CN106103782B - 高强度热成形钢板构件 - Google Patents

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Abstract

一种兼具硬度稳定性和耐延迟断裂特性的高强度热成形钢板构件，其特征在于，具有规定的化学组成，Mn偏析度α(＝[板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度(质量％)])为1.6以下，在JIS G 0555(2003)中规定的钢洁净度的值为0.08％以下，原始γ晶粒的平均粒径为10μm以下，存在的残留碳化物的数密度为4×103个/mm2以下。

Description

高强度热成形钢板构件
技术领域
本发明涉及高强度热成形钢板构件，特别是涉及耐延迟断裂特性优异的高强度热成形钢板构件。
背景技术
在汽车用钢板的领域，为了实现用于提高燃油经济性的轻量化和提高抗碰撞特性，具有高抗拉强度的高强度钢板的应用扩大了。但是，伴随着高强度化，钢板的冲压成形性降低，因此制造复杂形状的制品变得困难。
其结果，产生了以下问题：例如，伴随着钢板的高强度化，延展性降低，在加工度高的部位断裂；由于回弹和壁翘曲变大，因此尺寸精度劣化；等等。因此，将高强度的、特别是抗拉强度为780MPa以上的钢板冲压成形为具有复杂形状的制品并不容易。
因此，近年来如专利文献1所公开的那样，作为将如高强度钢板那样的成形困难的材料冲压成形的技术，采用了热压技术。所谓热压技术是将供成形的材料加热后进行成形的热成形技术。在该技术中，在成形的同时进行淬火，因此在成形时钢板为软质而具有良好的成形性，在成形后成形构件能获得比冷成形用钢板高的强度。
专利文献2公开了具有980MPa的抗拉强度的钢制构件。
专利文献3公开以下内容：通过使洁净度、和P以及S的偏析度较低，可获得强度和韧性优异的热压钢板构件。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2002-102980号公报
专利文献2:日本特开2006-213959号公报
专利文献3:日本特开2007-314817号公报
发明内容
专利文献1的金属材料，热压时的淬硬性不充分，因此作为其结果存在硬度的稳定性差这样的问题。在专利文献2和3中，虽然公开了抗拉强度和韧性优异的钢板，但是在耐延迟断裂特性的方面仍留有改善的余地。
本发明是为了解决上述的问题而完成的，其课题是提供兼具硬度稳定性和耐延迟断裂特性的高强度热成形钢板构件。再者，热成形出的钢板构件在许多情况下不是平板而是成形体。在本发明中，也包含成形体的情况在内称为“热成形钢板构件”。
本发明人等对于用于满足硬度稳定性和耐延迟断裂特性这二者的化学成分与金属组织的关系进行了锐意研究。其结果，得到了以下的见解。
(a)通过使原始γ晶粒微细化，能够使断裂韧性提高、且抑制延迟断裂。为了使原始γ晶粒微细化，需要含有规定量的Nb。
(b)当在钢中存在较多的夹杂物时，在夹杂物的界面氢被捕获，该界面处容易成为延迟断裂的起点。因此，特别是具有1.7GPa以上的抗拉强度的热成形钢板构件的情况下，需要使JIS G 0555(2003)中规定的钢洁净度的值较低。
(c)通过降低Mn的中心偏析，能够抑制成为延迟断裂的起点的MnS的集中、抑制板厚中心部的硬质组织的形成。为了降低Mn的中心偏析，需要将Mn含量限制在一定值以下，并且降低Mn的偏析度。
(d)在限制了Mn含量的情况下，淬硬性降低，硬度稳定性劣化，因此需要主要通过含有Cr和B来弥补淬硬性。
(e)在残留碳化物的数密度高的情况下，其与夹杂物同样地成为氢陷阱点(hydrogen trap site)，成为延迟断裂的起点。因此需要使数密度较低。
(f)通过使如上述那样调整化学组成且减少了夹杂物、降低了Mn的中心偏析的钢板，降低残留碳化物密度并进行热成形，能够得到硬度稳定性和耐延迟断裂特性优异的钢板构件。
本发明是以上述的见解为基础而完成的，其要旨如下。
(1)一种高强度热成形钢板构件，其特征在于，化学组成以质量％计含有C：0.25～0.40％、Si：0.005～0.14％、Mn：1.50％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、sol.Al：0.0002～1.0％、N：0.01％以下、Cr：0.25～3.00％、Ti：0.01～0.05％、Nb：0.01～0.50％和B：0.001～0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质，Mn含量与Cr含量的合计量为1.5～3.5％，由下述(i)式表示的Mn偏析度α为1.6以下，在JIS G 0555(2003)中规定的钢洁净度的值为0.08％以下，原始γ晶粒的平均粒径为10μm以下，存在的残留碳化物的数密度为4×103个/mm2以下。
α＝[板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度(质量％)]…(i)
(2)根据上述(1)所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，上述化学组成以质量％计含有选自Ni：0～3.0％、Cu：0～1.0％、Mo：0～2.0％、V：0～0.1％和Ca：0～0.01％中的1种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，在上述钢板的表面具有镀层。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，上述钢板构件的抗拉强度为1.7GPa以上。
根据本发明，能够得到具有1.7GPa以上的抗拉强度、且兼具硬度稳定性和耐延迟断裂特性的高强度热成形钢板构件。本发明涉及的高强度热成形钢板构件特别适合作为汽车的抗碰撞部件使用。
附图说明
图1是表示实施例中的帽成形中的金属模具的形状的模式图。
图2是表示在实施例中通过热成形而得到的成形品的形状的模式图。
具体实施方式
以下，对本发明的各要件进行详细说明。
(A)化学组成
各元素的限定理由如下。再者，在以下的说明中关于含量的“％”意指“质量％”。
C：0.25～0.40％
C是提高钢的淬硬性、确保淬火后的强度的重要元素。另外，C是奥氏体生成元素，因此具有抑制高应变成形时的应变诱发铁素体相变的作用。因此，容易在热成形后的钢板构件中得到稳定的硬度分布。当C含量小于0.25％时，难以在淬火后确保1100MPa以上的抗拉强度和得到上述的效果。因此，C含量设为0.25％以上。另一方面，当C含量超过0.40％时，淬火后的强度过度地上升从而韧性劣化。因此，C含量设为0.40％以下。C含量优选为0.37％以下，更优选为0.35％以下。
Si：0.005～0.14％
Si是在热成形时具有抑制高温加热时的氧化皮生成的作用的元素。当Si含量小于0.005％时，不能充分得到上述的效果。因此，Si含量设为0.005％以上。另一方面，当Si含量超过0.14％时，在热成形时奥氏体相变所需的加热温度成为显著高的温度。因此，招致热处理所需要的成本的上升，或者由于加热不足而导致淬火变得不充分。
另外，Si是铁素体生成元素，因此当Si含量过高时，在高应变成形时容易产生应变诱发铁素体相变，因此在热成形后的钢板构件中局部地硬度降低，变得不能得到稳定的硬度分布。进而，当大量地含有Si时，有时由于实施热浸镀处理时的润湿性的降低而发生未镀敷的情况。因此，Si含量设为0.14％以下。Si含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另外，Si含量优选为0.12％以下。
Mn：1.50％以下
Mn是对提高钢板的淬硬性、并且稳定地确保热成形后的强度有用的元素。但是，在本发明中，为了降低Mn的中心偏析，需要限制其含量。当Mn含量超过1.50％时，由于Mn的偏析而导致韧性劣化。因此，Mn含量设为1.50％以下。Mn含量优选为0.5％以上，优选为1.3％以下。
P：0.02％以下
P是作为杂质而含有的元素，但由于具有提高钢的淬硬性、进而能够稳定地确保淬火后的钢的强度的作用，因此也可以主动地含有。但是，当P含量超过0.02％时，韧性的劣化变得显著。因此，P含量设为0.02％以下。P含量优选为0.01％以下。P含量的下限不需要特别限定。但是，P含量的过度的降低会使成本显著上升，因此P含量优选设为0.0002％以上。
S：0.005％以下
S是作为杂质而含有、形成MnS而使韧性和耐延迟断裂特性劣化的元素。当S含量超过0.005％时，韧性、耐延迟断裂特性的劣化变得显著。因此，S含量设为0.005％以下。S含量的下限不需要特别限定。但是，S含量的过度的降低会使成本显著上升，因此S含量优选设为0.0002％以上。
sol.Al：0.0002～1.0％
Al是具有将钢液脱氧而使钢健全化的作用的元素。当sol.Al(固溶Al)含量小于0.0002％时，脱氧不充分。而且，Al也是具有提高钢板的淬硬性、并且稳定地确保淬火后的强度的作用的元素，因此可以主动地含有。因此，sol.Al含量设为0.0002％以上。但是，即使超过1.0％地含有，通过其作用而得到的效果也小，且成本增加。因此，Al含量设为1.0％以下。Al含量优选为0.01％以上，优选为0.2％以下。
N：0.01％以下
N是作为杂质而含有、使韧性劣化的元素。当N含量超过0.01％时，在钢中形成粗大的氮化物，使局部变形能和韧性显著劣化。因此，N含量设为0.01％以下。N含量优选为0.008％以下。N含量的下限不需要特别限定。但是，N含量的过度的降低会使成本显著上升，因此N含量优选为0.0002％以上，更优选为0.0008％以上。
Cr：0.25～3.00％
Cr是具有提高钢的淬硬性的作用的元素。因此，在将Mn含量限制为1.5％以下的本发明中是特别重要的元素。另外，Cr是奥氏体生成元素，具有抑制高应变成形时的应变诱发铁素体相变的作用。因此，通过含有Cr，在热成形后的钢板构件中得到稳定的硬度分布变得容易。
当Cr含量小于0.25％时，不能充分得到上述的效果。因此，Cr含量设为0.25％以上。另一方面，当Cr含量超过3.00％时，Cr浓化在钢中的碳化物中，使供热成形时的加热工序中的碳化物的固溶延迟，使淬硬性降低。因此，Cr含量设为3.00％以下。Cr含量优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上。另外，Cr含量优选为2.5％以下。
Ti：0.01～0.05％
Ti是具有在将热成形用钢板加热至Ac3点以上供热成形时抑制奥氏体晶粒的再结晶的作用的元素。还具有形成微细的碳化物来抑制奥氏体晶粒的粒生长从而使其成为细粒的作用。因此，具有较大地改善热成形钢板构件的韧性的作用。另外，Ti与钢中的N优先地结合，因此具有抑制由BN的析出引起的B的消耗、作为其结果提高由B带来的淬硬性的作用。
因此，Ti含量设为0.01％以上。但是，当超过0.05％地含有时，TiC的析出量增加从而C被消耗，淬火后的强度降低。因此，Ti含量设为0.05％以下。Ti含量优选为0.015％以上，优选为0.04％以下。
Nb：0.01～0.50％
Nb也与Ti同样是具有在将热成形用钢板加热至Ac3点以上供热成形时抑制再结晶，而且形成微细的碳化物来抑制粒生长，使奥氏体晶粒成为细粒的作用的元素。因此，具有较大地改善热成形钢板构件的韧性的作用。
因此，Nb含量设为0.01％以上。但是，当超过0.50％地含有时，NbC的析出量增加从而C被消耗，淬火后的强度降低。因此，Nb含量设为0.50％以下。Nb含量优选为0.015％以上，优选为0.45％以下。
B：0.001～0.01％
B是具有能够提高钢的淬硬性、且稳定地确保淬火后的强度的作用的元素。因此，在将Mn含量限制在1.5％以下的本发明中是特别重要的元素。当B含量小于0.001％时，不能充分得到上述的效果。因此，B含量设为0.001％以上。另一方面，当B含量超过0.01％时，上述的效果饱和，而且招致淬火部的韧性劣化。因此，B含量设为0.01％以下。B含量优选为0.005％以下。
Mn+Cr：1.5～3.5％
如前所述，Mn和Cr是对提高钢板的淬硬性、并且稳定地确保淬火后的强度非常有效果的元素。但是，当Mn和Cr的合计含量小于1.5％时，其效果不充分，另一方面，当超过3.5％时其效果饱和，反倒难以确保稳定的强度。因此，Mn和Cr的合计含量设为1.5～3.5％。Mn和Cr的合计含量优选为2.0％以上，优选为3.0％以下。
本发明的高强度热成形钢板构件，具有包含上述的从C到B的元素、和余量的Fe以及杂质的化学组成。
在这里，“杂质”是指在工业性地制造钢板时通过矿石、废料等原料混入以及由于制造工序的各种因素而混入的、在不对本发明造成不良影响的范围内所容许的成分。
在本发明的高强度热成形钢板构件中，除了上述的元素以外还可以含有选自下述所示的量的Ni、Cu、Mo、V和Ca中的1种以上的元素。
Ni：0～3.0％
Ni是对提高钢板的淬硬性、且稳定地确保淬火后的强度有效的元素，因此可以根据需要来含有。但是，即使超过3.0％地含有Ni，其效果也小，且成本增加。因此，在含有Ni的情况下其含量设为3.0％以下。Ni含量优选为1.5％以下。在想要得到上述的效果的情况下，Ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。
Cu：0～1.0％
Cu是对提高钢板的淬硬性、并且稳定地确保淬火后的强度有效的元素，因此可以根据需要来含有。但是，即使超过1.0％地含有Cu，其效果也小，且成本增加。因此，在含有Cu的情况下其含量设为1.0％以下。Cu含量优选为0.5％以下。在想要得到上述的效果的情况下，Cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
Mo：0～2.0％
Mo是具有在将热成形用钢板加热至Ac3点以上供热成形时形成微细的碳化物从而抑制粒生长、使奥氏体晶粒成为细粒的作用的元素。
另外，还具有较大地改善热成形钢板构件的韧性的效果。因此，可以根据需要来含有Mo。
但是，当Mo含量超过2.0％时，其效果饱和，且成本增加。因此，在含有Mo的情况下其含量设为2.0％以下。Mo含量优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下。在想要得到上述的效果的情况下，将Mo含量优选设为0.01％以上，更优选设为0.04％以上。
V：0～0.1％
V是对提高钢板的淬硬性、并且稳定地确保淬火后的强度有效的元素，因此可以根据需要来含有。但是，即使超过0.1％地含有V，其效果也小，且成本增加。因此，在含有V的情况下其含量设为0.1％以下。V含量优选为0.05％以下。在想要得到上述的效果的情况下，将V含量优选设为0.001％以上，更优选设为0.005％以上。
Ca：0～0.01％
Ca是具有将钢中的夹杂物微细化、使淬火后的韧性提高的效果的元素，因此可以根据需要来含有。但是，当Ca含量超过0.01％时，其效果饱和，且成本增加。因此，在含有Ca的情况下其含量设为0.01％以下。Ca含量优选为0.005％以下。在想要得到上述的效果的情况下，将Ca含量优选设为0.001％以上，更优选设为0.002％以上。
(B)显微组织
Mn偏析度α：1.6以下
α＝[板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度(质量％)]…(i)
在钢板的板厚截面中心部，通过引起中心偏析，Mn会浓化。因此，MnS作为夹杂物集中于中心，容易形成硬质的马氏体，与周围的硬度产生差别，韧性恶化。
特别是当由上述(i)式表示的Mn的偏析度α的值超过1.6时，韧性显著恶化。因此，为了改善韧性，需要使热成形用钢板的α值为1.6以下。为了进一步改善韧性，将α值优选设为1.2以下。
再者，由于α值不会由于热成形而较大地变化，因此如果使热成形用钢板的α值在上述的范围，则热成形钢板构件的α值也能够为1.6以下。
板厚中心部的最大Mn浓度通过以下的方法来求出。使用电子探针显微分析仪(EPMA)在钢板的板厚中心部进行线分析，从分析结果按从高到低的顺序选择3个测定值，算出其平均值。另外，从表面起算板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度通过以下的方法来求出。同样使用EPMA在钢板的1/4深度位置进行10处的分析，算出其平均值。
钢板中的Mn的偏析，主要是通过钢板组成、特别是杂质含量、和连铸的条件来控制，在热轧以及热成形的前后实质上没有变化。因此，如果热成形用钢板的偏析状况满足本发明的规定，则由其通过热成形而制造出的热成形钢板构件的夹杂物和偏析状况也同样地满足本发明的规定。
洁净度：0.08％以下
当在钢板构件中，较多地存在JIS G 0555(2003)中所记载的A系、B系和C系夹杂物时，上述夹杂物容易成为延迟断裂的起点。当夹杂物增加时容易引起裂纹扩展，由此耐延迟断裂特性劣化并且韧性劣化。特别是在为具有1.7GPa以上的抗拉强度那样的热成形钢板构件的情况下，需要将夹杂物的存在比例抑制为较低。
当在JIS G 0555(2003)中规定的钢洁净度的值超过0.08％时，夹杂物的量较多，因此难以确保在实用上充分的韧性。因此，热成形用钢板的洁净度值设为0.08％以下。为了更进一步改善韧性，优选将洁净度的值设为0.04％以下。再者，钢的洁净度的值是计算上述的A系、B系和C系夹杂物所占的面积百分率所得到的值。
再者，由于洁净度的值不会由于热成形而较大地变化，因此通过使热成形用钢板的洁净度的值在上述的范围，热成形钢板构件的洁净度的值也能够为0.08％以下。
在本发明中，热成形钢板构件的洁净度的值通过以下的方法来求出。对于热成形钢板构件，从5个部位切出供试材料。然后，对于各供试材料的板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用点算法调查洁净度。将各板厚处的洁净度的值最大(洁净性最低)的数值作为该供试材料的洁净度的值。
原始γ晶粒的平均粒径：10μm以下
如前所述，如果使热成形钢板构件中的原始γ粒径较小，则能改善耐延迟断裂特性。以马氏体为主体的钢板，在发生了延迟断裂的情况下，有时在原始γ晶界断裂。但是，通过原始γ晶粒的微细化，能够抑制原始γ晶界成为裂纹的起点而发生延迟断裂的情况，能够提高耐延迟断裂特性。当原始γ的平均粒径超过10μm时，不能够发挥该效果。因此，热成形钢板构件中的原始γ晶粒的平均粒径设为10μm以下。
原始γ晶粒的平均粒径，可使用在ISO643中规定的方法来进行测定。即，计测在测定视场内的晶粒数，测定视场的面积除以该晶粒数，由此求出晶粒的平均面积，算出按当量圆直径(等效圆直径)计的晶粒粒径。此时，位于视场的边界的晶粒按1/2个来计测，对于倍率优选进行调整以使得晶粒数为200个以上。另外，为了提高精度，优选针对多个视场来进行计测。
残留碳化物：4×103个/mm2以下
在热成形的情况下，通过在钢中通常存在的碳化物的再固溶，能够确保充分的淬硬性。但是，有时碳化物的一部分未再固溶而残留。残留碳化物，具有通过钉扎(pinning)而抑制热成形中的加热保持时的γ晶粒长大的效果。因此，优选在加热保持中存在残留碳化物。在热成形时该残留碳化物越少，淬硬性越提高，能够确保高强度。因此优选在加热保持结束时能够降低残留碳化物数密度。
当残留碳化物较多地存在时，不仅有热成形后的淬硬性降低的风险，而且有时残留碳化物堆积于原始γ晶界而使晶界脆化。特别是当残留碳化物的数密度超过4×103个/mm2时，有热成形后的淬硬性恶化的风险。因此，在热成形钢板构件中存在的残留碳化物的数密度优选为4×103个/mm2以下。
当残留碳化物较多地存在时，由于在碳化物界面氢被捕获，因此容易成为氢脆裂纹的起点，耐延迟断裂特性也变差。
(C)镀层
本发明的高强度热成形钢板构件，也可以以提高耐腐蚀性等为目的而在其表面具有镀层。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层、电镀Zn-Fe合金层等。另外，作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层附着量没有特别限制，在一般的范围内调整即可。
(D)热成形用钢板的制造方法
本发明涉及的高强度热成形钢板构件所使用的热成形用钢板，可通过使用以下所示的制造方法来制造。
用炉冶炼具有上述的化学组成的钢后，通过铸造来制作板坯。为了使钢板的洁净度为0.08％以下，在将钢液进行连铸时，希望使钢液的加热温度为比该钢的液相线温度高出5℃以上的温度、且将每单位时间的钢液浇注量(浇铸量)抑制在6t/min以下。
当在连铸时钢液的每单位时间的浇注量超过6t/min时，在铸模内的钢液流动较快，因此夹杂物容易被凝固壳捕捉，板坯中的夹杂物增加。另外，当钢液加热温度小于比液相线温度高5℃的温度时，钢液的粘度变高，在连铸机内夹杂物难以上浮，作为结果，板坯中的夹杂物增加，洁净性容易恶化。
通过使钢液加热温度比钢液的液相线温度高出5℃以上、且使每单位时间的钢液浇注量为6t/min以下来进行铸造，夹杂物难以被带入到板坯内。其结果，能够有效地减少在制作板坯的阶段的夹杂物的量，能够容易地实现0.08％以下这样的钢板洁净度。
在将钢液进行连铸时，优选使钢液的钢液加热温度为比液相线温度高8℃以上的温度，另外，优选使每单位时间的钢液浇注量为5t/min以下。通过将钢液加热温度设为比液相线温度高8℃以上的温度，并且，将每单位时间的钢液浇注量设为5t/min以下，容易使洁净度为0.04％以下，因而优选。
另外，为了抑制成为延迟断裂的起点的MnS的集中，优选进行使Mn的中心偏析降低的降低中心偏析处理。作为降低中心偏析处理，可举出对于板坯完全凝固前的未凝固层，将Mn浓化了的钢液排出的方法。
具体地讲，通过实施电磁搅拌、未凝固层压下等处理，能够使完全凝固前的Mn浓化了的钢液排出。再者，电磁搅拌处理，能够通过在250～1000高斯下使未凝固钢液流动来进行，未凝固层压下处理，能够通过将最终凝固部以1mm/m左右的梯度压下来进行。
对于采用上述的方法得到的板坯，也可以根据需要实施均热(soaking)处理。通过进行均热处理，能够使偏析的Mn扩散从而降低偏析度。进行均热处理的情况下的优选的均热温度为1200～1300℃，均热时间为20～50h。
其后，对上述的板坯实施热轧。关于热轧条件，从使碳化物更均匀地生成的观点出发，优选：将热轧开始温度设为1000～1300℃的温度区域，将热轧结束温度设为850℃以上。从可加工性的观点出发，优选卷取温度较高，但当其过高时，由于氧化皮生成而导致成品率降低，因此优选设为500～650℃。对于通过热轧而得到的热轧钢板，通过酸洗等来实施去氧化皮处理。
在本发明中，为了使热成形后的原始γ粒径微细，且降低残留碳化物的数密度，对实施了去氧化皮处理的热轧钢板实施退火来制成热轧退火钢板是很重要的。
为了使热成形后的原始γ粒径微细，需要利用溶解中的碳化物来抑制γ晶粒的长大。但是，在热成形钢板构件中，为了提高淬硬性、确保高强度，必须降低残留碳化物的数密度。
为了使热成形钢板构件中的原始γ粒径微细、且使残留碳化物的数密度降低，在热成形前的钢板中存在的碳化物的形态和碳化物中的元素的浓化程度变得很重要。优选碳化物微细地分散，但在该情况下，碳化物的溶解变快，因此不能够期待晶粒生长效果。当在碳化物中Mn、Cr等元素浓化时，碳化物变得难以固溶。因此，优选碳化物中的元素的浓化程度较高。
碳化物的形态可通过调整热轧后的退火条件来控制。具体地讲，将退火温度设为Ac1点以下且Ac1点-100℃以上，进行5h以下的退火。
当使热轧后的卷取温度为550℃以下时，碳化物容易微细分散。但是，碳化物中的元素的浓化程度也降低，因此通过进行退火而使元素的浓化进行。
在卷取温度为550℃以上的情况下，会生成珠光体，元素向珠光体中的碳化物的浓化发展。该情况下，为了切断珠光体而使碳化物分散，进行退火。
作为本发明中的高强度热成形钢板构件用的钢板，能够使用热轧退火钢板、冷轧钢板、或冷轧退火钢板。处理工序根据制品的板厚精度要求水平等适当选择即可。再者，由于碳化物为硬质的，因此即使在实施了冷轧的情况下其形态也不会变化，冷轧后也能维持冷轧前的存在形态。
冷轧，使用通常的方法进行即可。从确保良好的平坦性的观点出发，冷轧中的压下率优选为30％以上。另一方面，为了避免载荷变得过大，冷轧中的压下率优选为80％以下。
在对冷轧钢板实施退火的情况下，优选预先实施脱脂等处理。关于退火，出于消除冷轧应力的目的，优选在Ac1点以下进行5h以下、优选3h以下的退火。
(E)镀层的形成方法
本发明涉及的高强度热成形钢板构件，也可以以提高耐腐蚀性等为目的而在其表面具有镀层。关于镀层的形成，优选对实施热成形之前的钢板进行。
在对钢板的表面实施锌系镀敷的情况下，从生产率的观点出发，优选在连续热浸镀锌生产线上对其实施锌系热浸镀。在该情况下，也可以在连续热浸镀锌生产线上在镀敷处理之前实施退火，也可以使加热保持温度为低温从而不进行退火而仅实施镀敷处理。
另外，也可以在热浸镀锌后进行合金化热处理来制成合金化热浸镀锌钢板。锌系镀敷也可通过电镀来实施。再者，锌系镀敷可对钢材表面的至少一部分实施，但在钢板的情况下，一般对一面或两面的整个面实施。
(F)高强度热成形钢板构件的制造方法
通过对上述的热成形用钢板实施热成形，能够得到高强度热成形钢板构件。
从抑制晶粒长大的观点出发，热成形时的钢板的加热速度优选为20℃/s以上。进一步优选为50℃/s以上。钢板的加热温度优选为超过Ac3点、且在Ac3点+150℃以下。当加热温度为Ac3点以下时，在热成形前未成为奥氏体单相状态，在钢板中铁素体、珠光体或贝氏体残存。其结果，在热成形后未成为马氏体单相组织，有时不能够得到所期望的硬度。另外，热成形钢板构件的硬度波动变大，而且，延迟断裂特性劣化。当加热温度超过Ac3点+150℃时，有时奥氏体粗大化、钢板构件的韧性劣化。
热成形时的钢板的加热时间优选设为1～10min。当加热时间小于1min时，有时即使加热奥氏体单相化也不充分。进而，碳化物的溶解变得不充分，因此即使γ粒径变得微细，残留碳化物的数密度也变大。当加热时间超过10min时，有时奥氏体粗大化、热成形钢板构件的耐氢脆性劣化。
热成形开始温度优选设为Ar3点以上。当热成形开始温度为小于Ar3点的温度时，铁素体相变开始，因此有时即使在其后进行强制冷却，也未成为马氏体单相组织。热成形后，优选以10℃/s以上的冷却速度进行急冷，更优选以20℃/s以上的速度进行急冷。冷却速度的上限不特别规定。
为了得到硬度波动少的成为单一马氏体组织的高强度热成形钢板构件，优选在热成形后进行急冷直至钢板的表面温度变为350℃以下为止。冷却结束温度优选设为100℃以下，更优选设为室温。
实施例
以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明并不被这些实施例限定。
用试验转炉中冶炼具有表1所示的化学成分的钢，采用连铸试验机实施连铸，制作出宽度1000mm、厚度250mm的板坯。在此，在表2所示的条件下，进行了钢液的加热温度和每单位时间的钢液浇注量的调整。
板坯的冷却速度的控制，通过变更二次冷却喷雾带的水量来进行。另外，降低中心偏析处理是通过在凝固末期部，使用辊以1mm/m的梯度实施轻压下，将最终凝固部的浓化钢液排出来进行。对于一部分的板坯，其后，在1250℃、24h的条件下实施了均热处理。
对得到的板坯，用热轧机实施热轧，制成厚度3.0mm的热轧钢板。卷取后，将上述的热轧钢板进行酸洗，进而实施了退火。
其后，对于一部分的钢板，用冷轧机实施冷轧，制成厚度1.5mm的冷轧钢板。进而，对于一部分的冷轧钢板，在600℃下实施2h的退火，得到了热成形用的钢板。
其后，如图1和图2所示，使用热压装置，采用金属模具(冲头11、冲模12)对上述的热成形用钢板1实施热压(帽成形)，得到了热成形钢板构件2。更具体地讲，将钢板在加热炉内以50℃/s加热至达到目标温度为止，在该温度下进行各种时间的保持后，从加热炉取出，立刻用带有冷却装置的金属模具实施热压，在成形的同时实施了淬火处理。对于上述热成形钢板构件进行了以下的评价。
＜热成形钢板构件的机械特性的评价＞
对于热成形钢板构件，从与轧制方向垂直的方向制取JIS 5号拉伸试样，根据JISZ 2241(2011)标准实施拉伸试验，进行了抗拉强度(TS)的测定。
＜洁净度的评价＞
对于热成形钢板构件，从5个部位切出供试材料。对于各供试材料的板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用点算法调查了洁净度。然后，将各板厚处的洁净度的值最大(洁净性最低)的数值作为该供试材料的洁净度的值。
＜Mn偏析度α的计测＞
在热成形钢板构件的板厚中央部，使用EPMA进行线分析，从分析结果按从高到低的顺序选择3个测定值后，算出其平均值，从而求出板厚中心部的最大Mn浓度。另外，在热成形钢板构件的从表面起算的板厚的1/4深度位置，使用EPMA进行10个部位的分析，算出其平均值，从而求出从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度。然后，上述的板厚中心部的最大Mn浓度除以从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度，由此求出Mn偏析度α。
＜原始γ晶粒的平均粒径的测定＞
热成形钢板构件中的原始γ晶粒的平均粒径采用以下方法求出：计测测定视场内的晶粒数，测定视场的面积除以该晶粒数，由此求出晶粒的平均面积，算出按当量圆直径计的晶粒粒径。此时，位于视场的边界的晶粒按1/2个来计测，对于观察倍率进行适当调整以使得晶粒数为200个以上。
＜残留碳化物的数密度＞
将热成形钢板构件的表面使用苦味醇液进行腐蚀，在扫描型电子显微镜下放大到2000倍，进行了多个视场的观察。此时，计数碳化物存在的视场的数量，算出每1mm2中的个数。
＜耐延迟断裂特性的评价＞
耐延迟断裂特性采用以下方法来评价，即，将轧制方向作为长度方向，切出长度68mm、宽度6mm的试样后，在对该试样通过4点弯曲附加了变形的状态下，浸渍于30℃、pH值为1的盐酸中，观测经过100h后有无裂纹，由试样的应力应变线图将产生裂纹的下限应变换算成应力值来进行了评价。
＜硬度的波动＞
作为硬度稳定性的评价，进行了下述的试验。将热成形用的钢板用热处理模拟器以50℃/s加热至目标温度后，进行了各种保持。其后，以约80℃/s和10℃/s的各冷却速度冷却至室温。对于各个试料，在截面的板厚1/4位置实施了维氏硬度试验。硬度测定根据JIS Z2244(2009)标准来进行。试验力设为9.8N，测定5点的硬度，将冷却速度为约80℃/s以及10℃/s时的各自的5点硬度的平均值记为HS80、HS10，将其差ΔHv作为硬度稳定性的指标。
表3
*在本发明的范围以外
关于耐延迟断裂特性和硬度稳定性，分别将延迟断裂的断裂应力为1250MPa以上、以及ΔHv为100以下的试样判断为良好。
表3示出结果。
试验编号2，钢的组成满足本发明的规定，但每单位时间的钢液浇注量较大，因此洁净度的值超过0.08％，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号4，钢的组成满足本发明的规定，但钢液加热温度较低，因此洁净度的值超过0.08％。另外，由于没有实施中心偏析处理和均热处理，因此Mn偏析度超过1.6。而且，由于热成形时的加热保持时间较短，因此残留碳化物密度变高。其结果，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号6，由于没有实施中心偏析处理和均热处理，因此Mn偏析度超过1.6，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号7，由于没有热轧后的退火，因此碳化物的溶解延迟，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号9，由于热轧后的退火时间较长，因此碳化物的溶解变得不充分，残留碳化物数密度变高，因而得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号10，由于热成形时的加热温度高，因此奥氏体晶粒粗大化，得到了断裂强度差的结果。
试验编号16，由于Mn含量超过所规定的上限值，因此Mn偏析度超过1.6，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号17和18，由于Mn和Cr的合计含量低，因此得到了硬度稳定性差的结果。
试验编号19，由于不含Nb，因此原始γ粒径变大，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号20，由于B含量低，因此得到了硬度稳定性差的结果。
试验编号21，由于S含量超过所规定的上限值，因此洁净度的值超过0.08％，得到了延迟断裂强度差的结果。
试验编号22，由于Si含量超过所规定的上限值，因此A3点上升，在热成形后没有变为马氏体单相组织，得到了硬度稳定性和延迟断裂强度差的结果。
满足本发明的规定的试验编号1、3、5、8和11～15，得到了硬度稳定性和耐延迟断裂特性这二者均优异的结果。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有1.7GPa以上这样的抗拉强度、并且兼具硬度稳定性和耐延迟断裂特性的高强度热成形钢板构件。本发明涉及的高强度热成形钢板构件特别适合作为汽车的抗碰撞部件使用。
附图标记说明
1：热成形用钢板；
2：热成形钢板构件；
11：冲头；
12：冲模。

Claims (5)

1.一种高强度热成形钢板构件，其特征在于，
化学组成以质量％计含有：
C：0.25～0.40％、
Si：0.005～0.14％、
Mn：1.50％以下、
P：0.02％以下、
S：0.005％以下、
sol.Al：0.0002～1.0％、
N：0.01％以下、
Cr：0.25～3.00％、
Ti：0.01～0.05％、
Nb：0.01～0.50％、和
B：0.001～0.01％，
余量为Fe和不可避免的杂质，
Mn含量与Cr含量的合计量为1.5～3.5％，
由下述(i)式表示的Mn偏析度α为1.6以下，
钢洁净度值为0.08％以下，所述钢洁净度为在JIS G 0555-2003标准中规定的洁净度，
原始γ晶粒的平均粒径为10μm以下，
存在的残留碳化物的数密度为0.05×103个/mm2以上且4×103个/mm2以下，
α＝[板厚中心部的最大Mn浓度]/[从表面起算的板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度]…(i)
所述(i)式中的Mn浓度的单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，所述化学组成以质量％计还含有选自
Ni：0～3.0％、
Cu：0～1.0％、
Mo：0～2.0％、
V：0～0.1％、和
Ca：0～0.01％
中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，在所述钢板的表面具有镀层。
4.根据权利要求1或2所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，所述钢板构件的抗拉强度为1.7GPa以上。
5.根据权利要求3所述的高强度热成形钢板构件，其特征在于，所述钢板构件的抗拉强度为1.7GPa以上。
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