TWI652351B - Hot stamping steel plate - Google Patents

Abstract

一種熱壓印用鋼板，具有以下所示之鋼組織：變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計為80%以上；碳化物的個數密度(個/μm² )和碳化物當中已析出至舊沃斯田鐵粒內的碳化物其比例之積：0.50以上。

Description

熱壓印用鋼板

發明領域 本發明是有關一種熱壓印用鋼板。

發明背景 以往，由地球環境問題及衝撞安全性能的觀點看來，有汽車用構造零件之薄化及高強度化之訴求。為了回應這些要求，以高強度鋼板作為原材的汽車用構造零件正在增加。此外，作為高強度鋼板的成形方法，已知有被稱為熱壓印的方法。熱壓印是將C含量為0.20質量%~0.22質量%左右的鋼板在700℃以上的高溫區域壓製成形，並在壓模內或壓模外進行淬火。透過熱壓印，在鋼板強度降低的高溫區域實施成形，故可抑制像在冷壓中會發生的成形不良。此外，透過成形後的淬火可獲得以麻田散鐵為主相的組織，故能夠獲得高強度。因此，拉伸強度為1500MPa左右的熱壓印成形體廣為世界所用。

然而，本發明人等進行了用以更加高強度化之研究時，在具有1900MPa以上的拉伸強度之熱壓印成形體中，發生低應力破壞的情形一事變得明確。若會發生低應力破壞的熱壓印成形體被用於汽車用構造零件，則即便是受到於設計階段中被計算為可耐受的衝擊的情況下，仍有該零件會被破壞的可能性。因此，在確保汽車用構造零件的衝撞安全性能上，抑制低應力破壞是極為重要的。截至目前，已知有麻時效鋼的低應力破壞，但熱壓印成形體的低應力破壞尚未為人所知。 先前技術文獻

專利文獻 專利文獻1：日本專利特開2014-161854號公報 專利文獻2：日本專利特許第5756773號公報 專利文獻3：日本專利第5402191號公報 專利文獻4：日本專利第5287770號公報 專利文獻5：日本專利特開2014-118613號公報

非專利文獻 非專利文獻1：河部義邦：鐵與鋼，68，(1982)，2595

發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種熱壓印用鋼板，其適合用來製造高強度且可抑制低應力破壞的熱壓印成形體。

用以解決課題之手段 本發明人等進行了研討，以究明在具有拉伸強度1900MPa以上的熱壓印成形體中會發生低應力破壞之原因。本發明人等在此研討之時，首先調查了熱壓印成形體之組織與低應力破壞之關係。其結果，舊γ粒愈微細、還有粗大碳化物愈少，則低應力破壞愈不容易發生一事變得明確。

然而，在習知的熱壓印中，要兼顧舊γ粒的微細化及減少粗大碳化物是有困難的，而無法抑制低應力破壞並充分提升斷裂特性。亦即，要微細化舊γ粒，宜降低熱壓印的加熱溫度及加熱時間，但加熱溫度及加熱時間之降低會造成加熱中的碳化物之溶解量減少，而會變得容易殘留粗大碳化物。相反地，要減少粗大碳化物，宜增加熱壓印的加熱溫度及加熱時間，但加熱溫度及加熱時間之增加會導致舊γ粒的粗大化。

於是，為了兼顧熱壓印成形體的舊γ粒之微細化及粗大碳化物之減少，本發明人等針對供給於熱壓印的鋼板其組織之改良進行了研討。其結果，辨明了以下事項：為使粗大碳化物難以殘留，宜令變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵為主相，並減低容易含有粗大碳化物之肥粒鐵及波來鐵；以及，為了在熱壓印的加熱中獲得微細的γ，宜預先使會成為往γ逆變態之成核部位之碳化物微細地分散於鋼板內。更辨明了，碳化物的個數密度宜較高，且碳化物當中已析出至舊γ粒界以外的碳化物其比例宜較高。藉由熱壓印具有此種組織的鋼板，即可製得斷裂特性非常優異的熱壓印成形體。在碳化物中，是含有雪明碳鐵及ε碳化物等鐵系碳化物、以及TiC和NbC等合金元素之碳化物。碳氮化物亦被包含於碳化物中。

於是，本發明者人等進一步進行了精闢研討。其結果，本發明人等理解到透過以預定條件進行冷軋板退火，便可製得一種鋼板，其適合用於製造具備有優異斷裂特性的熱壓印成形體，並根據此一見解，想到了以下所示發明之各種態樣。

(1) 一種熱壓印用鋼板，其特徵在於具有以下所示之鋼組織： 變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計為80%以上； 碳化物的個數密度(個/μm² )和碳化物當中已析出至舊沃斯田鐵粒內的碳化物其比例之積：0.50以上。

(2) 如(1)所記載的熱壓印用鋼板，其特徵在於：C含量為0.27質量%以上、0.60質量%以下。

(3) 如(1)或(2)所記載的熱壓印用鋼板，其特徵在於：維氏硬度為500Hv以上。

(4) 如(1)~(3)之任一項所記載的熱壓印用鋼板，其特徵在於：具有鍍層。

發明效果 根據本發明，即可製得一種熱壓印用鋼板，其適合用來製造高強度且可抑制低應力破壞的熱壓印成形體。

用以實施發明之形態 以下說明本發明之實施例。

首先，說明本發明的實施形態之熱壓印用鋼板之鋼組織。本實施形態之熱壓印用鋼板具有以下所示之鋼組織：變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上；碳化物的個數密度(個/μm² )和碳化物當中已析出至舊沃斯田鐵粒內的碳化物其比例之積：0.50以上。

(變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計在80%以上) 變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率愈高，在熱壓印的加熱中愈容易獲得微細的沃斯田鐵(γ)，熱壓印成形體的舊γ粒會變得愈微細。變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵亦被稱為低溫變態組織。若變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率合計低於80%，則熱壓印成形體的舊γ粒會變得粗大，而無法獲得充分的斷裂特性。此外，若變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率在80%以上，則波來鐵的面積分率必然會低於20%，而變得難以在熱壓印成形體中含有粗大碳化物。因此，變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率合計在80%以上，較佳為90%以上，更佳為100%。而相對地，肥粒鐵及波來鐵的面積分率合計為低於20%，較佳為10%以下，更佳為0%。雖然材料的機械特性是依存於組織或相的體積分率，但只要鋼組織為等向性的話，體積分率便會與面積分率等值。然後，面積分率比體積分率更能夠簡易測定。於是，在本案中是使用面積分率。

(碳化物的個數密度(個/μm² )和碳化物當中已析出至舊γ粒內的碳化物其比例之積：0.50以上) 碳化物會成為朝γ逆變態之成核部位，碳化物的個數密度愈高，在熱壓印的加熱中愈容易獲得微細的γ，熱壓印成形體的舊γ粒會變得愈微細。由於熱壓印用鋼板的舊γ粒界也會成為成核部位，故析出至舊γ粒界的碳化物幾乎無益於成核部位之增加，析出至舊γ粒內的碳化物才能夠成為不同於舊γ粒界之成核部位。然後，令碳化物的個數密度為T(個/μm² )，且令碳化物當中已析出至舊γ粒內的碳化物其比例為M時，若此等之積(T×M)低於0.50，則熱壓印成形體的舊γ粒會變得粗大，無法獲得充分的斷裂特性。因此，積(T×M)要在0.50以上，較佳為0.60以上，更佳為0.70以上。積(T×M)的上限雖未受到限制，但要製造超過10的熱壓印用鋼板是有困難的。碳化物的粒徑雖未受到限定，但粒徑在0.5μm以上的粗大碳化物其個數比率宜在0.15以下。碳化物是被分類為析出至舊γ粒內的碳化物、或析出至舊γ粒界的碳化物之任一者。

於一般的鋼組織中是包含譬如肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵、殘留沃斯田鐵、新生麻田散鐵、或回火麻田散鐵、或是此等之任意組合。在此，針對測定此等組織或相的面積分率之方法的例子進行說明。

在肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵的面積分率之測定中，是將平行於軋延方向且平行於厚度方向的截面設定成觀察面，而從鋼板採取樣品。接著，研磨觀察面，進行硝太蝕劑蝕刻，並透過場發射掃描式電子顯微鏡(field emission scanning electron microscope：FE-SEM)，以5000倍的倍率，觀察鋼板厚度設為t時鋼板表面起深度t/8至深度3t/8為止的範圍。藉由此方法，即可鑑定肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵。對10個視野進行此種觀察，由10個視野的平均值可求得肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵的各面積分率。如後所述，上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵可根據下述來相互區別：板條狀結晶粒內鐵基碳化物之有無及其伸長方向。

上部變韌鐵為板條狀結晶粒之集合，且於板條間含有碳化物。下部變韌鐵為板條狀結晶粒的集合，且其內部含有長徑5nm以上的鐵基碳化物。下部變韌鐵中所含有的鐵基碳化物具有單一變形體，且存在於一個結晶粒內的鐵基碳化物實質上沿單一方向伸長。在此所謂的「實質上沿單一方向」意指角度差在5°以內的方向。回火麻田散鐵為板條狀結晶粒之集合，且其內部含有長徑為5nm以上的鐵基碳化物。但，不同於下部變韌鐵，回火麻田散鐵中所含有的鐵基碳化物具有複數種變形體，且存在於一個結晶粒內的鐵基碳化物是沿複數個方向伸長。因此，回火麻田散鐵與下部變韌鐵可根據鐵基碳化物伸長的方向為複數個或是單一個來進行判別。

在殘留沃斯田鐵的面積分率之測定中，是從鋼板採取樣品，並將從鋼板表面起至深度t/4為止的部分進行化學研磨，再測定平行於軋延面且從鋼板表面起深度為t/4的面中的X射線繞射強度。例如，殘留沃斯田鐵的面積分率Sγ是以下式表示。 Sγ=(I_200f +I_220f +I_311f )/(I_200b +I_211b )×100 (I_200f 、I_220f 、I_311f 分別表示面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)、(311)之繞射峰強度；I_200b 、I_211b 則分別表示體心立方晶格(bcc)相的(200)、(211)之繞射峰強度。)

新生麻田散鐵及殘留沃斯田鐵透過硝太蝕劑蝕刻並不會被充分腐蝕，故可從肥粒鐵、波來鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵中區別出來。因此，從FE-SEM觀察之剩餘部分的面積分率減去殘留沃斯田鐵的面積分率Sγ，藉此即可特定出新生麻田散鐵的面積分率。

肥粒鐵為塊狀結晶粒，其內部未含有板條等下部組織。波來鐵為肥粒鐵及雪明碳鐵交互成層狀的組織。譬如，波來鐵中的層狀肥粒鐵是由上述塊狀肥粒鐵中區別出來。

碳化物之粒徑意指：在樣品的觀察面中，由已測定的該碳化物之面積所求得的圓等效直徑。碳化物的密度及組成可使用譬如穿透型電子顯微鏡(transmission electron microscope：TEM)或三維原子探針場離子顯微鏡(atom probe field ion microscope：AP-FIM)來進行測定；前述穿透型電子顯微鏡是具備有根據能量色散型X射線分光法(energy dispersive X-ray spectrometry：EDX)之分析功能的顯微鏡。

接著，說明本發明實施形態的熱壓印用鋼板之化學組成。如後所述，本發明實施形態的熱壓印用鋼板是歷經熱軋、熱軋板退火、冷軋及冷軋板退火等來製造。因此，熱壓印用鋼板之化學組成，不僅考慮熱壓印用鋼板的特性，還考慮了該等處理。於以下說明中，熱壓印用鋼板中所含之各元素的含量單位「%」，如果沒有特別說明時，則是指「質量%」。本實施形態的熱壓印用鋼板具有以下所示之化學組成：C：0.27%~0.60%、Mn：0.50%~5.00%、Si：2.00%以下、P：0.030%以下、S：0.0100%以下、酸可溶性Al(sol.Al)：0.100%以下、N：0.0100%以下、B：0.0000%~0.0050%、Cr：0.00%~0.50%、Mo：0.00%~0.50%、Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%、Cu：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~1.000%、O：0.00%~0.02%、W：0.0%~0.1%、Ta：0.0%~0.1%、Sn：0.00%~0.05%、Sb：0.00%~0.05%、As：0.00%~0.05%、Mg：0.00%~0.05%、Ca：0.00%~0.05%、Y：0.00%~0.05%、Zr：0.00%~0.05%、La0.00%~0.05%、或Ce：0.00%~0.05%，且剩餘部分：Fe及雜質。雜質可例示如：礦石及廢料等的原材料中所含有者、在製造步驟中所含有者。

(C：0.27%~0.60%) C價格便宜且在提升強度方面有很大的助益。在C含量低於0.27%時，若未含有高價的元素的話，便難以獲得充分的強度，譬如1900MPa以上的強度。因此，C含量宜在0.27%以上，較佳為0.35%以上，更佳為0.40%以上。另一方面，若C含量超過0.60%，則會有熱壓印成形體之耐延遲破壞性劣化的情形。此外，也會有無法獲得充分的加工性，熱壓印前的預成形變得困難的情況。因此，C含量宜在0.60%以下，較佳為0.55%以下。

(Mn：0.50%~5.00%) Mn會使Ac3點降低而提升熱壓印用鋼板的淬火性。若Mn含量低於0.50%，會有無法獲得充分的淬火性的情形。因此，Mn含量宜在0.50%以上，較佳為1.00%以上。另一方面，若Mn含量超過5.00%，則會有淬火前的熱壓印用鋼板其加工性劣化的情形，並有淬火前的預成形變得困難的情況。此外，起因於Mn偏析之帶狀組織變得容易產生，而有熱壓印用鋼板的韌性劣化的情況。因此，Mn含量宜在5.00%以下。

(Si：2.00%以下) Si是作為譬如雜質而被含有於鋼中。若Si含量超過2.00%，Ac3點會過高，而有不得不以超過1200℃來進行淬火之加熱、或有熱壓印用鋼板的化學轉化處理性及鍍鋅的鍍敷性降低的情形。因此，Si含量宜在2.00%以下，較佳為1.00%以下。由於Si具有提高熱壓印用鋼板的淬火性之作用，故亦可含有Si。

(P：0.030%以下) P是作為譬如雜質而被含有於鋼中。P會使熱壓印用鋼板的加工性劣化、或使熱壓印成形體的韌性劣化。因此，P含量愈低愈好。尤其是，在P含量超過0.030%的情況下，加工性及韌性明顯降低。因此，P含量宜在0.030%以下。

(S：0.0100%以下) S是作為譬如雜質而被含有於鋼中。S會使熱壓印用鋼板的成形性劣化、或使熱壓印成形體的韌性劣化。因此，S含量愈低愈好。尤其是，在S含量超過0.0100%的情況下，成形性及韌性明顯降低。因此，S含量宜在0.0100%以下，較佳為0.0050%以下。

(sol.Al：0.100%以下) sol.Al是作為譬如雜質而被含有於鋼中。若sol.Al含量超過0.100%，Ac3點會過高，而有不得不以超過1200℃來進行淬火之加熱的情形。因此，sol.Al含量宜在0.100%以下。由於sol.Al具有透過脫氧來將鋼健全化之作用，故亦可含有sol.Al。

(N：0.0100%以下) N是作為譬如雜質而被含有於鋼中。N會使熱壓印用鋼板的成形性劣化。因此，N含量愈低愈好。尤其是，在N含量超過0.0100%的情況下，成形性明顯降低。因此，N含量宜在0.0100%以下。

B、Cr、Mo、Ti、Nb、V、Cu及Ni是亦可在熱壓印用鋼板中以預定量為限度而適當含有之任意元素。

(B：0.0000%~0.0050%) B會提升熱壓印用鋼板的淬火性。因此，也可以含有B。為了要充分獲得此效果，B含量宜在0.0001%以上。而另一方面，若B含量超過0.0050%，則上述作用的效果會飽和，且在成本上變得較為不利。因此，B含量宜在0.005%以下。

(Cr：0.00%~0.50%) Cr會提升熱壓印用鋼板的淬火性。因此，也可以含有Cr。為了要充分獲得此效果，Cr含量宜在0.18%以上。而另一方面，若Cr含量超過0.50%，會有淬火前的熱壓印用鋼板其加工性劣化、淬火前的預成形變得困難的情形。因此，Cr含量宜在0.50%以下。

(Mo：0.00%~0.50%) Mo會提升熱壓印用鋼板的淬火性。因此，也可以含有Mo。為了要充分獲得此效果，Mo含量宜在0.03%以上。而另一方面，若Mo含量超過0.50%，會有淬火前的熱壓印用鋼板其加工性劣化、淬火前的預成形變得困難的情形。因此，Mo含量宜在0.50%以下。

(Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%) Ti、Nb及V為強化元素，其等藉由析出物強化、藉抑制肥粒鐵晶粒成長所得之細粒強化、及透過抑制再結晶的差排強化，而有助於提升熱壓印用鋼板之強度。為了要充分獲得此效果，Ti含量、Nb含量及V含量皆宜在0.01%以上。另一方面，若Ti含量、Nb含量或V含量超過0.100%，會有碳氮化物的析出變多而成形性劣化的情形。因此，Ti含量、Nb含量及V含量皆宜在0.100%以下。

(Cu：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~1.000%) Cu及Ni有助於提升強度。為了要充分獲得此效果，Cu含量及Ni含量皆宜在0.01%以上。另一方面，若Cu含量或Ni含量超過1.000%，會有可酸洗性、熔接性及熱加工性等劣化的情形。因此，Cu含量及Ni含量皆宜在1.000%以下。

亦即，宜成立B：0.0000%~0.0050%、Cr：0.00%~0.50%、Mo：0.00%~0.50%、Ti：0.000%~0.100%、Nb：0.000%~0.100%、V：0.000%~0.100%、Cu：0.000%~1.000%、或Ni：0.000%~1.000%，或是該等之任意組合。

下述元素亦能以預定量為限度而刻意或不可避免地含有於熱壓印用鋼板中。也就是說，亦可成立O：0.001%~0.02%、W：0.001%~0.1%、Ta：0.001%~0.1%、Sn：0.001%~0.05%、Sb：0.001%~0.05%、As：0.001%~0.05%、Mg：0.0001%~0.05%、Ca：0.001%~0.05%、Y：0.001%~0.05%、Zr：0.001%~0.05%、La0.001%~0.05%、或Ce：0.001%~0.05%，或者是該等之任意組合。

本實施形態的熱壓印用鋼板其維氏硬度雖未受到限定，但宜在500Hv以上，較佳在550Hv以上。

根據本發明之實施形態，透過進行適當的熱壓印，即可在熱壓印成形體中獲得1900MPa以上的拉伸強度，即便是在發生低應力破壞的情況下，也能夠令會產生破壞之應力在1800MPa以上。而且，將此熱壓印成形體用於汽車零件時，可獲得優異的衝撞安全性，同時可將車體輕量化。譬如，將使用有拉伸強度為500MPa左右的鋼板之汽車零件，置換為拉伸強度為2500MPa左右的熱壓印成形體之零件，在此情況下，衝撞安全性為板厚的頸縮特性，且假定衝撞安全性是與板厚和鋼板強度成比例時，藉由拉伸強度變為5倍便能夠將板厚減少至1/5。該板厚減少對於汽車輕量化及提升油耗上會帶來非常大的效果。

接著，說明本發明實施形態之熱壓印用鋼板的製造方法。在此製造方法中，是進行具有上述化學組成的鋼之鑄造、鋼胚之熱軋延、熱軋鋼板之熱軋板退火、熱軋退火鋼板之冷軋延、冷軋鋼板之冷軋板退火、及冷軋退火鋼板之熱處理等。

在此例子中，首先是藉由常規方法熔製具有上述化學組成的鋼，並進行連續鑄造而製得鋼胚。也可以鑄造鋼而製得鋼塊，並將鋼塊進行分塊輥軋而製得鋼片。由生產性的觀點看來，連續鑄造較為理想。

為有效抑制Mn的中心偏析及V字形偏析，連續鑄造的鑄造速度宜設為低於2.0m/分。此外，鑄造速度宜設為1.2m/分以上，以保持良好的鋼胚表面潔淨度且確保生產性。

接著，對鋼胚或鋼片實施熱軋延。在熱軋延中，由使碳化物更加均勻生成的觀點來看，是將開始溫度設為1000℃以上且在1300℃以下。熱軋延的完工溫度是設為850℃以上且在1000℃以下。若完工溫度低於850℃，軋延荷重會變得過高。而若完工溫度超過1000℃，則舊γ粒徑會粗大化。捲取溫度是設定為400℃以上且在700℃以下。若捲取溫度低於400℃，熱軋鋼板的強度會變得過大，在冷軋延中容易發生斷裂及形狀不良。若捲取溫度超過700℃，則熱軋鋼板表面上會過量生成氧化物，可酸洗性會降低。

之後，對透過熱軋延而製得的熱軋鋼板，藉由酸洗等來實施脫鏽處理。在脫鏽處理後，對熱軋鋼板實施熱軋板退火。在熱軋板退火後，對熱軋退火鋼板實施冷軋延。冷軋延依常規方法進行即可。由確保良好平坦的觀點看來，在冷軋延中的軋縮率宜設為30%以上，且為了避免荷重變得過大，宜將其設為80%以下。

接著，對透過冷軋延所製得的冷軋鋼板，實施冷軋板退火。在冷軋板退火中，是加熱至Ac3點以上且1100℃以下的第1溫度為止，並在第1溫度保持1秒以上且1000秒以下的時間(加熱時間)，再冷卻至-150℃以下的第2溫度為止。

若第1溫度低於Ac3點，則碳化物不會充分溶解而殘存粗大碳化物，冷卻後的碳化物其個數密度不足。因此，第1溫度是在Ac3點以上。若第1溫度超過1100℃，使碳化物溶解的效果會達飽和，而大幅徒增成本。此外，若第1溫度超過1100℃，則γ粒容易粗大化，熱壓印成形體的舊γ粒也容易變粗大。因此，第1溫度宜在1100℃以下。到第1溫度為止的加熱速度未受到限定，是設為譬如1℃/秒~5000℃/秒。作為加熱方法，理想為易於得到100℃/秒以上加熱速度之電加熱。

若加熱時間低於1.0秒，碳化物不會充分溶解而殘存粗大碳化物，冷卻後的碳化物其個數密度不足。因此，加熱時間是在1.0秒以上。若加熱時間超過1000秒，使碳化物溶解的效果會達飽和，而大幅徒增成本。此外，若加熱時間超過1000秒，則γ粒容易粗大化，熱壓印成形體的舊γ粒也容易變粗大。因此，加熱時間宜在1000秒以下。

若冷卻停止溫度即第2溫度超過-150℃，則殘留γ能夠被含有於冷軋退火鋼板中。當冷軋退火鋼板中含有殘留γ時，受到固溶C朝殘留γ濃縮，在冷軋板退火後的熱處理中，碳化物難以充分析出。因此，第2溫度是在-150℃以下。從第1溫度到第2溫度為止的降溫中，從第1溫度到100℃為止的溫度區(第1溫度區)其平均冷卻速度是設為1000℃/秒以上，從100℃到-150℃為止的溫度區其平均冷卻速度則是設為50℃/秒以上。若從第1溫度到100℃為止的溫度區其平均冷卻速度低於1000℃/秒，在麻田散鐵變態後碳化物會容易析出至舊γ粒界。若從100℃到-150℃為止的溫度區其平均冷卻速度低於50℃/秒，則在冷卻中固溶C容易濃縮至γ，且容易殘存殘留γ。

冷軋板退火亦可進行2次以上。愈是進行冷軋板退火，舊γ粒會變得更微細，而會導致熱壓印成形體的舊γ粒之細粒化。

在冷軋板退火之後，是進行冷軋退火鋼板的熱處理(再加熱)。在此熱處理中，是加熱至100℃以上且300℃以下的溫度(加熱溫度)為止，並在該溫度保持10分鐘以上且480分鐘以下的時間(加熱時間)，再冷卻至室溫左右的溫度為止。藉由此熱處理，即可使碳化物微細分散於舊γ粒內。

若加熱溫度低於100℃，碳化物便不會充分析出。因此，加熱溫度是在100℃以上。若加熱溫度超過300℃，碳化物會長成粗大，而碳化物的個數密度降低。因此，加熱溫度是在300℃以下。若加熱時間低於10分鐘，碳化物便不會充分析出。因此，加熱時間是在10分鐘以上。若加熱時間超過480分鐘，碳化物會長成粗大，而碳化物的個數密度降低。因此，加熱時間是在480分鐘以下。

如此一來，便可製造熱壓印用鋼板。

亦可對熱壓印用鋼板實施鍍敷。在鍍敷是實施鋅系鍍敷的情況下，由生產性的觀點看來，理想是在連續熔融鍍鋅產線中實施熔融鋅系鍍敷。在此情況下，於連續熔融鍍鋅產線中，可在熔融鋅系鍍敷之前先實施退火，也可以令均熱溫度為低溫而不實施退火便實施鋅系鍍敷。也可以在熔融鋅系鍍敷之後進行合金化處理，做成合金化熔融鍍鋅鋼板。亦可藉由電鍍來實施鋅系鍍敷。鋅系鍍敷的例子，可例示如：熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、熔融鍍鋅-鋁合金、電鍍鎳-鋅合金、及電鍍鐵-鋅合金。鍍敷的附著量未特別限制，與習知鍍敷鋼板之附著量同等程度即可。鋅系鍍敷雖可於鋼材表面的至少一部分上實施，但一般而言，鋼板的鋅系鍍敷是實施在鋼板的單面或兩面的全體上。

接著，說明使用了本發明實施形態的熱壓印用鋼板的熱壓印成形體其製造方法之例子。在此例子中，是由本發明實施形態的熱壓印用鋼板形成胚材，對此胚材實施淬火，在此淬火的當中進行胚材之成形。

(胚材之形成) 將熱壓印用鋼板透過剪切、雷射切斷或衝孔加工等進行沖裁，而形成胚材。本實施形態的熱壓印用鋼板其維氏硬度是在譬如500Hv以上。而在維氏硬度較高的情形下，較宜進行雷射切斷。

(淬火) 在淬火中，是以2℃/秒以上的平均加熱速度將胚材加熱至Ac3點以上且1000℃以下的第3溫度為止，並將胚材保持在第3溫度0.1秒以上3分鐘，再將胚材從第3溫度冷卻至400℃以下的第4溫度為止。在此冷卻中進行成形，並且從Ar3點到400℃為止的溫度區中，是將平均冷卻速度設為100℃/秒以上。將胚材保持在第3溫度，藉此成形開始時的鋼組織會變成γ單相組織，而在之後的到第4溫度為止的冷卻中，鋼組織的主相則變成麻田散鐵。

若第3溫度低於Ac3點，在成形時鋼組織會含有肥粒鐵，在冷卻中肥粒鐵會成長，而有麻田散鐵的面積分率變低，無法獲得充分強度的情形。若第3溫度超過1000℃，該效果會飽和，並且γ粒成長過度，熱壓印成形體的舊γ粒會變得粗大，而變得容易產生低應力破壞。

若到第3溫度為止的平均加熱速度低於2℃/秒，在升溫中γ粒會粗大化，在熱壓印成形體上變得容易產生低應力破壞。加熱方法並未受到限定，可例示如：爐加熱、紅外線加熱、電加熱。該等當中，以電加熱最為理想。這是因為電加熱能夠達成最高的平均加熱速度。平均加熱速度愈高，愈容易將γ粒微細化，而能夠得到較高的生產性。

若在第3溫度的保持時間低於0.1秒，則朝γ的逆變態不足，會有難以獲得充分拉伸強度，譬如1900MPa以上的拉伸強度的情形。另一方面，若保持時間在3分鐘以上，則γ粒會粗大化，在熱壓印成形體上變得容易產生低應力破壞。

若第4溫度超過400℃，則淬火不充分，致使熱壓印成形體的麻田散鐵不足。到第4溫度為止的冷卻中，從Ar3點到400℃為止的溫度區，是將平均冷卻速度設在100℃/秒以上。若此溫度區中的平均冷卻速度低於100℃/秒，會發生肥粒鐵變態、波來鐵變態或變韌鐵變態，便無法獲得主相為麻田散鐵的鋼組織，而有無法獲得充分強度的情形。由於在Ar3點以上不會發生肥粒鐵變態等的相變態，故平均冷卻速度並未受到限定。譬如，即便是在Ar3點以上的溫度區，仍可將平均冷卻速度設在100℃/秒以上。

從第3溫度到第4溫度為止的冷卻速度其上限並未受到限定，但即便使用用以冷卻的特殊裝置，在工業上，冷卻速度一般是在2000℃/秒以下。冷卻速度大致上，若是單純的水冷的話是在1000℃/秒以下，而若是單純的模具冷卻的話則是在500℃/秒以下。

從第3溫度到700℃為止的溫度區中，亦可進行伴隨著胚材的輸送之空冷。從第3溫度到第4溫度為止的胚材之冷卻是在模具內進行。可透過從模具之排熱來冷卻胚材，也可在模具內將水噴灑於胚材上以冷卻胚材。

在400℃以下的溫度區中，其冷卻速度並未受到限定。當400℃以下的溫度區中，其平均冷卻速度低於100℃/秒時，會獲得內部有微細碳化物析出的回火麻田散鐵或變韌鐵，並會獲得數%左右的殘留γ。此等有助於提升延展性。為使平均冷卻速度低於100℃/秒，要譬如藉由已加熱至從室溫到400℃之間的溫度之模具來進行壓製、或在溫度從室溫變成400℃的溫度時，將鋼板從沖壓機取出而刻意使冷卻速度降低。當400℃以下的溫度區中，其平均冷卻速度在100℃/秒以上時，會獲得麻田散鐵單組織，在麻田散鐵中的碳化物生成會被抑制，而可獲得特別高的強度。

如此一來，就可以製造出熱壓印成形體。

又，Ac3點(℃)及Ar3點(℃)可根據下述式進行計算。於此，[X]表示元素X之含量(質量%)。 Ac3點＝910-203√[C]-30[Mn]-11[Cr]＋44.7[Si] ＋400[Al]＋700[P]-15.2[Ni]-20[Cu] ＋400[Ti]＋104[V]＋31.5[Mo] Ar3點＝901-325[C]＋33[Si] -92([Mn]＋[Ni]/2＋[Cr]/2＋[Cu]/2＋[Mo]/2)

從模具取出熱壓印成形體後，亦可將熱壓印成形體供給至下述：以50℃~650℃的溫度加熱6小時以內。在該加熱的溫度為50℃~400℃的情況下，於加熱中會有微細碳化物析出至麻田散鐵中，耐延遲破壞特性及機械特性會提升。而在該加熱的溫度為400~650℃的情況下，於加熱中會有合金碳化物、金屬間化合物或此等之兩者析出，透過粒子分散強化，強度便會上升。

再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例者，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵，即能以各種形式實施。

實施例 接下來說明本發明之實施例。實施例中之條件，是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不受限於此一條件例。只要能在不脫離本發明之宗旨並達成本發明之目的下，本發明為可採用各種條件。

(第1實驗) 將具有表1所示之化學組成的鋼胚進行熱軋延，製得熱軋鋼板。表1所示之化學組成的剩餘部分為Fe及雜質。在熱軋延中，是將開始溫度設為1200℃，完工溫度設為900℃，捲取溫度設為600℃。從完工溫度到捲取溫度為止的冷卻中，則是將平均冷卻速度設為20℃/秒。之後，對熱軋鋼板透過酸洗來實施脫鏽處理，並進行軋縮率為60%的冷軋延，而製得厚度為1.6mm的冷軋鋼板。接著，以電加熱設備進行冷軋鋼板之冷軋板退火。於表2中顯示冷軋板退火的條件。表2中的第1溫度區是從加熱溫度到100℃為止的溫度區，第2溫度區是從100℃到冷卻停止溫度為止的溫度區。在冷軋板退火中，是將到加熱溫度為止的平均加熱速度設為500℃/秒。在冷軋板退火後，進行冷軋退火鋼板之熱處理(再加熱)。此熱處理條件亦顯示於表2。

在該熱處理之後，對冷軋退火鋼板進行熔融鍍鋁、熔融鍍鋅、或合金化熔融鍍鋅。在製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，是在保持後進行550℃的合金化處理，並冷卻至室溫，再進行捲取。如此一來，作為熱壓印用鋼板，便準備有熱軋鋼板、冷軋鋼板、鍍鋁鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。

之後，沖裁熱壓印用鋼板而形成胚材，並進行胚材之淬火。淬火是用以下2個條件A或條件B之任一者來進行。在條件A中，是透過環境氣體加熱，以10℃/秒的平均加熱速度加熱至900℃為止，在900℃保持2分鐘，空冷至700℃為止，再從700℃到100℃為止，以100℃/秒的平均冷卻速度進行模具冷卻。在條件B中，是透過電加熱，以100℃/s的平均加熱速度急速加熱至900℃為止，在900℃保持1秒鐘，空冷至700℃為止，再從700℃到100℃為止，以100℃/s的平均冷卻速度進行模具冷卻。如此一來，便製造出各種熱壓印成形體。表1~表3中的底線則表示該數值偏離自本發明的範圍外。

[表1]

[表2]

[表3]

觀察熱壓印用鋼板的鋼組織及熱壓印成形體的鋼組織，並將該結果顯示於表4及表5。在觀察熱壓印成形體的鋼組織時，是使用FE-SEM觀察以板厚的1/4為中心之厚度1/8~3/8的範圍。然後，針對舊γ粒徑，將20μm以下者評價為微細，並將超過20μm者評價為粗大。而針對粗大碳化物，是將在視野內，粒徑為0.5μm以上的碳化物其個數比率在0.15以下者評價為「無」；將超過0.15者評價為「有」。

自熱壓印成形體採取依據JIS Z 2201而做出的拉伸試驗片，並藉由依據JIS Z 2241之拉伸試驗來測定拉伸最大強度。每個試驗No.要進行5次拉伸試驗，並令5個拉伸最大強度之平均值為該試驗No.的拉伸強度。此結果亦顯示於表4~表5。之所以令拉伸強度為平均值，是因為在產生低應力破壞的情況下，即使製造條件相同，在斷裂應力上仍容易產生較大的參差。針對某真應變ε_a 及真應力σ_a ，在滿足下述式1前便產生斷裂的樣品是判定為：有發生低應力破壞；而在滿足式1後才產生斷裂的材料則是判定為：未發生低應力破壞。於式1中，△ε_a 是設為0.0002，△σ_a 是設為「真應變為『ε_a +0.0002』時的真應力σ_a+1 」和「真應變為『ε_a 』時的真應力σ_a 」之差(△σ_a =σ_a+1 -σ_a )。 △σ_a /△ε_a =σ_a …(式1)

[表4]

[表5]

如表4及表5所示，於本發明範圍內的發明例(試驗No.1~No.7、No.10~No.11、No.20~No.23、No.33~No.35、No.45~No.47、No.57~No.58)中，在熱壓印成形體中並未發生低應力破壞，或是即便有發生，會產生破壞的應力則是在1800MPa以上。

在試驗No.8中，冷軋板退火的加熱溫度過低，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，積(T×M)不足，並發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.9中，冷軋板退火的加熱時間過短，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，積(T×M)不足，並發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.12中，冷軋板退火的冷卻停止溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.13中，於第1溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.14中，於第2溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.15中，於熱處理的再加熱溫度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.16中，於熱處理的再加熱溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.17中，於熱處理的再加熱時間過短，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.18中，於熱處理的再加熱時間過長，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.19中，並未進行熱處理，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.24中，冷軋板退火的加熱溫度過低，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，積(T×M)不足，並發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.25中，冷軋板退火的加熱時間過短，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，積(T×M)不足，並發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.26中，冷軋板退火的冷卻停止溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.27中，於第1溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.28中，於第2溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.29中，於熱處理的再加熱溫度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.30中，於熱處理的再加熱溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.31中，於熱處理的再加熱時間過短，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.32中，於熱處理的再加熱時間過長，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.36中，冷軋板退火的加熱溫度過低，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，且積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.37中，冷軋板退火的加熱時間過短，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，且積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.38中，冷軋板退火的冷卻停止溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.39中，於第1溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.40中，於第2溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.41中，於熱處理的再加熱溫度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.42中，於熱處理的再加熱溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.43中，於熱處理的再加熱時間過短，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.44中，於熱處理的再加熱時間過長，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。

在試驗No.48中，冷軋板退火的加熱溫度過低，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，且積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.49中，冷軋板退火的加熱時間過短，故變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的合計面積分率不足，且積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.50中，冷軋板退火的冷卻停止溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.51中，於第1溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.52中，於第2溫度區的平均冷卻速度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.53中，於熱處理的再加熱溫度過低，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.54中，於熱處理的再加熱溫度過高，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.55中，於熱處理的再加熱時間過短，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。在試驗No.56中，於熱處理的再加熱時間過長，故積(T×M)不足，發生低應力破壞，無法獲得充分的拉伸強度。

(第2實驗) 在第2實驗中，是設定為與第1實驗中的試驗No.57、No.60、No.63及No.66相同而製得冷軋鋼板，並進行冷軋鋼板的2次的冷軋板退火、熱處理(再加熱)及淬火。於表6中顯示第1次冷軋板退火的條件、第2次冷軋板退火的條件、熱處理(再加熱)條件及淬火的條件。如此一來，便製造出各種熱壓印成形體。

[表6]

然後，觀察熱壓印用鋼板的鋼組織及熱壓印成形體的鋼組織，並將此結果顯示於表7中。鋼組織的觀察方法是如上所述。此外，設定為與第1實驗相同並進行拉伸試驗。此結果亦顯示於表7。

[表7]

如表7所示，在任一個發明例中，比起冷軋板退火為1次的發明例(試驗No.57、No.60、No.63或No.66)，其舊γ粒徑小，而可獲得較為優異的機械特性。

產業上之可利用性 本發明可利用於例如，與適合用做汽車零件的熱壓印成形體用鋼板相關之產業。

Claims (5)

1. 一種熱壓印用鋼板，其特徵在於具有以下所示之鋼組織：變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵的面積分率：合計為80%以上；碳化物的個數密度(個/μm²)和碳化物當中已析出至舊沃斯田鐵粒內的碳化物其比例之積(個/μm²)：0.50以上。
2. 如請求項1的熱壓印用鋼板，其中，C含量為0.27質量%以上且在0.60質量%以下。
3. 如請求項1或2的熱壓印用鋼板，其中，維氏硬度為500Hv以上。
4. 如請求項1或2的熱壓印用鋼板，其具有鍍層。
5. 如請求項3的熱壓印用鋼板，其具有鍍層。