CN108431279A

CN108431279A - 具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法

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Publication number: CN108431279A
Application number: CN201680074985.XA
Authority: CN
Inventors: 赵悦来; 郑然�; 郑然一; 成焕球; 朴起炫
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2015-12-21
Filing date: 2016-12-21
Publication date: 2018-08-21
Also published as: EP3395994A1; WO2017111456A1; JP2019504201A; KR101797316B1; US20190003004A1; CN116288009A; JP6703111B2; EP3395994A4; KR20170074282A

Abstract

本发明涉及一种具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法。根据本发明的一方面的汽车用部件，以重量比率计，部件的组成可以包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质，并且部件具有微细组织，以面积比率计，微细组织包含：90％以上的回火马氏体、4％以下的残留奥氏体、选自余量铁素体和贝氏体中的一种或者两种全部。

Description

具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法。

背景技术

作为能够同时解决汽车的乘客保护和环境保护两个问题的解决方案，通过提高汽车的刚性来使车辆轻量化的方案受到更多的关注。例如，汽车底盘的平衡杆(stabilizerbar)、管状耦合式扭力梁轴(Turbular Coupled Tortions Beam Axle)等作为支撑车身的重量并且在行驶期间持续地受到疲劳载荷的部件，需要同时确保刚性和耐久性。

以往，为了提高高强度汽车部件用钢板的强度，开发并应用了热压成型法或者后-热处理法等。例如，热压成型法是指对强度约为500～800MPa范围的热轧或者冷轧卷板进行加热至例如Ac3以上的奥氏体温度区域并进行固溶处理后，将其从加热炉提取，并通过设置有冷却装置的压制机进行成型的同时进行模具冷却(淬透)的方法，但是热压成型法也并不一定限制于上述方法。由于在成型的同时进行冷却，因此所获得的部件具有高强度，在某些情况下甚至可以具有1500Mpa以上的强度。后-热处理法为在常温下将热轧或者冷轧卷板成型为部件形状后，将其加热至Ac3以上的奥氏体温度区域以进行固溶后进行快速冷却(淬透)的方法，通过这种方法也能够制造具有高强度的部件。

但是，通过上述的方法制造钢板时，由于在钢板中形成以马氏体为主要组织的微细结构，因此虽然可以具有高强度，但是由于马氏体组织所具有的脆弱性，导致对重复荷重的抵抗性差，换言之，疲劳特性差。尤其，疲劳特性会受到在热处理期间产生的表面脱碳或者在制造部件期间产生的表面划痕等的影响，特别是随着强度的提高，这些因素的影响也会随之增加。

作为解决上述问题的一种方法，曾经开发过一种通过热压成型或者后-热处理法制造部件后实施回火热处理等来改善部件的疲劳特性和韧性的方法。

但是，通过上述的过程实施热处理时，不仅降低部件的强度，而且疲劳特性的改善程度也并不大，达不到期望值。

发明内容

(一)要解决的技术问题

根据本发明的一方面，可以提供一种强度的降低不大的情况下耐久性大幅改善从而具有高强度和优异的疲劳特性的部件。

根据本发明的一方面，可以提供一种具有高强度和优异的耐久性的部件的有利的制造方法。

根据本发明的另一方面，可以提供一种无需为了提高强度而必须添加硼(B)也能够具有高强度和优异的耐久性的部件及其制造方法。

本发明的技术问题不限于上述的内容。对于本发明所属技术领域的技术人员而言，很容易从本发明的整个内容理解本发明的附加的技术问题。

(二)技术方案

根据本发明的一方面的汽车用部件，其特征在于，以重量比率计，所述部件的组成可以包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质，并且所述部件具有微细组织，以面积比率计，所述微细组织可以包含：90％以上的回火马氏体、4％以下的残留奥氏体、其余的选自铁素体和贝氏体中的一种或者两种，ε碳化物作为析出物可以包含在所述回火马氏体内。

根据本发明的另一方面的汽车用部件的制造方法，可以包括以下步骤：准备材料，所述材料，以重量比率计，包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质；对所述材料进行加热至转变为奥氏体的温度；将加热的所述材料在模具中进行成型的同时进行冷却以获得中间产品；及在150～250℃的温度下对所述中间产品进行回火热处理。

根据本发明的另一方面的汽车用部件的制造方法，可以包括以下步骤：准备材料，所述材料，以重量比率计，包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质；对所述材料进行冷成型；对冷成型的所述材料进行加热至转变为奥氏体的温度；对加热的所述材料进行冷却以获得中间产品；及在150～250℃的温度下对所述中间产品进行回火热处理。

(三)有益效果

如上所述，本发明中适当地控制部件的内部组织并且限制形成的析出相的种类，结果能够优化影响部件的耐久性的屈服强度和伸长率，从而能够提供一种保持高强度的同时具有优异的耐久性的部件。

最佳实施方式

下面，对本发明进行详细说明。

为了改善钢材的脆性等而较多地使用回火热处理。回火热处理通常在500～550℃温度下执行，通过所述热处理，固溶在部件的马氏体组织{为了与在后面描述的回火马氏体组织区分开，也称为新的(fresh)马氏体组织。在本发明中，除非有特别地说明，应理解为马氏体组织表示新的马氏体组织}内的碳被析出为渗碳体，降低马氏体组织的脆性。

但是，在这种情况下，部件的抗张强度显著降低而难以充分实现高强度。根据本发明人的研究结果，抗张强度为1500MPa级的钢材的抗张强度根据情况会降低至约400MPa，另外，抗张强度为2200Mpa级的钢材的抗张强度根据情况会降低至约900Mpa。

本发明人对此进行深入研究，结果确认在优化部件的组成、组织以及析出物的种类时，能够同时确保高强度和优异的疲劳特性，由此完成了本发明。

(部件的组成)

首先，对本发明的部件的组成进行详细说明。应留意的是，本发明中除非另外定义各元素的含量，否则含量表示重量％。

本发明的部件，以重量％计，可以包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、S：0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质。

C：0.20～0.50％

所述C是用于提高热压成型钢板的淬透性，并且在模具冷却或者后-热处理时提高强度的重要元素。为了在用于提高疲劳强度的回火处理后获得1500MPa以上的强度，所述C的含量可以是0.20％以上。但是，当所述C的含量超过0.50％时，在热轧卷板制造步骤中卷板的宽度方向和长度方向的材质偏差增加而难以确保冷成型性，并且在淬透热处理之后强度过高而对氢致延迟断裂敏感。不仅如此，在钢板制造过程或者经过热处理的部件制造步骤中进行焊接时，应力集中在焊接部周围而可能引起破坏，因此将C含量的上限设定为0.45％。

Si：0.5％以下

所述Si是决定焊接部的质量或者表面质量的重要元素。随着Si的添加量增加，氧化物残留在焊接部的可能性变高，从而在进行扁平(成型后通过对钢管施压来评价焊接部的性能的试验)或者扩管时可能无法满足性能。并且，Si含量增加时，Si富集在钢板表面而可能在钢板表面产生氧化皮缺陷。因此，在本发明中需要严格控制Si含量，基于上述理由，在本发明中需要将Si含量控制在0.5％以下。更加严格地，将Si含量优选控制在小于0.5％。在本发明中Si是越少添加越有利的杂质元素，因此Si含量的下限需要特别限制。但是，考虑到生产工艺的负荷，可以将Si含量设定为0.005％以上。

Mn：1.0～2.0％

所述Mn是与C一起提高热压成型用钢板的淬透性，并且决定模具冷却或者后-热处理后的强度的重要元素。同时，所述Mn具有在热压成型或者后-热处理时，在加热后开始快速冷却(淬透)之前的空冷期间，延迟因钢板的表面温度降低而导致的铁素体的生成的效果。基于上述理由，Mn含量的下限值可以设定为1.0％。相反，当Mn含量增加时，虽然有利于提高强度或者延迟转变，但是会降低经过热处理的部件的弯曲性，因此将Mn含量的上限值设定为2.0％。

Al：0.01～0.1％

所述Al是用作脱氧剂的代表性元素，为了执行这种作用而通常可以包括0.01％以上。但是，Al含量过高时，不仅在连铸工艺期间与N反应而析出氮化铝(AlN)，引发表面缺陷或者角裂，而且在制造直缝电阻焊(ERW)钢管时，在焊接部残留过多的氧化物，因此可以将Al含量限制在0.1％以下。

P：0.01％以下

所述P作为一种杂质，是不可避免地含有的成分，所述P是对热压成型或者后-热处理后的部件的强度的提高几乎没有帮助的元素。并且，在用于奥氏体固溶处理的加热步骤中偏析到晶界时，使冲击能量或者疲劳特性变差，因此在本发明中将P含量限制在0.01％以下。在本发明的一个具体实施例中也可以将P含量限制在0.007％以下。如上所述，在本发明中P是越少添加越有利的元素，因此可以将P含量的下限值设定为0％。

S：0.003％以下

所述S作为钢中的杂质元素，可以与Mn结合以形成延伸的硫化物，这种情况下，S是使模具冷却(热压成型)或者后-热处理后获得的部件的韧性变差的元素，因此S含量优选为0.003％以下。在本发明的一个具体实施例中，可以将S含量限制在0.002％以下。

Ti：0.01～0.1％

所述Ti具有通过形成氮化钛(TiN)、碳化钛(TiC)或者TiMoC析出物，在热压成型或者后-热处理工艺的加热期间抑制奥氏体晶粒的生长的效果。并且，当所述Ti与钢中存在的B与N反应以形成氮化硼(BN)时，固溶的有效B含量减少而导致淬透性降低，然而如果添加Ti则可以与N反应以形成TiN而耗尽N，从而具有增加有效B含量的效果。结果，有助于稳定地提高热压成型或者后-热处理工艺后的强度。因此，可以包含0.01％以上的Ti。当Ti添加至0.1％时可以充分获得所述效果，当Ti含量超过0.1％时强度提高效果等并不明显，因此根据本发明的一个具体实施例，可以将所述Ti含量限制在0.1％以下。

Cr：0.05～0.5％

所述Cr是有助于提高热压成型用钢板的淬透性，并且增加热压成型或者后-热处理后的强度的重要元素。并且，所述Cr是对临界冷却速度产生影响以在快速冷却期间容易获得马氏体组织，并且在热压成型工艺中有助于降低A3温度的元素。当A3温度降低时可以延迟铁素体转变。基于上述理由，在本发明中添加0.05％以下的Cr。但是当Cr含量过高时焊接性下降，因此根据本发明的一个具体实施例，可以将所示Cr含量限制在为0.5％以下。

Mo：0.05～0.3％

所述Mo是有助于提高热压成型用钢板的淬透性，并且有助于淬透强度稳定化的元素。不仅如此，所述Mo是在热轧和冷轧时的退火工艺和热压成型或者后-热处理时的加热步骤中，将奥氏体温度区域扩大到较低的温度侧，有效缓和钢中的P偏析的元素，因此在本发明中添加0.05％以上的Mo。但是，当Mo含量过高时，虽然有利于强度的提高，但是强度的提高效果相对于添加量减少而经济性差，因此在本发明的一个具体实施例中可以将Mo含量的上限值限制在0.3％。

N：0.01％以下

所述N作为一种杂质，是不可避免地含有的成分。所述N在连铸工艺期间导致AlN等的析出，从而助长表面缺陷或者连铸钢坯的角裂等。并且，N与Ti反应以形成TiN析出物，所述析出物起到扩散氢的吸留源的作用，因此需要使N含量最小化。基于上述理由，在本发明中可以将N含量限制在0.01％以下。

此外，为了提高本发明的部件的淬透性，可以进一步添加以下限制的范围的B。但是，如后面描述，本发明的部件可以将组织和析出物控制在适当的范围，从而添加B不是必须的，但是添加B时具有能够更稳定地确保强度的优点。

B：0.0005～0.005％

所述B是非常有利于增加热压成型用钢板的淬透性的元素。尤其，即使添加极少的量，也能够大大有助于热压成型的模具冷却或者后-热处理时的强度的增加，因此除了上述的本发明的部件的组成之外，还可以进一步包含B。但是，随着添加量的增加，淬透性的增加效果相对于添加量减缓，并且可以助长连铸钢坯的角落部缺陷的产生。考虑到这种问题，在本发明中可以将所述B含量设定为0.0005～0.005％。

并且，本发明的部件中可以进一步包含以下的含量范围的选自钢板的铜(Cu)和镍(Ni)中的一种或者两种元素。

Cu：0.05～0.5％

所述Cu是有助于提高钢的耐蚀性的元素。并且，Cu在进行退火(tempering)处理以增加热压成型或者后-热处理后的韧性时，过饱和的铜析出为ε碳化物，起到时效硬化效果。基于上述理由，在本发明中优选添加0.05％以上含量的Cu。当Cu含量过高时，在钢板制造工艺中引发表面缺陷，在耐蚀性方面，相对于添加量经济性差，因此将Cu含量上限值设定为0.5％。

Ni：0.05～0.5％

所述Ni有利于提高耐蚀性。并且，Ni不仅有效地提高热压成型或者后-热处理之后的部件的强度和韧性，而且还有助于提高淬透性，并且有效地降低由于添加Cu导致的高温收缩(hot shortening)敏感性。并且，在热轧和冷轧时的退火工艺以及热压成型工艺的加热步骤中，具有将奥氏体温度区域扩大到较低的温度侧的效果，因此有效地扩大工艺的可变性。因此，在本发明的一个具体实施例中，可以添加0.05％以上的所述Ni。但是，当Ni含量过高时，不仅难以期待更高的效果，而且经济性差，因此在本发明的一个具体实施例中可以将所述Ni含量限制在0.5％以下。

此外，本发明的部件可以进一步包含选自铌(Nb)和钒(V)中的一种或者两种元素。

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，而且在热轧步骤中使未再结晶温度上升，从而大大有助于最终组织的微细化。这种被微细化的组织在后续的热压成型或者后-热处理工艺中导致晶粒微细化，从而有效地分散如P等的杂质。因此，在本发明的一个具体实施例中，可以添加0.01％以上的Nb。但是，当Nb添加量为0.07％以上时，在连铸时对钢坯龟裂变得敏感，并且增大热轧或者冷轧钢板的材质各向异性而不优选，因此可以将Nb含量的上限设定为0.07％。

V：0.05～0.3％

所述V是对钢的晶粒微细化和防止氢致延迟断裂有效的元素。即，不仅在热轧的加热工艺中抑制奥氏体晶粒的生长，而且在热轧步骤中使未再结晶区域的温度上升，从而有助于最终组织的微细化。如此被微细化的组织在后工艺的热成型工艺中导致晶粒微细化，从而有效地分散如P等的杂质。并且，当在被淬透的热处理组织内以析出物存在时，钢中的氢被捕获(trap)从而能够抑制氢致延迟断裂。因此，在本发明的一个具体实施例中，可以添加0.05％以上的所述V。当V添加量为0.3％以上时，连铸时对钢坯的龟裂变得敏感，因此可以将V含量限制在0.3％以下。

除上述的添加成分以外，其余为实际上是Fe。但是，应留意的是，并不意味着排除在钢板制造期间不可避免地包含的杂质。对于本发明所属技术领域的技术人员而言，应很容易理解不可避免的杂质的种类和含量范围。

不仅如此，本发明的发明人为了提高汽车用部件的耐久性而分析了多种因素，结果知道在奥氏体固溶步骤(热压成型或者后-热处理的加热步骤)中抑制晶界偏析很重要。即，如上所述，在本发明中钢材中会不可避免地包含P，所述P在奥氏体固溶步骤中析出到晶界而助长晶界破坏，因此需要尽可能地抑制P偏析到晶界。根据本发明人的研究结果，包含在钢材中的Mo对于抑制P的晶界偏析特别有效，为了获得这种效果，优选的是添加的所述Mo满足Mo/P>10的关系{其中，Mo、P分别表示相应元素的含量(重量％)}。因此，根据本发明的一个具体实施例，可以规定为Mo/P>10。

(控制部件的微细组织和析出物)

并且，本发明的发明人发现了为了确保部件的耐久性需要同时确保疲劳特性和伸长率。即，本发明人对制造汽车用热处理部件后在耐久试验时施加的疲劳应力特性进行了深入的研究，结果知道在施加大于或等于屈服强度的重复应力的条件下，伸长率对耐久性产生大的影响，相反，在施加小于屈服强度的重复应力的条件下，屈服强度支配耐久性。因此，在本发明中，需要适当地控制屈服强度和伸长率，为此，不仅需要适当地控制微细组织，而且需要特别地控制形成在部件中的析出物的种类。

部件的微细组织

本发明的部件除具有上述的组成以外，还可以主要包括回火马氏体，并且可以具有其他少量的贝氏体和铁素体的微细组织。下面，对本发明的钢材的组织进行说明。各组织的比率是指面积比率。

回火马氏体：90％以上

本发明中，作为主要的微细组织可以包括回火马氏体，而不是马氏体。所述回火马氏体有利于提高钢材的伸长率，从而提高耐久性。为了获得这种效果，以面积比率计，可以包括90％以上的回火马氏体(表示包括100％)。

残留奥氏体：4％以下

马氏体是从奥氏体转变的，优选地，奥氏体尽可能全部转变为马氏体，因此残留奥氏体的量多是不优选的。因此，在本发明中将残留奥氏体的比率限制在4％以下，在一个具体实施例中可以将残留奥氏体的比率限制在2％以下。

除上述组织以外的其余组织是选自铁素体和贝氏体中的一种或者两种，还可以包括其他杂质组织。其中，以面积比率计，可以包括小于5％的铁素体。以下，对各组织进行简要说明。

铁素体：小于5％

在本发明中，部件中的铁素体的比率小于5％。铁素体组织存在降低部件的强度等问题，因此需要将铁素体的比率控制在小于5％。

除贝氏体以外的其他杂质组织

除上述组织以外还可以包括贝氏体或者其他的杂质组织。这些杂质组织有可能使部件的强度变差，因此优选限制这些杂质组织的含量，更加具体地，可以与所述铁素体、残留奥氏体加在一起控制在10％以下。

满足上述条件的本发明的部件作为超高强度部件，可以具有抗张强度为1500Mpa以上的超高强度。本发明的部件强度越高越有利，因此不需要特别地限制强度上限，但是根据一个具体实施例，可以具有1500～2200MPa左右的强度。

析出物条件

在本发明中，ε碳化物作为主要析出物析出到回火马氏体内。在应用通常的高温回火的情况下，主要析出碳化铁系(Fe3C)析出物，另一方面，在本发明中，ε碳化物以回火马氏体内的全部析出物的面积的80％以上的面积比率析出到回火马氏体内。当碳化铁系析出物析出时，不仅降低钢材的抗张强度和屈服强度，而且进一步降低抗张强度的减幅，从而最终不仅导致强度低，而且还导致疲劳特性等耐久性降低的问题，但是如本发明，当形成ε碳化物析出物时，能够使抗张强度的降低程度最小化同时增加屈服强度，因此有效确保耐久性。根据本发明的一个具体实施例，以数量比率计，所述ε碳化物可以占全部析出物的70％以上。

(部件的屈服比)

根据本发明的部件的屈服比可以是0.7～0.85。即，当屈服比低时屈服强度不足而不利于改善疲劳特性，因此部件的屈服比优选为0.72以上。但是，当屈服比变高时，具有本发明的条件的部件的抗张强度的减幅变大而呈现屈服比变高的现象，而不是因屈服强度增加而屈服比变高，因此优选将屈服比控制在0.82以下。

(部件的制造方法)

以下，对本发明的部件的制造方法进行说明。

本发明的部件可以通过热压成型或者成型后的后-热处理来制造。本发明的部件的制造方法并不一定限定于此，但是根据一个具体实施例的方法如下。

本发明的部件制造方法可以使用如下方法：对具有上述组成的钢板或者钢管等材料进行加热，然后在模具中对经过加热的所述材料同时进行成型和冷却(淬透)，或者先对材料进行冷成型之后进行加热，然后再进行冷却(淬透)。此时，可以对各方法中的加热条件和冷却条件进行如下的限制。

加热温度：850～960℃

为了使部件的最终组织获得90％以上的回火马氏体，需要加热至材料完全转变为奥氏体的温度。基于上述理由，在本发明的一个具体实施例中，所述加热温度可以是850℃以上。但是，当加热温度过高时，奥氏体晶粒粗大化而最终导致部件的晶粒粗大化，有可能导致P等的偏析过多，因此加热温度可以是960℃以下。

在加热温度下的保持时间：100～1000秒

为了在所述加热温度下充分地转变为奥氏体，需要优选保持至少100秒以上。但是，如果保持时间过长，则不仅有可能晶粒粗大化，而且加热所需的能源成本增加，因此根据本发明的一个具体实施例，可以将所述保持时间设定为1000秒以下。

冷却速度：马氏体临界冷却速度以上

需要通过冷却形成马氏体组织(新的马氏体组织)，因此需要所述冷却速度至少为生成马氏体的临界冷却速度以上。所述临界冷却速度受部件组成的影响，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，通过简单的试验很容易得到具有特定组成的部件的所述临界冷却速度。冷却速度越快，越有利于马氏体组织的形成，因此，不需要特别地限定冷却速度的上限。但是，即使继续增加冷却速度，强度增加效果也不大，而且考虑到冷却设备的冷却能力等现实冷却速度，可以将所述冷却速度设定为300℃/秒以下。

停止冷却温度：100℃以下

为了能够充分地转变为马氏体，优选将所述停止冷却温度设定为100℃以下。虽然不需要特别地设定停止冷却温度的下限，但是可以设定为所使用的制冷剂的温度或者常温。

通过上述的冷却过程获得的部件，以面积比率计，可以具有包含90％以上的马氏体、小于5％的铁素体以及4％以下的残留奥氏体的微细组织。但是，这种微细组织并不是最终部件的微细组织，而是中间产品的微细组织，在本发明中对中间产品进行追加的回火处理，从而能够提供兼具强度和耐久性的部件。

回火处理：在150～250℃下保持10分钟以上

在本发明中，将回火热处理温度限制在250℃以下。其理由是，在进行回火处理时固溶在马氏体内的碳析出并形成碳化物，当回火处理温度高时形成如渗碳体等的碳化物或者索氏体组织，从而不仅同时降低屈服强度和抗张强度，而且在其中大幅降低抗张强度，因此无法获得具有高强度和优异的耐久性的部件。在本发明中，通过将回火处理温度限制在250℃以下，能够形成ε碳化物系析出物，从而能够使抗张强度的降低最小化的同时，获得高屈服强度和伸长率，因此能够确保优异的耐久性。但是，为了获得这种回火处理效果，所述回火处理温度可以是150℃以上。

此时，为了获得充分的回火效果，所述回火处理时间可以是10分钟以上。回火处理时间的上限不需要特别地设定。但是，即使回火处理时间变长，不仅难以期待更高的效果，而且能源成本上升，因此所述回火处理时间可以设定为60分钟以下。

(材料的制造方法)

下面，对通过热压成型或者后-热处理过程加工成部件的材料的一种例示性制造方法进行说明。本发明的材料可以通过热轧或者热轧后的追加的冷轧过程来制造，并且各过程如下。但是，应留意的是，下面描述的钢板的制造方法仅仅是例示性的，钢板的制造方法并不一定限定于此。

热轧

以1150～1300℃加热钢坯的步骤

需要以1150～1300℃的温度范围加热具有上述的组成的钢坯。即，为了熔化钢坯中的偏析以使组成均匀化，并且使钢坯对轧制具有适当的加工性，所述加热温度优选为1150℃以上。但是，当钢坯的加热温度过高时，能源成本上升，晶粒粗大化，并且可能存在钢坯表面产生熔化或产生过多氧化皮，因此所述钢坯的加热温度可以限制在1300℃以下。

在Ar3以上的温度下进行热精轧的步骤

在形成铁素体的区域进行热轧时，变形阻力变得不均匀而轧制通板性变差，并且应力集中在铁素体上时，发生板断裂的可能性变高，因此需要在不形成铁素体相的Ar3以上的温度下进行热精轧。但是，温度过高时，可能会产生沙粒状氧化皮等表面缺陷，因此在一个具体实施例中可以将所述热精轧温度限制在950℃以下。

在600～700℃下进行收卷的步骤

热轧后可以在输出辊道(runout table)上进行冷却并收卷。此时，为了减少热轧钢板的宽度方向的材质偏差，并提高后续的冷轧钢板的轧制通板性，优选控制收卷温度，以使钢板中不包括如马氏体等的低温组织。即，为了制造本发明的钢板，优选在600～700℃温度下进行收卷。当所述收卷温度小于600℃时，热轧卷板的边缘部形成如马氏体等的低温组织，从而存在热轧钢板的强度显著提高的问题。尤其，在卷板的宽度方向上过冷时，材质偏差增加而在后续的冷轧工艺中轧制通板性下降，并且难以控制厚度。另外，在本发明的部分具体实施例中，由于所包含的作为强化元素的C超过0.45％，所获得的热处理前的钢板的强度过高而难以进行冷成型时，可以通过将所述收卷温度设定为630℃，将钢板的强度控制在800MPa以下。另一方面，当收卷温度超过700℃时，钢板表面上助长内部氧化，当通过酸洗工艺去除所述内部氧化物时，由于形成间隙，从而在最终部件中使钢管的偏平性能变差，因此规定收卷温度的上限值。

所述钢板可以直接使用于热压成型或者后-热处理，但是也可以将钢板切割成适当的大小以制造ERW钢管，并将所述ERW钢管使用于热压成型或者后-热处理。

如上所述，在本发明中，可以将热轧钢板或者钢管等材料直接投入到热压成型或者后-热处理中。但是，根据情况，可以将所述热轧钢板进行追加的冷轧之后使用，因此，下面对追加的工艺进行详细说明。

在本发明中，首先对通过热轧来制造的热轧钢板的表面进行酸洗处理以去除后实施冷轧，并对经过冷轧的所述钢板(全硬材料)进行退火处理和过时效处理以获得冷轧钢板。此时，退火工艺中退火温度的范围为750～850℃。当退火温度小于750℃时，可能再结晶不充分，当退火温度超过850℃时，不仅晶粒粗大化，而且退火加热单位耗能上升，因此需要限制。接着在将过时效带的过时效温度的范围控制在400～600℃，使得最终组织中在铁素体基体中包括珠光体或者贝氏体的组织。这是为了与热轧钢板相同地，使冷轧钢板的强度获得800MPa以下的抗张强度。

所述钢板可以直接使用于热压成型或者后-热处理，但是也可以将钢板切割为适当的大小以制造ERW钢管，并将所述ERW钢管使用于热压成型或者后-热处理。

具体实施方式

下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，应留意的是，以下实施例只是为了更加详细地说明本发明而例示的，并不是为了限定本发明的权利范围。本发明的权利范围由权利要求书记载的内容和由此合理推导的内容来确定。

(实施例)

实施例1

利用具有表1中所示的组成的钢坯进行热轧。在表1中标注*的成分以ppm为单位进行表示，其余成分以重量％为单位进行表示(在其他表中也相同)。

[表1]

在进行热轧时，对具有上述的组成的钢坯在1200±20℃的范围下进行加热180分钟，以进行同质化处理，之后，经过粗轧之后，接着以880±20℃的范围为目标结束热轧，然后以650±15℃的温度进行收卷，从而制造厚度为3.0mm的热轧钢板。对所述热轧钢板进行酸洗后，在930±10℃温度下加热6分钟(360秒)，然后以高于马氏体临界冷却速度的60～80℃/秒的冷却速度浸渍到保持20～30℃的冷却水槽中，进行快速冷却至30℃以下，然后以表2中所记载的温度进行30分钟的回火热处理，从而制造部件。为了制造部件包括在高温下成型或者在加热前冷成型的步骤，但是成型过程对部件的物理性质的变化不会产生特别的影响，因此，一般情况下，对省略通常的成型过程后模仿热压成型或者后-热处理过程而获得的部件的物理性质进行试验。对获得的部件进行抗张试验和低周疲劳寿命的评价。对于抗张试验，利用JIS5试片来进行，对于低周试验，制造平行部长度为15±0.01mm、平行部宽度为12.5±0.01mm的试片，并且以R＝-1、△/2＝±0.5％的变形率控制条件来进行。并且将上述试验结果表示在表2中。在表2中，YS表示屈服强度、TS表示抗张强度、EL表示伸长率(elongation)、U-EL表示均匀伸长率、T-El表示总伸长率。例如，在表2中1-2表示发明钢1的第二个实施例。并且，在表2中表示品种的PO表示将已进行热轧和酸洗的钢板作为对象。

[表2]

从表2可知，在进行淬透后回火温度上升时，抗张强度连续地下降，屈服强度在淬透之后上升，在回火温度为250℃左右的附近达到最大值后与抗张强度一样连续地下降。均匀伸长率在220℃附近达到最大值后急剧下降，并在330℃达到最小值后重新缓慢地增加。对于这样的抗张性质的变化，比较屈服强度×均匀伸长率的均衡度，可知以250℃为界线呈现出急剧下降的情况，这种结果与低周疲劳寿命的变化几乎一致。另一方面，比较在150℃回火状态下的疲劳寿命和淬透状态下的疲劳寿命，可知150℃回火热处理的情况优于淬透状态。

从以上实施例可知，当进行淬透后回火温度超过250℃时，均匀伸长率和总伸长率降低，屈服强度×均匀伸长率的值也降低，这样的变化与低周疲劳寿命一致。因此可知，当淬透后在150～250℃温度范围内实施回火热处理时，与现有的500～550℃回火热处理条件相比，能够获得更加优异的疲劳特性。

在表3中表示对通过各种制造方法获得的部件的组织进行检查的结果。

[表3]

如上所述，发明例和比较例的微细组织均满足本发明的条件。但是，对内部形成的析出物进行检查的结果，可以确认在通过本发明的条件制造的发明例中，以数量比率计，析出物中90％以上为ε碳化物，而在比较例中形成的析出物大部分为渗碳体，因此不满足本发明的析出物条件。这种析出物的差异在屈服强度、抗张强度及伸长率的行为上表示出较大的差异，结果，对低周疲劳寿命也产生影响。

实施例2

利用具有如表4所示的发明钢2和发明钢3的组成的钢坯，进行热轧后进行了酸洗处理。其中，发明钢2相当于回火后1500MPa级的抗张强度，发明钢3相当于回火后2000MPa级的抗张强度。

[表4]

对于发明钢2，在进行热轧时对具有所述组成的钢坯在1200±20℃的范围下进行加热180分钟，以进行同质化处理，之后，经过粗轧之后，接着以890±20℃温度范围为目标结束热轧，然后以表5中所记载的温度进行收卷，从而制造厚度为3.0mm的热轧钢板，并对所述热轧钢板进行酸洗以获得热轧钢板。对于发明钢3，通过与发明钢2相同的过程进行热轧和酸洗后进行冷轧，然后以800±10℃的温度进行退火热处理，并以430±10℃的温度在过时效带进行过时效处理，从而获得了冷轧钢板。对作为热轧钢板的所述发明钢2在930℃下进行加热7分钟，对作为冷轧钢板的所述发明钢3在880℃下进行加热6分钟，然后以高于马氏体临界冷却速度的50℃/秒的冷却速度进行快速冷却至20～30℃，然后以表2中所记载的温度进行30分钟的回火热处理。对于经过热处理的钢板，进行了抗张试验和低周疲劳试验。对于抗张试验，利用JIS5试片来进行，对于低周试验，制造平行部长度为15±0.01mm、平行部宽度为12.5±0.01mm的试片，并且以R＝-1、△ε/2＝±0.5％的变形率控制条件来进行。并且将上述试验结果表示在表5中。在表5中，YS表示屈服强度、TS表示抗张强度、EL表示伸长率(elongation)、U-EL表示均匀伸长率、T-El表示总伸长率。并且，在表5中表示品种的PO表示将已进行热轧和酸洗的钢板作为对象，CR表示进行冷轧和退火的钢板。例如，在表5中2-2表示使用发明钢2进行实验的第二个例子。

从表5可知，在现有的回火温度条件500℃下获得的屈服强度的范围是960～1180MPa、抗张强度是1030～1290MPa、屈服比是0.91，但是当回火温度为250℃时，屈服强度范围是1270～1630MPa、抗张强度范围是1605～1960MPa、屈服比是0.79～0.83。即，淬透状态的屈服强度和抗张强度根据碳含量而具有明显的差异，但是当回火温度上升时，所述差异显著减小，即使碳含量改变，屈服强度和抗张强度差异不大。并且，当回火温度为160℃、220℃时，屈服比分别为0.73、0.81左右，因此被评价为控制在本发明的范围内。

比较发明钢2的回火后的材质，仍然以250℃为界线，屈服强度×均匀伸长率的值和低周疲劳寿命的变化大。与在250℃以上的回火温度330℃(2-3)、550℃(2-4)下进行热处理的情况相比，应用低温回火热处理的2-1、2-2的屈服强度×均匀伸长率的值更加优异，并且低周疲劳寿命也更加优异。

对于发明钢3，也类似地以250℃为界线，屈服强度×均匀伸长率的值和低周疲劳寿命的变化大。与在超过250℃的回火温度的330℃(3-3)、550℃(3-4)下进行热处理的情况相比，应用低温回火热处理的3-1、3-2的屈服强度×平均伸长率的值更加优异，并且低周疲劳寿命也更加优异。

另外，在200～250℃的回火温度区间比较发明钢2和发明钢3的疲劳寿命，碳含量越高屈服强度和抗张强度越高，在该区间的屈服强度×均匀伸长率的值也增加，这样的结果与随着强度的上升低周疲劳特性提高的结果一致。

[表5]

在表6中表示对通过各种制造方法获得的部件的组织进行检查的结果。

[表6]

如上所述，发明例和比较例的微细组织均满足本发明的条件。但是，对内部形成的析出物进行检查的结果，可以确认通过本发明的条件制造的发明例中，以数量比率计，析出物中90％以上为ε碳化物，而比较例中形成的析出物大部分为渗碳体，因此不满足本发明的析出物条件。这种析出物的差异对屈服强度、抗张强度及伸长率的行为上表示出较大的差异，结果，对低周疲劳寿命也产生影响。

实施例3

利用具有表7中所示的组成的钢坯进行热轧后进行了酸洗处理。

[表7]

在进行热轧时，对具有所述组成的钢坯在1200±30℃的范围下进行加热180分钟，以进行同质化处理。之后，经过粗轧之后，接着以870±20℃范围为目标结束热轧，然后以620～690℃的温度进行收卷，从而制造厚度为3.0mm的热轧钢板。对所述热轧钢板进行酸洗以获得最终的热轧钢板。此时，最终厚度为3.0mm。对于表2的比较钢2的CR材料，对所示热轧钢板实施50％的冷轧以制造成1.5mm的厚度后，在790±10℃的温度下进行退火热处理，并在430±10℃下进行过时效热处理，从而获得最终的冷轧钢板。以880～960℃的温度范围对获得的所述热轧钢板或者冷轧钢板进行加热并保持5～7分钟后，以高于马氏体临界冷却速度的60～80℃/秒的冷却速度进行快速冷却至30℃以下。在表8中记载的回火温度下对被快速冷却的所述部件进行一个小时的热处理后，评价抗张性质和疲劳寿命，并将评价结果表示在表8中。对于抗张试验，根据ASTM370制造抗张试片，对于疲劳试验，制造了沙漏型低周疲劳试片，并且以与实施例1或者实施例2相同的方式评价了抗张试验和疲劳寿命。

[表8]

如表8中所示，回火后的强度水平主要依赖于碳量，获得了1444～2212MPa范围的抗张强度。比较钢7由于C含量低而获得了1450MPa左右的回火强度，表示出强度水平不充分的结果。另一方面，发明钢15虽然满足本发明的组成，但是由于C为0.46％而略微高，收卷温度略微低，从而难以成型材料强度超过800MPa的钢管。即，虽然回火强度为2100MPa而比较优异，但是材料状态的强度为920MPa水平而过高，而且宽度方向的材质偏差也大，因此不适合进行用于制造汽车部件的落料或者冷成型后进行淬透处理。如上所述，材料强度超过800MPa级的情况可以在Mn含量过高的比较钢1、包含0.38％的Mo的比较钢5中确认，作为淬透性元素的Mn和Mo成分的上限值是基于这些实施例来确定的。但是，如比较钢6一样当Mn含量过低时，回火热处理后强度为1490MPa左右而导致强度降低的结果。其理由是，当制造钢管或者冷成型后进行淬透时，需要确保成型性，但是通常当抗张强度超过800MPa时，由于伸长率降低而难以进行成型。但是，比较钢8的C含量虽然满足本发明的权利要求中规定的范围，但属于略高的水平，这种情况下在成型时可以利用将收卷温度控制在较高的温度来减少材料的抗张强度的方式。为了确认上述情况，对具有与比较钢8类似的组成且C含量为0.49％而略微高的发明钢16，以690℃的收卷温度制造热轧钢板并进行酸洗，然后分析所获得的钢板的抗张强度的结果为781MPa，表示出适合于冷成型的值。但是，对于进一步提高C含量的包含0.53％的C的比较钢8与发明钢16类似地，即使在690℃下收卷以制造热轧钢板，钢板的抗张强度为851MPa而不适合于成型。因此，可以确认在本发明中适当的C含量为0.50％以下。

另外，在本发明中，进行奥氏体固溶处理时，富集在晶界的P偏析不仅降低疲劳寿命，而且还减少冲击能量。因此，需要将钢中的P含量控制在较低的程度，通过添加Mo降低晶界P富集度也有效，因此需要限制Mo/P比。比较钢3和比较钢4中P含量高，是Mo/P比小于10的情况。并且，比较钢2中Mo添加量低，是Mo/P比同样小于10的情况。将这三种情况与具有类似碳含量的发明钢4、发明钢7、发明钢8及发明钢9～14进行比较，可知屈服强度×均匀伸长率均衡度较低，并且疲劳寿命也处于低水平。

比较钢4、发明钢8、比较钢5、发明钢11是分别对添加Nb、V、Cu、Cu-Ni的组分体系评价抗张性质和疲劳寿命的结果，表示实施低温回火时获得良好的疲劳特性。

Claims

1.一种汽车用部件，以重量比率计，所述部件的组成包含：

0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质，

并且所述部件具有微细组织，以面积比率计，所述微细组织包含：90％以上的回火马氏体、4％以下的残留奥氏体、其余的选自铁素体和贝氏体中的一种或者两种，ε碳化物作为析出物包含在所述回火马氏体内。

2.根据权利要求1所述的汽车用部件，其中，

所述组成以重量比率计，还包含0.0005～0.005％的B。

3.根据权利要求1所述的汽车用部件，其中，

所述组成以重量比率计，还包含选自0.05～0.5％的Cu和0.05～0.5％的Ni中的一种或者两种。

4.根据权利要求1所述的汽车用部件，其中，

所述组成以重量比率计，还包含选自0.01～0.07％的Nb和0.05～0.3％的V中的一种或者两种。

5.根据权利要求1所述的汽车用部件，其中，

所述组成满足Mo/P>10的关系，其中，Mo和P分别表示相应元素的含量(重量％)。

6.根据权利要求1至5中任意一项所述的汽车用部件，其中，

在所述回火马氏体内的全部析出物中，以数量比率计，所述ε碳化物为70％。

7.根据权利要求1至5中任意一项所述的汽车用部件，其中，

所述汽车用部件的强度为1500Mpa以上。

8.根据权利要求1至4中任意一项所述的汽车用部件，其中，

所述汽车用部件的屈服比为0.7～0.85。

9.一种汽车用部件的制造方法，包括以下步骤：

准备材料，所述材料，以重量比率计，包含：0.20～0.50％的C、0.5％以下的Si、1.0～2.0％的Mn、0.01～0.1％的Al、0.010％以下的P、0.003％以下的S、0.01～0.1％的Ti、0.05～0.5％的Cr、0.05～0.3％的Mo、0.01％以下的N、余量Fe及其他不可避免的杂质；

对所述材料进行加热至转变为奥氏体的温度；

将加热的所述材料在模具中进行成型的同时进行冷却以获得中间产品；及

在150～250℃的温度下对所述中间产品进行回火热处理。

10.一种汽车用部件的制造方法，包括以下步骤：

对所述材料进行冷成型；

对冷成型的所述材料进行加热至转变为奥氏体的温度；

对加热的所述材料进行冷却以获得中间产品；及

在150～250℃的温度下对所述中间产品进行回火热处理。

11.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

所述组成以重量比率计，还包含0.0005～0.005％的B。

12.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

13.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

所述组成以重量比率计，还包含选自0.01～0.07的Nb和0.05～0.3％的V中的一种或者两种。

14.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

15.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

所述中间产品具有微细组织，以面积比率计，所述微细组织包含：90％以上的马氏体、4％以下的残留奥氏体、其余的选自铁素体和贝氏体中的一种或者两种。

16.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

转变为奥氏体的所述温度为850～960℃。

17.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

在转变为奥氏体的所述温度下保持的100～1000秒。

18.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

在所述进行冷却以获得中间产品的步骤中的冷却速度为马氏体临界冷却速度。

19.根据权利要求18所述的汽车用部件的制造方法，其中，

在所述进行冷却以获得中间产品的步骤中的停止冷却温度为100℃以下。

20.根据权利要求9或10所述的汽车用部件的制造方法，其中，

所述回火热处理时的保持时间为10分钟以上。