TW201441386A - 具優異耐延遲破壞特性與低溫韌性之高強度鋼板、及使用其製成之高強度構件 - Google Patents

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Abstract

一種高強度鋼板，以質量%計，含有C：0.20~0.42%、Si：0.06~0.5%、Mn：0.2~2.2%、Cr：0.1~2.5%、B：0.0005~0.01%、O：0.0020~0.020%、Al：0.001~0.03%、Ti：0.001~0.05%、N：0.1%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物之化學成分所構成；在鋼中最大長度為1μm以上且5μm以下的Mn氧化物係存在5×103個/mm2以上且1×105個/mm2以下，而且短軸方向長度為1μm以上且長軸方向長度為10μm以下之Mn與Si的複合氧化物係存在1.7×102個/mm2以上且5×103個/mm2以下。

Description

具優異耐延遲破壞特性與低溫韌性之高強度鋼板、及使用其製成之高強度構件 發明領域
本發明係有關於一種例如適合於熱壓印法之高強度鋼板，詳言之，係有關於一種具優異耐延遲破壞性與低溫韌性之高強度鋼板。本申請係基於2013年3月14日在日本提出申請之特願2013-051953號而主張優先權，並且將其內容引用於此。
發明背景
通常，在汽車等的輸送機械領域，係積極地進行使用高強度材料來減低質量之努力。近年來，在汽車領域，隨著保確衝撞安全性和搭載新功能而車體質量有増加之傾向。能夠標榜可將車體質量増加的一部分相抵銷，而且盡可能使燃料消耗率提升來消減二氧化碳的排出量之高強度鋼板的使用量，係穩健地逐漸増加。
在如此之擴大使用高強度鋼板的潮流中，在提高鋼板強度時不可避免之被稱為「形狀凍結性的劣化」現象之顯在化係成為重大的障礙。該現象係由於成形後的彈回量為隨著高強度化而増加，而不容易得到目標形狀之總稱。為了解決此情形，係進行追加在低強度材(形狀凍結性優異、 或是不成為問題的材料)不需要的加工步驟(例如，二次印模(restrike))，或是變更製品形狀。
作為解決如此的問題之一的方法，被稱為熱壓印法之熱軋成形方法係受到注目。該方法係藉由將鋼板(被加工材)加熱至預定溫度(通常係成為沃斯田鐵相的溫度)而使強度降低(亦即，使成形容易)之後，使用比被加工材更低溫(例如室溫)的模具進行成形，在容易賦予形狀之同時，利用兩者的溫度差來進行急冷熱處理(淬火)而確保成形後之製品的強度。
如此的熱壓印法，近年來其有用性已被被廣泛地認識且被研討應用的構件亦已涉及許多方面。其中，例如汽車的車盤零件(undercarriage parts)，從耐蝕性的觀點，被暴露的環境為苛刻時、存在有設想選擇零件的安裝之穿孔部者等，不僅是作為零件之強度，耐延遲破壞性亦被包含在重要的必要特性之一。
由於被暴露在腐蝕環境而預料氫的侵入程度上升，而且，由於在穿孔部等所殘留的應力為無法忽視的大小，所以會擔心產生延遲破壞。
通常，已知鋼板的耐延遲破壞性係隨著鋼板的高強度化而降低。即便使用熱壓印法而高強度化的鋼板(製品)，亦有事先被顧慮者。
例如在專利文獻1，係揭示一種有關於鋼板之技術，該鋼板係藉由以預定密度含有平均粒徑為預定範圍內之Mg的氧化物、硫化物、複合結晶物、及複合析出物之中 的1種或2種以上，而具有抑制延遲破壞之特性。
在專利文獻2，係揭示一種技術，其係藉由在用以熱壓印之加熱後且沖壓前的高溫狀態(熱的狀態)下進行沖切(穿孔)，來改善沖切性且藉此來謀求改善耐延遲破壞性。
專利文獻3，係揭示一種技術，其係藉由以預定密度含有預定尺寸的Fe-Mn系複合氧化物而到耐延遲破壞性優異之鋼板。
但是，因為專利文獻1的技術，係使鋼中存在不容易使其含有的Mg且高度地控制含有其之生成物，即便該業者亦沒有那麼容易實施。
專利文獻2係將藉由熱進行穿孔作為前提之技術，針對在熱壓印後進行穿孔之情況、亦即有可能產生殘留無法忽視程度的應力之情況的效果，並不清楚。
另一方面，專利文獻3的技術係藉由在製鋼步驟之脫氧控制、適當的輥軋條件之組合而在鋼中形成有效之氫的陷阱(trap site)之優異的技術且能夠期待一定的效果。
因而，本發明者等亦邊參考專利文獻3邊製造鋼板，而且重複進行調査該鋼板在熱沖壓後之機械性質之實驗。其結果，針對耐延遲破壞性，係能夠觀察到相應的效果。但是，清楚明白低溫韌性係未必充分，而且，特別是C(碳)濃度高時係以高的頻率產生鑄造缺陷而無法提供輥軋，即便能夠提供亦有產率顯著地低落之問題。
如此，即便在熱壓印後進行穿孔等殘留應力的加 工之構件，亦具有耐延遲破壞性、及低溫韌性，而且能夠容易地實施且在製造產率亦沒有問題之技術，實際情況係尚未找到。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2006-9116號公報
專利文獻2：日本特開2010-174291號公報
專利文獻3：WO2012/120692號公報
發明概要
鑒於上述實際情況，本發明之課題係提供一種熱壓印用鋼板，其具有容易使用已設的煉鐵設備製造之高製造產率，而且使用熱壓印設備成形之後，即便進行預料應力殘留之加工，亦具有優異的耐延遲破壞性及低溫韌性。
為了解決如此的課題，本發明者等係針對熱壓印用鋼板重複地專心研討。其結果，將以預定條件使鋼板中含有容易生成之Mn的氧化物設為根本技術之後，為了解決在只有其的情況係無法因應的問題而進行專心研究。
具體上必須解決的問題，可舉出以下2點。
(A)為了製成在熱壓印後之拉伸強度為1500MPa以上之鋼板，使其含有的碳為0.2%(質量%、以下相同)以上係必要的。但是，高濃度的碳鋼時，因為碳本身具有脫氧能力， 脫氧反應所生成的CO在溶鋼中形成氣泡且殘留在鑄片而容易成為鑄造缺陷。
(B)雖然使氧化物分散作為鋼板中的氫之陷阱係有效的，然而亦有依照氧化物的形態和密度而損害低溫韌性之可能性而必須充分地考慮之課題。
該等問題之中，針對(A)係研討藉由微量添加Si來抑制碳與氧鍵結之方法，並且清楚知道適當的Si濃度係位於在專利文獻3被認為不適當的範圍內。又，新發現藉由以預定濃度含有Si，能夠使夾雜物(氧化物)形態變化且對於(B)亦是有效的。
重複如此的研討而完成之本發明，其要旨係如以下。
(1)一種高強度鋼板，以質量%計，含有：C：0.20~0.42%、Si：0.06~0.5%、Mn：0.2~2.2%、Cr：0.1~2.5%、B：0.0005~0.01%、O：0.0020~0.020% Al：0.001~0.03%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0~0.1%、Mo：0~1.0%、 W：0~0.5%、V：0~0.5%、Ni：0~5.0%、Cu：0~1.0%、N：0.1%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物之化學成分所構成；在鋼中最大長度為1μm以上且5μm以下的Mn氧化物係存在5×103個/mm2以上且1×105個/mm2以下，而且短軸方向長度為1μm以上且長軸方向長度為10μm以下之Mn與Si的複合氧化物係存在1.7×102個/mm2以上且5×103個/mm2以下。
(2)如(1)之高強度鋼板，其以質量%計，含有下述中之1種或2種以上：Nb：0.01~0.1%、Mo：0.01~1.0%、W：0.01~0.5%、V：0.01~0.5%、Ni：0.01~5.0%、Cu：0.01~1.0%。
(3)(1)或(2)之高強度鋼板，其經施行35~70%的冷軋延。
(4)如(3)之高強度鋼板，其經施行鍍覆。
(5)如(4)之高強度鋼板，其係表面具有使用熔融法鍍覆而成之Al層的鋼板，且在前述Al層與前述鋼板的界面係存在厚度1μm以上且10μm以下的Fe-Al-Mn-Cr-B合金層。
(6)一種高強度構件，係將如(3)之高強度鋼板加熱至至少其一部分成為沃斯田鐵相的溫度之後，在相同步驟使用模具壓印來進行成形及淬火。
(7)一種高強度構件，係將如(4)或(5)之鋼板加熱至至少其一部分成為沃斯田鐵相的溫度之後，在相同步驟使用模具壓印來進行成形及淬火。
本發明之鋼板，係能夠使用已設的煉鐵設備製造，因為在使用熱壓印設備成形之後，即便進行穿孔等預料殘留應力之加工，亦能夠得到優異的耐延遲破壞性及低溫韌性，所以具有擴大熱壓印法的應用範圍(能夠應用的零件)之效果。
1‧‧‧矩形氧化物
2‧‧‧多角形氧化物
3‧‧‧最大長度
4‧‧‧複合氧化物
5‧‧‧短軸方向長度
6‧‧‧長軸方向長度
圖1係用以說明鋼板中的氧化物之最大長度之圖，且示意地顯示(a)為矩形氧化物，(b)為多角形氧化物的最大長度。
圖2係示意地顯示延伸後的氧化物之短軸方向的長度、及長軸方向的長度之圖。
圖3係例示Si含量引起的氣泡缺陷發生狀況變化之照 片。
圖4係顯示冷軋率(%)與延性脆性轉變溫度(℃)的關係之圖。
圖5係顯示帽子形狀之示意圖。圖中的數字係大致尺寸且單位為mm。
用以實施發明之形態
詳細地說明本發明。
首先，敘述限定本發明之鋼板的化學成分之理由。在此，「%」係意味著質量%。
<C：0.20~0.42%>
就使用熱壓印法將鋼板高強度化而言，C係最重要的元素。為了得到至少1500MPa左右的強度，必須使其含有0.20%以上。另一方面，大於0.42%時，即便使用本發明的氧化物控制亦無法確保低溫韌性。因而，將0.42%設為上限。為了確保更優異的低溫韌性，係以0.36%以下為佳。
<Si：0.06~0.5%>
Si係具有抑制成為鑄造缺陷的原因之因C脫氧引起產生CO氣泡之作用。為了得到使Mn氧化物分散而成之鋼，本發明者等係進行將含有C：0.20~0.42%、Mn：1~1.5%、Cr：0.2%、及、B：0.0020%，剩餘部分：以Fe作為主成分之鋼熔解且鑄造之試驗。其結果，得到在鑄片表面有產生氣泡狀缺陷的情況之知識。得知從C濃度為0.25%附近起，氣泡狀缺陷會開始散見，而且在0.3%以上時以高頻率產生。亦 有深缺陷，即便修整表面亦必須判斷不適合於輥軋之鑄片。
為了解決如此的狀況，嘗試含有微量的Si(Si脫氧)，作為脫氧能力比Mn更高且不具有如Al之氧化物產生凝聚的性質之元素時，發現藉由含有0.06%以上，能夠完全地抑制產生氣泡狀缺陷。因而，將Si的下限設為0.06%。另一方面，雖然在抑制氣泡狀缺陷之目的係沒有上限，但是所生成的氧化物過剩時，低溫韌性劣化。因此，被容許的上限為0.5%。以0.3%以下為佳，較佳為0.2%以下。
Si係形成氧化物者(包含與Mn之複合氧化物)、及不與氧鍵結而被固熔於鋼中者之總和。Si係不僅是如上述作為脫氧元素而抑制產生CO氣泡之作用，亦形成與Mn之氧化物，發現該氧化物係有效地對低溫韌性有貢獻，亦是本發明之要旨。
<Mn：0.2~2.2%>
在本發明，Mn係最重要的元素。Mn的氧化物係不僅是作為氫的陷阱之功能，而且就確保低溫韌性而言，與Si的複合氧化物係發揮非常重要的作用。該效果係在Mn含有0.2%以上時顯現。另一方面，即便使其含有大於2.2%，效果亦飽和，而且，因為有起因於凝固偏析致使機械性質劣化的可能性，所以將2.2%設為上限。較佳為2.0%，更佳為1.8%。
<Cr：0.1~2.5%>
Cr係因為具有提高鋼板的淬火性之效果而含有。其效果 成為明確係0.1%以上。另一方面，因為即便含有大於2.5%，其效果係飽和而將2.5%設為上限。以2.0%為佳，較佳為1.8%。
<B：0.0005~0.01%>
B係因為亦與Cr同樣地具有提高淬火性之效果而含有。其效果成為明確係0.0005%以上，另一方面，因為過剩地含有時，係與熱加工性的劣化及延性低落有關聯，所以將0.01%設為上限。為了進一步提高淬火性且為了進一步抑制熱加工性的劣化及延性低落，以0.0010~0.007%為佳。
<O：0.0020~0.020%>
就形成氧化物而言，O係必要元素。而且因為作為氫的陷阱及作為對低溫韌性的影響因子，氧化物係非常重要的，所以必須適當地控制。因為其濃度小於0.0020%時，無法得到必要的氧化物密度，大於0.02%時，氧化物粗大化有引起機械性質劣化之可能性，所以限定在上述的範圍。
<Al：0.001~0.03%>
因為Al係強脫氧元素，所以必須慎重地控制。使其含有大於0.03%時，確保對耐延遲破壞有效的Mn氧化物、和對確保低溫韌性重要之Mn與Si的複合氧化物為預定量係變為困難。因而，將0.03%設為上限，較佳為0.01%。另一方面，設為小於0.001%係因為在製鋼步驟多半係施加很大的負荷，所以將0.001%設為下限。
<Ti：0.001~0.05%>
因為Ti係具有脫氧作用之元素，會對Mn氧化物、及Mn 與Si的複合氧化物的形成造成影響之緣故，必須控制在0.05%以下，較佳為0.03%以下。另一方面，設為小於0.001%係因為在製鋼步驟多半係施加很大的負荷，所以將0.001%設為下限。
其次，說明使其選擇性地含有之成分。
<Nb：0~0.1%>
因為Nb係具有使結晶粒微細化且使韌性提升之效果，所以能夠適當地使用。因為其效果係在0.01%以上能夠觀察到，為了得到其效果，以將0.01%設為下限為佳。另一方面，即便含有大於0.1%，其效果飽和，所以將0.1%設為上限。
<Mo：0~1.0%>、<W：0~0.5%>、<V：0~0.5%>之1種或2種以上
因為該等元素係任一者均具有提高淬火性之效果者，所以能夠適當地含有。任一者均是0.01%以上時，其效果成為明確。另一方面，因為是昂貴的元素，所以將效果飽和之濃度設為上限為佳。針對Mo係1.0%，針對W、及V係以0.5%為上限。
<Ni：0~5.0%>
因為Ni係具有提高淬火性之效果而欲有效地活用之元素，其效果係0.01%以上時成為明確。另一方面，因為是昂貴的元素，所以將其效果飽和之5.0%設為上限。又，因為亦具有抑制下述的Cu引起熱軋鋼板的表面品質水準降低之作用，所以使其與Cu同時含有為佳。
<Cu：0~1.0%>
雖然Cu係藉由添加0.01%以上而具有提高鋼板強度之效果，但是因為過剩地添加時會損害熱軋鋼板的表面品質水準，以將1.0%設為上限。
又，雖然在本發明，上述以外的成分係Fe，但是從廢料等的熔解原料、耐火物等所混入之不可避免的不純物係被容許。以下能夠舉出作為代表性的不純物。
<N：0.1%以下>
因為N係容易與Ti和B鍵結，所以必須預先控制，使其不會減少作為該等元素的目的之效果，0.1%以下時係能夠容許，較佳為0.01%以下。另一方面，因為減低至必要以上時，在製鋼步驟係承受很大的負荷，以將0.0010%設為下限為佳。
<P：0.03%以下>
P係以不純物的方式含有，為了不對熱加工性造成不良影響，必須限制在0.03%以下。另一方面，P係以較少為佳，但是因為減低至必要以上時，在製鋼步驟係承受很大的負荷，以將0.001%設為下限為佳。
<S：0.02%以下>
S係以不純物的方式含有，為了不對熱加工性、延性、韌性等的機械性質造成不良影響，必須限制在0.02%以下。另一方面，S以較少為佳，但是因為減低至必要以上時，在製鋼步驟係承受很大的負荷，以將0.0001%設為下限為佳。
其次，說明有關Mn氧化物、及Mn與Si的複合氧化物之限定理由。
首先，針對Mn氧化物，認為因為藉由氧化物本身、及冷軋時在其周圍所形成的空隙係成為在鋼板中所存在之氫的陷阱，而顯現優異的耐延遲破壞性，所以必須使其以預定密度分散。如在實施例所顯示，小於5×103個/mm2時係無法觀察到明確的效果。另一方面，雖然在耐延遲破壞性上係可以不在密度設置上限，但是因為對延性、韌性等的機械性質造成不良影響，所以設為1×105個/mm2以下。
Mn氧化物的鑑定係使用SEM的EDS分析。亦即，將Mn與O(氧)同時檢測出者視為Mn氧化物。此時，分析對象物的最大長度為小於1μm時，係無法充分地確保精確度。因而，將尺寸的下限，設為最大長度為1μm以上。另一方面，雖然在耐延遲破壞性上係可以不在大小設置上限，但是因為對延性、韌性等的機械性質造成不良影響，所以設為最大長度為5μm以下。又，如在圖1示意地顯示氧化物的形狀，在此所稱氧化物的最大長度3，係指矩形氧化物1、或多角形氧化物2的對角線之中之最長者。
依照本發明者等的調査，相對於Mn氧化物係矩形或多角形且在冷軋後，其形狀亦是同樣，Mn與Si的複合氧化物係對冷軋具有延伸性。認為藉由適當延伸後之Mn與Si的複合氧化物係分散在鋼中而對確保低溫韌性有貢獻。在此，所謂延伸後之Mn與Si的複合氧化物，係指長軸方向長度為短軸方向長度的大致3倍以上者。藉由SEM的EDS分析而調查在鋼板中散在的夾雜物，而且將Mn、Si、及O(氧)同時被檢測出者視為Mn與Si的複合氧化物。為了進行可靠 性高的分析，對象物的尺寸之短軸方向長度必須為1μm以上。因此將Mn與Si的複合氧化物的大小之下限設為短軸方向長度為1μm。為了確保分析的可靠性，短軸方向長度係沒有上限，但是因為會引起機械性質(伸長率、韌性等)的劣化，所以將3μm、較佳為2μm設為上限。另一方面，在確保韌性之目的，雖然在長軸方向長度係沒有上限，但是因為太大(太長)時會損害延性，所以將其上限設為10μm，較佳為5μm。又，如在圖2示意地顯示，在此所謂短軸方向長度5、及長軸方向長度6，係指延伸後之Mn與Si的複合氧化物4之短軸方向的長度(短軸方向長度)5、及長軸方向的長度(長軸方向長度)6。
如在實施例所顯示，如此的之Mn與Si的複合氧化物，係必須含有1.7×102個/mm2以。密度比其更小時係無法確保優異的低溫韌性。另一方面，存在大於5×103個/mm2時，因為與輥軋方法正交的方向之延性係大幅度地劣化，所以將5×103個/mm2設為上限。
氧化物的密度之導出係依照以下的程序進行。亦即，使用SEM且設為倍率：3000倍、視野數：10，來計算(合計)視野內的該氧化物數。一視野係約40μm×30μm。因而，從1.2×104μm2(=40×30×10)中的氧化物數換算成為每平方毫米(mm2)之密度。
說明本發明之鋼板的製造方法。
本發明之鋼板係基於常用的方法而進行製鋼、鑄造、熱軋、冷軋、退火來製造。亦可進一步施行鍍覆。能 夠按照使用原料(不純物濃度)、各元素的利用率等企業者的實際情況而製鋼。作為一個例子，係以通常程序調整除了Si以外的鋼成分之後，添加Si且於預定時間後進行鑄造。
如在實施例說明，Mn氧化物係隨著Si添加後至鑄造為止的時間變長而密度減少。另一方面，Mn與Si的複合氧化物係隨著Si添加後至鑄造為止的時間變長而相反地密度増加。本發明者等所使用之小型熔解爐，從Si添加後至鑄造為止的時間，係以35~145秒後為適當的範圍，但是該時間係按照所使用的設備之實際情況而設定即可。從生產性的觀點，鑄造係以連續鑄造為佳。
在熱軋之鑄片的加熱溫度係1200~1250℃，輥軋率係粗輥軋：50~90%、精加工輥軋：60~95%，精加工溫度係能夠選擇900℃左右等。
在冷軋之冷軋率係非常重要，必須為35~70%。為了使Mn氧化物的周圍產生空隙，同時使Mn與Si的複合氧化物適當地延伸變形，必須35%以上的輥軋。另一方面，輥軋率太高時，一次所生成之Mn氧化物周圍的空隙係塌陷而消失。又，因為延伸變形之Mn與Si的複合氧化物，係被分裂而變成對韌性沒有貢獻，所以必須設為70%以下。
冷軋鋼板的退火溫度係以設為700~850℃為佳，但是為了使機械性質具有特徵之目的，亦可以小於700℃或大於850℃。從生產性的觀點，係以連續退火為佳。
在退火後，亦可以鍍覆Al、Zn等而作為鍍覆鋼板。從生產性的觀點，係以連續進行退火及鍍覆為佳。形成鍍 Zn層之後，亦可加熱而使鍍覆層成為Fe-Zn合金。又，作為鍍Al鋼板時，在鍍Al層與母材鋼板之界面係生成Fe-Al-Mn-Cr-B合金層。因為在鍍Al層與母材鋼板之界面生成Fe-Al-Mn-Cr-B合金層，所以鍍Al鋼板係能夠抑制氫從鍍Al層往鋼板中移動。又，在本申請發明之鋼板，在該合金層中係幾乎不含有Si。亦即，如本申請發明，在生成Mn氧化物及Mn與Si的複合氧化物之狀態下的氧濃度，所添加的Si係幾乎使用於將Mn氧化物還原成為Mn與Si的複合氧化物，所以在鍍Al層與母材鋼板的界面所生成的Fe-Al-Mn-Cr-B合金層，係幾乎不含有Si。
又，亦可對經進行退火、進而鍍覆之鋼板(帶鋼)賦予平整(skin pass)輥軋和校平器(leveler)加工。所賦予的應變係以設為10%以下為佳。
如此進行而製造之本發明之鋼板，係例如能夠藉由熱壓印法且使用相同步驟進行成形及淬火而成為高強度構件。為了製造高強度構件，係將按照必要而切斷成為預定尺寸之鋼板(坯料)進行加熱且使用模具壓印。加熱係能夠選擇加熱爐加熱、通電加熱、或是感應加熱等的方法。加熱溫度係通常設定為使坯料全體成為沃斯田鐵相之溫度，為了使其構件具有特徵，亦能夠選擇只有將一部分加熱至沃斯田鐵相之方法。使用模具之冷卻，係通常以使經加熱至沃斯田鐵相的部分變態成為麻田散鐵相之冷卻速度來進行。但是，為了使構件具有特徵之目的，亦能夠選擇將經加熱至沃斯田鐵相之部分的一部分之冷卻速度，設為不進 行麻田散鐵變態之緩慢的冷卻速度之方法。
鋼板的耐延遲破壞性，係藉由觀察使間隙(clearance)變化而進行之穿孔試驗的孔壁部有無產生龜裂，來進行評價。
亦即，在板厚t(mm)的鋼板進行10mmΦ的穿孔。此時，穿孔的直徑Dp係設10mm一定，使模具之中徑Di變化且將間隙=(Di-Dp)/2t×100設為5~30%的範圍，來調查孔壁部有無產生龜裂發生。而且，將無法觀察到產生龜裂之鋼板評定為耐延遲破壞性優異之鋼板。又，穿孔係設為每一間隙5個以上且調查全部的孔壁。
韌性的評價，係藉由依據JIS Z 2242之查拜式衝撃試驗而進行。試片係引用JIS Z 2202之4號試片的形狀且試片的厚度係設為供試材原樣。
從-120℃至20℃為止的範圍進行試驗，從吸收能量的變化決定延性脆性轉變溫度。
[實施例1]
使用小型熔解爐而進行將原料熔解且鑄造之實驗。以C：0.36%、Mn：1.3%、P：0.02%、S：0.004%、Cr：0.2%、B：0.0025%、Ti：0.01%、Al：0.002%、N：0.003%、O：0.0150%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之方式進行調整成分。
隨後，添加預定量的Si且於90秒後澆鑄至內尺寸(單位mm)為110×220×400(最大高度)之鑄模。所添加的Si量，係從在總量鑄片內存留時的濃度算出且設為0(無添 加)~0.3%。將鑄片的220×400凝固面(2面)各自磨削5mm且調查源自氣泡之缺陷的產生狀況。而且將鑄片進行從110至30mm之熱軋。分析熱軋材而調查主要成分的濃度。將以上結果顯示在表1。
不添加Si之No.1(含量為小於0.001%)、及添加0.02%的Si之No.2(含量為0.020%)，係能夠觀察到許多氣泡缺陷。相對於此，Si含量為0.06%以上之No.3、4、及5係無法觀察到氣泡缺陷。將No.2與No.3的表面狀況進行對照且顯示在圖3(a)及(b)。
No.1、及No.2係在輥軋中開始產生裂紋，比30mm進一步進行輥軋係困難的。另一方面，No.3~5的輥軋性係沒有問題，在進一步的輥軋(相當於精加工輥軋)，進行輥軋至2mm為止係完全沒有問題而能夠實行。本例以外的C濃度亦同樣地，清楚明白藉由使Si含有0.06%以上，能夠完全地抑制鑄造缺陷。
[實施例2]
使用小型熔解爐而將原料熔解，以C：0.3%、Mn：1.3%、P：0.02%、S：0.004%、Cr：0.2%、B：0.0020%、 Ti：0.01%、Al：0.002%、N：0.004%、O：0.0150%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之方式進行調整成分。
隨後，在熔融金屬中投入而添加其濃度成為0.15%之量的Si，使添加後至鑄造為止的時間以30秒間隔變化，在鑄模鑄造5次加料。
將所得到的各鑄片加熱至1250℃而提供至熱軋，且以精加工溫度900℃製成厚度2.8mm的熱延鋼板。捲取溫度係設為600℃。酸洗後進行冷軋而得到厚度1.4mm的冷軋鋼板。
將進行冷軋鋼板的化學成分分析之結果顯示在表2。鋼符號2a-1、2a-2、2a-3、2a-4、2a-5的任一者，在成分上係在本發明的範圍內。
使用鹽浴爐進行於800℃保持1分鐘之退火而成為熱壓印用鋼板。
熱壓印係使用於900℃保持5分鐘之後，立刻取出而夾在被水冷卻之上下一對平板模具之間且保持30秒鐘方法來進行。
使用SEM觀察經熱壓印的供試材(以下，記載為HS材)之與冷軋方向平行的剖面，而且使用前述的方法測定Mn氧化物的大小及密度、以及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。
又，測定HS材之與冷軋方向平行的剖面之維氏硬度。從一方的表面針對板厚的1/4位置、及3/4位置各測定 5點，將合計10點的平均值設為剖面硬度。壓頭壓入荷重係設為1kgf。
從HS材採取延遲破壞性評價用的100×100mm試片、及查拜式試片。
10mmΦ的穿孔，係以100×100mm試片的對角線之交點與孔穴的中心為一致之方式進行。間隙係設為8.9%(10.25mmΦ)、12.5%(10.35mmΦ)、21.4%(10.60mmΦ)、及28.6%(10.80mmΦ)。在此，( )內係模具內徑。穿孔數係設為每間隙5個。詳細地觀察被穿孔後之孔穴的壁面且確認有無龜裂。
查拜式試片係使該等的長方向與冷軋方向一致。
查拜式試驗係在試驗溫度為20、0、-20、-40、-60、-80、-100、及-120℃進行，從吸收能量的變化求取延性脆性轉變溫度。
整理以上的結果且顯示在表3。
在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為大於5μm者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸方向長度為大於10μm者。又，檢測出的Mn氧化物之最大長度、Mn與Si的複合氧化物之短軸方向長度係任一者均為1μm以上。
Mn氧化物，係能夠觀察到隨著Si添加後至鑄造為止的時間變長而密度減少。另一方面，得知Mn與Si的複合氧化物係相反地密度為増加。
如此的氧化物之密度的變化，係良好地對應冷軋鋼板的化學成分之中的Si、及O的濃度變化，能夠以由於Si進行脫氧所造成的方式來說明。亦即，(1)因為Si的氧化物係浮上至熔融鋼的上部，所以鋼中Si濃度減少。(2)藉由Si引起脫氧而鋼中O濃度。(3)在Si投入前已形成的Mn氧化物係被Si還原而其密度減少。(4)Mn氧化物的一部分係被Mn與Si的複合氧化物取代。又，(3)及(4)係列出能夠考慮到的反應，但是其詳細係不清楚。
能夠觀察到穿孔試驗的結果與Mn氧化物之密度係具有密接的關係。亦即，相對於其密度為5.0×103個/mm2以上時，在任一間隙均無法觀察到產生龜裂，4.9×103個/mm2時，係任一間隙均能夠觀察到產生龜裂。因而，將對抑制延遲破壞有效的Mn氧化物之密度的下限設為5×103個/mm2。
另一方面，能夠觀察到延性脆性轉變溫度、和Mn與Si的複合氧化物之密度亦具有密接的關係。亦即，清楚明白相對於其密度為1.7×102個/mm2以上時為-65℃左右，83個/mm2時低溫韌性係大幅度地變差而成為-35℃。因而，將確保低溫韌性有效之Mn與Si的複合氧化物之密度的下限設為1.7×102個/mm2。
[實施例3]
使用小型熔解爐而將原料熔解，以含有C：0.36%、Mn：1.2%、P：0.01%、S：0.002%、Cr：0.2%、B：0.0025%、Ti、0.02%、Al：0.002%、N：0.003%、O：0.0160%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之方式進行調整成分。隨後，在熔融金屬中投入而添加其濃度成為0.16%之量的Si，從添加20秒後以短時間間隔在鑄模鑄造5次加料。該等加熱至1200℃而提供至熱軋，在精加工溫度900~910℃製成厚度2.8mm的熱延鋼板。捲取溫度設為600℃。酸洗後進行冷軋而得到厚度1.4mm的冷軋鋼板。將進行冷軋鋼板的化學成分分析之結果顯示在表4。鋼符號3a-1、3a-2、3a-3、3a-4、3a-5的任一者均是在成分上為本發明的範圍內。
進行使用鹽浴爐於780℃保持1分鐘之退火而成為熱壓印用鋼板。熱壓印係使用900℃保持5分鐘之後立刻取出而夾在被水冷卻之上下一對平板模具之間且保持30秒鐘方法來進行。使用SEM觀察HS材之與冷軋方向平行的剖面，使用前述方法測定Mn氧化物的大小及密度、以及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。
又，測定HS材之與冷軋方向平行的剖面之維氏硬度。測定位置、條件係設為與實施例2相同。進行HS材的延遲破壞性評價(穿孔孔壁面有無龜裂)及低溫韌性評價(藉由查拜式試驗之延性脆性轉變溫度調査)。方法、及條件係與實施例2相同。整理該等的結果而顯示在表5。
在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為5μm以上 者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸長度為大於10μm者。Si添加後至鑄造為止的時間及Mn氧化物之密度、以及Mn與Si的複合氧化物之密度的關係，係顯示與實施例2相同的傾向。清楚明白Si添加後至鑄造為止的時間為35秒以上且145秒以下時，Mn氧化物之密度、及Mn與Si的複合氧化物之密度之雙方係在本發明的範圍內且能夠得到耐延遲破壞性及低溫韌性優異之鋼板。
[實施例4]
使用小型熔解爐而將原料熔解，來製造化學成分不同之複數鑄片。目標化學成分係設為C：0.2~0.43%、Mn：0.2~2.2%、P：0.02%以下、S：0.004%以下、Cr：0.1~2.5%、B：0.0020~0.0035%、Ti：0.01~0.05%、Al：0.003~0.04%、N：0.004%以下、O：0.020%以下，及剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之範圍。
任一情況均是在Si以外的成分調整後，在熔融金屬中投入而添加Si(相當0.01~0.5%)，而且從添加90秒後在鑄模進行鑄造。
將所得到的鑄片使用與實施例2相同條件製成厚度1.4mm的冷軋鋼板。將分析冷軋鋼板之化學成分顯示在表6。
又，使用與實施例2同樣的方法、條件而進行退火。測定該等鋼板中的Mn氧化物之大小及密度、以及Mn與Si的複合氧化物之大小及密度。
而且，使用與實施例2同樣的方法、條件而進行熱壓印。進行測定該等的剖面硬度、藉由穿孔試驗之耐延遲破壞性的評價、及藉由查拜式試驗之低溫韌性的評價。試驗的條件係設為與實施例2相同。
將試驗結果顯示在表7。
在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為5μm以上者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸長度為大於10μm者。又，所檢測出的Mn氧化物之最大長度、Mn 與Si的複合氧化物之短軸方向長度，係任一者均為1μm以上。
穿孔試驗引起產生龜裂之狀況，係清楚明白與Mn氧化物之密度強烈地有關聯。亦即，Mn氧化物之密度係脫離本發明的範圍之No.1、No.8、及No.15，係4個間隙的任一者均產生龜裂且顯示耐延遲破壞性變差。在No.1，認為係因為鋼板的Mn濃度脫離本發明的範圍而無法得到必要之Mn氧化物的密度。在No.8，認為係因為鋼板的O濃度脫離本發明的範圍而無法得到必要之Mn氧化物的密度。在No.15，認為係因為鋼板的Al濃度脫離本發明的範圍，Al引起的脫氧係成為支配性，而無法得到必要之Mn氧化物的密度。
清楚明白低溫韌性的指標之延性脆性轉變溫度，係和Mn與Si的複合氧化物之密度強烈地有關係。鋼板的O濃度脫離本發明的範圍且Mn與Si的複合氧化物之密度脫離本發明的範圍之No.8的延性脆性轉變溫度為-25℃。相對於此，Mn與Si的複合氧化物之密度為本發明的範圍內之HS材的剖面硬度與No.8接近之No.9~11的延性脆性轉變溫度為-55~-52℃，得知No.8係低溫韌性變差。
又，鋼板的Si濃度脫離本發明的範圍且Mn與Si的複合氧化物之密度脫離本發明的範圍之No.12，及鋼板的Al濃度脫離本發明的範圍且Mn與Si的複合氧化物之密度脫離本發明的範圍之No.15的延性脆性轉變溫度，係各自為-20℃及-17℃。相對於此，Mn與Si的複合氧化物之密度為 本發明的範圍內且HS材的剖面硬度與兩者接近之No.13、及14的延性脆性轉變溫度係各自為-51℃及-50℃，得知No.12及No.15係低溫韌性變差。
[實施例5]
使用小型熔解爐而將原料熔解，來製造化學成分不同之複數鑄片。目標化學成分係設為C：0.2~0.36%、Mn：0.2~1.3%、P：0.02%以下、S：0.004%以下、Cr：0.1~1.5%、B：0.0020~0.0035%、Ti：0.01~0.03%、Al：0.002~0.02%、N：0.004%以下、O：0.010%以下、Nb：0.03~0.07%(4c、4f、4h)、Mo：0.2~0.5%(4a、4g)、W：0.1~0.3%(4b、4i)、V：0.1~0.3%(4d、4i)、Ni：0.3~0.5%(4e、4j)、Cu：0.6~1.0%(4e、4j)，及剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之範圍。
任一情況均是在調整Si以外的成分後，將Si(0.15%相當)投入而添加至熔融金屬中，添加後於90秒後在鑄模進行鑄造。
將所得到的鑄片使用與實施例2相同條件製成厚度1.4mm的冷軋鋼板。將分析冷軋鋼板之化學成分顯示在表8。
從冷軋鋼板切取矩形試片且使用熔融鍍覆模擬器進行退火及鍍Al。退火係在800℃保持1分鐘，隨後，浸漬於熔融Al浴(Al-10%Si)，拉升後，噴射氣體而調整鍍覆厚度(單位面積重量)之後，冷卻至室溫而作為供試材。此時，至500℃為止的冷卻速度係以15℃/s進行。單位面積重量係設為每1面60g/m2。
測定該等鋼板中之Mn氧化物的大小及密度、以及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。又，亦調查合金層 的厚度及構成元素。鋼板與鍍覆層的界面之合金層之厚度為1μm以上且10μm以下。又，構成元素係任一者均為Fe、Al、Mn、Cr、及B。無法觀察到在合金層中含有Si。
而且，使用與實施例2同樣的方法、條件而進行熱壓印。測定該等的剖面硬度，而且進行藉由穿孔試之耐延遲破壞性的評價、及藉由查拜式試驗之低溫韌性的評價。試驗條件係設為與實施例2相同。
將試驗結果顯示在表9。在表9係將除了Nb、Mo、W、V、Ni、及Cu以外的化學成分為接近之比較下列元素的效果之對象合計記載。
在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為5μm以上者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸長度大於10μm者。又，檢測出的Mn氧化物之最大長度、Mn與Si的複合氧化物之短軸方向長度，係任一者均為1μm以上。
Mn氧化物之密度係任一者均為在本發明的範圍內，完全無法觀察到因穿孔試驗引起產生龜裂。Mn與Si的複合氧化物之密度係任一者均是在本發明的範圍內。
相較於實施例2的No.6、及實施例1的No.3，含有Nb之No.3、及No.6之HS後的剖面硬度係無變化且觀察到延性脆性轉變溫度係顯著地降低。
相較於比較對象，添加有Mo、W、V、以及Ni及Cu之No.1、2、4、5、7~10，係延性脆性轉變溫度為大致相同且HS材的剖面硬度上。
如此，清楚明白在本發明的範圍內添加Nb、Mo、 W、V、Ni、及Cu時，不會對耐延遲破壞性造成影響，而能夠使低溫韌性進一步提升，或是使HS後的剖面硬度、亦即淬火性提升。
[實施例6]
使用小型熔解爐而將原料熔解，來製造化學成分不同之2個鑄片。目標化學成分係設為C：0.22%、Mn：1.3%、P：0.02%以下、S：0.004%以下、Cr：0.3%、B：0.0025%、Ti：0.01%、Al：0.01%、N：0.004%以下、O：0.010%以下，剩餘部分係Fe及不可避免的不純物；以及含有C：0.32%、Mn：0.6%、P：0.01%以下、S：0.002%以下、Cr：0.3%、B：0.0025%、Ti：0.01%、Al：0.01%、N：0.003%以下、O：0.0050%以下，剩餘部分係Fe及不可避免的不純物。
任一情況均是在調整Si以外的成分調整後，針對前者係在熔融金屬中投入而添加相當於0.06%之Si，針對後者係相當於0.25%之Si，任一者均是添加後，90秒後在鑄模進行鑄造。
將該等加熱至1200℃而提供至熱軋，以精加工溫度900℃製造厚度不同之熱延鋼板。板厚係設為5.6mm、3.5mm、3.0mm、2.3mm、及1.9mm。捲取溫度係針對任一板厚均設為650℃。酸洗後進行冷軋而以相同厚度1.4mm得到輥軋率不同之冷軋鋼板。
將分析冷軋鋼板之化學成分顯示在表10。
從該等使用鹽浴爐進行退火。條件係設為於760℃保持1分鐘。
其次，採取200×150mm的試且進行熱壓印。使用於900℃保持5分鐘之後立刻取出而夾在被水冷卻之上下一對平板模具之間且保持30秒鐘之方法來進行。
使用與實施例2相同方法而調查Mn氧化物的大小及密度、及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。
又，使用與實施例2同樣程序各自調查HS材的剖面硬度，使用穿孔試驗調查耐延遲破壞性(有無產生龜裂)，使用查拜式試驗調查低溫韌性。
將試驗結果顯示在表11。
在任一鋼板，均是在Mn氧化物無法觀察到最大長度為5μm以上者。密度係不管冷軋率如何，每鋼板為大致相同。但是在冷軋率為25%之No.1、及6，及冷軋率為74%之No.5、及10，相較於其他3個冷軋率的鋼板氧化物，能夠觀察到周圍的空隙係比較少。其結果，判斷在No.1、5、6、及10，氫的陷阱能力小而成為無法抑制對間隙21.4%及28.6%的穿孔而產生龜裂之原因。
Mn與Si的複合氧化物之密度，冷軋率為25%及40%時係大致相同，但是47%以上時係増加且74%時係大幅度地増加。
Mn與Si的複合氧化物係在冷軋具有延伸之性質。但是輥軋率為25%時，即便延伸其比率係不太多。能夠觀察到隨著輥軋率增加為40%、47%、61%，其比率亦増加。但是，在74%，雖然能夠散見長軸長度大於10μm者，但是延伸的氧化物之比率係降低至與輥軋率25%同程度。認為也許是已進行延伸的氧化物之一部分係被分裂掉，致使延伸後的氧化物之比率降低，同時能夠觀察到密度係大幅地上升。又，檢測出的Mn氧化物的最大長度、Mn與Si的複合 氧化物之短軸方向長度係任一者均為1μm以上。
在冷軋之冷軋率係非常重要，冷軋率係通過延伸後的氧化物之比率而強烈地影響低溫韌性。冷軋率必須為35~70%。圖4係顯示表11中的冷軋率與延性脆性轉變溫度的關係。清楚明白藉由將冷軋率設為本發明的範圍，能夠得到使延性脆性轉變溫度成為更低的溫度，而能夠得到低溫韌性優異之鋼板。
[實施例7]
使用小型熔解爐而將原料熔解來製造鑄片。目標化學成分係C：0.26%、Mn：1.0%、P：0.02%以下、S：0.004%以下、Cr：0.3%、B：0.0020%、Ti：0.01%、Al：0.01%、N：0.004%以下、O：0.010%以下，剩餘部分係Fe及不可避免的不純物。
調整Si以外的成分後，在熔融金屬中投入而添加相當於0.15%相之Si，任一者均是添加後，90秒後在鑄模進行鑄造。
將該等加熱至1250℃而提供至熱軋，於精加工溫度910℃製造厚度3.0mm的熱延鋼板。捲取溫度係設為600℃。酸洗後進行冷軋而得到1.5mm的冷軋鋼板。
將分析冷軋鋼板之化學成分顯示在表12。
其次，使用熔融鍍覆模擬器而連續進行退火及鍍覆。退火條件係於760℃保持1分鐘。鍍覆種類係設為鍍Al、鍍Zn、及鍍合金化Zn。
鍍Al係使用浴溫670℃的Al-10%Si浴且將目標厚度設為40μm。鍍Zn係使用浴溫460℃的Zn-0.15%Al浴且將目標厚度設為30μm。鍍Zn的合金化係藉由加熱至480℃而進行。針對任一鍍覆種類均是使用氣刷(Gas Wiper)進行調整鍍覆厚度。
將鍍覆鋼板進行熱壓印。加熱條件係於900℃保持5分鐘。比較用之未施行鍍覆的鋼板、及鍍Al鋼板，係加熱完成後立刻進行熱壓印。另一方面，Zn鍍覆鋼板、及合 金化Zn鍍覆鋼板係加熱完成後，空氣冷卻至750℃之後進行熱壓印。使用夾在被水冷卻之上下一對的模具之間且保持30秒鐘之方法，而成形為平板、及在圖5示意地顯示之形狀(帽型)。圖5中，顯示各尺寸之數值的單位係任一者均為mm。
使用平板狀的HS材且使用與實施例2相同方法進行調查Mn氧化物的大小及密度、及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。
又，使用與實施例2同樣程序各自調查剖面硬度，使用穿孔試驗調查耐延遲破壞性(有無產生龜裂)，使用查拜式試驗調查低溫韌性。又，在任一鍍覆鋼板均是在穿孔時在鍍覆與母材(鋼板)的界面未產生剝離之不良。
將試驗結果顯示在表13。同時顯示未施行鍍覆之鋼板的結果。在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為5μm以上者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸長度大於10μm者。又，檢測出的Mn氧化物的最大長度、Mn與Si的複合氧化物之短軸方向長度係任一者均為1μm以上。
Mn氧化物之密度係任一者均為在本發明的範圍內，任一間隙均是完全無法觀察到產生龜裂。如此，即便作為鍍覆鋼板亦顯示能夠顯現本發明之耐延遲破壞性。
又，Mn與Si的複合氧化物之密度係任一者均為在本發明的範圍內，即便作為鍍覆鋼板亦顯示能夠顯現優異的低溫韌性。
詳細地觀察成形為帽型之HS構件。針對任一鍍 覆鋼板，成形後的尺寸係與未鍍覆的鋼板之尺寸完全相同。又，完全無法觀察到在鍍覆層有龜裂、擦傷(galling)等的缺陷。
沿著在圖5所顯示的虛線測定剖面(板厚中心)的維氏硬度。針對在從帽子頭邊之中央點P1、虛線上P1起算離開10mm、及20mm之點、肩部形態結束點P2、從虛線上P2起算離開10mm、20mm、及30mm之點、從底邊的端部P3起算虛線上離開10mm之點進行測定。將結果顯示在表14。HS構件的剖面之維氏硬度，係在以快速的冷卻速度被壓印之頭邊及底邊為480~488，相較於前者，在以冷卻速度少許變慢的縱壁部係得到459~469。該等係不管有無鍍覆和鍍覆種類而同等。
從如此的情形，清楚明白使用本發明之鋼板時，能夠容易地製造高強度的構件，又，藉由選擇鍍覆鋼板而能夠賦予耐蝕性等的必要特性，而且該等係何一者均是耐延遲破壞性及低溫韌性優異。
[實施例8]
使用小型熔解爐而將原料熔解，以C：0.26%、Mn：2.2%、P：0.02%、S：0.004%、Cr：0.2%、B：0.0020%、Ti：0.01%、Al：0.002%、N：0.004%、O：0.020%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之方式進行調整成分。隨後，在熔融金屬中投入而添加其濃度成為0.17%之量的Si，且在10秒後進行最初的鑄造，以後，以25~50秒的間隔，在鑄模鑄造6次加料。
所得到的各鑄片加熱至1200℃而提供至熱軋且以精加工溫度900℃製成厚度2.8mm的熱延鋼板。捲取溫度係設為600℃。酸洗後進行冷軋而得到厚度1.4mm的冷軋鋼板。將進行冷軋鋼板的化學成分分析之結果顯示在表15。任一鋼均是在成分上為本發明的範圍內。
將所得到的冷軋鋼板，使用鹽浴爐進行於800℃保持1分鐘之退火而成為熱壓印用鋼板。熱壓印係使用於900℃保持5分鐘之後立刻取出而夾在被水冷卻之上下一對平板模具之間且保持30秒鐘之方法進行。
使用SEM觀察經熱壓印之供試材(以下，記載為HS材)之與冷軋方向平行的剖面，且使用前述方法測定Mn氧化物的大小及密度、以及Mn與Si的複合氧化物的大小及密度。
從HS材採取JIS5號型拉伸試片。以拉伸方向為與冷軋的方向垂直之方式採取。使用該試片而測定拉伸強度及伸長率(相對於計量長度50mm之總伸長率)。
從HS材採取延遲破壞性評價用之100×100mm試片、及查拜式試片。查拜式試片係使該等的長方向與冷軋方向為一致。
用以延遲破壞性評價之10mmΦ的穿孔，係以100×100mm試片之對角線的交點與孔穴之中心為一致的方式進行。間隙係設為8.9%(10.25mmΦ)、12.5%(10.35mmΦ)、21.4%(10.60mmΦ)、及28.6%(10.80mmΦ)。在此，( )內係模具內徑。穿孔數係設為每間隙5個。詳細地觀察被穿孔後之孔穴的壁面且確認有無龜裂。
查拜式試驗之試驗溫度係在20、0、-20、-40、-60、-80、-100、及-120℃進行，而且從吸收能量的變化求取延性脆性轉變溫度。
將以上的結果整理且顯示在表16。
在Mn氧化物，無法觀察到最大長度為大於5μm者。又，在Mn與Si的複合氧化物，無法觀察到長軸方向長度為大於10μm者。又，檢測出的Mn氧化物的最大長度、Mn與Si的複合氧化物的短軸方向長度係任一者均為1μm以上。
Mn氧化物、及Mn與Si的複合氧化物之密度變化，係與至此為止所敘述的其他實施例同樣地，能夠藉由從Si添加至鑄造為止的時間經過來說明。但是，在本例，嘗試將Mn、及初期的氧濃度提高且添加Si立刻(10秒後)澆鑄之條件時，得到Mn氧化物之密度係大於本發明的範圍的上限之鋼板(8a-1及8a-2)。又，嘗試添加Si之後，在175秒後及200 秒後澆鑄之條件時，係得到Mn與Si的複合氧化物之密度係大於本發明的範圍之上限之鋼板(8a-5)；及Mn氧化物之密度、以及Mn與Si的複合氧化物之密度的雙方係脫離本發明的範圍之鋼板(8a-6)。
鋼板8a-3及8a-4，係因為Mn氧化物之密度、及Mn與Si的複合氧化物之密度的雙方係在本發明的範圍內，所以不產生延遲破壞且從延性脆性轉變溫度為-67至-65℃具有優異的韌性，而且顯示拉伸強度為大致1600MPa，伸長率為大致9%，任一性質均成為優異者。
相對於該等，清楚明白Mn氧化物之密度係低於本發明的範圍之下限時(8a-6)，係對於任一間隙均能夠觀察出產生龜裂且延遲破壞性變差。
另一方面，清楚明白相較於本發明的範圍內之HS材，Mn氧化物之密度係大於本發明的範圍之上限時(8a-1、及8a-2)，及Mn與Si的複合氧化物之密度係大於本發明的範圍之上限時(8a-5、及8a-6)，延性為較差的水準。
又，清楚明白Mn與Si的複合氧化物之密度係低於本發明的範圍之下限時(8a-1)，相較於其他，係延性脆性轉變溫度為較高且韌性變差。雖然8a-2之Mn與Si的複合氧化物之密度係在本發明的範圍內，但是能夠判斷Mn氧化物之密度大於本發明的範圍之上限，係成為致使韌性成為少許劣化之原因。
1‧‧‧矩形氧化物
2‧‧‧多角形氧化物
3‧‧‧最大長度

Claims (7)

  1. 一種高強度鋼板，以質量%計，含有：C：0.20~0.42%、Si：0.06~0.5%、Mn：0.2~2.2%、Cr：0.1~2.5%、B：0.0005~0.01%、O：0.0020~0.020% Al：0.001~0.03%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0~0.1%、Mo：0~1.0%、W：0~0.5%、V：0~0.5%、Ni：0~5.0%、Cu：0~1.0%、N：0.1%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物之化學成分所構成；在鋼中最大長度為1μm以上且5μm以下的Mn氧化物係存在5×103個/mm2以上且1×105個/mm2以下，而且短 軸方向長度為1μm以上且長軸方向長度為10μm以下之Mn與Si的複合氧化物係存在1.7×102個/mm2以上且5×103個/mm2以下。
  2. 如請求項1之高強度鋼板，其以質量%計，含有下述中之1種或2種以上：Nb：0.01~0.1%、Mo：0.01~1.0%、W：0.01~0.5%、V：0.01~0.5%、Ni：0.01~5.0%、Cu：0.01~1.0%。
  3. 如請求項1或2之高強度鋼板，其經施行35~70%的冷軋延。
  4. 如請求項3之高強度鋼板，其經施行鍍覆。
  5. 如請求項4之高強度鋼板，其係於表面具有經使用熔融法鍍覆而成之Al層的鋼板，且在前述Al層與前述鋼板的界面係存在厚度1μm以上且10μm以下的Fe-Al-Mn-Cr-B合金層。
  6. 一種高強度構件，係將如請求項3之高強度鋼板加熱至至少其一部分成為沃斯田鐵相的溫度之後，在相同步驟使用模具壓印來進行成形及淬火。
  7. 一種高強度構件，係將如請求項4或5之鋼板加熱至至少其一部分成為沃斯田鐵相的溫度之後，在相同步驟使用模具壓印來進行成形及淬火。
TW103109591A 2013-03-14 2014-03-14 具優異耐延遲破壞特性與低溫韌性之高強度鋼板、及使用其製成之高強度構件 TWI550103B (zh)

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Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017187215A1 (en) * 2016-04-29 2017-11-02 Arcelormittal Carbon steel sheet coated with a barrier coating
US10821706B2 (en) * 2016-05-30 2020-11-03 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet
TW201829806A (zh) * 2016-11-28 2018-08-16 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 韌性增加的加壓硬化鋼及製造方法
KR101903182B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-01 주식회사 포스코 강도 및 내산성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2019003449A1 (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
WO2019003445A1 (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
WO2019003448A1 (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
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
WO2019003447A1 (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
KR102010053B1 (ko) * 2017-11-07 2019-08-12 주식회사 포스코 파단 특성이 우수한 고강도, 저인성 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2019102255A1 (en) 2017-11-24 2019-05-31 Arcelormittal Method of producing a welded steel blank with the provision of a filler wire having a defined carbon content, associated welded blank, method of producing a welded part with hot press-formed and cooled steel part and associated part
MX2020005506A (es) * 2017-12-05 2020-09-03 Nippon Steel Corp Lamina de acero enchapada a base de aluminio, metodo de fabricacion de lamina de acero enchapada a base de aluminio, y metodo de fabricacion de componente para vehiculo.
WO2019111931A1 (ja) * 2017-12-05 2019-06-13 日本製鉄株式会社 アルミ系めっき鋼板、アルミ系めっき鋼板の製造方法及び自動車用部品の製造方法
CN108588573A (zh) * 2018-04-28 2018-09-28 江苏恒加机械工程有限公司 一种金属支架的生产工艺
CN109108216A (zh) * 2018-09-20 2019-01-01 中冶宝钢技术服务有限公司 用于铅液浇铸的焊接铅模及制造工艺和浇铸工艺
KR102180811B1 (ko) 2018-12-03 2020-11-20 주식회사 포스코 수소취성에 대한 저항성이 우수한 열간 프레스 성형 부재 및 그 제조방법
CN110499460B (zh) * 2019-08-22 2021-05-11 唐山钢铁集团有限责任公司 一种热冲压成型用冷轧钢带及其生产方法
CN113755765B (zh) * 2021-08-24 2022-07-08 钢铁研究总院 一种抗氢脆超高强度钢及其制造方法
CN115094333A (zh) * 2022-07-19 2022-09-23 坎德拉(深圳)新能源科技有限公司 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4267126B2 (ja) * 1998-05-01 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法
NO310980B1 (no) * 2000-01-31 2001-09-24 Elkem Materials Fremgangsmate for kornforfining av stal, kornforfiningslegering for stal og fremgangsmate for fremstillingav kornforfiningslegering
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP4167587B2 (ja) * 2003-02-28 2008-10-15 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP4317491B2 (ja) 2004-06-29 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
JP4317506B2 (ja) * 2004-09-15 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 高強度部品の製造方法
JP4495064B2 (ja) * 2005-10-24 2010-06-30 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
JP4781836B2 (ja) * 2006-02-08 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5014807B2 (ja) * 2007-01-15 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 熱間プレス用鋼板
US8721809B2 (en) * 2007-02-23 2014-05-13 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of thermomechanical shaping a final product with very high strength and a product produced thereby
JP5316025B2 (ja) 2009-01-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP5114691B2 (ja) * 2010-06-14 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP5708349B2 (ja) * 2010-08-03 2015-04-30 新日鐵住金株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材
CA2829032C (en) 2011-03-09 2016-05-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping use, method of production of same, and method of production of high strength part
US20140004378A1 (en) * 2011-03-18 2014-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamped member and method of production of same
WO2013015428A1 (ja) * 2011-07-27 2013-01-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
RU2587106C2 (ru) * 2012-03-07 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для горячей штамповки, способ его производства и горячештампованный стальной материал

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CN105189798B (zh) 2017-03-15

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