CN106435359B - 热压用钢板及其制造方法和高强度部件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题是提供热压后的部件强度和耐延迟断裂特性优异的热压用钢板。本发明涉及的钢板，以质量％计，含有C：0.05～0.40％、Si：0.02％以下、Mn：0.1～3％、S：0.02％以下、P：0.03％以下、Al：0.005％以下、Ti：0.01％以下、N：0.01％以下、Cr和Mo的1种或2种：合计0.005～1％、O：0.003～0.03％，其余量包含Fe以及不可避免的杂质的化学成分，使钢板中生成平均直径0.1～15μm的Fe‑Mn系复合氧化物，使该复合氧化物与作为基体的钢的界面、以及复合氧化物周围的间隙捕捉氢，由此解决了课题。

Description

热压用钢板及其制造方法和高强度部件的制造方法
本申请发明是申请号为201180069136.2、发明名称为热压用钢板及其制造方法和高强度部件的制造方法、申请日为2011年3月9日的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及耐延迟断裂性优异的热压(hot stamping)用钢板及其制造方法、以及使用该钢板热压成形的高强度部件。特别地涉及汽车用结构部件所使用的高强度部件的制造方法。
背景技术
近年来从地球环境的观点出发强烈希望汽车的轻量化，汽车车身、例如立柱(pillar)、门防撞梁、保险杠横梁(缓冲梁：bumper beam)等的汽车用结构部件，应用高强度钢板，减薄钢板的板厚，谋求轻量化。因此，也推进钢板的高强度化，特别是开发了抗拉强度(TS)超过1000MPa的高强度钢板，但钢板的高强度化，招致部件制造时的可加工性、压制成形性的降低，特别是难以确保回弹(spring back)等的制品精度。
为了解决这些课题，近年来，作为同时满足钢板的高强度化和可加工性、制品精度的方法，热压工作法(模压淬火工作法)作为实用技术被使用。例如在专利文献1中被公开。这是将钢板加热到约900℃左右的奥氏体区域后，在热态下进行压制成形，同时通过在压制成形时使其与常温的金属模接触来进行淬火，得到高强度的材质的方法。根据该热压工作法，在压制成形时所导入的残余应力也减少，因此在TS超过1180MPa那样的高强度钢板中成为问题的成形时的裂纹发生和形状冻结不良等的不良情况得到抑制，能够制造比较良好的制品精度的部件。
汽车等所使用的高强度钢板，越被高强度化，越产生上述的成形性的问题。另外，特别是超过1000MPa那样的高强度材料，如以往所知，存在氢脆化(有时称为应变时效开裂、延迟断裂)这一本质的问题。热压制用钢板的情况下，虽然高温下的压制所引起的残余应力少，但是在压制前的加热时氢侵入到钢中，由于压制后的残余应力，氢脆化的敏感性变高。
作为防止延迟断裂裂纹的方法，有控制热压时的加热气氛的方法。例如，专利文献2中提出了将热压的加热气氛中的氢浓度设为6体积％以下、露点设为10℃的方法。这是关于热压的加热气氛的控制方法的。即，通过控制氢浓度、露点，在加热中抑制外部氢向钢板的侵入。因此，不是改良钢板自身的方法，只能在具有气氛控制装置的热压下应用。
此外，作为热压用钢板，已知通过捕捉侵入到钢板中的氢来防止延迟断裂的钢板。例如专利文献3中提出了提高了耐延迟断裂性的热压用钢板。该技术是使钢中含有1×102个～1×107个/mm2的平均粒径在0.01～5.0μm的范围的Mg的氧化物、硫化物、复合结晶物和复合析出物中的任1种或2种以上的复合氧化物，将这些氧化物和以它们为核的复合结晶物、复合析出物作为氢捕捉点发挥作用，来提高耐延迟断裂性的技术。
另外，作为同样的技术，专利文献4中公开了下述技术方案：一种耐氢脆化优异的高强度薄钢板，其特征在于，以贝氏体或马氏体为面积率最大的相，使晶粒内的Nb、V、Cr、Ti、Mo的氧化物、硫化物、氮化物、复合结晶物、复合析出物中的任1种以上满足平均粒径d：0.001～5.0μm、密度ρ：100～1×1013个/mm2、平均粒径的标准偏差σ与平均粒径d之比σ/d≤1.0，抗拉强度为980MPa以上。
而且，已知：搪瓷用钢板，为了改善耐鳞状脱皮性，在钢板中形成空隙，来捕集氢是有效的。专利文献5中提出了下述方案：在钢板中形成Fe-Nb-Mn系复合氧化物，使该氧化物中的Nb、Mn的偏在较大，由此提高氢捕捉能力。但是，专利文献5中所记载的技术，是以C(碳)含有量少(通常0.01质量％以下)的搪瓷用钢板为前提的技术，在汽车用钢板等的C含有量多的高强度钢板(C为0.05质量％以上)中不能忽视C的脱氧作用，不能单纯地应用。
另外，在搪瓷用钢板中成为问题的氢含量为10～100ppm的高浓度，与此相对，在高强度钢板中，1～3ppm的极低浓度的氢含量成为问题。
因此，不能将专利文献5中所记载的技术原样地应用于C含有量多的高强度钢板。
为了将这些技术应用于C(碳)含有量多的高强度钢材，适当控制钢板中存在的氧化物等的尺寸(平均粒径)和存在状态(密度)成为重要的要件。但是，严格地控制使得成为作为氢捕捉点有效、并且没有成为粗大的裂纹的起点的粒径和密度在技术上并不容易。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：特开平10-96031号公报
专利文献2：特开2006-51543号公报
专利文献3：特开2006-9116号公报
专利文献4：特开2005-68548号公报
专利文献5：WO2008/038474号公报
发明内容
以上对于已热压的钢板的氢脆性所致的延迟断裂的对策，说明了现状的技术。问题是，在热压了C含有量多的高强度钢板时，抑制氢脆化所致的延迟断裂的技术目前并没有。
因此，本发明的课题是，提供在C含有量多的高强度钢板中，确保强度，并且在钢材中形成有效的氢捕捉点，热压后的部件强度和耐延迟断裂特性优异的热压用钢板及其制造方法、以及热压高强度部件的制造方法。
本发明人为了改善热压用钢板的耐延迟断裂特性，着眼于捕捉侵入到钢板中的氢较有效的情况，进行了刻苦研究。其结果发现，使钢板中生成Fe-Mn系复合氧化物，在该复合氧化物与基体钢的界面能够捕捉氢，从而完成了本发明。
在C含有量多的高强度钢板中，通常，金属氧化物作为夹杂物成为缺陷。因此，尽可能去除钢中的氧，抑制金属氧化物的生成。为此，添加Al等的脱氧元素，在钢液阶段使氧浓度降低。
但是，为了如本发明那样使钢中形成Fe-Mn系复合氧化物，需要某种程度地使钢中残存氧。另外，C本身具有脱氧作用，因此一般地，在C含有量多的钢板中，钢中的氧变少。
于是，本发明人发现，通过减少钢板中的Al浓度，减弱脱氧效果，确保钢中氧浓度，在C含有量多的钢板中也能够生成复合氧化物。
另外发现，为了提高复合氧化物的氢捕捉效果，将复合氧化物破碎，使其表面积增加也是有效的。还发现，通过将复合氧化物破碎、微细化，作为缺陷的影响度也降低，带来钢板的性能提高。
进而，还知道，当在复合氧化物的周围具有间隙时，氢捕捉效果更加提高。
发明人对用于此的制造方法也进行了刻苦研讨。
已知：C含有量多的熔融钢的粘度高，因此Fe-Mn系复合氧化物难以浮起，容易使钢中生成Fe-Mn系复合氧化物。
并且，还已知：通过将在钢中生成了Fe-Mn复合氧化物的铸片(板坯)进行轧制(热轧制、或进而冷轧制)，能够使复合氧化物延伸和破碎。这样，发现了在钢板中高效率地形成难以成为龟裂的起点的氢捕捉点。另外，还发现在同样的工艺下能够形成有效的空隙。本发明以这样的见解为基础而完成。本发明的要旨如下。
(1)一种热压用钢板，其特征在于，以质量％计，含有
C：0.05～0.40％、
Si：0.001～0.02％、
Mn：0.1～3％、
Al：0.0002～0.005％、
Ti：0.0005～0.01％、
O：0.003～0.03％、和
Cr和Mo之中的1种或2种：合计为0.005～2％，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质的化学成分，并且，分散地含有平均直径0.1～15μm的Fe-Mn系复合氧化物粒子。
再者，S、P、N是不可避免的杂质，但规定限制为以下的含有量。
S：0.02％以下；
P：0.03％以下；
N：0.01％以下。
(2)根据上述(1)所述的热压用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有以下所示的(a)～(c)这3组之中的1组或2组以上中所包含的成分，
(a)B：0.0005～0.01％；
(b)Nb、V、W、Co的1种或2种以上：合计为0.005～1％；
(c)Ni、Cu的1种或2种：合计为0.005～2％。
(3)根据(1)或(2)的任1项所述的热压用钢板，其特征在于，在上述复合氧化物粒子的周围具有空隙。
(4)根据(1)或(2)的任1项所述的热压用钢板，其特征在于，上述复合氧化物粒子的周围的空隙的平均径为上述复合氧化物粒子的平均径的10～100％。
(5)一种热压用钢板，其特征在于，对上述(1)或(2)的任1项所述的钢板施加了镀铝层、镀锌-铝层或镀锌层之中的任一镀层。
(6)一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，在将上述(1)或(2)的任一项中所述的化学成分的铸片热轧制时，将粗轧制的轧制率设为70％以上、精轧制的轧制率设为70％以上来进行热轧制。
(7)一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，将上述(6)中所述的热轧制出的热轧钢板进一步酸洗，以30％以上的轧制率实施冷轧制。
(8)一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，对上述(7)中所述的冷轧制出的冷轧钢板实施退火。
(9)一种高强度部件的制造方法，其特征在于，将上述(1)或(2)的任一项所述的钢板加热到Ac3以上的奥氏体区域的温度后，开始在金属模中的成形，成形后在金属模中冷却进行淬火。
本发明的热压用高强度钢板，是通过使复合氧化物延伸和破碎，来形成作为氢捕捉点有效的复合氧化物粒子和其周围的空隙的钢板。由此，不需要如以往那样严格控制氧化物等的尺寸(平均粒径)和存在状态(密度)，且能够提供延迟断裂特性优异的钢板，可以认为，使用由本发明的钢板制造的构件，对汽车的轻量化、安全性提高能够作出较大贡献，从而产业上的贡献大。
附图说明
图1是表示粗大复合氧化物被延伸、破碎，钢板中较多地形成破碎空隙(氢捕捉能)的状态的模式图。
图2是表示粗大氧化物被延伸、破碎，钢板中较少地形成破碎空隙(氢捕捉能)的状态的模式图。
图3是表示在存在微细氧化物的情况下，没有形成破碎空隙的模式图。
图4是在实施例中使用的金属模形状的剖面图。
图5是表示从上方观察到的实施例中使用的冲头的形状的图。
图6是表示从下方观察到的实施例中使用的冲模的形状的图。
图7是热压成形品的模式图。
图8是从上方观察到的用于耐延迟断裂特性的评价的试验部件的形状的图。
具体实施方式
以下详细说明本发明。
关于延迟断裂，已知：起因于从外部环境侵入到钢板中并在室温下在钢板中扩散的扩散氢而发生。因此，如果在钢板中的一些部分捕捉(trap)从外部环境侵入的氢，则能够将氢无害化，能够抑制延迟断裂。
本发明人发现：在制钢工序中，铸造使钢中生成了Fe-Mn系复合氧化物的铸片，将该铸片热轧制、冷轧制，使复合氧化物延伸和破碎，由此能够在被微细破碎了的Fe-Mn系复合氧化物粒子间形成微细的空隙，该空隙作为氢捕捉点有效，在该部分捕捉被认为是延迟断裂的因素的扩散氢，延迟断裂的敏感性降低。而且，还发现那些空隙是难以成为龟裂的起点的大小、形状，尝试了应用于要求强度的热压件。
首先，对将本发明的热压后的部件强度和耐延迟断裂特性优异的热压用钢板的各成分限定为规定的范围的理由进行说明。在此，关于成分的％意指质量％。
(C：0.05～0.40％)
C是为了使冷却后的组织为马氏体、确保材质而添加的元素。为了强度提高，需要0.05％以上的C，但若C含有量超过0.40％，则冲击变形时的强度和焊接性劣化，因此C设定为0.05～0.40％。从强度的观点出发，进而优选C含有量为0.15％以上，进而更优选为0.2％以上。
另外，从冲击变形时的强度和焊接性劣化、C所带来的脱氧效果的观点出发，C含有量优选为0.35％以下，进而更优选为0.3％以下。
(Si：0.001～0.02％)
Si作为脱氧元素发挥作用。本发明为了必须确保一定以上的氧化物量，降低氧含有量的Si规定为0.02％以下。为了得到有效的氧化物量，Si含有量优选为0.015％以下，进而优选为0.01％以下。Si含有量的下限没有特别限制，但由于脱Si处理花费时间和费用，因此将0.001％作为下限。
(Mn：0.1～3％)
Mn是影响到热压、淬火性的元素，对钢板的强度上升有效。另外，Mn通过添加而形成Fe-Mn复合氧化物，因此在本发明中是重要的成分。该复合氧化物成为作为延迟断裂的因素的氢的捕捉点。因此，Mn的添加对耐延迟断裂性的提高有效。
并且，由于所形成的复合氧化物微细，因此对抑制冲裁面的粗大的裂纹的发生有效。要是形成氧化物，作为氢捕捉点最大限度地活用Mn的话，通过Mn增加，氧化物组成的控制变得容易，因此优选主动地添加。Mn低于0.1％时，得不到该效果。因此，Mn含有量设为0.1％以上为好。为了切实得到该效果，Mn含有量优选为0.5％以上。进而更优选为1.30％以上。
另外，Mn含有量超过3.0％时，助长与P、S的共偏析，招致韧性的降低，使耐延迟断裂特性降低。因此，Mn含有量设为3％以下为好。更希望Mn含有量优选为2.0％以下，进一步优选为1.50％以下。
(S：0.02％以下)
S作为不可避免的杂质而含有，在过多地含有的情况下，使可加工性劣化，并且成为韧性劣化的原因，使耐延迟断裂特性降低。因此，S越少越好。作为能够容许的范围，规定为0.02％以下。优选设为0.01％以下。进而将S含有量规定限制为0.005％以下，由此冲击特性飞跃性地提高。
(P：0.03％以下)
P是作为不可避免的杂质而含有，在过多地添加的情况下，对韧性造成恶劣影响的元素，使耐延迟断裂特性降低。因此，P越少越好。作为能够容许的范围，规定限制为0.03％以下。进而优选为0.025％以下，当进一步设为0.02％以下时，耐延迟断裂特性的改善效果大。
(Al：0.0002～0.005％)
Al是为了作为钢液的脱氧材料而使用所必需的元素。由于本发明需要确保一定以上的氧化物量，因此当具有脱氧效果的Al超过0.005％时，不能确保提高耐延迟断裂特性的氧化物量。因此，上限设定为0.005％。考虑到安全系数(margin)，Al含有量优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。另外，下限并不特别限定，但脱Al处理花费时间和费用，因此设定为0.0002％以上较现实。
(Ti：0.0005～0.01％)
Ti也是脱氧性的元素，下限并不特别限定，但脱Ti处理花费时间和费用，因此设为0.0005％以上、优选为0.001％以上即充分。另一方面，多量的添加使提高耐延迟断裂特性的氧化物减少，因此上限设定为0.01％。进而优选为0.008％以下，当进一步设为0.006％以下时，耐延迟断裂特性的改善效果大。
(N：0.01％以下)
N超过0.01％时，由于氮化物的粗大化和固溶N所致的时效硬化，可看到韧性劣化的倾向。因此，N越少越好。作为N的能够容许的范围，规定为0.01％以下的范围。优选为0.008％以下。如果为0.006％以下，则能够更加抑制韧性劣化，因此优选。
(Cr、Mo的1种或2种：合计为0.005～2％)
Cr、Mo都是提高淬火性的元素，另外，具有向基体中析出M23C6型碳化物的效果，具有在提高强度的同时，将碳化物微细化的作用。因此，添加合计为0.005～2％的Cr、Mo的1种或2种。当低于0.005％时，不能充分期待它们的效果。更优选为0.01％以上。进而如果为0.05％以上，则其效果变得显著。另外，当合计超过2％时，屈服强度过度上升，并且使韧性劣化，使耐延迟断裂特性降低。可能的话，从耐延迟断裂特性的观点出发，更优选设为1.5％以下。
(O：0.003～0.03％)
O在本发明中是为了形成Fe-Mn复合氧化物所必需的元素，需要含有0.003～0.03％。当低于0.003％时，不能够形成充分量的Fe-Mn复合氧化物。从Fe-Mn复合氧化物的形成的观点出发，优选设定为0.005％以上。另一方面，当超过0.03％地含有时，铸片产生气孔等的内部缺陷，因此上限规定为0.03％。从内部缺陷的观点出发，较少为好，O含有量优选为0.02％以下。可能的话，为0.015％以下时，缺陷显著地减少。
(B：0.0005～0.01％)
B是对提高淬火性有效的元素。为了使这样的效果有效，需要添加0.0005％以上。为了切实得到该效果，优选为0.001％以上。进而更优选为0.0015％以上。另一方面，即使过多地添加，其效果也饱和，因此将0.01％作为上限。从相对于成本的效果的观点来看，优选设为0.008％以下，可能的话，进一步优选为0.005％以下。
(Nb、V、W、Co的1种或2种以上：合计为0.005～1％)
Nb、V、W、Co是碳化物生成元素，生成析出物，确保热压、淬火了的构件的强度。进而，它们含于Fe-Mn系复合氧化物中，作为对耐延迟断裂特性提高有效的氢捕捉点发挥作用，是为了改善耐延迟断裂性所必需的元素。只要添加这些元素之中的1种或2种以上即可。添加量，合计超过1％地添加时，屈服强度的上升过度地变大。因此，更优选为0.7％以下。可能的话，进一步优选为0.5％以下。另一方面，当低于0.005％时，难以发挥提高强度、和作为氢捕捉点的效果。从切实得到其效果的观点出发，优选为0.01％以上。
(Ni、Cu的1种或2种：合计为0.005～2％)
Ni、Cu都是提高强度和韧性的元素，但合计超过2％地添加时，铸造性降低，因此上限设定为2％。从铸造性的观点出发，使含有量少为好，更优选为1％以下。进一步优选为0.5％。另一方面，当合计低于0.005％时，难以发挥提高强度和韧性的效果，因此添加合计为0.005％以上的Ni、Cu的1种或2种以上为好。从强度、韧性的观点出发，优选为0.01％以上。进而更优选为0.02％以上。
接着，对本发明的耐延迟断裂性优异的热压用钢板的制造方法进行说明。
在本发明中，通过通常的熔炼、连续铸造、钢板制造工序，能够炼制出调整为本发明的成分组成的钢。特别是为了形成作为本发明的特征的Fe-Mn系复合氧化物，优选在钢的熔炼、铸造工序中，从脱氧能力弱的元素开始添加。例如通过以Mn、Si、Al等的顺序添加，能够更显著地得到本发明的效果。
这些制钢条件影响到发明钢的特性的机理，可以考虑如下。本发明钢的复合氧化物的组成变动，主要是钢液～凝固时的、热力学的氧化物的组成变动所致。基本上是在通过体系的浓度变化和温度变化氧化物组成接近于平衡状态的过程中，利用非平衡的状态呈现的。通过先添加脱氧能力弱的元素A，钢液中的氧形成粗大的A的氧化物，但其后通过添加与氧的结合力强的元素B，A的氧化物中的元素A置换成元素B。在该过程中，形成粗大的A与B的复合氧化物(A-B复合氧化物)。如果先添加脱氧能力强的元素，则不仅其后的复合化难以发生，而且随着添加，形成多量的氧化物，被脱氧。多量的氧化物在钢液中浮起，氧化物向钢中的分散变得困难。其结果，制品的耐延迟断裂性提高效果降低。
根据这样的机理，添加弱脱氧元素后需要用于形成粗大的复合氧化物的经过时间。另一方面，元素添加后，若过量地经过长的时间，则A-B复合氧化物的组成过于接近于作为平衡状态的B的氧化物，不仅复合氧化物的效果变小，氧化物还浮起，出现在钢液外，阻碍提高特性的效果。
作为氢捕捉点发挥功能的空隙，主要在热轧制及其以后的冷轧工序中形成。也就是说，Fe-Mn系复合氧化物通过轧制被破碎，在复合氧化物粒子的周围形成破碎空隙。因此，在热轧工序中控制复合氧化物的形状是重要的。
在本发明中，分散于钢中的复合氧化物粒子，原来是一体的复合氧化物。即可以认为，在对成分调整结束的钢液进行了铸造的时刻，为大的一个氧化物，但在轧制工序中被延伸、破碎，从而微细地分散。这样的延伸和破碎，主要在轧制工序中引起。钢板温度高时(1000℃以上)，氧化物主要被延伸。
另一方面，钢板温度低时(1000℃以下)，氧化物主要被破碎。在这样的工序中，在氧化物内组成出现偏在时，根据氧化物的部位，延伸的程度不同，氧化物的形状变得复杂。另外可预想到，变细(薄)的部位优先地破碎，并且，形状的变动大的部位，由于变形应力的集中而优先地破碎。其结果，组成不同的部位，被高效率地破碎，从而分散。在该破碎时，有在复合氧化物粒子的周围形成空隙的情况，可以认为这也在钢中成为氢捕捉点，使热压制品的耐延迟断裂性显著地提高。
关于以上的情况，参照附图进行说明。
图1是表示粗大复合氧化物被延伸、破碎，在钢板中较多地形成破碎空隙(氢捕捉能)的状态的模式图。图1中，粗大复合氧化物1是不同的2种氧化物1-1、1-2复合而形成的。该复合氧化物1，在热轧粗轧制2(图1中用箭头表示)中成为被延伸了的复合氧化物3，各氧化物3-1、3-2也被延伸。接着，在热轧精轧制4(图1中用箭头表示)中进一步被延伸、破碎。此时，由于分别硬度不同的氧化物被破碎，因此在被破碎了的复合氧化物的粒子5-1、5-2的周围形成较多的破碎空隙5。该破碎空隙5也成为氢捕捉点，耐延迟断裂性提高。
与此相对，图2示出如以往那样单单只含有粗大氧化物的情况。粗大氧化物6在热轧粗轧制2(图2中用箭头表示)中成为被延伸了的氧化物7。接着，在热轧精轧制4(图1中用箭头表示)中被延伸和破碎。但是，由于是单体的氧化物，因此被破碎了的氧化物8，并不如本发明那样微细的复合氧化物粒子分散，因此不能够得到足以作为氢捕捉点的破碎空隙5。
图3是表示在热轧前、即板坯阶段存在微细氧化物时，没有形成破碎空隙的模式图。如图3那样在板坯阶段为微细的复合氧化物6’时，微细氧化物6’在粗轧制2(图3中用箭头表示)中难以被延伸。其结果，在精轧制4(图3中用箭头表示)也没有怎么破碎，因此难以产生作为氢捕捉点的破碎空隙5。
再者，虽没有图示，但冷轧制与热轧精轧制4(在图1～3中用箭头表示)同样地，具有将氧化物进一步破碎得微细的效果。
为了高效率地捕捉氢，希望复合氧化物粒子在钢板中一样地分散。另外，复合氧化物粒子与成为基体的钢的界面，成为氢捕捉点，因此复合氧化物粒子的比表面积(每单位重量的表面积)大为好。因此，希望复合氧化物为微细。另外，从抑制缺陷的观点出发，也希望复合氧化物为微细。
此外，当复合氧化物粒子小时，在复合氧化物粒子的周围生成的间隙也变小。因此，从减小钢板中的空隙体积的观点出发，也希望复合氧化物微细化。另外，通过轧制能够将复合氧化物延伸、破碎、微细化，这在现状的工艺的状态下就能够实现，因此较方便。
本发明中作为对象的Fe-Mn系复合氧化物，是Fe、Mn、Si、Al等的氧化物复合而成为一体的Fe-Mn系复合氧化物。希望复合氧化物为微细，但若太微细的话，则氢捕捉效果降低。因此，复合氧化物的直径优选为0.10μm以上。原因是比该范围小的氧化物，作为本发明钢板的特性上的大特征的氢捕捉点的效果非常小。优选为0.50μm以上，进一步优选为1.0μm以上，更进一步优选为2.0μm以上。
直径的上限，考虑本发明的效果时，不需要特别限定。但是，虽也取决于含氧量，但粗大的复合氧化物变多时，复合氧化物的数密度减少，氢捕捉效果变小。另外，太粗大的氧化物，如一般所知那样，在制品板的加工时成为钢板的裂纹起点，阻碍可加工性。考虑到这些，复合氧化物的平均直径限于15μm以下，优选限于10μm以下，进一步优选限于5μm以下。
氧化物的平均直径以及氧化物附近的空隙，优选在研磨了钢板截面之后，用光学显微镜或扫描型电子显微镜观察。在进行更详细的观察的情况下，优选将钢板制备成薄膜试样后，用透射型电子显微镜观察。关于空隙的测定，例如记载于JIS(日本工业标准)G0555「钢的非金属夹杂物的显微镜试验方法」中。
同样地，破碎空隙生成的情况下，其大小没有特别限定。空隙的大小，长径为0.1～5μm，纵横尺寸比为2～10。但是，若破碎空隙过大，则成为孔(void)缺陷，使钢材特性恶化。通常为被破碎了的复合氧化物的大小程度。因此，破碎空隙的平均径为复合氧化物(粒子)的平均径的100％以下。从缺陷的观点出发，空隙也是小为好，优选为80％以下。空隙的平均径的下限没有特别设定。即使是平均径为0、也就是没有空隙的状态，在复合氧化物与钢的界面也成为氢捕捉点。
本发明中的空隙的平均径，分别测定5个空隙的长径、短径，定义为它们的平均值。
热轧(热轧制)、特别是粗轧制中，由于温度高，因此复合氧化物也软化，与作为母相的铁的硬度差也小。即，在作为粗轧制的温度区域的约1000℃以上的温度区域，轧制所致的复合氧化物的破碎基本没有发生，复合氧化物延伸。
另外，当变为比1000℃低的温度、优选变为900℃以下时，复合氧化物难以延伸。在热轧精轧制的前段，生成微小的裂纹的程度的开裂在复合氧化物的一部分中产生。而且，在热轧精轧制后段和冷轧(冷轧制)中，以生成的微小裂纹为起点，复合氧化物被破碎。这样，为了得到适度地延伸、同时具有微小的裂纹，并被破碎了的复合氧化物，热轧时的温度控制和在各温度区域的应变量、应变速度的控制变得重要。
热加工的温度区域过高时，不能够对复合氧化物给予只形成裂纹的应变。另外，若过低，则复合氧化物的形态不是延伸了的形态，而是成为接近于球形的形态，因此难以产生裂纹。适度地延伸、厚度变薄对裂纹的形成是必要的。因此，在热轧制中，需要控制由在更高温区域的适度的变形所产生的复合氧化物的延伸和在低温区域的裂纹的形成而给予。并且，这样的形成裂纹的复合氧化物的形态，如前述那样，在复合氧化物内存在浓度差，变形能存在差异的情况下，变得更复杂，能够高效率地形成有效的空隙。
作为热轧条件的热轧加热温度、卷取温度等，可在通常的操作范围按照通常那样设定。为了在热轧中充分得到复合氧化物延伸效果，热轧加热温度可以为1000～1400℃。优选为1050℃以上。由此，可在1000℃以上进行热轧粗轧制，其后，可在1000℃以下进行热轧精轧制。最终精轧制温度可以设为800℃以下。优选设为750℃以下。由此，被延伸了的复合氧化物进行破碎。卷取温度设为700℃以下在经济上有利。
另外，为了复合氧化物的形态控制，优选在粗轧制中轧制率设为70％以上、在精轧制中轧制率设为70％以上。恶化率越高，越有复合氧化物的破碎延伸效果，因此在粗轧制中更优选压下率为75％以上。进一步优选为80％以上。另外，在精轧制中的压下率更优选为80％以上。进一步优选为90％以上。即，在该轧制率下复合氧化物的延伸和破碎进行，成为对耐延迟断裂特性提高有效的氢捕捉点。
采用热轧制能够得到成为氢捕捉点的复合氧化物微粒子，但进而通过冷轧制，将复合氧化物微细化，由此能够使氢捕捉效果提高。冷轧制，为了使复合氧化物充分破碎，在冷轧中的轧制率优选为30％以上。在30％以上的冷轧率下，复合氧化物延伸和破碎，成为对耐延迟断裂特性提高有效的氢捕捉点，耐延迟断裂特性的提高更加提高。进而更优选为40％以上，当为50％以上时，耐延迟断裂特性的提高变得显著。特别是在需要深拉深性的情况下，在冷轧中的轧制率优选为60％以上。
在进行退火的情况下，可以是通常的对冷轧钢板实施的连续退火法或箱(box)式退火法的任意退火法。
热压用钢板，作为汽车用结构部件使用的情况下，其较多是进行表面处理而使用，特别是作为镀层钢板使用的情况较多。作为镀层钢板，通常被施加镀铝层、镀锌-铝层、镀锌层。本发明的热压用钢板也可以按照常规方法那样施加这些镀层。例如，在实施热浸镀铝层的情况下，在钢板表面施加单面30～100g/m2左右的镀层即可。
另外，在本发明中为了通过热压来制造高强度部件，将钢板首先加热至奥氏体区域、即Ac3相变点以上的奥氏体区域。该情况下，达到奥氏体区域即可，若温度太过高的话，则粗粒化和氧化变得显著，因此不优选。接着，用金属模开始成形加工，加工后在金属模中一边拘束一边急速冷却，使其发生马氏体相变从而进行淬火，由此能够制造高强度部件。
若冷却速度变慢，则变得不能淬火，得不到作为目的的强度，因此作为从奥氏体区域开始的急速冷却的速度，设为由钢成分和组织影响的临界冷却速度以上。冷却结束温度优选为马氏体相变结束温度以下。
再者，回火，特别是可以不进行，但为了强度过高的情况下的修正、或韧性提高，根据需要也可以进行。
实施例
以下基于实施例说明本发明。
(实施例1)
铸造表1-1～1-3、表2-1～2-3所示的化学成分的钢，制造了板坯。再者，表2-1～2-3示出：以表1-1、表1-2中记载的钢种A、X、AC为基础钢，向其中调配了表2-1～2-3中记载的各成分元素的钢种。
将这些板坯加热至1050～1350℃，在热轧制中精加工温度为800～900℃、卷取温度为450～680℃，制成了板厚4mm的热轧钢板。其后，进行酸洗后，通过冷轧制，制成了板厚1.6mm的冷轧钢板。其后，实施了连续退火(退火温度720～830℃)。另外，对于一部分的冷轧钢板，在连续热浸镀生产线上施加了热浸镀锌层(单位面积重量：单面30～90g/m2)、合金化热浸镀锌层(单位面积重量：单面30～90g/m2)、热浸镀铝层(单位面积重量：单面30～100g/m2)。钢板种类示于表1-1～3、表2-1～3。以下示出钢板种类的凡例。
HR：热轧钢板、CR：冷轧钢板(退火材)、AL：热浸镀铝层钢板、GI：热浸镀锌层钢板、GA：合金化热浸镀锌层钢板。
关于所制造的钢板中的Fe-Mn复合氧化物的平均(算术平均)粒径、破碎空隙的有无，研磨了钢板截面之后，进行光学显微镜或扫描型电子显微镜观察，或制备出薄膜试样后采用透射型电子显微镜进行观察。其结果一并示于表1-1～3、表2-1～3。凡例见下面。
复合氧化物的平均粒径：
○：平均直径为0.1～15μm、
×：平均直径低于0.1μm或超过15μm。
复合氧化物的平均直径，如前述那样将0.1～15μm判为合格。
复合氧化物周围的破碎空隙：
○：空隙的平均径为0.1μm以上、
×：空隙的平均径低于0.1μm。
复合氧化物周围的破碎空隙的平均径，如前述那样希望为0.1μm以上。
其后，将这些冷轧钢板，通过炉加热加热至作为Ac3点以上的880～950℃的奥氏体区域后，进行热成形加工。加热炉的气氛示于燃烧排气，该气氛中的氢浓度为2％，露点为20℃。
金属模形状的截面示于图4。图4中的凡例，示出冲模9、冲头10的金属模形状。从上方观察到的冲头的形状示于图5。图5中的凡例示出冲头10。从下方观察到的冲模的形状示于图6。图6中的凡例示出冲模9。金属模，模仿冲头形状，按板厚1.6mm的间隙(余隙)确定为冲模的形状。坯料尺寸设为1.6mm厚×300mm×500mm。作为成形条件，冲头速度为10mm/s、加压力为200吨、在下止点的保持时间设为5秒。热压成形品11的模式图示于图7。
热压部件的淬火特性，是研磨截面之后，用光学显微镜观察进行了硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的显微组织，利用马氏体的面积率来评价。评价结果一并示于表1-1～1-3、表2-1～2-3。凡例见下面。
○：马氏体面积率为90％以上、
△：马氏体面积率为80％以上、
×：马氏体面积率低于80％。
关于马氏体面积率，80％以上设为优选的范围。
耐延迟断裂特性的评价，通过利用穿孔加工给予应力来进行。在图8所示的试验部件12的中央的工艺孔位置13，使用直径10mm的冲头，使用直径10.5mm的冲模，进行穿孔加工。图8表示从上方观察到的部件的形状。图8中的凡例示出部件12、工艺孔中心13。穿孔加工，在热成形后30分以内实施，其个数设为10个。耐氢脆化特性的评价基准，在穿孔加工的1星期后观察孔全周，判定裂纹的有无。观察采用放大镜或电子显微镜进行。判定结果示于表3。凡例见下面。
10点中的微小裂纹的个数的合计：
◎：0个、
○：1个、
△：低于5个、
×：5个以上。
微小裂纹个数，将低于5个判为合格，但不用说优选较少。
如表1-1～1-3、以及表2-1～2-3所示可知，如果在本发明的范围内，则在通过热压进行的金属模淬火中被充分强化，能够实现耐延迟断裂特性优异的钢板。
(实施例2)
使用表1-1以及1-2所示的钢种A、X、AC，进行了轧制条件的研讨。将这些板坯加热至1050～1350℃，在热轧制中精加工温度为800～900℃、卷取温度为450～680℃，制成了热轧钢板。板坯、粗轧制板、热轧板的厚度和粗轧制率、精轧制率示于表3-1以及3-2。其后，一部分的热轧钢板进行了酸洗后，实施了冷轧制。冷轧板厚度和冷轧率示于表3-1以及3-2。其后，一部分的钢板实施了连续退火(退火温度720～830℃)。另外，对一部分的钢板，在连续热浸镀生产线上施加了热浸镀锌层(单位面积重量：单面30～90g/m2)、合金化热浸镀锌层(单位面积重量：单面30～90g/m2)、热浸镀铝层(镀层单位面积重量：单面30～100g/m2)。钢板种类一并示于表3。以下示出钢板种类的凡例。
HR：热轧钢板、CR：冷轧钢板、A：退火材、N：无退火、AL：热浸镀铝层钢板、GI：热浸镀锌层钢板、GA：合金化热浸镀锌层钢板。
关于所制造的钢板中的Fe-Mn复合氧化物的平均粒径、破碎空隙的有无，研磨钢板截面之后，进行光学显微镜或扫描型电子显微镜观察，或制备出薄膜实验后，采用透射型电子显微镜进行观察。其结果一并示于表3-1以及3-2。凡例见下面。
复合氧化物的平均粒径：
○：平均直径为0.1～15μm、
×：平均直径低于0.1μm或超过15μm。
复合氧化物周围的破碎空隙：
○：空隙的平均径为0.1μm以上、
×：空隙的平均径低于0.1μm。
其后，将这些冷轧钢板通过炉加热加热至作为Ac3点以上的880～950℃的奥氏体区域后，进行了热成形加工。加热炉的气氛使用燃烧排气，该气氛中的氢浓度为2％，露点为20℃。
在实施例中使用的金属模形状的截面示于图4。图4中的凡例示出冲模9、冲头10的金属模形状。从上方观察到的冲头的形状示于图5。图5中的凡例示出冲头10。从下方观察到的冲模的形状示于图6。图6中的凡例示出冲模9。金属模，模仿冲头形状，按板厚1.6mm的间隙确定为冲模的形状。坯料尺寸设为1.6mm厚×300mm×500mm。作为成形条件，冲头速度为10mm/s、加压力为200吨、在下止点的保持时间设为5秒。热压制成形品的模式图示于图7。
钢板的淬火特性，研磨截面之后，用光学显微镜观察进行了硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的显微组织，利用马氏体的面积率来评价。评价结果一并示于表3-1以及3-2。以下示出其凡例。
○：马氏体面积率为90％以上、
△：马氏体面积率为80％以上、
×：马氏体面积率低于80％。
耐延迟断裂特性的评价，通过利用穿孔加工给予应力来进行。在图8所示的试验部件12的中央的工艺孔位置13，使用直径10mm的冲头，使用使得达到间隙15％±2那样的直径的冲模，进行了穿孔加工。图8示出从上方观察到的部件的形状。图8中的凡例示出部件12、工艺孔中心13。穿孔加工，在热成形后30分以内实施，其个数设为10个。耐氢脆化特性的评价基准，是在穿孔加工的1星期后观察孔全周，判定裂纹有无。观察使用放大镜或电子显微镜进行。判定结果示于表3-1以及3-2。以下示出凡例。
10点中的微小裂纹的个数的合计：
◎：0个、
○：1个、
△：低于5个、
×：5个以上。
如表3-1以及3-2所示可知，如果在本发明推荐的制造方法的范围内，则在通过热压进行的金属模淬火中被充分强化，能够实现更好的耐延迟断裂特性优异的钢板。
产业上的利用可能性
本发明能够作为热压用的钢材使用，在其利用领域方面，能够在汽车用部件、家电、机械产业等广泛的产业领域利用。
附图标记说明
1 粗大复合氧化物
1-1、1-2 氧化物
2 热轧粗轧制
3 被延伸的复合氧化物
3-1、3-2 被延伸了的氧化物
4 热轧精轧制
5 破碎空隙(氢捕捉能)
5-1、5-2 被破碎了的氧化物
6 粗大的氧化物
6’ 微细的氧化物
7 被延伸了的氧化物
8 被破碎了的氧化物
9 冲模
10 冲头
11 热压成形品
12 试验部件
13 工艺孔位置。

Claims (9)

1.一种热压用钢板，其特征在于，以质量％计，含有
C：0.05～0.40％、
Si：0.001～0.02％、
Mn：0.1～3％、
Al：0.0002～0.005％、
Ti：0.0005～0.01％、
O：0.003～0.03％、
Nb：0.005～0.05％和
Cr和Mo之中的1种或2种：合计为0.005～2％，
其余量包含Fe以及不可避免的杂质的化学成分，并且，分散地含有平均直径为0.1～15μm的Fe-Mn系复合氧化物粒子。
2.根据权利要求1所述的热压用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有以下所示的(a)～(c)这3组之中的1组或2组以上中所包含的成分，
(a)B：0.0005～0.01％；
(b)V、W、Co的1种或2种以上：合计为0.005～1％；
(c)Ni、Cu之中的1种或2种：合计为0.005～2％。
3.根据权利要求1或2所述的热压用钢板，其特征在于，在所述复合氧化物粒子的周围具有空隙。
4.根据权利要求1或2所述的热压用钢板，其特征在于，所述复合氧化物粒子的周围的空隙的平均径为所述复合氧化物粒子的平均粒径的10～100％。
5.一种热压用钢板，其特征在于，对权利要求1或2所述的钢板施加了镀铝层、镀锌-铝层、镀锌层之中的任一镀层。
6.一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，在将权利要求1或2中所述的化学成分的铸片热轧制时，在粗轧制中轧制率设为70％以上，在精轧制中轧制率设为70％以上。
7.一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，将权利要求6中所述的热轧制出的热轧钢板酸洗，以30％以上的轧制率实施冷轧制。
8.一种热压用钢板的制造方法，其特征在于，对权利要求7中所述的冷轧制出的冷轧钢板实施退火。
9.一种使用了热压用钢板的高强度部件的制造方法，其特征在于，将权利要求1或2的任一项所述的热压用钢板加热到Ac3以上的奥氏体区域的温度后，采用金属模开始成形，成形后在金属模中冷却从而进行淬火。
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