TWI663265B - Hot stamping steel plate - Google Patents

Abstract

一種熱壓印用鋼板，可作為強度或彎曲變形能力優異的熱壓印成形體的胚料，該熱壓印用鋼板之特徵在於：具有預定成分組成；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；構成下變韌鐵、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；粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計為1×10 ¹⁶個/cm ³以上；微觀組織中粒徑在50nm以下的雪明碳鐵或ε碳化物之個數密度在1×10 ¹⁶個/cm ³以上；且晶界固溶比Z在0.4以上，前述晶界固溶比Z是定義為Z=(晶界中之Nb及Mo之1種或2種的質量%)/(Nb及Mo之1種或2種在溶解時的質量%)。

Description

熱壓印用鋼板

本發明是有關使用於需要強度之汽車或構造物之構造構件或補強構件之熱壓印用鋼板，特別是有關可作為強度與彎曲變形能力優異的熱壓印成形體的胚料之熱壓印用鋼板。

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，對於以熱壓印將高強度鋼板成形而得的成形體，會要求有可在衝撞時吸收衝擊的性能。

作為滿足此要求之技術，專利文獻1中揭示有將熱壓印用鋼板退火，並使Mn或Cr在碳化物中濃化以作成不易溶解的碳化物，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的技術。

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。

本發明有鑑於以往技術之課題，而以在高強度鋼板的熱壓印成形體中確保更優異的強度或彎曲變形能力為課題，且目的在於提供一種可解決該課題之熱壓印用鋼板。

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。結果發現到藉由使熱壓印成形體的舊沃斯田鐵之粒徑為3μm以下，可獲得較以往更優異的強度。

並且，發現到要使熱壓印成形體的舊沃斯田鐵之粒徑為3μm以下，只要在成形前之鋼板中，使雪明碳鐵或ε碳化物之個數密度為1×10 ¹⁶個/cm ³以上，並且使Nb及Mo之1種或2種固溶於舊沃斯田鐵晶界中以使晶界的脆化強度上升即可。

此外，也發現到於熱壓印用鋼板中，控制下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的結晶方位即{112}＜111＞之X射線隨機強度比，藉此利用沃斯田鐵和麻田散鐵的組織記憶(Texture Memory)效果，於熱壓印成形體中生成抑制龜裂擴展效果較高之結晶方位，而可於熱壓印成形體中獲得優異彎曲變形能力。

本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)一種熱壓印用鋼板，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、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；晶界固溶比Z在0.4以上，前述晶界固溶比Z是定義為Z=(晶界中之Nb及Mo之1種或2種的質量%)/(Nb及Mo之1種或2種在溶解時的質量%)；構成上述下變韌鐵、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；且，粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計為1×10 ¹⁶個/cm ³以上。

(2)如前述(1)的熱壓印用鋼板，其具有鍍層。

發明效果 根據本發明，能夠提供一種可作為強度或彎曲變形能力優異的熱壓印成形體的胚料之熱壓印用鋼板。

用以實施發明之形態 本發明之特徵在於使雪明碳鐵或ε碳化物之個數密度為1×10 ¹⁶個/cm ³以上，並且使Nb及Mo之1種或2種固溶於舊沃斯田鐵晶界中以使晶界的脆化強度上升。並且，還會控制鋼板之下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的結晶方位即{112}＜111＞之X射線隨機強度比。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。藉此來抑制鋼片中的Mn之微觀偏析，並進一步抑制Mo、Nb的析出，以使鋼中的Mo、Nb固溶量增加。

若控制每單位時間的熔鋼澆鑄量而減少Mn之微觀偏析，P的陷阱位置(trap site)便會消失，故完工軋延時P會偏析於舊沃斯田鐵晶界中。如此一來，儘管已將舊沃斯田鐵晶界細粒化，仍會使晶界的脆化強度降低，而無法充分獲得衝擊吸收能力。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，係藉由控制第二階段的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、軋延後的冷卻條件及捲取溫度，來抑制Mn往碳化物中濃化，以使易溶解的微細碳化物生成，進而於鋼中導入高密度的差排。在本發明中，係藉由微細分散的碳化物與高密度的差排兩者均成為沃斯田鐵的逆變態位置，來將舊沃斯田鐵粒微細化。為了有效發揮作為逆變態位置之機能，碳化物宜能夠容易溶解。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，抑制Mo、Nb的析出，並使Nb和Mo固溶於舊沃斯田鐵晶界中，藉此利用Nb和Mo來佔據P的偏析位置，以消除P往舊沃斯田鐵偏析的情形。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。

再者，藉由控制卷料捲取條件，來抑制Mn往碳化物中濃化以生成易溶解的微細碳化物，並且藉由在鋼中導入高密度的差排，而可使沃斯田鐵的強度上升，在從沃斯田鐵變態為下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵時，有利於緩和因變態而產生的應力之結晶方位會優先生成。結果便能夠控制晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比。

藉由控制熱壓印步驟的加熱速度，其等熱壓印用鋼板會發揮不同的特性。

以下說明本發明之熱壓印用鋼板及其製造方法。首先，說明限定構成本發明之熱壓印用鋼板的成分組成之理由。以下，關於成分組成之符號%意指質量%。

「C：0.35%以上且在0.75%以下」 為使熱壓印成形體獲得2000MPa以上的拉伸強度，C為重要元素。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。有鑑於所要求之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%，則變形能力貧乏以致熱壓印成形體的衝擊吸收能力劣化，因此要添加0.005%以上。且宜為0.01%以上。另一方面，若大於0.25%，於碳化物中的固溶量會增加而使碳化物變得難以溶解，且變得無法將熱壓印成形體的舊沃斯田鐵粒徑控制為3μm，因此將上限設為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，而熱壓印成形體難以確保2000MPa以上的拉伸強度，因此要添加0.5%以上。且宜為0.7%以上。另一方面，若添加大於3.0%，於碳化物中的固溶量會增加而使碳化物變得難以溶解，且變得無法將熱壓印成形體的舊沃斯田鐵粒徑控制在3μm以下，因此以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%，則會充分脫氧並生成直徑5μm以上的粗大氧化物，而引起早期斷裂，因此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損及韌性，因此設為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，而熱壓印成形體難以確保2000MPa以上的拉伸強度，因此要添加0.05%以上。且宜為0.1%以上。另一方面，若添加大於1.00%，於碳化物中的固溶量會增加而使碳化物變得難以溶解，且變得無法將熱壓印成形體的舊沃斯田鐵粒徑控制在3μm以下，因此以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，而熱壓印成形體難以確保2000MPa以上的拉伸強度，因此要添加0.0005%以上。且宜為0.0008%以上。另一方面，若添加大於0.010%，於碳化物中的固溶量會增加而使碳化物變得難以溶解，且變得無法將熱壓印成形體的舊沃斯田鐵粒徑控制在3μm以下，因此以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。此外，藉由使Nb和Mo固溶於剛進行完工軋延後的沃斯田鐵中，並控制卷料捲取條件，可使沃斯田鐵的強度上升，在從沃斯田鐵變態為下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵時，有利於緩和因變態而產生的應力之結晶方位會優先生成。結果便能夠控制晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比。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而析出，導致於晶界之固溶量降低，故設為0.15%以下。且宜在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。此外，藉由使Nb和Mo固溶於剛進行完工軋延後的沃斯田鐵中，並控制卷料捲取條件，可使沃斯田鐵的強度上升，在從沃斯田鐵變態為下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵時，雖為有利於緩和因變態而發生的應力之結晶方位但會優先生成。結果便能夠控制晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比。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而析出，導致於晶界之固溶量降低，故設為1.00%以下。且宜在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%。另一方面，若添加大於0.15%，會形成直徑5μm以上的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%。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。

接著，說明限定構成本發明之熱壓印用鋼板的微觀組織之理由。

「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，熱壓印用鋼板的微觀組織以面積率計必須包含90%以上之麻田散鐵或回火麻田散鐵。且宜為94%以上。而在確保拉伸強度的觀點中，微觀組織亦可為下變韌鐵。剩餘部分並無特別規定，可列舉例如上變韌鐵、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。

從熱壓印用鋼板的中央部切出與板面成垂直的截面，以#600至#1500的碳化矽紙來研磨測定面後，使用令粒度1~6μm的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。

「以式(1)定義之晶界固溶比Z在0.4以上」

Z=晶界中之Nb及Mo之1種或2種的質量%/Nb及Mo之1種或2種在溶解時的質量% ... (1)

以上述式(1)定義之晶界固溶比Z，在確保優異衝擊吸收能力的方面係重要組織因子，且為本發明人等為了評估衝擊吸收能力而採用的指標。若Nb及/或Mo固溶於晶界中，P就會變得難以在晶界中偏析而可提高晶界的結合力，故晶界的脆化強度會上升使得衝擊吸收能力提升。若熱壓印成形體之上述晶界固溶比Z小於0.4，則無法充分獲得Nb及/或Mo的晶界強化效果，而無法獲得所需的衝擊吸收能力。若將熱壓印用鋼板供於熱壓印，Nb、Mo的晶界固溶量會因熱處理而減少，因此上述晶界固溶比Z係設為0.4以上。且宜為0.5以上。上限雖無特別限定，但理論上1.0是上限。

晶界固溶比Z係如以下作測定。

從熱壓印用鋼板的中央部製作圖1所示尺寸之試驗片。此時，會藉由機械磨削將試驗片的表背面每次除去相同量，使板厚成為1.2mm。試驗片中央部的切口會利用1mm厚的鋼絲鉗***，將切口底部的結合部控制在100μ至200μm。

接著，將試驗片於20%-硫氰酸銨溶液中浸漬72~120hr。

在浸漬完成後0.5hr以內對試驗片的表背面施以鍍鋅。

鍍敷後，在1.5hr以內供於歐傑電子發光分光分析。用以實施歐傑電子發光分光分析的裝置種類並無特別限制。將試驗片設定於分析裝置內，在9.6×10 ^-5以下的真空中，從試驗片的切口部分進行破壞，使舊沃斯田鐵晶界露出。對露出的舊沃斯田鐵晶界以1~30kV的加速電壓照射電子射線，並測定該晶界中的Nb及/或Mo之質量%(濃度)。測定係在10處以上的舊沃斯田鐵晶界中實施。為了防止晶界之污染，會在破壞後30分鐘以內完成測定。

算出所測得的Nb及/或Mo的質量%(濃度)的平均值後，以將該平均值除以已添加的Nb及/或Mo的質量%而得之值作為晶界固溶比Z。

「構成下變韌鐵、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」

熱壓印用鋼板中，若構成下變韌鐵、麻田散鐵或回火麻田散鐵之晶粒的{112}＜111＞之X射線隨機強度比小於2.8，於熱壓印成形體中便不會生成抑制龜裂擴展效果較高之結晶方位，而變得無法獲得優異彎曲變形能力。因此，該X射線隨機強度比係設為2.8以上。且該X射線隨機強度比宜為3.0以上。上限雖無特別規定，但在實際操作上難以令其為15.0以上，因此15.0即為實質上限。

接著，說明金屬組織的計算方法。

從熱壓印用鋼板的中央部以可觀察與其表面成垂直之截面(板厚截面)的方式切出試樣。使用#600至#1500的碳化矽紙來研磨測定面後，使用令粒度1~6μm的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。所使用的掃描型電子顯微鏡為配備有EBSD檢測器(TSL製DVC5型檢測器)之物。

在試樣之板厚3/8位置~5/8位置中，以0.2μm之測定間隔對板厚方向上500μm且軋延方向上1000μm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、照射電流等級為13、Binning尺寸為8×8且曝光時間為62秒。

使用EBSD解析裝置之附屬軟體「OIM Analysis(註冊商標)」來解析測定資料，並算出{112}＜111＞之X射線隨機強度比。使用軟體中搭載之參數「Texture」機能和「結晶方位分布函數」機能來繪製φ ₂＝45°截面的結晶方位分布函數。從繪製而成的圖像讀取{112}＜111＞端點位置之X射線隨機強度比。

「粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計為1×10 ¹⁶個/cm ³以上」 只要粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計為1×10 ¹⁶個/cm ³以上，微細分散的碳化物便會成為沃斯田鐵的逆變態位置，藉此即能將熱壓印成形體的舊沃斯田鐵晶粒微細化。由於個數密度小於1×10 ¹⁶個/cm ³便無法獲得效果，因此以1×10 ¹⁶個/cm ³為下限。且宜為3×10 ¹⁶個/cm ³。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1000×10 ¹⁶個/cm ³。另外，只要係以本案所規定之製造條件製造而得的鋼板，所生成之碳化物主要會是雪明碳鐵及ε碳化物。

接著，說明金屬組織的計算方法。

從熱壓印用鋼板以可觀察與其表面成垂直之截面(板厚截面)的方式切出試樣。使用#600至#1500的碳化矽紙來研磨測定面後，使用令粒度1μm至6μm的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。

接著以「黑澤文夫、田口勇、松本龍太郎，日本金屬學會誌，43，1068 (1979)」中所記載之使用非水溶性電解液的SPEED法進行電場蝕刻，調整試料以能夠簡便觀察微細碳化物。此方法是利用碳鋼和雪明碳鐵或ε碳化物之分解電位不同，而藉由以只有基鐵會分解之電位來進行電解，便能夠輕易進行碳化物之觀察之手法。藉由使用非水溶性之電解液，便可抑制水溶性之雪明碳鐵或ε碳化物的分解，因此適於測定微細碳化物之尺寸或測定個數密度。

將試料的觀察面浸漬於乙醯丙酮系電解液，並以300mV的電解電位進行2秒的電解。在以丙酮或乙醇洗淨電解後的試料後使其乾燥，並設定於掃描型電子顯微鏡內。所使用的掃描型電子顯微鏡係採用配備有2次電子檢測器的機種。於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，並於試樣之板厚3/8位置~5/8位置中，以橫386mm×縱290mm之畫面作為基準，觀察倍率為30000倍的視野10個視野。

測定觀察視野中所含之粒徑(長軸長度)在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數。算出將1個視野中所含之上述碳化物個數除以觀察視野之面積後所得的值。於10個視野中進行同樣操作，並以全部視野的平均值作為雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度。

接著，說明用以製得本發明之熱壓印用鋼板的製造方法之形態。

＜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)。於此連續鑄造步驟中，係將每單位時間的熔鋼澆鑄量設為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+30℃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+30℃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。較佳為A3變態溫度+50℃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，而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秒以內而較佳係在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。

將捲取溫度設定為低於500℃，藉此在提升上述效果的同時，會抑制Mn往碳化物中濃化，並生成易溶解的微細碳化物，進而於鋼中導入高密度的差排。較佳為低於480℃。捲取溫度若高於500℃，則粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計不會為1×10 ¹⁶個/cm ³以上。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。

此外，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的沃斯田鐵變態為下變韌鐵、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的應力之結晶方位優先生成，故如上所述，藉由從在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℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，便能夠控制晶粒之{112}＜111＞之X射線隨機強度比。

(3)鍍層之形成 在鋼板表面上，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。

＜熱壓印成形體之製造步驟之一例＞ 接著，說明用以使用本發明之熱壓印用鋼板來製得熱壓印成形體的製造方法之形態。用以製得熱壓印成形體的方法不限於以下形態。

(製法A)製得強度優異之熱壓印成形體的製法 將熱壓印用鋼板以100℃/s以上且小於200℃/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。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100℃/s以上且小於200℃/s的平均加熱速度在500℃以上且A3點以下的溫度區中進行加熱，便能將易溶解的微細碳化物和高密度的差排兩者作成舊沃斯田鐵的成核部位，而可將舊沃斯田鐵之平均粒徑控制在3μm以下。此外，亦有助於抑制加熱中的NbC、MoC的析出，而使舊沃斯田鐵晶界中Nb及Mo之1種或2種的固溶比增加。較佳為120℃/s以上。若平均加熱速度大於200℃/s，便會在碳化物的溶解未完成的狀態下促進往沃斯田鐵的變態，而招致韌性劣化，故以200℃/s為上限。且宜小於180℃/s。

熱壓印時的維持溫度宜設為A3點+50℃以上且A3點+150℃以下。並且，熱壓印後的冷卻速度宜設為10℃/s以上。

(製法B：彎曲變形優良之熱壓印成形體的製法) 直接將熱壓印用鋼板、或將對該鋼板施行冷軋延而得之鋼板、或將對該鋼板施行鍍敷而得之鋼板以小於100℃/s的平均加熱速度加熱至A3點以上並維持後，進行熱壓印成形，並於成形後將成形體冷卻至室溫。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。

熱壓印時的維持溫度宜設為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所示成分組成之熔鋼而製得之鋼片，施行表2所示熱軋延而製成熱壓印用鋼板。針對所製得之熱壓印用鋼板，以先前敘述之方法測定出下變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵之面積率、Nb及Mo之晶界固溶比、構成下變韌鐵、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、粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度。

此外，使用所製得之熱壓印用鋼板，以表3所示條件施行冷軋延、鍍敷，而作成熱壓印成形體。熱壓印時的熱處理是將500℃以上且A3點以下之溫度區的平均加熱速度以各種速度來進行。

[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]

對於將500℃以上且A3點以下之溫度區的平均加熱速度設為100℃/s以上而製成熱壓印成形體的試樣，測定拉伸強度，並且評估衝擊吸收能力。

對於將500℃以上且A3點以下之溫度區的平均加熱速度設為小於100℃/s而製成熱壓印成形體的試樣，測定拉伸強度，並且評估彎曲變形能力。

另外，衝擊吸收能力係以有無早期斷裂來作評估，並以下述評估基準中未發生早期斷裂的材料為合格。所謂衝擊吸收能力優異意指衝撞時的能量吸收量大。亦即，應力應變曲線的積分值大，而其可根據不會產生早期斷裂(在達到最大應力後產生斷裂)的狀況來作評估。

將在拉伸試驗中獲得的最大強度除以材料的維氏硬度之3.3倍的值，並將所得的數值在0.85以上的情況判斷為早期斷裂已受到抑制。材料的維氏硬度係以以下方法作測定。

從熱壓印成形體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。使用維氏硬度試驗機，在板厚1/4位置上以荷重1kgf且測定間隔係以壓痕的3倍以上之間隔來測定10點，並以平均值作為鋼板的硬度。

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用鋼板的拉伸強度為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。

圖1為顯示測定晶界固溶比時之試驗片形狀的圖。

Claims (2)

1. 一種熱壓印用鋼板，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、 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； 晶界固溶比Z在0.4以上，前述晶界固溶比Z是定義為Z=(晶界中之Nb及Mo之1種或2種的質量%)/(Nb及Mo之1種或2種在溶解時的質量%)； 構成上述下變韌鐵、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；且 粒徑在50nm以下的雪明碳鐵及ε碳化物之個數密度合計為1×10 ¹⁶個/cm ³以上。
2. 如請求項1之熱壓印用鋼板，其具有鍍層。