CN113874537B - 热压用钢板 - Google Patents

热压用钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN113874537B
CN113874537B CN202080039440.1A CN202080039440A CN113874537B CN 113874537 B CN113874537 B CN 113874537B CN 202080039440 A CN202080039440 A CN 202080039440A CN 113874537 B CN113874537 B CN 113874537B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
hot
steel sheet
content
region
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202080039440.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113874537A (zh
Inventor
崎山裕嗣
户田由梨
匹田和夫
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN113874537A publication Critical patent/CN113874537A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113874537B publication Critical patent/CN113874537B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明的热压用钢板在具有预定的化学组分的母材钢板的表面，具有附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层，在表层区域中，以面积％计包含没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒15.0％以上，且平均位错密度为4×1015m/m3以上。

Description

热压用钢板
技术领域
本发明涉及热压用钢板。本申请基于2019年5月31日在日本提交的特愿2019-101986号主张优先权，将其内容援引至此。
背景技术
近年来，出于环境保护及省资源的观点而追求汽车车身的轻化，高强度钢板在汽车用部件中的应用逐渐加速。汽车用部件是通过冲压成型而制造的，但伴随钢板的高强度而成型负担增加，不仅如此，成型性降低，从而在高强度钢板中，存在向复杂形状的部件的成型性的技术问题。为了解决这样的技术问题，正在推进应用的热压技术是在加热到钢板软化的奥氏体域的高温后，实施冲压成型。热压作为通过与冲压加工同时，在模具内实施淬火处理，使得向汽车用部件的成型性与确保汽车部件的强度并存的技术而受到注目。
然而，通过热压制造的现有的热压成型体，由于通过硬质组织(主要是马氏体)形成板厚方向的全域，因而缺乏形变能力。在汽车用部件中为了得到更加优异的碰撞特性，需要提高冲击能量的吸收能。考虑碰撞时的形变模式，在形变能中也需要特别提高弯曲性。此外，钢板的位错密度变高时，氢脆化感受性升高，微量的氢量就会产生氢脆化断裂，因此在现有的热压成型体中，提高抗氢脆性有时会成为重大的技术问题。即，优选应用于汽车用部件的热压成型体(作为热压用钢板进行热压后)弯曲性及抗氢脆性的至少一者优异。
在专利文献1中，公开了一种技术，其通过控制热轧工序中的终轧到卷绕为止的冷却速度，将贝氏体中的晶体取向差控制在5～14°，可以提高延伸凸缘性等形变能力。
在专利文献2中，公开了一种技术，通过控制热轧工序的终轧至卷绕的制造条件，控制铁素体晶粒中特定的晶体取向组的强度，改变局部形变能力。
在专利文献3中，公开了一种技术，其通过将热压用钢板热处理，在表层形成铁素体，从而减少在热压前的加热时ZnO与钢板的界面或ZnO与Zn系镀敷层的界面生成的空隙，提高耐点蚀性等。
然而，在上述这样的技术中，存在得不到充分的强度及弯曲性或抗氢脆性的情况。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2016/132545号
专利文献2：日本国特开2012-172203号公报
专利文献3：日本国特许第5861766号公报
非专利文献
非专利文献1：T.Ungar，外3名，Journal of Applied Crystallography，1999年，第32卷，第992页～第1002页
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明鉴于现有技术的课题，目的在于提供一种热压用钢板，其在热压后，可以得到具有优异的强度，且弯曲性或抗氢脆性也优异的热压成型体。
用于解决技术问题的技术手段
本发明的发明者们针对解决上述技术问题的方法进行了深入研究，最终得到以下的见解。
本发明的发明者们针对热压成型体的弯曲性进行了研究。其结果，本发明的发明者们发现：构成热压成型体的母材钢板的、表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织，以面积％计，包含80.0％以上的马氏体及8.0％以上的残留奥氏体，且表层区域的Ni浓度为8质量％以上时，热压成型体的弯曲性提高。
此外，本发明的发明者们针对热压成型体的抗氢脆性进行了研究。其结果，本发明的发明者们发现：构成热压成型体的母材钢板的表层区域的金相组织，以面积％计包含马氏体90.0％以上，且表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度为5.5质量％以上时，热压成型体的抗氢脆性提高。
并且，本发明的发明者们还发现：为了在构成热压成型体的母材钢板的表层区域中得到上述金相组织，在热压前的热压用钢板的表层区域中，需要将平均位错密度设为4×1015m/m3以上，将没有受到自回火(日文：オートテンパ)的马氏体及下部贝氏体的1种或2种以上的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上，且以预定的条件实施热压。
本发明是基于上述见解，进一步进行研究而得到的，其宗旨如下。
[1]本发明的一方案的热压用钢板，具有：
母材钢板，作为化学组分，以质量％计，含有：
C：0.15％以上、小于0.70％，
Si：0.005％以上、0.250％以下，
Mn：0.30％以上、3.00％以下，
sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下，
P：0.100％以下，
S：0.1000％以下，
N：0.0100％以下，
Nb：0％以上、0.150％以下，
Ti：0％以上、0.150％以下，
Mo：0％以上、1.000％以下，
Cr：0％以上、1.000％以下，
B：0％以上、0.0100％以下，
Ca：0％以上、0.0100％以下，以及
REM：0％以上、0.30％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成；以及
镀敷层，在所述母材钢板的表面，每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成，
所述母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种以上的晶粒15.0％以上，
所述表层区域的平均位错密度为4×1015m/m3以上。
[2]上述[1]所述的热压用钢板，所述母材钢板中，作为化学组分，以质量％计，含有从由
Nb：0.010％以上、0.150％以下；
Ti：0.010％以上、0.150％以下；
Mo：0.005％以上、1.000％以下；
Cr：0.005％以上、1.000％以下；
B：0.0005％以上、0.0100％以下；
Ca：0.0005％以上、0.0100％以下；以及
REM：0.0005％以上、0.30％以下构成的组中选择的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，可以提供一种热压用钢板，其能够得到强度及弯曲性或抗氢脆性优异的热压成型体。
附图说明
图1是示出原奥氏体晶界的Ni浓度的测量中使用的试验片的图。
图2是示出实施例的抗氢脆性的评价中使用的试验片的图。
具体实施方式
本实施方式的热压用钢板的特征在于，在母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域中，将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒，以面积％计包含15.0％以上，且平均位错密度为4×1015m/m3。通过具有该特征，在以预定的条件对热压用钢板进行热压的情况下，构成热压成型体的母材钢板，换言之，在热压后的母材钢板的表层区域中可以得到希望的金相组织，可以得到强度及弯曲性或抗氢脆性优异的热压成型体。此外，在本实施方式中所谓“具有优异的强度”是指，抗拉(最大)强度为1500MPa以上。
使用本实施方式的热压用钢板制造的、具有优异的强度和弯曲性的热压成型体(以下，有时记录为第一应用例)的特征在于，构成热压成型体的钢板的表层区域的金相组织，以面积％计，包含80.0％以上的马氏体及8.0％以上的残留奥氏体，且表层区域的Ni浓度为8质量％以上。
使用本实施方式的热压用钢板制造的、具有优异的强度及抗氢脆性的热压成型体(以下，有时记录为第二应用例)的特征在于，构成热压成型体的钢板的表层区域的金相组织，以面积％计包含马氏体90.0％以上，且表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度为5.5质量％以上。
本发明的发明者们进行了深入研究，最终发现通过以下的方法，得到具有上述金相组织的热压用钢板及热压成型体。
作为第一阶段，在热轧工序中，终轧结束后，在5秒以内，开始冷却，使得母材钢板表面的平均冷却速度成为80℃/s以上，冷却至小于500℃的温度域，卷绕热轧钢板。对卷绕后的热轧卷材持续水冷，直到成为室温(40℃程度以下)。这样，通过相比于现有技术加快平均冷却速度，且降低卷绕温度，从而可以控制碳化物的生成、铁素体相变及贝氏体相变。由此，在热压用钢板的表层区域的金相组织中，能够将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例，以面积％计设为15.0％以上，且将表层区域的平均位错密度设为4×1015m/m3以上。
作为第二阶段，在母材钢板表面形成包含10～25质量％的Ni的Zn系镀敷层，使得每单面的附着量成为10～90g/m2，制成热压用钢板。
作为第三阶段，通过控制热压前的加热的平均加热速度，使母材钢板表面配设的镀敷层中的Ni扩散到母材钢板的表层区域中。
一般而言，在包含0.15质量％以上的C，金相组织包含马氏体，且没有实施回火的高位错密度的热轧钢板中，延展性、韧性及抗氢脆性显著变差。此外，在卷绕后实施冷轧的情况下，上述那样的热轧钢板的延展性并不优异，因此容易产生断裂。因此，上述那样的热轧钢板通常是在热轧后、进行后续工序前实施回火。为了提高热轧钢板的弯曲性及抗氢脆性，提高表层区域的延展性非常重要，因此上述那样的钢板有时也会实施使表层区域软化的处理(例如表层脱碳处理等)。
此外，一般而言，对包含0.15质量％以上的C的钢板实施热压时，存在热压成型体的弯曲性或抗氢脆性不好的情况。
然而，在本实施方式中，将热压用钢板的表层区域的金相组织设定为优选的状态，通过热压前的加热使被配置在母材钢板表面的镀敷层中的Ni扩散到母材钢板的表层区域中，即使热压后不实施回火，也可以提高热压成型体的弯曲性或抗氢脆性。
本实施方式的热压用钢板的表层区域的金相组织将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒以面积％计包含15.0％以上。没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的内部，位错密度高，并且这些晶粒的结晶粒径小。因此，本实施方式的热压用钢板通过热压前的加热，镀敷层所包含的Ni将母材钢板的表层区域的晶界及位错作为路径，容易扩散到表层区域中。Ni是奥氏体稳定化元素，因此镀敷层中的Ni扩散到母材钢板的表层区域中，母材钢板的表层区域的Ni浓度升高时，残留奥氏体容易残留在构成热压成型体的母材钢板的表层区域中。在构成热压成型体的母材钢板的表层区域中，不仅使用C，还使用Ni，使预定量的残留奥氏体残留，从而可以提高热压成型体的弯曲性。本发明的发明者们发现：为了使Ni扩散到母材钢板的表层区域中，以在构成热压成型体的母材钢板的表层区域中残留预期量的残留奥氏体，而需要将热压前的加热的平均加热速度设定为小于100℃/s。通过将热压前的加热的平均加热速度设定为小于100℃/s，Ni不仅将母材钢板的表层区域中的晶界，还将位错也作为路径而扩散，可以使Ni均匀地扩散到表层区域中。
此外，没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的原奥氏体晶界，由于C等的晶界偏析元素或析出物较少，所以Ni容易扩散。因此，在加快热压前的加热的平均加热速度的情况下，可以使Ni优先地扩散到原奥氏体晶界中。本发明的发明者们发现：通过将热压前的平均加热速度设定为100℃/s以上、小于200℃/s，优先地使Ni扩散到母材钢板的表层区域的原奥氏体晶界中，从而该原奥氏体晶界阻碍氢进入，可以提高热压成型体的抗氢脆性。
以下，针对本实施方式的热压用钢板及其制造方法进行详细的说明。首先，针对构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板的化学组分的限定理由进行说明。
此外，以下所述的数值限定范围中，下限值及上限值包含在该范围中。表示“小于”、“高于”的数值中，其值不包含在数值范围中。关于化学组分的％，全部表示质量％。
构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板，作为化学组分，以质量％计，包括：C：0.15％以上、小于0.70％；Si：0.005％以上、0.250％以下；Mn：0.30％以上、3.00％以下；sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下；P：0.100％以下；S：0.1000％以下以及N：0.0100％以下；剩余部分：Fe及杂质。
“C：0.15％以上、小于0.70％”
C是在热压成型体中为了得到1500MPa以上的抗拉强度而重要的元素。C含量小于0.15％时，马氏体软化，难以得到1500MPa以上的抗拉强度。此外，C含量小于0.15％时，没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的面积率变小。因此，C含量为0.15％以上。C含量优选为0.20％以上，较优选为0.30％以上。另一方面，C含量为0.70％以上时，生成粗大的碳化物，容易产生破坏，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，C含量设为小于0.70％。C含量优选为0.50％以下，较优选为0.45％以下。
“Si：0.005％以上、0.250％以下”
Si是为了确保淬火性而含有的元素。Si含量小于0.005％时，得不到上述效果，在热压用钢板中，存在位错密度降低的情况以及得不到没有受到自回火的马氏体和下部贝氏体的情况，在热压成型体中得不到希望的金相组织。因此，Si含量设为0.005％以上。即使含有高于0.250％的Si，上述效果也会饱和，因此Si含量设为0.250％以下。Si含量优选为0.210％以下。
“Mn：0.30％以上、3.00％以下”
Mn是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素。Mn含量小于0.30％时，固溶强化能不足，马氏体软化，在热压成型体中，难以得到1500MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为0.30％以上。Mn含量优选为0.50％以上、或0.70％以上。另一方面，若将Mn含量设为高于3.00％，则在钢中会生成粗大的夹杂物，容易产生破坏，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低，因此将3.00％作为上限。Mn含量优选为2.50％以下、或2.00％以下。
“sol.Al(酸可溶性Al)：0.0002％以上、0.500％以下”
Al是具有将钢液脱氧而使钢健全化(抑制钢中产生气孔等缺陷)作用的元素。sol.Al含量小于0.0002％时，脱氧进行得不充分，得不到上述效果，因此sol.Al含量设为0.0002％以上。sol.Al含量优选为0.0010％以上、或0.0020％以上。另一方面，sol.Al含量超过0.500％时，钢中会生成粗大的氧化物，热压成型体的弯曲性和抗氢脆性降低。因此，sol.Al含量设定为0.500％以下。sol.Al含量优选为0.400％以下、或0.300％以下。
“P：0.100％以下”
P是偏析于晶界，降低晶界的强度的元素。P含量高于0.100％时，晶界的强度显著降低，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。P含量的下限并不特别地限定，但若减少至小于0.0001％时，则脱P成本大幅上升，经济上是不优选的，因此在实际操作中，可以将0.0001％作为下限。
“S：0.1000％以下”
S是在钢中形成夹杂物的元素。S含量超过0.1000％时，在钢中生成大量的夹杂物，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性降低。因此，S含量设为0.1000％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限并不特别限定，但若减少至小于0.00015％，则脱S成本大幅上升，经济上是不优选的，因此在实际操作中，可以将0.00015％作为下限。
“N：0.0100％以下”
N是杂质元素，是在钢中形成氮化物，使热压成型体的韧性及抗氢脆性劣化的元素。N含量超过0.0100％时，钢中会生成粗大的氮化物，热压成型体的弯曲性及抗氢脆性显著降低。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0075％以下。N含量的下限并没有特别的限定，但若减少至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，经济上是不优选的，因此，在实际操作中，可以将0.0001％作为下限。
构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板的化学组分的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，例示出来自钢原料或者废料及/或在制钢过程中不可避免地混入，且在不妨碍热压本实施方式的热压用钢板后的热压成型体的特性的范围内允许的元素。
此外，构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板实质上不含有Ni，其含量小于0.005％。由于Ni是昂贵的元素，因此在本实施方式中，相比于目的性地含有Ni并使其Ni含量为0.005％以上的情况，可以将成本抑制为较低。
构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板，作为任意元素，可以含有以下的元素。不含有以下的任意元素时的含量为0％。
“Nb：0％以上、0.150％以下”
Nb是通过固溶强化有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Nb的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Nb含量优选设为0.010％以上。Nb含量较优选为0.035％以上。另一方面，即使含有Nb超过0.150％，上述效果也会饱和，因此Nb含量优选设为0.150％以下。Nb含量较优选为0.120％以下。
“Ti：0％以上、0.150％以下”
Ti是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Ti的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Ti含量优选设为0.010％以上。Ti含量优选为0.020％以上。另一方面，即使含有超过0.150％，上述效果也会饱和，因此Ti含量优选设为0.150％以下。Ti含量较优选为0.120％以下。
“Mo：0％以上、1.000％以下”
Mo是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Mo的情况下，为了可靠地发挥上述效果，Mo含量优选设为0.005％以上。Mo含量较优选为0.010％以上。另一方面，即使含有超过1.000％，上述效果也会饱和，因此Mo含量优选设为1.000％以下。Mo含量较优选为0.800％以下。
“Cr：0％以上、1.000％以下”
Cr是通过固溶强化而有助于提高热压成型体的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有Cr时，为了可靠地发挥上述效果，Cr含量优选为0.005％以上。Cr含量较优选为0.100％以上。另一方面，即使含有超过1.000％，上述效果也会饱和，因此Cr含量优选为1.000％以下。Cr含量较优选为0.800％以下。
“B：0％以上、0.0100％以下”
B是偏析于晶界从而提高晶界的强度的元素，因此可以根据需要而含有。含有B时，为了可靠地发挥上述效果，B含量优选设为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上。另一方面，即使含有高于0.0100％，上述效果也会饱和，因此B含量优选设为0.0100％以下。B含量较优选为0.0075％以下。
“Ca：0％以上、0.0100％以下”
Ca是具有使钢液脱氧来健全钢的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将Ca含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有高于0.0100％，上述效果也会饱和，因此Ca含量优选为0.0100％以下。
“REM：0％以上、0.30％以下”
REM是具有使钢液脱氧来健全钢的作用的元素。为了可靠地发挥该作用，优选将REM含量设为0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.30％，上述效果也会饱和，因此REM含量优选设为0.30％以下。
此外，在本实施方式中，所谓REM，是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17元素，所谓REM的含量，是指这些元素的合计含量。
上述热压用钢板的化学组分通过一般的分析方法测量即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry:电感耦合等离子体-原子发射光谱法)测量即可。此外，C及S使用燃烧-红外线吸收法，N使用惰性气体熔融-热导法测定即可。表面的镀敷层通过机械磨削除去后进行化学组分的分析即可。
接着，针对构成本实施方式的热压用钢板的钢板的金相组织进行说明。
＜热压用钢板＞
“母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒15.0％以上，且表层区域的平均位错密度为4×1015m/m3以上”
在母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织中，通过将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例设为以面积％计15.0％以上，且将表层区域的平均位错密度设为4×1015m/m3以上，从而可以通过热压前的加热，使镀敷层中的Ni扩散到钢板的表层区域中。表层区域的平均位错密度上限并不特别地限制，例如，可以为5×1017m/m3以下，也可以为1×1018m/m3以下。
例如，将热压前的加热的平均加热速度控制在小于100℃/s的情况下，Ni均匀地扩散到表层区域整体，可以将构成热压成型体的母材钢板的表层区域的残留奥氏体的比例设为以面积％计8.0％以上。由此，可以提高热压成型体的弯曲性。
在将热压前的加热的平均加热速度控制在100℃/s以上、小于200℃/s的情况下，镀敷层中的Ni优先扩散到构成热压成型体的母材钢板的表层区域的原奥氏体晶界中。Ni扩散的原奥氏体晶界成为氢浸入的障碍，可以提高热压成型体的抗氢脆性。
为了得到上述效果，将表层区域中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的一种或两种的晶粒的比例设为以面积％计15.0％以上。这些晶粒的比例优选以面积％计为20.0％以上。出于抑制在后续工序中实施冷轧时发生断裂的观点，也可以将这些晶粒的比例设为以面积％计30.0％以上。表层区域的金相组织中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例的上限并不特别限定。表层区域的金相组织中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例例如，以面积％计可以为50％以下，也可以为90％以下。此外，表层区域中的金相组织，作为没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体以外的剩余部分组织，可以包含铁素体、上部贝氏体、残留奥氏体、以及受到自回火的马氏体的1种或2种以上。
母材钢板中央部的金相组织并不特别地限定，通常为铁素体、上部贝氏体、下部贝氏体、马氏体、残留奥氏体、铁碳化物及合金碳化物的一种以上。在此，所谓母材钢板中央部，是指从在板厚中央方向距离母材钢板的一个表面0.2mm的位置，到在板厚中央方向上距离母材钢板的另一表面0.2mm的位置的部分。
“没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积比率的测定”
针对构成本实施方式的热压用钢板的母材钢板的表层区域中的、没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积比率的测量方法进行说明。
首先，从距离热压用钢板的端面50mm以上的任意位置，以能够观察垂直于表面的轧制方向截面(板厚截面)的方式切取试样。试样的大小也取决于测量装置，但设定为轧制方向上可以观察到10mm左右的大小。使用#600至#1500的碳化硅纸研磨与上述轧制方向截面对应的试样的测量面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水中的液体，将该测量面加工成镜面。接着，在室温中使用不包含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去存在于试样表层的应变。其后，使用日本电子株式会社制造的截面抛光仪，通过氩气离子束溅射测量面。此时，为了抑制测量面产生筋状的凹凸，使用日本电子株式会社制造的试样旋转支架，从360度方向对测量面照射氩气离子束。
在测量面的轧制方向的任意位置处，以0.1μm的测量间隔通过电子背散射衍射法，测量长度50μm、镀敷层与母材钢板表面的界面至深度50μm的区域，得到晶体取向信息。测量中使用由热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)与EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为9.6×10-5Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子束的照射时间为0.5秒/点。使用附属于EBSD解析装置的软件“OIMAnalysis(注册商标)”所搭载的“晶粒平均图像质量(Grain Average Image Quality)”功能解析所得到的晶体取向信息。在该功能中，可以将晶体取向信息的鲜明度设为IQ值，进行数值化，能够辨别没有受到自回火的组织。没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体由于结晶性差而IQ值小。将晶粒平均图像质量功能中计算IQ值为60000以下的区域定义为没有受到自回火的马氏体或下部贝氏体，计算其面积比率。通过上述的方法，得到表层区域中的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的晶粒的面积％。
“平均位错密度的测量”
接着，针对表层区域的平均位错密度的测量方法进行说明。平均位错密度可以通过X射线衍射法或透射型电子显微镜观察测量，但在本实施方式中，使用X射线衍射法测量。
首先，从距离母材钢板的端面50mm以上的任意位置，切取试样。试样的大小也取决于测量装置，但设为20mm见方左右的大小。使用蒸馏水48％、双氧水48％、氢氟酸4％的混合溶液，将试样的表面和背面分别减厚25μm，合计减厚50μm。由此，25μm的区域从减厚前的试样表面露出。关于该露出的表面进行X线衍射测量，确定体心立方晶格的多个衍射峰值。通过根据这些衍射峰值的半值宽度分析平均位错密度，得到表层区域的平均位错密度。关于分析法，使用非专利文献1所述的修改的威廉姆森霍尔(modified Williamson-Hall)法。
“每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层”
本实施方式的热压用钢板在构成热压用钢板的母材钢板的表面，具有每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层。由此，在热压前的加热时可以使Ni在表层区域扩散。
镀敷层的每单面的附着量小于10g/m2，或者镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，在母材钢板的表层区域变浓的Ni量会减少，在热压后的表层区域中得不到希望的金相组织。另一方面，在每单面的附着量高于90g/m2的情况、或者镀敷层中的Ni含量高于25质量％的情况下，在镀敷层与母材钢板的界面处，Ni过度变浓，镀敷层与母材钢板的密接性降低，镀敷层中的Ni难以扩散到母材钢板的表层区域，在热压后的热压成型体中得不到希望的金相组织。
镀敷层的每单面的附着量优选为30g/m2以上，较优选为40g/m2以上。此外，镀敷层的每单面的附着量优选为80g/m2以下，较优选为60g/m2。
热压用钢板的镀敷附着量及镀敷层中的Ni含量通过以下的方式测定。
镀敷附着量按照JIS H 0401：2013所述的试验方法，从热压用钢板的任意位置提取试验片，进行测量。镀敷层中的Ni含量是通过从热压用钢板的任意位置，根据JIS K0150：2005所述的试验方法，提取试验片，测量镀敷层的整厚1/2位置的Ni含量，从而得到热压用钢板中的镀敷层的Ni含量。
本实施方式的热压用钢板的板厚没有特别的限定，但出于车身轻化的观点，优选设定为0.5～3.5mm。
接着，针对将本实施方式的热压用钢板进行热压后的热压成型体进行说明。在以下的说明中，将使用本实施方式的热压用钢板制造的、强度及弯曲性优异的热压成型体记录为第一应用例，将使用本实施方式的热压用钢板制造的、强度及抗氢脆性优异的热压成型体记录为第二应用例。
＜热压成型体＞
“第一应用例”
“从母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含80.0％以上的马氏体及8.0％以上的残留奥氏体”
从构成热压成型体的母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含80.0％以上的马氏体及8.0％以上的残留奥氏体，从而可以得到优异的强度和弯曲性。此外，作为表层区域中的马氏体及残留奥氏体以外的剩余部分组织，可以包含铁素体、上部贝氏体及下部贝氏体的一种以上。
在表层区域的金相组织中，马氏体的比例以面积％计小于80.0％的情况下，在热压成型体中不能得到希望的强度，不能应用在汽车用部件等中。马氏体的比例优选以面积％计为85.0％以上。马氏体的比例以面积％计可以设为92.0％以下。
此外，残留奥氏体的比例以面积％计小于8.0％时，热压成型体的弯曲性变差。残留奥氏体的比例以面积％计，优选为10.0％以上。上限并不需要进行特别限定，但要得到更高的屈服强度的情况下，残留奥氏体的比例可以以面积％计设为15.0％以下。
接着，针对表层区域的金相组织的测量方法进行说明。
首先，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意的位置切取试样，使得可以观察垂直于表面的轧制方向截面(板厚截面)。试样的大小也取决于测量装置，但设定为在轧制方向上10mm左右可以观察的大小。使用通过这样的方法提取的试样，测量残留奥氏体及马氏体的面积比率。
“残留奥氏体的面积比率的测量”
使用#600至#1500的碳化硅纸研磨与上述轧制方向截面对应的试样的测量面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水中的液体，将该测量面加工成镜面。接着，在室温下使用不包含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去存在于试样的表层的应变。在试样的测量面的轧制方向的任意位置，以0.1μm的测量间隔通过电子背散射衍射法，测量长度50μm、母材钢板的表面至深度50μm的区域，得到晶体取向信息。测量中使用由热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM－7001F)和EBSD检测器(TSL制造DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为9.6×10－5Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子束的照射时间为0.01秒/点。将所得到的晶体取向信息使用附属于EBSD解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“相图(Phase Map)”功能，计算残留奥氏体的面积比率，从而得到表层区域中的残留奥氏体的面积比率。此外，将结晶结构为fcc构造的组织判断为残留奥氏体。
“马氏体的面积比率的测量”
使用#600至#1500的碳化硅纸研磨上述试样(与残留奥氏体的面积比率的测量中使用试样不同的试样)的测量面后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在乙醇等稀释液或纯水中的液体，将该测量面加工成镜面，实施硝酸乙醇腐蚀。接着，将观察面中的距离母材钢板表面侧的端部50μm以内的区域作为观察视野，使用热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造JSM-7001F)进行观察。马氏体的面积比率可以通过以回火马氏体及初生马氏体的面积比率之和求得。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，作为在内部铁碳化物的延伸方向为两个以上的组织而进行区别。初生马氏体在硝酸乙醇腐蚀中不会充分蚀刻，因此能够与被蚀刻的其他组织进行区别。其中，残留奥氏体也与初生马氏体同样地不会充分地蚀刻，因此通过在硝酸乙醇腐蚀中未被蚀刻的组织的面积比率与通过上述计算的残留奥氏体的面积比率的差值求得初生马氏体的面积％。通过计算以上述的方法得到的回火马氏体及初生马氏体的合计的面积％，得到表层区域中的马氏体的面积比率。
“表层区域中的Ni浓度为8质量％以上”
构成热压成型体的母材钢板的表层区域的Ni浓度为8质量％。通过将表层区域的Ni浓度设定为8质量％以上，从而表层区域中的残留奥氏体稳定化，可以增加热压成型体的残留奥氏体量。其结果，可以提高热压成型体的弯曲性。表层区域中的Ni浓度优选为10质量％以上，较优选为12质量％以上。此外，表层区域中的Ni浓度的上限并不特别限制，但Ni浓度例如可以为15质量％以下，也可以为20质量％以下。
“表层区域的Ni浓度的测量方法”
针对表层区域中的Ni浓度的测量方法进行说明。
首先，从距离热压成型体的端面50mm以上的任意的位置切取试样。试样的大小也取决于测量装置，但设定为20mm见方程度的大小。Ni浓度的测量通过辉光放电发光分析法，在试样的表面10个点中，从母材钢板表面向板厚方向的深度方向进行分析，求得在板厚方向上距离母材钢板表面25μm深度的位置的Ni浓度，计算10个点的平均值。将所得到的平均值定义为表层区域的Ni浓度。
“第二应用例”
“母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含90.0％以上的马氏体”
母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织中，如果马氏体的比例以面积％计为90.0％以上，则可以在热压成型体中得到优异的强度及抗氢脆性。马氏体的比例越高越优选。
作为表层区域中的马氏体以外的剩余部分组织，可以包含铁素体、上部贝氏体、下部贝氏体、残留奥氏体的一种以上。
此外，钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织通过上述的方法测定。
“表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度为5.5质量％以上”
表层区域的原奥氏体晶界中的Ni浓度为5.5质量％时，可以在热压成型体中得到优异的强度及抗氢脆性。Ni浓度优选为7.0质量％以上。Ni浓度越高越优选，但在通常的实际操作中，难以设定为12.0质量％以上，因此12.0质量％为实质性的上限。
“表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度的测量方法”
针对表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度的测量方法进行说明。
从热处理后的热压成型体的中央部，制作图1所示的尺寸的试验片。试验片中央部的切口中插入金属丝切割机，切口底的结合部控制在100μm至200μm。接着，将试验片在40％－硫氰酸氨溶液中浸渍24～48hr。浸渍结束后在0.5hr以内，在试验片的表里面实施镀锌。镀锌后，在1.5hr以内供俄歇电子能谱分析。用于实施俄歇电子能谱分析的装置的种类并不特别的限定。将试验片设置在分析装置内，在9.6×10-5Pa以下的真空中，从试验片的切口部分开始破坏，露出原奥氏体晶界。对板厚方向的表层50μm的区域中露出的原奥氏体晶界，以1～30kV的加速电压照射电子束，测量该晶界中的Ni浓度(质量％)。测量在10处以上的原奥氏体晶界中实施。为了防止晶界的污染，在破坏后30分以内完成测量。通过计算所得到的Ni浓度(质量％)的平均值，得到表层区域的原奥氏体晶界的Ni浓度。
“每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层”
第一应用例及第二应用例的热压成型体，在构成热压成型体的母材钢板的表面，具有每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层。
每单面的附着量小于10g/m2，或者镀敷层中的Ni含量小于10质量％时，母材钢板的表层区域中变浓的Ni量减少，热压后的表层区域中得不到希望的金相组织。另一方面，在每单面的附着量高于90g/m2的情况下，或者镀敷层中的Ni含量高于25质量％的情况下，在镀敷层和母材钢板的界面处，Ni过度变浓，镀敷层与母材钢板的密接性降低，镀敷层中的Ni难以扩散到母材钢板的表层区域，在热压成型体中得不到希望的金相组织。
镀敷层的每单面的附着量优选为30g/m2以上，较优选为40g/m2以上。此外，镀敷层的每单面的附着量优选为80g/m2以下，较优选为60g/m2以下。
热压成型体的镀敷附着量及镀敷层中的Ni含量通过以下的方法测量。
镀敷附着量是根据JIS H 0401：2013所述的试验方法，从热压成型体的任意位置提取试验片进行测量的。镀敷层中的Ni含量是从热压成型体的任意的位置，根据JIS K0150：2005中记载的试验方法，提取试验片，测量镀敷层的整厚的1/2位置处的Ni含量，从而得到热压成型体中的镀敷层的Ni含量。
接着，针对本实施方式的热压用钢板、以及使用本实施方式的热压用钢板的、热压成型体的优选的制造方法进行说明。
＜热压用钢板的制造方法＞
供热轧的钢片(钢材)是通过常法制造的钢片即可，例如，是连续铸板坯、薄钢坯等通过一般的方法制造的钢片即可。粗轧也通过通常的方法进行即可，不进行特别的限定。
“终轧”
在终轧的最终下压(最终轧道)中，需要在A3点以上的温度域以小于20％的轧制率进行终轧。在终轧的最终下压中，以小于A3点的温度轧制，或轧制率为20％以上时，在表层区域中生成铁素体，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上。此外，A3点由下述式(1)表示。
A3点＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr
+100×Mo···(1)
在上述式(1)中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr及Mo为各个元素的含量(质量％)。
“冷却”
在终轧结束后5秒以内以平均冷却速度为80℃/s以上，开始冷却，冷却至小于500℃的温度域，进行卷绕。此外，卷绕后继续水冷至室温。在冷却开始时间超过5秒的情况、平均冷却速度小于80℃/s的情况、或者卷绕开始温度高于500℃的情况下，容易生成铁素体、珠光体、上部贝氏体，在表层区域中，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上。此时的平均冷却速度是由钢板的表面的温度变化算出的，表示从终轧温度到达卷绕开始温度的平均冷却速度。
“实施镀敷”
将上述热轧钢板在该状态、或者实施冷轧后，形成包含每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，剩余部分由Zn及杂质构成的镀敷层，得到热压用钢板。在实施镀敷前进行冷轧的情况下，冷轧的轧制率并不特别限定，但出于钢板的形状的稳定性的观点，优选设定为40～60％。在热压用钢板的制造中，实施镀敷之前，也可以包含其他的酸洗、调质轧制等公知的制法。其中，以Ms点-15℃以上的温度实施回火时，在表层区域中，无法将没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种的晶粒的比例以面积％计设为15.0％以上，而且不能将平均位错密度设为4×1015m/m3以上，作为结果，不能得到具有希望的金相组织的热压成型体。因此，在由于C含量高等理由而需要在实施镀敷前实施回火的情况下，以小于Ms点－15℃的温度实施回火。此外，Ms点由下述式(2)表示。
Ms＝493－300×C－33.3×Mn－11.1×Si－22.2×Cr－16.7×Ni－11.1×Mo···(2)
在上述式(2)中，C、Mn、Si、Cr、Ni及Mo为各个元素的含量(质量％)。
接着，针对使用本实施方式的热压用钢板的、热压成型体的制造方法进行说明。
＜热压成型体的制造方法＞
热压成型体通过以下方式制造的：在第一应用例中以条件1(小于100℃/s的平均加热速度)，在500℃以上、A3点以下的温度域加热上述所得到的热压用钢板，在第二应用例中以条件2(100℃/s以上、小于200℃/s的平均加热速度)在500℃以上、A3点以下的温度域加热上述所得到的热压用钢板后，以A3点以上、A3点+150℃以下的温度进行保持，进行热压，使得开始加热至开始成型的经过时间成为预定的时间内，冷却至室温。
此外，为了调整热压成型体的强度，可以通过以小于Ms点-15℃的温度对热压成型体的局部区域或全部区域回火，从而形成软化区域。
在第一应用例中，在500℃以上、A3点以下的温度域，以条件1(小于100℃/s的平均加热速度)加热，且将开始加热到开始成型的经过时间设定为240～480秒，从而可以在表层区域中得到希望的金相组织。由此，可以提高热压成型体的弯曲性。条件1的平均加热速度优选为小于80℃/s。条件1的平均加热速度的下限并不特别地限定，在实际操作中，设定为小于0.01℃/s会引起制造成本的增加。因此，条件1的平均加热速度可以设定为0.01℃/s以上。开始加热至开始成型的经过时间优选设定为280秒以上、或320秒以下。
在第二应用例中，通过在500℃以上、A3点以下的温度域，以条件2(100℃/s以上、小于200℃/s的平均加热速度)加热，将开始加热到开始成型的经过时间设定为小于240秒，从而可以在表层区域中得到希望的金相组织。由此，可以在热压成型体中得到优异的抗氢脆性。条件2中的平均加热速度优选为120℃/s以上。因为在热压用钢板所包含的碳化物的溶解没有完成的状态下促进向奥氏体的相变，会引起热压成型体的抗氢脆性变差，所以条件2中的平均加热速度设定为小于200℃/s。条件2中的平均加热速度优选为小于180℃/s。开始加热到开始成型的经过时间优选为120秒以上、且180秒以下。
热压时的保持温度优选设定为A3点+10℃以上、A3点+150℃以下。此外，热压后的平均冷却速度优选为10℃/s以上。
实施例
接着，针对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。本发明在不脱离本发明的宗旨，达成本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。
对铸造表1和2所示的化学组分的钢液制造的钢片，以表3和4所示的条件施以热轧、冷轧、镀敷，得到表3和4所示的热压用钢板。对所得到的热压用钢板，实施表5～8所示的热处理，进行热压，从而得到表5～8所示的热压成型体。局部软化区域是通过对热压成型体的一部分进行激光照射，使该照射部分达到小于Ms-15℃进行回火从而形成的。
此外，表中的下划线表示在本发明的范围外，脱离优选的制造条件，或者特性值不优选。
[表1]
Figure BDA0003377489540000221
[表2]
Figure BDA0003377489540000231
[表3]
Figure BDA0003377489540000241
[表4]
Figure BDA0003377489540000251
[表5]
Figure BDA0003377489540000261
[表6]
Figure BDA0003377489540000271
[表7]
Figure BDA0003377489540000281
[表8]
Figure BDA0003377489540000291
热压用钢板及热压成型体的金相组织、平均位错密度及Ni浓度(含量)的测量通过上述的测量方法进行。此外，热压成型体的机械特性通过以下的方法进行评价。
“抗拉强度”
热压成型体的抗拉强度是从热压成型体的任意位置，制作JISZ2201：2011记录的5号试验片，按照JISZ 2241：2011记录的试验方法求得的。此外，抗拉强度小于1500MPa时判定为不合格，不进行后述的试验。
“弯曲性”
热压成型体的弯曲性根据德国汽车工业协会规定的VDA基准(VDA238-100)，通过以下的方法进行评价。在本实施例中，将通过弯曲试验得到的最大荷重时的位移以VDA基准转换成角度，求得最大弯曲角度(°)。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(平行于板宽方向的方向)或者30mm(轧制方向)×60mm(平行于板宽方向的方向)
试验片板厚：1.0mm(以相同量研磨表面、背面)
弯曲棱线：平行于板宽方向的方向
试验方法：辊支承，冲头按压
辊径：
Figure BDA0003377489540000301
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
按压速度：20mm/min
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
将通过上述的方法得到的最大弯曲角度为50°以上的情况作为弯曲性优异，判定为合格，将小于50°的情况判定为不合格。
“抗氢脆性”
热压成型体的抗氢脆性通过以下的方法进行评价。图2中，示出抗氢脆性的评价中使用的试验片的形状。对施加V形凹口的图2的试验片，以将负载荷重除以切缺底的截面积计算出的标称应力施加1100MPa后，实施恒定载荷试验，即在室温下，在3质量％NaCl水溶液中以0.1mA/cm2的电流密度进行48小时的电解氢填充，根据断裂的有无进行判断。表中将无断裂的情况记录为合格(OK)，将有断裂的情况记录为不合格(NG)。此外，图2所示的R10表示曲率半径为10mm。
在表5及6中，将抗拉强度为1500MPa以上，且弯曲性合格(50°以上)的情况作为强度及弯曲性优异，判断为发明钢。在上述两个性能中的任一者不满足的情况下，判断为比较钢。
观察表5及6时可知，热压用钢板的化学组分、镀敷组分及金相组织在本发明的范围内，并以优选的条件热压成型的热压成型体具有优异的强度及弯曲性。
另一方面，还可知：热压用钢板的化学组分及金相组织中任一者以上脱离本发明，或者以不优选的条件热压成型的热压成型体，强度及弯曲性中一者以上变差。
在表7及8中，将抗拉强度为1500MPa以上，且抗氢脆性合格(OK)的情况作为强度及抗氢脆性优异，判断为发明钢。将上述两个性能中，不满足任一者的情况，判断为比较钢。
观察表7及8可知，热压用钢板的化学组分、镀敷组分及金相组织在本发明的范围内，并以优选的条件热压成型的热压成型体具有优异的强度及抗氢脆性。
另一方面，还可知，热压用钢板的化学组分及金相组织中任一者以上脱离本发明，或者以不优选的条件热压成型的热压成型体，强度及抗氢脆性中一者以上变差。
[工业上的可利用性]
根据本发明，可以提供一种热压用钢板，其在热压后，能够得到强度及弯曲性或抗氢脆性优异的热压成型体。

Claims (2)

1.一种热压用钢板，其特征在于，
具有母材钢板和镀敷层，
所述母材钢板作为化学组分，以质量％计，含有：
C：0.15％以上、小于0.70％，
Si：0.005％以上、0.250％以下，
Mn：0.30％以上、3.00％以下，
sol.Al：0.0002％以上、0.500％以下，
P：0.100％以下，
S：0.1000％以下，
N：0.0100％以下，
Nb：0％以上、0.150％以下，
Ti：0％以上、0.150％以下，
Mo：0％以上、1.000％以下，
Cr：0％以上、1.000％以下，
B：0％以上、0.0100％以下，
Ca：0％以上、0.0100％以下，以及
REM：0％以上、0.30％以下，
并且剩余部分由Fe及杂质构成；
所述镀敷层在所述母材钢板的表面，每单面的附着量为10g/m2以上、90g/m2以下，Ni含量为10质量％以上、25质量％以下，并且剩余部分由Zn及杂质构成，
从所述母材钢板的表面至深度50μm的区域即表层区域的金相组织以面积％计包含15.0％以上的没有受到自回火的马氏体及下部贝氏体的1种或2种以上的晶粒，
所述表层区域的平均位错密度为4×1015m/m3以上。
2.根据权利要求1所述的热压用钢板，其特征在于，
所述母材钢板，作为所述化学组分，以质量％计，含有从以下成分构成的组中选择的1种或2种以上：
Nb：0.010％以上、0.150％以下；
Ti：0.010％以上、0.150％以下；
Mo：0.005％以上、1.000％以下；
Cr：0.005％以上、1.000％以下；
B：0.0005％以上、0.0100％以下；
Ca：0.0005％以上、0.0100％以下；以及
REM：0.0005％以上、0.30％以下。
CN202080039440.1A 2019-05-31 2020-05-28 热压用钢板 Active CN113874537B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019101986 2019-05-31
JP2019-101986 2019-05-31
PCT/JP2020/021137 WO2020241762A1 (ja) 2019-05-31 2020-05-28 ホットスタンプ用鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113874537A CN113874537A (zh) 2021-12-31
CN113874537B true CN113874537B (zh) 2022-11-01

Family

ID=73553790

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080039440.1A Active CN113874537B (zh) 2019-05-31 2020-05-28 热压用钢板

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20220227105A1 (zh)
JP (1) JP7188583B2 (zh)
KR (1) KR102606157B1 (zh)
CN (1) CN113874537B (zh)
WO (1) WO2020241762A1 (zh)

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61293520A (ja) * 1985-06-21 1986-12-24 高明　發 煙塵浄化処理方法
JP5315677B2 (ja) * 2007-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料タンク用鋼板およびその製造方法
JP4893844B2 (ja) * 2010-04-16 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5884151B2 (ja) 2010-11-25 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5817479B2 (ja) * 2011-03-10 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材の製造方法
KR101678511B1 (ko) 2012-03-07 2016-11-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열간 프레스용 강판, 그의 제조 방법 및, 그것을 이용한 열간 프레스 부재의 제조 방법
PL2907886T3 (pl) * 2013-02-26 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości mająca maksymalną wytrzymałość na rozciąganie wynoszącą 980 MPa lub więcej oraz mająca doskonałą utwardzalność przy wypalaniu i wiązkość w niskiej temperaturze
MX2017010537A (es) 2015-02-20 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero laminada en caliente.
JP6082451B2 (ja) * 2015-03-18 2017-02-15 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびその製造方法
JP6222198B2 (ja) * 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
JP6168118B2 (ja) * 2015-10-19 2017-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
WO2017169869A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
US11008632B2 (en) * 2016-03-31 2021-05-18 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet
WO2019003451A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
KR102450162B1 (ko) * 2018-03-29 2022-10-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판

Also Published As

Publication number Publication date
US20220227105A1 (en) 2022-07-21
KR20210151976A (ko) 2021-12-14
JP7188583B2 (ja) 2022-12-13
KR102606157B1 (ko) 2023-11-29
JPWO2020241762A1 (zh) 2020-12-03
CN113874537A (zh) 2021-12-31
WO2020241762A1 (ja) 2020-12-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102643398B1 (ko) 핫 스탬프 성형체
CN113544296B (zh) 热冲压成形体
US20220195552A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
CN113906152B (zh) 热压成型体
CN115135790A (zh) 热冲压用钢板及热冲压成形体
CN115151669B (zh) 热冲压成形体
CN113840936A (zh) 热冲压成型体
KR20210096223A (ko) 피복강 부재, 피복강판 및 그것들의 제조 방법
KR20230137436A (ko) 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체
CN114829652A (zh) 热压成形体
CN113874537B (zh) 热压用钢板
WO2021230311A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板
CN113906151B (zh) 热压成型体
CN115244204A (zh) 热轧钢板
CN113874536B (zh) 热冲压成型体
JP7549277B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
CN114787405B (zh) 热压成形体
KR102658729B1 (ko) 핫 스탬프 성형체
WO2023189183A1 (ja) ホットスタンプ成形体
CN115398020A (zh) 热压用钢板及热压成形体

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant