TWI545206B - High strength thermoformed steel plate components - Google Patents

Description

高強度熱成形鋼板構件

本發明係有關於高強度熱成形鋼板構件，特別是有關於抗延遲破壞特性優異之高強度熱成形鋼板構件。

於汽車用鋼板之領域，為讓因燃料費提高而要求之輕量化與提高抗碰撞特性並存，具有高拉伸強度之高強度鋼板之應用漸擴大。惟，隨著高強度化，鋼板之壓製成形性降低，變得不易製造複雜形狀之製品。

其結果，產生譬如伴隨鋼板之高強度化，延性降低而於加工度高之部位產生斷裂之問題，以及由於彈回及翹曲變大，產生尺寸精密度劣化等問題。因此，不易將高強度，特別是具有780MPa以上之拉伸強度之鋼板，壓製成形為具有複雜形狀之製品。

故，近年來，如專利文獻1所揭示，作為對於譬如高強度鋼板般之不易成形的材料進行壓制成形之技術，係採用熱沖壓技術。熱沖壓技術係對供予成形之材料進行加熱後將之加以成形之熱成形技術。此技術係與成形同時地進行回火，因此成形時，鋼板為軟質且具有良好之成形性，而成形後，成形構件可獲致較冷成形用鋼板更高之強 度。

專利文獻2係揭示具有980MPa之拉伸強度之鋼製構件。

專利文獻3係揭示藉由降低清淨度與P及S之偏析度，獲得強度及韌性俱優之熱壓鋼板構件。

[專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2002-102980號公報

[專利文獻2]日本專利特開2006-213959號公報

[專利文獻3]日本專利特開2007-314817號公報

專利文獻1之金屬材因熱壓製時之回火性不充分，其結果，具有硬度之穩定性低劣之問題。專利文獻2及3雖揭示拉伸強度及韌性俱優之鋼板，但抗延遲破壞特性之點尚有改善之空間。

本發明係為解決前述問題點而創作完成者，其課題在於提供一種兼具硬度穩定性及抗延遲破壞特性之高強度熱成形鋼板構件。又，經熱成形之鋼板構件，許多時候並非平板而係成形體。本發明中，亦包含成形體之態樣而稱為「熱成形鋼板構件」。

本案發明者群，係針對可滿足硬度穩定性及抗延 遲破壞特性二者之化學成分及金屬組織之關係，進行銳意檢討。其結果，獲得以下之見解。

(a)藉由讓舊γ粒細微化，係可提高斷裂阻抗且可抑制延遲破壞。為讓舊γ粒細微化，係需要含有規定量之Nb。

(b)若鋼中存有許多介在物，會於介在物之界面補集到氫，而該處易變為延遲破壞之起始點。因此，特別是譬如具有1.7GPa以上之拉伸強度之熱成形鋼板構件之態樣，係需要降低以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值。

(c)藉由降低Mn之中心偏析，係可抑制成為延遲破壞起始點之MnS集中，抑制板厚中心部之硬質組織形成。為降低Mn之中心偏析，係需要將Mn含量限制為一定值以下，並降低Mn之偏析度。

(d)限制Mn含量時，因回火性降低使得硬度穩定性劣化，主要係需要藉由含有Cr及B而補充回火性。

(e)殘留碳化物之數密度高時，與介在物相同地，會成為氫補集點而變成延遲破壞之起始點。因此，需降低數密度。

(f)如前述，藉由調整化學組成並降低介在物，讓降低Mn之中心偏析之鋼板減低殘留碳化物密度而進行熱成形，係可獲得硬度穩定性及抗延遲破壞特性俱優之鋼板構件。

本發明係以前述見解為基礎而創作完成者，其要 旨如下述。

(1)一種高強度熱成形鋼板構件，其特徵在於化學組成係以質量%計含有：C：0.25~0.40%、Si：0.005~0.14%、Mn：1.50%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、sol.Al：0.0002~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.50%、及B：0.001~0.01%；且殘留部為Fe及不可避免之雜質；Mn之含量及Cr之含量合計為1.5~3.5%，以下述(i)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，以JIS G 0555(2003)規定之鋼之清淨度之值為0.08%以下，舊γ粒之平均粒徑為10μm以下，存在之殘留碳化物之數密度為4×10³個/mm²以下；α=[於板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度(質量%)]...(i)。

(2)如前述(1)之高強度熱成形鋼板構件，其中前述化學組成係以質量%計含有選自於下述之一種以上，即：Ni：0~3.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~2.0%、V：0~0.1%、及Ca：0~0.01%。

(3)如前述(1)或(2)之高強度熱成形鋼板構件，其中前述鋼板之表面具有鍍敷層。

(4)如前述(1)至(3)中任一項之高強度熱成形鋼板構件，其中前述鋼板構件係具有1.7GPa以上之拉伸強度。

依本發明，可獲致一種高強度熱成形鋼板構件，其係具有1.7GPa以上之拉伸強度，且兼具硬度穩定性及抗 延遲破壞特性。本發明之高強度熱成形鋼板構件，係特別適宜作為汽車之耐碰撞構件使用。

1‧‧‧熱成形用鋼板

2‧‧‧熱成形用鋼板

11‧‧‧凸模

12‧‧‧切割構件

圖1係一概略圖，顯示實施例中，於熱成形時之鑄模之形狀。

圖2係一概略圖，顯示實施例中藉由熱成形而獲得之成形品之形狀。

以下，詳細說明本發明之各要件。

(A)化學組成

各元素之限定理由係如下述。又，以下說明中有關含量之「%」係「質量%」之意。

C：0.25~0.40%

C對於提高鋼之回火性，確保回火後之強度係重要之元素。又，C係沃斯田鐵生成元素，因此具有可抑制高應變成形時之應變引發肥粒鐵轉變之作用。故，於熱成形後之鋼板構件，易於可獲得穩定之硬度分布。C含量低於0.25%時，回火後不易確保1100MPa以上之拉伸強度，且不易獲得前述之功效。因此，C含量係0.25%以上。另一方面，C含量超過0.40%時，回火後之強度將過度上升，使得韌性劣化。故，C含量為0.40%以下。C含量宜為0.37%以下，0.35%以 下更佳。

Si：0.005~0.14%

Si係具有下述作用之元素，即，可抑制進行熱成形時之高溫加熱時產生剝離。Si含量低於0.005%時，無法充分獲得前述功效。因此，Si含量為0.005%以上。另一方面，Si含量若超過0.14%，於熱成形時，為讓沃斯田鐵轉變，所需要之加熱溫度係顯著的變高溫。故，熱處理所需要的成本上升，或由於加熱不足，回火變得不充分。

又，Si係肥粒鐵生成元素，因此若Si含量過高，高應變成形時會變得易於產生應變引發肥粒鐵轉變，故，熱成形後之鋼板構件中，將局部的硬度降低，無法獲得穩定之硬度分布。進而，若含有多量的Si，有時會因進行熱浸鍍處理時之濕潤性降低而產生未鍍敷情形。因此，Si含量為0.14%以下。Si含量宜為0.01%以上，0.03%以上更佳。又，Si含量宜為0.12%以下。

Mn：1.50%以下

Mn對於提高鋼板之回火性，穩定並確保熱成形後之強度係有用之元素。惟，本發明中，為降低Mn之中心偏析，係需要限制其含量。Mn含量若超過1.50%，因Mn之偏析，韌性劣化。故，Mn含量為1.50%以下。Mn含量宜為0.5%以上，1.3%以下為佳。

P：0.02%以下

P係作為雜質而含有之元素，具有以下作用，即，可提高鋼之回火性，進而，可穩定並確保回火後之鋼之強度，因此，亦可積極地含有。惟，P含量超過0.02%時，韌性劣化變得顯著。故，P含量為0.02%以下。P含量宜為0.01%以下。P含量之下限並不需特別加以限定。惟，P含量減少太多時，成本將顯著上升，因此P含量宜為0.0002%以上。

S：0.005%以下

S係作為雜質而加以含有，會形成MnS且讓韌性及延遲破壞特性劣化之元素。S含量超過0.005%時，韌性、延遲破壞特性之劣化變得顯著。因此，S含量為0.005%以下。S含量之下限並不需特別限定。惟，S含量減少太多時，成本將顯著上升，因此S含量宜為0.0002%以上。

sol.Al：0.0002~1.0%

Al係具有讓熔煉鋼去氧，使鋼健全化作用之元素。sol.Al(固溶Al)含量低於0.0002%時，去氧並不充分。進而，Al係具有下述作用之元素，即，可提高鋼板之回火性，且穩定並確保回火後之強度，因此，亦可積極地含有。故，sol.Al含量為0.0002%以上。惟，即便含有超過1.0%，藉由該作用而獲得之效果小，且成本增加。因此，Al含量為1.0%以下。Al含量宜為0.01%以上，0.2%以下為佳。

N：0.01%以下

N係作為雜質而含有，使韌性劣化之元素。N含量若超過0.01%，會於鋼中形成粗大氮化物，使得局部變形能及韌性顯著劣化。因此，N含量為0.01%以下。N含量宜為0.008%以下。N含量之下限並不需特別限定。惟，N含量減少太多時，成本會顯著上升，因此，N含量宜為0.0002%以上，0.0008%以上更佳。

Cr：0.25~3.00%

Cr係具有可提高鋼之回火性之作用的元素。因此，將Mn含量限制為1.5%以下之本發明中，係特別重要之元素。又，Cr係沃斯田鐵生成元素，具有抑制高應變成形時之應變引發肥粒鐵轉變之作用。因此，藉由含有Cr，於熱成形後之鋼板構件，係易於獲得穩定之硬度分布。

Cr含量低於0.25%時，無法充分獲得前述之功效。因此，Cr含量為0.25%以上。另一方面，Cr含量若超過3.00%，Cr會於鋼中的碳化物增濃，使得供予至熱成形時之加熱程序中的碳化物之固溶變得延緩，回火性降低。故，Cr含量為3.00%以下。Cr含量宜為0.3%以上，0.4%以上更佳。又，Cr含量宜為2.5%以下。

Ti：0.01~0.05%

Ti係具有下述作用之元素，即，將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點以上且供予至熱成形時，抑制沃斯田鐵晶粒之再結晶。 進而，具有如下述之作用，即，形成細微之碳化物，並抑制沃斯田鐵晶粒之晶粒成長而作為細粒。因此，具有可令熱成形鋼板構件之韌性大幅地改善之作用。又，Ti係與鋼中之N優先的鍵結，因此可以BN之析出而抑制B之消耗，其結果，具有提高B之回火性之作用。

因此，Ti含量為0.01%以上。惟，若含有超過0.05%，TiC之析出量增加而消耗C，回火後之強度降低。故，Ti含量為0.05%以下。Ti含量宜為0.015%以上，0.04%以下更佳。

Nb：0.01~0.50%

Nb亦與Ti相同地，係具有下述作用之元素，即，將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點以上並供予至熱成形時，可抑制再結晶，進而形成細微之碳化物，抑制晶粒成長，讓沃斯田鐵晶粒做成細粒。因此，具有大幅改善熱成形鋼板構件之韌性之作用。

故，Nb含量為0.01%以上。惟，若含有超過0.50%，NbC之析出量增加而消耗C，回火後之強度降低。因此，Nb含量為0.50%以下。Nb含量宜為0.015%以上，0.45%以下更佳。

B：0.001~0.01%

B係具有如下述作用之元素，即，可提高鋼之回火性，且穩定並確保回火後之強度。因此，對於將Mn含量限制為 1.5%以下之本發明，係特別重要之元素。B含量若低於0.001%，無法充分獲得前述之功效。因此，B含量為0.001%以上。另一方面，B含量若超過0.01%，前述功效達到飽和，甚至進而招致回火部之韌性劣化。故，B含量為0.01%以下。B含量宜為0.005%以下。

Mn+Cr：1.5~3.5%

如前述，為提高鋼板之回火性，且穩定並確保回火後之強度，Mn及Cr均係非常有效之元素。惟，Mn及Cr之合計含量若低於1.5%，該效果不足夠，另一方面，若超過3.5%，該效果又達飽和，反而難以確保穩定之強度。因此，Mn及Cr之合計含量為1.5~3.5%。Mn及Cr之合計含量宜為2.0%以上，3.0%以下為佳。

本發明之高強度熱成形鋼板構件，具有如下述之化學組成，即，該化學組成係由前述之C至B之元素，以及殘留部Fe及雜質組成。

此處，所謂「雜質」係表示工業上的製造鋼板時，礦石、廢料等的原料，因製造程序之各種原因而混入之成分，對本發明不造成不良影響之範圍內為許可者。

於本發明之高強度熱成形鋼板，加入前述之元素，進而，亦可含有由如下述所示之量之Ni、Cu、Mo、V及Ca中所選擇之1種以上之元素。

Ni：0~3.0%

Ni對於提高鋼板之回火性，且穩定並確保回火後之強度係有用之元素，故，亦可依需求而含有。惟，即使含有Ni超過3.0%，其效果小且成本增加。因此，含有Ni時，其含量為3.0%以下。Ni含量宜為1.5%以下。欲獲致前述之功效時，宜令Ni含量為0.01%以上，0.05%以上更佳。

Cu：0~1.0%

Cu對於提高鋼板之回火性，且穩定並確保回火後之強度係有效之元素，因此亦可依需求而含有。惟，即使含有Cu超過1.0%，其效果小且成本增加。因此，含有Cu時，其含量為1.0%以下。Cu含量宜為0.5%以下。欲獲致前述之功效時，Cu含量宜為0.01%以上，0.03%以上更佳。

Mo：0~2.0%

Mo係具有如下述作用之元素，即，將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點以上並供予至熱成形時，形成細微之碳化物，抑制晶粒成長，讓沃斯田鐵晶粒呈細粒。又，亦具有可大幅改善熱成形鋼板構件之韌性之功效。因此，亦可依需求而含有Mo。

惟，若Mo含量超過2.0%時，其效果飽和且成本增加。因此，含有Mo時，其含量為2.0%以下。Mo含量宜為1.5%以下，1.0%以下更佳。欲獲致前述功效時，宜令Mo含量為0.01%以上，0.04%以上更佳。

V：0~0.1%

V對於提高鋼板之回火性，且穩定並確保回火後之強度係有效之元素，因此亦可依需求而含有。惟，即便含有V超過0.1%，其效果小且成本增加。故，含有V時，其含量為0.1%以下。V含量宜為0.05%以下。欲獲致前述功效時，宜令V含量為0.001%以上，0.005%以上更佳。

Ca：0~0.01%

Ca係具有下述功效之元素，即，可讓鋼中之介在物細微化，提高回火後之韌性，因此亦可依需求而含有。惟，Ca含量若超過0.01%，其效果飽和且成本增加。因此，含有Ca時，其含量為0.01%以下。Ca含量宜為0.005%以下。欲獲致前述功效時，宜令Ca含量為0.001%以上，0.002%以上更佳。

(B)微結構

Mn偏析度α：1.6以下

α=[於板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度(質量%)]...(i)

於鋼板之板厚剖面中心部，因產生中心偏析而Mn增濃。因此，MnS會作為介在物而集中於中心，變得易於產生硬質之麻田散鐵，與周圍之硬度產生差異，使得韌性惡化。

特別是以前述(i)式所示之Mn之偏析度α之值若 超過1.6，韌性將顯著惡化。因此，為改善韌性，需讓熱成形用鋼板之α值為1.6以下。為更進一步改善韌性，α之值宜為1.2以下。

又，由於係藉由熱成形，α之值不會大幅變化，故，藉由令熱成形用鋼板之α之值為前述範圍，熱成形鋼板構件之α之值亦可為1.6以下。

於板厚中心部之最大Mn濃度，係藉由以下之方法求得。使用電子微探儀(EPMA)，於鋼板之板厚中心部進行線性分析，由分析結果依高位之順序選擇3個測量值，算出其平均值。又，由表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度，係藉由以下之方法求得。同樣地使用EPMA，於鋼板之1/4深度位置，進行10處之分析，算出其平均值。

鋼板中之Mn之偏析，主要係以鋼板組成，特別是雜質含量以及連續鑄造之條件加以控制，於熱軋及熱成形之前後，並無實質的變化。因此，只要熱成形用鋼板之偏析狀況滿足本發明之規定，之後藉由熱成形所製造之熱成形鋼板之介在物及偏析狀況，亦同樣的滿足本發明之規定。

清淨度：0.08%以下

於鋼板構件中若存有多數JIS G 0555(2003)所記載之A系、B系及C系介在物，前述介在物易成為延遲破壞之起始點。若介在物增加，因易產生裂縫傳播，因此，與抗延遲破壞特性劣化一同地韌性劣化。特別是譬如具有1.7GPa以 上之拉伸強度之熱成形鋼板構件之態樣，係需要抑制讓介在物之存在比率低。

以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值若超過0.08%，因介在物之量繁多，於實用上難以確保足夠之韌性。故，熱誠性用鋼板之清淨度之值為0.08%以下。為更進一步改善韌性，宜令清淨度之值為0.04%以下。又，鋼之清淨度之值係算出前述之A系、B系及C系介在物所佔之面積百分比者。

又，由於藉由熱成形，清淨度之值不會大幅變化，因此藉由令熱成形用鋼板之清淨度之值為前述之範圍，熱成形鋼板構件之清淨度之值亦可為0.08%以下。

本發明中，熱成形鋼板構件之清淨度之值係藉由以下之方法求得。有關熱成形鋼板構件，係由5處切出試樣。且有關各試樣之板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t之各位置，係以標點計數法調查清淨度。將各板厚中之清淨度之值最大(清淨度最低)之數值，作為該試樣之清淨度之值。

舊γ粒之平均粒徑：10μm以下。

如前述，若讓熱成形鋼板構件中之舊γ粒徑縮小，係可改善抗延遲破壞特性。以麻田散鐵為主體之鋼板，產生延遲破壞時，會於舊γ晶粒界產生斷裂。然而，藉由舊γ粒之細微化，係可抑制舊γ晶粒界成為破裂之起始點而產生延遲破壞，並可提高抗延遲破壞特性。若舊γ之平均粒徑超過10μm，此功效並無法發揮。因此，熱成形鋼板構件 中之舊γ粒之平均粒徑為10μm以下

舊γ粒之平均粒徑，係可使用以ISO643所規定之方法加以測量。亦即，藉由計算測量視野內之晶粒數，並以該晶粒數除測量視野之面積，求得晶粒之平均面積，算出於圓當量直徑之晶粒粒徑。此時，位於視野境界之晶粒係以1/2個加以計算，有關倍率，宜調整為結晶粒數為200個以上。又，為提高精確度，宜對多個視野進行測量。

殘留碳化物：4×10³個/mm²以下

熱成形時，係可藉由於鋼中普遍存在之碳化物之再次固溶而確保足夠之回火性。惟，會有碳化物之一部分並未再次固溶而殘留之情形。殘留碳化物係具有下述功效，即，可藉由釘扎而抑制熱成形中之維持加熱時之γ晶粒成長。因此，於維持加熱中，宜存在有殘留碳化物。於熱成形時，此殘留碳化物越少，回火性越提高，可確保高強度。故，理想情況係維持加熱結束時，殘留碳化物數密度可降低。

若存有多數殘留碳化物，不僅恐有熱成形後之回火性降低之疑慮，並有殘留碳化物堆積於舊γ晶粒界，使晶粒界脆化之情況。特別是殘留碳化物之數密度若超過4×10³個/mm²，恐有熱成形後之回火性惡化之虞。因此，存在於熱成形鋼板構件中之殘留碳化物之數密度，宜為4×10³個/mm²以下。

若存有多數殘留碳化物，碳化物界面會補集到氫，因此易成為氫脆裂之起始點，抗延遲破壞特性亦變差。

(C)鍍敷層

本發明之高強度熱成形鋼板構件，以提高耐蝕性等為目的，亦可於其表面包含有鍍敷層。鍍敷層可為電鍍層，亦可為熱浸鍍層。作為電鍍層，係可例示電鍍鋅、Zn-Ni合金電鍍、Zn-Fe合金電鍍等。又，作為熱浸鍍層，係可例示熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、Zn-Al熱浸鍍合金、Zn-Al-Mg熱浸鍍合金、Zn-Al-Mg-Si熱浸鍍合金等。鍍敷量並無特別限制，可於一般的範圍內加以調整。

(D)熱成形用鋼板之製造方法

本發明之高強度熱成形鋼板構件所使用之熱成形用鋼板，係可藉由使用以下所示之製造方法而加以製造。

以爐具熔融具有前述化學組成之鋼後，藉由鑄造製作板材。為令鋼板之清淨度為0.08%以下，連續鑄造熔煉鋼時，係讓熔煉鋼之加熱溫度為較該鋼之液相曲線溫度高5℃以上之溫度，且宜將每單位時間之熔煉鋼鑄製量抑制為6t/min以下。

連續鑄造時，若熔煉鋼之每單位時間之鑄製量超過6t/min，鑄模內之熔煉鋼流動快速，因此變得易於凝固殼模捕捉到介在物，板材中之介在物增加。又，熔煉鋼加熱溫度若未達較液相曲線溫度高5℃之溫度，熔煉鋼之黏度變高，於連鑄機內，介在物變得不易浮起，其結果，板材中之介在物增加，清淨度易惡化。

令來自熔煉鋼之液相曲線溫度之熔煉鋼加熱溫度為5℃以上，且每單位時間之熔煉鋼鑄製量為6t/min以下，藉此進行鑄造，介在物變得不易被攜入板材內。其結果，可有效地減少於製作板材此階段之介在物之量，易於達到0.08%以下之鋼板清淨度。

連續鑄造熔煉鋼時，熔煉鋼之熔煉鋼加熱溫度，宜為較液相曲線溫度高8℃以上之溫度，又，宜讓每單位時間之熔煉鋼鑄製量為5t/min以下。藉由讓熔煉鋼加熱溫度為較液相曲線溫度高8℃以上之溫度，且每單位時間之熔煉鋼鑄製量為5t/min以下，係可易於讓清淨度為0.04%以下，為理想態樣。

又，為抑制成為延遲破壞之起始點之MnS集中，宜進行使Mn之中心偏析降低之中心偏析減少處理。中心偏析減少處理係可例舉譬如下述之方法，即，於板材完全凝固前之未凝固層中，排出Mn已增濃之熔煉鋼。

具體言之，藉由進行電磁攪拌、未凝固層壓下等之處理，係可排出完全凝固前之Mn已增濃之熔煉鋼。又，電磁攪拌處理係可以250~1000高斯對未凝固熔煉鋼給予流動而進行，未凝固層壓下處理可以1mm/m程度之遞變度壓下最終凝固部而進行。

亦可對於以前述之方法所獲得之板材，依需要而實施燜熱(均熱)處理。藉由進行燜熱處理，可使已偏析之Mn擴散，降低偏析度。進行燜熱處理時之理想均熱溫度為1200~1300℃，均熱時間為20~50h。

之後，對前述之板材實施熱軋。熱軋條件由更均一地生成碳化物之觀點，宜令熱軋開始溫度為1000~1300℃之溫度範圍，熱亦結束溫度為850℃以上。捲取溫度由加工性之觀點，宜為較高，惟若過高，將因剝落生成使得成品率降低，因此，宜為500~650℃。於藉由熱軋而獲得之熱軋鋼板，係以酸洗等而實施剝落脫除處理。

本發明中，為讓熱成形後之舊γ粒徑變得細微而降低殘留碳化物之數密度，重要的是對於業已施行剝落脫除處理之熱軋鋼板進行退火而做成熱軋退火鋼板。

為將熱成形後之舊γ粒徑變得細微，係需藉由溶解中之碳化物而抑制γ晶粒之成長。惟，熱成形鋼板構件中，為提高回火性並確保高強度，係需要降低殘留碳化物之數密度。

為讓熱成形鋼板構件中之舊γ粒徑變得細微，且降低殘留碳化物之數密度，重要的是存在於熱成形前之鋼板中之碳化物的形態，及碳化物中之元素的增濃程度。碳化物宜細微地分散，然而此時，碳化物之溶解變快，因此無法期待晶粒成長效果。碳化物中，Mn、Cr等元素若增濃，碳化物將變得不易固溶。因此，碳化物中之元素的增濃程度宜較高。

碳化物之形態係可藉由調整熱軋後之退火條件而加以控制。具體言之，係令退火溫度為Ac1點以下且Ac1點-100℃以上，進行5h以下之退火。

若熱軋後之捲取溫度為550℃以下，碳化物係易 細微分散。惟，碳化物中之元素的增濃程度亦降低，因此係藉由進行退火來進行元素之增濃。

捲取溫度為550℃以上時，會生成珍珠岩，對於珍珠岩中之碳化物，元素增濃係持續進行。此時，為分離珍珠岩而使碳化物分散，係進行退火。

作為本發明中之高強度熱成形鋼板構件用之鋼板，係可使用熱軋退火鋼板、冷軋鋼板抑或冷軋退火鋼板。處理程序係可依製品之板厚精確度要求等級等而適宜地選擇。又，碳化物為硬質，因此施行冷軋時其形態亦無變化，冷軋後亦維持冷軋前之存在形態。

冷軋係可使用一般的方法進行。由確保良好之平坦性之觀點，冷軋中之壓下率宜為30%以上。另一方面，為避免荷重過大，冷軋中之壓下率宜為80%以下。

對冷軋鋼板施行退火時，事前宜先進行除脂等之處理。退火在冷軋消除應力之目的，宜以Ac1點以下進行5h以下之退火，較佳為進行3h以下之退火。

(E)鍍敷層之形成方法

本發明之高強度熱成形鋼板構件，以提高抗腐蝕性等為目的，亦可於其表面具有鍍敷層。鍍敷層之形成，係宜對於進行熱成形前之鋼板進行。

對鋼板之表面施予鋅系鍍敷時，由生產性之觀點，宜於連續熱浸鍍鋅產線進行鋅系熱浸鍍。此時，於連續熱浸鍍鋅產線，亦可於鍍敷處理之前先施行退火，令維持加 熱溫度為低溫而不進行退火地僅進行鍍敷處理。

又，亦可於熱浸鍍鋅後進行合金化熱處理，作為合金化熱浸鍍鋅鋼板。熱浸鍍鋅係可藉由電鍍而進行。又，鋅系鍍敷係可對於鋼材表面之至少一部分進行，惟鋼板之場合，一般係對單面或雙面整面的施行。

(F)高強度熱成形鋼板構件之製造方法

可藉由對前述之熱成形用鋼板進行熱成形，獲得高強度熱成形鋼板構件。

熱成形時之鋼板之加熱速度，由抑制晶粒成長之觀點，宜為20℃/s以上。進而，更佳者為50℃/s以上。鋼板之加熱溫度宜超過Ac₃點，為Ac₃點+150℃以下。加熱溫度為Ac₃點以下時，熱成形前不會成為沃斯田鐵單相狀態，鋼板中殘存有肥粒鐵、珍珠岩或變韌鐵。其結果，會有熱成形後不會成為麻田散鐵單相組織，無法獲得所希望之硬度之情形。又，熱成形鋼板構件之硬度差異變大，進而，延遲破壞特性劣化。加熱溫度若超過Ac₃點+150℃，會有沃斯田鐵粗粒化，鋼板構件之韌性劣化。

熱成形時之鋼板之加熱時間宜為1~10min。加熱時間若低於1min，會有即便進行加熱，沃斯田鐵單相化亦不充分之情形。進而，碳化物之溶解不充分，因此γ粒徑縱或變得細微，殘留碳化物之數密度亦變大。若加熱時間超過10min，會有沃斯田鐵變得粗粒化，熱成形鋼板構件之抗氫脆性劣化之情形。

熱成形起使溫度宜為Ar₃點以上。熱成形開起溫度若為低於Ar₃點之溫度，肥粒鐵轉變開始之故，之後即便強制冷卻，仍有無法成為麻田散鐵單相組織之情形。熱成形後，宜以10℃/s以上之冷卻速度進行急速冷卻，以20℃/s以上之速度進行急速冷卻更為理想。冷卻速度之上限並無特別規定。

為獲致硬度差異少之單一麻田散鐵組織之高強度熱成形鋼板構件，於熱成形後，鋼板之表面溫度宜急速冷卻至350℃以下。冷卻結束溫度宜為100℃以下，室溫更為理想。

[實施例]

以下，藉由實施例更具體的說明本發明，惟本發明非限定於其等實施例者。

以實驗轉爐熔融具有表1所示之化學成分之鋼，並以連鑄實驗機實施連續鑄造，製作寬度1000mm、厚度250mm之板材。此處，於表2所示之條件，調整熔煉鋼之加熱溫度及每單位時間之熔煉鋼鑄製量。

板材之冷卻速度之控制，係藉由變更二次冷噴塗帶之水量而進行。又，中心偏析減少處理係藉由於凝固末期部使用軋輥，以1mm/m之遞變度進行輕壓下，排出最終凝固部之增濃熔煉鋼。對於部分鋼材，之後係於1250℃、24h之條件進行悶熱處理。

對所獲得板材以熱軋機進行熱軋，做成厚度3.0mm之熱軋鋼板。加以捲取後，對前述之熱軋鋼板進行酸洗，並進而施行退火。

之後，對於一部分之鋼板以冷軋機進行冷軋，做成厚度1.5mm之冷軋鋼板。進而，對一部分之冷軋鋼板以600℃進行2h之退火，獲得熱成形用之鋼板。

其後，如圖1及圖2所示，使用熱壓製裝置，對於前述熱成形用鋼板1，藉由鑄模(凸模11、切割構件12)進行熱壓製(熱成形)，獲得熱成形鋼板構件2。更具體言之，將鋼板置於加熱爐內以50℃/s加熱至到達目標溫度，並以該溫度維持多種時間後，由加熱爐取出，立即以附有冷卻裝置之鑄模實施熱壓製，與成形同實地進行回火處理。對前述熱成形鋼板構件進行以下之評價。

<熱成形鋼板構件之機械特性之評價>

對於熱成形鋼板構件，係由軋製直角方向採取JIS5號拉伸試驗，以JIS Z 2241(2011)為準而實施拉伸實驗，進行拉伸強度(TS)之量測。

<清淨度之評價>

有關熱成形鋼板構件，係由5處切出試樣。於各試樣之板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t之各位置，以點計算法調查清淨度。且將各板厚中之清淨度之值最大(清淨性最低) 之數值，作為其試樣之清淨度之值。

<Mn偏析度α之測量>

於熱成形鋼板構件之板厚中央部，進行使用EPMA之線性分析，由分析結果依高位之順序選擇3個測量值後，算出其平均值，求得於板厚中心部之最大Mn濃度。又，於自熱成形鋼板構件之表面至板厚之1/4深度位置，使用EPMA進行10處之分析，算出其平均值，求出由表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度。且藉由自表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度，除以於前述板厚中心部之最大Mn濃度，求得Mn偏析度α。

<舊γ粒之平均粒徑之測量>

熱成形鋼板構件中之舊γ粒之平均粒徑，係藉由下述方式求得，即，計算測量視野內之晶粒數，並以該晶粒數除以測量視野之面積而求得晶粒之平均面積，並算出於圓當量直徑之晶粒直徑。此時，位於視野範圍之晶粒係以1/2個加以計算，有關觀察倍率，係適宜地調整成晶粒數為200個以上。

<殘留碳化物之數密度>

使用苦酸液腐蝕熱成形鋼板構件之表面，並以掃描型電子顯微鏡放大2000倍，進行多數視野之觀察。此時，計算存有碳化物之視野之數量，算出每1mm²之個數。

<抗延遲破壞特性之評價>

抗延遲破壞特性係將軋製方向作為長向方向，切出長度68mm、寬度6mm之試驗片後，在該試驗片以4點歪曲且附加歪斜之狀態，浸漬於30℃、pH為1之鹽酸，觀測經過100h後有無裂縫，並由試驗片之應力歪曲圖，將產生破裂下限歪曲換算成應力值，進行評價。

<硬度之差異>

作為硬定度穩定性之評價，係進行如下述之實驗。將熱成形用之鋼板以熱處理模擬器，以50℃/s加熱至目標溫度後，維持各種時間。之後，以大致80℃/s及10℃/s之各自的冷卻速度，冷卻至室溫，關於各個試料，係於斷面之板厚之1/4位置，實施維氏硬度實驗。硬度測量係依JIS Z 2244(2009)而進行。試驗力係以9.8N，測量5點之硬度，讓冷卻速度為大致80℃/s及10℃/s時之各自5處之硬度平均值，作為HS₈₀及HS₁₀，並將其差△Hv作為硬度安全性之指標。

抗延遲破壞特性及硬度穩定性，各自延遲破壞應力為1250MPa以上、及△Hv為100以下，可判斷為良好。

於表3顯示結果。

實驗編號2係鋼之組成滿足本發明之規定，但每單位時間之熔煉鋼鑄製量較大，因此清淨度之值超過0.08%，變成延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號4係鋼之組成滿足本發明之規定，但熔煉鋼加熱溫度較低，因此清淨度之值超過0.08%。又，由於未進行中心偏析處理及燜火處理，Mn偏析度超過1.6。進而，熱成形時之維持加熱時間較短，殘留碳化物密度變高。其結果，延遲破壞強度劣化。

實驗編號6係未實施中偏析處理及燜火處理，因此Mn偏析度超過1.6，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號7係未進行熱軋後之退火，碳化物之溶解延遲，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號9因熱軋後之退火時間長，碳化物之溶解不充分，殘留碳化物數密度變高，因此，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號10係熱成形時之加熱溫度高，因此沃斯田鐵晶粒粗粒化，成為破壞強度劣化之結果。

實驗編號16係Mn含量超過所規定之上限值，因此Mn偏析度超過1.6，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號17及18因Mn及Cr之合計含量低，成為 硬度穩定性劣化之結果。

實驗編號19因未含有Nb，舊γ粒徑變大，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號20因B含量低，成為硬度穩定性劣化之結果。

實驗編號21因S含量超過所規定之上限值，清淨度之值超過0.08%，成為延遲破壞強度劣化之結果。

實驗編號22因Si含量超過所規定之上限值，A₃點上升，於熱成形後未成為麻田散鐵單相組織，變成硬度穩定性及延遲破壞強度劣化之結果。

滿足本發明之規定之實驗編號1、3、5、8及11~15，係硬度穩定性及抗延遲破壞特性均優異之結果。

[產業上之可利用性]

依本發明，可獲得如下述之高強度熱成形鋼板構件，即，具有1.7GPa以上之拉伸強度，且兼具硬度穩定性及抗延遲破壞特性。本發明之高強度熱成形鋼板構件係特別適合作為汽車之抗碰撞構件使用。

Claims (5)

1. 一種高強度熱成形鋼板構件，其特徵在於化學組成係以質量%計含有：C：0.25~0.40%、Si：0.005~0.14%、Mn：1.50%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、sol.Al：0.0002~1.0%、N：0.01%以下、Cr：0.25~3.00%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.50%、及B：0.001~0.01%；且殘留部為Fe及不可避免之雜質；Mn之含量及Cr之含量合計為1.5~3.5%，以下述(i)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，以JIS G 0555(2003)規定之鋼之清淨度之值為0.08%以下，舊γ粒之平均粒徑為10μm以下，存在之殘留碳化物之數密度為4×10³個/mm²以下；α=[於板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置之平均Mn濃度(質量%)]...(i)。
2. 如請求項1之高強度熱成形鋼板構件，其中前述化學組成係以質量%計更含有選自於下述之一種以上：Ni：0~3.0%、Cu：0~1.0%、Mo：0~2.0%、V：0~0.1%、及Ca：0~0.01%。
3. 如請求項1或2之高強度熱成形鋼板構件，其中前述鋼板之表面具有鍍敷層。
4. 如請求項1或2之高強度熱成形鋼板構件，其中前述鋼板構件係具有1.7GPa以上之拉伸強度。
5. 如請求項3之高強度熱成形鋼板構件，其中前述鋼板構件係具有1.7GPa以上之拉伸強度。