TW201602360A - 熱成形鋼板構件 - Google Patents

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小嶋啓達
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新日鐵住金股份有限公司
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Abstract

一種熱成形鋼板構件，其化學組成係以質量%計，C：0.08~0.16%、Si：0.19%以下、Mn：0.40~1.50%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、B：0.001~0.01%、Nb：0~0.50%、Ni：0~2.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~1.0%、V：0~1.0%、Ca：0~0.005%、剩餘部分：Fe及不純物，而且麻田散鐵、回火麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率為50%以上，且肥粒鐵的體積率為3%以下，舊γ粒的平均粒徑為10μm以下，所存在的殘留碳化物之數量密度為4×103個/mm2以下。

Description

熱成形鋼板構件 發明領域
本說明書，係有關於一種將鋼板熱成形而形成之熱成形鋼板構件。
發明背景
在汽車用鋼板的領域，為了兼具用以提升燃料消耗率之輕量化及耐衝撞特性，具有高拉伸強度之高強度鋼板的應用係逐漸擴大。但是，鋼板的壓製成形性係隨著高強度化而降低，所以製造複雜的形狀之製品係逐漸變為困難。
其結果，例如隨著鋼板的高強度化，而有延展性低落而在加工度較高的部位產生斷裂之問題，以及因為彈回及壁翹曲變大，而產生尺寸精確度劣化等的問題。因而，不容易將具有高強度、特別是780MPa以上的拉伸強度之鋼板，壓製成形為具有複雜的形狀之製品。
因此近年來，例如在日本專利出願公開2002-102980號公報所揭示，係採用熱壓印技術，作為將如高強度鋼板之難以成形的材料壓製成形之技術。所謂熱壓印技術，係將提供成形之材料進行加熱而成形之熱成形技 術。因為該技術係在成形之同時進行淬火，所以鋼板在成形時係軟質且具有良好的成形性，而且相較於冷成形用鋼板，成形後之成形構件係能夠得到較高的強度。
又，在日本專利出願公開2006-213959號公報，係揭示一種具有980MPa的拉伸強度之鋼製構件。
在日本專利出願公開2007-314817號公報，係揭示藉由降低潔淨度和P及S的偏析度，能夠得到具有優異的拉伸強度及韌性之熱壓鋼板構件。
發明概要
在日本專利出願公開2002-102980號公報所記載之金屬材，熱壓時的淬火性不充分，其結果，有硬度穩定性差之問題。在日本專利出願公開2006-213959號公報及日本專利出願公開2007-314817號公報，係揭示一種具有優異的拉伸強度及靱性之鋼板，但是在局部變形特性方面，係殘留改善的餘地。
本說明書的實施形態，其目的係提供一種具有優異的硬度穩定性及局部變形能力之熱成形鋼板構件。又，熱成形後的鋼板構件，多半的情況為非平板之成形體，在本說明書所稱「熱成形鋼板構件」亦包含成形體之情況。
依照本說明書的一態樣，能夠提供一種熱成形鋼板構件，其化學組成，係以質量%計， C：0.08~0.16%、Si：0.19%以下、Mn：0.40~1.50%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、B：0.001~0.01%、Nb：0~0.50%、Ni：0~2.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~1.0%、V：0~1.0%、Ca：0~0.005%、剩餘部分：Fe及不純物，而且麻田散鐵、回火麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率為50%以上，且肥粒鐵的體積率為3%以下，舊γ粒的平均粒徑為10μm以下，所存在的殘留碳化物之數量密度為4×103個/mm2以下。
1‧‧‧熱成形用鋼板
2‧‧‧熱成形鋼板構件
11‧‧‧衝頭
12‧‧‧衝模
圖1係顯示在實施例之帽成形的模具形狀之示意 圖。
圖2係顯示在實施例藉由熱成形而得到的成形體之形狀之示意圖。
圖3係顯示在實施例之切口拉伸試片的形狀之示意圖。
用以實施發明之形態
本發明者等係為了提供具有優異的硬度穩定性及局部變形能力之熱成形鋼板構件，而進行專心研究的結果，得到以下的知識。
(1)藉由使熱成形鋼板構件中的舊γ粒微細化，因為使空隙的產生及連結延遲，所以局部變形能力提升。因而，以將舊γ粒微細化為佳。
(2)在熱成形鋼板構件中大量地存在殘留碳化物時，不僅是有熱成形後的淬火性低落且硬度穩定性低落之可能性，而且殘留碳化物係成為空隙的產生源且使局部變形能力劣化。因而，以減低殘留碳化物的數量密度為佳。
本說明書的實施形態係基於上述知識，依照實施形態的一態樣，
(1)能夠提供一種熱成形鋼板構件，其化學組成係以質量%計，C：0.08~0.16%、Si：0.19%以下、Mn：0.40~1.50%、 P：0.02%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、B：0.001~0.01%、Nb：0~0.50%、Ni：0~2.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~1.0%、V：0~1.0%、Ca：0~0.005%、剩餘部分：Fe及不純物，而且麻田散鐵、回火麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率為50%以上，且肥粒鐵的體積率為3%以下，舊γ粒的平均粒徑為10μm以下，所存在的殘留碳化物之數量密度為4×103個/mm2以下。
(2)如(1)之熱成形鋼板構件，其中較佳是，前述化學組成，係以質量%計，含有選自於由Nb：0.003~0.50%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~1.0%、 Mo：0.01~1.0%、V：0.01~1.0%及Ca：0.001~0.005%所組成群組之1種以上。
(3)如(1)或(2)之熱成形鋼板構件，其中較佳是在JIS G 0555(2003)所規定之鋼的潔淨度之值為0.08%以下。
(4)如(1)至(3)項中任一項之熱成形鋼板構件，其中較佳是下述(i)式表示之Mn偏析度α為1.6以下。
α=[在板厚中心部的最大Mn濃度(質量%)]/[在從表面起算板厚的1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(i)
(5)如(1)至(4)項中任一項之熱成形鋼板構件，其中較佳是在前述鋼板構件的表面具有鍍敷層。
(6)如(1)至(5)項中任一項之熱成形鋼板構件，其中較佳是前述鋼板構件具有1.0GPa以上的拉伸強度。
以下，詳細地說明實施形態。
(A)化學組成
各元素的限定理由係如下述。又，針對在以下的說明之含量的「%」，係意味著「質量%」。
C：0.08~0.16%
C係用以提高鋼的淬火性且確保淬火後的強度之重要的元素。又，因為C係沃斯田鐵生成元素，所以在高應變成形時具有抑制應變誘發肥粒鐵變態之作用。因此，在熱成形後的鋼板構件，能夠容易地得到穩定的硬度分布。C含量 小於0.08%時，在淬火後，確保1.0GPa以上的拉伸強度及得到上述的效果係變為困難。因而，C含量係設為0.08%以上。另一方面，C含量大於0.16%時，淬火後的強度係過度地上升而局部變形能力劣化。因而，C含量係設為0.16%以下。C含量係以0.085%以上為佳，以0.9%以上為較佳。又，C含量係以0.15%以下為佳，以0.14%以下為較佳。
Si：0.19%以下
Si係在熱成形時的高溫加熱時具有抑制生成鏽垢的作用之元素。但是，Si含量大於0.19%時，在熱成形時，用以使其沃斯田鐵變態之必要的加熱溫度係顯著地變為高溫。因此，引起熱處理需要的成本上升，或是由於加熱不足致使淬火變為不充分。又，因為Si係肥粒鐵生成元素，所以Si含量太高時，在高應變成形時容易產生應變誘發肥粒鐵變態。因此，在熱成形後之鋼板構件，硬度係局部性地低落而難以得到穩定的硬度分布。而且，大量地含有Si時，施行熔融鍍敷處理時由於濕潤性低落而有產生未鍍敷之情形。因而，Si含量係設為0.19%以下。Si含量係以0.15%以下為佳。欲得到上述的效果時，Si含量係以0.01%以上為佳。
Mn：0.40~1.50%
為了提高鋼板的淬火性且穩定地確保熱成形後的強度，Mn係有用的元素。Mn含量小於0.40%時，得到上述的效果係變為困難。因而，Mn含量係設為0.40%以上。另一方面，Mn含量大於1.50%時，係生成粗大的MnS且成為局部變形 能力劣化之主要原因。因而，Mn含量係設為1.50%以下。Mn含量係以0.80%以上為佳，以1.40%以下為佳。
P：0.02%以下
P係以不純物的方式含有之元素，但是因為具有提高鋼的淬火性，而且能夠穩定地確保淬火後之鋼的強度之作用，亦可積極地含有。但是，P含量大於0.02%時，局部變形能力的劣化係變為顯著。因而，P含量係設為0.02%以下。P含量係以0.01%以下為佳。P含量的下限係沒有必要特別限定，但是P含量過度減低時，係引起成本顯著地上升。因此，P含量係以設為0.0002%以上為佳。
S：0.01%以下
S係以不純物的方式含有且係使局部變形能力劣化之元素。S含量大於0.01%時，局部變形能力的劣化係變為顯著。因而，S含量係設為0.01%以下。S含量的下限係沒有必要特別限定，但是因為S含量過度減低時，係引起成本顯著地上升，所以S含量係以設為0.0002%以上為佳。
sol.Al：0.01~1.0%
sol.Al係將熔鋼脫氧而具有將鋼健全化的作用之元素。sol.Al含量小於0.01%時，脫氧為不充分。而且，因為sol.Al係提高鋼板的淬火性且亦具有穩定地確保淬火後的強度的作用之元素，所以亦可積極地含有。因而，sol.Al含量係設為0.01%以上。但是，即便使其含有大於1.0%，進一步得到其作用之效果小且白白地引起成本増加。因此，sol.Al含量係設為1.0%以下。sol.Al含量係以0.02%以上為佳，以0.2% 以下為佳。
N：0.01%以下
N係以不純物的方式含有且係使韌性劣化之元素。N含量大於0.01%時，在鋼中形成粗大的氮化物而使局部變形能力及韌性顯著地劣化。因而，N含量係設為0.01%以下。N含量係以0.008%以下為佳。N含量的下限係沒有必要特別限定，但是N含量過度減低係引起成本顯著地上升。因此，N含量係以設為0.0002%以上為佳，以設為0.0008%以上為較佳。
Cr：0.25~3.00%
Cr係具有提高鋼的淬火性的作用之元素。因此，在將Mn含量限制為1.50%以下之實施形態時，係特別重要的元素。又，Cr係沃斯田鐵生成元素，在高應變成形時具有抑制應變誘發肥粒鐵變態之作用。因此藉由含有Cr，在熱成形後的鋼板構件，能夠容易地得到穩定的硬度分布。Cr含量小於0.25%時，無法充分地得到上述效果。因而，Cr含量係設為0.25%以上。另一方面，Cr含量大於3.00%時，Cr係濃化成為鋼中的碳化物，在提供熱成形時之加熱步驟，碳化物係使固熔延遲且使淬火性低落。因而，Cr含量係設為3.00%以下。Cr含量係以0.30%以上為佳，以0.40%以上為較佳。又，Cr含量係以2.50%以下為佳，以2.00%以下為佳。
Ti：0.01~0.05%
Ti係在將熱成形用鋼板加熱至Ac3點以上而提供熱成形時，具有抑制沃斯田鐵粒的再結晶的作用之元素。而且 形成微細的碳化物而具有抑制沃斯田鐵粒的粒成長且使其成為細粒之作用。因此，具有大幅度地改善熱成形鋼板構件的局部變形能力之作用。又，因為Ti係優先與鋼中的N鍵結，而抑制因BN的析出所致之B的消耗，其結果，具有利用B來提高淬火性之作用。因而，Ti含量係設為0.01%以上。但是，使其含有大於0.05%時，TiC的析出量増加致使C被消耗且淬火後的強度為低落。因此，Ti含量係設為0.05%以下。Ti含量係0.015%以上為佳。又，Ti含量係以0.04%以下為佳，以0.03%以下為較佳。
B：0.001~0.01%
B係提高鋼的淬火性且具有能夠穩定地確保淬火後的強度之作用。因此，在將Mn含量限制為1.50%以下之實施形態係特別重要的元素。B含量小於0.001%時，無法充分地得到上述的效果。因而，B含量係設為0.001%以上。另一方面，B含量大於0.01%時，上述的效果飽和，而且引起淬火部的局部變形能力劣化。因而，B含量係設為0.01%以下。B含量係以0.005%以下為佳。
實施形態的熱成形鋼板構件，係具有由上述從C至B為止的元素、剩餘部分：Fe及不純物所構成之化學組成。
在此所謂「不純物」，係意味著在工業上製造鋼板時，由於礦石、廢料等的原料、製造步驟的各種主要原因而混入之成分，且在不對實施形態造成不良影響之範圍被容許的物質。
實施形態的熱成形鋼板構件，係除了上述的元素以外，亦可進一步使其含有下述表示的量之選自於由Nb、Ni、Cu、Mo、V及Ca所組成群組之1種以上的元素。
Nb：0~0.50%
Nb係在將熱成形用鋼板加熱至Ac3點以上而提供熱成形時，具有抑制再結晶而且形成微細的碳化物而抑制粒成長，且使沃斯田鐵粒成為細粒的作用之元素。因此，具有大幅度地改善熱成形鋼板構件的局部變形能力之作用。因而，亦可按照必要而含有Nb。但是，含有大於0.50%時，NbC的析出量増加而C被消耗且淬火後的強度低落。因此，含有Nb時其含量係設為0.50%以下。Nb含量係以0.45%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將Nb含量設為0.003%以上為佳，以設為0.005%以上為較佳。
Ni：0~2.0%
因為Ni係提高鋼板的淬火性且係用以穩定地確保淬火後的強度之有效的元素，所以亦可按照必要而含有。但是，即便含有Ni大於2.0%，其效果小而白白地引起成本増加。因此，含有Ni時其含量係設為2.0%以下。Ni含量係以1.5%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將Ni含量設為0.01%以上為佳，以設為0.05%以上為較佳。
Cu：0~1.0%
Cu係提高鋼板的淬火性且係用以穩定地確保淬火後的強度之有效的元素，所以亦可按照必要而含有。但是，即便含有Cu大於1.0%，其效果小而白白地引起成本増加。因 此，含有Cu時其含量係設為1.0%以下。Cu含量係以0.5%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將Cu含量設為0.01%以上為佳，以設為0.03%以上為較佳。
Mo：0~1.0%
Mo係在將熱成形用鋼板加熱至Ac3點以上而提供熱成形時，具有抑制再結晶而且形成微細的碳化物而抑制粒成長，且使沃斯田鐵粒成為細粒的作用之元素。又，亦具有大幅度地改善熱成形鋼板構件的局部變形能力之作用。因此，亦可按照必要而含有Mo。但是，即便含有Mo大於1.0%，其效果小而白白地引起成本増加。因而，因此，含有Mo時其含量係設為1.0%以下。Mo含量係以0.7%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將Mo含量設為0.01%以上為佳，以設為0.04%以上為較佳。
V：0~1.0%
V係提高鋼板的淬火性且係用以穩定地確保淬火後的強度之有效的元素，所以亦可按照必要而含有。但是，即便含有V大於1.0%，其效果小而白白地引起成本増加。因此，含有V時其含量係設為1.0%以下。V含量係以0.08%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將V含量設為0.01%以上為佳，以設為0.02%以上為較佳。
Ca：0~0.005%
因為Ca係具有將鋼中的夾雜物微細化且使淬火後的局部變形能力提升的效果之元素，所以亦可按照必要而含有。但是，即便含有Ca大於0.005%，其效果小而白白地引起成 本増加。因此，含有Ca時其含量係設為0.005%以下。Ca含量係以0.004%以下為佳。欲得到上述的效果時，係以將Ca含量設為0.001%以上為佳，以設為0.002%以上為較佳。
(B)金屬組織
在實施形態，為了改善局部變形能力，係以抑制在熱成形後的金屬組織內之硬度偏差為佳。因為在組織內之硬度差變大時，係成為空隙的起點，所以如硬質的麻田散鐵及變韌鐵之低溫變態組織與軟質的肥粒鐵組織之摻雜，係以盡可能抑制為佳。因此，實施形態的熱成形鋼板構件，係以具有低溫變態組織作為主體且肥粒鐵的體積率為3%以下之金屬組織為佳。
又，所謂以低溫變態組織作為主體之金屬組織，係意味著麻田散鐵、回火麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率為50%以上之金屬組織。在此，所謂回火麻田散鐵，係意味著在淬火時變態之麻田散鐵係藉由自動回火而回火後之麻田散鐵、及接受淬火後之塗裝烘烤步驟等的低溫回火後之麻田散鐵。金屬組織中的低溫變態組織係以體積率計，以80%以上為佳，以90%以上為較佳。
又，因為殘留沃斯田鐵係藉由TRIP效果而提升延展性，所以即便含有亦沒有問題。但是，因為從沃斯田鐵變態後之麻田散鐵為硬質，所以會成為空隙的起點。因此，係在金屬組織中所含有的殘留沃斯田鐵，係以體積率計，以10%以下為佳。
Mn偏析度α：1.6以下
α=[在板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[在從表面起算板厚的1/4深度位置之平均Mn濃度(質量%)]．．．(i)
在熱成形鋼板構件的板厚剖面中心部，因產生中心偏析而Mn濃化。因此，MnS係以夾雜物的方式集中在中心且容易變成硬質的麻田散鐵，所以與周圍的硬度產生差異，而成為局部變形能力變差之結果。特別是上述(i)式表示之Mn的偏析度α值大於1.6時，局部變形能力係顯著地變差。因而，為了改善局部變形能力，熱成形鋼板構件的α值，係以設為1.6以下為佳。為了進一步改善局部變形能力，係以將α值設為1.2以下為較佳。
鋼板中的Mn之偏析，係能夠藉由主要是鋼板組成、特別是不純物含量、及連續鑄造的條件來控制，且在熱軋及熱成形之前後係實質上沒有變化。因而，熱成形用鋼板之夾雜物及偏析狀況，係與隨後藉由熱成形所製成的熱成形鋼板構件之夾雜物及偏析狀況幾乎相同。因為熱成形引起的α值變化係不大，所以藉由使熱成形用鋼板的α值成為1.6以下，熱成形鋼板構件的α值亦能夠成為1.6以下，藉由使α值成為1.2以下，熱成形鋼板構件的α值亦能夠成為1.2以下。
在板厚中心部的最大Mn濃度，係使用以下的方法來求取。使用電子探針微量分析器(EPMA；Electron Probe Micro-Analyzer)而進行在鋼板的板厚中心部之線性分析，從分析結果依照較高的順序而選擇3個測定值且算出其平均值。又，在從表面起算板厚的1/4深度位置之平均Mn濃度， 係使用以下的方法來求取。相同樣地使用EPMA而在鋼板的1/4深度位置進行分析10處且算出其平均值。
潔淨度：0.08%以下
在鋼板構件中，存在許多在JIS G 0555(2003)所記載之A系、B系及C系夾雜物時，上述夾雜物係容易成為破壞的起點。因為夾雜物増加時係容易產生龜裂傳播，所以局部變形能力劣化。特別是如具有1.0GPa以上的拉伸強度之熱成形鋼板構件時，係以將夾雜物的存在比率抑制為較低為佳。在JIS G 0555(2003)所規定之鋼的潔淨度之值大於0.08%時，因為夾雜物的量較多，所以變為難以確保在實用上充分的局部變形能力。因此，熱成形用鋼板的潔淨度之值係以設為0.08%以下為佳。為了進一步更改善局部變形能力，係以將潔淨度之值設為0.04%以下為較佳。又，鋼的潔淨度之值，係算出上述的A系、B系及C系夾雜物所佔有的面積百分率。
因為熱成形引起的潔淨度之值變化係不大，所以藉由將熱成形用鋼板的潔淨度之值設為0.08%以下，亦能夠使熱成形鋼板構件的潔淨度之值成為0.08%以下，藉由設為0.04%以下，亦能夠使熱成形鋼板構件的潔淨度之值成為0.04%以下。
在實施形態，係使用以下的方法來求取熱成形用鋼板或熱成形鋼板構件的潔淨度之值。針對熱成形用鋼板或熱成形鋼板構件，從5處切取供試材。而且將熱成形用鋼板或熱成形鋼板構件的板厚設為t，針對各供試材的板厚方 向之1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，藉由計點法調查潔淨度。在各板厚的潔淨度之值為最大的(清淨性為最低)數值設作該供試材的潔淨度之值。
舊γ粒的平均粒徑：10μm以下
減少熱成形鋼板構件中的舊γ粒徑時，能夠改善局部變形能力。將麻田散鐵設為主體之鋼板時，雖然在舊γ晶界及粒內的下部組織之境界產生空隙，但是藉由舊γ粒的微細化，因為抑制產生空隙且使連結延遲，所以能夠使局部變形能力提升。舊γ的平均粒徑大於10μm時，無法發揮該效果。因而，熱成形鋼板構件中的舊γ粒之平均粒徑，係設為10μm以下。又，為了使舊γ粒微細化，將加熱溫度低溫化，來延遲加熱中的碳化物之熔化且抑制粒成長係有效的。
舊γ粒的平均粒徑，係能夠使用在ISO643所規定的方法而測定。亦即，藉由計量測定在視野內之結晶粒數，且將測定視野的面積除以該結晶粒數，來求取結晶粒的平均面積且算出在圓相當直徑的結晶粒徑。此時，位於視野的境界之粒子係設作1/2個而計量，針對倍率，係以結晶粒數成為200個以上的方式調整為佳。又，為了提升精確度，係以針對複數個視野而進行計量為佳。
殘留碳化物：4×103個/mm2以下
熱成形時，能夠藉由在鋼中通常存在之碳化物的再固熔來確保充分的淬火性。但是，碳化物的一部分係有不再固熔而殘留之情形。殘留碳化物係藉由釘扎(pinning)而具 有抑制熱成形中的加熱保持時的γ粒成長之效果。因而，在加熱保持中係以存在殘留碳化物為佳。在熱成形後，該殘留碳化物越少，淬火性越提升且能夠確保高強度。因此，在加熱保持完成時以能夠減低殘留碳化物數量密度為佳。
存在許多殘留碳化物時，不僅是熱成形後的淬火性有低落之可能性，而且殘留碳化物係成為空隙的產生源且使局部變形能力劣化。特別是殘留碳化物的數量密度大於4×103個/mm2時，熱成形後的淬火性有變差之可能性。因此，在熱成形鋼板構件中所存在的殘留碳化物的數量密度，係以設為4×103個/mm2以下為佳。
(C)鍍敷層
實施形態之高強度熱成形鋼板構件，以提升在其表面之耐蝕性作為目的，亦可具有鍍敷層。鍍敷層係可為電鍍層，亦可為熔融鍍敷層。作為電鍍層，可例示電鍍鋅、電鍍Zn-Ni合金、電鍍Zn-Fe合金等。又，作為熔融鍍敷層，可例示熔融鋅鍍敷、合金化熔融鋅鍍敷、熔融鋁鍍敷、熔融Zn-Al合金鍍敷、熔融Zn-Al-Mg合金鍍敷、熔融Zn-Al-Mg-Si合金鍍敷等。鍍敷附著量係沒有特別限制，在通常的範圍內調整即可。
(D)熱成形用鋼板的製造方法
針對在實施形態之熱成形用鋼板構件的製造所使用的熱成形用鋼板之製造條件，係沒有特別限制，能夠藉由使用在以下所顯示的製造方法而合適地製造。
使用熔爐將具有上述化學組成之鋼熔製之後，藉 由鑄造而製造鋼胚。為了使鋼板的潔淨度成為0.08%以下，在連續鑄造熔鋼時，以將熔鋼的加熱溫度設為比該鋼的液相線溫度更高5℃以上的溫度且將平均單位時間的熔鋼鑄造量抑制在6t/min以下為佳。
在連續鑄造時，熔鋼的平均單位時間之鑄造量大於6t/min時，因為衝模內的熔鋼流動迅速，在凝固殼變為容易捕捉夾雜物，致使鋼胚中的夾雜物増加。又，熔鋼加熱溫度比液相線溫度更高的溫度小於5℃時，熔鋼的黏度高，致使夾雜物在連續鑄造機內不容易浮上，其結果，鋼胚中的夾雜物増加而清淨性容易變差。
另一方面，藉由將熔鋼的加熱溫度設為鋼的液相線溫度起算5℃以上且將平均單位時間的熔鋼鑄造量設為6t/min以下，夾雜物不容易被帶入鋼胚內。其結果，在製造鋼胚之階段能夠有效地使夾雜物的量減少，而能夠容易地達成0.08%以下之鋼板潔淨度。
連續鑄造熔鋼時，熔鋼加熱溫度係以設為比液相線溫度更高8℃以上的溫度為較佳，又，以使平均單位時間的熔鋼鑄造量成為5t/min以下為較佳。藉由將熔鋼的加熱溫度設為比液相線溫度更高8℃以上的溫度且使平均單位時間的熔鋼鑄造量成為5t/min以下，因為能夠容易地使潔淨度成為0.04%以下，乃是較佳。
為了抑制成為局部變形能力變差的原因之MnS集中，以進行使Mn之中心偏析減低之中心偏析減低處理為佳。作為中心偏析減低處理，可例示在鋼胚完全凝固之前 的未凝固層，將Mn濃化後之熔鋼排出之方法。
具體而言，藉由施行電磁攪拌、未凝固層軋縮等的處理，能夠使完全凝固前之Mn濃化後的熔鋼排出。又，電磁攪拌處理係例如能夠在250~1000高斯下賦與未凝固熔鋼流動而進行，未凝固層軋縮處理，係例如能夠藉由以1mm/m左右的梯度將最後凝固部進行軋縮而進行。
亦可對使用上述方法所得到的鋼胚，按照必要而實施均熱(soaking)處理。藉由進行均熱處理，能夠使偏析後的Mn擴散且使偏析度降低。進行均熱處理時之較佳均熱溫度為1200~1300℃，均熱時間為20~50小時。
隨後，對上述的鋼胚施行熱軋。從使碳化物更均勻地生成之觀點而言，熱軋條件係以將熱軋起始溫度設為1000~1300℃的溫度區域，將熱軋完成溫度設為850℃以上為佳。從加工性的觀點而言，捲取溫度係以較高為佳，但是太高時，因生成鏽垢致使產率低落，以設為500~650℃為佳。藉由熱軋而得到的熱軋鋼板，係利用酸洗等來施行脫鏽垢處理。
在實施形態，為了使熱成形後的舊γ粒徑微細化，且使殘留碳化物的數量密度減低，係以對施行脫鏽垢處理後的熱軋鋼板施行退火而作為熱軋退火鋼板為佳。
為了使熱成形後的舊γ粒徑微細化，係以藉由熔化中的碳化物來抑制γ粒的成長為佳。但是在熱成形鋼板構件中，為了使淬火性提升、確保高強度且抑制產生空隙，係以減低殘留碳化物的數量密度為佳。
為了使熱成形鋼板構件中的舊γ粒徑微細化且使殘留碳化物的數量密度減低，在熱成形前的鋼板中所存在的碳化物之形態及碳化物中的元素濃化程度係重要的。碳化物係以微細地分散為佳，但是因為此時碳化物的熔化變快，而無法期待抑制粒成長之效果。在碳化物中之Mn、Cr等的元素濃化時，碳化物係不容易固熔。因此熱成形前之鋼板中的碳化物之形態，係以微細地分散且碳化物中的元素之濃化程度較高者為佳。
碳化物的形態，係能夠藉由調整熱軋後的退火條件來控制。具體而言，係以將退火溫度設為Ac1點以下且Ac1點-100℃以上，而且進行退火5小時以下為佳。
使熱軋後的捲取溫度成為550℃以下時，碳化物變為容易微細分散。但是，因為碳化物中的元素之濃化程度亦降低，所以藉由進行退火來使元素濃化。
捲取溫度為550℃以上時，係生成波來鐵且在波來鐵中的碳化物係進行元素濃化。此時，係進行退火用以使波來鐵分裂且將碳化物分散。
作為在實施形態之熱成形鋼板構件用的鋼板，係能夠使用上述熱軋退火鋼板、將該熱軋退火鋼板施行冷軋後之冷軋鋼板、或對該冷軋鋼板施行退火後之冷軋退火鋼板。處理步驟係按照製品的板厚精確度要求水準等而適當地選擇即可。又，因為碳化物係硬質，即便施行冷軋後之情況，其形態亦不會變化，冷軋後亦能夠維持冷軋前的存在形態。
冷軋係使用通常的方法而進行即可。從確保良好的平坦性之觀點而言，在冷軋之軋縮率，係以設為30%以上為佳。另一方面，為了避免荷重過大，在冷軋之軋縮率係以設為80%以下為佳。
對冷軋鋼板施行退火時，係以在事前施行脫脂等的處理為佳。退火之目的是除去冷軋應變且在Ac1點以下進行退火小時以下、較佳是3小時以下為佳。
(E)鍍敷層的形成方法
如前述，實施形態之熱成形鋼板構件，以提升耐蝕性等作為目的時亦可在其表面具有鍍敷層。鍍敷層的形成，係以對施行熱成形之前的鋼板進行為佳。在鋼板的表面施行鋅系鍍敷時，從生產性的觀點而言，係以在連續熔融鋅鍍敷生產線施行熔融鋅系鍍敷為佳。此時，亦可鍍敷處理之前，在連續熔融鋅鍍敷生產線施行退火；亦可以使加熱保持溫度成為低溫，不進行退火而只施行鍍敷處理。又，亦可在熔融鋅鍍敷後進行合金化熱處理而使其成為合金化熔融鋅鍍敷鋼板。鋅系鍍敷亦能夠藉由電鍍來施行。又，鋅系鍍敷係能夠在鋼材的表面之至少一部施行，但是鋼板時，通常係在一面或兩面的全面施行。
(F)熱成形鋼板構件的製造方法
藉由對上述的熱成形用鋼板施行熱成形，能夠得到高強度熱成形鋼板構件。從抑制粒成長的觀點而言，在熱成形時之鋼板的加熱速度，係以20℃/sec以上為佳。更佳為50℃/sec以上。在熱成形時之鋼板的加熱溫度，係以設為高於 Ac3點且1050℃以下的溫度為佳。加熱溫度為Ac3點以下時，在熱成形前未成為沃斯田鐵單相狀態而在鋼板中殘留肥粒鐵、波來鐵或變韌鐵。其結果，在熱成形後未成為以麻田散鐵作為主體之金屬組織，而有無法得到所需要的硬度之情況。又，不僅是熱成形鋼板構件的硬度偏差亦變大，而且局部變形能力亦劣化。
另一方面，加熱溫度大於1050℃時，有沃斯田鐵粗大化且鋼板構件的局部變形能力劣化之情形。因而，在熱成形時之鋼板的加熱溫度係以設為1050℃以下為佳。又，加熱時間小於1min時，即便加熱亦有沃斯田鐵單相化不充分之情況，而且因為碳化物的熔化係不充分，即便γ粒徑係變為微細，殘留碳化物的數量密度變大。大於10min時，沃斯田鐵粗大化且熱成形鋼板構件的局部變形能力有劣化之情形。因而，在熱成形時之鋼板的加熱時間，係以設為1~10min為佳。
熱成形起始溫度為小於Ar3點的溫度時，因為肥粒鐵變態開始，即便隨後進行強制冷卻亦有無法成為以麻田散鐵作為主體的組織之情形。因此，熱成形起始溫度係以設為Ar3點以上為佳。熱成形後，係以在10℃/sec以上的冷卻速度下進行急冷為佳，以在20℃/sec以上的速度下進行急冷為較佳。冷卻速度的上限係沒有特別規定。
為了得到硬度偏差較少之具有麻田散鐵主體的金屬組織之熱成形鋼板構件，在熱成形後，以使其急冷至鋼板的表面溫度成為350℃以下為佳。冷卻結束溫度係以設 為100℃以下為佳，以設為室溫為較佳。
以下，藉由實施例而更具體地說明實施形態，但是本發明係不被該等實施例限定。
實施例
在試驗轉爐熔製具有表1所顯示的化學成分之鋼，使用連續鑄造試驗機實施連續鑄造而製成寬度1000mm、厚度250mm的鋼胚。在表1，*係意味著脫離實施形態的組成範圍。在表2所顯示的條件，進行調整熔鋼加熱溫度及平均單位時間的熔鋼鑄造量。鋼胚的冷卻速度控制，係藉由變更2次冷卻噴霧帶的水量來進行。中心偏析減低處理係藉由在凝固末期部使用軋輥而以1mm/m的梯度實施輕軋縮，且將最後凝固部的濃化熔鋼排出來進行。針對一部分的鋼胚，係隨後在1250℃、24小時的條件下實施均熱處理。
針對所得到的鋼胚，使用熱軋試驗機而施行熱軋且成為厚度3.0mm的熱軋鋼板。捲取後，將熱軋鋼板進行酸洗，而且施行退火。針對一部分的鋼板係進一步使用冷軋試驗機而施行冷軋且成為厚度1.5mm的冷軋鋼板。而且，針對一部分的冷軋鋼板，在600℃施行2h的退火而得到冷軋退火鋼板。
隨後，如圖1及圖2所顯示，對上述的熱成形用鋼板1使用熱壓試驗裝置且藉由模具(衝頭11、衝模12)實施熱壓(帽成形)而得到熱成形鋼板構件2。將鋼板在加熱爐內於表面溫度820℃至1100℃為止之間改變條件而加熱且在該溫度保持90秒之後，從加熱爐取出且立刻使用附有冷卻裝置的模具實施熱壓，且與成形同時施行淬火處理。針對上述熱成形鋼板構件進行以下的評價。將評價結果顯示在表2。又，在表2，「熱軋」係意味著施行熱軋後之厚度3.0mm的熱軋鋼板，「冷軋」係意味著將該熱軋鋼板進一步施行冷軋後之厚度1.5mm的冷軋鋼板。*係意味著脫離實施形態的範圍。
<熱成形鋼板構件的機械特性之評價>
針對熱成形鋼板構件，從輥軋直角方向採取JIS5號拉伸試驗試料且依據JIS Z 2241(2011)實施拉伸試驗，來進行測定拉伸強度(TS)。
<金屬組織的鑑定>
以與熱成形鋼板構件的輥軋方向平行的剖面之中，板厚中央部成為觀察面的方式切取試料之後，進行鏡面研磨。 隨後，進行NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)腐蝕且使用掃描型電子顯微鏡(倍率2000倍)，針對各試料5視野進行觀察金屬組織。藉由將所得到的顯微鏡照相施行影像處理而求取肥粒鐵的面積率，將其設作肥粒鐵的體積率。又，針對金屬組織中的殘留沃斯田鐵之體積率，係使用X射線繞射(XRD)而求取。而且，將該等的剩餘部分算出作為低溫變態組織之體積率。殘留γ體積率係將從鋼板表面起算板厚的1/8內層進行化學研磨後，藉由使用Mo管球之X射線繞射且從肥粒鐵的(200)之繞射強度I α(200)、肥粒鐵的(211)之繞射強度I α(211)及沃斯田鐵的(220)之繞射強度I γ(220)及(311)之繞射強度I γ(311)之強度比來求取。
V γ(體積%)=0.25×{I γ(220)/(1.35×I α(200)+I γ(220))+I γ(220)/(0.69×I α(211)+I γ(220))+I γ(311)/(1.5×I α(200)+I γ(311))+I γ(311)/(0.69×I α(211)+I γ(311))}
<潔淨度的評價>
針對熱成形鋼板構件，係從5處切取供試材。針對各供試材的板厚t之1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，使用計點法來調查潔淨度。而且，將在各板厚的潔淨度之值為最大的(清淨性最低)數值，設作該供試材的潔淨度之值。
<Mn偏析度α的計量>
在熱成形鋼板構件的板厚中央部，進行使用EPMA之線性分析，從分析結果依照較高的順序選擇3個測定值之後，算出其平均值且求取在板厚中心部之最大Mn濃度。又，在熱成形鋼板構件之從表面起算板厚的1/4深度位置，使用 EPMA進行分析10處且算出其平均值，來求取在從表面起算板厚的1/4深度位置之平均Mn濃度。而且，藉由將在上述的板厚中心部之最大Mn濃度，除以在從表面起算板厚的1/4深度位置的平均Mn濃度，來求取Mn偏析度α。
<舊γ粒的平均粒徑之測定>
熱成形鋼板構件中的舊γ粒之平均粒徑，係藉由計量在測定視野內之結晶粒數，將測定視野的面積除以該結晶粒數而求取結晶粒的平均面積，且以在圓相當直徑算出的結晶粒徑來求取。此時，位於視野的境界之粒子係設作1/2個而計量，針對觀察倍率係以結晶粒數成為200個以上之方式適當地調整。
<殘留碳化物的數量密度>
使用苦味酸浸蝕液而進行腐蝕熱成形鋼板構件的表面，且使用掃描型電子顯微鏡放大2000倍，來進行觀察複數視野。此時，計算碳化物存在的視野之數量且算出每1mm2的個數。
<局部變形能力的測定>
局部變形能力的測定，係藉由切口拉伸試驗來進行。拉伸試片係以平行部的寬度為16.5mm、平行部長度為60mm，且將輥軋方向設作長度方向而採取。又，將上述拉伸試片的長度中央部加工作為深度2mm的V形凹口且設作切口拉伸試片。切口試片的厚度係設為1.4mm。將切口拉伸試片的形狀顯示在圖3。使用上述的切口拉伸試片而進行拉伸試驗，測在V凹口部斷裂的時點之切口延伸度且進行評 價局部變形能力。標點距離係設為5mm，拉伸試驗時之拉伸速度(十字頭速度)係設作0.5mm/min。
<硬度的偏差>
硬度穩定性的評價係進行下述的試驗。將熱成形用的鋼板使用熱處理模擬器以10℃/sec加熱至900℃為止之後，保持150sec。隨後，採用約80℃/sec及10℃/sec之各自的冷卻速度冷卻至室溫為止。針對各自的試料，在剖面的板厚之1/4位置實施維氏硬度試驗。硬度測定係依據JIS Z 2244(2009)而進行，試驗力係設為9.8N，測定5點且求取其平均。將冷卻速度為約80℃/sec及10℃/sec時之各自的硬度之平均值設作HS80、HS10，且將其差△Hv設作硬度穩定性的指標。
在硬度穩定性及局部變形能力的評價，將各自△Hv為50以下及切口延伸度為6%以上者判定為良好。
從表2能夠得知，雖然試驗號碼2之鋼的組成係能夠滿足實施形態的範圍，但是因為平均單位時間的熔鋼鑄造量較大，所以潔淨度之值大於0.08%而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼3係未實施中心偏析減低處理及均熱處理，所以Mn偏析度大於1.6而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼5係熔鋼加熱溫度較低，所以潔淨度之值大於0.08%而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼6係熱成形溫度較低，所以熱成形後成為肥粒鐵體積率大於3%且硬度穩定性差之結果，而且因為殘 留碳化物的數量密度亦較高而為8.0×103個/mm2，所以成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼9係熱成形時的加熱溫度較高，所以成為舊γ粒徑變大且局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼11係熱軋後的捲取溫度較高，所以殘留碳化物密度變高，而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼14係熱軋後的退火溫度較高且退火時間亦較長，所以在熱成形後之肥粒鐵體積率大於3%而成為硬度穩定性為差之結果。又，碳化物的熔化變為不充分且殘留碳化物密度變高，而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼16係使S含量大於實施形態的範圍之上限值，所以潔淨度之值大於0.08%，而成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼17係使Mn含量大於實施形態的範圍之上限值，所以Mn偏析度大於1.6，而成為局部變形能力差之結果。
試驗號碼18係使Si含量大於實施形態的範圍之上限值，所以A3點上升且熱成形後之肥粒鐵的體積率大於3%，而成為硬度穩定性差之結果。
因為試驗號碼19係使C含量大於實施形態的範圍之上限值，所以成為局部變形能力差之結果。
因為試驗號碼20之Cr含量係比實施形態的範圍更低，所以成為硬度穩定性差之結果。
另一方面，滿足實施形態的範圍之試驗號碼1、4、 7、8、10、12、13及15，係成為硬度穩定性及局部變形能力之雙方均優異的結果。
以上，說明了各種典型的實施形態，但是本發明係不被該等實施形態限定。本發明的範圍係只有被以下的請求範圍限定。

Claims (6)

  1. 一種熱成形鋼板構件，其化學組成係以質量%計，C：0.08~0.16%、Si：0.19%以下、Mn：0.40~1.50%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、B：0.001~0.01%、Nb：0~0.50%、Ni：0~2.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~1.0%、V：0~1.0%、Ca：0~0.005%、剩餘部分：Fe及不純物，而且麻田散鐵、回火麻田散鐵及變韌鐵的合計體積率為50%以上，且肥粒鐵的體積率為3%以下，舊γ粒的平均粒徑為10μm以下，所存在的殘留碳化物之數量密度為4×103個/mm2以 下。
  2. 如請求項1之熱成形鋼板構件，其中前述化學組成，係以質量%計，含有選自於由Nb：0.003~0.50%、Ni：0.01~2.0%、Cu：0.01~1.0%、Mo：0.01~1.0%、V：0.01~1.0%及Ca：0.001~0.005%所組成群組之1種以上。
  3. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中在JIS G 0555(2003)所規定之鋼的潔淨度之值為0.08%以下。
  4. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中下述(i)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，α=[在板厚中心部的最大Mn濃度(質量%)]/[在從表面起算板厚的1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(i)。
  5. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中在前述鋼板構件的表面具有鍍敷層。
  6. 如請求項1或2之熱成形鋼板構件，其中前述鋼板構件具有1.0GPa以上的拉伸強度。
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