TW201443249A - 熱壓印成形體、冷軋鋼板、及熱壓印成形體之製造方法 - Google Patents

熱壓印成形體、冷軋鋼板、及熱壓印成形體之製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明之熱壓印成形體，係具有預定的化學成分，且將C的含量、Si的含量、及Mn的含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，(5×[Si]+[Mn])/[C]＞10的關係成立，該熱壓印成形體又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、及5%以上且60%以下的麻田散鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和為60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足H2/H1＜1.10的關係及σ HM＜20的關係，而且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積之TS×λ係滿足50000MPa．%以上。

Description

熱壓印成形體、冷軋鋼板、及熱壓印成形體之製造方法 發明領域
本發明係有關於一種熱壓印後的成形性(擴孔性)優異且熱壓印後的化學轉化處理性、鍍覆密著性優異之熱壓印成形體、以該熱壓印成形體為材料之冷軋鋼板、及熱壓印成形體之製造方法。
本申請係基於2013年4月2日在日本提出申請之特願2013-076835號主張優先權，且將其內容引用於此。
發明背景
目前，汽車用鋼板係被要求提升衝撞安全性及輕量化。在此種狀況下，就得到高強度的手法而言，最近，熱壓印(亦被稱為熱沖壓、熱壓印、模淬火(die quench)、加壓淬火(press quench)等)係受到注目。所謂熱壓印，係藉由將鋼板在高溫、例如700℃以上的溫度加熱之後，使用熱進行成形來使鋼板的成形性提升，而且成形後藉由冷卻進行淬火來得到所需要的材質之成形方法。如此，在汽車的車體結構所使用的鋼板，係被要求高沖壓加工性及強度。作為兼備沖壓加工性與高強度之鋼板，已知有由肥粒鐵．麻田 散鐵組織所構成之鋼板；由肥粒鐵．變韌鐵組織所構成之鋼板；或在組織中含有殘留沃斯田鐵之鋼板等。尤其是使麻田散鐵分散在肥粒鐵質地而成之複合組織鋼板，係低降伏比、拉伸強度高且具有優異的延伸特性。但是該複合組織係因為應力集中在肥粒鐵與麻田散鐵的界面且容易從該界面產生裂紋，而具有擴孔性差之缺點。
作為此種複合組織鋼板，例如在專利文獻1~3所揭示者。又，在專利文獻4~6，係記載有關於鋼板的硬度與成形性之關係。
但是依照該等先前技術，係難以因應今日汽車的更輕量化、零件形狀的複雜化之要求。又，除了藉由變更微組織而使各種強度提升以外，亦有藉由添加使各種強度提升之如Si、Mn的元素而使各種強度提升之情況。但是特別是添加Si之情況，如後述地，Si含量大於一定量時，鋼的延伸及擴孔性有低落之情形。而且，因為使Si及Mn的含量増大時，有使熱壓印後的化學轉化處理性和鍍覆密著性低落之情形，乃是不佳。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開平6-128688號公報
專利文獻2：日本國特開2000-319756號公報
專利文獻3：日本國特開2005-120436號公報
專利文獻4：日本國特開2005-256141號公報
專利文獻5：日本國特開2001-355044號公報
專利文獻6：日本國特開平11-189842號公報
發明概要
本發明之目的係提供一種在製成熱壓印成形體時可確保強度同時能夠得到更良好的擴孔性、且熱壓印後的化學轉化處理性和鍍覆密著性優異之冷軋鋼板、熱壓印成形體、及該熱壓印成形體之製造方法。
本發明人等，係針對確保熱壓印後(熱壓印的淬火後)的強度同時成形性(擴孔性)優異、且熱壓印後的化學轉化處理性及鍍覆密著性優異之熱壓印用冷軋鋼板，進行專心研討。該結果發現，藉由使Si、Mn、及C的含量之關係適當，並將肥粒鐵及麻田散鐵的分率設為預定的分率，且使板厚表層部及板厚度中心部的麻田散鐵之硬度比(硬度的差異)、與板厚度中心部的麻田散鐵硬度分布各自在特定的範圍內，則在工業上能夠製造可確保成形性、亦即拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積TS×λ達以往以上的值之TS×λ≧50000MPa．%的特性之熱壓印用冷軋鋼板。進而發現，將其使用在熱壓印時，即便熱壓印後亦能夠得到擴孔性優異之熱壓印成形體。又，亦清楚明白抑制位在熱壓印用冷軋鋼板的板厚度中心部之MnS偏析，亦可有效地提升熱壓印成形體的擴孔性。特別是發現將主要的淬火性提升元素之Mn量減低且使麻田散鐵分率或硬度減少時，能夠最大限度 地發揮抑制MnS偏析下之擴孔性提升效果，同時亦確認熱壓印後的化學轉化處理性和鍍覆密著性優異。又發現，將從冷軋最上游的機架至從最上游算起第3段的機架為止之冷軋率相對於總冷軋率(累積輥軋率)之比率設定為特定的範圍內，可有效控制麻田散鐵之硬度。因而，本發明人等得到以下所揭示發明的各態様之知識。又，得到即便在該冷軋鋼板進行熔融鍍鋅、鍍合金化熔融鋅、電鍍鋅、及鍍鋁亦不會損害其效果之知識。
(1)亦即，本發明的一態様之熱壓印成形體，其以質量%計，含有C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.000%以下、Mn：0.50%以上且小於1.50%、P：0.001%以上且0.060%以下、S：0.001%以上且0.010%以下、N：0.0005%以上且0.0100%以下、Al：0.010%以上且0.050%以下，而且有選擇性含有下述至少1種的情況：B：0.0005%以上且0.0020%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且0.50%以下、V：0.001%以上且0.100%以下、Ti：0.001%以上且0.100%以下、Nb：0.001%以上且0.050%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、REM：0.00050%以上且0.0050%以下，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且將前述C的含量、前述Si的含量、及前述Mn的含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)的關係成立；前述熱壓印成形體又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、及5%以上且60%以下的麻田散 鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和為60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足下述式(B)及式(C)，而且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積TS×λ係滿足50000MPa．%以上，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A)
H2/H1<1.10‧‧‧(B)
σHM<20‧‧‧(C)
在此，H1係前述熱壓印成形體的板厚表層部、亦即從最表層起於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，H2係前述熱壓印成形體的板厚度中心部、亦即位在板厚度中心於前述板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，σ HM係位在前述熱壓印成形體之前述板厚度中心部的前述麻田散鐵的前述硬度之變異數(variance)。
(2)如上述(1)之熱壓印成形體，其中存在於前述熱壓印成形體中之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率為0.01%以下，而且下述式(D)可以成立。
n2/n1<1.5‧‧‧(D)
在此，n1係位在前述熱壓印成形體之板厚度1/4部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度，n2係位在前述熱壓印成形體之板厚度中心部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下 的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度。
(3)如上述(1)或(2)之熱壓印成形體，其亦可在表面施行熔融鍍鋅。
(4)如上述(3)之熱壓印成形體，其中前述熔融鍍鋅亦可經合金化。
(5)如上述(1)或(2)之熱壓印成形體，其亦可在表面施行電鍍鋅。
(6)如上述(1)或(2)之熱壓印成形體，其亦可在表面施行鍍鋁。
(7)本發明的一態樣之熱壓印成形體之製造方法，係具有以下步驟：鑄造步驟，其將具有如(1)之化學成分之熔鋼鑄造成鋼材；加熱步驟，其係將前述鋼材加熱；熱軋步驟，其係使用具有複數台機架的熱軋設備對前述鋼材施行熱軋；捲取步驟，其係在前述熱軋步驟後，將前述鋼材捲取；酸洗步驟，其係在前述捲取步驟後，對前述鋼材進行酸洗；冷軋步驟，其係在前述酸洗步驟後，使用具有複數台機架的冷軋機並在下述式(E)成立之條件下，對前述鋼材施行冷軋；退火步驟，其係在前述冷軋步驟後在700℃以上且850℃以下，對前述鋼材進行退火予以冷卻；調質輥軋步驟，其係在前述退火步驟後，對前述鋼材進行調質輥軋；及熱壓印步驟，其係在前述調質輥軋步驟後，對前述鋼材進行加熱至700℃以上且1000℃以下為止，而且在該溫度範圍內進行熱壓印加工，接著冷卻至常溫以上且300℃以下為止， 1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E)
在此，ri(i=1,2,3)係以單位%表示在前述冷軋步驟時從前述複數台機架中最上游算起第i(i=1,2,3)段的機架之單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋步驟之總冷軋率。
(8)如上述(7)之熱壓印成形體之製造方法，其中前述冷軋亦可在下述式(E’)成立的條件下施行。
1.20≧1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E’)
在此，ri(i=1,2,3)係以單位%表示在前述冷軋步驟時從前述複數台機架中前述最上游算起前述第i(i=1,2,3)段的機架之單獨的前述目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋步驟之前述總冷軋率。
(9)如上述(7)或(8)之熱壓印成形體之製造方法，其將前述捲取步驟之捲取溫度以單位℃計並表示為CT，且，將前述鋼材的前述C含量、前述Mn含量、前述Si含量及前述Mo含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，下述式(F)可以成立。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(F)
(10)如上述(7)至(9)項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其將前述加熱步驟之加熱溫度以單位℃計並表示為T，將在爐時間以單位分鐘計並表示為t，而且，將前述鋼材的前述Mn含量及前述S含量以單位質量%計各自表示為[Mn]、[S]時，下述式(G)可以成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(G)
(11)如上述(7)至(10)項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其亦可具有一熔融鍍鋅步驟，係在前述退火步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行熔融鍍鋅。
(12)如上述(11)之熱壓印成形體之製造方法，其亦可具有一合金化處理步驟，係在前述熔融鍍鋅步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行合金化處理。
(13)如上述(7)至(10)項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其亦可具有一電鍍鋅步驟，係在前述調質輥軋步驟之後，對前述鋼材施行電鍍鋅。
(14)如上述(7)至(10)項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其亦可具有一鍍鋁步驟，係在前述退火步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行鍍鋁。
(15)本發明的一態樣之冷軋鋼板，其以質量%計，含有C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.000%以下、Mn：0.50%以上且小於1.50%、P：0.001%以上且0.060%以下、S：0.001%以上且0.010%以下、N：0.0005%以上且0.0100%以下、Al：0.010%以上且0.050%以下，而且有選擇性含有下述至少1種的情況：B：0.0005%以上且0.0020%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且0.50%以下、V：0.001%以上且0.100%以下、Ti：0.001%以上且0.100%以下、Nb：0.001%以上且0.050%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、REM：0.0005%以上且0.0050%以下，剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構 成，而且將前述C的含量、前述Si的含量、及前述Mn的含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)的關係成立；前述冷軋鋼板又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、及5%以上且60%以下的麻田散鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和滿足60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足下述式(H)及式(I)，而且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積TS×λ係滿足50000MPa．%以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A)
H20/H10<1.10‧‧‧(H)
σHM0<20‧‧‧(I)
在此，H10係板厚表層部、亦即從最表層起於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，H20係板厚度中心部、亦即前述位在板厚度中心於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，σ HM0係位在前述板厚度中心部之前述麻田散鐵的前述平均硬度之變異數。
(16)如上述(15)之冷軋鋼板，其中存在於前述冷軋鋼板中之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率為0.01%以下，而且下述式(J)可以成立。
n20/n10<1.5‧‧‧(J)
在此，n10係位在板厚度1/4部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個 數密度，n20係位在前述板厚度中心部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度。
(17)如上述(15)或(16)之冷軋鋼板，其亦可在表面施行熔融鍍鋅。
(18)如上述(17)之冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅亦可經合金化。
(19)如上述(15)或(16)之冷軋鋼板，其亦可在表面施行電鍍鋅。
(20)如上述(15)或(16)之冷軋鋼板，其亦可在表面施行鍍鋁。
依照本發明的上述態樣，使C含量、Mn含量、及Si含量的關係適當，同時使熱壓印前之冷軋鋼板及熱壓印後之熱壓印成形體經奈米壓痕儀所測得之麻田散鐵硬度為適當，所以在熱壓印成形體能夠得到更良好的擴孔性，而且熱壓印後的化學轉化處理性或鍍覆密著性良好。
S1‧‧‧溶製步驟
S2‧‧‧鑄造步驟
S3‧‧‧加熱步驟
S4‧‧‧熱軋步驟
S5‧‧‧捲取步驟
S6‧‧‧酸洗步驟
S7‧‧‧冷軋步驟
S8‧‧‧退火步驟
S9‧‧‧調質輥軋步驟
S10‧‧‧熔融鍍鋅步驟
S11‧‧‧合金化處理步驟
S12‧‧‧鍍鋁步驟
S13‧‧‧電鍍鋅步驟
圖1係顯示熱壓印淬火前之熱壓印用冷軋鋼板、及熱壓印成形體中(5×[Si]+[Mn])/[C]與TS×λ的關係之圖表。
圖2A係顯示式(B)的根據之圖表，該圖表顯示熱壓印淬火前之熱壓印用冷軋鋼板中H20/H10與σ HM0的關係、及熱壓印成形體中H2/H1與σ HM的關係。
圖2B係顯示式(C)的根據之圖表，該圖表顯示熱壓印淬火前之熱壓印用冷軋鋼板中σ HM0與TS×λ的關係、及熱壓印成形體中σ HM與TS×λ的關係。
圖3係顯示式(D)的根據之圖表，其顯示熱壓印淬火前之熱壓印用冷軋鋼板中n20/n10與TS×λ的關係、及熱壓印成形體中n2/n1與TS×λ的關係。
圖4係顯示式(E)的根據之圖表，其顯示熱壓印淬火前之熱壓印用冷軋鋼板中1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r與H20/H10的關係、及熱壓印成形體中1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r與H2/H1的關係。
圖5A係顯示式(F)與麻田散鐵分率的關係之圖表。
圖5B係顯示式(F)與波來鐵分率的關係之圖表。
圖6係顯示式(G)的根據之圖表，其顯示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])與TS×λ的關係。
圖7係在實施例所使用的熱壓印成形體之透視圖。
圖8係一流程圖，顯示使用了本發明一實施形態之熱壓印用冷軋鋼板之熱壓印成形體的製造方法。
用以實施發明之形態
如前述，為了提升熱壓印成形體的擴孔性，使Si、Mn、及C的含量之關係及使在成形體(或冷軋鋼板)的預定部位之麻田散鐵硬度成為適當者係重要的。以往，未進行著眼於熱壓印成形體的擴孔性與麻田散鐵硬度之關係之研討。
在此，說明本發明的一實施形態之熱壓印成形體(本實施形態的熱壓印成形體之情況)及限定在其製造所使用的鋼之化學成分之理由。以下，各成分的含量單位之「%」係意味著「質量%」。
C：0.030%以上且0.150%以下
C係用以強化麻田散鐵相而提高鋼的強度之重要元素。C的含量小於0.030%時，無法充分地提高鋼的強度。另一方面，C的含量大於0.150%時，鋼的延展性(延伸)降低變大。因而，C的含量範圍係設為0.030%以上且0.150%以下。又，擴孔性的要求為較高時，C的含量係以設為0.100%以下為佳。
Si：0.010%以上且1.000%以下
Si係抑制生成有害的碳化物，而得到以肥粒鐵組織作為主體且剩餘部分為麻田散鐵之複合組織之重要元素。但是，Si含量大於1.000%時，除了鋼的延伸性或擴孔性低落以外，熱壓印後的化學轉化處理性和鍍覆密著性亦低落。因此，Si的含量係設為1.000%以下。又，Si係為了脫氧而添加，但是Si的含量小於0.010%時，脫氧效果係不充分。因此，Si的含量係設為0.010%以上。
Al：0.010%以上且0.050%以下
Al係作為脫氧劑之重要元素。為了得到脫氧效果，係將Al的含量設為0.010%以上。另一方面，即便過量地添加Al，上述效果亦飽和，反而使鋼脆化。因此，Al的含量係設為0.010%以上且0.050%以下。
Mn：0.50%以上且小於1.50%
Mn係用以提高鋼的淬火性而強化鋼之重要元素。但是，Mn的含量小於0.50%時，無法充分地提高鋼的強度。另一方面，Mn係與Si同樣地在表面被選擇氧化，致使熱壓印後的化學轉化處理性和鍍覆密著性變差。本發明人等研討之結果，得知Mn含量1.50%以上時，鍍覆密著性變差。因而，在本實施形態，係將Mn含量設為小於1.50%。更佳是Mn含量的上限值為1.45%。因而，Mn的含量係設為0.50%以上且小於1.50%。又，延伸的要求為更高時，Mn的含量係以設為1.00%以下為佳。
P：0.001%以上且0.060%以下
P的含量多時係在晶界產生偏析，致使鋼的局部延展性及熔接性劣化。因而，P的含量係設為0.060%以下。另一方面，因為無目的地減少P時，係與精煉時的成本提高有關聯，所以P的含量係以設為0.001%以上為佳。
S：0.001%以上且0.010%以下
S係形成MnS而使鋼的局部延展性及熔接性顯著地劣化之元素。因而，將S的含量之上限設為0.010%。又，從精煉成本的問題而言，以將S的含量之下限設為0.001%為佳。
N：0.0005%以上且0.0100%以下
N係用以使AlN等析出而將結晶粒微細化之重要元素。但是，N的含量大於0.0100%時，固熔N(固熔氮)殘留而鋼的延展性低落。因而，N的含量係設為0.0100%以下。又，從精煉時的成本問題，以將N的含量之下限設為0.0005%為佳。
本實施形態之熱壓印成形體係將由以上的元素、剩餘部分的鐵及不可避免的不純物所構成之組成設作基本，而且，為了提升強度、及控制硫化物或氧化物的形狀等，就先前被使用的元素而言，亦可以後述的範圍含量含有1種或2種以上之Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土類元素)、Cu、Ni、B的任一者。但是，即便不含有Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM、Cu、Ni、及B時，亦能夠使熱壓印成形體及冷軋鋼板的各種特性充分提升。因而，Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM、Cu、Ni、及B各自的含量之下限值為0%。
Nb、Ti、及V係使微細的碳氮化物析出而使鋼強化之元素。又，Mo、及Cr係提高淬火性而強化鋼之元素。為了得到該等效果，鋼係以含有Nb：0.001%以上、Ti：0.001%以上、V：0.001%以上、Mo：0.01%以上、Cr：0.01%以上為佳。但是，即便含有Nb：大於0.050%、Ti：大於0.100%、V：大於0.100%、Mo：大於0.50%、Cr：大於0.50%，不僅是強度上升的效果飽和，而且有造成延伸和擴孔性低落之可能性。
鋼係能夠進一步含有0.0005%以上且0.0050%以下的Ca。Ca及REM(稀土類元素)係控制硫化物或氧化物的形狀而使局部延展性及擴孔性提升。為了藉由Ca而得到該效果，以設加0.0005%以上的Ca為佳。但是，因為過度添加有使加工性劣化之可能性，所以將Ca含量的上限設為0.0050%。針對REM(稀土類元素)，亦是基於同樣的理由， 以將含量的下限設為0.0005%且將上限設為0.0050%為佳。
鋼亦可進一步含有Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、B：0.0005%以上且0.0020%以下。該等元素亦能夠使淬火性提升而提高鋼的強度。但是，為了得到其效果，以含有Cu：0.01%以上、Ni：0.01%以上、B：0.0005%以上為佳。該量以下的含量時，使鋼強化之效果小。另一方面，即便添加Cu：大於1.00%、Ni：大於1.00%、B：大於0.0020%，強度上升的效果飽和且延展性有低落之可能性。
鋼含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM時，係至少含有1種以上。鋼的剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成。就不可避免的不純物而言，只要在不損害特性的範圍，亦可進一步含有上述以外的元素(例如Sn、As等)。又，B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM係含有小於前述的下限時，係將該等元素設作不可避免的不純物而處理。
又，在本實施形態之熱壓印成形體，係如圖1所顯示，將C含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mn含量(質量%)各自以[C]、[Si]及[Mn]表示時，下述式(A)的關係成立係重要的。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A)
為了滿足TS×λ≧50000MPa．%的條件，較佳是上述式(A)的關係成立。(5×[Si]+[Mn])/[C]的值為10以下時，無法得到充分的擴孔性。其原因是C量高時，硬質相的硬度太高 而與軟質相的硬度差異(硬度比)變大且λ值變差，及Si量或Mn量少時TS變低。針對(5×[Si]+[Mn])/[C]的值，因為如前述，在熱壓印後亦沒有變化，所以在製造冷軋鋼板時，以滿足為佳。
通常，在DP鋼(二相鋼)，麻田散鐵比肥粒鐵更支配成形性。本發明人等著眼於麻田散鐵硬度而進行專心研討的結果，如圖2A及圖2B，清楚明白板厚表層部與板厚度中心部之間之麻田散鐵的硬度差異(硬度比)、及板厚度中心部之麻田散鐵硬度分布係在熱壓印淬火前的階段為預定狀態時，在熱壓印後亦大致能夠維持該狀態且延伸性或擴孔性等的成形性能夠變為良好。認為這是因為在熱壓印淬火前所產生的麻田散鐵硬度分布，在熱壓印後亦產生重大的影響，在板厚度中心部經濃化的合金元素，在熱壓印後亦在板厚度中心部保持濃化的狀態。亦即，在熱壓印淬火前的冷軋鋼板，板厚表層部的麻田散鐵與板厚度中心部的麻田散鐵之硬度比大的情況，或麻田散鐵硬度之變異數大的情況，在熱壓印後亦顯示同樣的傾向。如圖2A及圖2B所所顯示，在熱壓印淬火前之本實施形態的冷軋鋼板之板厚表層部與板厚度中心部的硬度比，和在本實施形態之熱壓印成形體之板厚表層部與板厚度中心部的硬度比係大致相同。又，同樣地，熱壓印淬火前之在本實施形態的冷軋鋼板之板厚度中心部的麻田散鐵硬度之變異數，與在本實施形態之熱壓印成形體之板厚度中心部的麻田散鐵硬度之變異數係大致相同。因而，本實施形態之冷軋鋼板的成形性 係與本實施形態之熱壓印成形體的成形性同樣地優異。
而且，關於使用HYSITRON公司的奈米壓痕儀所測定之麻田散鐵硬度，本發明人係得到下述式(B)及式(C)成立時，對熱壓印成形體的擴孔性有利之知識。式(H)、(I)成立時亦同樣。在此，「H1」係存在於熱壓印成形體之從最表層起於板厚度方向200μm範圍內之板厚表層部的麻田散鐵之平均硬度，「H2」係存在於熱壓印成形體之板厚度中心部、從板厚度中心部起於板厚度方向±100μm範圍內的麻田散鐵之平均硬度，「σ HM」係存在於熱壓印成形體之從板厚度中心部起於板厚度方向±100μm範圍內的麻田散鐵硬度之變異數。又，「H10」係熱壓印淬火前的冷軋鋼板的板厚表層部之麻田散鐵硬度，「H20」係在熱壓印淬火前的冷軋鋼板的板厚度中心部、亦即位在板厚度中心於板厚度方向200μm範圍內之麻田散鐵硬度，「σ HM0」係位在熱壓印淬火前之冷軋鋼板之板厚度中心部的麻田散鐵硬度之變異數。H1、H10、H2、H20、σ HM、及σ HM0係各自計量300點而求取。又，所謂從板厚度中心部起於板厚度方向±100μm的範圍，係指以板厚度中心為中心於板厚度方向上的尺寸為200μm之範圍。
H2/H1<1.10‧‧‧(B)
σHM<20‧‧‧(C)
H20/H10<1.10‧‧‧(H)
σHM0<20‧‧‧(I)
又，在此，變異數係依照以下的式(K)而求取且係顯示 麻田散鐵硬度的分布之值。
σ HM=(1/n)×Σ[n、i=1](xave-xi)2……(K)
xave係硬度的平均值，xi係表示第i的硬度。
所謂H2/H1的值為1.10以上，係意味著板厚度中心部的麻田散鐵硬度為板厚表層部的麻田散鐵硬度之1.10倍以上，此時，如圖2A所顯示，σ HM在熱壓印後亦成為20以上。H2/H1的值為1.10以上時，板厚度中心部的硬度變為太高，如圖2B所顯示，成為TS×λ<50000MPa．%，在淬火前(亦即熱壓印前)、淬火後(亦即熱壓印後)的任一者均無法得到充分的成形性。又，H2/H1的下限係只要未進行特殊的熱處理，理論上係有板厚度中心部與板厚表層部為同等之情況，但是考慮實際上的生產性之生產步驟時，例如設為1.005左右為止。又，關於H2/H1的值之上述的情況，係關於H20/H10的值亦同樣地成立。
又，在熱壓印後之變異數σ HM為20以上，係顯示麻田散鐵硬度的偏差大且局部存在硬度為太高之部分。此時，如圖2B所顯示，成為TS×λ<50000MPa．%，熱壓印成形體無法得到充分的擴孔性。又，關於σ HM的值之上述的情況，係關於σ HM0的值亦同樣地成立。
在本實施形態之熱壓印成形體，係肥粒鐵面積率為40%~95%。肥粒鐵面積率小於40%時，無法得到充分的延伸和擴孔性。另一方面，肥粒鐵面積率大於95%時，麻田散鐵不足而無法得到充分的強度。因而，熱壓印成形體的肥粒鐵面積率係設為40%以上且95%以下。又，在熱壓印 成形體亦含有麻田散鐵，麻田散鐵的面積率係5~60%，而且肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率之和係滿足60%以上。熱壓印成形體的全部、或主要部分係被肥粒鐵及麻田散鐵佔有，而且，亦可含有變韌鐵及殘留沃斯田鐵之中1種以上。但是，在熱壓印成形體中殘留殘留沃斯田鐵時，2次加工脆性及延遲破壞特性容易降低。因此，實際上以不含有殘留沃斯田鐵為佳，但是亦可不可避免地含有體積率5%以下的殘留沃斯田鐵。因為波來鐵係硬而脆的組織，所以在熱壓印成形體中以不含有為佳，但是不可避免地以面積率計含有10%為止係被容許的。又，相對於將肥粒鐵及麻田散鐵除去後的區域，變韌鐵含量係被容許至面積率最大為40%為止。在此，肥粒鐵、變韌鐵、及波來鐵係使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)蝕刻而觀察，麻田散鐵係使用勒培拉劑蝕刻法(Le Pera etching)而觀察。任一種情況均是以1000倍觀察板厚度1/4部。殘留沃斯田鐵的體積率係將鋼板研磨至板厚度1/4部為止之後，使用X射線繞射裝置而測定。又，所謂板厚度1/4部，係指在鋼板之從鋼板表面於鋼板厚度方向間隔鋼板厚度的1/4距離之部分。
又，在本實施形態，係藉由在以下的條件下使用奈米壓痕儀所得到的硬度，來規定麻田散鐵硬度。
．壓痕觀察倍率：1000倍
．觀察視野：縱向90μm、橫向120μm
．壓頭形狀：Berkovich型三角錐鑽石壓頭
．壓入加重：500μN(50mgf)
．壓頭的壓入時間：10秒
．壓頭的返回時間：10秒(未進行在最大荷重位置保持壓頭)
製作在上述的條件下之壓入深度-荷重曲線且從該曲線算出硬度。硬度的算出係能夠使用眾所周知的方法而進行，而且，在10點進行該硬度測定且將該等的算術平均值設為麻田散鐵硬度。各個測定點的位置係只要麻田散鐵粒內，就沒有特別限制。但是，測定點各自必須互相隔離5μm以上。因為在通常的維氏硬度試驗所形成的壓痕係比麻田散鐵更大，所以使用維氏硬度試驗時，雖然能夠得到麻田散鐵及其周圍組織(肥粒鐵等)的宏觀硬度，但是無法得到麻田散鐵本身的硬度。因為麻田散鐵本身的硬度係對成形性(擴孔性)產生重大的影響，所以只有維氏硬度時，係難以充分地進行評價成形性。相對於此，在本實施形態，因為係規定為基於使用奈米壓痕儀測定熱壓印成形體的麻田散鐵所得到的硬度之硬度的分布狀態，所以能夠得到非常良好的擴孔性。
又，在熱壓印淬火前的冷軋鋼板、及熱壓印成形體，觀察在板厚度1/4的位置及板厚度中心部的MnS之結果，得知為了良好且穩定地滿足TS×λ≧50000MPa．%的條件，圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率為0.01%以下，而且如圖3示所顯示，下述式(D)((J)亦同樣)成立，乃是較佳。又，在實施擴孔試驗時，存在圓相當直徑為0.1μm以上的MnS時，因為應力集中在其周圍而容易產生 裂紋。不計算圓相當直徑小於0.1μm的MnS，係因為對應力集中的影響較小。又，不計算圓相當直徑大於10μm的MnS，係因為在熱壓印成形體或冷軋鋼板含有此種粒徑的MnS時，粒徑太大致使原來的熱壓印成形體或冷軋鋼板變為不適合加工。而且，圓相當直徑為0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率大於0.01%時，因為應力集中致使所產生的微細裂紋容易傳播，所以擴孔性係進一步變差且有不滿足TS×λ≧50000MPa．%的條件之情況。在此，「n1」及「n10」各自為熱壓印成形體及熱壓印淬火前之冷軋鋼板中位在板厚度1/4部之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的個數密度，「n2」及「n20」各自為熱壓印成形體及熱壓印淬火前之冷軋鋼板中位在板厚度中心部之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的個數密度。
n2/n1<1.5‧‧‧(D)
n20/n10<1.5‧‧‧(J)
又，該關係在熱壓印淬火前的鋼板、熱壓印後的鋼板、及熱壓印成形體的任一者均是同樣。
在熱壓印後，圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率大於0.01%時，擴孔性容易低落。MnS的面積率之下限係沒有特別規定，但是因為後述的測定方法及倍率和視野的限制及原來的Mn和S的含量，而存在0.0001%以上。又，n2/n1(或n20/n10)的值為1.5以上，係意味著位在熱壓印成形體(或熱壓印前的冷軋鋼板)之板厚度中心部且圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS之個 數密度，為位在熱壓印成形體(或熱壓印前的冷軋鋼板)之板厚度1/4部且圓相當直徑在0.1μm以上的MnS之個數密度的1.5倍以上。此時，由於在熱壓印成形體(或熱壓印前的冷軋鋼板)的板厚度中心部產生MnS偏析，致使成形性容易低落。在本實施形態，圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS之圓相當直徑及個數密度，係使用JEOL公司的Fe-SEM(場致發射掃描電子顯微鏡；Field Emission Scanning Electron Microscope)而測定。測定時，倍率為1000倍且1視野的測定面積為0.12×0.09mm2(=10800μm2≒10000μm2)。在板厚度1/4部觀察10個視野且在板厚度中心部觀察10個視野。圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率，係使用粒子解析軟體而算出。又，在本實施形態之熱壓印成形體，在熱壓印前所產生的MnS之形態(形狀及個數)係在熱壓印前後沒有變化。圖3係顯示熱壓印後的n2/n1與TS×λ之關係、及熱壓印淬火前的n20/n10與TS×λ之關係之圖，依照該圖3時，熱壓印淬火前的冷軋鋼板的n20/n10與熱壓印成形體的n2/n1係大約一致。這是因為在通常熱壓印時所加熱的溫度，MnS的形態係不產生變化。
在此種構成的冷軋鋼板進行熱壓印時，能夠得到具有400MPa~1000MPa的拉伸強度之熱壓印成形體，但是在400MPa~800MPa左右的拉伸強度之熱壓印成形體，能夠得到特別顯著的擴孔性提升效果。
又，亦有在本實施形態之熱壓印成形體的表面，施行熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、鍍鋁之情況。 此種鍍覆在防鏽上係適合的。即便進行該等鍍覆，不損害本實施形態的效果。關於該等鍍覆，係能夠使用眾所周知的方法而施行。
本發明之另外的實施形態之冷軋鋼板，其以質量%計，含有C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.000%以下、Mn：0.50%以上且小於1.50%、P：0.001%以上且0.060%以下、S：0.001%以上且0.010%以下、N：0.0005%以上且0.0100%以下、Al：0.010%以上且0.050%以下，而且有選擇性含有下述至少1種的情況：B：0.0005%以上且0.0020%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且0.50%以下、V：0.001%以上且0.100%以下、Ti：0.001%以上且0.100%以下、Nb：0.001%以上且0.050%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、REM：0.0005%以上且0.0050%以下，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且將前述C的含量、前述Si的含量、及前述Mn的含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)的關係成立；前述冷軋鋼板又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、5%以上且60%以下的麻田散鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和為60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足下述式(H)及式(I)，而且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積之 TS×λ係滿足50000MPa．%以上，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A)
H20/H10<1.10‧‧‧(H)
σHM0<20‧‧‧(I)
在此，H10係板厚表層部之前述麻田散鐵的平均硬度，H20係板厚度中心部、亦即位在板厚度中心於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，σ HM0係位在前述板厚度中心部之前述麻田散鐵的前述平均硬度之變異數。
在本實施形態之冷軋鋼板，係藉由後述的熱壓印而能夠得到上述的熱壓印成形體。即便在冷軋鋼板進行熱壓印，冷軋鋼板的化學組成亦不產生變化。又，如上述，板厚表層部與板厚度中心部之間之麻田散鐵硬度比、及板厚度中心部的麻田散鐵硬度分布係在熱壓印淬火前的階段為上述的預定狀態時，其狀態在熱壓印後亦大致能夠維持(參照圖2A及圖2B)。而且，肥粒鐵、麻田散鐵、波來鐵、殘留沃斯田鐵、及變韌鐵的狀態係在熱壓印淬火前的階段為上述的預定狀態時，其狀態在熱壓印後亦大致能夠維持。因而，本實施形態之冷軋鋼板所具有的特徵，係與上述的熱壓印成形體所具有的特徵大略相同。
在本實施形態之冷軋鋼板。存在於前述冷軋鋼板中之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率，可為0.01%以下且下述式(J)可以成立。
n20/n10<1.5‧‧‧(J)
在此，n10係位在板厚度1/4部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度，n20係位在前述板厚度中心部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度。
如上述，熱壓印前的冷軋鋼板之n10與n20的比，係即便在該冷軋鋼板進行熱壓印之後，亦能夠大致維持(參照圖3)。又，關於MnS的面積率，在熱壓印前後亦大致不產生變化。因而，本實施形態之冷軋鋼板所具有的特徵，係與上述的熱壓印成形體所具有的特徵大略相同。
本實施形態之冷軋鋼板係與上述的熱壓印成形體同樣地，亦可在表面施行熔融鍍鋅。而且，本實施形態之冷軋鋼板之該熔融鍍鋅亦可被合金化。又，本實施形態之冷軋鋼板可在表面施行電鍍鋅，亦可施行鍍鋁。
在以下，說明本實施形態之冷軋鋼板(冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、電鍍鋅冷軋鋼板、及鍍鋁冷軋鋼板)之製造方法、及使用該冷軋鋼板之熱壓印成形體之製造方法。
在製造本實施形態之冷軋鋼板、及使用該冷軋鋼板之熱壓印成形體時，係設為通常的條件，將熔鋼從轉爐連續鑄造成鋼材。在連續鑄造時，鑄造速度較快時，Ti等的析出物係變為太微細，較慢時，生產性差且前述的析出物粗大化之同時，由於微組織的粒子(例如肥粒鐵、麻田散鐵等)的數目變少，致使微組織的粒子粗大化而有成為無法 控制延遲破壞等另外特性的形態之情形。因此，鑄造速度係以1.0m/分鐘~2.5m/分鐘為佳。
鑄造後的鋼材係能夠直接提供熱軋。或是冷卻後的鋼材係已被冷卻至小於1100℃時，能夠使用隧道爐等將冷卻後的鋼材再加熱至1100℃以上且1300℃以下而提供熱軋。小於1100℃的加熱溫度時，在熱軋時係難以確保精加工溫度且成為延伸低落的原因。又，使用添加有Ti、Nb的冷軋鋼板之熱壓印成形體時，因為加熱時析出物的溶解不充分而成為強度低落的原因。另一方面，大於1300℃的加熱溫度時，鏽垢的生成量變大而有無法使熱壓印成形體的表面性狀成為良好者之情況。
又，為了減少圓相當直徑為0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率，將鋼的Mn含量、S含量以質量%計各自以[Mn]、[S]表示時，如圖6示所顯示，針對施行熱軋前的加熱爐之溫度T(℃)、在爐時間t(分)、[Mn]、及[S]，係以下述式(G)成立為佳。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(G)
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])為1500以下時，圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率變大，而且位在板厚度1/4部之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS之個數密度、與位在板厚度中心部之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS之個數密度的差異亦有變大的情形。又，所謂施行熱軋前的加熱爐之溫度，係指加熱爐出側抽出溫度，所謂在爐時間，係指將鋼材裝入熱軋加熱爐後至取出 為止之時間。如前述，因為MnS係在熱壓印後亦不產生變化，所以在熱軋前的加熱步驟時，以滿足式(G)為佳。
隨後，依照常用的方法進行熱軋。此時，以將精加工溫度(熱軋結束溫度)設為Ar3點以上且970℃以下而將鋼材進行熱軋為佳。精加工溫度小於Ar3點時，熱軋係成為含有(α+γ)2相域輥軋(肥粒鐵+麻田散鐵2相域輥軋)，必須擔心造成延伸性低落，另一方面，精加工溫度大於970℃時，沃斯田鐵粒徑變為粗大之同時，肥粒鐵分率變小而必須擔心延伸性低落。又，熱軋設備亦可具有複數台機架。
在此，Ar3點係進行相變膨脹儀(Formaster)試驗且從試片之長度的回折點推定。
熱軋後，以20℃/秒以上且500℃/秒以下的平均冷卻速度將鋼材冷卻，而且以預定捲取溫度CT進行捲取。平均冷卻速度小於20℃/秒時，係容易生成成為延展性低落的原因之波來鐵。另一方面，冷卻速度的上限係沒有特別規定，就設備規格而言係設為500℃/秒左右，但是不限定於此。
捲取後係對鋼材進行酸洗，而且進行冷軋。此時如圖4示所顯示，為了得到滿足前述式(C)之範圍，係在下述式(E)成立之條件下進行冷軋。進行上述的輥軋之後，藉由滿足後述之退火及冷卻等的條件，能夠確在保熱壓印前的冷軋鋼板及/或熱壓印成形體之TS×λ≧50000MPa．%的特性。又，從生產性等的觀點而言，冷軋係以使用藉由將複數台輥軋機直線地配置而在1方向進行連續輥軋，來得到預定厚度之串聯式(tandem)輥軋機為佳。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E)
在此，「ri」係從前述冷軋之最上游算起第i(i=1,2,3)段的機架之單獨的目標冷軋率(%)，「r」係前述冷軋之目標總冷軋率(%)。總輥軋率係所謂累積軋縮率，將最初機架的入口板厚度設作基準，相對於該基準之累積軋縮量(最初道次前的入口板厚度與最後道次後的出口板厚度之差異)之百分率。
在式(E)成立之條件下對鋼材進行冷軋時，即便在冷軋前存在大的波來鐵，藉由冷軋亦能夠將波來鐵充分地分割。其結果，因為藉由在冷軋後所進行的退火，能夠使波來鐵消失、或是將波來鐵的面積率抑制在最小限度，所以能夠容易得到滿足式(B)及式(C)(或式(H)及式(I))之組織。另一方面，式(E)不成立時，在上游側的機架之冷軋率係變為不充分，大的波來鐵係容易殘留，在後面的退火無法得到所需要的麻田散鐵，而且無法得到能夠滿足式(B)及式(C)(或式(H)及式(I))之組織。亦即，式(E)不成立時，係無法得到H2/H1<1.10(或H20/H10<1.10)的特徵、及σ HM<20(或σ HM0<20)的特徵。又，發明人等係得到滿足式(E)時，所得到之退火後的麻田散鐵組織的形態，係即便隨後進行熱壓印亦能夠維持大致相同的狀態，因而，在熱壓印後亦對本實施形態之熱壓印成形體之延伸性或擴孔性有利之知識。在本實施形態之熱壓印成形體，在熱壓印係加熱至二相域為止時，熱壓印淬火前含有麻田散鐵之硬質相係成為沃斯田鐵組織，而熱壓印淬火前的肥粒鐵相係維持 原樣。沃斯田鐵中的C(碳)係不移動至周圍的肥粒鐵相。隨後冷卻時沃斯田鐵相係成為含有麻田散鐵之硬質相。亦即，只要滿足式(E)，在熱壓印前就能夠滿足式(H)，而且在熱壓印後就能夠滿足式(B)，藉此，熱壓印成形體係成形性優異。
r、r1、r2及r3係目標冷軋率。通常係邊以目標冷軋率與實際冷軋率成為大致相同值之方式控制邊進行冷軋。相對於目標冷軋率，在使實際冷軋率無目的地偏離之狀態下進行冷軋係不佳。但是，目標輥軋率與實際輥軋率偏離很大時，只要實際冷軋率能夠滿足上述式(E)時，就能夠視為係實施本實施形態。又，實際的冷軋率係以落入目標冷軋率之±10%以內為佳。
實際冷軋率係以進一步滿足以下的式為佳。
1.20≧1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E’)
「1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r」大於1.20時，在冷軋裝置係承受重大的負荷，致使生產性低落。上述的實施形態之鋼板的拉伸強度為400MPa~1000MPa，係比通常的冷軋鋼板較大非常多。在具有此種拉伸強度之鋼板，因為係在「1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r」為大於1.20之條件下進行冷軋，所以每機架必須施加1800ton以上的輥軋荷重，鑒於機架的剛性及/或軋縮設備的能力，施加此種輥軋荷重時，亦有使生產效率進一步低落之可能性。
在冷軋後，係藉由對鋼材進行退火而使鋼板產生再結晶。藉由該退火，係產生所需要的麻田散鐵。又，針 對退火溫度，係加熱至700~850℃的範圍而進行退火，且以冷卻至常溫或進行熔融鍍鋅等的表面處理之溫度為止為佳。藉由在該範圍進行退火，在能夠穩定地確保關於肥粒鐵及麻田散鐵之預定的面積率，同時能夠使肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率之和穩定地成為60%以上且能夠對提升TS×λ有貢獻。為了確實地得到預定組織，在700~850℃的保持時間為1秒以上，而且以設為不阻礙生產性之範圍(例如300秒)為佳。升溫速度係以設為1℃/秒以上且設備能力上限為止，冷卻速度係以設為1℃/秒以上且設備能力上限為止為佳。在調質輥軋步驟，係使用常用的方法進行調質輥軋。調質輥軋的延伸率係通常為0.2~5%左右，以能夠避免降伏點延伸且矯正鋼板形狀之程度為佳。
作為本實施形態的更佳條件，將鋼的C含量(質量%)、Mn含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mo含量(質量%)各自以[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]表示時，關於上述捲取溫度CT，係以下述式(F)成立為佳。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(F)
如圖5A所顯示，捲取溫度CT小於「560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]」時，麻田散鐵係過剩地生成，致使鋼板變為太硬且在後面的冷軋係有變為困難之情形。另一方面，如圖5B示所顯示，捲取溫度CT大於「830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]」時，肥粒鐵及波來鐵的帶狀組織係容易生成，又，在板厚度中心部之波來鐵的比例 係容易變高。因此，在後面的退火所生成的麻田散鐵之分布均勻性係降低且上述式(C)係不容易成立，而且有難以生成充分量的麻田散鐵之情形。
滿足式(F)時，如前述，在熱壓印前之肥粒鐵相與硬質相係成為理想的分布形態。此時，在熱壓印進行二相域加熱時，如前述，其分布形態係能夠維持。只要滿足式(F)而能夠更確實地確保具有前述的結構之微組織，熱壓印後亦能夠維持該結構且熱壓印成形體係成形性優異。
而且，為了提升防鏽能力，在退火步驟與調質輥軋步驟之間具有對鋼材施行熔融鍍鋅之熔融鍍鋅步驟，而對冷軋鋼板的表面施行熔融鍍鋅亦佳。而且，本實施形態之製造方法係在熔融鍍鋅後，具有對鋼材施行合金化處理之化處理步驟亦佳。施行合金化處理時，亦可進一步使合金化熔融鍍鋅表面，接觸水蒸氣等使鍍覆表面氧化之物質而施行增厚氧化膜之處理。
除了熔融鍍鋅、及合金化熔融鍍鋅以外，例如在調質輥軋步驟之後，具有對鋼材施行電鍍鋅之電鍍鋅步驟，而對冷軋鋼板表面施行電鍍鋅亦佳。又，在退火步驟與調質輥軋步驟之間，對鋼材施行鍍鋁之鍍鋁步驟來代替熔融鍍鋅亦佳。鍍鋁係通常為熔融鍍鋁，乃是較佳。
此種一系列的處理之後，係將鋼材加熱至700℃以上且1000℃以下的溫度範圍，而在該溫度範圍內進行熱壓印。在熱壓印步驟係在例如以下的條件下進行為佳。首先，以升溫速度為5℃/秒以上且500℃/秒以下將鋼板加熱至 700℃以上且1000℃以下為止，而且在1秒以上且120秒以下的保持時間之後進行熱壓印(熱壓印加工)。為了使成形性提升，加熱溫度係以Ac3點以下為佳。接著，例如以冷卻速度為10℃/秒以上且1000℃/秒以下進行冷卻至常溫以上且300℃以下為止(熱壓印的淬火)。又，Ac3點係進行相變膨脹儀(Formaster)試驗而求取試片長度的回折點且基於該回折點而算出。
熱壓印步驟的加熱溫度小於700℃時，淬火不充分且無法確保強度，乃是不佳。加熱溫度大於1000℃時，鋼板係太軟化，又，對鋼板表面施行鍍覆時之鍍覆，特別是鍍鋅時，鋅有蒸發．消失掉之可能性，乃是不佳。因而，熱壓印的加熱溫度係以700℃以上且1000℃以下為佳。熱壓印步驟的加熱係升溫速度小於5℃/秒時，因為其控制困難且生產性係顯著地低落，以5℃/秒以上的升溫速度進行為佳。另一方面，依照現狀的加熱能力，升溫速度上限為500℃/秒，但是不限定於此。熱壓印加工後的冷卻小於10℃/秒之冷卻速度時，因為其速度控制困難且生產性亦顯著地低落，以10℃/秒以上的冷卻速度進行為佳。依照現狀的冷卻能力，冷卻速度上限為1000℃/秒，但是不限定於此。依照現狀的製程控制能力(設備能力下限)，升溫後至進行熱壓印為止之時間係設為1秒以上，設為120秒以下係為了在鋼板表面施行熔融鍍鋅等時，避免其鋅等蒸發掉。將冷卻溫度設為常溫以上且300℃以下，係為了充分地確保麻田散鐵且確保熱壓印成形體的強度。
圖8係顯示本發明的實施形態的熱壓印成形體之製造方法之流程圖。圖中的符號S1~S13係各自對應上述的各步驟。
本實施形態的熱壓印成形體，係在上述的熱壓印條件下進行熱壓印之後，亦滿足式(B)、及式(C)。又，其結果，即便進行熱壓印之後，亦能夠滿足TS×λ≧50000MPa．%的條件。
依照以上，只要滿足前述的條件，在熱壓印後亦能夠維持硬度分布或組織係，而且在保持強度之同時，能夠製造可得到更良好的擴孔性之熱壓印成形體。
[實施例]
以鑄造速度1.0m/分鐘~2.5m/分鐘連續鑄造在表1-1及表1-2所顯示的成分之鋼後，直接或一次冷卻之後，在表5-1及表5-2的條件下，依照常用的方法且使用加熱爐加熱鋼胚(slab)，以910~930℃的精加工溫度進行熱軋。藉此來得到熱軋鋼板。隨後，將該熱軋鋼板以表5-1及表5-2所顯示的捲取溫度CT進行捲取。隨後進行酸洗而將鋼板表面的鏽垢除去且藉由冷軋而成為板厚1.2~1.4mm。此時，係以式(E)的值成為表5-1及表5-2所顯示的值之方式進行冷軋。冷軋後，係使用連續退火爐且以在表2-1及表2-2所顯示的退火溫度進行退火。一部分的鋼板係進一步在連續退火爐均熱後的冷卻途中施行熔融鍍鋅，而且其一部分係隨後藉由施行合金化處理，來施行合金化熔融鍍鋅。又，而且在一部分的鋼板，係施行電鍍鋅或鍍鋁。又，調質輥軋係以延伸率1%依照常用的方法進行輥軋。在該狀態下採取用以評價熱 壓印淬火前的材質等之試樣且進行材質試驗等。隨後，為了得到如圖7所顯示的形態之熱壓印成形體，係進行以升溫速度10~100℃/秒升溫且在加熱溫度800℃保持10秒之後，以冷卻速度100℃/秒冷卻至200℃以下為止之熱壓印。從所得到的成形體之圖7的位置切取試樣且進行材質試驗等，而且求取拉伸強度(TS)、延伸(El)、擴孔率(λ)及其他。將其結果顯示在表2-1~表5-2。表中的擴孔率λ係依照以下的式(L)求取。
λ(%)={(d'-d)/d}×100‧‧‧(L)
d′：龜裂係貫穿板厚時之孔穴直徑 d：孔穴的初期直徑
又，在表3-1及表3-2中之鍍覆的種類，CR係表示無鍍覆的冷軋鋼板，GI係表示施行熔融鍍鋅，GA係表示施行合金化熔融鍍鋅，EG係表示施行電鍍，Al係表示施行鍍鋁。
而且，表中的判定之G、B，係各自意味著以下的意思。G：滿足對象的條件式。B：不滿足對象的條件式。
熱壓印後的表面性狀之評價，係將未鍍覆的冷軋鋼板作為材料之熱壓印成形體時，藉由進行評價熱壓印後的化學轉化處理性來進行。在熱壓印成形體的材料之冷軋鋼板係經施行鋁等的鍍覆時，係進行評價熱壓印成形體的鍍覆密著性。
化學轉化處理性的評價，係依照以下的程序來進行。首先，使用市售的化學轉化處理藥劑(日本Parkerzing股份公司製、Palbond PB-L3020 system)在浴溫43℃、化學轉化處理時間120秒的條件下對各試料進行化學轉化處理，隨後藉由 SEM觀察來評價在經化學轉化處理之各試料的表面之化學轉化處理結晶的均勻性。化學轉化處理結晶的均勻性評價基準係如以下。將在化學轉化處理結晶無鏽垢(scale)者評定為合格(G)，將在化學轉化處理結晶的一部分能夠觀察到鏽垢者評定為不良(B)，將在化學轉化處理結晶，鏽垢係顯著者評定為嚴重不良(VB)。
鍍覆密著性評價，係依照以下的程序進行。首先，將經進行鍍覆之冷軋鋼板加工成為縱向100mm×橫向200mm×厚度2mm的板形狀試片。藉由在該試片進行V彎曲-彎曲返回試驗來評價鍍覆密著性。V彎曲-彎曲返回試驗係使用V彎曲試驗用的模具(彎曲角度60°)而將述試片進行V彎曲加工，隨後藉由沖壓加工進行使已V彎曲的試片返回平坦之彎曲返回加工。在進行彎曲返回加工後的試片之在V彎曲時為彎曲部的內側的位置(變形部)，貼附玻璃紙膠黏帶(Cellophane tape)(NICHIBAN公司製「CELLO-TAPE(註冊商標)CT405AP-24」)且使用手剝下。隨後，測定在CELLO-TAPE所附著的鍍覆層之剝離寬度。在本實施例，係將剝離寬度為5mm以下者評定為合格(G)，將大於5mm~10mm以下者評定為不良(B)，將大於10mm者評定為嚴重不良(VB)。
從以上的實施例及比較例得知只要滿足本發明必要條件，就能夠得到在熱壓印後滿足TS×λ≧50000MPa．%的條件之冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、電鍍鋅冷軋鋼板或鍍鋁冷軋鋼板、及使用該等之熱壓印成形體。
產業上之可利用性
依照本發明而得到的冷軋鋼板及熱壓印成形體，因為在熱壓印後滿足TS×λ≧50000MPa．%，所以具有高沖壓加工性和強度，而能夠因應今日之汽車的更輕量化、零件形狀的複雜化之要求。

Claims (20)

  1. 一種熱壓印成形體，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.000%以下、Mn：0.50%以上且小於1.50%、P：0.001%以上且0.060%以下、S：0.001%以上且0.010%以下、N：0.0005%以上且0.0100%以下、Al：0.010%以上且0.050%以下，而且有選擇性含有下述至少1種的情況：B：0.0005%以上且0.0020%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且0.50%以下、V：0.001%以上且0.100%以下、Ti：0.001%以上且0.100%以下、Nb：0.001%以上且0.050%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、REM：0.0005%以上且0.0050%以下，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且將前述C的含量、前述Si的含量、及前述Mn的含量以單位質量%計 各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)的關係成立；前述熱壓印成形體又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、及5%以上且60%以下的麻田散鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和為60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足下述式(B)及式(C)，且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積TS×λ係滿足50000MPa．%以上，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A) H2/H1<1.10‧‧‧(B) σHM<20‧‧‧(C)在此，H1係前述熱壓印成形體的板厚表層部、亦即從最表層起於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，H2係前述熱壓印成形體的板厚度中心部、亦即位在板厚度中心於前述板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，σ HM係位在前述熱壓印成形體之前述板厚度中心部的前述麻田散鐵之前述硬度之變異數(variance)。
  2. 如請求項1之熱壓印成形體，其中存在於前述熱壓印成形體中之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率為0.01%以下，而且下述式(D)成立， n2/n1<1.5‧‧‧(D)在此，n1係位在前述熱壓印成形體之板厚度1/4部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度，n2係位在前述熱壓印成形體之板厚度中心部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度。
  3. 如請求項1或2之熱壓印成形體，其表面業經施行熔融鍍鋅。
  4. 如請求項3之熱壓印成形體，其中前述熔融鍍鋅業經合金化。
  5. 如請求項1或2之熱壓印成形體，其表面業經施行電鍍鋅。
  6. 如請求項1或2之熱壓印成形體，其表面業經施行鍍鋁。
  7. 一種熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於具有以下步驟：鑄造步驟，其將具有如請求項1之化學成分之熔鋼鑄造成鋼材；加熱步驟，其係將前述鋼材加熱；熱軋步驟，其係使用具有複數台機架的熱軋設備對前述鋼材施行熱軋；捲取步驟，其係在前述熱軋步驟後，將前述鋼材捲取；酸洗步驟，其係在前述捲取步驟後，對前述鋼材進行酸洗； 冷軋步驟，其係在前述酸洗步驟後，使用具有複數台機架的冷軋機並在下述式(E)成立之條件下，對前述鋼材施行冷軋；退火步驟，其係在前述冷軋步驟後在700℃以上且850℃以下，對前述鋼材進行退火予以冷卻；調質輥軋步驟，其係在前述退火步驟後，對前述鋼材進行調質輥軋；及熱壓印步驟，其係在前述調質輥軋步驟後，對前述鋼材進行加熱至700℃以上且1000℃以下之溫度範圍為止，而且在該溫度範圍內進行熱壓印加工，接著冷卻至常溫以上且300℃以下為止，1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E)在此，ri(i=1,2,3)係以單位%表示在前述冷軋步驟時從前述複數台機架中最上游算起第i(i=1,2,3)段的機架之單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋步驟之總冷軋率。
  8. 如請求項7之熱壓印成形體之製造方法，其中前述冷軋係在下述式(E’)成立的條件下施行，1.20≧1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.00‧‧‧(E’)在此，ri(i=1,2,3)係以單位%表示在前述冷軋步驟時從前述複數台機架中前述最上游算起前述第i(i=1,2,3)段的機架之單獨的前述目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋步驟之前述總冷軋率。
  9. 如請求項7或8之熱壓印成形體之製造方法，其將前述捲 取步驟之捲取溫度以單位℃計並表示為CT，且，將前述鋼材的前述C含量、前述Mn含量、前述Si含量及前述Mo含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，下述式(F)成立，560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(F)。
  10. 如請求項7至9項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其將前述加熱步驟之加熱溫度以單位℃計並表示為T，將在爐時間以單位分鐘計並表示為t，而且，將前述鋼材的前述Mn含量及前述S含量以單位質量%計各自表示為[Mn]、[S]時，下述式(G)成立，T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(G)。
  11. 如請求項7至10項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其具有一熔融鍍鋅步驟，係在前述退火步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行熔融鍍鋅。
  12. 如請求項11之熱壓印成形體之製造方法，其具有一合金化處理步驟，係在前述熔融鍍鋅步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行合金化處理。
  13. 如請求項7至10項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其具有一電鍍鋅步驟，係在前述調質輥軋步驟之後，對前述鋼材施行電鍍鋅。
  14. 如請求項7至10項中任一項之熱壓印成形體之製造方法，其具有一鍍鋁步驟，係在前述退火步驟與前述調質輥軋步驟之間對前述鋼材施行鍍鋁。
  15. 一種冷軋鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有：C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.000%以下、Mn：0.50%以上且小於1.50%、P：0.001%以上且0.060%以下、S：0.001%以上且0.010%以下、N：0.0005%以上且0.0100%以下、Al：0.010%以上且0.050%以下，而且有選擇性含有下述至少1種的情況：B：0.0005%以上且0.0020%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且0.50%以下、V：0.001%以上且0.100%以下、Ti：0.001%以上且0.100%以下、Nb：0.001%以上且0.050%以下、Ni：0.01%以上且1.00%以下、Cu：0.01%以上且1.00%以下、Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、REM：0.0005%以上且0.0050%以下，剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構成，而且將前述C的含量、前述Si的含量、及前述Mn的含量以單位質量%計各自表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)的關係成立； 前述冷軋鋼板又具有以下情況：以面積率計，含有40%以上且95%以下的肥粒鐵、及5%以上且60%以下的麻田散鐵，前述肥粒鐵的面積率與前述麻田散鐵的面積率之和滿足60%以上，進而含有以面積率計為10%以下的波來鐵、以體積率計為5%以下的殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%的變韌鐵中之1種以上；使用奈米壓痕儀所測得之前述麻田散鐵硬度，係滿足下述式(H)及式(I)，而且拉伸強度TS與擴孔率λ的乘積TS×λ係滿足50000MPa．%以上，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(A) H20/H10<1.10‧‧‧(H) σHM0<20‧‧‧(I)在此，H10係板厚表層部、亦即從最表層起於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，H20係板厚度中心部、亦即位在前述在板厚度中心於板厚度方向200μm範圍內之前述麻田散鐵的平均硬度，σ HM0係位在前述板厚度中心部的前述麻田散鐵之前述平均硬度之變異數。
  16. 如請求項15之冷軋鋼板，其中存在於前述冷軋鋼板中之圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的MnS的面積率為0.01%以下，而且下述式(J)成立，n20/n10<1.5‧‧‧(J)在此，n10係位在板厚度1/4部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平 均個數密度，n20係位在前述板厚度中心部且前述圓相當直徑在0.1μm以上且10μm以下的前述MnS之每10000μm2的平均個數密度。
  17. 如請求項15或16之冷軋鋼板，其表面業經施行熔融鍍鋅。
  18. 如請求項17之冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅業經合金化。
  19. 如請求項15或16之冷軋鋼板，其表面業經施行電鍍鋅。
  20. 如請求項15或16之冷軋鋼板，其表面業經施行鍍鋁。
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