CN104160050A - 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材 - Google Patents

热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材 Download PDF

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Abstract

一种热冲压钢材，即使对热冲压后的钢材实施穿孔等的应力残留的加工的情况下也能确保良好的耐氢脆特性并且容易实施，其特征在于，具有按质量％计为C：0.18～0.26％、Si：超过0.02％且0.05％以下、Mn：1.0～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.001～0.5％、N：0.1％以下、O：0.001～0.02％、Cr：0～2.0％、Mo：0～1.0％、V：0～0.5％、W：0～0.5％、Ni：0～5.0％、B：0～0.01％、Ti：0～0.5％、Nb：0～0.5％、Cu：0～1.0％、余量：Fe和杂质的化学组成，含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上且低于0.25质量％，且最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为10.0％以上。

Description

热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
技术领域
本发明涉及热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材。
背景技术
在汽车等运输设备领域中，正积极地致力于使用高强度材料来减轻质量。例如，对于汽车，以不增加车身质量地实现冲撞安全性的提升、高功能化以及提高燃料效率而削减二氧化碳的排出量为课题，高强度钢板的使用量正在着实地增加。
这种高强度钢板的使用扩大趋势中的最大问题是，随着钢板的强度提高而变得容易发生的、被称为所谓“形状保持性的劣化”的现象突显。由于成形后的回弹量随着高强度化而增加，致使该现象变得容易发生，该现象会产生不容易获得期望形状这一高强度钢板特有的新问题。
为了解决该问题，通常的高强度钢板的成形法有必要进一步追加进行对于形状保持性的劣化不成问题的低强度材料来说不需要的加工工序(例如矫形锻压(restriking))、或者改变制品形状。
作为解决这种状况的一种方法，被称为热冲压法的热成形法备受关注。热冲压法如下：将钢板(被加工材料)加热至规定的温度(一般而言是形成奥氏体相的温度)，为了容易成形，在降低被加工材料的强度的状态下用与被加工材料的温度相比低温(例如室温)的模具进行成形，从而能够容易赋予期望形状，同时进行利用被加工材料与模具间的温度差的骤冷热处理(淬火)，提高成形后的制品的强度。
这种热冲压法的有用性在近年来得到了广泛认可，研究可适用的钢材也逐渐多样化。其中，例如有汽车的车盘部件那样的在严酷的腐蚀环境下使用的钢材、用于安装其他部件而形成有穿孔部的钢材等。因此，通过热冲压法获得的钢材不仅要求有强度，而且也要求有耐氢脆特性。
这是因为，通常已知的是耐氢脆特性随着钢材的高强度化而降低，然而通过热冲压法获得的钢材一般具有高强度，因此在应用于上述钢材时，暴露于腐蚀环境会促进氢侵入到钢中、或者随着实施穿孔等加工而产生大的残留应力，由此造成发生氢脆的可能性增高。
从这种观点考虑，对于通过热冲压法而高强度化的钢材，提出了以确保耐氢脆特性为目的的技术。例如，专利文献1中公开了通过按规定的密度含有平均粒径在规定范围内的Mg的氧化物、硫化物、复合结晶物和复合析出物中的一种或两种以上而具有抑制延迟破坏的特性(与耐氢脆特性同义)的钢板的相关技术。另外，专利文献2中公开了如下的技术：通过在用于热冲压的加热后且压制前的高温状态(热)下进行冲孔(穿孔)而改善冲孔性，由此实现耐延迟破坏特性的改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-9116号公报
专利文献2：日本特开2010-174291号公报
专利文献3：日本特开2006-29977号公报
发明内容
发明要解决的问题
虽然专利文献1中公开的技术是优秀的技术，但却是使一般不容易含有的Mg在钢中存在、且高度控制含有其的生成物的技术，因此希望有更容易实施的技术。
另外，专利文献2中公开的技术是以在用于热冲压的加热后且压制前的高温状态(热)下进行冲孔(穿孔)的热穿孔为前提的技术。因此，热冲压后的钢材不能确保高的尺寸精度。另外，可通过该技术成形的形状受到制约。因此，通过专利文献2中公开的技术难以实现热冲压法的应用范围(部件)的扩大。
如上，迄今为止还没有提出即使在热冲压后实施穿孔等的应力残留的加工的情况下也可确保良好的耐氢脆特性且容易实施的技术。
因此，本发明的目的是提供即使对热冲压后的钢材实施穿孔等的应力残留的加工的情况下也可确保良好的耐氢脆特性且容易实施的热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材。
用于解决问题的方案
本发明人等为解决上述课题，如下地反复深入研究。本发明人等有如下新的构想：着眼于在钢中比较容易生成的含有Mn的夹杂物和Mn氧化物，使它们起着扩散性氢和非扩散性氢的捕捉位点的作用，从而确保良好的耐氢脆特性。
而且，对于通过各种制造条件制作热冲压用钢板并实施热冲压法而获得的钢材，进行了属于基本特性的强度和延性的调查以及耐氢脆特性和韧性的调查。结果，新发现了通过提高含有Mn的夹杂物的浓度和规定尺寸的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例，热冲压后的钢材可以确保良好的耐氢脆特性。
另一方面，新发现了下述问题：过度提高含有Mn的夹杂物的浓度时，热冲压后的钢材的韧性降低突显。即，新发现了通过使含有Mn的夹杂物的浓度在规定的范围内并使规定尺寸的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数密度为规定的值以上，即使在对热冲压后的钢材实施穿孔等的应力残留的加工的情况下，也可确保良好的耐氢脆特性并且确保良好的韧性。
而且，新发现了通过使热冲压用钢板的制造条件中热轧工序的卷取温度相比以往高温化并且实施冷轧，从而可以使含有Mn的夹杂物的浓度在规定的范围内并且使规定尺寸的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为规定的值以上。
本发明基于上述新发现而作出，其要旨如下所述。
(1)一种热冲压用钢板，其特征在于，具有如下的化学组成，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质，
含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上且低于0.25质量％，且最大长度为1.0～4.0μm的所述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为10.0％以上。
(2)根据上述(1)所述的热冲压用钢板，其特征在于，上述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热冲压用钢板，其特征在于，上述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度50μm以下的热浸铝镀层。
(5)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度30μm以下的热浸锌镀层。
(6)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度45μm以下的合金化热浸锌镀层。
(7)一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：
热轧工序，对具有如下的化学组成的钢坯实施热轧之后，在690℃以上的温度域卷取而制成热轧钢板，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质；以及
冷轧工序，对所述热轧钢板实施压下率10～90％的冷轧而制成冷轧钢板。
(8)根据上述(7)所述的热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，上述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
(9)根据上述(7)或(8)所述的热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，上述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
(10)一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过上述(7)～(9)中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀铝浴中浸渍，从而在钢板表面形成热浸铝镀层。
(11)一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过上述(7)～(9)中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀锌浴中浸渍，从而在钢板表面形成热浸锌镀层。
(12)一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过上述(7)～(9)中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀锌浴中浸渍之后，加热至600℃以下的温度域，从而在钢板表面形成合金化热浸锌镀层。
(13)一种热冲压钢材，其特征在于，具有如下的化学组成，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质，
含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上且低于0.25质量％，且最大长度为1.0～4.0μm的所述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为10.0％以上。
(14)根据上述(13)所述的热冲压钢材，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
(15)根据上述(13)或(14)所述的热冲压钢材，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
发明的效果
根据本发明，即使在热冲压后实施穿孔等的应力残留的加工的情况下，也能确保良好的耐氢脆特性且容易实施，因此可以实现热冲压法的应用范围(部件)的扩大。
附图说明
图1是例示扩散性氢量与直至断裂的时间的关系图。
图2所示为实施例中使用的热冲压法和模具的图。
图3所示为实施例中使用的恒定负载试验片的形态图。
图4所示为用热冲压法成形为帽形的钢板(构件)的形态图。
具体实施方式
(1)化学组成
对于本发明的热冲压用钢板(以下也称为“本发明钢板”)和热冲压钢材(以下也称为“本发明钢材”)的化学组成的限定理由进行说明。其中，以下的说明中的“％”是指“质量％”。
<C：0.18～0.26％>
C在通过热冲压法将钢板高强度化方面是最重要的元素。C含量低于0.18％时，难以在热冲压后确保1500MPa以上的强度。因此，C含量设定为0.18％以上。
另一方面，C含量超过0.26％时，热冲压之后的延性不足，难以确保10％以上的总伸长率。因此，C含量设定为0.26％以下。
<Si：超过0.02％且0.05％以下>
Si在控制含有Mn的夹杂物的浓度和最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例的方面是重要的元素。Si含量为0.02％以下时，存在Mn氧化物的生成被过度促进、含有Mn的夹杂物的浓度达到0.25％以上、韧性的降低变得显著的情况。因此，Si含量设定为超过0.02％。另一方面，Si含量超过0.05％时，Mn氧化物的生成被过度抑制，最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例低于10.0％，难以稳定地获得良好的耐氢脆特性。因此，Si含量设定为0.05％以下。
<Mn：1.0～1.5％>
Mn在本发明中是最重要的元素。Mn通过在钢中形成含有Mn的夹杂物而具有提高氢脆耐性的作用。另外，没有形成夹杂物的余下的Mn具有提高淬透性的作用。Mn含量低于1.0％时，难以使含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上。因此，Mn含量设定为1.0％以上。另一方面，Mn含量超过1.5％时，上述作用产生的效果已饱和，经济方面是不利的，另外由于Mn的偏析而有可能导致机械特性下降。因此，Mn含量设定为1.5％以下。
<P：0.03％以下>
P一般是作为杂质含有的元素。P含量超过0.03％时，热加工性的降低变得显著。因此，P含量设定为0.03％以下。对P含量的下限不必特别规定，但过度的减低对制钢工序造成很大负担，因此优选设定为0.001％以上。
<S：0.02％以下>
S一般是作为杂质含有的元素。S含量超过0.02％时，热加工性的降低变得显著。因此，S含量设定为0.02％以下。对S含量的下限不必特别规定，但过度的减低对制钢工序造成很大负担，因此优选设定为0.0005％以上。
<Al：0.001～0.5％>
Al是具有通过脱氧将钢健全化的作用的元素。Al含量低于0.001％时，难以进行充分的脱氧。因此，Al含量设定为0.001％以上。另一方面，Al含量超过0.5％时，Mn氧化物的生成被过度抑制，难以确保后述的Mn氧化物的比率，且难以确保良好的耐氢脆特性。因此，Al含量设定为0.5％以下。
<N：0.1％以下>
N一般是作为杂质含有的元素。N含量超过0.1％时，容易与后述的任意元素Ti、B键合而被消耗，从而减低这些元素的作用效果。因此，N含量设定为0.1％以下，优选为0.01％以下。对N含量的下限不必特别规定，但过度的减低对制钢工序造成很大负担，因此优选设定为0.001％以上。
<O：0.0010～0.020％>
O在钢中形成Mn氧化物，作为扩散性氢和非扩散性氢的捕捉位点发挥功能，具有提高耐氢脆特性的作用。O含量低于0.0010％时，无法充分促进Mn氧化物的生成，含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例低于10.0％，不能稳定获得良好的耐氢脆特性。因此，O含量设定为0.0010％以上。另一方面，O含量超过0.020％时，在钢中形成粗大的氧化物，使钢材的机械特性劣化。因此，O含量设定为0.020％以下。
本发明钢板和本发明钢材将上述成分组成作为必须的成分组成，但根据需要可以进一步含有Cr、Mo、V、W、Ni、B、Ti、Nb、Cu中的一种或两种以上。
<Cr：0～2.0％>、<B：0～0.01％>、<Mo：0～1.0％>、<W：0～0.5％>、<V：0～0.5％>、<Ni：0～5.0％>
这些元素均具有提高淬透性的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，关于B，超过上述上限值地含有时，导致热加工性的劣化和延性的降低。另外，关于Cr、Mo、W、V和Ni，即使超过上述上限值地含有，上述作用产生的效果也已饱和，成本方面是不利的。因此，B、Cr、Mo、W、V和Ni的含量的上限值分别如上所述。另外，为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选使B含量为0.0005％以上或者使Cr、Mo、W、V和Ni中的任意元素的含量为0.01％以上。另外，Ni具有抑制Cu导致的热轧钢板的表面性状劣化的作用，因此后述的含有Cu的情况下，优选还含有Ni。
<Ti：0～0.5％>、<Nb：0～0.5％>、<Cu：0～1.0％>
Ti、Nb和Cu均具有提高强度的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，Ti含量超过0.5％时，Mn氧化物的生成被过度抑制，难以确保后述的Mn氧化物的比率，并且难以确保良好的耐氢脆特性。因此，Ti含量设定为0.5％。另外，Nb含量超过0.5％时，有可能损害热轧的控制性。因此，Nb含量设定为0.5％以下。另外，Cu含量超过1.0％时，有可能损害热轧钢板的表面性状。因此，Cu含量设定为1.0％以下。为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选任意含有Ti：0.001％以上、Nb：0.001％以上和Cu：0.01％以上。另外，Ti与钢中的N优先键合形成氮化物，从而抑制B被浪费在形成氮化物，可以进一步提高B的作用效果，因此上述的含有B的情况下，优选还含有Ti。
余量为Fe和杂质。
(2)夹杂物
接着，对于本发明钢板和本发明钢材中的含有Mn的夹杂物的浓度和Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例的相关限定理由进行说明。
<含有Mn的夹杂物的浓度：0.010质量％以上且低于0.25质量％>
含有Mn的夹杂物以及后述的Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例均对氢脆的抑制起到重要的作用。含有Mn的夹杂物的浓度低于0.010％时，难以获得良好的耐氢脆特性。因此，含有Mn的夹杂物的浓度设定为0.010％以上。另一方面，含有Mn的夹杂物的浓度为0.25％以上时，存在导致韧性降低的情况。因此，含有Mn的夹杂物的浓度设定为低于0.25％。
其中，含有Mn的夹杂物的浓度按照以下的步骤求出。即，在甲醇中溶解了乙酰丙酮和四甲基铵的电解液中将钢板恒定电流电解，将使用孔径0.2μm的过滤器回收的残余部分的质量除以电解量(由于电解而减少的钢板的质量)，为了用百分数表示而乘以100。需要说明的是，根据SEM(扫描电子显微镜)的EDS(能量色散X射线光谱法)分析确认了用上述电解法提取的夹杂物含有Mn。
<Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例：10.0％>
Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例以及上述含有Mn的夹杂物均对氢脆的抑制起到重要的作用。Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例低于10.0％时，难以获得良好的耐氢脆特性。因此，Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例设定为10.0％以上。
需要说明的是，Mn氧化物在最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物的数目中所占的个数比例按照以下步骤求出。使用SEM观察钢板的截面，选择最大长度(例如，如果夹杂物为矩形，则是长边的长度；如果是椭圆形，则是长径的长度)为1.0～4.0μm的夹杂物作为调查对象。对这些夹杂物进行EDS分析，将同时检测出来自Mn的特性X射线和来自O(氧)的特性X射线者判定为Mn氧化物。而且，在多个视场进行观察和分析直至调查个数总计超过500个为止，以总调查个数中Mn氧化物所占的个数比例作为Mn氧化物的个数比例。
其中，将作为调查对象的夹杂物的最大长度设定为1.0μm以上是因为，对于比其小的夹杂物来说使用EDS的构成元素的分析精度不足。另外，将作为调查对象的夹杂物的最大长度设定为4.0μm以下是因为，比其大的夹杂物是多个不同夹杂物的结合体等，无法根据EDS分析部位来唯一确定构成元素(的组合)。
(3)镀层
本发明钢板和本发明钢材可以以提高耐蚀性等为目的在表面形成镀层而制成表面处理钢板或表面处理钢材。镀层可以是热浸镀层，也可以是电镀层。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、Zn-Al合金热浸镀、Zn-Al-Mg合金热浸镀、Zn-Al-Mg-Si合金热浸镀等。作为电镀层，可例示出电镀锌、Zn-Ni合金电镀等。
从氢脆耐性和韧性的观点考虑，对镀层的厚度没有特别限制。然而，对于本发明钢板，从压制成形性的观点出发，优选限制镀层的厚度的上限。例如，在热浸镀铝的情况下，从耐磨损性(galling resistance)的观点出发，优选将镀层的厚度设定为50μm以下；在热浸镀锌的情况下，从抑制Zn凝结在模具上的观点出发，优选将镀层的厚度设定为30μm以下；在合金化热浸镀锌的情况下，从抑制合金层产生裂纹的观点出发，优选将镀层的厚度设定为45μm以下。另一方面，从耐蚀性的观点出发，优选限制镀层的厚度的下限。例如，在热浸镀铝、热浸镀锌的情况下，优选将镀层的厚度设定为5μm以上，进一步优选设定为10μm以上。在合金化热浸镀锌的情况下，优选将镀层的厚度设定为10μm以上，进一步优选设定为15μm以上。
(4)本发明钢板的制造方法
对于本发明钢板的制造方法进行说明。
本发明钢板可以通过包括以下工序的制造方法来制造：热轧工序，对具有上述化学组成的钢坯实施热轧之后，在690℃以上的温度域卷取而制成热轧钢板；以及冷轧工序，对前述热轧钢板实施压下率10～90％的冷轧而制成冷轧钢板。其中，制造钢坯时的制钢条件和铸造条件以及对热轧钢板实施的冷轧的条件按照常法即可。另外，将热轧钢板供于冷轧之前实施的酸洗也可以按照常法。
上述夹杂物的形态可以如下得到：对具有上述化学组成的钢坯实施热轧之后，对在690℃以上的温度域卷取得到的热轧钢板实施压下率10～90％的冷轧。因此，从热冲压后的耐氢脆特性和韧性的观点考虑，冷轧后的再结晶退火是不需要的。然而，从供于热冲压之前实施的切料、预成形等的加工性的观点出发，优选的是，冷轧之后实施再结晶退火，从而实现软质化。另外，再结晶退火之后也可以以提高耐蚀性等为目的配备镀层。在实施热浸镀的情况下，优选使用连续热浸镀设备在再结晶退火后实施热浸镀处理。
通过上述制造方法获得可得到具有良好的耐氢脆特性和韧性的热冲压钢材的热冲压用钢板的理由未必是明确的，认为与供于冷轧之前的热轧钢板中渗碳体的生成状况和显微组织有关。即，渗碳体在作为热轧工序之后续工序的冷轧工序中与其他夹杂物一起被破碎，根据其尺寸如何，破碎后的尺寸、分散状况以及与钢之间的空隙的生成状况有差异。另外，显微组织与夹杂物的硬度差根据是具有何种强度(硬度)的显微组织而不同，这同样影响夹杂物和空隙的状况。此外，渗碳体、显微组织的任一者均影响没有破碎但变形的夹杂物的状况。
本发明人等推断，通过对具有上述化学组成的钢坯实施热轧之后在690℃以上的温度域卷取以及对这样获得的热轧钢板实施压下率10～90％的冷轧，渗碳体的生成状况和显微组织被绝妙地组合，结果可确保上述夹杂物的形态，获得了良好的耐氢脆特性和韧性。
从兼顾耐氢脆特性和韧性的观点出发，对卷取温度的上限没有特别限制。然而，从抑制热轧钢板的晶体粒径的粗大化而减低伸长率等机械性质的各向异性的观点出发，或者从抑制氧化皮厚度的增加而减轻酸洗的负荷的观点出发，卷取温度优选为850℃以下。另外，冷轧工序的压下率根据设备的能力和热轧钢板的板厚来适当选择即可。
上述以外的制造条件基本上不影响耐氢脆特性和韧性。例如，热轧工序中，供于热轧的钢坯的温度选择在1200～1250℃，压下率选择在30～90％，最终温度选择在900℃左右。
实施再结晶退火的情况下，退火温度设定为700～850℃从谋求适度的软质化的观点来看是理想的，而以使其他机械性质具有特征为目的也可以设为低于700℃、也可以设为超过850℃。再结晶退火后，可以直接冷却到室温，也可以在达到室温的冷却过程中在热浸镀浴中浸渍而在钢板表面形成热浸镀层。
热浸镀为热浸镀铝的情况下，热浸镀铝浴中可以含有0.1～20％的Si。热浸铝镀层中含有的Si对热冲压前的加热中发生的Al与Fe的反应有影响。从通过适度抑制上述反应来确保镀层自身的压制成形性的观点出发，浴中的Si含量优选为1％以上、进一步优选为3％以上。另一方面，从通过适度促进上述反应来抑制Al附着在压制模具上的观点出发，浴中的Si含量优选为15％以下、进一步优选为12％以下。
热浸镀为热浸镀锌的情况下，在热浸镀锌浴中浸渍之后冷却到室温；热浸镀为合金化热浸镀锌的情况下，在热浸镀锌浴中浸渍之后加热至600℃以下的温度域，实施合金化处理，此后冷却到室温。热浸镀锌浴中可以含有0.01～3％的Al。Al对Zn与Fe的反应有影响。热浸镀为热浸镀锌时，通过Fe与Al的反应层，可以抑制Zn与Fe的相互扩散。另外，热浸镀为热浸镀锌时，从加工性、镀层密合性等观点出发，可以活用以便控制为适当的镀层组成。Al产生的这些作用效果通过使热浸镀锌浴中Al浓度为0.01～3％来体现。因此，热浸镀锌浴中的Al浓度根据制造设备的能力、目的来选择即可。
(5)本发明钢材的制造方法
本发明钢材可以通过按照常法对本发明钢板实施热冲压来获得。
其中，上述内容仅表示本发明的实施方式的例子，可以在权利要求中加入各种变更。
实施例
作为以下的实施例中共通的试验，首先对于内容是用于评价耐氢脆特性的氢脆促进试验和极限扩散性氢量的测定以及内容是用于评价韧性的夏比冲击试验进行说明。
扩散性氢向试验片(钢板)中的引入采用在电解液中的阴极充电法进行。即，将试验片作为阴极，将配置在试验片周围的铂电极作为阳极，在两者之间以规定的电流密度通电，在试验片的表面生成氢并促进其扩散到试验片的内部。电解液为在纯水中分别溶解了0.3％的NH4SCN和3％的NaCl而得到的水溶液。
与作为导致氢脆的另一要素的残留应力相当的张力通过使用砝码的“杠杆式”恒定负载试验机(以下称为“恒定负载试验”，将试验片称为“恒定负载试验片”)来施加。在恒定负载试验片上设置缺口。记录试验片直至断裂的时间，断裂之后快速回收。除去电解液，立即使用气相色谱仪通过升温式氢分析法测定扩散性氢量。以从室温到250℃的累积放出量作为扩散性氢量。
将附加的张力恒定，使电流密度变化，求出如图1所示的扩散性氢量与直至断裂的时间的关系。其中，带箭头的“○”表示试验片经过预先设定的时间仍未断裂，因而作为设定时间，采用96小时。将断裂的试验片(图1中的“●”)的扩散性氢量的最小值Hmin与未断裂试验片的扩散性氢量的最大值Hmax的中央值定义为极限扩散性氢量Hc。即，Hc＝(Hmin+Hmax)/2。需要说明的是，专利文献3(日本特开2006-29977号公报)中公开了类似的试验方法。
关于表面实施了镀敷的钢板的耐氢脆特性，观察使间隙变化地进行的穿孔试验的孔壁，根据有无裂纹发生来评价。即，对板厚t(mm)的钢板进行10mmφ的穿孔时，冲头的直径Dp恒定为10mm，使模具的内径Di变化，将间隙＝(Di-Dp)/2t×100设定为5～30％的范围，调查孔壁有无发生裂纹，将确认没有裂纹发生的钢板视为耐氢脆特性优异的钢板。其中，对于每一间隙，穿孔5个以上，调查全部的孔壁部。
韧性的评价不论有无镀敷均通过按照JIS Z 2242的夏比冲击试验来进行。试验片适用JIS Z 2202的4号试验片的形状，试验片的厚度根据所要评价的钢板分别确定。在-120℃～20℃的范围进行试验，确定延性脆性转变温度。
(实施例1)
铸造具有表1所示的化学组成的钢坯。将这些钢坯加热至1250℃而供于热轧，在最终温度870～920℃下制成厚度2.8mm的热轧钢板。卷取温度为700℃。酸洗后以压下率50％实施冷轧，从而获得板厚1.4mm的冷轧钢板。采用在700～800℃的温度域保持1分钟、空冷至室温的条件对这些冷轧钢板实施再结晶退火，制成供试材料(热冲压用钢板)。
从各供试材料中采集50×50mm的试验片。在甲醇中溶解有乙酰丙酮和四甲基铵的电解液中进行恒定电流电解。电流值为500mA，电解时间为4小时。将使用孔径0.2μm的过滤器回收的残余部分的质量除以电解量，用百分数表示。如此求出含有Mn的夹杂物的浓度。
对于供试材料的截面进行SEM观察，进行夹杂物的分析即计数、尺寸测定、利用EDS的构成元素调查。如此求出最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例。
另外，将各供试材料在空气中、900℃下保持3分钟之后，采用图2所示的使用实验用平板压模夹持的方法进行热冲压。即，如图2所示，用上模21a和下模21b加工钢板22。安装热电偶而测定的直至200℃的平均冷却速度为约70℃/s。从这些热冲压后的钢材中采集JIS5号拉伸试验片、图3所示的恒定负载试验片和夏比冲击试验片。
恒定负载试验附加与拉伸试验中求出的拉伸强度的90％相当的张力来进行。电流密度为0.01～1mA/cm2。
扩散性氢的测定按100℃/小时的加热速度进行。
夏比冲击试验在试验温度20℃、0℃、-20℃、-40℃、-60℃、-80℃、-100℃和-120℃下进行，由吸收能量的变化求出延性脆性转变温度。
关于试验片的采集方向，对于拉伸试验片和恒定负载试验片来说使拉伸方向与钢板的轧制方向垂直，对于夏比试验片来说使长度方向与轧制方向平行。拉伸试验片的板厚设定为1.4mm，其他试验片的板厚通过磨削两面而设定为1.2mm。结果示于表2中。
[表1]
[表2]
表中的下划线表示本发明的范围外。
所有例子中，热冲压后的钢板均显示了1500MPa以上的拉伸强度。含有Mn的夹杂物的浓度和最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例这两者均在本发明范围内的编号2、3、6～10和14～16的极限扩散性氢量Hc为0.84ppm以上且延性脆性转变温度为-60℃以下，具有良好的耐氢脆特性和韧性。
另一方面，含有Mn的夹杂物的浓度偏离本发明范围的编号1和11中，延性脆性转变温度大幅高于具有相同程度的拉伸强度的本发明例，韧性差。另外，最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例偏离本发明范围的编号4、5、12和13中，Hc明显小于本发明例，耐氢脆特性差。另外，虽然编号13的含有Mn的夹杂物的浓度在本发明范围内，但延性脆性转变温度大幅高于具有相同程度的拉伸强度的本发明例。推断这可能是因为Al含量高(本发明的范围外)而以高浓度含有Al系氧化物所致。
(实施例2)
铸造具有表3所示的化学组成的钢坯。将这些钢坯加热至1250℃而供于热轧，在最终温度880～920℃下制成厚度3.0mm的热轧钢板。卷取温度为700℃。酸洗后以压下率50％实施冷轧，从而获得板厚1.5mm的冷轧钢板。采用在700～800℃的温度域保持1分钟、空冷至室温的条件对这些冷轧钢板实施再结晶退火，制成供试材料(热冲压用钢板)。用与实施例1同样的方法，求出含有Mn的夹杂物的浓度和最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例。进而将供试材料在空气中、900℃下保持5分钟之后，用热冲压法成形为图4所示的帽形。安装热电偶而测定的直至200℃的平均冷却速度为约35℃/s。从图4所示的试验片采集位置41(帽子头部)采集JIS5号拉伸试验片、恒定负载试验片和夏比冲击试验片。试验片的采集方向与钢板的轧制方向的关系同于实施例1。拉伸试验片的板厚设定为1.5mm，其他试验片的板厚通过磨削两面而设定为1.3mm。恒定负载试验附加与拉伸试验中求出的拉伸强度的90％相当的张力来进行。电流密度为0.01～1mA/cm2。扩散性氢的测定按100℃/小时的加热速度进行。夏比冲击试验在试验温度20℃、0℃、-20℃、-40℃、-60℃、-80℃、-100℃和-120℃下进行，由吸收能量的变化求出延性脆性转变温度。结果示于表4中。
[表3]
[表4]
表中的下划线表示本发明的范围外。
所有例子中，热冲压后的钢板均显示了1580MPa以上的拉伸强度。其中，含有Mn的夹杂物的浓度和最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例这两者在本发明范围内的编号18～24、27、28和31的Hc为0.91ppm以上且延性脆性转变温度为-65℃以下，具有良好的耐氢脆特性和韧性。
另一方面，含有Mn的夹杂物的浓度高于本发明范围的编号17和25中，延性脆性转变温度大幅高于本发明例，韧性差。另外可知，最大长度为1.0～4.0μm的前述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例偏离本发明范围的编号26、29、30和32中，Hc小于本发明例，耐氢脆特性差。另外，虽然编号25的Mn氧化物数的比例在本发明范围内，但Hc小。推断这可能是因为，Mn含量和O含量高(本发明的范围外)，Mn氧化物的尺寸分布偏在大于本发明例的一侧，因而与钢之间的空隙少。
(实施例3)
铸造具有表5所示的化学组成的钢坯。将这些钢坯加热至1200℃而供于热轧，在最终温度880～920℃下制成厚度2.0～4.0mm的热轧钢板。控制冷却床(ROT)的冷却条件，采用多个卷取温度卷取。酸洗后以压下率50％实施冷轧，从而获得冷轧钢板。采用在700～800℃下保持1分钟、空冷至室温的条件对这些冷轧钢板实施再结晶退火，制成供试材料(热冲压用钢板)。用与实施例1同样的方法，求出含有Mn的夹杂物的浓度和最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例。热冲压用与实施例1相同的平板模具进行。按照与实施例1同样的要领从热冲压后的钢板中采集拉伸试验片、恒定负载试验片和夏比冲击试验片。关于试验片的板厚，拉伸试验片与冷轧钢板相同，其他试验片为始于冷轧钢板的板厚将两面磨削了0.1mm而得到的厚度。恒定负载试验、扩散性氢的测定和夏比冲击试验均按照与实施例1相同的要领来实施。热轧板的最终板厚、卷取温度、夹杂物的调查结果、耐氢脆特性(Hc)和韧性归纳示于表6中。
[表5]
[表6]
表中的下划线表示本发明的范围外。
热冲压后的钢板的拉伸强度不取决于最终板厚，钢3a显示了1500～1520MPa的拉伸强度，钢3b显示了1587～1622MPa的拉伸强度。在相同板厚之间的比较中，表现出卷取温度越低、拉伸强度越高的趋向，推测供试材料的强度受到卷取温度的影响。含有Mn的夹杂物的浓度在所有例子中均在本发明范围内，卷取温度偏离本发明范围的编号35、38、41、44、47和50的比较例中，最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例在本发明范围外(低于10％)，相应地Hc也明显小于相同钢的相同最终板厚的2个本发明例，氢脆耐性差，而延性脆性转变温度高于相同钢的相同最终板厚的2个本发明例，韧性也差。关于这些比较例推定如下：含有Mn的夹杂物的浓度均在本发明规定的范围内，因此Mn氧化物的破碎不充分、不能充分确保可构成扩散性氢的捕捉位点的空隙，使得Hc的数值变小，且拉伸了却没有破碎的夹杂物残留而导致延性脆性转变温度上升。相对于上述例子，卷取温度在本发明范围内的编号33、34、36、37、39、40、42、43、45、46、48和49的本发明例的氢脆耐性和韧性均优异。
(实施例4)
制造具有表7所示的化学组成的钢坯。采用与实施例1相同的条件将这些钢坯制成厚度2.8mm的热轧钢板，酸洗后冷轧(压下率：50％)为板厚1.4mm的钢板。将这些冷轧钢板以平均加热速度19℃/s加热至655℃，接着以平均加热速度2.5℃/s加热至730～780℃，立即以平均冷却速度6.5℃/s冷却，在670℃的热浸镀铝浴(含有10％的Si和杂质)中浸渍，5秒后取出，用气刷(gas wiper)调整附着量之后，空冷至室温。按照与实施例1同样的要领进行所得钢板的夹杂物的分析。另外，按照与实施例2同样的要领，热冲压成帽形，从帽子头部采集JIS5号拉伸试验片、穿孔试验用试验片和夏比冲击试验片。其中，热冲压的加热条件是在900℃下保持1分钟，气氛为含有3％氢气的氮气，露点为0℃。与夹杂物有关的分析结果示于表8中，与热冲压材料有关的试验结果归纳示于表9中。
[表7]
[表8]
表中的下划线表示本发明的优选范围外。
[表9]
所有例子中，含有Mn的夹杂物浓度和最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例均在本发明范围内，因此在穿孔试验的孔壁没有发现裂纹发生，且延性脆性转变温度也为-60℃以下，获得耐氢脆特性和韧性兼备的钢板(构件)，而Al镀层的厚度超过50μm的编号55、60和65中，在帽形的立壁部高频地发生磨损。另一方面，Al镀层的厚度为50μm以下的编号51～54、56～59和61～64中，帽形的立壁部完全不发生磨损。
(实施例5)
按照与实施例1同样的条件，将具有表7所示的化学组成的钢坯制成厚度2.8mm的热轧钢板，酸洗后冷轧为板厚1.2mm的钢板。将这些冷轧钢板以平均加热速度19℃/s加热至655℃，接着以平均加热速度2.5℃/s加热至730～780℃，立即以平均冷却速度6.5℃/s冷却，在460℃的热浸镀锌浴(含有0.15％的Al和杂质)中浸渍，3秒后取出，用气刷调整附着量之后，空冷至室温。按照与实施例1同样的要领进行所得钢板的夹杂物的分析。另外，按照与实施例2同样的要领，热冲压成帽形，从帽子头部采集JIS5号拉伸试验片、穿孔试验片和夏比冲击试验片。其中，热冲压的加热条件为在900℃下保持1分钟，气氛是含有3％氢气的氮气，露点为0℃。表10中示出了与夹杂物有关的分析结果，表11中归纳示出了与热冲压材料有关的试验结果。
[表10]
表中的下划线表示本发明的优选范围外。
[表11]
所有例子中，含有Mn的夹杂物浓度和最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例均在本发明范围内，因此在穿孔试验的孔壁没有发现裂纹发生，且延性脆性转变温度也为-60℃以下，获得耐氢脆特性和韧性兼备的钢板(构件)，而Zn镀层的厚度超过30μm的编号70、75和80中，发现Zn高频地凝结在模具上。另一方面，Zn镀层的厚度为30μm以下的编号66～69、71～74和76～79中，完全不发生Zn凝结在模具上。
(实施例6)
按照与实施例1相同的条件将具有表7所示的化学组成的钢坯制成厚度2.8mm的热轧钢板，酸洗后冷轧(压下率：50％)为板厚1.4mm的钢板。将这些冷轧钢板以平均加热速度19℃/s加热至655℃，接着以平均加热速度2.5℃/s加热至730～780℃，立即以平均冷却速度6.5℃/s冷却，在460℃的热浸镀锌浴(含有0.13％的Al、0.03％的Fe和杂质)中浸渍，3秒后取出，用气刷调整附着量之后，加热至480℃而形成合金化热浸锌镀层，此后空冷至室温。按照与实施例1同样的要领进行所得钢板的夹杂物的分析。另外，按照与实施例2同样的要领，热冲压成帽形，从帽子头部采集JIS5号拉伸试验片、穿孔试验片和夏比冲击试验片。其中，热冲压的加热条件是在900℃下保持1分钟，气氛为含有3％氢气的氮气，露点为0℃。与夹杂物有关的分析结果示于表12中，与热冲压材料有关的试验结果归纳示于表13中。
[表12]
表中的下划线表示本发明的优选范围外。
[表13]
所有例子中，含有Mn的夹杂物浓度和最大长度为1.0～4.0μm的含有Mn的夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例均在本发明范围内，因此在穿孔试验的孔壁没有发现裂纹发生，且延性脆性转变温度也为-60℃以下，获得耐氢脆特性和韧性兼备的钢板(构件)，而合金化热浸锌镀层的厚度超过45μm的编号85、90和95中，压制后的合金层上发生了微细的裂纹。另一方面，合金化热浸锌镀层的厚度为45μm以下的编号81～84、86～89和91～94中，压制后的合金层上完全不发生微细的裂纹。
产业上的可利用性
根据本发明，即使在热冲压后实施穿孔等的应力残留的加工的情况下，也能确保良好的耐氢脆特性且实施容易，可实现热冲压法的应用范围(部件)的扩大。因此，本发明在钢板加工产业中的可利用性高。
附图标记说明
21a  上模
21b  下模
22   钢板
41   试验片采集位置

Claims (15)

1.一种热冲压用钢板，其特征在于，具有如下的化学组成，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质，
含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上且低于0.25质量％，且最大长度为1.0～4.0μm的所述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为10.0％以上。
2.根据权利要求1所述的热冲压用钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压用钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度50μm以下的热浸铝镀层。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度30μm以下的热浸锌镀层。
6.根据权利要求1～3中任一项所述的热冲压用钢板，其特征在于，在表面具有厚度45μm以下的合金化热浸锌镀层。
7.一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：
热轧工序，对具有如下的化学组成的钢坯实施热轧之后，在690℃以上的温度域卷取而制成热轧钢板，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质；以及
冷轧工序，对所述热轧钢板实施压下率10～90％的冷轧而制成冷轧钢板。
8.根据权利要求7所述的热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
9.根据权利要求7或8所述的热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
10.一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过权利要求7～9中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀铝浴中浸渍，从而在钢板表面形成热浸铝镀层。
11.一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过权利要求7～9中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀锌浴中浸渍，从而在钢板表面形成热浸锌镀层。
12.一种热冲压用钢板的制造方法，其特征在于，将通过权利要求7～9中任一项所述的制造方法获得的热冲压用钢板在热浸镀锌浴中浸渍之后，加热至600℃以下的温度域，从而在钢板表面形成合金化热浸锌镀层。
13.一种热冲压钢材，其特征在于，具有如下的化学组成，所述化学组成按质量％计为
C：0.18～0.26％、
Si：超过0.02％且0.05％以下、
Mn：1.0～1.5％、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.001～0.5％、
N：0.1％以下、
O：0.0010～0.020％、
Cr：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.5％、
W：0～0.5％、
Ni：0～5.0％、
B：0～0.01％、
Ti：0～0.5％、
Nb：0～0.5％、
Cu：0～1.0％、
余量：Fe和杂质，
含有Mn的夹杂物的浓度为0.010质量％以上且低于0.25质量％，且最大长度为1.0～4.0μm的所述夹杂物中Mn氧化物所占的个数比例为10.0％以上。
14.根据权利要求13所述的热冲压钢材，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％、Ni：0.01～5.0％和B：0.0005～0.01％组成的组中的一种或两种以上。
15.根据权利要求13或14所述的热冲压钢材，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Ti：0.001～0.5％、Nb：0.001～0.5％和Cu：0.01～1.0％组成的组中的一种或两种以上。
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