CN109844142B - 耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法 - Google Patents

耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的一个方面涉及一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，所述冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)，在表面上连续地或不连续地形成厚度为1nm～100nm的Si非晶质氧化层。式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2，所述式(1)中各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值。

Description

耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其 制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法。
背景技术
近年来，通过热成型制造的部件已广泛应用于车辆的结构部件中，以通过车辆轻量化提高燃油效率以及通过超高强度化来提高耐撞性，并且对此进行大量的研究。
作为代表性技术可以举出专利文献1中提出的发明。
专利文献1中提出了：将Al-Si镀覆钢板加热至850℃以上之后，通过冲压热成型和快速冷却将部件的组织形成为马氏体，从而能够确保拉伸强度超过1600MPa的超高强度。另外，由于在热处理中通过从母材到镀层的Fe扩散而形成的合金化层和扩散层，因此即使没有喷砂(shot blast)，也能够确保耐蚀性和点焊性。
但是，由于需要形成Al-Si镀层，因此需要额外的镀覆工艺，从而降低经济性和生产性。
另一方面，对于非镀覆材料而言，由于热处理时生成的氧化层，而无法确保点焊性，并且需要用于去除所述氧化层的喷砂(shot blast)工艺，而且难以确保耐蚀性。
因此，需要开发在没有镀覆工艺和喷砂工艺情况下也能够确保优异的耐蚀性和点焊性的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法。
现有技术文献
(专利文献1)美国授权专利第6296805号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面，其目的在于提供一种可以优选适用于需要耐撞性的车辆结构部件或加固材料等中，且在没有镀覆工艺和喷砂工艺的情况下也能够确保优异的耐蚀性和点焊性的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法。
另一方面，本发明所要解决的问题并不局限于上述的内容。本发明所要解决的问题可以通过本说明书的整个内容来理解，并且对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，理解本发明的附加问题没有任何困难。
(二)技术方案
本发明的一个方面涉及一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，所述冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)，在表面上连续地或不连续地形成厚度为1nm～100nm的Si非晶质氧化层。
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
(所述式(1)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值。)
另外，本发明的另一方面涉及一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：以1000～1300℃加热板坯，所述板坯，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)；以Ar3～1000℃的精轧温度，对加热的所述板坯进行热轧，以获得热轧钢板；在超过Ms且750℃以下的温度范围下，收卷所述热轧钢板；对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及对所述冷轧钢板进行连续退火，以满足下述式(2)和式(3)。
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
式(2)：1≤exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr+3*Si)]≤100
式(3)：50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)]≤2.5
(在所述式(1)至式(3)中，各元素符号表示以重量％测量各元素的含量的值，式(2)和式(3)中的DP(I)为所述连续退火时的露点温度(℃)。)
另外，本发明的又一方面涉及一种利用本发明的冷轧钢板制造的热成型部件及其制造方法。
并且，上述的技术方案并没有列出本发明的所有特征。本发明的多种特征和基于该特征的优点和效果可以参照以下具体的实施方式来更详细地理解。
(三)有益效果
根据本发明，可提供在没有用于去除镀覆工艺和制造热成型部件时形成在表面的氧化物的喷砂(shot blast)工艺的情况下，也能够确保优异的耐蚀性和点焊性的热成型用冷轧钢板、热成型部件及其制造方法。另外，可以确保1000MPa以上的拉伸强度。
附图说明
图1是表示根据式(1)值的表面等级的变化的图表。
图2中(a)是表示根据式(2)值的冷轧钢板的Si类非晶质氧化层的厚度变化的图表，(b)是表示根据式(3)值的冷轧钢板的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度变化的图表。
图3中(a)是表示根据式(4)值的热成型部件的Si类非晶质氧化层的厚度变化的图表，(b)是表示根据式(5)值的热成型部件的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度变化的图表。
图4表示冷轧钢板的发明例A2的表层结构。
图5表示冷轧钢板的发明例A2的表层成分分布。
图6表示热成型部件的发明例A2的表层结构。
图7表示热成型部件的发明例A2的表层成分分布。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变更为其他各种方式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为了向所属技术领域的普通技术人员进一步完整地说明本发明而提供的。
本发明人认识到热成型用非镀覆冷轧钢板由于在热处理时所生成的氧化层而无法确保点焊性，需要用于去除所述氧化层的喷砂(shot blast)工艺，而且还难以确保耐蚀性，为了解决所述问题本发明人进行了深入研究。
结果，确认到，在精确控制合金组成和制造条件，尤其是Cr含量、Si含量、露点温度的相关关系，以形成目标厚度的Si类非晶质氧化层，从而在没有镀覆工艺和喷砂工艺的情况下也能够确保优异的耐蚀性和点焊性，并完成了本发明。
下面，对根据本发明的一个方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板进行详细说明。
根据本发明的一个方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)，在表面上连续地或不连续地形成有厚度为1nm～100nm的Si类非晶质氧化层。
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
(所述式(1)中各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值。)
首先，根据本发明的一个方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的合金组成进行详细说明。下面，各元素的含量的单位为重量％。
C：0.1～0.4％
C是用于提高热处理部件的强度的必要元素，因此要适当添加。
当C含量小于0.1％时，难以确保充分的强度，因此优选添加0.1％以上的C。另一方面，当C含量超过0.4％时，在对热轧材料进行冷轧时由于热轧材料的强度过高，导致冷轧性非常差，并且点焊性大幅降低，因此C含量优选为0.4％以下。更优选的上限为0.35％，进一步更优选的上限为0.3％。
Si：0.5～2.0％
Si起到在连续退火线上对冷轧钢板进行退火时浓缩到表面以形成Si类非晶质氧化层的重要作用，而且起到在热成型工艺中抑制(Fe、Mn、Cr)氧化物层的形成以确保部件的点焊性的作用。
当Si含量小于0.5％时，上述效果不充分，因此Si含量的下限优选为0.5％。更优选的下限为0.8％。另一方面，当Si含量超过2.0％时，形成过厚的Si类非晶质氧化层，点焊性反而降低。
Cr：0.5％以上且小于3.0％
Cr不仅可以提高钢板的淬透性，还可以通过与Si适当反应来起到有助于稳定形成表层的Si类非晶质氧化物层的作用。
当Cr含量小于0.5％时，上述效果不充分。另一方面，当Cr含量为3.0％以上时，所述效果饱和，制造成本增加。
所述Cr和Si不仅要满足各元素含量，还需要满足式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2。在图1中可以确认，当式(1)的值小于1.4时，热成型后表面难以确保均匀的表面等级，当式(1)的值超过3.2时，所述效果饱和，制造成本增加，点焊性变差。更优选的式(1)的值的上限为3.0，进一步更优选的上限为2.5。
Mn：0.01～4.0％
Mn不仅可以确保固溶强化效果，而且需要添加该元素以在热成型部件中降低用于确保马氏体的临界冷却速度。
当Mn含量小于0.01％时，上述效果不充分。另一方面，当Mn含量超过4.0％时，在热成型工艺之前钢板的强度上升过高，冲裁操作变得困难，而且由于添加过多的合金铁，导致成本增加以及点焊性变差。更优选的Mn含量的上限为3.0％，进一步更优选的上限为2.0％。
Al：0.001～0.4％
Al可以与Si一同在制造钢时起到脱氧作用以提高钢的清洁度。
当Al含量小于0.001％时，上述效果不充分，当Al含量超过0.4％时，Ac3温度过度升高，需要提高加热温度。更优选的Al含量的上限为0.2％，进一步更优选的上限为0.1％。
P：0.001～0.05％
P为杂质，为了将P含量控制为小于0.001％，需要很高的制造成本，而当P含量超过0.05％时，可能大幅降低热成型部件的焊接性。更优选的P含量的上限为0.03％。
S：0.0001～0.02％
S为杂质，为了将S含量控制为小于0.0001％，需要很高的制造成本，而当S含量超过0.02％时，阻碍部件的延展性、冲击特性及焊接性。更优选的S含量的上限为0.01％。
N：0.001～0.02％
N为杂质，为了将N含量控制为小于0.001％，需要很高的制造成本，而当N含量超过0.02％时，在连铸板坯时易于产生裂纹，而且冲击特性会变差。更优选的N含量的上限为0.01％。
本发明的剩余的成分为铁(Fe)。但是，在传统的制造过程中，会不可避免地从原料或周围环境中掺入意想不到的杂质，因此不能排除杂质。这些杂质对于传统的制造过程的普通技术人员来说是公知的，因此在本说明书中不会具体提及其所有内容。
此时，还可以包含选自下述a)和b)中的一种以上。
a)选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上：0.001～0.4％
Ti、Nb、Zr及V通过形成微细的析出物，有效地提高热处理部件的强度，并且通过晶粒微细化，有效提高残留奥氏体的稳定化以及冲击韧性。当选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上的含量(添加两种以上时表示其含量之和)为0.001％以下时，上述效果可能不充分，当选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上的含量超过0.4％时，所述效果饱和，而且随着添加过量的合金铁，还可能导致成本增加。
b)B：0.0001～0.01％。
B是即使添加少量B也能够提高淬透性，而且偏析在原奥氏体晶界，从而能够抑制由于P及/或S的晶界偏析导致的热成型部件的脆性的元素。
当B含量小于0.0001％时，上述效果不充分，当B含量超过0.01％时，不仅所述效果饱和，而且在热轧时可能导致热脆性。更优选的B含量的上限为0.005％。
另外，还可以包含选自下述c)至e)中的一种以上。
c)选自Mo和W中的一种以上：0.001～1.0％
Mo和W可用于提高淬透性，并通过析出强化效果提高强度，实现晶粒微细化。当选自Mo和W中的一种以上的含量(添加Mo和W时表示其含量之和)小于0.001％时，上述效果不充分，当选自Mo和W中的一种以上的含量超过1.0％时，不仅所述效果饱和，而且增加成本。
d)Cu和Ni含量之和：0.005～2.0％
Cu可以作为形成微细析出物以提高强度的元素来添加。另外，当单独添加Cu时可能导致热脆性，因此根据需要来添加Ni。但是，当Cu和Ni含量之和小于0.005％时，上述效果可能不充分，当Cu和Ni含量之和超过2.0％时，可能导致成本过高。
e)选自Sb和Sn中的一种以上：0.001～1.0％。
所述Sb和Sn具有抑制可在添加Si的钢材的热轧材料表层晶界上生成的氧化物的效果，因此在对冷轧材料进行退火时，可以抑制由表层晶界的脱落引起的凹痕(dent)缺陷。为了获得如上所述的效果，优选地，将选自Sb和Sn中的一种以上添加0.001％以上。
另一方面，当选自Sb和Sn中的一种以上的含量(添加Sb和Sn时表示其含量之和)超过1.0％时，成本过高，而且由于其固溶于板坯晶界中，在热轧时可能引起卷板边缘(edge)的裂纹。
根据本发明的一个方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板不仅需要满足上述合金组成，而且应在表面上连续地或不连续地形成厚度为1～100nm的Si类非晶质氧化层。
Si非晶质氧化层表示由Si与氧结合而生成的氧化物组成的层，即由添加到钢材的Si在退火时浓缩在表层并与炉内的氧结合而生成的具有非晶质结构的氧化物组成的层。Si非晶质氧化层作为耐腐蚀的化合物，具有提高耐蚀性的效果以及抑制(Fe、Mn、Cr)氧化物层的形成的效果。
当Si非晶质氧化层的厚度小于1nm时，在热成型之后难以形成充分的Si非晶质氧化层，因此耐蚀性提高效果微小，反而助长调节(Fe、Mn、Cr)氧化物层的形成，难以确保充分的耐蚀性和优异的点焊性。
另一方面，当Si非晶质氧化层的厚度超过100nm时，虽然在热成型之后可以确保充分的耐蚀性，但是难以确保点焊性。因此Si非晶质氧化层的厚度的上限优选为100nm，更优选的上限为70nm，进一步更优选的上限为50nm。
此时，(Fe、Mn、Cr)氧化物层可以以2.5μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上。
当(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度超过2.5μm时，需要用于去除(Fe、Mn、Cr)氧化物层的喷砂(shot blast)工艺以确保点焊性，并且难以确保耐蚀性。
另外，根据本发明的冷轧钢板的微细组织可以包含铁素体和渗碳体。对所述铁素体和渗碳体的面积分率不作特别限定，例如，可以是50面积％以上。
这是因为在为了将所述冷轧钢板制造成热成型部件而制造原坯(blank)时，如果其强度过高，则模具容易磨损。但是，如果不考虑模具磨损，则可以包含贝氏体、马氏体等，本发明并不排除所述内容。
下面，对根据本发明的另一方面的热成型用冷轧钢板的制造方法进行详细说明。
本发明的另一方面的热成型用冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：以1000～1300℃加热满足上述的合金组成的板坯；以Ar3～1000℃的精轧温度，对加热的所述板坯进行热轧，以获得热轧钢板；在超过Ms且750℃以下的温度范围内，收卷所述热轧钢板；对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及对所述冷轧钢板进行连续退火，以满足下述式(2)和式(3)。
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
式(2)：1≤exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr+3*Si)]≤100
式(3)：50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)]≤2.5
(在所述式(1)至式(3)中，各元素符号表示以重量％测量各元素的含量的值，式(2)和式(3)中的DP(I)为所述连续退火时的露点温度(℃)。)
板坯加热步骤
以1000～1300℃加热满足上述的合金组成的板坯。
当所述加热温度小于1000℃时，难以使板坯组织均质化，当所述加热温度超过1300℃时，可能会形成过多的氧化物并且增加制造成本。
热轧步骤
以Ar3～1000℃的精轧温度，对加热的所述板坯进行热轧，以获得热轧钢板。
当精轧温度小于Ar3温度时，容易形成两相区轧制，并且在表层上产生混粒组织，难以控制热轧钢板的形状。当精轧温度超过1000℃时，热轧钢板的晶粒容易粗大化。
收卷步骤
在超过Ms且750℃以下的温度范围内，收卷所述热轧钢板。
当收卷温度为Ms(马氏体转变开始温度)以下时，由于热轧钢板的强度变得过高，而降低冷轧性。当收卷温度超过750℃时，氧化层的厚度增加，并且引起表层晶界的氧化，因此不仅酸洗性变差，而且在连续退火炉中进行退火时引发表层晶界脱落。
冷轧步骤
对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板。为了更精确地控制钢板的厚度，可以在冷轧前执行酸洗。
此时，对所述冷轧的压下率不作特别限制，但是为了确保预定的目标厚度，可以以30～80％的压下率来执行冷轧。
连续退火步骤
对所述冷轧钢板进行连续退火，以满足下述式(2)和式(3)。下述式(2)和式(3)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值，DP(I)是所述连续退火时的露点温度(℃)。
式(2)：1≤exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr+3*Si)]≤100
式(2)用于通过考虑Si含量、Cr含量及连续退火时露点温度(DP(I))的相关关系来控制冷轧钢板的Si非晶质氧化层的厚度。如图2的(a)所示的冷轧钢板的Si非晶质氧化层的厚度基于式(2)的值而变化的图表，可以确认到，能够根据式(2)的值控制Si非晶质氧化层的厚度。
当所述式(2)的值小于1时，表面上难以确保充分的厚度的Si非晶质氧化层，从而难以抑制(Fe、Mn、Cr)氧化物层的形成，并且在没有额外的镀覆工艺或喷砂(shot blast)工艺的情况下，无法确保优异的点焊性和耐蚀性。
当所述式(2)的值超过100时，Si非晶质氧化层过厚，从而难以确保优异的点焊性。
式(3)：50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)]≤2.5
式(3)是用于通过考虑Si含量、Cr含量及连续退火时露点温度(DP(I))的相关关系来控制冷轧钢板的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度。如图2的(b)所示的冷轧钢板的Si非晶质氧化层的厚度基于式(3)的值而变化的图表，可以确认到，能够根据式(3)的值控制(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度。
当式(3)的值超过2.5时，(Fe、Mn、Cr)氧化物层变厚，不仅会使钢板表面外观变差，而且在热成型之后会使点焊性变差。
此时，所述连续退火可以在700～900℃的温度范围内执行。当退火温度小于700℃时，通过冷轧生成的轧制组织难以恢复以及再结晶，当退火温度超过900℃时，不仅使退火设备劣化，而且在钢板表层形成过多的氧化物，从而在热成型之后会大幅阻碍点焊性。
另外，退火时间可以是1～1000秒。本发明中，由于执行连续退火，而难以大幅度地控制退火时间，因此控制露点温度，当退火时间小于1秒时，难以得到退火效果，当退火时间超过1000秒时，生产性可能降低。
下面，对本发明的又一方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件的制造方法进行详细说明。
本发明的又一方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件的制造方法，包括：热处理步骤，在满足下述式(4)和式(5)的条件下，以1～1000℃/秒的升温速度，将通过上述的根据本发明的冷轧钢板的制造方法来制造的冷轧钢板加热至Ac3～Ac3+150℃的温度范围，然后保持1～1000秒；以及冷却步骤，将加热的所述冷轧钢板热成型之后，以10～1000℃/秒的冷却速度进行冷却，
热处理步骤
进行热处理，在满足下述式(4)和式(5)的条件下，以1～1000℃/秒的升温速度，将通过上述的根据本发明的冷轧钢板的制造方法制造的冷轧钢板加热至Ac3～Ac3+150℃的温度范围，然后保持1～1000秒。
当升温速度小于1℃/秒时，难以充分确保生产性，而且在部件表面过于促进氧化，难以确保充分的点焊性。另一方面，当升温速度超过1000℃/秒时，需要昂贵的设备。
当加热温度小于Ac3或者保持时间小于1秒时，残留没有完全转变为奥氏体的铁素体，而且在将原坯(black)从加热炉输送到模具的途中，还可能进一步生成铁素体，从而难以确保预定的强度。另一方面，当加热温度超过Ac3+150℃或者保持时间超过1000秒时，在部件表面生成过多的氧化物，从而难以确保点焊性。
在所述式(4)和式(5)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值，DP(II)为所述热处理步骤的露点温度(℃)。
式(4)：2≤式(2)*exp[0.07*DP(II)+(0.6*Cr+1.5*Si)]≤2000
式(4)是用于通过考虑Si含量、Cr含量、连续退火时的露点温度(DP(I))及热处理步骤的露点温度(DP(II))的相关关系来控制热成型部件的Si类非晶质氧化层的厚度。如图3的(a)所示的热成型部件的Si类非晶质氧化层的厚度基于式(4)的值而变化的图表，可以确认到，能够根据式(4)的值控制热成型部件的Si类非晶质氧化层的厚度。
当所述式(4)的值小于2时，表面上难以确保充分的厚度的Si类非晶质氧化层，从而无法确保良好的耐蚀性。因此，式(4)的值的优选的下限为2，更优选为3，进一步更优选为4。
另一方面，当所述式(4)的值超过2000时，Si类非晶质氧化层过厚，从而难以确保优异的点焊性。
式(5)：式(3)+50*exp[0.05*DP(II)-(0.4*Cr+2*Si)]≤3
式(5)是用于通过考虑Si含量、Cr含量、连续退火时的露点温度(DP(I))及热处理步骤的露点温度(DP(II))的相关关系来控制热成型部件的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度。如图3的(b)所示的热成型部件的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度基于式(5)的值而变化的图表，可以确认到，能够根据式(5)的值控制热成型部件的(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度。
当式(5)的值超过3时，(Fe、Mn、Cr)氧化物的厚度过厚，不仅使钢板表面外观变差，而且点焊性变差。
热成型和冷却步骤
对加热的所述冷轧钢板进行热成型之后，以10～1000℃/秒的冷却速度冷却。
当所述冷却速度小于10℃/秒时，形成不需要的铁素体，从而难以确保1000MPa以上的拉伸强度。另一方面，将冷却速度控制为超过1000℃/秒时，需要昂贵的专用冷却设备。
此时，所述冷却步骤的冷却停止温度可以是Mf(马氏体转变结束温度)以下。当在超过Mf的温度下停止冷却之后再次冷却至常温时，难以确保热成型部件的形状冻结性。
但是，为了确保热成型部件的更优异的延伸率和冲击特性，还可在Mf(马氏体转变结束温度)与Ms(马氏体转变开始温度)之间停止冷却，然后再次加热至Ac1以下，并对马氏体进行回火，从而使残留奥氏体稳定化。
下面，对本发明的又一方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件进行详细说明。
本发明的又一方面的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件满足上述的合金组成，并且在表面连续地或不连续地形成有厚度为2nm～2000nm的Si非晶质氧化层。
当Si非晶质氧化层的厚度小于2nm时，难以确保充分的耐蚀性。因此，Si非晶质氧化层的厚度的下限优选为2nm，更优选为3nm，进一步更优选为3.5nm。
另一方面，当Si非晶质氧化层的厚度超过2000nm时，虽然可以确保充分的耐蚀性，但是难以确保良好的点焊性。因此，Si非晶质氧化层的厚度的上限优选为2000nm，更优选为1000nm，进一步更优选为500nm。
此时，(Fe、Mn、Cr)氧化物层以3μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上。
当(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度超过3μm时，不仅使钢板表面外观变差，而且需要用于去除(Fe、Mn、Cr)氧化物层的喷砂(shot blast)工艺以确保点焊性，并且难以确保耐蚀性。
另外，为了确保高强度，所述热成型部件可以将马氏体或贝氏体作为主相。其中，主相表示组成微细组织的多种相(phase)中占据最大面积分率的相。对主相的面积分率不作特别限制，例如，可以是50面积％以上。
另一方面，所述热成型部件可以具有1000MPa以上的拉伸强度。通过确保1000MPa以上的高强度，能够有效地应用在需要耐撞性的车辆结构部件或加固材料等中。
另外，所述热成型部件的点焊电流范围可以是1.0kA以上。这是因为，当点焊电流范围为1.0kA时，点焊性变差，并且客户公司通常要求1.0kA以上的点焊电流范围。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，需要注意的是,以下实施例仅是用于例示并详细说明本发明，并不限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容而确定。
(实施例1)
将具有下述表1中表示的成分组成的厚度为40mm的板坯真空溶解，在1200℃的加热炉中加热1小时，然后以900℃的精轧温度进行精轧，以制造最终厚度为3mm的热轧钢板。在600℃下收卷所述热轧钢板。接着，酸洗所述热轧钢板之后，以50％的冷轧压下率执行冷轧。
如下述表2所示，利用如上所述制造的冷轧钢板，在780℃的退火温度和不同的露点温度条件(DP(I))下执行连续退火。在连续退火后测量冷轧钢板表面的Si非晶质氧化层的厚度和(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度，并记载在表2中。另外，计算下述式(1)至式(3)的值，并记载在下述表3中。
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
式(2)：1≤exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr+3*Si)]≤100
式(3)：50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)]≤2.5
(在所述式(1)至式(3)中，各元素符号表示以重量％测量各元素的含量的值，式(2)和式(3)中的DP(I)为所述连续退火时的露点温度(℃)。)
Si非晶质氧化层的厚度和(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度表示利用透射电子显微镜(TEM)和EPMA设备测量三处之后平均的结果值。图4和图5表示发明例A2的代表性表层结构和成分分布。发明例A1～A4满足式(2)和式(3)，然而比较例A5～A6和B1～B5不满足式(2)或式(3)。
利用如上所述制造的冷轧钢板来实施热成型，此时的热处理条件控制为下述表3中记载的露点温度(DP(II))，并在装入预先加热至900℃的加热炉中后保持6分钟，接着空冷12秒之后在模具中热成型，然后以10℃/秒以上的冷却速度快速冷却至常温，由此获得热成型部件。测量或评价所述热成型部件的拉伸强度、表面等级、Si非晶质氧化层的厚度、(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度、耐蚀性及点焊性，并记载在下述表3中。另外，计算下述式(4)和式(5)的值，并记载在下述表3中。
式(4)：2≤式(2)*exp[0.07*DP(II)+(0.6*Cr+1.5*Si)]≤2000
式(5)：式(3)+50*exp[0.05*DP(II)-(0.4*Cr+2*Si)]≤3
(在所述式(4)和式(5)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值，DP(II)为所述热处理步骤的露点温度(℃)。)
拉伸强度是从所述热成型部件采取ASTM E8拉伸试片来进行测量的，Si非晶质氧化层的厚度和(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度表示利用透射电子显微镜(TEM)和EPMA设备来测量三处后平均的结果值。图6和图7中表示了热成型后的代表性的发明例A2-1的表层结构和成分分布。
表面等级是通过肉眼评价没有进行喷砂(shot blast)的表面。即，计算部件的表面由厚氧化层构成而表面颜色显示深灰色的情况和由薄氧化层构成而表面颜色显示黄色或金色的情况的面积率，并进行如下评价。
5等级：灰色表面的面积率超过90％
4等级：灰色表面的面积率超过70％且为90％以下
3等级：灰色表面的面积率超过30％且为70％以下
2等级：灰色表面的面积率超过10％且为30％以下
1等级：灰色表面的面积率为10％以下
耐蚀性是利用盐雾(salt spray)对热成型部件实施63次循环腐蚀试验(Cycliccorrosion test，CCT)之后，以2mm的间距测量三处的腐蚀深度并进行平均取值。当所述腐蚀深度超过1mm时，判断为不良(X)，当所述腐蚀深度为1mm以下时，判断为良好(O)。
点焊性是利用ISO 18278-2方法计算点焊电流范围，当电流范围为1.0kA以上时，判断为良好，当电流范围小于1.0kA时，判断为不良。
[表1]
Figure BDA0002006903410000171
[表2]
Figure BDA0002006903410000172
[表3]
Figure BDA0002006903410000173
Figure BDA0002006903410000181
满足本发明的式(1)值的发明钢A在所有的热成型热处理条件下均示出小于4等级。
另一方面，没有满足Si、Cr及式(1)的值的比较钢B在任何热成型热处理条件下，表面等级均为5等级，表面特性差。各元素含量的范围满足本发明的范围，但是没有满足式(1)的值的比较钢C的表面等级为4等级，表面特性差。
另外，作为发明例A1～A4，可制造确保耐蚀性和点焊性的热成型部件。
另一方面，满足本发明的合金组成，但是没有满足根据本发明的冷轧钢板的条件的比较例A5～A6可以确保耐蚀性，然而无法确保点焊性。
另外，A1-2满足根据本发明的冷轧钢板的条件，但是式(4)的值小于2，从而热成型部件的耐蚀性差。A1-3满足根据本发明的冷轧钢板的条件，但是式(5)的值超过3，从而热成型部件的点焊性差。
(实施例2)
为了进一步确认在本发明的范围内可以确保1000MPa以上的拉伸强度、优异的耐蚀性和点焊性，进行附加实验。
在下述表5的连续退火时的露点温度、下述表6的热处理步骤的露点温度且剩下的制造条件与所述实施例1相同的条件下，处理具有下述表4的组成的厚度为40mm的板坯，以制造冷轧钢板和热成型部件。
测量所述冷轧钢板的表面的Si非晶质氧化层的厚度和(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度，并记载在下述表5中，
测量或评价所述热成型部件的拉伸强度、表面等级、Si非晶质氧化层的厚度、(Fe、Mn、Cr)氧化物层的厚度、耐蚀性和点焊性，并记载在下述表6中。
测量和评价方法与实施例1相同。
[表4]
Figure BDA0002006903410000191
[表5]
Figure BDA0002006903410000192
[表6]
Figure BDA0002006903410000201
在上述表6中可确认，发明例D1-1至K1-1均满足本发明的合金组成和制造条件，从而能够确保优异的耐蚀性和点焊性。
以上参照实施例进行了详细说明，但是，在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改及变形，这对于本技术领域的普通技术人员来说是显而易见的。

Claims (17)

1.一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，所述冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)，在表面上连续地或不连续地形成厚度为1nm～100nm的Si非晶质氧化层，
(Fe、Mn、Cr)氧化物层以2.5μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上，
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
所述式(1)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值。
2.根据权利要求1所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，其特征在于，
所述冷轧钢板，以重量％计，还包含选自下述a)和b)中的一种以上，
a)选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上：0.001～0.4％
b)B：0.0001～0.01％。
3.根据权利要求1所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，其特征在于，
所述冷轧钢板，以重量％计，还包含选自下述c)至e)中的一种以上，
c)选自Mo和W中的一种以上：0.001～1.0％
d)Cu和Ni含量之和：0.005～2.0％
e)选自Sb和Sn中的一种以上：0.001～1.0％。
4.根据权利要求1所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板，其特征在于，
所述冷轧钢板的微细组织包含铁素体和渗碳体。
5.一种耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
以1000～1300℃加热板坯，所述板坯，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)；
以Ar3～1000℃的精轧温度，对加热的所述板坯进行热轧，以获得热轧钢板；
在超过Ms且750℃以下的温度范围内，收卷所述热轧钢板；
对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及
在700～900℃的温度范围内，对所述冷轧钢板进行连续退火1～1000秒，以满足下述式(2)和式(3)，
所述冷轧钢板的表面上连续地或不连续地形成厚度为1nm～100nm的Si非晶质氧化层，(Fe、Mn、Cr)氧化物层以2.5μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上，
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
式(2)：1≤exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr +3*Si)]≤100
式(3)：50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)]≤2.5
在所述式(1)至式(3)中，各元素符号表示以重量％测量各元素的含量的值，式(2)和式(3)中的DP(I)为所述连续退火时的露点温度(℃)。
6.根据权利要求5所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述板坯，以重量％计，还包含选自下述a)和b)中的一种以上，
a)选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上：0.001～0.4％
b)B：0.0001～0.01％。
7.根据权利要求5所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述板坯，以重量％计，还包含选自下述c)至e)中的一种以上，
c)选自Mo和W中的一种以上：0.001～1.0％
d)Cu和Ni含量之和：0.005～2.0％
e)选自Sb和Sn中的一种以上：0.001～1.0％。
8.根据权利要求5所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
以30～80％的压下率来执行所述冷轧。
9.根据权利要求5所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在700～900℃的温度范围内执行所述连续退火。
10.一种耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，所述热成型部件，以重量％计，包含：C：0.1～0.4％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.01～4.0％、Al：0.001～0.4％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.02％、Cr：0.5％以上且小于3.0％、N：0.001～0.02％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述式(1)，在表面上连续地或不连续地形成厚度为2nm～2000nm的Si非晶质氧化层，
(Fe、Mn、Cr)氧化物层以3μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上，
式(1)：1.4≤0.4*Cr+Si≤3.2
所述式(1)中，各元素符号表示以重量％测量各元素的含量的值。
11.根据权利要求10所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，其特征在于，
所述热成型部件，以重量％计，还包含选自下述a)和b)中的一种以上，
a)选自Ti、Nb、Zr及V中的一种以上：0.001～0.4％
b)B：0.0001～0.01％。
12.根据权利要求10所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，其特征在于，
所述热成型部件，以重量％计，还包含选自下述c)至e)中的一种以上，
c)选自Mo和W中的一种以上：0.001～1.0％
d)Cu和Ni含量之和：0.005～2.0％
e)选自Sb和Sn中的一种以上：0.001～1.0％。
13.根据权利要求10所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，其特征在于，
所述热成型部件将马氏体或贝氏体作为主相。
14.根据权利要求10所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，其特征在于，
所述热成型部件具有1000MPa以上的拉伸强度。
15.根据权利要求10所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件，其特征在于，
所述热成型部件的点焊电流范围为1.0kA以上。
16.一种耐蚀性和点焊性优异的热成型部件的制造方法，包括：
热处理步骤，在满足下述式(4)和式(5)的条件下，以1～1000℃/秒的升温速度，将根据权利要求5至9中任一项制造的冷轧钢板加热至Ac3～Ac3+150℃的温度范围，然后保持1～1000秒；以及
冷却步骤，将加热的所述冷轧钢板热成型之后，以10～1000℃/秒的冷却速度进行冷却，
其中，所述冷却步骤的冷却停止温度是Mf(马氏体转变结束温度)以下，
所述热成型部件的表面上连续地或不连续地形成厚度为2nm～2000nm的Si非晶质氧化层，(Fe、Mn、Cr)氧化物层以3μm以下的厚度形成在所述Si非晶质氧化层上，
式(4)：2≤(exp[0.07*DP(I)+(0.6*Cr+3*Si)])*(exp[0.07*DP(II)+(0.6*Cr+1.5*Si)])≤2000
式(5)：(50*exp[0.05*DP(I)-(1.2*Cr+6*Si)])+(50*exp[0.05*DP(II)-(0.4*Cr+2*Si)])≤3
在所述式(4)和式(5)中，各元素符号表示以重量％测量各元素含量的值，DP(I)为所述连续退火步骤的露点温度(℃)，DP(II)为所述热处理步骤的露点温度(℃)。
17.根据权利要求16所述的耐蚀性和点焊性优异的热成型部件的制造方法，其特征在于，
所述冷却步骤的冷却停止温度为Mf(马氏体转变结束温度)～Ms(马氏体转变开始温度)，
还包含冷却后以Ac1以下的温度进行加热以执行回火的步骤。
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