TWI666331B - Hot stamping - Google Patents

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Abstract

本發明有鑑於習知技術之課題，提供一種熱壓印成形體，其兼顧了用以實現耐撞擊特性之高彎曲性與高延展性以及耐氫脆化特性，並可抑制硬度參差之。本發明之熱壓印成形體具備板厚中央部與配置於前述板厚中央部的兩側或單側之軟化層，且該熱壓印成形體之特徵在於：前述板厚中央部具有500Hv以上且800Hv以下之硬度；從前述軟化層表面下20μm之深度起到軟化層厚度1/2之深度的金屬組織中，就平行於板厚方向之截面而言，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，前述結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差在8°以上且15°以下的結晶粒之合計面積率為50%以上且小於85%。

Description

熱壓印成形體
本發明是有關於使用於需要強度之汽車或構造物之構造構件或補強構件的熱壓印成形體，尤其是有關於熱壓印後之強度、耐撞擊特性、延展性及耐氫脆化特性優異且硬度參差小之熱壓印成形體。
背景技術
近年，由環境保護及省資源化的觀點來看不斷地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。然而，伴隨著鋼板的高強度化，成形性卻會劣化，因此在高強度鋼板中，對複雜形狀之構件的成形性就成了課題。
為了解決上述課題，在將鋼板加熱至沃斯田鐵區之高溫後實施壓製成形之熱壓印的應用正在進展。由於熱壓印是與壓製加工同時在模具內實施淬火處理，因此可獲得對應鋼板之C量的強度，且作為兼顧汽車用構件之成形與強度確保的技術而受到矚目。
然而，藉由壓製淬火而製造之以往的熱壓印零件，由於整個板厚區域為硬質組織(主要為麻田散鐵)所形成，因此當汽車撞擊時一旦產生彎曲變形，便會在零件之翹曲部位產生最大的應變，且破裂會以鋼板之表層附近 為起點進展，最終會容易斷裂。
例如，藉由壓製淬火製造而得之以往的帽形構件等熱壓印零件，若在汽車撞擊時產生彎曲變形，便會因帽形構件翹曲而使變形局部化，導致作為帽形構件之耐荷重降低。亦即，作為熱壓印零件之構件的最大荷重不僅會受到構件強度的影響，還會受到容易產生翹曲的程度影響。當鋼板之延展性高時，在作為構件而被成形為一定形狀之狀態下，變形區域會變得不易局部化。亦即該構件不易翹曲。
又，在熱壓印成形體中，接觸模具的方式並不一定相同，例如在帽形構件之縱壁部等中冷卻速度容易降低。因此於鋼板上會有局部性地形成硬度較低之區域的情況。局部性之軟化部於撞擊時變形會集中，而成為發生破裂的主要原因，因此成形體中硬度參差小，亦即確保穩定之強度，在確保耐撞擊特性上是很重要的。
因此在熱壓印零件中延展性也很重要，但一般來說麻田散鐵的延展性低。此外，由於鋼板之表層的晶格缺陷密度高所以會促進氫的侵入，而有耐氫脆化特性變得貧乏的問題。因上述理由，藉由壓製淬火而製造之熱壓製零件，對汽車零件的應用部位在過去是被限定的。
對於上述問題，提案有一種提高熱壓製零件之變形能力以抑制破裂的技術。專利文獻1中揭示了一種技術，其將熱壓製零件之板厚中央的硬度設為400Hv以上，且另一方面於表層形成厚度20μm以上且200μm以下 且硬度300Hv以下的軟質層，藉此來確保拉伸強度1300MPa以上的強度，並抑制汽車撞擊時的破裂。專利文獻2中揭示了一種藉由將板厚表層之碳濃度控制在板厚中心部之碳濃度的1/5以下，來減低表層之晶格缺陷密度以改善耐氫脆性之技術。且專利文獻3中揭示了一種藉由令板厚中心部為肥粒鐵與麻田散鐵的複合組織，並提高表層部分的肥粒鐵組織分率，即使表層部受到嚴重的彎曲變形仍能夠緩和應力之技術。
然而，專利文獻1及專利文獻2中，由於是令板厚之表層部為軟質組織，並以硬質組織構成板厚之中央部，而在板厚方向上產生急遽之硬度梯度，因此在受到彎曲變形時，會有在產生急遽之硬度梯度的軟質組織及硬質組織的邊界附近容易產生破裂的課題。又，專利文獻3中，雖藉由令板厚之表層部為軟質組織，並令板厚之中央部為硬質組織與軟質組織的複合組織，來減低板厚方向上急遽之硬度梯度，但由於令板厚之中央部為複合組織，故拉伸強度的上限便成為1300MPa左右，要確保熱壓製零件所要求之拉伸強度1500MPa以上是有困難的。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2015-30890號公報
專利文獻2：日本專利特開2006-104546號公報
專利文獻3：國際專利公開第2015/097882號
發明概要
本發明有鑑於習知技術之課題，目的在於提供一種熱壓印成形體，其兼顧了用以實現耐撞擊特性之高彎曲性與高延展性以及耐氫脆化特性，並可抑制硬度參差。
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，要提升耐氫脆化特性，是以減低板厚表層之晶格缺陷密度為有效，為此，必須在表層形成軟質組織。另一方面，為了確保1500MPa以上之拉伸強度，必須僅以硬質組織構成板厚之中央部。當如上所述令板厚之表層為軟質組織，並以硬質組織構成板厚之中央部時，只要可以減低在硬質組織與軟質組織之邊界附近產生之板厚方向之急遽的硬度梯度，便可確保拉伸強度1500MPa以上的強度與良好之耐氫脆化特性，並獲得良好之彎曲性。
於是，發明人等調查藉由控制軟質組織即表層的組織而獲得良好彎曲性之鋼板的金屬組織，並且反覆進行了精闢研討。其結果發現：在構成表層之金屬組織中，就板厚截面而言，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，該金屬組織宜以前述結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差在8°以上且小於15°的結晶粒構成。該等之測定係於表層表面下20μm之深度位置起到表層厚度1/2之深度位置(表層中心)的區域中進行。並發現：可藉由上 述金屬組織來排除熱壓印成形體之表面性狀的影響、及從板厚中央部到表層之遷移部分的影響。
更進一步地，藉由控制板厚之中央部的Mn及Si添加量，而提升延展性，並提高淬火性而穩定確保高強度。其結果，便可抑制在彎曲變形時產生破裂，保證1500MPa以上之拉伸強度與良好的耐氫脆化特性，並成功實現優異之彎曲性、延展性，還成功實現強度穩定性，而可獲得耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異之熱壓印成形體。
本發明是根據上述見解而完成者，其要旨如下。
(1)一種熱壓印成形體，具備板厚中央部與配置於前述板厚中央部的兩側或單側之軟化層，該熱壓印成形體之特徵在於：前述板厚中央部以質量%計含有：C：0.20%以上且小於0.70%、Si：小於3.00%、Mn：0.20%以上且小於3.00%、P：0.10%以下、S：0.10%以下、sol.Al：0.0002%以上且在3.0000%以下、N：0.01%以下，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物所構成，並具有500Hv以上且800Hv以下之硬度；從前述軟化層表面下20μm之深度起到軟化層厚度1/2 之深度的金屬組織中，就平行於板厚方向之截面而言，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，前述結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差在8°以上且小於15°的結晶粒之合計面積率為50%以上且小於85%；並且拉伸強度為1500MPa以上。
(2)如(1)之熱壓印成形體，其Si含量為0.50%以下，且Mn含量為0.20%以上且小於1.50%。
(3)如(1)之熱壓印成形體，其Si含量為0.50%以下，且Mn含量為1.50%以上且小於3.00%。
(4)如(1)之熱壓印成形體，其Si含量為大於0.50%且小於3.00%，Mn含量為0.20%以上且小於1.50%，並且前述板厚中央部以面積分率計包含1.0%以上且小於5.0%的殘留沃斯田鐵。
(5)如(1)之熱壓印成形體，其Si含量為大於0.50%且小於3.00%，Mn含量為1.50%以上且小於3.00%，並且前述板厚中央部以面積分率計包含1.0%以上且小於5.0%的殘留沃斯田鐵。
(6)如(1)至(5)中任一項之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有Ni：0.01%以上且在3.00%以下。
(7)如(1)至(5)中任一項之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有下述1種或2種以上元素：Nb：0.010%以上且在0.150%以下、Ti：0.010%以上 且在0.150%以下、Mo：0.005%以上且在1.000%以下、B：0.0005%以上且在0.0100%以下。
(8)如(6)之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有下述1種或2種以上元素：Nb：0.010%以上且在0.150%以下、Ti：0.010%以上且在0.150%以下、Mo：0.005%以上且在1.000%以下、B：0.0005%以上且在0.0100%以下。
(9)如(1)至(5)中任一項之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
(10)如(6)之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
(11)如(7)之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
(12)如(8)之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
根據本發明，可提供一種彎曲性、延展性、耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異且硬度參差小的熱壓印成形體。
圖1係說明製造本發明之熱壓印成形體時C原子之擴散的示意圖。
圖2係顯示與製造本發明之熱壓印成形體的方法中所使用之粗軋延有關的軋延道次後之差排密度變化的圖表。
發明實施形態
(本發明之熱壓印成形體的構造)
本發明之熱壓印成形體係於其兩側或單側之表面上配置有軟化層的構造。前述軟化層係具有較板厚中央部之硬度低10Hv以上之硬度的區域。
(板厚中央部)
本發明之熱壓印成形體的板厚中央部係以具有500Hv以上且800Hv以下之硬度為必要條件。針對為了使板厚中央部之硬度在前述範圍內而限定板厚中央部之成分組成的理由，說明如下。以下，關於成分組成之符號%意指質量%。
(C：0.20%以上且小於0.70%)
C係用以在板厚中央部獲得500Hv以上且800Hv以下之硬度的重要元素。若小於0.20%，將難以在板厚中央部確保500Hv以上，因此C是設為0.20%以上。且較佳是在0.30%以上。另一方面，若大於0.70%，則板厚中央部之硬度會大於800Hv而導致彎曲性降低，因此C是設為0.70%以下。且較佳是在0.50%以下。
(Si：小於3.00%)
Si係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素。為了獲得因Si固溶到金屬組織中而帶來之提升鋼板強度的效果，Si添加量以0.30%以上為佳，但即使添加大於0.5%之Si，前述效果仍會飽和。
Si亦具有生成殘留沃斯田鐵並提高延展性 的效果。為獲得該效果，至少必須添加大於0.50%。另一方面，即使添加大於3.00%，該效果仍會飽和，因此Si之添加量是以小於3.00%為上限。且較佳是小於2.0%。
(Mn：0.20%以上且小於3.00%)
Mn係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素。因Mn固溶到金屬組織中而帶來之提升鋼板強度的效果，若添加量小於0.20%將無法獲得效果，因此要添加0.20%以上。且較佳是在0.70%以上。另一方面，即使添加1.50%以上，該效果仍會飽和。
又，Mn亦具有提高淬火性的效果。藉由添加1.50%以上，便可提高淬火性並穩定地獲得高強度。用以獲得提升淬火性之效果的較佳添加量為1.70%以上。由於即使添加3.00%以上，上述效果仍會飽和，故將Mn添加量的上限設為3.00%。且較佳是小於2.00%。
(P：0.10%以下)
P係會偏析於晶界而阻礙晶界強度的元素。當大於0.10%時，晶界強度會明顯降低，且耐氫脆化特性及彎曲性會降低，因此P是設為0.10%以下。且較佳是在0.05%以下。下限雖無特別限定，但若減低至小於0.0001%，脫P成本便會大幅上升，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
(S：0.10%以下)
S係會形成夾雜物的元素。當大於0.10%時，會生成夾雜物且耐氫脆化特性及彎曲性降低，因此S是設為0.10% 以下。且較佳是在0.0025%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，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
(sol.Al：0.0002%以上且在3.0000%以下)
Al係可發揮將熔鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。本發明中，為了獲得脫氧作用，並不規定鋼中所含有之所有的Al，而是規定作為所謂之酸可溶性之鋁(sol.Al)的含量範圍。由於若sol.Al含量小於0.0002%，脫氧會不充分，因此sol.Al是設為0.0002%以上。且較佳是在0.0010%以上。另一方面，即使添加大於3.0%，該效果仍會飽和，因此將其設為3.0000%以下。
(N：0.01%以下)
N係不純物元素，且係形成氮化物而阻礙彎曲性之元素。當大於0.01%時，會生成粗大氮化物而導致彎曲性明顯降低，因此N是設為0.01%以下。且較佳是在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，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
(Ni：0.010%以上且在3.00%以下)
Ni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。若小於0.010%將無法獲得效果，故要添加0.010%以上。且較佳是在0.5%以上。另一方面，即使添加大於3.00%，該效果仍會飽和，因此將其設為3.00%以下。且較佳是在2.50%以下。
(Nb：0.010%以上且在0.150%以下)
Nb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。若小於0.010%將無法獲得效果，故要添加0.010%以上。且較佳是在0.035%以上。另一方面，即使添加大於0.150%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.150%以下。且較佳是在0.120%以下。
(Ti：0.010%以上且在0.150%以下)
Ti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。小於0.010%時將無法獲得效果，故設為0.010%以上。且較佳是在0.020%以上。另一方面，即使添加大於0.150%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.150%以下。且較佳是在0.120%以下。
(Mo：0.005%以上且在1.0%以下)
Mo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。低於0.005%時將無法獲得效果，故設為0.005%以上。且較佳是在0.0100%以上。另一方面，即使添加大於1.000%，該效果仍會飽和，因此將其設為1.000%以下。且較佳是在0.800%以下。
(B：0.0005%以上且在0.0100%以下)
B係會偏析於晶界而有助於提升晶界強度的元素，因此亦可視需要來添加。若小於0.0005%將無法充分獲得添加效果，故要添加0.0005%以上。且較佳是在0.0010%以上。另一方面，即使添加大於0.0100%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.0100%以下。且較佳是在0.0075%以下。
板厚中央部之成分組成的剩餘部分為Fe及無法避免之不純物。無法避免之不純物係從鋼原料及/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。
(板厚中央部之硬度：500Hv以上且在800Hv以下)
當板厚中央部之硬度在500Hv以上時，可以確保本發明之熱壓印成形體的拉伸強度為1500MPa以上。且較佳是在600Hv以上。另一方面，當板厚中央部之硬度大於800Hv時，與軟化層之硬度差會變得過大而招致彎曲性的劣化，因此將800Hv設為上限。且較佳是在720Hv以下。
板厚中央部之硬度的測定方法如以下。採取與熱壓印成形體之板面呈垂直之截面後，進行測定面之試料的調製，並供予硬度試驗。測定面之調製方法只要依據JIS Z 2244來實施即可，例如使用#600到#1500之碳化矽紙研磨測定面後，使用令粒度1μm到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即可。硬度試驗只要是以JIS Z 2244所記載之方法來實施即可，使用微維氏硬度試驗機在板厚1/2之位置上以荷重1kgf且以壓痕之3倍以上的間隔測定10點，並以其平均值作為熱壓印成形體之板厚中央部的硬度。
(板厚中央部之金屬組織)
板厚中央部以面積分率計包含1%以上之殘留沃斯田鐵，藉此而可提升延展性。且板厚中央部之殘留沃斯田鐵 的面積分率以2%以上較佳。惟，當令殘留沃斯田鐵的面積分率在5%以上時，會招致彎曲性的劣化，故將上限設為小於5%。且較佳是小於4.5%。
殘留沃斯田鐵的面積分率可以如下之方法測定。從熱壓印成型後之構件採取試料後，由軋延面之法線方向起表面切削至板厚1/2之深度為止，並將表面切削所得之面供予X射線繞射測定。可從藉由使用有Mo之Kα線的X射線繞射法而得之像，利用下式求取殘留沃斯田鐵的面積率Vγ。
Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
此處，α(211)係肥粒鐵之(211)面的X射線繞射強度，γ(220)係沃斯田鐵之(220)面的X射線繞射強度，γ(311)係沃斯田鐵之(311)面的X射線繞射強度。
(軟化層)
如前述，本發明中所謂軟化層係於熱壓製成形體之板厚截面的板厚方向上，從比板厚中央部之硬度(板厚1/2之位置的硬度)降低10Hv以上的位置起到前述成形體表面為止的區域。
(軟化層之金屬組織)
就發明人等調查獲得有良好彎曲性之鋼板的金屬組織的結果，發現到在構成軟化層之金屬組織中，就板厚截面而言，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，該金屬組織宜以前述結晶粒內部之最大結晶 方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差為8°以上且小於15°的結晶粒構成。該等之測定係於軟化層表面下20μm之深度位置起到軟化層厚度1/2之深度位置(軟化層中心)的區域中進行。本發明人等進行精闢研討後的結果，發現到由彎曲性等效果的觀點來看，從距軟化層表面20μm的位置起到軟化層厚度1/2之深度位置為止的組織分率是很重要的。藉由上述金屬組織，便可排除熱壓印成形體之表面性狀的影響、及從板厚中央部到軟化層之遷移部分的影響。
在軟化層之前述金屬組織中，前述結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差為8°以上且小於15°的結晶粒之合計面積率為50%以上，且更佳是以55%以上為宜。另一方面，若軟化層之前述金屬組織的合計面積率為85%以上，軟化層與板厚中央部之硬度差會變得過大，而無法在彎曲變形時獲得減低所產生之板厚方向的急遽硬度梯度的效果，因此將其設為小於85%。且較佳是在80%以下。
此外，針對從軟化層厚度1/2之深度位置(軟化層中央)起至與板厚中央部之間，當將軟化層之板厚中央部側(與板厚中央部的交界)之硬度設為HvA，並將軟化層中心的硬度設為HvB時，為HvA-HvB≧10Hv的關係。
以下說明決定從軟化層表面下20μm起到該軟化層厚度1/2之位置為止之區域的方法。採取相對於測定對象之熱壓印成形體表面為垂直的截面(板厚截面)後，進 行測定面之試料調製，並供予硬度試驗。測定面之調製方法只要依據JIS Z 2244來實施即可，例如使用#600到#1500之碳化矽紙研磨測定面後，使用令粒度1μm到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即可。依據JIS Z 2244記載之方法使用微維氏硬度試驗機對已調製測定面之試料實施2次測定。第1次係在從前述熱壓印成形體之板厚方向上距離表面20μm以內之區域起到板厚中央部(板厚1/2之位置)為止，在相對於前述表面呈垂直的方向(板厚方向)上以荷重0.3kgf且以壓痕之3倍以上的間隔進行測定。惟，當有鍍敷層存在時，是從鍍敷或鍍敷與軟化層之素材的合金層正下方20μm以內的區域進行測定。決定比前述板厚中央部的硬度(板厚1/2之位置的硬度)開始降低10Hv以上的位置，並將從該板厚位置到前述熱壓印成形體之表面為止設為軟化層。當軟化層存在於兩面時，第2次的測定係於與第1次相反側的表面(背面)上以同樣方法實施，並決定從板厚中央部之硬度開始降低10Hv以上的位置。
接著，說明軟化層之金屬組織之面積率的計算方法。從熱壓印成形體以可觀察與其表面垂直之截面(板厚截面)的方式切出試樣。試樣之長度依測定裝置而異，但以50μm左右為佳。於試樣之板厚方向上，以0.2μm之測定間隔將從軟化層表面到前述軟化層厚度1/2之位置(軟化層中心)為止的區域進行EBSD解析，而獲得結晶方位資訊。於此，EBSD解析是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡 (JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製DVC5型檢測器)構成之裝置，並以200~300點/秒的解析速度來實施。
其次，對所獲得之結晶方位資訊，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為一個結晶粒，並製作板面方向的結晶方位分佈圖。使用所得之結晶方位分佈圖，來求取一個結晶粒之長軸線與結晶晶界的交點。以2個交點中之任1點為起點並以另1點為終點，來算出包含於結晶粒之長軸線上之所有測定點間之方位差。以所得之方位差的最大值作為該結晶粒之最大結晶方位差，並在對包含於測定區域中之所有結晶粒實施上述解析後，將該等之值的平均值定義為15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差。
上述所定義之最大結晶方位差，只要使用例如附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」所搭載的「Inverse Pole Figure Map」及「Profile Vector」機能，就能簡單地算出。「Inverse Pole Figure Map」機能可描繪具有15°以上之傾角的晶界作為高角度晶界，而且可製作板面方向之結晶方位分佈圖。「Profile Vector」機能可算出包含於任意直線上之所有測定點間的Misorientation Angle(結晶方位差)。針對包含於測定區域之所有結晶粒(不包含位於測定區域之端部的結晶粒)實施上述解析，並算出以15°以上的晶界包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率。當軟化層形成於兩 面時，在熱壓印成形體之背面側也實施上述程序，並採用由表面側與背面側所得之面積率的平均值。
(軟化層之組成)
除了會阻礙強度及/或彎曲性的無法避免之不純物元素即P、S、N以外，軟化層之組成並無特別限制，但為了確保可顯示熱壓印成形體之強度及優異彎曲性的鋼，宜設為以下組成。
軟化層之組成係以C含量、Si含量及Mn含量中任1個或2個以上為板厚中央部之對應元素含量的0.6倍以下為佳，此情況下之各個成分的較佳範圍如以下。
(C：0.05%以上且小於0.42%)
為提高強度，亦可添加0.05%以上之C。而在提高作為構件之耐荷重以提升衝擊特性的觀點上，係以0.10%以上為宜。為了使軟化層的硬度比板厚中央部的硬度低，宜令其較板厚中央部少。為此之軟化層較佳C含量為小於0.42%，在0.35%以下更佳。
(Si：小於2.00%)
Si係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素，因此會為了提高強度而添加。惟，為了使軟化層的硬度比板厚中央部的硬度低，宜令其較板厚中央部少。
當板厚中央部之Si含量為0.50%以下時，軟化層之較佳Si含量為0.30%以下，更佳為0.20%以下。並且，當板厚中央部之Si含量大於0.50%且小於3.00%時，軟化層之較佳Si含量為小於2.00%，更佳為1.50%以下。
(Mn：0.12%以上且小於1.80%)
Mn係可藉由固溶強化而有助於提升強度的元素，因此為了提高強度亦可添加0.12%以上。惟，為了使軟化層的硬度比板厚中央部的硬度低，宜令其較板厚中央部少。
當板厚中央部之Mn含量為0.20%以上且小於1.50%時，軟化層之較佳Mn含量為小於0.90%，且更佳為0.70%以下。又，當板厚中央部之Mn含量為1.50%以上且小於3.00%時，軟化層之較佳Mn含量為小於1.80%，且宜在1.40%以下。
(P：0.10%以下)
P係會偏析於晶界而阻礙晶界強度的元素。當大於0.10%時，晶界強度會明顯降低，且耐氫脆化特性及彎曲性會降低，因此P是設為0.1%以下。且較佳是在0.05%以下。下限雖無特別限定，但若減低至小於0.0001%，脫P成本便會大幅上升，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
(S：0.10%以下)
S係會形成夾雜物的元素。當大於0.10%時，會生成夾雜物且耐氫脆化特性及彎曲性降低，因此S是設為0.10%以下。且宜在0.0025%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，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
(sol.Al：0.0002%以上且在3.0000%以下)
Al係可發揮將熔鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元 素。本發明中，為了獲得脫氧作用，並不規定鋼中所含有之所有的Al，而是規定作為所謂之酸可溶性之鋁(sol.Al)的含量範圍。由於若sol.Al含量小於0.0002%，脫氧會不充分，因此sol.Al宜設為0.0002%以上。且較佳是在0.0010%以上。另一方面，即使添加大於3.0000%，該效果仍會飽和，因此將其設為3.0000%以下。
(N：0.01%以下)
N係不純物元素，且係形成氮化物而阻礙彎曲性之元素。當大於0.01%時，會生成粗大氮化物而導致彎曲性明顯降低，因此N是設為0.01%以下。且較佳是在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，於經濟面相當不利，故在實用上0.0001%為實質下限。
此外，針對軟化層之成分，C含量、Si含量及Mn含量中1種或2種以上相對於板厚中央部之C含量、Si含量及Mn含量宜分別為0.6倍以下，且除了會規定阻礙強度及/或彎曲性的無法避免之不純物元素即P、S、N之上限之外，對於其他成分並無特別限定。一般來說，軟化層在C、Si及Mn以外，亦可任意選擇含有下述成分中之1種或2種以上成分。
(Ni：0.01%以上且在3.00%以下)
Ni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。小於0.01%時將無法獲得效果，故宜添加0.01%以上。且較佳是在0.50%以上。另一方面，即 使添加大於3.00%，該效果仍會飽和，因此將其設為3.00%以下。且較佳是在2.50%以下。
(Nb：0.010%以上且在0.150%以下)
Nb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。小於0.010%時將無法獲得效果，故宜添加0.010%以上。且較佳是在0.035%以上。另一方面，即使添加大於0.150%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.150%以下。且較佳是在0.120%以下。
(Ti：0.010%以上且在0.150%以下)
Ti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。小於0.010%時將無法獲得效果，故宜設為0.010%以上。且較佳為0.020%。另一方面，即使添加大於0.150%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.150%以下。且較佳是在0.120%以下。
(Mo：0.005%以上且在1.000%以下)
Mo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。小於0.005%時將無法獲得效果，故宜設為0.005%以上。且較佳是在0.010%以上。另一方面，即使添加大於1.000%，該效果仍會飽和，因此將其設為1.000%以下。且較佳是在0.800%以下。
(B：0.0005%以上且在0.0100%以下)
B係會偏析於晶界而有助於提升晶界強度的元素，因此亦可視需要來添加。小於0.0005%時將無法充分獲得添加效果，故宜添加0.0005%以上。且較佳是在0.0010%以 上。另一方面，即使添加大於0.0100%，該效果仍會飽和，因此將其設為0.0100%以下。且較佳是在0.0075%以下。
(熱壓印成形體之截面硬度分布)
對於相對於熱壓印成形體表面呈垂直的截面，板厚中央部中硬度分布以無參差且均勻為佳。帽形構造中，會有因模具不易接觸縱壁部而冷卻速度變小，故硬度降低的情況。若具有硬度相對於與帽形成形體之長邊方向呈垂直之截面的平均硬度降低100HV以上的區域，在撞擊時變形會集中於軟化部而在較早階段便斷裂，故無法獲得高撞擊特性。因此，不可有低於與熱壓印成形體表面呈垂直之截面的硬度分布平均值(以下稱作「截面平均硬度」)100HV的點。前述截面的硬度分布及截面平均硬度係藉由使用維氏硬度試驗機(荷重1kgf)，在長條狀熱壓印成形體的長邊方向上，於任意位置採取與該長邊方向垂直的截面，並在包含縱壁之整個截面區域的板厚中心位置上，以1mm節距以下之等間隔測定前述截面之端部間的維氏硬度而獲得。
(鍍敷層之形成)
就提升耐蝕性等之目的而言，亦可於軟化層之表面上形成鍍敷層。鍍敷層為電鍍層及熔融鍍敷層之任一者皆可。作為電鍍層，可例示電鍍鋅層、電鍍Zn-Ni合金層等。作為熔融鍍敷層，可例示熔融鍍鋅層、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。鍍敷層之附著量並無特別限制，為一般的附著量即可。
(本發明之熱壓印成形體的製造方法)
接著，說明用以製得本發明之熱壓印成形體的製造方法之形態，但本發明並不限定於以下所說明之多層鋼板的形態。
作為本發明之製造方法之一實施形態，首先，磨削滿足上述板厚中央部之成分組成要件的鋼板之表面及/或背面而除去表面氧化物後，於已磨削之面側上積層軟化層形成用鋼板(以下稱作「表層用鋼板」)。固定前述表層用鋼板與板厚中央部用之前述鋼板的方法並無特別限定，但亦可藉由以電弧熔接來接著而進行。此外，以積層C含量、Si含量及Mn含量中任1個或2個以上為板厚中央部之對應元素含量的0.6倍以下之表層用鋼板為佳。
又，表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中，藉由將澆鑄速度控制於ton/min以上，便可抑制表層用鋼鈑中Mn之微觀偏析，而可使表層用鋼鈑中之Mn濃度分布均勻。Mn因可使沃斯田鐵之降伏強度上升，而在變態後之組織中對晶界的生成行為帶來影響，故在將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，具有促進結晶粒內部之最大結晶方位差在8°以上且小於15°的結晶粒生成的效果。因此，以促進上述微觀組織之生成為目的，在表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中亦可將澆鑄速度控制於6ton/min以上。
此外，宜更進一步將以上述方法製作而得之多層鋼板在1100℃以上且1350℃以下的溫度下維持20分 鐘以上且小於60分鐘。且宜將經維持後之多層鋼板用作本發明之熱壓印成形體用之鋼板。發明人等檢討之結果，可知藉由進行在1100℃以上且1350℃以下維持20分鐘以上且小於60分鐘的熱處理，在將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，從軟化層表面下20μm之深度位置起到軟化層中心為止之區域的金屬組織中，結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差為8°以上且小於15°的結晶粒之合計面積率會成為50%以上且小於85%，而可獲得優異彎曲性與耐氫脆化特性。
藉由對以上述製法製造而得的積層體(多層鋼板)施行熱軋延、冷軋延、熱壓印、連續熔融鍍敷等，便可製得本發明之熱壓印成形體。
熱軋延為以一般條件實施之熱軋延即可。例如，只要在完工溫度亦為810℃以上的溫度區中實施即可，且亦不須特別規定其後接續之冷卻條件，而在750℃以下之溫度區中實施捲取。又，亦可實施以熱軋後之前述多層鋼板的軟質化為目的之再加熱處理。
惟，為了更加促進板厚中央部之形成，多層鋼板之上述熱處理後的熱軋延會包含粗軋延及完工軋延，且該粗軋延宜在每1道次之板厚減少率為5%以上且小於50%以及道次間時間為3秒以上的條件下，以1100℃以上的溫度進行2次以上。
具體而言，為了更加促進本發明之板厚中央 部的形成，必須要控制合金元素，尤其必須將C原子濃度控制成平緩地分布。C濃度之分布可藉由C原子的擴散而得，且越高溫C原子之擴散頻率就越增加。因此，為了控制C濃度，由熱軋加熱到粗軋延中之控制就變得很重要。熱軋加熱中，為了促進C原子之擴散，必須將加熱溫度高溫化，較佳為1100℃以上且在1350℃以下，更佳為高於1150℃且在1350℃以下。熱軋加熱中會產生圖(1)所示之(i)及(ii)的變化。(i)係從板厚中央部往表層之C原子的擴散，(ii)係從表層往外部脫離之C的脫碳反應。且依該(i)與(ii)之C原子的擴散及脫離反應的平衡而會在C濃度上產生分布。若小於1100℃，由於(i)之反應不足，故無法獲得較佳之C濃度分布。另一方面，若高於1350℃，由於(ii)之反應會過度產生，故同樣無法獲得較佳之濃度分布。
在藉由調節熱軋加熱溫度而控制為較佳的C濃度分布後，為了更進一步獲得最佳C濃度分布，粗軋延中之道次控制就變得極為重要。粗軋延係於粗軋延溫度為1100℃以上、每1道次之板厚減少率為5%以上且小於50%以及道次間時間為3秒以上的條件下實施2次以上。這是由於藉由粗軋延所導入之應變，可促進圖(1)中(i)之C原子的擴散。假如以常規方法將以熱軋加熱而將C濃度控制於較佳狀態後的鋼胚進行粗軋延及完工軋延，板厚便會在C原子無法於表層內充分擴散的狀態下減少。因此，若以常規方法的熱軋來從具有大於200mm之厚度的鋼胚製造數mm之厚度的熱軋鋼板，便會成為在表層中C濃度急遽變化的 鋼板，而變得無法獲得平緩之硬度變化。為了解決此情況而發現的方法即是上述之粗軋延的道次控制。C原子之擴散，不僅會受溫度影響，還會受到應變(差排密度)的影響甚大。尤其是相較於晶格擴散，差排擴散的擴散頻率會提高為10倍以上，因此需要下工夫來留下差排密度，並藉由軋延令板厚變薄。圖2之曲線1係顯示在粗軋延之每1道次的板厚減少率小之情況下軋延道次後之差排密度變化，並可知應變持續長時間殘存。藉由如上所述地使應變持續長時間殘存於表層中，表層內之C原子的擴散便會充分產生，而可獲得最佳C濃度分布。另一方面，曲線2係在板厚減少率大之情況下差排密度的變化，當藉由軋延而導入之應變量升高時，會變得容易促進恢復，而使差排密度急遽降低。因此，為了獲得最佳C濃度分布，必須令如曲線2之差排密度的變化不會產生。由上述觀點來看，每1道次之板厚減少率上限會是小於50%。此外，為了促進C原子在表層的擴散，必須確保一定量之差排密度與維持時間，因此板厚減少率之下限會是5%，且作為道次間時間必須確保在3秒以上。
冷軋延為以一般之軋縮率例如30~90%進行之冷軋延即可。熱軋鋼板及冷軋鋼板亦包含維持原本狀態之鋼板、或以一般條件對前述熱軋鋼板或冷軋鋼板施行再結晶退火而得的鋼板、或以一般條件施行調質軋延而得的鋼板。
熱壓印時之加熱、成型及冷卻步驟亦以一般 條件實施即可。例如，對於將熱軋延步驟中所捲取之熱軋鋼板捲回後的熱軋鋼板、或者對經捲取之熱軋鋼板捲回並施行冷軋延後的冷軋鋼板、或對冷軋鋼板施行鍍敷，並以0.1℃/s以上且至200℃/s的加熱速度加熱至810℃以上且在1000℃以下之溫度，並以一般之熱壓印將已維持於該溫度的鋼板成形為預定形狀。
由於維持時間只要依成形態樣設定即可，故並無特別限定。且可將只要例如30秒以上且600秒以下即可之熱壓印後的成形體冷卻至室溫。
冷卻速度亦設定為一般條件即可，例如，由加熱溫度到大於400℃為止之溫度區中的平均冷卻速度只要在50℃/s以上即可。若係板厚中央部之Si含量為大於0.50%且小於3.00%，且板厚中央部之Mn含量為0.20%以上且小於1.50%的鋼鈑、以及板厚中央部之Si含量為大於0.50%且小於3.00%，且板厚中央部之Mn含量為1.50%以上且小於3.00%的鋼鈑時，以使殘留沃斯田鐵之生成量增加並提升延展性為目的，在加熱維持後之冷卻中，宜將200℃以上且400℃以下之溫度區中的平均冷卻速度控制為小於50℃/s。
此外，以調整強度等為目的，亦可在150℃~600℃之範圍內對已冷卻至室溫的成形體施行回火處理。
前述實施形態之熱壓印成形體的製造方法中，係分別以不同之鋼板構成板厚中央部及軟化層。惟， 本發明之熱壓印成形體並不限定於如前述之積層2片鋼板而得的多層鋼板。板厚中央部及軟化層亦可形成於單一素材之鋼板內，例如，亦可將單層鋼板脫碳處理使其表層部分軟化，藉此製造由軟化層及板厚中央部所構成的高強度鋼板。
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。
[製造例A]
磨削具有表A-1-1所示化學組成的板厚中央部用鋼板No.1~18(表中之「鋼No.1~18」)的表面，除去表面氧化物。然後，於各個板厚中央部用鋼板之兩面或單側的面上，以電弧熔接積層具有表A-1-2所示化學組成的表層用鋼板，而製作了熱壓印成形體用之積層鋼板No.1~43。此外，電弧熔接後之表層用鋼板與板厚中央部用鋼板的合計板厚是設為200mm~300mm，且表層用鋼板之厚度是設為板厚中央部用鋼板厚度的1/3左右(若為單側，則是1/4左右)。積層鋼板No.37係僅於單側的面上熔接有表層用鋼板的鋼。表A-1-1~表A-1-2之積層鋼板No.1~43中，板厚中央部用鋼板未滿足本發明之熱壓印成形體之板厚中央部的組成要件者，於備註欄中顯示為「比較鋼」。
分別對於積層鋼板No.1~43，以表A-2-1~表 A-2-2所示製造條件No.1~43的條件施行熱軋延前熱處理、粗軋延及熱軋延、冷軋延而製成鋼板。接著，藉由對於該鋼板施行表A-2-1~表A-2-2所示熱處理(表中之「熱壓印成形體之熱處理」)來進行熱壓印，而分別製造了No.1A~43A之熱壓印成形體(表A-3之項目「成形體」)。並且，對於No.35A、36A之熱壓印成形體，於熔融鍍敷產線中在其表面上進行附著量120~160g/m2的鍍鋁。
表中，「粗軋延」之項目「板厚減少率」意指粗軋延之每1道次的板厚減少率，而項目「軋延次數」則是指在道次間時間為3秒以上之條件下的軋延次數。又，表中之項目「加熱速度(℃/s)」，意指冷軋延步驟後到達「熱壓印時之熱處理」之加熱溫度的升溫速度。並且，表中「熱壓印時之熱處理」之項目「加熱溫度(℃)」係熱壓印成形時之溫度，且「平均冷卻速度(℃/s)(大於400℃)」係指從前述加熱溫度到大於400℃為止之溫度區中之平均冷卻速度(℃/s)，而「平均冷卻速度(℃/s)(400℃以下)」則是指200℃以上且400℃以下之溫度區中之平均冷卻速度(℃/s)。又，表中，附有符號「-」之欄位是表示並未施行該處理。
於表A-3中顯示熱壓印成形體No.1A~43A之金屬組織及特性。將從熱壓印成形體採取之試樣的板厚1/2位置及距軟化層表面20μm的位置進行分析而得之成分，與表A-1-1~表A-1-2之積層鋼板No.1~43的板厚中央部用鋼板及表層用鋼板的成分是同等的。
利用先前敘述之方法測定熱壓印後之鋼板的金屬組織，並算出構成板厚中央部之板厚中央部用鋼板的硬度、及從構成軟化層之表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率。將前述面積率之計算值顯示於表A-3之項目「高角度晶界內之最大結晶方位差1°以下之結晶粒與最大結晶方位差8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)」。
實施了熱壓印成形體的拉伸試驗。並將其結果顯示於表A-3。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依照JIS Z 2241所記載之試驗方法實施。
熱壓印成形體之耐氫脆化特性係使用由成形體切出之試驗片進行評估。一般而言，熱壓印成形體係使用點熔接等接合手法來與其他零件接合，並依零件形狀精度對熱壓印成形體施加扭轉以附加應力。應力會隨著零件之位置而異，而難以將其正確算出，但認為只要不因降伏應力而產生延遲破壞，在實用上就沒有問題。因此，由成形體切出板厚1.2mm×寬6mm×長68mm的試驗片，並利用四點彎曲試驗賦予相當於降伏應力的應變後浸漬於pH3之鹽酸中100h，再以有無產生破裂來評估耐氫脆化特性。令無斷裂時為合格(○)，且令有斷裂時為不合格(×)。
在評估熱壓印成形體之耐撞擊特性的目的下，根據德國汽車工業協會所規定之VDA基準 (VDA238-100)，在以下測定條件下進行評估。在本發明中，將彎曲試驗中所得之最大荷重時的位移以VDA基準變換為角度，並求出最大彎曲角度，藉此評估了熱壓印成形體之耐撞擊特性。
試驗片尺寸：60mm(軋延方向)×60mm(與軋延呈垂直之方向)、或者30mm(軋延方向)×60mm(與軋延呈垂直之方向)
彎曲稜線：與軋延呈直角的方向
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×板厚(mm)+0.5mm
擠壓速度：20mm/min
試驗機：SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
令拉伸強度為1500MPa以上，且最大彎曲角度(°)為70(°)以上，並且耐氫脆化特性合格的情況為耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異，並視為發明例。上述3個性能中，只要有任一個未滿足便視為比較例。
本發明例之熱壓印成形體，在從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率皆為50%以上且小於85%。又，本發明例之熱壓印成形體之拉伸強度、彎曲性及耐氫脆化特性皆優異。
相對於此，No.5A之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量少，故板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。No.9A之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量過多，因此板厚中央部的硬度也變得過高，而無法獲得目標彎曲性。又，No.11A之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之Mn含量貧乏，因此板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。
No.30A~32A之熱壓印成形體係使用了在熱壓印步驟之前未應用較佳熱處理的熱壓印成形體用之積層鋼板而製得的比較例。No.30A之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度低，且No.31A之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理時間短，因此從軟化層表面起到厚度1/2為止之該軟化層的金屬組織中，軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，而無法獲得目標彎曲性。又，No.32A之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度過高，故無法在彎曲變形時獲得減低所產生之板厚方向的急遽硬度梯度的效果。
No.40A之熱壓印成形體之粗軋延的軋延溫度低。又，No.41A之熱壓印成形體之粗軋延的板厚減少率低。並且，No.42A之熱壓印成形體，其在道次間時間為3秒以上之條件下的軋延次數少。該等熱壓印成形體並未在適當的粗軋延條件下製造，因此軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，無法緩和因彎曲變形而產生之應變，而無法獲得目標彎曲性。
No.43A之熱壓印成形體係於表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中將澆鑄速度控制於6ton/min以上的鋼鈑，並可提高從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)，而彎曲性優異。
[製造例B]
磨削具有表B-1-1所示化學組成的板厚中央部用鋼板No.1~18(表B-1-1中之「鋼No.1~18」)的表面，除去表面氧化物。然後，於各個板厚中央部用鋼板之兩面或單側的面上，以電弧熔接積層具有表B-1-2所示化學組成的表層用鋼板，而製作了熱壓印成形體用之積層鋼板No.1~41。此外，電弧熔接後之表層用鋼板與板厚中央部用鋼板的合計板厚是設為200mm~300mm，且表層用鋼板之厚度是設為板厚中央部用鋼板厚度的1/3左右(若為單側，則是1/4左右)。積層鋼板No.37係僅於單側的面上熔接有表層用鋼板的鋼。No.37以外之積層鋼板係於各個板厚中央部用鋼板之兩面上熔接有表層用鋼板。表B-1-3之積層鋼板No.1~41中，板厚中央部用鋼板未滿足本發明之熱壓印成形體之板厚中央部的組成要件者，於備註欄中顯示為「比較鋼」。
分別對於積層鋼板No.1~41，以表B-2-1~表B-2-2所示製造條件No.1~41的條件施行熱軋延前熱處理、粗軋延及熱軋延、冷軋延而製成鋼板。接著，藉由對於該鋼板施行表B-2-1~表B-2-2所示熱處理(表中之「熱壓印成形體之熱處理」)來進行熱壓印，而分別製造了No.1B~41B之熱壓印成形體(表B-3-1及表B-3-2之項目「成形體」)。並且，對於No.35B、36B之熱壓印成形體，於熔融鍍敷產線中在其表面上進行附著量120~160g/m2的鍍鋁。另，表B-2-1~表B-2-2之各項目分別對應表 A-2-1~表A-2-2的項目。又，表中，附有符號「-」之欄位是表示並未施行該處理。
於表B-3-1及表B-3-2中顯示熱壓印成形體No.1B~41B之金屬組織及特性。將從熱壓印成形體採取之試樣的板厚1/2位置(板厚中心部)及距軟化層表面20μm的位置進行分析而得之成分，與表B-1-1~表B-1-3之積層鋼板No.1~41的板厚中央部用鋼板及表層用鋼板的成分是同等的。
利用先前敘述之方法測定熱壓印後之鋼板的金屬組織，並算出構成板厚中央部之板厚中央部用鋼板的硬度、及從構成軟化層之表層用鋼板表面起到該軟化層之厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)。將前述面積率之計算值顯示於表B-3-1~表B-3-2之項目「高角度晶界內之最大結晶方位差1°以下之結晶粒與最大結晶方位差8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)」。
針對各個熱壓印成形體No.1B~41B，以先前敘述之方法測定板厚中心部(板厚1/2之位置)之平均硬度(HV)及最小硬度(HV)。並將該測定結果顯示於表B-3-1~表B-3-2。針對各個熱壓印成形體No.1B~41B，將平均硬度(HV)與最小硬度(HV)之差顯示於表B-3-1~表B-3-2的「截面之硬度參差」。
又，將截面之硬度參差在100HV以上者視為不合格。
實施了熱壓印成形體的拉伸試驗。並將其結果顯示於表B-3-1~表B-3-2。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依照JIS Z 2241所記載之試驗方法實施。
熱壓印成形體之耐氫脆化特性係與製造例A同樣使用由成形體切出之試驗片進行評估。亦即，由成形體切出板厚1.2mm×寬6mm×長68mm的試驗片，並利用四點彎曲試驗賦予相當於降伏應力的應變後浸漬於pH3之鹽酸中100h，再以有無產生破裂來評價耐氫脆化特性。令無斷裂時為合格(○)，且令有斷裂時為不合格(×)。
在評估熱壓印成形體之耐撞擊特性的目的下，根據德國汽車工業協會所規定之VDA基準(VDA238-100)，在與製造例A相同之測定條件下進行評估。在本發明中，將彎曲試驗中所得之最大荷重時的位移以VDA基準變換為角度，並求出最大彎曲角度，藉此評估了熱壓印成形體之耐撞擊特性。
令拉伸強度為1500MPa以上，且最大彎曲角度(°)為70(°)以上，並且耐氫脆化特性合格的情況為耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異，並視為發明例。上述3個性能中，只要有任一個未滿足便視為比較例。
本發明例之熱壓印成形體，在從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%) 皆為50%以上且小於85%。又，本發明例之熱壓印成形體之拉伸強度、彎曲性及耐氫脆化特性皆優異。
相對於此，No.5B之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量少，故板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。No.9B之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量過多，因此板厚中央部的硬度也變得過高，而無法獲得目標彎曲性。又，No.11B之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之Mn含量貧乏，因此板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。
No.30B~32B之熱壓印成形體係使用了在熱壓印步驟之前未應用較佳熱處理的熱壓印成形體用之積層鋼板而製得的比較例。No.30B之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度低，且No.31B之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理時間短，因此從軟化層表面起到厚度1/2為止之該軟化層的金屬組織中，軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，而無法獲得目標彎曲性。又，No.32B之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度過高，故無法在彎曲變形時獲得減低所產生之板厚方向的急遽硬度梯度的效果。
No.38B之熱壓印成形體之粗軋延的軋延溫度低。又，No.39B之熱壓印成形體之粗軋延的板厚減少率低。並且，No.40B之熱壓印成形體，其在道次間時間為3秒以上之條件下的軋延次數少。該等熱壓印成形體並未在適當的粗軋延條件下製造，因此軟質組織及中間硬度的金 屬組織之成長變得不充分，無法緩和因彎曲變形而產生之應變，而無法獲得目標彎曲性。
No41B之熱壓印成形體係於表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中將澆鑄速度控制於6ton/min以上的鋼鈑，並可提高從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率，而彎曲性優異。
[製造例C]
磨削具有表C-1-1~表C-1-2所示化學組成的板厚中央部用鋼板的表面，除去表面氧化物。然後，於各個板厚中央部用鋼板之兩面或單側的面上，以電弧熔接積層具有表C-1-3~表C-1-4所示化學組成的表層用鋼板，而製作了熱壓印成形體用之積層鋼板No.1~49。此外，電弧熔接後之表層用鋼板與板厚中央部用鋼板的合計板厚是設為200mm~300mm，且表層用鋼板之厚度是設為板厚中央部用鋼板厚度的1/3左右(若為單側，則是1/4左右)。積層鋼板No.31係僅於單側的面上熔接有表層用鋼板的鋼。表C-1-1~表C-1-4之積層鋼板No.1-53中，板厚中央部用鋼板未滿足本發明之熱壓印成形體之板厚中央部的組成要件者，於備註欄中顯示為「比較鋼」。
表C-1-3~表C-1-4之「相對於板厚中央部用鋼板之表層用鋼板的C、Si、Mn含量比率」係顯示關於各個熱壓印成形體用之積層鋼板No.1~53，表層用鋼板之C、Si、Mn含量相對於板厚中央部用鋼板之C、Si、Mn含量的比率。
分別對於積層鋼板No.1~53，以表C-2-1~表C-2-2所示製造條件No.1~53的條件施行熱軋延前熱處理、粗軋延及熱軋延、冷軋延而製成鋼板。接著，藉由對於該鋼板施行表C-2-1~表C-2-2所示熱處理(表中之「熱壓印成形體之熱處理」)來進行熱壓印，而分別製造了No.1C~53C之熱壓印成形體(表C-3-1~表C-3-2之項目 「成形體」)。並且，對於No.30C之熱壓印成形體，於熔融鍍敷產線中在其表面上進行附著量120~160g/m2的鍍鋁。另，表C-2-1~表C-2-2之各項目分別對應表A-2-1~表A-2-2的項目。又，表中，附有符號「-」之欄位是表示並未施行該處理。
於表C-3-1~表C-3-2中顯示熱壓印成形體No.1C~53C之金屬組織及特性。將從熱壓印成形體採取之試樣的板厚1/2位置(板厚中心部)及距軟化層表面20μm的位置進行分析而得之成分，與表C-1-1~表C-1-4之積層鋼板No.1~53的板厚中央部用鋼板及表層用鋼板的成分是同等的。
利用先前敘述之方法測定熱壓印後之鋼板的金屬組織，並算出構成板厚中央部之板厚中央部用鋼板的硬度、及從構成軟化層之表層用鋼板表面起到該軟化層之厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率。將前述面積率之計算值顯示於表C-3-1~表C-3-2之項目「高角度晶界內之最大結晶方位差1°以下之結晶粒與最大結晶方位差8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)」。
實施了熱壓印成形體的拉伸試驗。並將其結果顯示於表C-3-1~表C-3-2。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依照JIS Z 2241所記載之試驗方法實施。
熱壓印成形體之耐氫脆化特性係與製造例A同樣使用由成形體切出之試驗片進行評估。亦即，由成形體切出板厚1.2mm×寬6mm×長68mm的試驗片，並利用四點彎曲試驗賦予相當於降伏應力的應變後浸漬於pH3之鹽酸中100h，再以有無產生破裂來評價耐氫脆化特性。令無斷裂時為合格(○)，且令有斷裂時為不合格(×)。
在評估熱壓印成形體之耐撞擊特性的目的下，根據德國汽車工業協會所規定之VDA基準(VDA238-100)，在與製造例A相同之測定條件下進行評估。在本發明中，將彎曲試驗中所得之最大荷重時的位移以VDA基準變換為角度，並求出最大彎曲角度，藉此評估了熱壓印成形體之耐撞擊特性。
令拉伸強度為1500MPa以上，且最大彎曲角度(°)為70(°)以上，均勻延伸率為5%以上，並且耐氫脆性特性合格的情況為耐撞擊特性及耐氫脆化特性及延展性優異，並視為發明例。上述3個性能中，只要有任一個未滿足便視為比較例。
本發明例之熱壓印成形體，在從表層用鋼板表面起到該表層用鋼板的厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率皆為50%以上且小於85%。又，本發明例之熱壓印成形體之拉伸強度、彎曲性及耐氫脆化特性皆優異。
相對於此，No.5C之熱壓印成形體由於板厚 中央部用鋼板之碳含量少，故板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。No.9C之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量過多，因此板厚中央部的硬度也變得過高，而無法獲得目標彎曲性。又，No.11C之熱壓印成形體的板厚中央部用鋼板之Si含量低，且板厚中央部之金屬組織的殘留沃斯田鐵(γ)之面積分率小於1.0%，而均勻延伸率低。
No.25C~27C、49C之熱壓印成形體係使用了在熱壓印步驟之前未應用較佳熱處理的熱壓印成形體用之積層鋼板而製得的比較例。No.25C之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度過低，故軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，而無法排除熱壓印成形體之表面性狀的影響及從板厚中央部到軟化層之遷移部分的影響，而無法獲得優異彎曲性。
又，No.26C之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理時間過高，故軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得過剩，且軟化層與板厚中央部之硬度差變得過大，而無法在彎曲變形時獲得減低所產生之板厚方向的急遽硬度梯度的效果。因此，製造No.26C之熱壓印成形體無法獲得目標彎曲性。
又，No.27C、49C之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理時間過長，故軟化層與板厚中央部之硬度差變得過大，且由於熱處理溫度過高，因此無法在彎曲變形時獲得減低所產生之板厚方向的急遽硬度梯度的效 果。故，製造No.27C、49C之熱壓印成形體無法獲得目標彎曲性。
No.50C之熱壓印成形體之粗軋延的軋延溫度低。又，No.51C之熱壓印成形體之粗軋延的板厚減少率低。並且，No.52C之熱壓印成形體，其在道次間時間為3秒以上之條件下的軋延次數少。該等熱壓印成形體並未在適當的粗軋延條件下製造，因此軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，無法緩和因彎曲變形而產生之應變，而無法獲得目標彎曲性。
No.53C之熱壓印成形體係於表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中將澆鑄速度控制於6ton/min以上的鋼鈑，並可提高從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率，而彎曲性優異。
[製造例D]
磨削具有表D-1-1、表D-1-2所示化學組成的板厚中央部用鋼板No.1~37(表中之「鋼No.1~37」)的表面，除去表面氧化物。然後，於各個板厚中央部用鋼板之兩面或單側的面上，以電弧熔接積層具有表D-1-3、表D-1-4所示化學組成的表層用鋼板，而製作了熱壓印成形體用之積層鋼板No.1~60。此外，電弧熔接後之表層用鋼板與板厚中央部用鋼板的合計板厚是設為200mm~300mm，且表層用鋼板之厚度是設為板厚中央部用鋼板厚度的1/3左右(若為單側，則是1/4左右)。積層鋼板No.37係僅於單側的面上熔接有表層用鋼板的鋼。No.37以外之積層鋼板係於各個板厚中央部用鋼板之兩面上熔接有表層用鋼板。表D-1-1~表D-1-4之積層鋼板No.1~60中，板厚中央部用鋼板未滿足本發明之熱壓印成形體之板厚中央部的組成要件者，於備註欄中顯示為「比較鋼」。
分別對於積層鋼板No.1~60，以表D-2-1~表D-2-3所示製造條件No.1~60的條件施行熱軋延前熱處理、粗軋延及熱軋延、冷軋延而製成鋼板。接著，藉由對於該鋼板施行表D-2-1~表D-2-3所示熱處理(表中之「熱壓印成形體之熱處理」)來進行熱壓印，而分別製造了No.1D~60D之熱壓印成形體(表D-3-1~表D-3-3之項目「成形體」)。並且，對於No.38D、39D之熱壓印成形體，於熔融鍍敷產線中在其表面上進行附著量120~160g/m2的鍍鋁。另，表D-2-1~表D-2-3之各項目分別對應表 A-2-1~表A-2-2的項目。又，表中，附有符號「-」之欄位是表示並未施行該處理。
於表D-3-1~D-3-3中顯示熱壓印成形體No.1D~60D之金屬組織及特性。將從熱壓印成形體採取之試樣的板厚1/2位置(板厚中心部)及距軟化層表面20μm的位置進行分析而得之成分，與表D-1-1~表D-1-3之積層鋼板No.1~60的板厚中央部用鋼板及表層用鋼板的成分是同等的。
利用先前敘述之方法測定熱壓印後之鋼板的金屬組織，並算出構成板厚中央部之板厚中央部用鋼板的硬度、及從構成軟化層之表層用鋼板表面起到該軟化層之厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率。將前述面積率之計算值顯示於表D-3-1~D-3-3之項目「高角度晶界內之最大結晶方位差1°以下之結晶粒與最大結晶方位差8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率(%)」。
實施了熱壓印成形體No.1D~60D的拉伸試驗。並將其結果顯示於表D-3-1~表D-3-3。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依照JIS Z 2241所記載之試驗方法實施。
熱壓印成形體之耐氫脆化特性係與製造例A同樣使用由成形體切出之試驗片進行評估。亦即，由成形體切出板厚1.2mm×寬6mm×長68mm的試驗片，並利用四 點彎曲試驗賦予相當於降伏應力的應變後浸漬於pH3之鹽酸中100h，再以有無產生破裂來評價耐氫脆化特性。令無斷裂時為合格(○)，且令有斷裂時為不合格(×)。
在評估熱壓印成形體之耐撞擊特性的目的下，根據德國汽車工業協會所規定之VDA基準(VDA238-100)，在與製造例A相同之測定條件下進行評估。在本發明中，將彎曲試驗中所得之最大荷重時的位移以VDA基準變換為角度，並求出最大彎曲角度，藉此評估了熱壓印成形體之耐撞擊特性。
也由延展性的觀點來對熱壓印成形體之耐撞擊特性進行了評估。具體而言，係藉由熱壓印後之鋼板的拉伸試驗求得該鋼板之均勻延伸率，以評估耐撞擊特性。拉伸試驗係製作JIS Z 2201所記載之5號試驗片，並依照JIS Z 2241所記載之試驗方法實施，且令可獲得最大拉伸荷重之延伸率為均勻延伸率。
局部性之軟化部於撞擊時變形會集中，而成為發生破裂的主要原因，因此成形體中硬度參差小，亦即確保穩定之強度，在確保耐撞擊特性上是很重要的。於是，也由硬度參差的觀點來對熱壓印成形體之耐撞擊特性進行了評估。在長條狀之熱壓印成形體的長邊方向上，於任意位置採取與該長邊方向呈垂直的截面，並測定包含縱壁之整個截面區域的板厚中心位置的硬度。測定中係使用維氏試驗機，且測定荷重是設為1kgf，測定點數設為10點，測定間隔是設為1mm。平均截面硬度與最小硬度之差顯示於 表D-3-1~表D-3-3。令無測定點低於所有測定點之平均值100Hv的情況為硬度參差小，亦即強度穩定性優異，且就結果而言視為耐撞擊特性優異而令其為合格，且令具有低100Hv之測定點時為不合格。
令拉伸強度為1500MPa以上，且均勻延伸率為5%以上，硬度參差合格，最大彎曲角度(°)為70.0(°)以上，並且耐氫脆化特性合格的情況評估為耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異之熱壓印成形體(表D-3-1~表D-3-3中之發明例)。另一方面，上述5個性能中，只要有任一個未滿足便視為比較例。
本發明例之熱壓印成形體，在從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率皆為50%以上且小於85%。又，本發明例之熱壓印成形體之拉伸強度、彎曲性及耐氫脆化特性皆優異。
相對於此，No.5D之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量少，故板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸強度變得不充分。No.9D之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之碳含量過多，故板厚中央部的硬度也變得過高，而無法獲得目標彎曲性。又，No.10D及No.11D之熱壓印成形體由於板厚中央部用鋼板之Si含量貧乏，因此均勻延伸率不充分。而且，No.12D之熱壓印成形體由於Mn含量不充分，故板厚中央部之硬度變得不充分，且拉伸 強度不充分。No.14D及No.15D之熱壓印成形體由於Si含量及Mn含量貧乏，因此殘留沃斯田鐵之面積分率成為小於1.0%，而均勻延伸率不充分。此外，No.12D~No.15D之熱壓印成形體，不論何者硬度參差皆大而為不合格。
No.33D~35D之熱壓印成形體係使用了在熱壓印步驟之前未應用較佳熱處理的熱壓印成形體用之積層鋼板而製得的比較例。No.33D之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度低，故在從軟化層表面起到厚度1/2為止之該軟化層的金屬組織中，軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，而無法獲得目標彎曲性。No.34D之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理溫度過高，因此從距軟化層表面20μm的位置起到軟化層厚度1/2之深度位置為止的組織分率會發達至大於85%。故，No.34D之熱壓印成形體，因軟化層與板厚中央部之硬度差變得過大，而無法下述效果：減緩在彎曲變形時產生之板厚方向上急遽的硬度梯度。又，No.35D之熱壓印成形體由於熱壓印步驟前之熱處理時間短，故在從軟化層表面起到厚度1/2為止之該軟化層的金屬組織中，軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，而無法獲得目標彎曲性。
No.40D之熱壓印成形體由於Si含量過多，因此殘留沃斯田鐵會過度生成至以面積分率計大於5%。因此，No.40D之熱壓印成形體的彎曲性差。No.41D之熱壓印成形體由於Mn含量過剩，因此在熱壓印成形體No.1D~56D中其拉伸強度變得最大，而彎曲性劣化。 No.42D之熱壓印成形體由於酸可溶性鋁的含量貧乏，故含氧之夾雜物過度生成，而彎曲性劣化。又，No.45D之熱壓印成形體由於含有過剩之鋁，故以鋁為主體之氧化物會過度生成，而彎曲性劣化。
No.57D之熱壓印成形體之粗軋延的軋延溫度低。又，No.58D之熱壓印成形體之粗軋延的板厚減少率低。並且，No.59D之熱壓印成形體，其在道次間時間為3秒以上之條件下的軋延次數少。該等熱壓印成形體並未在適當的粗軋延條件下製造，因此軟質組織及中間硬度的金屬組織之成長變得不充分，無法緩和因彎曲變形而產生之應變，而無法獲得目標彎曲性。
No60D之熱壓印成形體係於表層用鋼鈑之連續鑄造步驟中將澆鑄速度控制於6ton/min以上的鋼鈑，並可提高從表層用鋼板表面起到厚度1/2為止之金屬組織中15°以上的晶界所包圍之區域內部的最大結晶方位差在1°以下之結晶粒與結晶方位差在8°以上且小於15°之結晶粒的合計面積率，而彎曲性優異。
產業上之可利用性
本發明之熱壓印成形體由於強度、延展性、彎曲性、耐撞擊特性及耐氫脆化特性優異，且硬度參差小，因此可適合使用於需要強度之汽車或構造物的構造構件及補強構件。

Claims (12)

  1. 一種熱壓印成形體，具備板厚中央部與配置於前述板厚中央部的兩側或單側之軟化層，該熱壓印成形體之特徵在於：前述板厚中央部以質量%計含有：C：0.20%以上且小於0.70%、Si：小於3.00%、Mn：0.20%以上且小於3.00%、P：0.10%以下、S：0.10%以下、sol.Al：0.0002%以上且在3.0000%以下、N：0.01%以下，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物所構成，並具有500Hv以上且800Hv以下之硬度；從前述軟化層表面下20μm之深度起到軟化層厚度之1/2深度的金屬組織中，就平行於板厚方向之截面而言，將具有15°以上方位差之晶界所包圍的區域定義為結晶粒時，前述結晶粒內部之最大結晶方位差在1°以下的結晶粒與前述結晶粒內部之最大結晶方位差在8°以上且小於15°的結晶粒之合計面積率為50%以上且小於85%；並且拉伸強度為1500MPa以上。
  2. 如請求項1之熱壓印成形體，其Si含量為0.50%以下，且Mn含量為0.20%以上且小於1.50%。
  3. 如請求項1之熱壓印成形體，其Si含量為0.50%以下，且Mn含量為1.50%以上且小於3.00%。
  4. 如請求項1之熱壓印成形體，其Si含量為大於0.50%且小於3.00%，Mn含量為0.20%以上且小於1.50%，並且前述板厚中央部以面積分率計包含1.0%以上且小於5.0%的殘留沃斯田鐵。
  5. 如請求項1之熱壓印成形體，其Si含量為大於0.50%且小於3.00%，Mn含量為1.50%以上且小於3.00%，並且前述板厚中央部以面積分率計包含1.0%以上且小於5.0%的殘留沃斯田鐵。
  6. 如請求項1至5中任一項之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有Ni：0.01%以上且3.00%以下。
  7. 如請求項1至5中任一項之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有下述1種或2種以上元素：Nb：0.010%以上且在0.150%以下、Ti：0.010%以上且在0.150%以下、Mo：0.005%以上且在1.000%以下、B：0.0005%以上且在0.0100%以下。
  8. 如請求項6之熱壓印成形體，其中前述板厚中央部以質量%計更含有下述1種或2種以上元素：Nb：0.010%以上且在0.150%以下、Ti：0.010%以上且在0.150%以下、Mo：0.005%以上且在1.000%以下、B：0.0005%以上且在0.0100%以下。
  9. 如請求項1至5中任一項之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
  10. 如請求項6之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
  11. 如請求項7之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
  12. 如請求項8之熱壓印成形體，其於前述軟化層上形成有鍍敷層。
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