CN107109509B - 热处理钢材、耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用于汽车用部件等的成型品及其制造方法，目的在于提供可制造耐久特性优异的超高强度成型品的热处理钢材和利用该钢材的耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法。本发明提供一种热处理钢材和利用该钢材的耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法，其中，所述热处理钢材以重量％计包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下(包括0)、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2。其中，关系式1：Mn/Si≥5，关系式2：Mo/P≥15。根据本发明，能够提供可制造耐久特性优异的超高强度成型品的热处理钢材和利用该钢材的耐久特性优异的超高强度成型品，因此，有助于用于汽车底盘或车体的热处理型部件的轻量化和耐久寿命的提高。

Description

热处理钢材、耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于汽车用部件等的热处理钢材，更详细地，涉及热处理钢材和利用该钢材的耐久特性优异的超高强度成型品及其制造方法。

背景技术

近年来，随着用于保护汽车乘客的安全法规或保护地球环境的燃油效率标准的加强，汽车刚性的提高和轻量化开始备受关注。

例如，汽车底盘的稳定杆(Stabilizer bar)、管状扭力梁式悬架(Tubulartorsion beam axle)等作为支撑车体的重量并在行驶过程中持续受到疲劳载荷的部件，同时需要刚性和耐久寿命。

但是，近年来因汽车便利部件的利用的增加，车辆的重量开始逐渐增加，与此同时，用于确保耐久性能的评价条件变得越来越苛刻，与此相应，利用热处理钢材的部件中利用超高强度钢材来提高性能或实现轻量化正在扩大。

汽车部件用钢板的疲劳寿命与屈服强度、延伸率有密切关系，热处理钢板会受到热处理过程中产生的表面脱碳或钢管制造过程中产生的表面刮痕等影响。

尤其，强度越高，这种因素的影响度越会增加，已提出解决这种超高强度钢的成型问题且制造拉伸强度为1500MPa级以上的高强度汽车部件的方法。

作为这种发明的例子有：在高温下同时实施成型和模具冷却的热压成型方法；或者先进行冷成型后加热至奥氏体区，然后与冷却介质接触，而不是使用模具，从而进行淬火处理的后热处理方法，经过淬火处理后获得的马氏体组织具有强度高但韧性低的问题。为了提高这种低韧性值，普遍使用淬火处理之后进行回火热处理的方法。

可通过以上的热压成型方法或后热处理方法实现多种强度，2000年初期提出了利用22MnB5或相应的加硼热处理型钢管来制造拉伸强度为1500MPa级的汽车用部件的方法。

所述汽车用部件的制造是首先利用热轧卷或冷轧卷制造电阻焊(Electrcresistance welding，ERW)钢管后切割成适当长度并进行热处理来完成。即，将通过切割(slitting)钢板制造的ERW钢管加热至Ac3以上的奥氏体区而实现熔体化，并连续提取并利用具备冷却装置的压床进行热成型的同时进行模具冷却(die quenching(模压淬火))来制造。根据情况，也可在热成型后从模具提取并用冷却介质进行淬火热处理来制造。

作为其他方法，在冷状态下，将钢板成型为接近部件的形状后，同样地加热至Ac3以上的奥氏体区而实现熔体化，连续提取并利用冷却介质进行淬火热处理，或者用模具进行热成型而形成最终部件的形状后，与冷却介质接触进行淬火热处理，最终形成马氏体或者马氏体和贝氏体并存的相，从而制造成1500MPa以上的超高强度部件。

同时，为了提高以所述方法进行淬火处理的部件的耐久寿命和韧性，进行回火热处理。

一般而言，回火热处理是在500～600℃范围的温度区实施，回火后的组织从马氏体变为析出渗碳体的铁素体，使得拉伸强度降低，屈服比增加至0.9以上，但与淬火状态相比，均匀延伸率和总延伸率进一步提升。

另外，随着汽车车重的增加，对这些热处理型钢管部件的高等级(grade)的需求也在增加。

作为提高强度的方案，现有的加硼热处理钢中所控制的组成，即，将Mn固定为1.2～1.4％的范围，Cr固定为0.1～0.3％的范围，并进行热处理后，考虑到强度而提高C的含量时，因强度的提高而增加疲劳裂纹的产生和对扩展的敏感度，无法实现所期待的耐久寿命，即，无法满足疲劳寿命也会与强度的提高呈比例地增加的期待。

发明内容

(一)要解决的技术问题

根据本发明的一方面，其目的在于提供一种可制造耐久特性优异的超高强度成型品的热处理钢材。

根据本发明的另一方面，其目的在于提供一种耐久特性优异的超高强度成型品。

根据本发明的另一方面，其目的在于提供一种耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法。

(二)技术方案

根据本发明的一方面，提供一种热处理钢材，以重量％计，包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下(包括0)、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2，

[关系式1]

Mn/Si≥5，

[关系式2]

Mo/P≥15。

所述钢材还可包含选自0.01～0.07％的Nb、0.05～1.0％的Cu及0.05～1.0％的Ni中的一种或两种以上。

所述钢材可具有包含铁素体和珠光体的微细组织或者包含铁素体、珠光体及贝氏体的微细组织。

所述钢材可以是选自热轧钢板、酸洗钢板及冷轧钢板中的一种钢板。

并且，所述钢材可以是钢管。

根据本发明的另一方面，提供一种耐久特性优异的超高强度成型品，以重量％计，包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下(包括0)、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2，微细组织以回火马氏体作为主相，

[关系式1]

Mn/Si≥5，

[关系式2]

Mo/P≥15。

根据本发明的另一方面，提供一种耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法，包括以下步骤：

准备所述钢材；

对所述钢材进行成型，从而获得成型品；以及

对所述成型品进行回火处理。

获得所述成型品的步骤可通过加热钢材后利用模具同时实施热成型和冷却来实施。

获得所述成型品的步骤可通过加热钢材后进行热成型后利用冷却介质进行冷却来实施。

获得所述成型品的步骤可通过对钢材进行冷成型后以奥氏体区温度加热并保持，然后利用冷却介质进行冷却来实施。

另外，所述的技术方案并未列出本发明的所有特征。参照以下具体的实施方式即可更详细地理解本发明的多种特征和基于此的优点和效果。

(三)有益效果

根据本发明，能够提供一种可制造耐久特性优异的超高强度成型品的热处理钢材和利用该钢材的耐久特性优异的超高强度成型品，因此，有助于用于汽车底盘或车体的热处理型部件的轻量化和耐久寿命的提高。

最佳实施方式

下面对本发明进行详细说明。

一般而言，1500MPa级热处理型钢材的化学组成利用与22MnB5相应的成分钢，为了获得其以上的热处理强度，可提高碳含量，使用如25MnB5、34MnB5等加硼热处理钢材。

所述加硼热处理钢材含有0.2～0.4％的Si、1.2～1.4％的Mn、0.01～0.02％的P、小于0.005％的S。

但是，就使用所述加硼热处理钢材制造的超高强度成型品而言，随着强度的增加，如P、S等杂质的偏析影响随之增大，若通过回火热处理获得的组织未被优化，则存在耐久特性降低的缺点。

因此，本发明人为了改善使用加硼热处理钢材制造的超高强度成型品的耐久特性而进行了研究和实验，根据其结果完成了本发明。

即，本发明中为了获得耐久特性优异的超高强度成型品，适当地控制钢组成和制造条件，尤其，1)尽可能抑制热处理过程中偏析于奥氏体晶界而降低弯曲性或疲劳特性的P的含量，同时控制Mo/P比，2)控制Mn/Si比以抑制在钢管的焊接部形成氧化物，3)推导出能够实现优异的耐久特性的最佳的回火条件。

下面对本发明一方面的成型用钢材进行详细的说明。

本发明一方面的疲劳特性优异的热处理钢材，以重量％计，包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下(包括0)、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2。

[关系式1]

Mn/Si≥5

[关系式2]

Mo/P≥15

首先，对本发明钢材的化学成分的限定理由进行说明。

C：0.22～0.42％

所述C是在成型用钢板中提高淬透性并决定模具冷却或淬火热处理后的强度的最重要的元素。C含量小于0.22％时，可能难以确保1500Mpa以上的强度，C含量超过0.42％时，强度过高，制造热压成型用钢管时，应力集中到焊接部周围，导致产生裂纹的可能性变高，因此，C含量优选限制为0.42％以下。

淬火及回火热处理后，当拉伸强度为1500MPa级时，可以将C的含量限定为0.23～0.27％，拉伸强度为1800MPa级时，可以将C的含量限定为0.33～0.37％，拉伸强度为2000MPa级时，可以将C的含量限定为0.38～0.42％。

Si：0.05～0.3％

相比于提高成型用钢板的淬透性，所述Si是在制造成型用钢管时，与Mn一起决定焊接部的质量的重要元素。随着Si添加量的增加，氧化物残留在焊接部的可能性增大，因此，可能会导致整平或扩管时无法满足性能的情况。Si含量越低越有利，但限制为以杂质存在的最小量0.05％以上，若Si含量超过0.3％，则有可能会导致焊接部的质量不稳定，因此，Si含量的上限值优选限制为0.3％，更优选限制为0.10～0.25％。

Mn：1.0～1.5％,

所述Mn是与C一起提高成型用钢板的淬透性并决定模具冷却或淬火热处理后的强度时仅次于C的重要元素。但是，通过电阻焊法制造成型用钢管时，钢管的焊接质量依赖于Si与Mn的重量比，因此，若Mn的含量降低，则会增加焊接部的熔融体的流动性，虽然易于排除氧化物，但热处理后的强度会降低，因此，Mn含量的下限值限制为1.0％，另一方面，若Mn的含量增加，则有利于强度的提升，但会减少焊接部的熔融体的流动性，使得氧化物残留在焊接部的可能性变高，并降低热处理后的弯曲性，因此，Mn含量的上限值优选限制为1.5％，更优选限制为1.1～1.4％。

关系式1：Mn/Si≥5.0

通过电阻焊法制造成型用钢管时，钢管的焊接质量依赖于Si与Mn的含量比。Si含量变高而使得Mn/Si比小于5时，氧化物未被排除而残留在焊接部的可能性变高，并且，制造钢管后在整平试验时性能会降低，因此，Mn/Si比优选限制为5.0以上。

Al：0.01～0.1％

所述Al是起到脱氧剂作用的元素。

所述Al的添加量小于0.01％时，无法获得充分的脱氧效果，因此，所述Al优选添加0.01％以上。另外，过度添加Al时，则会导致连铸工艺过程中Al与N形成析出物而引起表面缺陷，不仅如此，通过电阻焊法制造钢管时，焊接部中会残留过多的氧化物，因此，Al的含量优选限制为0.1％以下，更优选限制为0.02～0.06％。

P：0.01％以下(包括0)

所述P是作为杂质而不可避免地含有的元素，是成型后对强度几乎不会产生影响的元素。但是，在成型前的熔体化加热工艺或成型后的加热工艺中偏析于奥氏体晶界而降低弯曲性或疲劳特性，因此，本发明中P含量的上限限定为0.01％，优选控制为小于0.008％，更优选控制为小于0.006％。

S：0.005％以下

所述S是钢中的杂质元素，若以与Mn结合而延伸的硫化物存在，则在制造钢管时，在焊接邻接部表面上沿着向内侧形成的金属流容易产生裂纹，或者在钢板状态下，S是降低冷却或淬火热处理后的钢板的韧性的元素，因此，S的含量优选限制为0.005％以下，更优选限制为0.003％以下，进一步优选限制为0.002％以下。

Mo：0.05～0.3％

所述Mo是与Cr一起提高成型用钢板的淬透性且有助于稳定淬火强度的元素。除此之外，在热轧及冷轧时的退火工艺以及成型工艺的加热步骤中，使奥氏体温度区扩大到较低温度一侧，并且，Mo是有效缓和钢中P的偏析的元素。

Mo的含量小于0.05％时，无法期待淬透性的充分提高或奥氏体温度区的扩大，Mo的含量超过0.3％时，有利于强度的提升，但相对于添加量，强度提升效果会降低而不经济，因此，Mo含量的上限值优选限制为0.3％。

Mo/P比≥15.0

在制造成型用钢管后作为部件进行热成型时，在加热工艺或成型后的加热工艺中，所述Mo/P比对奥氏体晶界的P的偏析产生影响。

降低作为杂质的P的含量虽然重要，但添加Mo会起到缓和晶界偏析的效果。

为了获得所述效果，所述Mo/P比优选设定为15.0以上，Mo/P比越高越有利，但可以考虑效果方面和经济方面来确定其上限。

Ti：0.01～0.1％

所述Ti具有在成型工艺的加热过程或成型后的加热工艺中抑制TiN、TiC或TiMoC析出物所引起的奥氏体晶粒生长的效果，另一方面，钢中TiN的析出充分时，Ti可以带来使有助于提高奥氏体组织的淬透性的有效的B含量增加的效果，因此，Ti是模具冷却或淬火热处理后稳定地提高强度的有效元素。

Ti的添加量小于0.01％时，无法期待充分的组织微细化或强度的提高，Ti的含量超过0.1％时，则相对于其添加量，强度提升效果会减少，因此，Ti含量的上限值优选限制为0.1％，更优选限制为0.02～0.06％。

Cr：0.05～0.5％

所述Cr是与Mn、C一起提高成型用钢板的淬透性且有助于增加模具冷却或淬火热处理后的强度的重要元素。

在控制马氏体组织的过程中，Cr对临界冷却速度产生影响，以能够容易地获得马氏体组织，并且，在热压成型工艺中，Cr是有助于降低A3温度的元素。

为了获得所述效果，所述Cr优选添加0.05％以上。另外，若Cr的含量超过0.5％，则会使成型品的组装工艺所要求的淬透性过度增加，从而导致焊接性变差，因此，Cr的含量优选限制为小于0.5％，更优选限制为0.1～0.4％。

B：0.0005～0.005％

所述B是对于增加成型用钢板的淬透性非常有效的元素，即使添加极微量，也会显著有助于提高模具冷却或淬火热处理后的强度。

所述B的添加量小于0.0005％时，无法获得添加效果，因此，所述B的含量优选限制为0.0005％以上。

另外，B的添加量超过0.005％时，添加效果会饱和，因此，B的含量优选限制为0.005％以下，更优选限制为0.001～0.004％。

N：0.01％以下

所述N是不可避免地含有的杂质成分，在连铸工艺中促进AlN等的析出而助长连铸铸片的角裂。另一方面，已知为Ti通过形成TiN等析出物而起到作为扩散氢的吸留源的作用，因此，适当控制析出量时，还能够改善耐氢致延迟断裂特性，因此，N含量的上限优选限制为0.01％，更优选限制为0.07％。

如上述组成的钢中，为改善特性，还可进一步添加选自0.01～0.07％的Nb、0.05～1.0％的Cu及0.05～1.0％的Ni中的一种或两种以上。

Nb：0.01～0.07％

所述Nb是对钢的晶粒微细化有效的元素。

Nb不仅在热轧的加热工艺中抑制奥氏体晶粒的生长，还在热轧步骤中提高未再结晶区温度而显著有助于最终组织的微细化。

这样微细化的组织会使后续工艺的热成型工艺中的晶粒微细化，因此能够有效分散P等杂质。

所述Nb的添加量小于0.01％时，无法获得添加效果，因此，所述Nb的含量优选限制为0.01％以上。

另外，Nb的添加量超过0.07％时，连铸时对板坯裂纹敏感，并且增大热轧钢板或冷轧钢板的材质各向异性，因此，Nb的含量优选限制为0.07％以下，更优选限制为0.02～0.05％。

Cu：0.05～1.0％

所述Cu是有助于提高钢的耐蚀性的元素。并且，在为了成型后增加韧性而进行回火时，过饱和的Cu会析出为ε碳化物而产生时效硬化效果。

Cu的含量小于0.05％时，难以期待添加效果，因此，Cu含量的下限值优选限制为0.05％。

另外，添加过多的Cu时，在钢板制造工艺中会引起表面缺陷，在耐蚀性方面，相对于添加量不经济，因此，Cu含量的上限值优选限制为1.0％，更优选限制为0.2～0.8％。

Ni：0.05～1.0％

所述Ni对成型用钢板的强度和韧性的提高有效且具有增加淬透性的效果，并且，Ni有效降低单独添加Cu时引起的热收缩敏感性。

并且，在热轧及冷轧时的退火工艺以及成型工艺的加热步骤中，Ni具有使奥氏体温度区扩大到低温度一侧的效果，例如，可有效扩大工艺窗口(process window)。

所述Ni的含量小于0.05％时，无法期待添加效果，Ni的含量超过1.0％时，虽然有利于改善淬透性或强度的提升，但相对于添加量，淬透性提高效果会减少而不经济，因此，Ni含量的上限值优选限制为1.0％，更优选限制为0.1～0.5％。

所述钢材在基材状态即热处理之前可以具有包含铁素体和珠光体的微细组织或包含铁素体、珠光体及贝氏体的微细组织。

所述钢材可以是选自热轧钢板、酸洗钢板及冷轧钢板中的一种钢板。

并且，所述钢材可以是钢管。

以下，对利用如上所述的疲劳特性优异的热处理钢材制造成型品的方法进行说明。

本发明另一方面的成型品的制造方法包括以下步骤：准备所述钢材；对所述钢材进行成型，从而获得成型品；以及对所述成型品进行回火处理。

所述钢材可以是选自热轧钢板、酸洗钢板及冷轧钢板中的一种钢板或钢管。

获得所述成型品的步骤可以如下实施。

1)获得所述成型品的步骤可通过加热钢材后利用模具同时实施热成型和冷却来实施。

例如，所述热成型可以是热压成型。

2)并且，获得所述成型品的步骤可通过加热钢材后进行热成型，然后利用冷却介质进行冷却来实施。

例如，所述热成型可以是热压成型。

例如，所述利用冷却介质的冷却可以是水冷或油冷。

对所述钢材，可以以奥氏体区温度加热后提取并进行热成型，然后进行水冷或油冷，或者可以在热成型工艺中温度降低时，再加热并进行水冷或油冷。

3)并且，获得所述成型品的步骤可通过对钢材进行冷成型后以奥氏体区温度加热并保持，然后利用冷却介质进行冷却来实施。

例如，所述冷成型可以是冷压成型。

例如，所述利用冷却介质的冷却可以是水冷或油冷。

对所述钢材进行冷成型后，可以以奥氏体区温度加热已成型的成型品并保持，然后提取并进行水冷或油冷。

所述利用模具同时实施热成型和冷却的方法和热成型后利用冷却介质进行冷却的方法中，例如，可以以850～950℃的温度加热钢材并保持100～1000秒。

所述利用模具同时实施热成型和冷却的方法中，提取如上述加热及保持的钢材，并用准备的模具进行热成型，然后用模具直接冷却，例如，可以以马氏体临界冷却速度～300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下。

另外，所述的热成型后利用冷却介质进行冷却的方法中，提取如上述加热及保持的钢材并进行热成型，然后进行水冷或油冷，例如，可以以马氏体临界冷却速度～300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下。

并且，冷成型后进行热处理的方法中，例如，可以在高频感应加热或批量(batch)热处理炉中，以850～950℃的温度范围加热成型品并保持100秒～1000秒之后，利用适当的冷却介质，以马氏体临界冷却速度～300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下。

所述加热温度低于850℃时，从加热炉中提取钢材并进行热成型的过程中，温度会降低，由此导致从钢材表面开始产生铁素体的相变，使得在整体厚度上未能生成充分的马氏体，从而难以获得所期望的强度。

另外，加热温度超过950℃时，会引起奥氏体晶粒的粗大化，并且，因加热单位能耗的增加导致制造成本的上升，表面脱碳速度加快，从而可能会降低最终热处理后的耐久特性。

因此，所述钢材的加热温度优选设定为850～950℃。

优选地，将所述热成型后的冷却速度设定为能够获得以马氏体作为主相的最终组织，为此，优选设定为大于马氏体临界冷却速度。即，冷却速度的下限优选限制为马氏体临界冷却速度。

另外，冷却速度过快时，强度的增加会饱和，并且，可能需要冷却设备用以增加冷却速度，因此，冷却速度的上限优选限制为300℃/秒。

所述冷却时，在超过200℃的温度结束冷却时，马氏体相变未完成，从而无法获得所期望的马氏体组织，作为其结果，难以获得所期望的强度。

其次，对如上述制造的成型品进行回火处理。

如上述制造的成型品是以马氏体组织作为主相，成型品通过回火热处理而具有韧性，根据回火条件决定成型品的耐久特性。

回火条件中尤其重要的因素是回火温度。

本发明人观察基于回火温度变化的延伸率变化的结果，观察到随着回火温度的增加，延伸率也会随之增加，但从某一时点开始，即使回火温度上升，延伸率也不会随之增加，反而会降低。

本发明人得知，此时，延伸率在显示峰值(peak)的回火温度，即在T_回火(Ttempering)下进行回火热处理时，耐久寿命显著提高，如以下关系式3，该T_回火(Ttempering)温度与碳含量有相关关系。

[关系式3]

T_回火(Ttempering)(℃)＝111*[C]^-0.633

因此，本发明中，在满足以下关系式4的回火温度(T_回火(Ttempering))下，将如上述制造的成型品保持15～60分钟进行回火处理。

[关系式4]

回火温度(℃)＝T_回火(Ttempering)(℃)±30

其中，T_回火(Ttempering)(℃)＝111*[C]^-0.633

如上述对成型品进行回火处理，从而能够获得韧性和耐久特性优异的成型品。

如上述进行回火后，成型品的组织是由回火马氏体单相构成，或者回火马氏体分率为90％以上，余量为包含铁素体、贝氏体及残余奥氏体中的一种或两种以上。

如上述制造的成型品可具有1500MPa以上的拉伸强度。

例如，所述成型品可具有1600MPa以上的拉伸强度。

所述成型品可具有0.7～0.9的屈服比。

一般而言，实施淬火处理而获得的马氏体主相的组织的特征在于，拉伸强度高，但延伸率低，屈服比为0.7以下。另外，在现有的回火处理条件即500～600℃下处理时，屈服强度和拉伸强度显著降低，但延伸率反而会上升，屈服比变为0.9以上。

因此，本发明人通过改变淬火后的回火温度来评价拉伸性质和低周疲劳特性的结果，了解到特殊的现象。

即，随着回火温度的增加，屈服强度会随之增加，但在200～300℃范围达到峰值(peak)后直线下降，拉伸强度则随着回火处理温度的上升持续减少。延伸率，尤其均匀延伸率在回火温度达到250℃以上时急剧下降，但在400℃以上会重新上升。

另外，在微细组织方面，若进行回火热处理，则通过淬火热处理而固溶在马氏体组织中的碳的存在状态会发生变化，当回火温度低时，以ε碳化物存在，但回火温度升高时，这些碳化物会变成渗碳体，这种渗碳体的析出造成屈服强度和拉伸强度的降低现象。

另外，按照不同的回火温度实施变形率控制下的低周疲劳试验(Δε/2＝±0.5％)来评价疲劳寿命的结果，确认了在200～250℃的回火温度区疲劳寿命上升而显示峰值(peak)，若回火温度再上升，则疲劳寿命反而会降低。换句话说，淬火后通过回火热处理而使屈服强度上升，使得屈服比为0.7～0.9范围，同时，延伸率，尤其均匀延伸率没有降低的条件下，出现低周疲劳寿命显著上升的现象。

所述成型品具有优异的低周疲劳寿命。

优选地，所述成型品的低周疲劳寿命为5000循环(cycle)以上，其中，循环数表示施加Δε/2＝±0.5％的变形率的条件下达到断裂的循环数。

以下对制造本发明成型品的初始材料即热处理钢材的方法的优选实施例进行说明。

所述钢材可以是选自热轧钢板、酸洗钢板及冷轧钢板中的一种以上的钢板，对能够优选适用本发明的钢板的制造方法的一例进行说明。

所述热轧钢板可通过如下步骤制造：以1150～1300℃加热具有如上所述的本发明的钢材组成的钢坯；对加热的所述钢坯实施粗轧和热轧来制造钢板；以及在500～700℃的温度范围，对制造的所述钢板进行收卷。

通过在1150～1300℃的温度范围加热所述钢坯，使得钢坯的组织均质，虽然铌、钛等碳氮化析出物部分固溶，但仍会抑制钢坯的晶粒生长，从而防止晶粒过度生长。

优选地，所述热轧是在Ar3以上的温度下实施热精轧。

所述热精轧的温度低于Ar3时，若在奥氏体中的一部分已经相变为铁素体的两相区(铁素体和奥氏体的共存区)实施热轧，则变形阻力会不均匀，导致轧制通板性变差，并且，应力集中到铁素体相时，板断裂的可能性变高。

另外，若热精轧温度过高，则会产生砂型氧化皮等表面缺陷，因此，优选限制为950℃以下。

并且，热轧后，在输出辊道冷却并进行收卷时，为了降低热轧钢板的宽度方向的材质偏差并提高后续的冷轧钢板制造时的轧制通板性，优选地，控制收卷温度以在钢板内不会包含马氏体等低温组织。

所述收卷温度低于500℃时，因形成如马氏体等低温组织而可能会使热轧钢板的强度显著上升，尤其，若向卷板的宽度方向过度冷却，则会增加材质偏差，导致在后续的冷轧工艺中轧制通板性降低，并且难以控制厚度。

相反，所述收卷温度超过700℃时，钢板表面的内部氧化得到助长，通过酸洗工艺去除所述内部氧化物时，可能会形成缝隙而出现缺口，并且，在最终部件中，钢管的整平或扩管性能可能会变差，因此，收卷温度的上限优选限制为700℃。

也可对热轧的所述钢板进行冷轧来制造冷轧钢板并适用。此时，对冷轧不作特别限定，冷轧压下率可在40～70％的范围实施。

所述冷轧钢板的制造方法的一例中，对通过本发明的热轧钢板的制造方法制造的热轧钢板的表面氧化物进行酸洗而去除，然后实施冷轧，并对冷轧的钢板(全硬(fullhard)材料)进行连续退火。

退火工艺中的退火温度可以是750～850℃。

退火温度低于750℃时，再结晶可能会不充分，退火温度超过850℃时，不仅晶粒粗大化，而且退火加热单位能耗也可能会上升。

退火后的过时效处理中，可将过时效区温度控制为400～600℃范围，使得最终组织构成为铁素体基体中包含部分珠光体或贝氏体的组织。

这是为了与热轧钢板一样，使获得的冷轧钢板的强度为800MPa以下的拉伸强度。

另外，本发明的成型品的初始材料之一的钢管的制造方法不受特别限定。

所述钢管可通过利用如上所述的本发明的钢板并通过电阻焊法(ERW)来制造。此时，电阻焊条件不受特别限定。

本发明中，为了缩小钢管的口径或确保中空管的平直度，可进行拉拔工艺。为了降低电阻焊管的焊接部的硬度的同时制造成适合拉拔的组织，作为所述拉拔工艺的预处理，需要在500℃～Ac1温度范围加热钢管后进行空冷。拉拔率是指以百分比(％)表示的相对于初始外径的拉拔后最终状态的外径之差，若拉拔率超过40％，则变形量过多而可能会出现拉拔缺陷，因此，拉拔率优选为10～35％的范围。

具体实施方式

以下，通过实施例更具体地说明本发明。

但是，需要注意的是，以下的实施例仅用于例示本发明而更具体地说明本发明，本发明的权利范围并不限定于此。本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合力推导出的内容所确定。

(实施例1)

利用具有下表1的组成的钢坯进行热轧而获得热轧钢板，之后进行酸洗处理。

所述热轧中，在1200±30℃范围加热钢坯180分钟进行均质化处理，然后进行粗轧和精轧，然后以下表2的收卷温度进行收卷，制造出厚度为4.5mm的热轧钢板。

利用电阻焊，将经过酸洗处理的所述热轧钢板制造成外径为28mm的钢管。

对于直缝电阻焊钢管的焊接部质量，利用整平试验，以焊接线在3点钟方向的方式进行压缩时，根据焊接部是否发生裂纹来进行评价，并将其结果表示在下表2中。下表2中，○表示未发生裂纹，X表示焊接部发生裂纹。

对于通过所述整平试验的条件，重新准备试片(钢板)，并平行于轧制方向的方式制作JIS5号拉伸试片(平行部分宽度为25mm，标距长度(Gauge length)为25mm)和低周疲劳试片(平行部分宽度为12.5mm，标距长度(Gauge length)为25mm)。

将制作的试片在900℃下保持七分钟，然后浸渍于保持20℃的水槽中进行了淬火处理。

对完成淬火的试片，以碳含量组为基准，如下表2在200～330℃的温度下进行一小时的热处理之后，评价了拉伸性质和疲劳特性。对于疲劳寿命，将位移量Δε/2＝±0.5％以三角波形(triangular wave form)形态，在0.2Hz的变形速度条件下进行了评价。

并且，将热轧钢板的拉伸特性表示在下表2中。

下表2中，YS、TS、El分别表示屈服强度、拉伸强度及延伸率，疲劳寿命是用施加Δε/2＝±0.5％的变形率的条件下达到断裂时的循环数来表示。

表1

(所述表1中，B及N含量的单位为ppm。)

表2

如所述表1及2所示，可知回火后的拉伸强度水平主要依赖于碳含量，显示1430～2070Mpa的范围。

可以知道，所述8号试片的C含量低，因此，回火后拉伸强度低至1430Mpa，碳含量为0.4％的10号试片的回火后拉伸强度高达2070Mpa。

另外，可以知道，Si含量高而使得Mn/Si比为5以下的4号、9号、11号及12号试片在钢管整平试验中发生了裂纹，但即使碳含量高，如果满足Mn/Si比，则不会在焊接部发生裂纹。

如上述淬火的状态下进行回火热处理时，获得1500Mpa以上的拉伸强度，可以知道，8号试片的C含量低，从而可以获得1500Mpa以下的拉伸强度。并且，通过所述表1及2可知，回火热处理后，根据Mo/P比，获得不同的低周疲劳寿命结果。即，可以知道，若Mo/P比低，例如，1号及11号试片的疲劳寿命小于5500循环(cycles)而较低，与此相反，Mo/P为15以上时，疲劳寿命超过6000循环(cycle)。

(实施例2)

利用具有下表3的组成的钢坯进行热轧后进行了酸洗处理。

所述热轧中，在1200±20℃范围加热钢坯180分钟以进行均质化处理，然后进行粗轧和精轧，然后以下表4的收卷温度进行收卷，制造出厚度为3.0mm的热轧钢板。

下表3的T_回火(Ttempering)(℃)是通过以下关系式3求得的温度。

[关系式3]

T_回火(Ttempering)(℃)＝111*[C]^-0.633

对如上述经过酸洗处理的热轧钢板进行淬火及回火热处理。

淬火前的加热是在930℃下加热6分钟，淬火是浸渍到保持20℃的水槽中。

回火热处理是在200～500℃的范围进行30～60分钟的热处理进行回火后评价了拉伸特性和疲劳寿命，并将结果表示在下表4中。在此，对拉伸特性和疲劳寿命的评价使用与实施例1相同的方法。

并且，下表4中还表示热轧钢板的拉伸特性。

下表4中，YS、TS、El分别表示屈服强度、拉伸强度及延伸率，疲劳寿命是用施加Δε/2＝±0.5％的变形率的条件下达到断裂的循环数来表示。

表3

(所述表3中，B及N含量的单位为ppm。)

表4

所述表4中，2-0号、5-0号、10-0号是在930℃下加热6分钟后浸渍到保持20℃的水槽中进行淬火处理的，是未进行回火处理的情况，如表4所示，可以知道2-0号、5-0号、10-0号的淬火后屈服比都是0.6左右，疲劳寿命相比于200℃、220℃、240℃、250℃回火温度条件下的结果，显示更低的水平。

另外，如所述表3及4所示，可以知道，在满足以下关系式4的回火温度区进行热处理时，屈服强度高，屈服比为0.7～0.9范围内时，疲劳寿命也优异。

[关系式4]

回火温度(℃)＝T_回火(Ttempering)(℃)±30

其中，T_回火(Ttempering)(℃)＝111*[C]^-0.633

可以知道，以超出所述关系式4的条件进行回火处理时，疲劳寿命会显著减少至5000循环(cycle)以下，尤其，2-3号及2-4号试片中，即使延伸率高，疲劳寿命也显著减少至5000循环(cycle)以下。

Claims (6)

1.一种耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

准备热处理钢材，以重量％计，所述热处理钢材包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下且包括0、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2，

[关系式1]

Mn/Si≥5，

[关系式2]

Mo/P≥15；

对所述钢材进行成型，从而获得成型品；

对所述成型品进行回火处理；以及

所述成型品的回火处理是在250℃以下且满足以下关系式4的回火温度(T_回火)下保持15～60分钟来实施，

其中，获得所述成型品的步骤是通过加热钢材后利用模具同时实施热成型和冷却来实施，所述热成型前的加热工艺中，以850～950℃的温度加热钢材，保持100～1000秒，所述热成型后的冷却工艺中，以马氏体临界冷却速度300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下；或者

获得所述成型品的步骤是通过加热钢材后进行热成型，然后利用冷却介质进行冷却来实施，所述热成型前的加热工艺中，以850～950℃的温度加热钢材，保持100～1000秒，所述热成型后的冷却工艺中，以马氏体临界冷却速度300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下；或者

获得所述成型品的步骤是通过对钢材进行冷成型后以奥氏体区温度加热并保持，然后利用冷却介质进行冷却来实施，所述成型品的加热、保持及冷却是以850～950℃的温度范围加热，保持100秒～1000秒，然后以马氏体临界冷却速度300℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下，

[关系式4]

回火温度(℃)＝T_回火(℃)±30，

其中，T_回火(℃)＝111*[C]^-0.633。

2.根据权利要求1所述的耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法，其特征在于，所述钢材还包含选自0.01～0.07％的Nb、0.05～1.0％的Cu及0.05～1.0％的Ni中的一种或两种以上。

3.根据权利要求1所述的耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法，其特征在于，所述钢材是选自热轧钢板、酸洗钢板及冷轧钢板中的一种钢板。

4.根据权利要求1所述的耐久特性优异的超高强度成型品的制造方法，其特征在于，所述钢材是钢管。

5.一种耐久特性优异的超高强度成型品，以重量％计，包含：C：0.22～0.42％、Si：0.05～0.3％、Mn：1.0～1.5％、Al：0.01～0.1％、P：0.01％以下且包括0、S：0.005％以下、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.05～0.5％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述Mn和Si满足以下关系式1，所述Mo/P满足以下关系式2，所述成型品的微细组织由回火马氏体单相构成，或者回火马氏体的分率为90％以上且余量为包含铁素体、贝氏体及残余奥氏体中的一种或两种以上，所述成型品的低周疲劳寿命为5000循环以上，其中，循环数表示在施加±0.5％的变形率的条件下达到断裂的循环数，具有1500MPa以上的拉伸强度且具有0.7～0.9的屈服比，

[关系式1]

Mn/Si≥5，

[关系式2]

Mo/P≥15。

6.根据权利要求5所述的耐久特性优异的超高强度成型品，其特征在于，所述成型品还包含选自0.01～0.07％的Nb、0.05～1.0％的Cu及0.05～1.0％的Ni中的一种或两种以上。