TWI664302B - Hot stamping - Google Patents

Abstract

一種彎曲變形能力優異的高強度鋼板之熱壓印成形體，其特徵在於：鋼板具有預定之成分組成；並且，鋼板之微觀組織以面積率計90%以上為下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之1種以上；且以下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵的晶粒之＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為15°以上之晶界長度相對於旋轉角為5°以上且75°以下之晶界長度的比率在80%以上。

Description

熱壓印成形體

本發明係關於一種使用在需要強度的汽車或構造物的構造構件或補強構件上之熱壓印成形體，特別是有關於具有優異彎曲變形能力之熱壓印成形體。

背景技術 近年來，基於環境保護及節約資源的觀點而不斷要求汽車車體之輕量化，因此將高強度鋼板應用於汽車用構件的情況持續加速。但是，由於成形性會隨著鋼板的高強度化而劣化，對高強度鋼板而言，對複雜形狀之構件的成形性便會成為課題。

為了解決上述課題，在將鋼板加熱到沃斯田鐵區的高溫後實施壓製成形之熱壓印的應用正持續發展。熱壓印因係在壓製加工的同時，於模具內實施淬火處理，故作為能兼顧對汽車用構件的成形與確保強度之技術而受到矚目。

另一方面，對於以熱壓印來成形高強度鋼板而得之成形體而言，能在衝撞時吸收衝擊的性能(衝撞變形部位)是必要的，為此，必須有高衝擊吸收能力(彎曲變形能力)。

作為可滿足此要求的技術，在專利文獻1中揭示有以下技術：將熱壓印用鋼鈑退火，使碳化物中Mn或Cr濃化而作成難以溶解的碳化物，藉此在熱壓印加熱時利用該等碳化物來抑制沃斯田鐵的成長以使其細粒化。

專利文獻2中，揭示有藉由在熱壓印加熱時以90℃/s以下的加熱速度升溫，以使沃斯田鐵細粒化的技術。

專利文獻3、專利文獻4、專利文獻5中也揭示有使沃斯田鐵細粒化以提升韌性的技術。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：國際專利公開第2015/147216號 專利文獻2：日本專利特許第5369714號公報 專利文獻3：日本專利特許第5114691號公報 專利文獻4：日本專利特開2014-15638號公報 專利文獻5：日本專利特開2002-309345號公報

發明概要 發明欲解決之課題 然而，以上述專利文獻1~5所揭示的技術難以獲得更被細粒化的沃斯田鐵，而無法期望能得到較以往更高的強度或彎曲變形能力。

本發明有鑑於習知技術之課題，而以在高強度鋼板之熱壓印成形體中確保更優異的彎曲變形能力為課題，且目的在於提供一種能解決該課題之熱壓印成形體。

用以解決課題之手段 本發明人等針對解決上述課題之方法進行了精闢研討。其結果發現：於熱壓印成形體中，只要使以下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界生成80%以上，就能獲得優異彎曲變形能力。

本申請案之發明係基於上述見解並進一步進行研討而作成者，其要旨如下。

(1)一種熱壓印成形體，其特徵在於：其成分組成以質量%計含有：C：0.35%以上且在0.75%以下、Si：0.005%以上且在0.25%以下、Mn：0.5%以上且在3.0%以下、sol.Al：0.0002%以上且在3.0%以下、Cr：0.05%以上且在1.00%以下、B：0.0005%以上且在0.010%以下、Nb：0.01%以上且在0.15%以下、Mo：0.005%以上且在1.00%以下、Ti：0%以上且在0.15%以下、Ni：0%以上且在3.00%以下、P：0.10%以下、S：0.10%以下及N：0.010%以下，且剩餘部分為Fe及無法避免的不純物；並且，微觀組織以面積率計包含90%以上之下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之至少1種；且以上述下變韌鐵、上述麻田散鐵及上述回火麻田散鐵的晶粒之＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為15°以上之晶界長度相對於旋轉角為5°以上且75°以下之晶界長度的比率在80%以上。

(2)如前述(1)之熱壓印成形體，其具有鍍層。

發明效果 根據本發明，可提供具有優異彎曲變形能力之熱壓印成形體。

用以實施發明之形態 本發明之特徵在於：於熱壓印成形體中，以下變韌鐵或麻田散鐵、及回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，使旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中，旋轉角為15°以上之晶界生成80%以上，藉此以獲得優異彎曲變形能力。藉由將熱壓印成形體之組織作成此種組織而可提升優異彎曲變形能力，是因為15°以上之高角度晶界之抑制龜裂傳播的效果比小於15°之低角度晶界高所致。經精闢研討的結果，本發明人等發現到可藉由以下方法來獲得上述組織。

作為第一階段，係控制每單位時間的熔鋼澆鑄量。藉此來抑制Mo、Nb之析出，以使鋼中之Mo、Nb的固溶量增加。

若控制每單位時間的熔鋼澆鑄量而抑制Mo、Nb之析出，Mn之微觀偏析也會同時受到抑制，故P的陷阱位置(trap site)便會消失，完工軋延時P會偏析於舊沃斯田鐵晶界中。如此一來，由於晶界之脆化強度降低，因此即使控制結晶方位，仍無法充分獲得彎曲變形能力。這是因為Mn和P的親和性高，Mn之偏析會發揮作為P的陷阱位置之機能，而消除Mn之偏析會造成P在舊沃斯田鐵晶界中擴散。在本發明中，係藉由控制軋延條件來解決此課題。

作為第二階段，係藉由控制熱完工軋延的軋縮率、溫度及軋延後的冷卻條件，來抑制Mn或Cr往碳化物中濃化。為了將下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之結晶晶界作成優先之沃斯田鐵的逆變態位置，碳化物宜為易溶解。為此，使Mn或Cr等會阻礙碳化物溶解的元素不會在碳化物中濃化即為重要。

並且，藉由抑制Mo、Nb的析出，並使Nb和Mo固溶於舊沃斯田鐵晶界中，以利用Nb和Mo來佔據P的偏析位置，藉此消除P往舊沃斯田鐵偏析。由此，不僅可利用Mo或Nb來提升晶界強度，還能抑制晶界脆化強度的降低。

而且，可透過控制卷料捲取條件，來利用固溶Mo及Nb之效果使沃斯田鐵之強度上升。此外，由沃斯田鐵往下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵相變態時，有利於緩和因變態而產生之應力的結晶方位會優先生成。藉此，可在熱壓印用鋼鈑中控制下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比。

藉由將具有上述特徵的熱壓印用鋼鈑供於熱壓印步驟，並利用沃斯田鐵與麻田散鐵之織構記憶效果，於熱壓印成形體中，使以下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界生成80%以上。

本發明係在熱壓印步驟中藉由活用下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之結晶晶界作為沃斯田鐵之逆變態位置，而能夠將已於熱壓印用鋼鈑中展現之結晶方位控制延續到熱壓印成形體中。

以下，將針對本發明之熱壓印成形體及其製造方法進行說明。

首先，就構成本發明之熱壓印成形體的成分組成之限定理由進行說明。以下，與成分組成有關的符號%是指質量%。

「C：0.35%以上且在0.75%以下」 C係用以獲得2000MPa以上之拉伸強度的重要元素。若小於0.35%，麻田散鐵較為柔軟，而難以確保2000MPa以上之拉伸強度，故C係設為0.35%以上。且宜為0.37%以上。上限雖無特別規定，但有鑑於所要求的強度與抑制早期斷裂的平衡，而將上限設為0.75%。

「Si：0.005%以上且在0.25%以下」 Si係能提高彎曲變形能力而有助於提升衝擊吸收能力的元素。若小於0.005%，則彎曲變形能力貧乏以致衝擊吸收能力劣化，故要添加0.005%以上。且宜為0.01%以上。另一方面，若大於0.25%，往碳化物之固溶量會增加以致碳化物變得難以溶解，溶剩之碳化物就會成為沃斯田鐵之逆變態位置，而無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故將上限設為0.25%。且宜為0.22%以下。

「Mn：0.5%以上且在3.0%以下」 Mn係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素。若小於0.5%，則固溶強化能力貧乏導致麻田散鐵變軟，而難以確保2000MPa以上的拉伸強度，故要添加0.5%以上。且宜為0.7%以上。另一方面，若添加大於3.0%，往碳化物之固溶量會增加以致碳化物變得難以溶解，溶剩之碳化物就會成為沃斯田鐵之逆變態位置，而變得無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故以3.0%為上限。且宜為2.5%以下。

「sol.Al：0.0002%以上且在3.0%以下」 Al係可發揮將熔鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。若小於0.0002%，便會充分脫氧並生成粗大氧化物而引起早期斷裂，故sol.Al係設為0.0002%以上。且宜為0.0010%以上。另一方面，若添加大於3.0%，便會生成粗大氧化物而引起早期斷裂，故設為3.0%以下。且宜為2.5%以下，更宜為0.5%以下。

「Cr：0.05%以上且在1.00%以下」 Cr係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素。若小於0.05%，則固溶強化能力貧乏導致麻田散鐵變軟，而難以確保2000MPa以上的拉伸強度，故要添加0.05%以上。且宜為0.1%以上。另一方面，若添加大於1.00%，往碳化物之固溶量會增加以致碳化物變得難以溶解，溶剩之碳化物就會成為沃斯田鐵之逆變態位置，而變得無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故以1.00%為上限。且宜為0.8%以下。

「B：0.0005%以上且在0.010%以下」 B係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素。若小於0.0005%，則固溶強化能力貧乏導致麻田散鐵變軟，而難以確保2000MPa以上的拉伸強度，故要添加0.0005%以上。且宜為0.0008%以上。另一方面，若添加大於0.010%，往碳化物之固溶量會增加以致碳化物變得難以溶解，溶剩之碳化物就會成為沃斯田鐵之逆變態位置，而變得無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故以0.010%為上限。且宜為0.007%以下。

「Nb：0.01%以上且在0.15%以下」 Nb係會固溶於舊沃斯田鐵晶界中而使晶界強度上升的元素。並且，Nb因會固溶於晶界中而可阻礙P的晶界偏析，故可提升晶界的脆化強度。因此，要添加0.01%以上。且宜為0.030%以上。另一方面，若添加大於0.15%，會變得容易作為碳化物析出，而無法在熱壓印用鋼鈑中，令下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比為2.8以上，就結果而言，會變得無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故設為0.15%以下。且宜為0.12%以下。

「Mo：0.005%以上且在1.00%以下」 Mo係會固溶於舊沃斯田鐵晶界中而使晶界強度上升的元素。並且，Mo因會固溶於晶界中而可阻礙P的晶界偏析，故可提升晶界的脆化強度。因此，要添加0.005以上。且宜為0.030%以上。另一方面，若添加大於1.00%，會變得容易作為碳化物析出，而無法在熱壓印用鋼鈑中，令下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比為2.8以上，就結果而言，會變得無法將以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界控制為80%以上，故設為1.00%以下。且宜為0.80%以下。

「Ti：0%以上且在0.15%以下」 Ti雖非必要元素，但係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素，因此亦可視需要來添加。當添加Ti時，為了獲得添加效果，宜設定為0.01%以上。且宜為0.02%以上。另一方面，若添加大於0.15%，便會生成粗大碳化物或氮化物而引起早期斷裂，故設為0.15%以下。且宜為0.12%以下。

「Ni：0%以上且在3.00%以下」 Ni雖非必要元素，但係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素，因此亦可視需要來添加。當添加Ni時，為了獲得添加效果，宜設定為0.01%以上。且宜為0.02%以上。另一方面，若添加大於3.00%，鋼會變脆而引起早期斷裂，故設為3.00%以下。且宜為2.00%以下。

「P：0.10%以下」 P係不純物元素，且係容易偏析於晶界中而使晶界的脆化強度降低的元素。若大於0.10%，晶界的脆化強度會明顯降低而引起早期斷裂，故P係設為0.10%以下。且宜為0.050%以下。下限雖無特別限定，但若減低至小於0.0001%，脫P成本會大幅上升而變得不利於經濟面，故在實用鋼板上，0.0001%即為實質下限。

「S：0.10%以下」 S係不純物元素，且係會形成夾雜物的元素。若大於0.10%，便會生成夾雜物而引起早期斷裂，故S係設為0.10%以下。且宜為0.0050%以下。下限雖無特別限定，但若減低至小於0.0015%，脫S成本便會大幅上升而變得不利於經濟面，故在實用鋼板上，0.0015%即為實質下限。

「N：0.010%以下」 N係不純物元素，且會形成氮化物而引起早期斷裂，故設定為0.010%以下。且宜為0.0075%以下。下限雖無特別限定，但若減低至小於0.0001%，脫N成本便會大幅上升而變得不利於經濟面，故在實用鋼板上，0.0001%即為實質下限。

成分組成的剩餘部分為Fe及不純物。作為不純物，可例示會從鋼原料或廢料以及/或在製鋼過程中無法避免地混入，並在不阻礙本發明之熱壓印成形體之特性的範圍內所容許的元素。

接下來，就本發明之熱壓印成形體的微觀組織之限定理由進行說明。

「令以下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界為80%以上」

下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的方位控制，係用以確保優異彎曲變形能力的重要組織因子。根據本發明人等之研討，為了獲得熱壓印成形體所要求之衝擊吸收能力，使以下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界越增加越好，且就比率而言必須控制為80%以上。且較佳是在85%以上。

以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界的比率，係如以下進行測定。

從熱壓印成形體之中央部以可觀察與其板面成垂直之截面(板厚截面)的方式切出試樣。使用#600至#1500的碳化矽紙研磨測定面後，使用令粒度1μm至6μm之鑽石粉末在酒精等稀釋液或純水中分散而得之液體來加工成鏡面。

接著，使用標準膠質氧化矽懸浮液(粒徑0.04μm)，進行8~20分鐘之完工研磨。

在以丙酮或乙醇洗淨研磨後的試料後使其乾燥，並設定於掃描型電子顯微鏡內。所使用之掃描型電子顯微鏡係採用配備有EBSD檢測器(TSL製DVC5型檢測器)的機種。

在試樣之板厚3/8位置~5/8位置中，以0.1μm之測定間隔對板厚方向上50μm且軋延方向上50μm之範圍進行EBSD測定，以獲得結晶方位資訊。測定條件係設定為真空度在9.6×10 ^-5以下、加速電壓為15kV、照射電流為13nA、Binning尺寸為4×4，且曝光時間設為42秒。

將測定資料使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」所搭載的「Inverse Pole Figure Map」及「Axis Angle」機能，算出在具有體心立方結構之晶粒的晶界當中，以＜011＞方向為旋轉軸而旋轉角為5°以上且75°以下之晶界的長度。

接著，算出以＜011＞方向為旋轉軸而旋轉角為15°以上且75°以下之晶界的長度，並算出將其除以以＜011＞方向為旋轉軸而旋轉角為5°以上且75°以下之晶界的長度而得之值。

於至少5處以上實施上述測定，並以其平均值作為以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界的比率。

「以微觀組織面積率計，90%以上為下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之1種以上」

為使熱壓印成形體獲得1500MPa以上的拉伸強度，微觀組織以面積率計必須包含90%以上的麻田散鐵或回火麻田散鐵。且宜在94%以上。而在確保拉伸強度的觀點上，微觀組織亦可為下變韌鐵。面積率90%以上的組織可為下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵中的1種，亦可為該等之混合組織。

微觀組織的剩餘部分並無特別規定，可列舉譬如上變韌鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵。

下變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的面積率，係如以下進行測定。

從熱壓印成形體的中央切出與板面成垂直的截面，並使用#600至#1500的碳化矽紙研磨測定面後，使用令粒度1~6μm之鑽石粉末在酒精等稀釋液或純水中分散而得之液體來加工成鏡面。

於1.5~3%硝酸-酒精溶液中浸漬5~10秒，使高角度晶界露出。此時，腐蝕作業係在排氣處理裝置內實施，且作業氣體環境的溫度係設為常溫。

在以丙酮或乙醇洗淨腐蝕後的試料後使其乾燥，並供於掃描型電子顯微鏡觀察。所使用的掃描型電子顯微鏡係設為配備有2電子檢測器之物。在9.6×10 ^-5以下的真空中，以加速電壓10kV、照射電流等級8對試料照射電子射線，並以試料的1/4板厚位置為中心拍攝1/8~3/8位置之範圍的二次電子影像。拍攝倍率係以橫386mm×縱290mm的畫面為基準而設定成10000倍，拍攝視野數則設定為10視野以上。

在拍攝而得的二次電子影像中，由於結晶晶界與碳化物係被拍攝為明亮之對比，故可藉由結晶晶界與碳化物的位置來簡便地判定組織。當晶粒內部有碳化物形成時，係回火麻田散鐵或下變韌鐵，晶粒中未於內部觀察到碳化物之組織則係麻田散鐵。

另一方面，在結晶晶界中有碳化物形成之組織係上變韌鐵或波來鐵。

關於殘留沃斯田鐵，由於結晶構造與上述微觀組織不同，故係在與拍攝二次電子影像之位置相同的視野中利用電子背向散射繞射法來測定。所使用的掃描型電子顯微鏡係設為配備有能進行電子背向散射繞射法的相機之物。在9.6×10 ^-5以下的真空中，以加速電壓25kV、照射電流等級16對試料照射電子射線以進行測定，並根據所得的測定資料來作成面心立方晶格之分布圖。

拍攝倍率係以橫386mm×縱290mm的畫面為基準而以10000倍進行拍攝後，於拍攝而得之照片上作成2μm間隔的網格，挑選出位於網格交點的微觀組織。並以將各組織的交點數除以所有的交點而得之值作為該微觀組織的面積分率。在10個視野中執行此操作，算出平均值並以其作為微觀組織的面積率。

「熱壓印用鋼鈑的製造方法」 接下來，說明本發明之熱壓印成形體以及用以製得用於製造熱壓印成形體之熱壓印用鋼板的製造方法之形態，但本發明並不限定於如以下所說明之形態。

＜熱壓印用鋼板的製造方法＞

(1)連續鑄造步驟 藉由連續鑄造法將具有上述化學組成之熔鋼製成鋼片(鋼胚)。在此連續鑄造步驟中，宜將每單位時間的熔鋼澆鑄量設定為6ton/分鐘以下。連續鑄造時，若熔鋼之每單位時間的澆鑄量(澆鑄速度)大於6ton/分鐘，在Mn的微觀偏析增加的同時，以Mo或Nb為主體的析出物之成核量就會增加。澆鑄量更宜設為5ton/分鐘以下。澆鑄量之下限並無特別限定，但從操作成本的觀點來看，宜為0.1ton/分鐘以上。

(2)熱軋延步驟 將上述鋼片熱軋延以製成鋼板。此時，在以式(2)定義之A3變態溫度+10℃以上且A3變態溫度+200℃以下的溫度區中結束熱軋延，並設此時的最後一段之軋縮率為12%以上，在從完工軋延結束後起算1秒以內開始冷卻，在從完工軋延結束溫度起至550℃為止的溫度區中以100℃/秒以上的冷卻速度冷卻，並在小於500℃之溫度下進行捲取。

A3變態溫度=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo .... 式(2)

藉由將完工軋延溫度設定為A3變態溫度+10℃以上，來促進沃斯田鐵的再結晶。藉此，在晶粒內形成低角度晶界的情形便會受到抑制，而可減少Nb、Mo的析出位置。並且，因藉由減少Nb、Mo的析出位置亦能抑制C的消耗，故在後續的步驟中，便可提高碳化物的個數密度。較佳為A3變態溫度+30℃以上。

藉由將完工軋延溫度設定為A3變態溫度+200℃以下，來抑制沃斯田鐵之過度晶粒成長。藉由在A3變態溫度+200℃以下之溫度區中進行完工軋延，可促進沃斯田鐵的再結晶，並且亦不會發生過度的晶粒成長，故在捲取步驟中可以獲得微細碳化物。較佳為A3變態溫度+150℃以下。

藉由將完工軋延的軋縮率設定為12%以上，來促進沃斯田鐵的再結晶。藉此，在晶粒內形成低角度晶界的情形便會受到抑制，而可減少Nb、Mo的析出位置。較佳是在15%以上。

在從完工軋延結束後起算1秒以內且較佳係在0.8秒以內開始冷卻，在從完工軋延結束溫度起至550℃為止的溫度區中以100℃/秒以上的冷卻速度冷卻，藉此可以減少在會促進Nb及Mn之析出的溫度區中的停留時間。其結果，可以抑制Nb、Mo在沃斯田鐵中的析出，沃斯田鐵晶界中的Nb及Mo固溶量便會增加。

藉由將捲取溫度設為小於500℃，可以提高上述效果，並可在熱壓印用鋼鈑中控制晶粒之{112}＜111＞之X射線隨機強度比。又，在剛進行完工軋延後，Nb和Mo會固溶於沃斯田鐵中，藉由使固溶有Nb和Mo的沃斯田鐵變態成下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵，Nb、Mo會使有利於緩和因變態而發生之應力的結晶方位優先生成，因此可以控制晶粒之{112}＜111＞之X射線隨機強度比。較佳為小於480℃。下限雖然無特別規定，但在實際操作上要於室溫以下進行捲取有其困難，故室溫即為下限。

(3)鍍層之形成 於軟化層表面上，亦可以提升耐蝕性等為目的而形成鍍層。鍍層可為電鍍層及熔融鍍層之任一者。作為電鍍層，可例示出：電鍍鋅層、電鍍Zn-Ni合金層等。作為熔融鍍層，可例示出：熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、熔融鍍鋁層、熔融Zn-Al合金鍍層、熔融Zn-Al-Mg合金鍍層、熔融Zn-Al-Mg-Si合金鍍層等。鍍層的附著量並無特別限制，為一般的附著量即可。

(4)其他步驟 在熱壓印用鋼板之製造中，其他亦可包含酸洗、冷軋延、調質軋延等周知製法。

＜熱壓印成形體的製造步驟＞

本發明之熱壓印成形體，係藉由將熱壓印用鋼鈑以小於100℃/s的平均加熱速度在500℃以上且A3點以下的溫度區中加熱並維持後，進行熱壓印成形，並於成形後將成形體冷卻至室溫而製造。

又，為了調整強度，亦可將熱壓印成形體的一部分區域或所有區域以200℃以上且500℃以下的溫度進行回火。

藉由以小於100℃/s之平均加熱速度在500℃以上且A3點以下之溫度區中加熱，熱壓印用鋼鈑中生成之下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵的粒界會作為沃斯田鐵之逆變態位置而發揮機能，並利用沃斯田鐵與麻田散鐵之織構記憶效果，而可於熱壓印成形體中，使以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界生成80%以上。

若平均加熱速度為100℃/s以上，微細碳化物會成為沃斯田鐵之逆變態位置，因此無法獲得沃斯田鐵與麻田散鐵之織構記憶效果。較佳為90℃/s以下。下限雖未特別規定，但若小於0.01℃/s，會變得不利於製造成本，因此宜為0.01℃/s以上。更宜為1℃/s以上。

為了使舊沃斯田鐵粒微細化，熱壓印時之維持溫度宜設為A3點+10℃以上且A3點+150℃以下。並且，熱壓印後的冷卻速度，由提升強度的觀點來看宜設為10℃/s以上。 實施例

接下來，說明本發明實施例，惟，實施例中之條件僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，且本發明不受該一條件例限定。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

對於鑄造表1-1~1-3所示成分組成的熔鋼而製得之鋼片，實施表2-1~2-3所示熱軋延、冷軋延而作成熱壓印用鋼板後，對該熱壓印用鋼板實施表3-1~3-3所示熱處理並進行熱壓印成形，而製造出成形體。

於表3-1~3-3中顯示熱壓印成形體之微觀組織及機械特性。

[表1-1]

[表1-2]

[表1-3]

[表2-1]

[表2-2]

[表2-3]

[表3-1]

[表3-2]

[表3-3]

於熱壓印成形體中，以先前敘述之方法測定了下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之面積率，並測定了以下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之結晶粒的＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為5°以上且75°以下之晶界當中旋轉角為15°以上之晶界的比率。

熱壓印成形體的強度係進行拉伸試驗而評估。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載的5號試驗片並依據JIS Z 2241所記載的試驗方法來實施，且以最大強度在2000MPa以上為合格。

彎曲變形能力的評估是根據德國汽車工業協會所規定之VDA基準(VDA238-100)，以以下測定條件進行評估。於本發明中，將彎曲試驗中所得之最大荷重時的位移以VDA基準變換成角度，並求出最大彎曲角度，以最大彎曲角為50°以上的材料為合格。

試驗片尺寸：60mm(軋延方向)×30mm(與軋延成垂直之方向)、板厚1.0mm 彎曲稜線：與軋延成直角的方向 試驗方法：輥支撐、衝頭擠壓 輥徑：φ30mm 衝頭形狀：前端R=0.4mm 輥間距離：2.0×1.0(mm)+0.5mm 擠壓速度：20mm/min 試驗機：SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN

可確認到本發明之熱壓印成形體之拉伸強度為2000MPa以上，且具有優異彎曲變形能力。另一方面，在化學組成、製造方法不適當之例中，無法獲得目標特性。

Claims (2)

1. 一種熱壓印成形體，其特徵在於： 其成分組成以質量%計含有： C：0.35%以上且在0.75%以下、 Si：0.005%以上且在0.25%以下、 Mn：0.5%以上且在3.0%以下、 sol.Al：0.0002%以上且在3.0%以下、 Cr：0.05%以上且在1.00%以下、 B：0.0005%以上且在0.010%以下、 Nb：0.01%以上且在0.15%以下、 Mo：0.005%以上且在1.00%以下、 Ti：0%以上且在0.15%以下、 Ni：0%以上且在3.00%以下、 P：0.10%以下、 S：0.10%以下、及 N：0.010%以下，且 剩餘部分為Fe及無法避免的不純物；並且， 微觀組織以面積率計包含90%以上之下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之至少1種；且 以上述下變韌鐵、上述麻田散鐵及上述回火麻田散鐵的晶粒之＜011＞方向為旋轉軸，旋轉角為15°以上之晶界長度相對於旋轉角為5°以上且75°以下之晶界長度的比率在80%以上。
2. 如請求項1之熱壓印成形體，其具有鍍層。