TWI612153B - 熱處理鋼板構件及其製造方法 - Google Patents

熱處理鋼板構件及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI612153B
TWI612153B TW105111104A TW105111104A TWI612153B TW I612153 B TWI612153 B TW I612153B TW 105111104 A TW105111104 A TW 105111104A TW 105111104 A TW105111104 A TW 105111104A TW I612153 B TWI612153 B TW I612153B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel sheet
less
heat
treated steel
iron
Prior art date
Application number
TW105111104A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201708566A (zh
Inventor
Yoshihiro Suwa
Shinichiro Tabata
Masafumi Azuma
Kazuo Hikida
Original Assignee
Nippon Steel & 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 & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of TW201708566A publication Critical patent/TW201708566A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI612153B publication Critical patent/TWI612153B/zh

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D8/0226—Hot 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Abstract

本發明係一種熱處理鋼板構件，其特徵係化學組成以質量%表示為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%、剩餘部分：Fe及雜質，具有以麻田散鐵為主體，且殘留沃斯田鐵之體積率為5.0%以上的金屬組織，存在於前述鋼板構件中之相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下，使用以ASTM E8所規定之板狀試驗片，測量下述機械特性的情形，滿足[(logfγ0-logfγ(0.02))/0.02<20.0]，伸張強度為1.4GPa以上，全部延伸為8.0%以上。

Description

熱處理鋼板構件及其製造方法
本發明係有關熱處理鋼板構件及其製造方法。
汽車用鋼板領域中，在最近環境規則(Regulation)及碰撞安全基準之嚴格化的背景下，為了兼具燃料費與碰撞(Collision)安全性，而擴大使用具有高伸張強度的高強度鋼板。但是隨著高強度化，造成鋼板之模壓成形性降低，而難以製造複雜形狀的製品。具體而言，因隨著高強度化，造成鋼板之延展性降低，產生高加工部位斷裂的問題。又，因加工後之殘留應力而產生回彈(spring back)及牆壁彎曲(wall camber)，也產生尺寸精度劣化的問題。因此，不容易將具有高強度、特別是780MPa以上之伸張強度的鋼板模壓成形為具有複雜形狀的製品。此外，藉由輥壓成形而非模壓成形時，高強度之鋼板加工容易，但是其適用物受限於在長度方向具有同樣剖面的零件。
因此，近年，例如專利文獻1~3所揭示，將 如高強度鋼板之成形困難的材料進行模壓成形的技術，採用熱沖壓技術。熱沖壓技術係指將供成形的材料加熱後成形的熱成形技術。此技術係因將材料加熱後成形，故成形時，鋼材為軟質且具有良好的成形性。藉此，即使高強度的鋼材也可以精度佳成形成為複雜的形狀。又，藉由壓模成形同時進行淬火(quenching)，故成形後的鋼材具有充分的強度。
例如，依據專利文獻1時，可藉由熱沖壓技術，對成形後之鋼材賦予1400MPa以上的伸張(tensile)強度。又，專利文獻2揭示韌性優異且伸張強度為1.8GPa以上之熱模壓成形的模壓成形品。此外，專利文獻3揭示具有2.0GPa以上之極高伸張強度，且具有良好韌性與延展性的鋼材。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
[專利文獻1]日本特開2002-102980號公報
[專利文獻2]日本特開2012-180594號公報
[專利文獻3]日本特開2012-1802號公報
如上述熱沖壓的熱成形技術係因確保成形性，可使構件高強度化之優異的成形方法，但是需要加熱 至800~1000℃等的高溫，故鋼板表面產生氧化的問題。此時產生之由鐵氧化物所構成的鐵皮(scale)在模壓時脫落而附著於模具時，生產性會降低。又，模壓後之製品上殘存鐵皮時，有外觀不良的問題。
而且，鋼板表面殘存鐵皮時，在次步驟進行塗裝的情形，鋼板與塗膜之密著性劣化，導致耐腐蝕性降低。因此，模壓成形後，需要噴砂等之鐵皮除去處理。因此，生成之鐵皮所要求的特性係在模壓時不會剝離脫落引起污染模具，噴砂處理時，容易被剝離除去。
又，如前述，汽車用鋼板也要求碰撞安全性。汽車之碰撞安全性係藉由車體全體或鋼板構件之碰撞試驗中之壓壞強度及吸收能量來評價。特別是壓壞強度很大依存於材料強度，故超高強度鋼板之需要飛躍性升高。但是一般隨著高強度，破壞韌性及變形能會降低，故汽車構件之碰撞壓壞時，早期斷裂或如變形集中的部位，產生斷裂，無法發揮相當於材料強度的壓壞強度，吸收能量降低。因此，為了提高碰撞安全性時，不僅是材料強度，提高汽車構件之破壞韌性及變形能之重要指標之材料韌性及延展性是很重要。
專利文獻1及2所記載的技術中，雖記載伸張強度及韌性，但是未考慮延展性。又，依據專利文獻3所記載的技術時，可提高伸張強度、韌性及延展性，但是未檢討得到適當之鐵皮特性，仍有改良的餘地。
本發明係為了解決上述問題點而完成者，本 發明之目的係提供具有良好的鐵皮特性，同時具有1.4GPa以上之伸張強度，且韌性及延展性優異之熱處理鋼板構件。又，特別是被熱成形的鋼板構件，大多的情形為成形體而非平板，但是本發明中，也包含成形體的情形，稱為「熱處理鋼板構件」。又，成為熱處理鋼板構件之熱處理前之素材的鋼板也稱為「熱處理用鋼板」。
本發明係為了解決上述課題而完成者，本發明之重點為下述熱處理鋼板構件及其製造方法。
(1)一種熱處理鋼板構件，其係具有化學組成以質量%表示為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%、剩餘部分：Fe及雜質，以麻田散鐵為主體，且殘留沃斯田鐵之體積率為5.0%以上的金屬組織，存在於前述鋼板構件中之相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下，使用以ASTM E8所規定之板狀試驗片，測量下述機械特性的情形，下述(i)式表示之應變誘發變態(strain induced transformation)參數k之值未達20.0，伸張強度為1.4GPa以上，全部延伸為8.0%以上，k=(logfγ0-logfγ(0.02))/0.02．．．(i)
但是上述式中之各符號之意義如下述，fγ0：存在於鋼板構件中之殘留沃斯田鐵(retained austenite)之體積率
fγ(0.02)：對於鋼板構件，賦予0.02之真應變，存在於應力卸載(unloading)後之構件中之殘留沃斯田鐵之體積率。
(2)如上述(1)項之熱處理鋼板構件，其 中前述化學組成以質量%表示為含有選自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%、及REM：0.001~0.1%中之1種以上。
(3)如上述(1)或(2)項之熱處理鋼板構件，其中下述(ii)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，α=[板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(ii)。
(4)如上述(1)~(3)中任一項之熱處理鋼板構件，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
(5)一種熱處理鋼板構件之製造方法，其係將含有以質量%表示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%、剩餘部分：Fe及雜質的化學組成，表面中之最大高度粗糙度Rz為3.0~10.0μm，且相當圓之直徑為0.1μm以上之碳化物之數密度為8.0×103個/mm2以下的鋼板，以5℃/s以上的平均昇溫速度，加熱至Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域後，由前述溫度區域至Ms點為止，以上部臨界冷卻速度以上冷卻後，由Ms點至100℃為止，以5℃/s以下的平均冷卻速度冷卻。
(6)如上述(5)項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中前述化學組成以質量%表示為含有選自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%、及REM：0.001~0.1%中之1種以上。
(7)如上述(5)或(6)項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中存在於前述鋼板構件中之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下。
(8)如上述(5)~(7)項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中以下述(ii)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，α=[板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(ii)。
(9)如上述(5)~(8)項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
(10)如上述(5)~(9)項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中加熱至前述溫度區域為止後，冷卻至Ms點之前，對前述鋼板施予熱成形。
依據本發明時，可得到具有1.4GPa以上之伸 張強度，同時韌性及延展性優異之熱處理鋼板構件。
〔實施發明之形態〕
本發明人等精心檢討為了得到具有良好的鐵皮特性，同時韌性及延展性優異之鋼板構件用的化學成分及組織之關係的結果，得到以下的見解。
(a)國內外生產之熱處理用鋼板的成分幾乎相同，含有C：0.2~0.3%及Mn：1~2%左右，進一步含有Ti及B。熱處理步驟中，將此鋼板加熱至Ac3點以上之溫度後，快速搬送避免肥粒鐵(ferrite)析出，藉由模壓急冷至麻田散鐵變態開始溫度(Ms點)，得到高強度之麻田散鐵組織。
(b)但是本發明人等進行詳細之組織調査的結果，發現熱處理步驟後之鋼板構件中，有非全部為麻田散鐵所佔有之組織的情形。認為其原因為以下。急冷過程之Ms點以下之溫度範圍中，因隨著變態之發熱，使冷卻速度降低。因此，產生之麻田散鐵在當時回火(自動回火)，碳擴散．偏析於未變態沃斯田鐵中，沃斯田鐵殘留1~2%左右。又，因熱軋或退火條件而析出的碳化物，在熱處理步驟後也有可能會殘留。
(c)本發明人等針對熱處理鋼板構件中，不可避而含有之殘留沃斯田鐵對鋼板構件之特性的影響，詳細檢討。以肥粒鐵為基礎(base)，具有含有殘留沃斯田鐵之複合組織的鋼，藉由利用殘留沃斯田鐵之加工誘發變 態之TRIP(Transformation Induced Plasticity)效果，因而延展性優異。另外，以如超高強度鋼材之麻田散鐵為基礎，具有含有殘留沃斯田鐵之複合組織的鋼中，針對TRIP效果是否有效作用，至今仍未有定論。
(d)本發明人等調查鋼材之變形時，殘留沃斯田鐵產生如何變的結果，得知以麻田散鐵為基礎的鋼，也展現TRIP效果，且提高延展性。又，發明人等進行如Charpy衝撃試驗之韌性評價試驗，發現因殘留沃斯田鐵之TRIP效果，不僅是延展性也提高韌性。
(e)鋼板構件之組織中的殘留沃斯田鐵量，藉由將C、Si及Mn等之元素之成分設計適當化，可使飛躍性增加。
(f)又，以往為了提高碰撞安全性，均勻延伸受矚目，但是提高局部延伸在抑制碰撞時之斷裂上也很重要。
(g)熱處理用鋼板中，過剩存在粗大的碳化物，熱處理後，在晶界中殘留許多碳化物時，不僅熱處理鋼板構件之韌性惡化，且局部延伸降低，結果碰撞安全性惡化。因此，有必要將存在於鋼板構件中之殘留碳化物之數密度設為規定值以下。
(h)此外，關於鐵皮特性，在熱處理前之鋼板中，藉由將鋼中之Si量設為比以往鋼板多，可得到所期望的鐵皮特性。
(i)將熱處理用鋼板所含之Mn偏析度進行 定量化，藉由降低Mn偏析度，可進一步提高熱處理鋼板構件的韌性。
(j)鋼板構件中所含之介在物，對於超高強度鋼板之韌性有很大的影響。為了改善韌性，較佳為將以JIS G 0555(2003)規定之鋼之清淨度的值設為低的數值。
本發明係依據上述見解而完成者。以下，詳細說明本發明之各要件。
(A)熱處理鋼板構件及熱處理用鋼板之化學組成
各元素之限定理由係如下述。又，以下說明中，關於含量之「%」意指「質量%」。
C：0.05~0.50%
C係提高鋼之淬火性，且提高淬火後之鋼板構件之強度的元素。但是C含量未達0.05%時，淬火後之鋼板構件中，確保充分的強度變得困難。因此，C含量為0.05%以上。此外，C含量超過0.50%時，淬火後之鋼板構件之強度變得過高，韌性明顯劣化。因此，C含量為0.50%以下。C含量較佳為0.08%以上，較佳為0.45%以下。
Si：0.50~5.0%
Si係提高鋼之淬火性，且以固溶強化提高鋼材之強度的元素。此外，Si在碳化物中幾乎不固溶，故熱成形時抑制碳化物之析出，助長對未變態沃斯田鐵之C濃化。結果 Ms點顯著降低，且被固溶強化的沃斯田鐵有許多殘留。又，Si係在熱處理時，使鋼板表面生成Fe2SiO4，抑制鐵皮生成，同時發揮使鐵皮中之FeO減少的功用。此Fe2SiO4成為阻隔層(barrier layer)，遮斷對鐵皮中供給Fe，故可使鐵皮厚度變薄。此外，鐵皮厚度較薄時，也具有熱成形時不易剝離，成形後之鐵皮除去處理時，容易剝離的優點。
為了得到此等效果時，Si必須含有0.50%以上。又，Si為0.50%以上時，殘留碳化物變少的傾向。如後述，析出於熱處理前之鋼板中的碳化物較多時，彼等在熱處理時溶解殘留，無法確保充分的淬火性，低強度的肥粒鐵析出，有變成強度不足的疑慮，故也意味著Si為0.50%以上。
但是鋼中之Si含量超過5.0%時，熱處理時，沃斯田鐵(austenite)變態所需要的加熱溫度明顯變高。因此，有導致熱處理所需要之成本上昇，或因加熱不足導致淬火不足的情形。因此，Si含量為5.0%以下。Si含量較佳為0.75%以上，較佳為4.0%以下。
Mn：1.5~4.0%
Mn係為了提高鋼板之淬火性，且確保淬火後之強度安定，為非常有效果的元素。此外，為降低Ac3點，促進淬火處理溫度之低溫化的元素。但是Mn含量未達1.5%時，該效果不足。而Mn含量超過4.0%時，上述效果飽 和，此外導致淬火部之韌性劣化。因此，Mn含量設為1.5~4.0%。Mn含量較佳為2.0%以上。又，Mn含量較佳為3.8%以下，更佳為3.5%以下。
P：0.05%以下
P係使淬火後之鋼板構件之韌性劣化的元素。特別是P含量超過0.05%時，韌性之劣化變得明顯。因此，P含量設為0.05%以下。P含量較佳為0.005%以下。
S：0.05%以下
S係使淬火後之鋼板構件之韌性劣化的元素。特別是S含量超過0.05%時，韌性之劣化變得明顯。因此，S含量設為0.05%以下。S含量較佳為0.003%以下。
N：0.01%以下
N係使淬火後之鋼板構件之韌性劣化的元素。特別是N含量超過0.01%時，鋼中形成粗大的氮化物，局部變形能或韌性明顯劣化。因此，N含量設為0.01%以下。N含量之下限無需特別限定，但是N含量設為未達0.0002%者，經濟性不佳，故N含量較佳為0.0002%以上，更佳為0.0008%以上。
Ti：0.01~0.10%
Ti係將鋼板加熱至Ac3點以上之溫度，施予熱處理 時，抑制再結晶，同時藉由形成微細的碳化物後抑制粒子成長，具有使沃斯田鐵粒形成細粒之作用的元素。因此，藉由含有Ti，可得到大幅提高鋼板構件之韌性的效果。又，Ti係因優先與鋼中之N結合，抑制因BN之析出導致B之消耗，促進後述之藉由B提高淬火性的效果。Ti含量未達0.01%時，無法充分得到上述效果。因此，Ti含量設為0.01%以上。而Ti含量超過0.10%時，TiC之析出量會增加，C被消耗，故淬火後之鋼板構件的強度降低。因此，Ti含量設為0.10%以下。Ti含量較佳為0.015%以上，更佳為0.08%以下。
B：0.0005~0.010%
B係即使微量也具有急劇提高鋼之淬火性的作用，故本發明中，為非常重要的元素。又，B係藉由偏析於晶界中，強化晶界提高韌性。此外，B係鋼板之加熱時抑制沃斯田鐵之粒子成長。B含量未達0.0005%時，有無法充分得到上述效果的情形。因此，B含量設為0.0005%以上。而B含量超過0.010%時，粗大的化合物會許多析出，鋼板構件之韌性劣化。因此，B含量設為0.010%以下。B含量較佳為0.0010%以上，更佳為0.008%以下。
本發明之熱處理鋼板構件及熱處理前之熱處理用鋼板中，除上述元素外，可進一步含有下述所示量之選自Cr、Ni、Cu、Mo、V、Ca、Al、Nb及REM之1種以上的元素。
Cr：0~1.0%
Cr係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。又，與Si同樣，在熱處理時，使鋼板表面生成FeCr2O4，抑制鐵皮生成，同時發揮使鐵皮中之FeO減少的功用。此FeCr2O4成為阻隔層，遮斷對鐵皮中供給Fe，故可使鐵皮厚度變薄。此外，鐵皮厚度較薄時，也具有熱成形時不易剝離，成形後之鐵皮除去處理時，容易剝離的優點。但是Cr含量超過1.0%時，上述效果飽和，導致徒增加成本。因此，含有時之Cr含量設為1.0%。Cr含量較佳為0.80%以下。為了得到上述效果時，Cr含量較佳為0.01%以上，更佳為0.05%以上。
Ni：0~2.0%
Ni係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是Ni含量超過2.0%時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之Ni含量設為2.0%以下。為了得到上述效果時，Ni含有0.1%以上為佳。
Cu：0~1.0%
Cu係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是Cu含量超過1.0% 時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之Cu含量設為1.0%以下。為了得到上述效果時，Cu含有0.1%以上為佳。
Mo：0~1.0%
Mo係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是Mo含量超過1.0%時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之Mo含量設為1.0%以下。為了得到上述效果時，Mo含有0.1%以上為佳。
V：0~1.0%
V係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是V含量超過1.0%時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之V含量設為1.0%以下。為了得到上述效果時，V含有0.1%以上為佳。
Ca：0~0.01%
Ca係具有使鋼中之介在物微細化，提高淬火後之韌性及延展性之效果的元素，故也可含有。但是Ca含量超過0.01%時，該效果飽和，導致徒增加成本。因此，含有Ca時，其含量設為0.01%以下。Ca含量較佳為0.004%以下。為了得到上述效果時，Ca含量較佳為0.001%以上， 更佳為0.002%以上。
Al：0~1.0%
Al係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是Al含量超過1.0%時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之Al含量設為1.0%以下。為了得到上述效果時，Al含有0.01%以上為佳。
Nb：0~1.0%
Nb係提高鋼之淬火性，且可確保淬火後之鋼板構件之強度安定的元素，故也可含有。但是Nb含量超過1.0%時，上述效果飽和經濟性降低。因此，含有時之Nb含量設為1.0%以下。為了得到上述效果時，Al含有0.01%以上為佳。
REM：0~0.1%
REM係與Ca同樣，具有使鋼中之介在物微細化，提高淬火後之韌性及延展性之效果的元素，故也可含有。但是REM含量超過0.1%時，該效果飽和，導致徒增加成本。因此，含有時可得到REM含量設為0.1%以下。REM含量較佳為0.04%以下。為了得到上述效果時，REM含量較佳為0.001%以上，更佳為0.002%以上。
在此，REM係指Sc、Y及鑭系元素 (lanthanoid)之合計17元素，前述REM之含量係指此等元素之合計含量。REM例如使用Fe-Si-REM合金，添加於鋼液(molten steel)中，此合金中包含例如Ce、La、Nd、Pr。
本發明之熱處理鋼板構件及熱處理用鋼板之化學組成中，剩餘部分為Fe及雜質。
在此，「雜質」係指工業上製造鋼板時，礦石、鐵屑(scrap)等之原料、製造步驟時因各種原因而混入的成分，在不影響本發明之範圍內被容許者。
(B)熱處理鋼板構件之金屬組織
本發明之熱處理鋼板構件，具有以麻田散鐵為主體，且殘留沃斯田鐵之體積率為5.0%以上的金屬組織。又，存在於本鋼板構件中之麻田散鐵係自動回火麻田散鐵。又，「以麻田散鐵為主體」係指麻田散鐵之體積率為90%以上的金屬組織。鋼板構件中，也有肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵(bainite)等之組織混合存在的情形，但是此等之組織，合計體積率為5.0%以下時，可被容許。
殘留沃斯田鐵：5.0%以上
殘留沃斯田鐵係在變形時，藉由麻田散鐵變態，防止窄縮，助長加工硬化，提高延展性。特別是殘留沃斯田鐵之體積率未達5.0%時，延展性顯著降低，超高強度之熱處理鋼板構件之斷裂風險升高，碰撞安全性降低。因此， 殘留沃斯田鐵之體積率設為5.0%以上。另外，關於殘留沃斯田鐵之體積率之上限，無特別限定。但是殘留沃斯田鐵之體積率過多時，強度會降低，故設為10%以下為佳。
又，測量含有以殘留沃斯田鐵為首之第二相之組織之相分率(體積率)的手法，一般為使用X光繞射的手法。此方法係以檢出器測量第一相(麻田散鐵組織、體心立方晶格)及第二相(殘留沃斯田鐵相、面心立方晶格)之繞射X光強度，由其繞射曲線之面積比測量各相之體積率的手法，可以高精度測量鋼板構件中之殘留沃斯田鐵之體積%。又，除了殘留沃斯田鐵外，混入肥粒鐵等的情形，可容易以光學顯微鏡區分，故也可以高精度測量鋼板構件中之主組織的麻田散鐵之體積%。
(C)殘留碳化物：4.0×103個/mm2以下
進行熱處理的情形，藉由一般存在於鋼中之碳化物之再固溶，可確保充分的淬火性。但是碳化物之一部分未再固溶而殘留的情形，無法確保充分的淬火性，低強度的肥粒鐵會析出。因此，此殘留碳化物越少，越提高淬火性，可確保高強度。
又，熱處理前之鋼板中存在許多殘留碳化物時，不僅淬火性降低，且殘留碳化物堆積於舊γ晶界中，使晶界脆化。此外，殘留碳化物之量過剩時，變形時，殘留碳化物成為空隙起點，連結變得容易，故鋼板構件之延展性、特別是局部延伸降低，結果碰撞安全性惡化。
特別是存在於熱處理後之鋼板構件中之相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物之數密度超過4.0×103個/mm2時，熱處理後之鋼板構件之韌性及延展性惡化。因此，存在於熱處理鋼板構件中之相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物之數密度設為4.0×103個/mm2以下。又，存在於熱處理前之鋼板之相當圓之直徑為0.1μm以上之碳化物之數密度，較佳為8.0×103個/mm2以下。又，上述碳化物係指粒狀物，具體而言，以長寬比為3以下者為對象。
(D)熱處理鋼板構件之機械特性
如上述，藉由利用殘留沃斯田鐵之加工誘發變態的TRIP效果，可得到高延展性。但是以低應變，使殘留沃斯田鐵產生變態時，無法期待藉由TRIP效果之高延展性化。亦即，不僅殘留沃斯田鐵的量，也必須控制其特性。
具體而言，下述(i)式表示之應變誘發變態參數k之值變大時，以低應變，使殘留沃斯田鐵產生變態。因此，應變誘發變態參數k之值必須未達20.0。
k=(logfγ0-logfγ(0.02))/0.02．．．(i)
但是上述式中之各符號的意味如下述。
fγ0：存在於鋼板構件中之殘留沃斯田鐵之體積率
fγ(0.02)：對於鋼板構件，賦予0.02之真應變，存在於卸載(unloading)後之構件中之殘留沃斯田鐵之體積率。
又，殘留沃斯田鐵被賦予應變時，掌控是否容易變態者係殘留沃斯田鐵中之固溶C量，本發明中之Mn含量之範圍中，殘留沃斯田鐵量與固溶C量之間具有正相關的關係。此外，例如固溶C量為0.8%左右時，上述k之值成為15左右，固溶C量為0.2%左右時，上述k之值成為53左右。
又，本發明之熱處理鋼板構件之伸張強度設為1.4GPa以上，全部延伸設為8.0%以上。藉由具備1.4GPa以上之高伸張強度與全部延伸為8.0%以上之優異的延展性，可因應兼具燃費與碰撞安全性之要求的緣故。
如上述，為了實現優異之延展性，提高碰撞安全性時，不僅均勻延伸，且也增加局部延伸為佳。由這種觀點，局部延伸設為2.8%以上為佳。
又，本發明中，測量上述應變誘發變態參數k、伸張強度、含有全部延伸及局部延伸之機械特性時，使用ASTM規格E8之一半大小(half-size)板狀試驗片。具體而言，伸張試驗係依據ASTM規格E8之來實施，對於厚度為1.2mm、平行部長度為32mm、平行部板寬為6.25mm的板狀試驗片，以3mm/min之應變速度進行室溫伸張試驗，測量最大強度(伸張強度)。又，在伸張試驗之平行部預先置入25mm之劃線，測量整合斷裂樣品之延伸率(全部延伸)。此外，以自全部延伸中減去最大強度時之塑性應變(均勻延伸)之值，求局部延伸。
(E)熱處理鋼板構件之Mn偏析度
Mn偏析度α：1.6以下
α=[板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(ii)
鋼板之板厚剖面中心部中，因產生中心偏析，使Mn濃化。因此，以MnS作為介在物集中於中心，變得容易形成硬質的麻田散鐵，故產生與周圍之硬度差，韌性有惡化的疑慮。特別是以上述(ii)式表示之Mn之偏析度α之值超過1.6時，韌性有惡化的疑慮。因此，為了改善韌性時，熱處理鋼板構件之α之值設為1.6以下為佳。為了進一步改善韌性時，α之值設為1.2以下更佳。
又，因熱處理或熱成形，α之值不會有很大變化，故藉由將熱處理用鋼板之α之值設為上述的範圍，熱處理鋼板構件之α之值也可設為1.6以下，亦即，可提高熱處理鋼板構件之韌性。
板厚中心部之最大Mn濃度係藉由以下方法求得。使用電子探針微分析儀(EPMA)，在鋼板之板厚中心部中，與板厚方向垂直的方向進行線(line)分析，由分析結果對於較高順位選擇3個測量值，算出其平均值。又，由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度係藉由以下方法求得。使用相同的EPMA，在鋼板之1/4深度位置，分析10處，算出其平均值。
鋼板中之Mn之偏析係主要藉由鋼板組成、特別是雜質含量及連續鑄造之條件來控制，在熱軋及熱成形 之前後，實質上不會變化。因此，藉由控制熱處理用鋼板之偏析狀況，也可同樣控制由其經熱處理後的鋼板構件之偏析狀況。
(F)熱處理鋼板構件之清淨度
清淨度：0.10%以下
熱處理鋼板構件中，存在許多JIS G 0555(2003)所記載的A系、B系及C系介在物時，上述介在物成為韌性劣化的原因。介在物增加時，容易產生龜裂傳播，故韌性有劣化的疑慮。特別是如具有1.4GPa以上之伸張強度之熱處理鋼板構件的情形，壓低介在物之存在比例為佳。以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值超過0.10%時，因介在物的量多，故難以確保實用上充分的韌性。因此，熱處理鋼板構件之清淨度之值設為0.10%以下為佳。為了進一步改善韌性時，將清淨度之值設為0.06%以下更佳。又，鋼之清淨度之值係算出上述A系、B系及C系介在物所佔之面積百分比者。
又，清淨度之值不會因熱處理或熱成形產生很大變化，故藉由將熱處理用鋼板之清淨度之值設為上述範圍，熱處理鋼板構件之清淨度之值也可設為0.10%以下。
本發明中，熱處理用鋼板或熱處理鋼板構件之清淨度之值可藉由以下方法求得。對於熱處理用鋼板或熱處理鋼板構件，由5處切取供試材。另外，針對各供試 材之板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t之各位置，以點算法調查清淨度。將各板厚中之清淨度之值最大(清淨性為最低)數值作為該供試材之清淨度之值。
(G)熱處理用鋼板之表面粗糙度
最大高度粗糙度Rz：3.0~10.0μm
針對成為本發明之熱處理鋼板構件之熱處理前之素材之熱處理用鋼板的表面粗糙度，無特別限定。但是為了得到熱成形時之鐵皮密著性優異之熱處理鋼板構件時，使用在鋼板表面中，以JIS B 0601(2013)所規定之最大高度粗糙度Rz為3.0~10.0μm的鋼板為佳。藉由將鋼板表面之最大高度粗糙度Rz設為3.0μm以上，以錨效果提高熱成形時之鐵皮密著性。另外，最大高度粗糙度Rz超過10.0μm時，噴砂等之鐵皮除去處理的階段中，有鐵皮殘存的情形，成為壓入瑕疵的原因。
藉由將鋼板表面中之最大高度粗糙度Rz設為3.0~10.0μm，可兼具模壓時之鐵皮密著性與噴砂處理時之鐵皮剝離性。又，為了得到如上述之適當的錨效果時，以算術平均粗糙度Ra管理仍不足，必須使用最大高度粗糙度Rz。
將鋼板表面之最大高度粗糙度Rz為3.0μm以上之鋼板進行熱成形的情形，顯示形成於表面之氧化鐵之氧化亞鐵的比率增加的傾向。具體而言，氧化亞鐵之比例以面積%表示成為30~70%，可得到優異之鐵皮密著性。
氧化亞鐵顯示以比赤鐵礦(hematite)、磁鐵礦(magnetite)更高溫下之塑性變形能優異，熱成形時，鋼板之塑性變形的情形，鐵皮也容易塑性變形的特徵。氧化亞鐵之比率增加的理由雖不明確，但是也可認為凹凸存在的情形，鐵皮鐵基界面(base iron interface)之面積變大，氧化時，促進鐵離子向外擴散，鐵之比率高的氧化亞鐵增加。
又，藉由使含有Si，在熱成形時，使鋼板表面生成Fe2SiO4，抑制鐵皮生成已如前述。也可認為因全體之鐵皮厚變薄，且鐵皮中之氧化亞鐵比率增加，而提高熱成形時之鐵皮密著性。具體而言，因鐵皮厚成為5μm以下，而可得到優異之鐵皮密著性。
(H)熱處理用鋼板之製造方法
對於本發明之熱處理鋼板構件之熱處理前之鋼板的熱處理用鋼板之製造條件無特別限定，可使用以下所示之製造方法來製造具有上述組織之熱處理用鋼板。以下之製造方法中，例如進行熱軋、酸洗、冷軋及退火處理。
將具有上述化學組成的鋼以爐熔融後，以鑄造製作扁鋼胚(slab)。此時，為了抑制成為延遲破壞(delayed fracture)之起點之MnS之集中時，進行減低Mn之中心偏析之中心偏析減低處理為佳。中心偏析減低處理可列舉在扁鋼胚完全凝固前之未凝固層中，將Mn產生濃化之鋼液排出的方法。
具體而言，藉由施予電磁攪拌、未凝固層壓下等之處理，可使完全凝固前之Mn產生濃化的鋼液排出。又，上述電磁攪拌處理可在250~1000高斯(gauss)下，以提供未凝固鋼液流動來進行，未凝固層壓下處理係將最終凝固部以1mm/m左右之斜率(Slope)壓下來進行。
對於上述方法所得之扁鋼胚，必要時，也可實施均熱(soaking)處理。藉由進行均熱處理，可使偏析之Mn擴散、降低偏析度。進行均熱處理時之較佳的均熱溫度為1200~1300℃，均熱時間為20~50h。
又，欲將鋼板之清淨度設為0.10%以下時，連續鑄造鋼液時，將鋼液之加熱溫度設為比其鋼之液相線溫度高5℃以上的溫度，且每單位時間之鋼液鑄造量壓低為6t/min以下較佳。
連續鑄造時，鋼液之每單位時間之鑄造(casting)量超過6t/min時，鑄模內之鋼液流動快，故在凝固殼(solidified shell)中變得容易捕捉介在物，扁鋼胚中之介在物增加。又，鋼液加熱溫度為未達比液相線溫度高5℃之溫度時，鋼液之黏度變高，在連續鑄造機內，介在物不易上浮，結果扁鋼胚中之介在物增加，清淨性容易惡化。
此外，藉由將由鋼液之液相線溫度之鋼液加熱溫度設為5℃以上、且每單位時間之鋼液鑄造量設為6t/min以下進行鑄造，使得介在物不易被帶入扁鋼胚內。 結果在製作扁鋼胚之階段，可有效地減少介在物的量，可容易達成0.10%以下的鋼板清淨度。
連續鑄造鋼液時，鋼液之鋼液加熱溫度為比液相線溫度高8℃以上的溫度為佳，又，每單位時之鋼液鑄造量設為5t/min以下為佳。藉由將鋼液加熱溫度設為比液相線溫度高8℃以上的溫度，且每單位時間之鋼液鑄造量設為5t/min以下，容易使清淨度成為0.06%以下，故較佳。
然後，對於上述扁鋼胚(slab)施予熱軋。熱軋條件由使更均勻生成碳化物的觀點，熱軋開始溫度設為1000~1300℃之溫度域，熱軋結束溫度設為950℃以上為佳。
熱軋步驟中，進行粗軋後，必要時，進行除銹(descaling)，最後進行精軋。此時，粗軋結束後至開始精軋為止的時間設為10s以下時，沃斯田鐵之再結晶被抑制，結果不僅抑制碳化物之成長，且抑制高溫生成的鐵皮、抑制沃斯田鐵晶界之氧化及可將鋼板表面中之最大高度粗糙度調整為適當的範圍。此外，藉由抑制鐵皮之生成及晶界氧化，在表層的Si容易在固溶的狀態殘存，故模壓加工之加熱時，容易生成矽酸鐵(fayalite)，因此，認為也變得容易生成氧化亞鐵。
熱軋後之捲取溫度，由加工性的觀點，較高者為佳，但是過高時，因鐵皮生成導致良率降低，故設為500~650℃為佳。又，將捲取溫度設為低溫者，碳化物容 易微細分散，且碳化物之個數也變少。
碳化物的形態除熱軋之條件外，藉由調整其後之退火(annealing)條件也可控制。亦即，將退火溫度設為高溫，在退火階段一旦使碳化物固溶後，以低溫使變態為佳。又，碳化物為硬質，故冷軋時，該形態不會變化，冷軋後也可維持熱軋後的存在形態。
對於藉由熱軋所得之熱軋鋼板以酸洗等施予脫鐵皮處理。為了將鋼板之表面中之最大高度粗糙度調整為適當的範圍時，調整酸洗步驟中之火焰清理(scarfing)量為佳。減少火焰清理量時，最大高度粗糙度變大，而增大火焰清理量時，最大高度粗糙度變小。具體而言，藉由酸洗之火焰清理量設為1.0~15.0μm為佳，設為2.0~10.0μm更佳。
本發明中之熱處理用鋼板，可使用熱軋鋼板或熱軋退火鋼板、或冷軋鋼板或冷軋退火鋼板。處理步驟係配合製品之板厚精度要求水平等適宜選擇即可。
亦即，施予脫鐵皮處理後的熱軋鋼板，必要時，施予退火作為熱軋退火鋼板。又，上述熱軋鋼板或熱軋退火鋼板，必要時，施予冷軋作為冷軋鋼板，此外，冷軋鋼板必要時，施予退火作為冷軋退火鋼板。又，供冷軋之鋼板為硬質的情形，冷軋前，施予退火，以提高供冷軋之鋼板的加工性為佳。
冷軋使用通常的方法進行即可。從確保良好平坦性的觀點，冷軋中之壓下率，較佳為30%以上。而為 了避免荷重過大，因此冷軋中之壓下率，較佳為80%以下。又，冷軋下，在鋼板表面中之最大高度粗糙度不會有很大變化。
製造作為熱處理用鋼板之退火熱軋鋼板或退火冷軋鋼板的情形，對於熱軋鋼板或冷軋鋼板進行退火。退火時，例如在550~950℃之溫度區域中，保持熱軋鋼板或冷軋鋼板。
藉由將退火下保持之溫度設為550℃以上，在製造退火熱軋鋼板或退火冷軋鋼板之任一的情形，也會減低因熱軋條件不同所造成之特性不同，可形成使淬火後之特性更安定者。又，以550℃以上進行冷軋鋼板退火的情形，因再結晶，使冷軋鋼板軟質化，故可提高加工性。換言之，可得到具備良好加工性的退火冷軋鋼板。因此，退火下保持之溫度設為550℃以上為佳。
此外，退火下保持之溫度超過950℃時，組織有粗粒化的情形。組織之粗粒化有降低淬火後之韌性的情形。又，即使退火下保持之溫度超過950℃，無法得到僅提高溫度的效果，僅使成本上昇、生產性降低而已。因此，退火下保持之溫度設為950℃以下為佳。
退火後，以3~20℃/s的平均冷卻速度冷卻至550℃為佳。藉由將上述平均冷卻速度設為3℃/s以上，可抑制粗大波來鐵(Perlite)及粗大雪明碳鐵(cementite)之生成，可提高淬火後之特性。又，藉由將上述平均冷卻速度設為20℃/s以下，可抑制強度不均等之發生，使退火 熱軋鋼板或退火冷軋鋼板之材質成為安定者變得容易。
(I)熱處理鋼板構件之製造方法
藉由對上述熱處理用鋼板施予熱處理，可得到具有高強度同時韌性及延展性優異之熱處理鋼板構件。熱處理條件無特別限定，例如可施予依序包含下述加熱步驟及冷卻步驟的熱處理。
加熱步驟
以5℃/s以上的平均昇溫速度，將鋼板加熱至Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域。藉由此加熱步驟，使鋼板之組織形成沃斯田鐵單相。加熱步驟中，昇溫速度過慢或加熱溫度過高時，有γ粒形成粗大化，冷卻後之熱處理鋼板構件之強度劣化的疑慮。對此，藉由實施滿足上述條件的加熱步驟，可防止熱處理鋼板構件之強度劣化。
冷卻步驟
將經過上述加熱步驟後的鋼板在避免產生擴散變態(亦即，肥粒鐵不會析出)下，由上述溫度區域至Ms點為止，以上部臨界冷卻速度以上進行冷卻，然後，由Ms點至100℃為止，以5℃/s以下的平均冷卻速度冷卻。對於由未達100℃之溫度至室溫為止的冷卻速度，以空冷程度的冷卻速度為佳。藉由實施滿足上述條件之冷卻步驟，可防止冷卻過程中之肥粒鐵之生成，且Ms點以下之溫度 區域中，因自動回火(temper)，碳擴散至未變態沃斯田鐵中產生濃化，生成對於塑性變形為安定的殘留沃斯田鐵。藉此，可得到韌性及延展性優異之熱處理鋼板構件。
又，上部臨界冷卻速度係Mn含量之影響大，在本發明所規定之Mn含量之範圍中，臨界冷速速度成為1~30℃/s左右。為了形成組織時，Ms點為止之平均冷卻速度之下限係因鋼板的成分，也可為1℃/s。但是由鐵皮形成的觀點，需要某程度的冷卻速度，例如可設定為10℃/s以上，如實施例所例示，也可為45℃/s以上。
又，如前述，鋼板之最大高度粗糙度Rz調整為3.0~10.0μm。最大高度粗糙度Rz未達3.0μm時，在加熱、加工及冷卻的過程中，鐵皮之密著性降低，鐵皮局部剝離，故冷卻速度之偏差變大。又，最大高度粗糙度Rz超過10.0μm，也因表面之凹凸形狀，使冷卻速度之偏差變大。如此，藉由將最大高度粗糙度Rz調整為3.0~10.0μm，可提高溫度控制，降低製品之特性偏差。
上述熱處理可藉由任意方法來實施，例如也可藉由高頻加熱淬火來實施。加熱步驟中，將鋼板在Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域保持的時間，從藉由促進沃斯田鐵變態，使溶解碳化物以提高鋼之淬火性的觀點，設為10s以上為佳。又，上述保持時間從生產性的觀點，設為600s以下為佳。
又，實施熱處理的鋼板，也可使用對於熱軋鋼板或冷軋鋼板施予退火處理後之退火熱軋鋼板或退火冷 軋鋼板。
上述熱處理時，加熱至Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域後，冷卻至Ms點之前，也可施予如上述之熱沖壓的熱成形。熱成形可列舉彎曲加工、抽伸成形(drawing)、拉伸成形(stretch forming)、擴孔成形(hole expansion forming)、及法蘭成形(flange forming)等。又，具備與成形同時或其隨後冷卻鋼板的手段時，對於模壓成形以外之成形法、例如輥壓成形也可使用本發明。
以下藉由實施例更具體說明本發明，但是本發明不限定於此等實施例者。
〔實施例〕
將具有如表1所示之化學成分的鋼以試驗轉爐熔融，以連續鑄造試驗機實施連續鑄造，製作寬1000mm、厚度250mm的扁鋼胚。此時，表2所示之條件中，調整鋼液之加熱溫度及每單位時間之鋼液鑄造量。
Figure TWI612153BD00001
扁鋼胚之冷卻速度之控制係藉由變更2次冷卻噴塗帶之水量來進行。又，中心偏析減低處理係在凝固末期部使用輥，以1mm/m的斜率實施輕壓下，藉由排出最終凝固部之濃化鋼液來進行。對於一部分的扁鋼胚係在其後於1250℃、24h之條件下，實施均熱處理。
關於所得之扁鋼胚，藉由熱軋試驗機施予熱軋，作為厚度3.0mm之熱軋鋼板。熱軋步驟中，粗軋後進行除銹，最後進行精軋。然後，將上述熱軋鋼板在實驗室進行酸洗。進一步以冷軋試驗機施予冷軋，作為厚度1.4mm之冷軋鋼板，得到熱處理用鋼板(鋼No.1~18)。
關於所得之熱處理用鋼板，測量最大高度粗糙度、算術平均粗糙度、碳化物之數密度、Mn偏析度及清淨度。本發明中，為了求最大高度粗糙度Rz及算術平均粗糙度Ra時，使用表面粗糙度計，對於2mm區間之最大高度粗糙度Rz及算術平均粗糙度Ra，在軋製(rolling)方向及軋製垂直方向，測量各10處，採用其平均值。
為了求相當圓之直徑為0.1μm以上之碳化物的數密度時，使用苦味酸乙醇液腐蝕熱處理用鋼板的表面，以掃描型電子顯微鏡放大2000倍，觀察複數視野。此時，計算有相當圓之直徑為0.1μm以上之碳化物存在之視野數，算出每1mm2的個數。
Mn偏析度之測量係藉由以下順序進行。使用EPMA，於熱處理用鋼板之板厚中央部中，在與板厚方向 垂直的方向進行線分析，由分析結果依較高的順位選擇3個測量值後，算出該平均值，求板厚中心部之最大Mn濃度。又，由熱處理用鋼板表面至板厚之1/4深度位置中，使用EPMA分析10處，算出其平均值，求由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度。另外，將上述板厚中心部之最大Mn濃度除以由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度，求得Mn偏析度α。
清淨度係針對板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t之各位置，以點算法測量。另外，將各板厚中之清淨度之值為最大(清淨度最低)的數值作為該鋼板之清淨度之值。
如上述，因熱成形，Mn偏析度及清淨度之值不會有大變化，故將上述Mn偏析度α及清淨度之值作為熱處理鋼板構件之Mn偏析度α及清淨度之值。
熱處理用鋼板之製造步驟中之中心偏析減低處理及均熱處理之有無、熱軋步驟中之粗軋結束至開始精軋為止之時間、熱軋結束溫度及熱軋鋼板之捲取溫度、藉由酸洗之火焰清理量、及熱處理用鋼板之最大高度粗糙度Rz、算術平均粗糙度Ra及碳化物之數密度之測量結果一併如表2所示，Mn偏析度α及清淨度之測量結果如後述表4所示。
Figure TWI612153BD00002
然後，由上述各鋼板採取各2個厚度：1.4mm、寬：30mm、及長度：200mm的樣品。採取之各樣品之中1個，依據模擬熱成形之下述表3所示之熱處理條件，進行通電加熱及冷卻。又，在表3中一併揭示各鋼板之Ac3點及Ms點。冷卻後，裁剪出各樣品的均熱部位，供伸張試驗、Charpy衝擊試驗、X光繞射試驗、顯微鏡觀察。
伸張試驗係依據ASTM規格E8之規定，使用Instron公司製伸張試驗機實施。將上述熱處理樣品研削至厚度1.2mm後，使試驗方向與軋製方向平行，採取ASTM規格E8之一半大小(half-size)板狀試驗片(平行部長度：32mm、平行部板寬：6.25mm)。又，本實施例使用的通電加熱裝置、冷卻裝置中，因由長度200mm左右之樣品所得的均熱部位被限定，故採用ASTM規格E8之一半大小板狀試驗片。
此外，各試驗片上黏貼應變計量器(Gauge)(共和電業製KFG-5、計量器長：5mm)，以3mm/min之應變速度進行室溫伸張試驗，測量最大強度(伸張強度)。又，伸張試驗之平行部預先置入25mm之劃線，測量整合斷裂樣品之延伸率(全部延伸)。此外，以自全部延伸中減去最大強度時之塑性應變(均勻延伸)之值，求局部延伸。
Charpy衝擊試驗係將均熱部位研削至厚度成為1.2mm為止，製作此3片層合之有V溝渠的試驗片， 對此試驗片進行Charpy衝擊試驗，求-80℃下的衝撃值。又，本發明中，具有40J/cm2以上之衝撃值的情形，評價為韌性優異者。
X光繞射試驗中，使用氟化氫酸與過氧化氫水，使用將上述熱處理樣品之表面以化學研磨至0.1mm之深度的試驗片(厚度1.1mm)。具體而言，使用Co管球，以2θ、由45°~105°之範圍內測量化學研磨後的試驗片。由所得之X光繞射光譜求殘留沃斯田鐵體積率fγ0。
又，將上述熱處理樣品加工成上述伸張試驗片，賦予一定塑性應變(真應變：ε=0.02)，由卸載後之伸張試驗片，製作上述X光繞射用試驗片，求殘留沃斯田鐵體積率fγ(0.02)。藉此計算以下述(i)式表示之應變誘發變態參數k，作為藉由TRIP效果所致之高延展性化的指標。k越大，可以越低應變，使殘留沃斯田鐵產生變態，故無法期待高應變中防止窄縮，亦即，藉由TRIP效果所致之高延展性化。
k=(logfγ0-logfγ(0.02))/0.02．．．(i)
但是上述式中之各符號的意義如下述。
fγ0：存在於鋼板構件中之殘留沃斯田鐵之體積率
fγ(0.02)：對於鋼板構件，賦予0.02之真應變，存在於卸載後之構件中之殘留沃斯田鐵之體積率
此外，上述熱處理樣品進行表面鏡面加工後，使用苦味酸乙醇液腐蝕，以掃描型電子顯微鏡放大 2000倍，觀察複數視野。此時，計算有相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物存在之視野數，算出每1mm2的個數。又，將上述熱處理樣品的表面進行鏡面加工後，進行硝酸乙醇腐蝕。然後，使用光學顯微鏡觀察金屬組織，測量主組織之麻田散鐵的面積率，以該值作為麻田散鐵之體積率。
又，採取之各樣品之中，另1個係以模擬熱成形之下述表3所示之熱處理條件，進行通電加熱後，對於均熱部位施予彎曲加工，然後冷卻。冷卻後，裁剪出各樣品之施予彎曲加工的部位，供鐵皮特性評價試驗。又，施予彎曲加工時，以支撐具支撐樣品的兩端，在長度方向中央附近，由上方緊壓R10mm的冶具，進行U字彎曲。支撐具彼此之間隔為30mm。
鐵皮特性評價試驗係分開進行模壓時，成為有無剝離脫落之指標之鐵皮密著性的評價及藉由噴砂處理等，成為是否可容易剝離除去之指標之鐵皮剝離性的評價。首先，觀察藉由通電加熱後之彎曲加工，是否產生剝離，依據以下的基準，評價鐵皮密著性。本發明中，結果為「○○」或「○」的情形，判斷為鐵皮密著性優異。
○○：無剝離
○：1~5個之剝離片掉落
×：6~20個之剝離片掉落
××：21個以上之剝離片掉落
接著，上述鐵皮密著性之評價中，關於成為 「××」的樣品以外係對於進一步施予彎曲加工後的部位，以接著膠帶進行黏貼、剝離之膠帶剝離試驗。然後，觀察鐵皮附著於膠帶，是否容易剝離，並依據以下基準評價鐵皮剝離性。本發明中，結果為「○○」或「○」的情形，判斷為鐵皮剝離性優異者。另外，鐵皮密著性及鐵皮剝離性之雙方優異的情形，判斷熱成形中之鐵皮特性優異。
○○：全部剝離
○：1~5個之剝離片殘存
×：6~20個之剝離片殘存
××：21個以上之剝離片殘存
Figure TWI612153BD00003
伸張試驗、Charpy衝擊試驗、X光繞射試驗、顯微鏡觀察、鐵皮特性評價試驗的結果如表4所示。
Figure TWI612153BD00004
參照表1~4，滿足本發明所規定之化學組成及組織全部之試驗No.1~5、10~16、19~22、25及26係伸張強度為1.4GPa以上，且具有8.0%以上之全部延伸，延展性優異，且具有40J/cm2以上之衝撃值，韌性優異，同時鐵皮密著性也優異的結果。此等之試料，k值均未達20，故得知藉由TRIP效果可實現高延展性化。其中，Mn偏析度α之值為1.6以下且清淨度為0.10%以下的試驗No.1、3~5、10~16及19~22係具有50J/cm2以上之衝撃值，特別是韌性優異的結果。
另外，試驗No.6~8、17、23及33係因由Ms點至100℃為止之冷卻速度過高，使殘留沃斯田鐵之體積率成為未達5.0%，結果全延伸未達8.0%，無法得到所期望的延展性。k值為20以上，故無法充分展現TRIP效果，因此無法達成高延展性化。
又，試驗No.9、18及24係因加熱至Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域時之加熱條件不恰當，故脫碳顯著，無法確保1.4GPa以上之伸張強度。
未滿足本發明之化學組成的試驗No.27及28係最大高度粗糙度Rz之值為未達3.0μm，故鐵皮密著性不良，此外，殘留沃斯田鐵之體積率未達5.0%，故全延伸成為未達8.0%，成為延展性差的結果。
試驗No.32及33係熱軋步驟中之粗軋結束後至開始精軋為止之時間超過10s。又，試驗No.34係Si含量低於本發明所規定的範圍，且捲取溫度高。因此，試驗 No.32~34除了最大高度粗糙度Rz之值未達3.0μm外，殘留碳化物數密度超過4.0×103個/mm2，故鐵皮密著性不良，且衝撃值未達40J/cm2，無法得到所期望的韌性。
又，試驗No.29~31雖為滿足本發明之規定者，但為使用鐵皮特性差之熱處理用鋼板的參考例。試驗No.29及31係因熱軋後之酸洗步驟中之火焰清理量不充分，因此最大高度粗糙度Rz之值超過10.0μm，故鐵皮剝離性不良。此外，試驗No.30係因熱軋後之酸洗步驟中之火焰清理量過多，故最大高度粗糙度Rz之值未達3.0μm，因此鐵皮密著性不良。
試驗No.29及31係因最大高度粗糙度過大，故因凹凸形狀，產生局部冷卻不均。又，試驗No.30也為鐵皮之密著性差，故產生局部冷卻不均。因此，此等之樣品產生材質偏差。此等之傾向係在實際進行熱成形時，更明顯。
〔產業上之可利用性〕
依據本發明時，藉由對於熱成形時之鐵皮特性優異之熱處理用鋼板，施予熱處理或熱成形處理，可得到具有1.4GPa以上之伸張強度，同時韌性及延展性優異之熱處理鋼板構件。本發明之熱處理鋼板構件，特別是適合作為汽車之耐碰撞零件使用。

Claims (16)

  1. 一種熱處理鋼板構件，其特徵係具有化學組成以質量%表示為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%、剩餘部分：Fe及雜質，以麻田散鐵為主體，且殘留沃斯田鐵之體積率為5.0%以上的金屬組織，存在於前述鋼板構件中之相當圓之直徑為0.1μm以上之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下，使用以ASTM E8所規定之板狀試驗片，測量下述機械特性的情形，下述(i)式表示之應變誘發變態參數k之值未達20.0，伸張強度為1.4GPa以上，全部延伸為8.0%以上，k=(logfγ0-logfγ(0.02))/0.02．．．(i)但是上述式中之各符號之意義如下述，fγ0：存在於鋼板構件中之殘留沃斯田鐵之體積率fγ(0.02)：對於鋼板構件，賦予0.02之真應變，存在於應力卸載後之構件中之殘留沃斯田鐵之體積率。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱處理鋼板構件，其中前述化學組成以質量%表示為含有選自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%、及REM：0.001~0.1%中之1種以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熱處理鋼板構件，其中下述(ii)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，α=[板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板厚之1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(ii)。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之熱處理鋼板構件，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
  5. 如申請專利範圍第3項之熱處理鋼板構件，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
  6. 一種熱處理鋼板構件之製造方法，其特徵係將具有以質量%表示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%、 剩餘部分：Fe及雜質的化學組成，表面中之最大高度粗糙度Rz為3.0~10.0μm，且相當圓之直徑為0.1μm以上之碳化物之數密度為8.0×103個/mm2以下的鋼板，以5℃/s以上的平均昇溫速度，加熱至Ac3點~Ac3點+200℃之溫度區域後，由前述溫度區域至Ms點為止，以上部臨界冷卻速度以上冷卻後，由Ms點至100℃為止，以5℃/s以下的平均冷卻速度冷卻。
  7. 如申請專利範圍第6項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中前述化學組成以質量%表示為含有選自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%、及REM：0.001~0.1%中之1種以上。
  8. 如申請專利範圍第6項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中存在於前述鋼板構件中之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下。
  9. 如申請專利範圍第7項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中存在於前述鋼板構件中之殘留碳化物之數密度為4.0×103個/mm2以下。
  10. 如申請專利範圍第6~9項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中以下述(ii)式表示之Mn偏析度α為1.6以下，α=[板厚中心部之最大Mn濃度(質量%)]/[由表面至板 厚之1/4深度位置的平均Mn濃度(質量%)]．．．(ii)。
  11. 如申請專利範圍第6~9項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
  12. 如申請專利範圍第10項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中以JIS G 0555(2003)所規定之鋼之清淨度之值為0.10%以下。
  13. 如申請專利範圍第6~9項中任一項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中加熱至前述溫度區域為止後，冷卻至Ms點之前，對前述鋼板施予熱成形。
  14. 如申請專利範圍第10項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中加熱至前述溫度區域為止後，冷卻至Ms點之前，對前述鋼板施予熱成形。
  15. 如申請專利範圍第11項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中加熱至前述溫度區域為止後，冷卻至Ms點之前，對前述鋼板施予熱成形。
  16. 如申請專利範圍第12項之熱處理鋼板構件之製造方法，其中加熱至前述溫度區域為止後，冷卻至Ms點之前，對前述鋼板施予熱成形。
TW105111104A 2015-04-08 2016-04-08 熱處理鋼板構件及其製造方法 TWI612153B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015079387 2015-04-08
JP2015079390 2015-04-08
JP2015141644 2015-07-15
JP2015141647 2015-07-15

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201708566A TW201708566A (zh) 2017-03-01
TWI612153B true TWI612153B (zh) 2018-01-21

Family

ID=57072649

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW105111104A TWI612153B (zh) 2015-04-08 2016-04-08 熱處理鋼板構件及其製造方法

Country Status (12)

Country Link
US (1) US11041225B2 (zh)
EP (1) EP3282030B1 (zh)
JP (1) JP6380659B2 (zh)
KR (1) KR102034129B1 (zh)
CN (1) CN107429363B (zh)
BR (1) BR112017019994A2 (zh)
CA (1) CA2982078C (zh)
ES (1) ES2787005T3 (zh)
MX (1) MX2017012873A (zh)
RU (1) RU2686713C1 (zh)
TW (1) TWI612153B (zh)
WO (1) WO2016163468A1 (zh)

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102034129B1 (ko) 2015-04-08 2019-10-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열처리 강판 부재 및 그 제조 방법
KR102021687B1 (ko) * 2015-04-08 2019-09-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열처리용 열연 강판
CN107532255B (zh) 2015-04-08 2019-06-28 日本制铁株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
JP6213696B1 (ja) * 2016-12-05 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
KR101999019B1 (ko) * 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN108085605A (zh) * 2017-12-26 2018-05-29 苏州贝尔纳德铁路设备有限公司 一种耐磨损道岔钢轨及其制备方法
MX2020011082A (es) * 2018-04-23 2020-11-06 Nippon Steel Corp Miembro de acero y metodo de fabricacion del mismo.
CN108315671B (zh) * 2018-05-14 2019-09-17 东北大学 屈服强度1000MPa级低屈强比超高强钢及其制备方法
MX2021004073A (es) 2018-10-10 2021-06-04 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
EP3929314A4 (en) * 2019-02-22 2022-01-12 JFE Steel Corporation HOT-PRESSED ELEMENT, METHOD FOR MANUFACTURING SUCH HOT-PRESSED ELEMENT, AND METHOD FOR MANUFACTURING STEEL SHEET FOR HOT-PRESSED ELEMENTS
CN114051540B (zh) * 2019-06-28 2022-06-03 日本制铁株式会社 钢板
WO2021123877A1 (en) 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
KR102379443B1 (ko) * 2019-12-20 2022-03-29 주식회사 포스코 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
MX2022006587A (es) * 2019-12-20 2022-07-04 Posco Acero para formacion en caliente, miembro formado en caliente y metodos de manufactura para los mismos.
US20240011113A1 (en) * 2020-10-16 2024-01-11 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping, method for manufacturing the same, hot stamped component, and method for manufacturing the same
CN113106339B (zh) * 2021-03-22 2022-02-11 北京科技大学 一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法
CN113755758B (zh) * 2021-09-03 2023-02-03 本钢板材股份有限公司 一种添加铈微合金制备的8mm厚热冲压钢以及其热冲压工艺
CN116024490A (zh) * 2021-10-25 2023-04-28 宝山钢铁股份有限公司 一种中碳预硬化锯片钢及其制造方法
KR20240075861A (ko) * 2022-01-07 2024-05-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체
CN116590625B (zh) * 2023-04-23 2024-01-09 鞍钢股份有限公司 一种高性能细晶压力容器钢板及其制造方法
CN116574978B (zh) * 2023-04-23 2024-01-09 鞍钢股份有限公司 一种多阶段热处理细晶压力容器钢板及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102333901A (zh) * 2009-02-25 2012-01-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104160045A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 冲压成形品的制造方法和冲压成形品

Family Cites Families (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0765141B2 (ja) * 1985-09-18 1995-07-12 日立金属株式会社 熱間加工用工具鋼
JP3389562B2 (ja) 2000-07-28 2003-03-24 アイシン高丘株式会社 車輌用衝突補強材の製造方法
JP4437869B2 (ja) 2000-12-08 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 成形性および焼入れ性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP4325277B2 (ja) 2003-05-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 熱間成形法と熱間成形部材
TWI290586B (en) 2003-09-24 2007-12-01 Nippon Steel Corp Hot rolled steel sheet and method of producing the same
JP3863874B2 (ja) 2003-10-02 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 金属板材の熱間プレス成形装置及び熱間プレス成形方法
JP4441417B2 (ja) 2005-02-14 2010-03-31 新日本製鐵株式会社 成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法
EP2166115A3 (en) 2005-08-12 2010-11-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method for production of steel material having excellent scale detachment and steel wire material having excellent scale detachment
JP4369415B2 (ja) 2005-11-18 2009-11-18 株式会社神戸製鋼所 酸洗い性に優れたばね用鋼線材
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
JP4983082B2 (ja) 2006-04-26 2012-07-25 住友金属工業株式会社 高強度鋼材及びその製造方法
JP5176954B2 (ja) 2006-05-10 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 熱間プレス鋼板部材用鋼板及び熱間プレス成形用鋼板の製造方法
JP4653038B2 (ja) 2006-08-21 2011-03-16 株式会社神戸製鋼所 高張力厚鋼板およびその製造方法
WO2008102012A1 (en) 2007-02-23 2008-08-28 Corus Staal Bv Method of thermomechanical shaping a final product with very high strength and a product produced thereby
JP4782056B2 (ja) * 2007-03-27 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 熱間プレス時のスケール密着性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5181517B2 (ja) 2007-04-13 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス加工用鋼板
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
ES2672070T3 (es) 2008-11-19 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero y chapa de acero tratada superficialmente
JP5195413B2 (ja) 2008-12-26 2013-05-08 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5463715B2 (ja) 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
JP5499664B2 (ja) 2009-11-30 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
BR112012021348A2 (pt) * 2010-02-26 2016-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp "material de aço tratado por calor, método para produzir o mesmo, e material de base de aço para o mesmo."
JP5521818B2 (ja) 2010-06-21 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP5659604B2 (ja) * 2010-07-30 2015-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5029749B2 (ja) 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4980471B1 (ja) 2011-01-07 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 鋼線材及びその製造方法
RU2450079C1 (ru) * 2011-03-11 2012-05-10 Закрытое акционерное общество "Научно-Производственная Компания Технология машиностроения и Объемно-поверхностная закалка" (ЗАО "НПК Техмаш и ОПЗ") Конструкционная сталь для объемно-поверхностной закалки
CN103459648B (zh) 2011-04-13 2015-08-12 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
RU2463359C1 (ru) 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
ES2603590T3 (es) * 2011-06-10 2017-02-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Artículo moldeado en prensa caliente, método para producir el mismo, y lámina fina de acero para el moldeado en prensa caliente
EP2995691B1 (en) * 2011-07-21 2017-09-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for producing hot-pressed steel member
JP5699860B2 (ja) 2011-08-24 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013181183A (ja) 2012-02-29 2013-09-12 Jfe Steel Corp 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5348268B2 (ja) * 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5869924B2 (ja) 2012-03-09 2016-02-24 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
KR101683406B1 (ko) 2012-08-28 2016-12-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판
MX2015005321A (es) 2012-11-05 2015-07-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero de baja aleacion para productos tubulares usados en la industria petrolera que tiene excelente resistencia a grietas por estres de sulfuro y metodo de fabricacion del mismo.
JP5942841B2 (ja) * 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
CN103194668B (zh) 2013-04-02 2015-09-16 北京科技大学 一种低屈强比超高强冷轧钢板及其制备方法
MX2017012377A (es) * 2015-03-31 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero para estampado en caliente, metodo para producir lamina de acero para estampado en caliente, y articulo moldeado por estampado en caliente.
KR102021687B1 (ko) * 2015-04-08 2019-09-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열처리용 열연 강판
CN107532255B (zh) 2015-04-08 2019-06-28 日本制铁株式会社 热处理钢板构件以及其的制造方法
KR102034129B1 (ko) 2015-04-08 2019-10-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열처리 강판 부재 및 그 제조 방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102333901A (zh) * 2009-02-25 2012-01-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104160045A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 冲压成形品的制造方法和冲压成形品

Also Published As

Publication number Publication date
EP3282030A1 (en) 2018-02-14
US11041225B2 (en) 2021-06-22
CN107429363A (zh) 2017-12-01
CA2982078A1 (en) 2016-10-13
TW201708566A (zh) 2017-03-01
CA2982078C (en) 2020-01-28
EP3282030B1 (en) 2020-02-19
KR102034129B1 (ko) 2019-10-18
WO2016163468A1 (ja) 2016-10-13
KR20170132309A (ko) 2017-12-01
JP6380659B2 (ja) 2018-08-29
BR112017019994A2 (pt) 2018-06-19
ES2787005T3 (es) 2020-10-14
RU2686713C1 (ru) 2019-04-30
MX2017012873A (es) 2018-01-15
CN107429363B (zh) 2019-08-23
US20180171429A1 (en) 2018-06-21
JPWO2016163468A1 (ja) 2017-12-21
EP3282030A4 (en) 2018-09-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI612153B (zh) 熱處理鋼板構件及其製造方法
TWI609088B (zh) Heat-treated steel plate member and its manufacturing method
TWI612152B (zh) 熱處理用鋼板
JP6638870B1 (ja) 鋼部材およびその製造方法
KR101476866B1 (ko) 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강
WO2018026014A1 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
TWI481730B (zh) 鋼板
KR102517499B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP2010174293A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
WO2023199776A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2023199777A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2022196733A1 (ja) 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材
JP5644148B2 (ja) 加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板およびその製造方法
TWI521068B (zh) 熱成形構件及其製造方法
WO2023190867A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
JP2010174295A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP2010174292A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP2010174294A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees