CN107429363A - 热处理钢板构件以及其的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种热处理钢板构件，其中，化学组成以质量％计为C：0.05～0.50％、Si：0.50～5.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.10％、B：0.0005～0.010％、Cr：0～1.0％、Ni：0～2.0％、Cu：0～1.0％、Mo：0～1.0％、V：0～1.0％、Ca：0～0.01％、Al：0～1.0％、Nb：0～1.0％、REM：0～0.1％、余量：Fe以及杂质，该热处理钢板构件具有以马氏体为主体、且残留奥氏体的体积率为5.0％以上的金相组织，在前述钢板构件中存在的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的数密度为4.0×103个/mm2以下，在由ASTM E8规定的使用板状试验片测定机械性质时，满足[(logfγ0‑logfγ(0.02))/0.02<20.0]，拉伸强度为1.4GPa以上，总伸长率为8.0％以上。

Description

热处理钢板构件以及其的制造方法
技术领域
本发明涉及热处理钢板构件以及其的制造方法。
背景技术
在汽车用钢板的领域中，以近来的环境限制以及碰撞安全基准的严格化为背景，为了兼具燃料消耗率和碰撞安全性，具有高拉伸强度的高强度钢板的应用扩大。然而，伴随高强度化的钢板的压制成形性降低，因此难以制造复杂形状的制品。具体而言，由于伴随高强度化的钢板的延性降低，产生高加工部位的断裂的问题。此外，还产生由于加工后的残留应力产生回弹以及壁翘曲、尺寸精度劣化的问题。因此，不容易将高强度、特别是具有780MPa以上的拉伸强度的钢板压制成形为具有复杂形状的制品。需要说明的是，若为辊成形而不是压制成形，虽然容易加工高强度的钢板，但其的应用限于在长度方向具有同样的截面的部件。
因此，近年来，例如，如专利文献1～3所公开的那样，作为对高强度钢板那样的成形困难的材料进行压制成形的技术，采用热冲压技术。热冲压技术是指将供于成形的材料加热之后进行成形的热成形技术。在该技术中，对材料进行加热之后进行成形，因此在成形时，钢材为软质、具有良好的成形性。由此，即便为高强度的钢材，也可以精度良好地成形为复杂的形状。此外，利用压制模具在与成形同时进行淬火，因此成形后的钢材具有足够的强度。
例如，根据专利文献1，可以通过热冲压技术，对成形后的钢材赋予1400MPa以上的拉伸强度。此外，在专利文献2中公开了韧性优异，并且拉伸强度为1.8GPa以上的热压制成形而成的压制成形品。进而，在专利文献3中公开了具有2.0GPa以上的极高的拉伸强度，进而具有良好的韧性和延性的钢材。
现有技术文献
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2012-180594号公报
专利文献3：日本特开2012-1802号公报
发明内容
发明要解决的问题
上述热冲压那样的热成形技术为可以确保成形性并且使构件高强度化的优异的成形方法，但需要加热至800～1000℃的高温，因此产生钢板表面氧化的问题。由此时产生的铁氧化物形成的氧化皮在压制时脱落，附着在模具时生产率降低。此外，存在在压制后的制品上残存氧化皮时，外观不良的问题。
而且，在钢板表面残存氧化皮时，在接下来的工序中进行涂装时，导致钢板与涂膜的密合性劣化，耐腐蚀性的降低。因此，压制成形后需要喷丸等氧化皮去除处理。因此，作为生成的氧化皮所要求的特性，在压制时不会剥离脱落而引起模具污染，在喷丸处理时容易剥离去除。
此外，如前所述，对汽车用钢板也要求碰撞安全性。汽车的碰撞安全性通过车身整体或者钢板构件的碰撞试验中压坏强度以及吸收能量来评价。特别是压坏强度大幅依赖于材料强度，因此超高强度钢板的需求飞跃性地提高。然而，通常伴随高强度化的破坏韧性以及变形能力降低，因此在汽车构件的碰撞压坏时在早期断裂或者在变形集中那样的部位发生断裂，不能发挥与材料强度相应的压坏强度，吸收能量降低。因此，为了提高碰撞安全性，不仅提高材料强度是重要的，而且提高作为汽车构件的破坏韧性以及变形能力的重要指标的、材料的韧性以及延性也是重要的。
在专利文献1以及2记载的技术中，虽然对于拉伸强度以及韧性有记载，但对于延性没有考虑。此外，根据专利文献3中记载的技术，可以提高拉伸强度、韧性以及延性，但对于得到适当的氧化皮特性没有研究，存在改良的余地。
本发明是为了解决上述的问题点而成的，其目的在于提供具有良好的氧化皮特性并且具有1.4GPa以上的拉伸强度、并且韧性以及延性优异的热处理钢板构件。需要说明的是，特别是热成形的钢板构件大多数情况下不是平板而为成形体，在本发明中是指包括为成形体的情况在内的“热处理钢板构件”。此外，将热处理钢板构件的热处理前的作为原材料的钢板也称为“热处理用钢板”。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述问题而成的，主旨在于下述的热处理钢板构件以及其的制造方法。
(1)一种热处理钢板构件，其中，化学组成以质量％计为
C：0.05～0.50％、
Si：0.50～5.0％、
Mn：1.5～4.0％、
P：0.05％以下、
S：0.05％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.01～0.10％、
B：0.0005～0.010％、
Cr：0～1.0％、
Ni：0～2.0％、
Cu：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～1.0％、
Ca：0～0.01％、
Al：0～1.0％、
Nb：0～1.0％、
REM：0～0.1％、
余量：Fe以及杂质，
该热处理钢板构件具有以马氏体为主体、且残留奥氏体的体积率为5.0％以上的金相组织，
在所述钢板构件中存在的当量圆直径为0.1μm以上的残留碳化物的数密度为4.0×103个/mm2以下，
在由ASTM E8规定的使用板状试验片测定下述机械性质时，
由下述(i)式表示的应变诱发相变参数k的值不足20.0，
拉伸强度为1.4GPa以上，
总伸长率为8.0％以上。
k＝(logfγ0－logfγ(0.02))/0.02···(i)
其中，上述式中的各符号的含义如以下所述。
fγ0：在钢板构件中存在的残留奥氏体的体积率
fγ(0.02)：对于钢板构件赋予0.02的真应变，在移除载荷后的构件中存在的残留奥氏体的体积率
(2)根据(1)所述的热处理钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.01～1.0％、
Ni：0.1～2.0％、
Cu：0.1～1.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.1～1.0％、
Ca：0.001～0.01％、
Al：0.01～1.0％、
Nb：0.01～1.0％、以及
REM：0.001～0.1％中的1种以上。
(3)根据上述(1)或者(2)所述的热处理钢板构件，其中，由下述(ii)式表示的Mn偏析度α为1.6以下。
α＝[在板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度(质量％)]···(ii)
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热处理钢板构件，其中，由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值为0.10％以下。
(5)一种热处理钢板构件的制造方法，其中，以5℃/s以上的平均升温速度将如下钢板加热至Ac3点～Ac3点+200℃的温度域之后，从所述温度域以上部临界冷却速度以上冷却至Ms点，然后，从Ms点以5℃/s以下的平均冷却速度冷却至100℃，
所述钢板具有以质量％计为
C：0.05～0.50％、
Si：0.50～5.0％、
Mn：1.5～4.0％、
P：0.05％以下、
S：0.05％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.01～0.10％、
B：0.0005～0.010％、
Cr：0～1.0％、
Ni：0～2.0％、
Cu：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～1.0％、
Ca：0～0.01％、
Al：0～1.0％、
Nb：0～1.0％、
REM：0～0.1％、
余量：Fe以及杂质的化学组成，
表面的轮廓最大高度Rz为3.0～10.0μm，
当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的数密度为8.0×103个/mm2以下。
(6)根据(5)所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.01～1.0％、
Ni：0.1～2.0％、
Cu：0.1～1.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.1～1.0％、
Ca：0.001～0.01％、
Al：0.01～1.0％、
Nb：0.01～1.0％、以及
REM：0.001～0.1％中的1种以上。
(7)根据上述(5)或者(6)所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，在所述钢板构件中存在的残留碳化物的数密度为4.0×103个/mm2以下。
(8)根据上述(5)～(7)中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，由下述(ii)式表示的Mn偏析度α为1.6以下。
α＝[在板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度(质量％)]···(ii)
(9)根据上述(5)～(8)中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，由JISG 0555(2003)规定的钢的纯净度的值为0.10％以下。
(10)根据上述(5)～(9)中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，加热至所述温度域之后，在冷却至Ms点之前对所述钢板实施热成形。
发明的效果
根据本发明，可以得到具有1.4GPa以上的拉伸强度并且韧性以及延性优异的热处理钢板构件。
具体实施方式
本发明人等对于为了得到具有良好的氧化皮特性并且韧性以及延性优异的钢板构件的化学成分以及组织的关系进行深入研究，结果得到以下的见解。
(a)在国内外生产的热处理用钢板的成分大致相同，含有C：0.2～0.3％以及Mn：1～2％左右，进而包含Ti以及B。在热处理工序中，将该钢板加热至Ac3点以上的温度为止，之后以铁素体未析出的方式快速地搬送，通过模具压制而骤冷至马氏体相变开始温度(Ms点)为止，从而得到强度高的马氏体组织。
(b)然而，本发明人等进行详细的组织调查，结果得知，在热处理工序后的钢板构件中，存在组织不全部被马氏体占据的情况。作为其的原因，考虑以下所述。在骤冷过程的Ms点以下的温度范围，由于伴随相变的发热而使冷却速度降低。因此，产生的马氏体在此时回火(自动回火)，碳向未相变奥氏体扩散·偏析，奥氏体发生1～2％左右残留。此外，还认为由于热轧或者退火条件而析出的碳化物即便在热处理工序后也发生残留。
(c)本发明人等对于在热处理钢板构件中不可避免地包含的残留奥氏体对钢板构件的特性造成的影响，进行更详细地研究。具有以铁素体为基础包含残留奥氏体的复合组织的钢由于利用残留奥氏体的加工诱发相变的TRIP(Transformation InducedPlasticity)效应而使延性优异。另一方面，在超高强度钢材那样的具有以马氏体为基础包含残留奥氏体的复合组织的钢中，对于TRIP效应是否有效地起作用，至今尚未有定论。
(d)本发明人等调查了在钢材的变形时残留奥氏体发生何种变化，结果明确即便在以马氏体为基础的钢中，也发现TRIP效应，延性提高。此外，发明人等发现进行如夏比冲击试验那样的韧性评价试验，由于残留奥氏体的TRIP效应而不仅使延性也使韧性提高。
(e)对于钢板构件的组织中的残留奥氏体量，可以通过使C、Si以及Mn等元素的成分设计优化，从而使其飞跃性地增加。
(f)此外，以往，在提高碰撞安全性的基础上，也关注均匀伸长率，提高局部伸长率在抑制碰撞时的断裂上是重要的。
(g)粗大的碳化物过量地存在于热处理用钢板中，在热处理后碳化物在晶界大量地残留时，不仅热处理钢板构件的韧性恶化，局部伸长率也降低，结果碰撞安全性恶化。因此，将在钢板构件中存在的残留碳化物的数密度设为规定值以下是必要的。
(h)进而，对于氧化皮特性，在热处理前的钢板中，通过使钢中的Si量多于以往的钢板，从而可以得到期望的氧化皮特性。
(i)通过将热处理用钢板中所含的Mn偏析度定量化，并使其降低，从而进一步提高热处理钢板构件的韧性。
(j)钢板构件中所含的夹杂物对于超高强度钢板的韧性产生较大影响。为了改善韧性，优选降低由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值。
本发明是基于上述的见解而成的。以下，对于本发明的各要件进行详细说明。
(A)热处理钢板构件以及热处理用钢板的化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，对于含量的“％”意味着“质量％”。
C：0.05～0.50％
C为提高钢的淬火性并且提高淬火后的钢板构件的强度的元素。然而，C含量不足0.05％时，在淬火后的钢板构件中，难以确保足够的强度。因此，C含量设为0.05％以上。另一方面，C含量超过0.50％时，淬火后的钢板构件的强度变得过高，韧性的劣化变得显著。因此，C含量设为0.50％以下。C含量优选为0.08％以上，优选为0.45％以下。
Si：0.50～5.0％
Si为提高钢的淬火性并且通过固溶强化而提高钢材的强度的元素。进而，Si几乎在碳化物中不固溶，因此在热成形时抑制碳化物的析出，助长向未相变奥氏体的C富集。其结果，Ms点显著降低并且被固溶强化的奥氏体大量残留。此外，Si在热处理时在钢板表面生成Fe2SiO4，抑制氧化皮生成，并且实现使氧化皮中的FeO减少的作用。该Fe2SiO4成为阻隔层，阻断向氧化皮中的Fe供给，因此可以使氧化皮厚度变薄。进而氧化皮厚度薄时，还存在在热成形时难以剥离，在成形后的氧化皮去除处理时容易剥离的优点。
为了得到这些效果，需要含有0.50％以上的Si。需要说明的是，Si为0.50％以上时，存在残留碳化物变少的倾向。后述，热处理前的钢板中析出的碳化物多时，担心他们在热处理时熔化残留，不能确保足够的淬火性，低强度的铁素体析出，变得强度不足，因此在该意味上将Si设为0.50％以上。
然而，钢中的Si含量超过5.0％时，在热处理时，由于奥氏体相变而使所需的加热温度显著变高。由此，有时导致热处理所需的成本上升或导致由加热不足产生的淬火不足。因此，Si含量设为5.0％以下。Si含量优选为0.75％以上，优选为4.0％以下。
Mn：1.5～4.0％
Mn是用于提高钢板的淬火性并且稳定地确保淬火后的强度的非常有效的元素。进而为降低Ac3点、促进淬火处理温度的低温化的元素。然而，Mn含量不足1.5％时，其效果不充分。另一方面，Mn含量超过4.0％时，上述的效果饱和，进而导致淬火部的韧性劣化。因此，Mn含量设为1.5～4.0％。Mn含量优选为2.0％以上。此外，Mn含量优选为3.8％以下，更优选为3.5％以下。
P：0.05％以下
P为使淬火后的钢板构件的韧性劣化的元素。特别是，P含量超过0.05％时，韧性的劣化变得显著。因此，P含量设为0.05％以下。P含量优选为0.005％以下。
S：0.05％以下
S为使淬火后的钢板构件的韧性劣化的元素。特别是，S含量超过0.05％时，韧性的劣化变得显著。因此，S含量设为0.05％以下。S含量优选为0.003％以下。
N：0.01％以下
N为使淬火后的钢板构件的韧性劣化的元素。特别是，N含量超过0.01％时，在钢中形成粗大的氮化物，局部变形能力、韧性显著劣化。因此，N含量设为0.01％以下。N含量的下限没有特别限定，但将N含量设为不足0.0002％在经济上不优选，因此N含量优选设为0.0002％以上，更优选设为0.0008％以上。
Ti：0.01～0.10％
Ti为具有如下作用的元素：在将钢板加热到Ac3点以上的温度、实施热处理时，抑制再结晶并且形成微细的碳化物而抑制粒生长，从而使奥氏体粒成为细粒。因此，通过含有Ti，从而得到钢板构件的韧性大幅提高的效果。此外，Ti由于优先与钢中的N键合，从而抑制由BN的析出导致的B的消耗，促进后述的由B产生的淬火性提高的效果。Ti含量不足0.01％时，不能充分地得到上述的效果。因此，Ti含量设为0.01％以上。另一方面，Ti含量超过0.10％时，TiC的析出量增加，消耗C，因此淬火后的钢板构件的强度降低。因此，Ti含量设为0.10％以下。Ti含量优选为0.015％以上，优选为0.08％以下。
B：0.0005～0.010％
B具有即便为微量也急剧提高钢的淬火性的作用，因此在本发明中是非常重要的元素。此外，B在晶界偏析，从而使晶界强化，提高韧性。进而，B抑制在钢板的加热时奥氏体的粒生长。B含量不足0.0005％时，存在不能充分地得到上述效果的情况。因此，B含量设为0.0005％以上。另一方面，B含量超过0.010％时，粗大的化合物大量析出，钢板构件的韧性劣化。因此，B含量设为0.010％以下。B含量优选为0.0010％以上，优选为0.008％以下。
本发明的热处理钢板构件以及热处理前的热处理用钢板中，在上述元素的基础上还可以含有选自下述所示的量的Cr、Ni、Cu、Mo、V、Ca、Al、Nb以及REM中的1种以上的元素。
Cr：0～1.0％
Cr为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此也可以含有。此外，与Si同样地起到如下作用：在热处理时在钢板表面生成FeCr2O4，抑制氧化皮生成，并且使氧化皮中的FeO减少。该FeCr2O4成为阻隔层，阻断向氧化皮中的Fe供给，因此可以使氧化皮厚度变薄。进而氧化皮厚度薄时，还存在在热成形时难以剥离，在成形后的氧化皮去除处理时容易剥离的优点。然而，Cr含量超过1.0％时，上述效果饱和，白白地导致成本的增加。因此，含有时的Cr含量设为1.0％。Cr含量优选为0.80％以下。为了得到上述效果，Cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。
Ni：0～2.0％
Ni为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，Ni含量超过2.0％时，上述效果饱和、经济性降低。因此，含有时的Ni含量设为2.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.1％以上的Ni。
Cu：0～1.0％
Cu为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，Cu含量超过1.0％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，含有时的Cu含量设为1.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.1％以上的Cu。
Mo：0～1.0％
Mo为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，Mo含量超过1.0％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，含有时的Mo含量设为1.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.1％以上的Mo。
V：0～1.0％
V为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，V含量超过1.0％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，含有时的V含量设为1.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.1％以上的V。
Ca：0～0.01％
Ca为具有使钢中的夹杂物微细化，使淬火后的韧性以及延性提高的效果的元素，因此也可以含有。然而，Ca含量超过0.01％时，该效果饱和，白白地导致成本的增加。因此，含有Ca时，其的含量设为0.01％以下。Ca含量优选为0.004％以下。希望得到上述效果时，优选将Ca含量设为0.001％以上，更优选设为0.002％以上。
Al：0～1.0％
Al为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，Al含量超过1.0％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，含有时的Al含量设为1.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.01％以上的Al。
Nb：0～1.0％
Nb为可以提高钢的淬火性并且稳定地确保淬火后的钢板构件的强度的元素，因此可以含有。然而，Nb含量超过1.0％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，含有时的Nb含量设为1.0％以下。为了得到上述效果，优选含有0.01％以上的Nb。
REM：0～0.1％
REM与Ca同样地为具有使钢中的夹杂物微细化，使淬火后的韧性以及延性提高的效果的元素，因此也可以含有。然而，REM含量超过0.1％时，该效果饱和，白白地导致成本的增加。因此，含有时的REM含量设为0.1％以下。REM含量优选为0.04％以下。为了得到上述效果时，优选将REM含量设为0.001％以上，更优选设为0.002％以上。
其中，REM是指Sc、Y以及镧系元素的总计17种元素，前述REM的含量意味着这些元素的总含量。对于REM，例如使用Fe-Si-REM合金，被添加到钢水中，该合金含有例如Ce、La、Nd、Pr。
在本发明的热处理钢板构件以及热处理用钢板的化学组成中，余量为Fe以及杂质。
其中，“杂质”是指在工业上制造钢板时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种要素而混入的成分，意味着在不对本发明产生坏影响的范围所允许的物质。
(B)热处理钢板构件的金相组织
本发明中所述的热处理钢板构件具有以马氏体为主体，并且残留奥氏体的体积率为5.0％以上的金相组织。需要说明的是，在本钢板构件中存在的马氏体为自动回火马氏体。此外，“以马氏体为主体”意味着马氏体的体积率为90％以上的金相组织。在钢板构件中，也存在铁素体、珠光体、贝氏体等组织混合存在的情况，但这些组织若以总计体积率计为5.0％以下则是允许的。
残留奥氏体：5.0％以上
残留奥氏体在变形时发生马氏体相变，从而防止缩颈、助长加工硬化，提高延性。特别是，残留奥氏体的体积率不足5.0％时，延性显著降低，超高强度的热处理钢板构件的断裂风险高，碰撞安全性降低。因此，残留奥氏体的体积率设为5.0％以上。另一方面，对于残留奥氏体的体积率的上限，没有特别限制。然而，残留奥氏体的体积率为过量时，强度降低，因此优选设为10％以下。
需要说明的是，作为测定包含以残留奥氏体为首的第二相的组织的相分率(体积率)的方法，使用X射线衍射的方法是通常的方法。其是用检测器测定第一相(马氏体组织，体心立方晶格)以及第二相(残留奥氏体相、面心立方晶格)的衍射X射线强度，从该衍射曲线的面积比测定各相的体积率的方法，能够以高精度测定钢板构件中的残留奥氏体的体积％。需要说明的是，除残留奥氏体以外混入铁素体等时，能够用光学显微镜容易地辨别，因此作为钢板构件中的主组织的马氏体的体积％也可以以高精度测定。
(C)残留碳化物：4.0×103个/mm2以下
进行热处理时，由于在钢中通常存在的碳化物的再固溶而能够确保足够的淬火性。然而，碳化物的一部分未再固溶而残留时，不能确保足够的淬火性，低强度的铁素体析出。因此，该残留碳化物越少，淬火性越提高，越可以确保高强度。
此外，在热处理前的钢板中大量存在残留碳化物时，不仅淬火性降低，而且残留碳化物在原γ晶界堆积，使晶界脆化。进而，残留碳化物的量为过量时，在变形时残留碳化物成为空隙起点，容易连结，因此钢板构件的延性、特别是局部伸长率降低，结果碰撞安全性恶化。
特别是，在热处理后的钢板构件中存在的当量圆直径为0.1μm以上的残留碳化物的数密度超过4.0×103个/mm2时，热处理后的钢板构件的韧性以及延性恶化。因此，在热处理钢板构件中存在的当量圆直径为0.1μm以上的残留碳化物的数密度设为4.0×103个/mm2以下。需要说明的是，在热处理前的钢板中存在的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的数密度优选设为8.0×103个/mm2以下。此外，上述碳化物是指粒状的物质，具体而言，以长宽比为3以下的物质为对象。
(D)热处理钢板构件的机械性质
如上所述，由于利用残留奥氏体的加工诱发相变的TRIP效应能够得到高延性。然而，低应变下残留奥氏体会发生相变，则不能期待由TRIP效应产生的高延性化。即，不仅需要控制残留奥氏体的量，而且需要控制其性质。
具体而言，由下述(i)式表示的应变诱发相变参数k的值变大时，低应变下残留奥氏体会发生相变。因此，需要将应变诱发相变参数k的值设为不足20.0。
k＝(logfγ0－logfγ(0.02))/0.02···(i)
其中，上述式中的各符号的含义如以下所述。
fγ0：在钢板构件中存在的残留奥氏体的体积率
fγ(0.02)：对于钢板构件赋予0.02的真应变，在移除载荷后的构件中存在的残留奥氏体的体积率
需要说明的是，认为在对残留奥氏体赋予应变时支配是否容易发生相变的是残留奥氏体中的固溶C量，在本发明中的Mn含量的范围下，在残留奥氏体量与固溶C量之间存在正相关性。并且，例如，固溶C量为0.8％左右时，上述k的值成为15左右，固溶C量为0.2％左右时，上述k的值成为53左右。
此外，对于本发明中所述的热处理钢板构件，拉伸强度为1.4GPa以上，总伸长率为8.0％以上。这是因为具备1.4GPa以上的高拉伸强度和总伸长率为8.0％以上的优异的延性，从而使响应兼具燃料消耗率和碰撞安全性的要求成为可能。
为了如上述那样实现优异的延性、提高碰撞安全性，不仅期望均匀伸长率增加，而且期望局部伸长率也增加。从这样的观点出发，局部伸长率优选设为2.8％以上。
需要说明的是，在本发明中，包含上述的应变诱发相变参数k、拉伸强度、总伸长率以及局部伸长率在内的机械性质的测定中，使用ASTM标准E8的半尺寸板状试验片。具体而言，拉伸试验基于ASTM标准E8的规定而实施，对于厚度为1.2mm、平行部长度为32mm、平行部板宽为6.25mm的板状试验片，以3mm/分钟的应变速度进行室温拉伸试验，测定最大强度(拉伸强度)。此外，对于拉伸试验的平行部预先做25mm的划线，对接断裂样品，测定伸长率(总伸长率)。然后，以从总伸长率减去最大强度时的塑性应变(均匀伸长率)的值而求出局部伸长率。
(E)热处理钢板构件的Mn偏析度
Mn偏析度α：1.6以下
α＝[在板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度(质量％)]···(ii)
在钢板的板厚截面中心部，发生中心偏析从而Mn富集。因此，MnS以夹杂物的形式在中心集中，会容易地成为硬质的马氏体，因此担心与周围的硬度产生差、韧性恶化。特别是由上述(ii)式表示的Mn的偏析度α的值超过1.6时，担心韧性恶化。因此，为了改善韧性，优选将热处理钢板构件的α值设为1.6以下。为了更进一步改善韧性，更优选将α的值设为1.2以下。
需要说明的是，α的值不因热处理或者热成形而发生大幅变化，因此通过将热处理用钢板的α的值设为上述的范围，从而热处理钢板构件的α的值也可以设为1.6以下，即可以提高热处理钢板构件的韧性。
在板厚中心部的最大Mn浓度通过以下的方法而求出。使用电子探针显微分析仪(EPMA)，在钢板的板厚中心部，在与板厚方向垂直的方向进行线分析，根据分析结果从高到低地选择3个测定值，算出其的平均值。此外，在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度通过以下的方法求出。同样地使用EPMA在钢板的1/4深度位置进行10个位置的分析，算出其的平均值。
钢板中的Mn的偏析主要通过钢板组成、特别是杂质含量和连续铸造的条件来控制，在热轧以及热成形的前后实质上没有变化。因此，通过控制热处理用钢板的偏析状况，从而也可以同样地控制此后被热处理了的钢板构件的偏析状况。
(F)热处理钢板构件的纯净度
纯净度：0.10％以下
在热处理钢板构件中大量存在JIS G 0555(2003)中记载的A系、B系以及C系夹杂物时，上述夹杂物成为韧性劣化的原因。夹杂物增加时，容易引起龟裂传播，因此担心韧性劣化。特别是，具有1.4GPa以上的拉伸强度那样的热处理钢板构件的情况，优选将夹杂物的存在比率抑制为较低。由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值超过0.10％时，夹杂物的量多，因此难以确保实用上足够的韧性。因此，热处理钢板构件的纯净度的值优选设为0.10％以下。为了更进一步改善韧性，优选将纯净度的值设为0.06％以下。需要说明的是，钢的纯净度的值是算出上述的A系、B系以及C系夹杂物占据的面积百分率的值。
需要说明的是，纯净度的值不因热处理或者热成形而发生大幅变化，因此通过将热处理用钢板的纯净度的值设为上述的范围，从而也可以使热处理钢板构件的纯净度的值为0.10％以下。
在本发明中，热处理用钢板或者热处理钢板构件的纯净度的值可以通过以下的方法而求出。对于热处理用钢板或者热处理钢板构件，从5个位置切取供试材料。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，用点算法调查纯净度。将各板厚中的纯净度的值最大的(纯净性最低的)数值作为该供试材料的纯净度的值。
(G)热处理用钢板的表面粗糙度
轮廓最大高度Rz：3.0～10.0μm
对于作为本发明所述的热处理钢板构件的热处理前的原材料的、热处理用钢板的表面粗糙度，没有特别限制。然而，为了得到热成形时的氧化皮密合性优异的热处理钢板构件，优选使用钢板表面的由JIS B 0601(2013)规定的轮廓最大高度Rz为3.0～10.0μm的钢板。通过将钢板表面的轮廓最大高度Rz设为3.0μm以上，从而由于锚固效果而提高热成形时的氧化皮密合性。另一方面，轮廓最大高度Rz超过10.0μm时，有时在喷丸等氧化皮去除处理的阶段，氧化皮残存，成为压痕瑕疵的原因。
通过将钢板的表面处的轮廓最大高度Rz设为3.0～10.0μm，从而可以兼具压制时的氧化皮密合性与喷丸处理时的氧化皮剥离性。需要说明的是，为了得到如上所述的适当的锚固效果，以算术平均粗糙度Ra进行管理是不充分的，需要使用轮廓最大高度Rz。
对钢板表面的轮廓最大高度Rz为3.0μm以上的钢板进行热成形时，显示出在表面形成的氧化铁的维氏体的比率增加的倾向。具体而言，维氏体的比率以面积％计成为30～70％，因此得到优异的氧化皮密合性。
认为维氏体与赤铁矿、磁铁矿相比在高温下的塑性变形能力优异，在热成形时发生钢板的塑性变形的情况下氧化皮也显示出容易发生塑性变形的特征。作为维氏体的比率增加的理由，明确而言是不清楚的，但认为凹凸存在时，氧化皮铁基体界面的面积变大，在氧化时铁离子的向外扩散被促进，铁的比率高的维氏体增加。
此外，通过含有Si，在热成形时在钢板表面生成Fe2SiO4，抑制氧化皮生成的情况如前所述。认为整体的氧化皮厚变薄，并且氧化皮中的维氏体比率增加，从而提高热成形时的氧化皮密合性。具体而言，氧化皮厚成为5μm以下，从而得到优异的氧化皮密合性。
(H)热处理用钢板的制造方法
对于作为本发明所述的热处理钢板构件的热处理前的钢板的、热处理用钢板的制造条件，没有特别限制，通过使用以下示出的制造方法，从而可以制造具有上述组织的热处理用钢板。在以下的制造方法中，例如，进行热轧、酸洗、冷轧以及退火处理。
用炉对具有上述化学组成的钢进行熔炼之后，通过铸造制作板坯。此时，为了抑制成为延迟破坏的起点的MnS的集中，期望进行降低Mn的中心偏析的中心偏析降低处理。作为中心偏析降低处理，可以列举出排出在板坯完全凝固之前的未凝固层中Mn富集的钢水的方法。
具体而言，实施电磁搅拌、未凝固层压下等处理，从而可以使完全凝固前的Mn富集的钢水排出。需要说明的是，上述的电磁搅拌处理可以通过在250～1000高斯下对未凝固钢水赋予流动来进行，未凝固层压下处理可以通过以1mm/m左右的梯度对最终凝固部进行压下来进行。
对于由上述方法得到的板坯，可以根据需要，实施均热(soaking)处理。进行均热处理，从而可以使偏析了的Mn扩散，降低偏析度。进行均热处理时的优选均热温度为1200～1300℃，均热时间为20～50小时。
此外，为了使钢板的纯净度为0.10％以下，期望在连续铸造钢水时，将钢水的加热温度设为比该钢的液相线温度高5℃以上的温度，并且，将每单位时间的钢水浇注量抑制为6t/分钟以下。
在连续铸造时钢水的每单位时间的浇注量超过6t/分钟时，在铸模内中的钢水流动快，因此容易在凝固壳中捕捉夹杂物，板坯中的夹杂物增加。此外，钢水加热温度不足比液相线温度高5℃的温度时，钢水的粘度变高，在连续铸造机内，夹杂物难以浮上，结果板坯中的夹杂物增加，纯净性容易恶化。
另一方面，通过使钢水加热温度与钢水的液相线温度相距5℃以上，并且将每单位时间的钢水浇注量设为6t/分钟以下来铸造，从而夹杂物不易带入到板坯内。其结果，可以高效地减少在制作板坯的阶段中的夹杂物的量，能够容易地达成0.10％以下的钢板纯净度。
连续铸造钢水时，钢水的钢水加热温度期望设为比液相线温度高8℃以上的温度，此外，期望将每单位时间的钢水浇注量设为5t/分钟以下。将钢水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水浇注量设为5t/分钟以下，从而容易使纯净度为0.06％以下，因此是期望的。
之后，对上述板坯实施热轧。对于热轧条件，从更均匀地生成碳化物的观点出发，优选将热轧开始温度设为1000～1300℃的温度域，将热轧终止温度设为950℃以上。
在热轧工序中，在进行粗轧之后，根据需要，进行除氧化皮，最后进行精轧。此时，将从粗轧终止到开始精轧为止的时间设为10s以下时，抑制奥氏体的再结晶，结果不仅可以抑制碳化物的生长，而且可以抑制在高温下生成的氧化皮、抑制奥氏体晶界的氧化、以及将钢板的表面处的轮廓最大高度调整为适当的范围。并且，认为通过抑制氧化皮的生成以及晶界氧化，在表层存在的Si容易以固溶的状态残存，因此在压制加工的加热时容易产生铁橄榄石(fayalite)，因此，也容易产生维氏体。
对于热轧后的卷取温度，从加工性的观点出发，越高越优选，但过高时，由于氧化皮生成而使成品率降低，因此优选设为500～650℃。此外，越将卷取温度设为低温，碳化物越容易微细分散，并且碳化物的个数也变得越少。
对于碳化物的形态，在热轧中的条件的基础上，通过调整之后的退火条件也可以控制。即，期望将退火温度设为高温，在退火阶段先使碳化物固溶之后，在低温下使其相变。需要说明的是，碳化物为硬质，因此在冷轧时其形态未发生变化，冷轧后也维持热轧后的存在形态。
通过对由热轧而得到的热轧钢板进行酸洗等实施脱氧化皮处理。为了将钢板的表面处的轮廓最大高度调整到适当的范围，优选调整酸洗工序中的溶削量。减小溶削量时，轮廓最大高度变大，另一方面，增大溶削量时，轮廓最大高度变小。具体而言，优选将基于酸洗的溶削量设为1.0～15.0μm，更优选设为2.0～10.0μm。
作为本发明中的热处理用钢板，可以使用热轧钢板或者热轧退火钢板、或者冷轧钢板或者冷轧退火钢板。处理工序可以根据制品的板厚精度要求级别等而进行适宜选择。
即，实施了脱氧化皮处理的热轧钢板根据需要实施退火而制成热轧退火钢板。此外，上述的热轧钢板或者热轧退火钢板根据需要实施冷轧而制成冷轧钢板，进而，冷轧钢板根据需要实施退火而制成冷轧退火钢板。需要说明的是，供于冷轧的钢板为硬质的情况下，优选预先在冷轧前实施退火，提高供于冷轧的钢板的加工性。
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设为30％以上。另一方面，为了避免载荷过大，冷轧中的压下率优选设为80％以下。需要说明的是，冷轧中钢板的表面处的轮廓最大高度未大幅变化。
作为热处理用钢板，制作退火热轧钢板或者退火冷轧钢板时，对于热轧钢板或者冷轧钢板进行退火。退火时例如在550～950℃的温度域保持热轧钢板或者冷轧钢板。
将退火时保持的温度设为550℃以上，从而即便为制造退火热轧钢板或者退火冷轧钢板的任一种的情况下，也可以使伴随热轧条件差异的特性差异降低，使淬火后的特性进一步稳定。此外，在550℃以上进行冷轧钢板的退火时，由于再结晶而使冷轧钢板软质化，因此可以提高加工性。即，可以得到具备良好的加工性的退火冷轧钢板。因此，退火时保持的温度优选设为550℃以上。
另一方面，退火时保持的温度超过950℃时，有时组织粗粒化。组织的粗粒化有时使淬火后的韧性降低。此外，退火时保持的温度即便超过950℃，也不能得到与提高温度相应的效果，仅使成本上升、生产率降低。因此，退火时保持的温度优选设为950℃以下。
在退火后，优选以3～20℃/s的平均冷却速度冷却至550℃。通过将上述平均冷却速度设为3℃/s以上，从而抑制粗大珠光体以及粗大的渗碳体的生成，可以提高淬火后的特性。此外，通过将上述平均冷却速度设为20℃/s以下，从而容易抑制强度不均等的产生，使退火热轧钢板或者退火冷轧钢板的材质稳定。
(I)热处理钢板构件的制造方法
对于上述的热处理用钢板实施热处理，从而可以得到具有高强度并且韧性以及延性优异的热处理钢板构件。对于热处理条件，没有特别限制，例如，可以实施依次包含下述的加热工序以及冷却工序的热处理。
加热工序
以5℃/s以上的平均升温速度，将钢板加热至Ac3点～Ac3点+200℃的温度域为止。通过该加热工序，从而使钢板的组织成为奥氏体单相。在加热工序中，升温速度过慢或者加热温度过高时，担心γ粒粗大化，冷却后的钢板构件的强度劣化。与之相对，通过实施满足上述条件的加热工序，从而可以防止热处理钢板构件的强度的劣化。
冷却工序
对于经过上述加热工序的钢板以不引起扩散相变的(即铁素体未析出的)方式，以上部临界冷却速度以上从上述温度域冷却至Ms点，然后，以5℃/s以下的平均冷却速度从Ms点冷却至100℃。对于从不足100℃的温度至室温的冷却速度，优选气冷程度的冷却速度。通过实施满足上述条件的冷却工序，从而可以防止在冷却过程中的铁素体的生成，并且在Ms点以下的温度域，由于自动回火，碳在未相变奥氏体中扩散、富集，生成对于塑性变形而言稳定的残留奥氏体。由此，可以得到韧性以及延性优异的热处理钢板构件。
需要说明的是，对于上部临界冷却速度，Mn含量的影响大，在本发明中规定的Mn含量的范围，临界冷速速度成为1～30℃/s左右。为了组织形成，至Ms点为止的平均冷却速度的下限根据钢板的成分可以为1℃/s。其中，从氧化皮的形成的观点出发，需要某种程度的冷却速度，例如，可以设为10℃/s以上，或如实施例所示，可以为45℃/s以上。
此外，如前所述，钢板的轮廓最大高度Rz调整为3.0～10.0μm。轮廓最大高度Rz不足3.0μm时，加热、加工以及冷却的过程中的氧化皮的密合性降低，氧化皮部分剥离，因此冷却速度的不均变大。此外，轮廓最大高度Rz即便超过10.0μm，由于表面的凹凸形状，冷却速度的不均也变大。如此，通过将轮廓最大高度Rz调整为3.0～10.0μm，从而提高温度控制，降低制品的特性的不均。
上述的热处理可以通过任意的方法来实施，例如，可以通过高频加热淬火来实施。在加热工序中，在Ac3点～Ac3点+200℃的温度域保持钢板的时间，从进行奥氏体相变使碳化物溶解从而提高钢的淬火性的观点出发，优选设为10s以上。此外，上述保持时间从生产率的观点出发优选设为600s以下。
需要说明的是，作为实施热处理的钢板，可以使用对热轧钢板或者冷轧钢板实施退火处理的退火热轧钢板或者退火冷轧钢板。
在上述热处理时，加热至Ac3点～Ac3点+200℃的温度域之后，在冷却至Ms点之前，也可以实施上述的热冲压那样的热成形。作为热成形，可以列举出弯曲加工、拉深成形、鼓出成形、扩孔成形、以及凸缘成形等。此外，若具有与成形同时或者其之后立即对钢板进行冷却的单元，则可以在除压制成形以外的成形法例如辊成形中应用本发明。
以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限于这些实施例。
实施例
用试验转炉熔炼具有表1所示的化学成分的钢，用连续铸造试验机实施连续铸造，制作宽1000mm、厚度250mm的板坯。此时，按照表2中示出的条件进行钢水的加热温度以及每单位时间的钢水浇注量的调整。
[表1]
板坯的冷却速度的控制通过改变2次冷却喷射带的水量来进行。此外，中心偏析降低处理通过在凝固末期部使用辊，以1mm/m的梯度实施轻压下，排出最终凝固部的富集钢水来进行。对于一部分板坯，在之后，在1250℃、24小时的条件下实施均热处理。
对于所得到的板坯，利用热轧试验机实施热轧，制成厚度3.0mm的热轧钢板。在热轧工序中，在粗轧后进行除氧化皮，在最后进行精轧。之后，在实验室中对上述的热轧钢板进行酸洗。进而，用冷轧试验机实施冷轧，制成厚度1.4mm的冷轧钢板，得到热处理用钢板(钢No.1～18)。
对于所得到的热处理用钢板，测定轮廓最大高度、算术平均粗糙度、碳化物的数密度、Mn偏析度以及纯净度。在本发明中，求出轮廓最大高度Rz以及算术平均粗糙度Ra时，使用表面粗糙度计，在轧制方向以及轧制垂直方向上各10个位置测定2mm区间的轮廓最大高度Rz以及算术平均粗糙度Ra，采用其的平均值。
求出当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的数密度时，使用苦醇液对热处理用钢板的表面进行腐蚀，用扫描型电子显微镜扩大2000倍，进行多个视野的观察。此时，计数当量圆直径为0.1μm以上的碳化物存在的视野的数量，算出每1mm2的个数。
Mn偏析度的测定通过以下顺序进行。使用EPMA，在热处理用钢板的板厚中央部，在与板厚方向垂直的方向上进行线分析，根据分析结果从高到低选择3个测定值，然后，算出其的平均值，求出在板厚中心部的最大Mn浓度。此外，在距热处理用钢板的表面的深度为板厚的1/4的位置，使用EPMA进行10个位置的分析，算出其的平均值，求出在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度。并且，上述的在板厚中心部的最大Mn浓度除以在距表面的深度为板厚的1/4的位置的平均Mn浓度，从而求出Mn偏析度α。
纯净度是对于板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置用点算法来测定的。并且，将各板厚中的纯净度的值最大的(纯净度最低的)数值作为该钢板的纯净度的值。
如上所述，Mn偏析度以及纯净度的值不因热成形而发生大幅变化，因此将上述的Mn偏析度α以及纯净度的值作为热处理钢板构件的Mn偏析度α以及纯净度的值。
在表2中一并示出热处理用钢板的制造工序中的中心偏析降低处理以及均热处理的有无、热轧工序中的从粗轧终止至开始精轧为止的时间、热轧终止温度以及热轧钢板的卷取温度、基于酸洗的溶削量、以及热处理用钢板的轮廓最大高度Rz、算术平均粗糙度Ra以及碳化物的数密度的测定结果，在后述的表4中示出Mn偏析度α以及纯净度的测定结果。
[表2]
之后，从上述的各钢板，分别采取2个厚度：1.4mm、宽度：30mm、以及长度：200mm的样品。对于采取的各样品之中的1个，根据模拟热成形的下述的表3中示出的热处理条件，进行通电加热以及冷却。需要说明的是，表3中一并示出各钢板的Ac3点以及Ms点。在冷却后，切取各样品的均热部位，供于拉伸试验、夏比冲击试验、X射线衍射试验、显微镜观察。
拉伸试验基于ASTM标准E8的规定，用英斯特朗公司制拉伸试验机来实施。将上述热处理样品磨削至1.2mm厚之后，以试验方向与轧制方向平行的方式，采取ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽度：6.25mm)。需要说明的是，在本实施例中使用的通电加热装置冷却装置中，从长度200mm左右的样品得到的均热部位受到限制，因此采用ASTM标准E8的半尺寸板状试验片。
并且，在各试验片上贴附应变测量仪表(共和电业制KFG－5，测量仪表长度：5mm)，以3mm/分钟的应变速度进行室温拉伸试验，测定最大强度(拉伸强度)。此外，对于拉伸试验的平行部预先做25mm的划线，对接断裂样品，测定伸长率(总伸长率)。并且，以从总伸长率减去最大强度时的塑性应变(均匀伸长率)的值求出局部伸长率。
在夏比冲击试验中，将均热部位磨削至厚度成为1.2mm为止，制作将其层叠3片的带V切口的试验片，进行该试验片的夏比冲击试验，求出-80℃下的冲击值。需要说明的是，在本发明中，将具有40J/cm2以上的冲击值的情况评价为韧性优异。
在X射线衍射试验中，使用用氢氟酸和双氧水将上述热处理样品的表面化学研磨至0.1mm的深度为止的试验片(厚度1.1mm)。具体而言，使用Co灯管对化学研磨后的试验片以2θ在自45°至105°的范围进行测定。利用所得到的X射线衍射光谱求出残留奥氏体体积率fγ0。
此外，将上述热处理样品加工成上述拉伸试验片，赋予一定塑性应变(真应变：ε＝0.02)，从移除载荷的拉伸试验片制作上述X射线衍射用试验片，求出残留奥氏体体积率fγ(0.02)。由此，计算由下述(i)式表示的应变诱发相变参数k，作为基于TRIP效应的高延性化的指标。k越大，越在低应变下残留奥氏体发生相变，因此不能期待防止高应变下的缩颈，即不能期待基于TRIP效应的高延性化。
k＝(logfγ0－logfγ(0.02))/0.02···(i)
其中，上述式中的各符号的含义如以下所述。
fγ0：在钢板构件中存在的残留奥氏体的体积率
fγ(0.02)：对于钢板构件赋予0.02的真应变，在移除载荷后的构件中存在的残留奥氏体的体积率
进而，进行上述的热处理样品的表面镜面加工之后，使用苦醇液进行腐蚀，用扫描型电子显微镜扩大到2000倍，进行多个视野的观察。此时，计数当量圆直径为0.1μm以上的残留碳化物存在的视野的个数，算出每1mm2的个数。此外，对上述的热处理样品的表面进行镜面加工之后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。并且，使用光学显微镜，进行金相组织的观察，测定作为主组织的马氏体的面积率，将该值作为马氏体的体积率。
此外，采取的各样品之中，对于另1个，以模拟热成形的下述的表3中示出的热处理条件进行通电加热，然后，对于均热部位实施弯曲加工，之后进行冷却。在冷却后，切取各样品的实施了弯曲加工的部位，供于氧化皮特性评价试验。需要说明的是，实施弯曲加工时，用支承器具支承样品的两端，在长度方向中央附近从上面压下R10mm的夹具，进行U字弯曲。支承器具之间的间隔设为30mm。
氧化皮特性评价试验分为作为在压制时是否剥离脱落的指标的氧化皮密合性的评价，和作为通过喷丸处理等是否能够容易地剥离去除的指标的氧化皮剥离性的评价来进行。首先，观察由于通电加热后的弯曲加工是否产生剥离，基于以下的基准，进行氧化皮密合性的评价。在本发明中，结果为“○○”或者“○”时，判断为氧化皮密合性优异。
○○：未剥离
○：1～5个剥离片落下
×：6～20个剥离片落下
××：21个以上剥离片落下
接着，对于除在上述的氧化皮密合性的评价中为“××”的样品以外，进一步实施了弯曲加工，对于该部位通过粘接带进行贴合·剥离的带剥离试验。之后，观察氧化皮是否附着于带上而容易剥离，通过以下的基准进行氧化皮剥离性的评价。在本发明中，结果为“○○”或者“○”的情况下，判断为氧化皮剥离性优异。并且，氧化皮密合性以及氧化皮剥离性的两者优异的情况下，视为热成形中的氧化皮特性优异。
○○：全部剥离
○：1～5个剥离片残存
×：6～20个剥离片残存
××：21个以上剥离片残存
[表3]
在表4中示出拉伸试验、夏比冲击试验、X射线衍射试验、显微镜观察、氧化皮特性评价试验的结果。
[表4]
参照表1～4，完全满足本发明规定的化学组成以及组织的试验No.1～5、10～16、19～22、25以及26中，结果为拉伸强度为1.4GPa以上，具有8.0％以上的总伸长率、延性优异，并且具有40J/cm2以上的冲击值、韧性优异，且氧化皮密合性也优异。这些试样的k值均不足20，因此可知由于TRIP效应而实现高延性化。其中，Mn偏析度α的值为1.6以下并且纯净度为0.10％以下的试验No.1、3～5、10～16以及19～22中，结果为具有50J/cm2以上的冲击值，特别是韧性优异。
另一方面，试验No.6～8、17，23以及33中，由于从Ms点至100℃的冷却速度过高，因此残留奥氏体的体积率不足5.0％，其结果，总伸长率不足8.0％，不能得到期望的延性。认为由于k值为20以上，因此未充分表现出TRIP效应，因此，不能达成高延性化。
此外，试验No.9、18以及24中，由于加热至Ac3点～Ac3点+200℃的温度域为止时的加热条件不适当，因此脱碳变得显著，不能确保1.4GPa以上的拉伸强度。
不满足本发明的化学组成的试验No.27以及28中，轮廓最大高度Rz的值不足3.0μm，因此结果为氧化皮密合性不良，并且残留奥氏体的体积率不足5.0％，因此总伸长率不足8.0％，延性差。
在试验No.32以及33中，热轧工序中的从粗轧终止至开始精轧为止的时间超过10s。此外，试验No.34中，Si含量低于本发明中规定的范围，此外，卷取温度高。由此，试验No.32～34中，轮廓最大高度Rz的值不足3.0μm，并且残留碳化物数密度超过4.0×103个/mm2，因此氧化皮密合性不良，并且，冲击值不足40J/cm2，不能得到期望的韧性。
需要说明的是，试验No.29～31为虽然满足本发明的规定但使用氧化皮特性差的热处理用钢板的参考例。试验No.29以及31中，由于热轧后的酸洗工序中的溶削量不充分，因此轮廓最大高度Rz的值超过10.0μm，因此氧化皮剥离性不良。进而，试验No.30中，由于热轧后的酸洗工序中的溶削量过量，因此轮廓最大高度Rz的值不足3.0μm，因此氧化皮密合性不良。
试验No.29以及31中，轮廓最大高度过大，因此由于凹凸形状导致部分产生冷却不均。此外，试验No.30中，氧化皮的密合性差，因此部分产生冷却不均。因此，对于这些样品，在材质上产生不均。这些倾向在实际上进行热成形时更显著。
产业上的可利用性
若根据本发明，则对于热成形时的氧化皮特性优异的热处理用钢板，通过实施热处理或者热成形处理，从而可以得到具有1.4GPa以上的拉伸强度并且韧性以及延性优异的热处理钢板构件。本发明中所述的热处理钢板构件特别适宜用作汽车的耐碰撞部件。

Claims (10)

1.一种热处理钢板构件，其中，化学组成以质量％计为
C：0.05～0.50％、
Si：0.50～5.0％、
Mn：1.5～4.0％、
P：0.05％以下、
S：0.05％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.01～0.10％、
B：0.0005～0.010％、
Cr：0～1.0％、
Ni：0～2.0％、
Cu：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～1.0％、
Ca：0～0.01％、
Al：0～1.0％、
Nb：0～1.0％、
REM：0～0.1％、
余量：Fe以及杂质，
该热处理钢板构件具有以马氏体为主体、且残留奥氏体的体积率为5.0％以上的金相组织，
在所述钢板构件中存在的当量圆直径为0.1μm以上的残留碳化物的数密度为4.0×103个/mm2以下，
在由ASTM E8规定的使用板状试验片测定下述机械性质时，
由下述(i)式表示的应变诱发相变参数k的值不足20.0，
拉伸强度为1.4GPa以上，
总伸长率为8.0％以上，
k＝(logfγ0－logfγ(0.02))/0.02…(i)
其中，上述式中的各符号的含义如以下所述，
fγ0：在钢板构件中存在的残留奥氏体的体积率；
fγ(0.02)：对于钢板构件赋予0.02的真应变，在移除载荷后的构件中存在的残留奥氏体的体积率。
2.根据权利要求1所述的热处理钢板构件，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.01～1.0％、
Ni：0.1～2.0％、
Cu：0.1～1.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.1～1.0％、
Ca：0.001～0.01％、
Al：0.01～1.0％、
Nb：0.01～1.0％、以及
REM：0.001～0.1％中的1种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的热处理钢板构件，其中，由下述(ii)式表示的Mn偏析度α为1.6以下，
α＝[在板厚中心部的以质量％计的最大Mn浓度]/[在距表面的深度为板厚的1/4的位置的以质量％计的平均Mn浓度]…(ii)。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的热处理钢板构件，其中，由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值为0.10％以下。
5.一种热处理钢板构件的制造方法，其中，以5℃/s以上的平均升温速度将如下钢板加热至Ac3点～Ac3点+200℃的温度域之后，从所述温度域以上部临界冷却速度以上冷却至Ms点，然后，从Ms点以5℃/s以下的平均冷却速度冷却至100℃，
所述钢板具有以质量％计为
C：0.05～0.50％、
Si：0.50～5.0％、
Mn：1.5～4.0％、
P：0.05％以下、
S：0.05％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.01～0.10％、
B：0.0005～0.010％、
Cr：0～1.0％、
Ni：0～2.0％、
Cu：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～1.0％、
Ca：0～0.01％、
Al：0～1.0％、
Nb：0～1.0％、
REM：0～0.1％、
余量：Fe以及杂质的化学组成，
表面处的轮廓最大高度Rz为3.0～10.0μm，
当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的数密度为8.0×103个/mm2以下。
6.根据权利要求5所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.01～1.0％、
Ni：0.1～2.0％、
Cu：0.1～1.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.1～1.0％、
Ca：0.001～0.01％、
Al：0.01～1.0％、
Nb：0.01～1.0％、以及
REM：0.001～0.1％中的1种以上。
7.根据权利要求5或权利要求6所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，在所述钢板构件中存在的残留碳化物的数密度为4.0×103个/mm2以下。
8.根据权利要求5～权利要求7中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，由下述(ii)式表示的Mn偏析度α为1.6以下，
α＝[在板厚中心部的以质量％计的最大Mn浓度]/[在距表面的深度为板厚的1/4的位置的以质量％计的平均Mn浓度]…(ii)。
9.根据权利要求5～权利要求8中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，由JIS G 0555(2003)规定的钢的纯净度的值为0.10％以下。
10.根据权利要求5～权利要求9中任一项所述的热处理钢板构件的制造方法，其中，加热至所述温度域之后，在冷却至Ms点之前对所述钢板实施热成形。
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