轧辊的算术平均粗糙度为4μm时，为了满足所述[关系式2]，压下力优选为400吨以下。
[0076]
所述冷轧钢板可以通过对所述钢坯进行加热、热轧、收卷、冷却、冷轧、退火等过程而获得。以下，对各过程进行说明。
[0077]
钢坯的加热
[0078]
在1050-1300℃下，将所述钢坯进行加热。当所述钢坯的加热温度低于1050℃时，钢坯的组织难以均质化，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℃。
[0079]
热轧
[0080]
将加热的所述钢坯进行热轧，并在800-950℃下进行热精轧以获得热轧钢板。当所述热精轧温度低于800℃时，产生两相区轧制引起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℃。
[0081]
收卷
[0082]
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，在整个或部分钢板中形成马氏体，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℃。
[0083]
冷却
[0084]
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℃(热轧冷却)，但当所述冷却速度小于10℃/小时时，由于有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，更优选为12℃/小时以上，进一步优选为15℃/小时以上。另外，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。
[0085]
另外，在所述冷却后，在进行冷轧前可以增加酸洗的工艺。通过所述酸洗工艺来去除形成在钢板表面上的氧化皮(scale)，从而可以提高产品表面的质量。
[0086]
冷轧
[0087]
在上述工艺之后，可以将热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。在本发明中，对所述冷轧时的压下率不作特别限定，但为了获得所期望的钢材厚度，可以应用30-80％的压下率。
[0088]
退火和冷却
[0089]
对所述冷轧钢板进行退火，并且为此将所述冷轧钢板进行加热，此时，优选在400℃加热至退火温度的温度范围内，将所述冷轧钢板以20℃/秒以下的速度进行加热。当所述400℃至退火温度的加热速度超过20℃/秒时，在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，在本发明中，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，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，在本发明中，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。
[0090]
优选地，在740-860℃的退火温度下，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，在退火工艺中，形成si、mn等的表面氧化物，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℃。
[0091]
所述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℃。为了使所述露点温度低于-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℃。
[0092]
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℃(退火冷却)。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。对所述冷却速度的上限不作特别限定。然而，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。
[0093]
另外，在进行所述平整轧制之前，可以进一步对退火的冷轧钢板进行镀覆。本发明中对镀覆的种类和方法不作特别限制，但对al基镀覆的一个实例进行说明。在所述镀覆中，将退火的所述冷轧钢板进行冷却，并浸入al基镀浴中以形成铝基镀层。对al基镀浴的组成和镀覆条件不作特别限定。
[0094]
然而，作为非限制性的一个实例，以重量％计，镀浴的组成可以包含：si：6-12％、fe：1-4％及余量的al和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重量％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重量％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重量％时，镀覆粘附性或点焊性可能会变差，当fe含量超过4重量％时，在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，不仅制造成本增加，而且可能不容易在卷板的整个宽度和长度方向上以均匀的涂覆量镀覆在钢板上。
[0095]
另外，如同根据本发明的另一个方面，可以对冷轧钢板进行连续退火和铝基镀覆，但还可以对冷却的热轧钢板进行酸洗后立即进行铝基镀覆。
[0096]
以下，对本发明的热成型部件的一个具体实施方案进行详细的说明。本发明的热成型部件可以通过将上述热成型用钢材进行热压成型来制造。
[0097]
所述热成型部件的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超过40面积％时，可能难以确保本发明所期望的强度。
[0098]
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可能会在制造工艺中不可避免地形成。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，因此产生氢脆性的可能性会增加。
[0099]
所述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3.5％以上。
[0100]
本发明的热成型部件的最大弯曲角的变化量可以为5％以下。所述最大弯曲角可
以根据vda标准(vda238-100)通过三点弯曲试验来确认。当所述最大弯曲角的变化量超过5％时，在相似的物理性能中弯曲性和碰撞特性可能会变差。
[0101]
接着，对本发明的制造热成型部件的方法的一个具体实施方案进行详细的说明。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，并不表示本发明的热成型部件必须仅通过以下制造方法来制造。
[0102]
准备上述热成型钢材或通过上述方法制造的热成型钢材，利用该热成型钢材制造坯件，将所述坯件加热至奥氏体单相区温度以上，更详细地加热至ac3-980℃的温度，然后保持1-1000秒。
[0103]
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，由于在部件表面上形成过多的氧化物，可能会难以确保点焊性。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℃。
[0104]
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，在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。
[0105]
之后，将加热和保持的所述坯件进行热成型后冷却至常温(成型冷却)，从而最终制造热成型部件。在本发明中，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公知的热成型工艺。作为一个优选的实例，可以利用模具冷却方法。
具体实施方式
[0106]
接着，对本发明的实施例进行说明。
[0107]
本发明所属技术领域的技术人员可以在不脱离本发明的范围的情况下对以下实施例进行各种变型。以下实施例用于理解本发明，本发明的权利范围不限于以下实施例，并且应由权利范围及其等同物来限定。
[0108]
(实施例)
[0109]
通过真空熔炼制造具有下表1的组成(重量％，余量是fe和不可避免的杂质)的厚度为40mm的钢坯。在将所述钢坯加热至1250℃后，在900℃的热精轧温度下进行热轧，并在640℃的收卷温度下进行收卷，然后制造最终厚度为2.5mm的热轧钢板。在将热轧钢板进行酸洗处理后，以45％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。在5％的氢气-95％的氮气气氛下在作为常规的退火温度的780℃的温度下进行退火，然后将所述冷轧钢板进行冷却，然后进行al基镀覆。
[0110]
此时，al基镀浴组成由al-9％si-2％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70g/m2。为了向上述钢板的表面赋予粗糙度，进一步进行平整轧制，并且为了赋予粗糙度的偏差，通过改变平整轧辊粗糙度和压下力来实施。在表2中记载向各试片赋予的轧辊粗糙度和压下力。
[0111]
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
热成型部件。此时，所述坯件的加热温度为930℃，保持时间为5分钟，从加热炉到成型的传送时间相同，均应用10秒。
[0112]
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垂直的方向上取astm标准的试片后进行拉伸试验来测量。
[0113]
作为碰撞能量吸收能力的重要指标的弯曲性根据vda标准(vda238-100)进行三点弯曲试验。可以通过从所述三点弯曲试验中获得的载荷-位移曲线计算直至到达最大载荷时的面积(裂纹萌生能量(cie))来评价材料的碰撞能量吸收能力。图2中简单地示出作为评价所述碰撞能量吸收能力的基准的cie的概念。
[0114]
[表1]
[0115][0116]
[表2]
[0117][0118]
在所述表2中，关系式1表示表面粗糙度系数。
[0119][0120]
(所述rt被定义为在钢板表面上任意的测量区间中的最高峰与最深谷的垂直方向的距离，rdq是在钢板表面上任意的测量区间中的峰的斜率的均方根。)
[0121]
关系式2表示
[0122]
(所述p是平整轧制时的压下力，ra
轧辊
是平整轧辊的算术平均粗糙度(ra))
[0123]
通过所述表1和表2可知，当通过均满足本发明提出的合金组成和平整轧制条件来
确保1.8μm以下的表面粗糙度系数时，可以确保优异的弯曲性。
[0124]
具体地，可知将发明例1和比较例1至比较例2进行比较时，均使用相同的a钢种来制造，满足本发明的条件的发明例1确保了60.14
°
的最大弯曲角和29692nm的cie，从而确保优异的弯曲性和耐碰撞特性。但是，比较例1至比较例2具有与发明例1相似的热成型后的强度，但作为平整轧制条件的[关系式2]超过作为上限的40，因此表面粗糙度系数不在本发明的范围内。结果，由于表面缺口效应，确认了最终与发明例1相比弯曲角变化量超过5％，因此弯曲性降低。
[0125]
发明例2至发明例4和比较例3均利用相同的b钢种制造，但满足本发明的条件的发明例2确保优异的弯曲性和耐碰撞特性，与发明例2相比，发明例3至发明例4的最大弯曲角的减少均为5％以下。但是，在比较例3中，作为平整轧制条件的[关系式2]超过作为上限的40，并且表面粗糙度系数不在本发明的范围内，与发明例3相比，可以确认显著的弯曲性的降低和耐碰撞特性的降低。
[0126]
发明例5和比较例4至比较例5是由相同的c钢种制造的，发明例5具有42
°
的最大弯曲角，并且可以确保39566nm的cie。但是，比较例4至5的作为平整轧制的条件的[关系式2]超过作为上限的40，并且表面粗糙度系数不在本发明的范围内，与发明例5相比，确认了超过5％的弯曲角变化量，因此可以确认弯曲性和耐碰撞特性降低。
[0127]
(实施例2)
[0128]
通过与实施例1相同的炼钢、热轧、冷轧和退火工艺来制造具有下表3中记载的钢成分的钢，并未进行进一步的镀覆。为了向通过退火工艺的退火钢板赋予粗糙度，进行平整轧制，并且为了防止在将经平整轧制的退火钢板进行热成型工艺时可能会发生的表层脱碳，进一步进行电镀。在将如上制造的钢板制成坯件后，利用热成型用模具进行热成型，从而制造热成型部件。此时，所述坯件的加热温度为900℃，保持时间为6分钟，从加热炉到成型的转移时间相同，均应用10秒。
[0129]
[表3]
[0130]
钢种csimnpsalcrntibd0.2220.262.150.0130.00010.0220.2150.00360.0280.0018
[0131]
[表4]
[0132][0133]
在所述表4中，关系式1和关系式2与上述实施例1的表2的内容相同。
[0134]
在表4中，参照由表3的d钢种制造的发明例6至发明例8和比较例6，可以确认发明例6的最大弯曲角为58.5
°
，具有非常优异的弯曲性。发明例7和发明例8也满足本发明的条件，与发明例6相比，存在弯曲角变化量，但均为5％以下，可以确认具有良好的弯曲性和耐
碰撞特性。
[0135]
另一方面，在比较例6的情况下，通过使用相同的d钢种来进行制造，虽然在热成型后表现出强度，并且合金组成满足本发明的范围，但根据关系式2的值超过40，结果表面粗糙度系数超过本发明的范围，由于表面缺口效应，最终可以确认与发明例6相比显示出超过5％的弯曲角变化量。