熱壓用鋼板及其製造方法和高強度部件的製造方法與流程

2023-06-28 06:12:01

技術領域

本發明涉及耐延遲斷裂性優異的熱壓(hot stamping)用鋼板及其製造方法、以及使用該鋼板熱壓成形的高強度部件。特別地涉及汽車用結構部件所使用的高強度部件的製造方法。

背景技術：

近年來從地球環境的觀點出發強烈希望汽車的輕量化，汽車車身、例如立柱(pillar)、門防撞梁、保險槓橫梁(緩衝梁：bumper beam)等的汽車用結構部件，應用高強度鋼板，減薄鋼板的板厚，謀求輕量化。因此，也推進鋼板的高強度化，特別是開發了抗拉強度(TS)超過1000MPa的高強度鋼板，但鋼板的高強度化，招致部件製造時的可加工性、壓製成形性的降低，特別是難以確保回彈(spring back)等的製品精度。

為了解決這些課題，近年來，作為同時滿足鋼板的高強度化和可加工性、製品精度的方法，熱壓工作法(模壓淬火工作法)作為實用技術被使用。例如在專利文獻1中被公開。這是將鋼板加熱到約900℃左右的奧氏體區域後，在熱態下進行壓製成形，同時通過在壓製成形時使其與常溫的金屬模接觸來進行淬火，得到高強度的材質的方法。根據該熱壓工作法，在壓製成形時所導入的殘餘應力也減少，因此在TS超過1180MPa那樣的高強度鋼板中成為問題的成形時的裂紋發生和形狀凍結不良等的不良情況得到抑制，能夠製造比較良好的製品精度的部件。

汽車等所使用的高強度鋼板，越被高強度化，越產生上述的成形性的問題。另外，特別是超過1000MPa那樣的高強度材料，如以往所知，存在氫脆化(有時稱為應變時效開裂、延遲斷裂)這一本質的問題。熱壓制用鋼板的情況下，雖然高溫下的壓制所引起的殘餘應力少，但是在壓制前的加熱時氫侵入到鋼中，由於壓制後的殘餘應力，氫脆化的敏感性變高。

作為防止延遲斷裂裂紋的方法，有控制熱壓時的加熱氣氛的方法。例如，專利文獻2中提出了將熱壓的加熱氣氛中的氫濃度設為6體積％以下、露點設為10℃的方法。這是關於熱壓的加熱氣氛的控制方法的。即，通過控制氫濃度、露點，在加熱中抑制外部氫向鋼板的侵入。因此，不是改良鋼板自身的方法，只能在具有氣氛控制裝置的熱壓下應用。

此外，作為熱壓用鋼板，已知通過捕捉侵入到鋼板中的氫來防止延遲斷裂的鋼板。例如專利文獻3中提出了提高了耐延遲斷裂性的熱壓用鋼板。該技術是使鋼中含有1×102個～1×107個/mm2的平均粒徑在0.01～5.0μm的範圍的Mg的氧化物、硫化物、複合結晶物和複合析出物中的任1種或2種以上的複合氧化物，將這些氧化物和以它們為核的複合結晶物、複合析出物作為氫捕捉點發揮作用，來提高耐延遲斷裂性的技術。

另外，作為同樣的技術，專利文獻4中公開了下述技術方案：一種耐氫脆化優異的高強度薄鋼板，其特徵在於，以貝氏體或馬氏體為面積率最大的相，使晶粒內的Nb、V、Cr、Ti、Mo的氧化物、硫化物、氮化物、複合結晶物、複合析出物中的任1種以上滿足平均粒徑d：0.001～5.0μm、密度ρ：100～1×1013個/mm2、平均粒徑的標準偏差σ與平均粒徑d之比σ/d≤1.0，抗拉強度為980MPa以上。

而且，已知：搪瓷用鋼板，為了改善耐鱗狀脫皮性，在鋼板中形成空隙，來捕集氫是有效的。專利文獻5中提出了下述方案：在鋼板中形成Fe-Nb-Mn系複合氧化物，使該氧化物中的Nb、Mn的偏在較大，由此提高氫捕捉能力。但是，專利文獻5中所記載的技術，是以C(碳)含有量少(通常0.01質量％以下)的搪瓷用鋼板為前提的技術，在汽車用鋼板等的C含有量多的高強度鋼板(C為0.05質量％以上)中不能忽視C的脫氧作用，不能單純地應用。

另外，在搪瓷用鋼板中成為問題的氫含量為10～100ppm的高濃度，與此相對，在高強度鋼板中，1～3ppm的極低濃度的氫含量成為問題。

因此，不能將專利文獻5中所記載的技術原樣地應用於C含有量多的高強度鋼板。

為了將這些技術應用於C(碳)含有量多的高強度鋼材，適當控制鋼板中存在的氧化物等的尺寸(平均粒徑)和存在狀態(密度)成為重要的要件。但是，嚴格地控制使得成為作為氫捕捉點有效、並且沒有成為粗大的裂紋的起點的粒徑和密度在技術上並不容易。

在先技術文獻

專利文獻

專利文獻1：特開平10-96031號公報

專利文獻2：特開2006-51543號公報

專利文獻3：特開2006-9116號公報

專利文獻4：特開2005-68548號公報

專利文獻5：WO2008/038474號公報

技術實現要素：

以上對於已熱壓的鋼板的氫脆性所致的延遲斷裂的對策，說明了現狀的技術。問題是，在熱壓了C含有量多的高強度鋼板時，抑制氫脆化所致的延遲斷裂的技術目前並沒有。

因此，本發明的課題是，提供在C含有量多的高強度鋼板中，確保強度，並且在鋼材中形成有效的氫捕捉點，熱壓後的部件強度和耐延遲斷裂特性優異的熱壓用鋼板及其製造方法、以及熱壓高強度部件的製造方法。

本發明人為了改善熱壓用鋼板的耐延遲斷裂特性，著眼於捕捉侵入到鋼板中的氫較有效的情況，進行了刻苦研究。其結果發現，使鋼板中生成Fe-Mn系複合氧化物，在該複合氧化物與基體鋼的界面能夠捕捉氫，從而完成了本發明。

在C含有量多的高強度鋼板中，通常，金屬氧化物作為夾雜物成為缺陷。因此，儘可能去除鋼中的氧，抑制金屬氧化物的生成。為此，添加Al等的脫氧元素，在鋼液階段使氧濃度降低。

但是，為了如本發明那樣使鋼中形成Fe-Mn系複合氧化物，需要某種程度地使鋼中殘存氧。另外，C本身具有脫氧作用，因此一般地，在C含有量多的鋼板中，鋼中的氧變少。

於是，本發明人發現，通過減少鋼板中的Al濃度，減弱脫氧效果，確保鋼中氧濃度，在C含有量多的鋼板中也能夠生成複合氧化物。

另外發現，為了提高複合氧化物的氫捕捉效果，將複合氧化物破碎，使其表面積增加也是有效的。還發現，通過將複合氧化物破碎、微細化，作為缺陷的影響度也降低，帶來鋼板的性能提高。

進而，還知道，當在複合氧化物的周圍具有間隙時，氫捕捉效果更加提高。

發明人對用於此的製造方法也進行了刻苦研討。

已知：C含有量多的熔融鋼的粘度高，因此Fe-Mn系複合氧化物難以浮起，容易使鋼中生成Fe-Mn系複合氧化物。

並且，還已知：通過將在鋼中生成了Fe-Mn複合氧化物的鑄片(板坯)進行軋制(熱軋制、或進而冷軋制)，能夠使複合氧化物延伸和破碎。這樣，發現了在鋼板中高效率地形成難以成為龜裂的起點的氫捕捉點。另外，還發現在同樣的工藝下能夠形成有效的空隙。本發明以這樣的見解為基礎而完成。本發明的要旨如下。

(1)一種熱壓用鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有

C：0.05～0.40％、

Si：0.001～0.02％、

Mn：0.1～3％、

Al：0.0002～0.005％、

Ti：0.0005～0.01％、

O：0.003～0.03％、和

Cr和Mo之中的1種或2種：合計為0.005～2％，

其餘量包含Fe以及不可避免的雜質的化學成分，並且，分散地含有平均直徑0.1～15μm的Fe-Mn系複合氧化物粒子。

再者，S、P、N是不可避免的雜質，但規定限制為以下的含有量。

S：0.02％以下；

P：0.03％以下；

N：0.01％以下。

(2)根據上述(1)所述的熱壓用鋼板，其特徵在於，以質量％計，還含有以下所示的(a)～(c)這3組之中的1組或2組以上中所包含的成分，

(a)B：0.0005～0.01％；

(b)Nb、V、W、Co的1種或2種以上：合計為0.005～1％；

(c)Ni、Cu的1種或2種：合計為0.005～2％。

(3)根據(1)或(2)的任1項所述的熱壓用鋼板，其特徵在於，在上述複合氧化物粒子的周圍具有空隙。

(4)根據(1)或(2)的任1項所述的熱壓用鋼板，其特徵在於，上述複合氧化物粒子的周圍的空隙的平均徑為上述複合氧化物粒子的平均徑的10～100％。

(5)一種熱壓用鋼板，其特徵在於，對上述(1)或(2)的任1項所述的鋼板施加了鍍鋁層、鍍鋅-鋁層或鍍鋅層之中的任一鍍層。

(6)一種熱壓用鋼板的製造方法，其特徵在於，在將上述(1)或(2)的任一項中所述的化學成分的鑄片熱軋制時，將粗軋制的軋制率設為70％以上、精軋制的軋制率設為70％以上來進行熱軋制。

(7)一種熱壓用鋼板的製造方法，其特徵在於，將上述(6)中所述的熱軋制出的熱軋鋼板進一步酸洗，以30％以上的軋制率實施冷軋制。

(8)一種熱壓用鋼板的製造方法，其特徵在於，對上述(7)中所述的冷軋制出的冷軋鋼板實施退火。

(9)一種高強度部件的製造方法，其特徵在於，將上述(1)或(2)的任一項所述的鋼板加熱到Ac3以上的奧氏體區域的溫度後，開始在金屬模中的成形，成形後在金屬模中冷卻進行淬火。

本發明的熱壓用高強度鋼板，是通過使複合氧化物延伸和破碎，來形成作為氫捕捉點有效的複合氧化物粒子和其周圍的空隙的鋼板。由此，不需要如以往那樣嚴格控制氧化物等的尺寸(平均粒徑)和存在狀態(密度)，且能夠提供延遲斷裂特性優異的鋼板，可以認為，使用由本發明的鋼板製造的構件，對汽車的輕量化、安全性提高能夠作出較大貢獻，從而產業上的貢獻大。

附圖說明

圖1是表示粗大複合氧化物被延伸、破碎，鋼板中較多地形成破碎空隙(氫捕捉能)的狀態的模式圖。

圖2是表示粗大氧化物被延伸、破碎，鋼板中較少地形成破碎空隙(氫捕捉能)的狀態的模式圖。

圖3是表示在存在微細氧化物的情況下，沒有形成破碎空隙的模式圖。

圖4是在實施例中使用的金屬模形狀的剖面圖。

圖5是表示從上方觀察到的實施例中使用的衝頭的形狀的圖。

圖6是表示從下方觀察到的實施例中使用的衝模的形狀的圖。

圖7是熱壓成形品的模式圖。

圖8是從上方觀察到的用於耐延遲斷裂特性的評價的試驗部件的形狀的圖。

具體實施方式

以下詳細說明本發明。

關於延遲斷裂，已知：起因於從外部環境侵入到鋼板中並在室溫下在鋼板中擴散的擴散氫而發生。因此，如果在鋼板中的一些部分捕捉(trap)從外部環境侵入的氫，則能夠將氫無害化，能夠抑制延遲斷裂。

本發明人發現：在制鋼工序中，鑄造使鋼中生成了Fe-Mn系複合氧化物的鑄片，將該鑄片熱軋制、冷軋制，使複合氧化物延伸和破碎，由此能夠在被微細破碎了的Fe-Mn系複合氧化物粒子間形成微細的空隙，該空隙作為氫捕捉點有效，在該部分捕捉被認為是延遲斷裂的因素的擴散氫，延遲斷裂的敏感性降低。而且，還發現那些空隙是難以成為龜裂的起點的大小、形狀，嘗試了應用於要求強度的熱壓件。

首先，對將本發明的熱壓後的部件強度和耐延遲斷裂特性優異的熱壓用鋼板的各成分限定為規定的範圍的理由進行說明。在此，關於成分的％意指質量％。

(C：0.05～0.40％)

C是為了使冷卻後的組織為馬氏體、確保材質而添加的元素。為了強度提高，需要0.05％以上的C，但若C含有量超過0.40％，則衝擊變形時的強度和焊接性劣化，因此C設定為0.05～0.40％。從強度的觀點出發，進而優選C含有量為0.15％以上，進而更優選為0.2％以上。

另外，從衝擊變形時的強度和焊接性劣化、C所帶來的脫氧效果的觀點出發，C含有量優選為0.35％以下，進而更優選為0.3％以下。

(Si：0.001～0.02％)

Si作為脫氧元素髮揮作用。本發明為了必須確保一定以上的氧化物量，降低氧含有量的Si規定為0.02％以下。為了得到有效的氧化物量，Si含有量優選為0.015％以下，進而優選為0.01％以下。Si含有量的下限沒有特別限制，但由於脫Si處理花費時間和費用，因此將0.001％作為下限。

(Mn：0.1～3％)

Mn是影響到熱壓、淬火性的元素，對鋼板的強度上升有效。另外，Mn通過添加而形成Fe-Mn複合氧化物，因此在本發明中是重要的成分。該複合氧化物成為作為延遲斷裂的因素的氫的捕捉點。因此，Mn的添加對耐延遲斷裂性的提高有效。

並且，由於所形成的複合氧化物微細，因此對抑制衝裁面的粗大的裂紋的發生有效。要是形成氧化物，作為氫捕捉點最大限度地活用Mn的話，通過Mn增加，氧化物組成的控制變得容易，因此優選主動地添加。Mn低於0.1％時，得不到該效果。因此，Mn含有量設為0.1％以上為好。為了切實得到該效果，Mn含有量優選為0.5％以上。進而更優選為1.30％以上。

另外，Mn含有量超過3.0％時，助長與P、S的共偏析，招致韌性的降低，使耐延遲斷裂特性降低。因此，Mn含有量設為3％以下為好。更希望Mn含有量優選為2.0％以下，進一步優選為1.50％以下。

(S：0.02％以下)

S作為不可避免的雜質而含有，在過多地含有的情況下，使可加工性劣化，並且成為韌性劣化的原因，使耐延遲斷裂特性降低。因此，S越少越好。作為能夠容許的範圍，規定為0.02％以下。優選設為0.01％以下。進而將S含有量規定限制為0.005％以下，由此衝擊特性飛躍性地提高。

(P：0.03％以下)

P是作為不可避免的雜質而含有，在過多地添加的情況下，對韌性造成惡劣影響的元素，使耐延遲斷裂特性降低。因此，P越少越好。作為能夠容許的範圍，規定限制為0.03％以下。進而優選為0.025％以下，當進一步設為0.02％以下時，耐延遲斷裂特性的改善效果大。

(Al：0.0002～0.005％)

Al是為了作為鋼液的脫氧材料而使用所必需的元素。由於本發明需要確保一定以上的氧化物量，因此當具有脫氧效果的Al超過0.005％時，不能確保提高耐延遲斷裂特性的氧化物量。因此，上限設定為0.005％。考慮到安全係數(margin)，Al含有量優選為0.004％以下，進一步優選為0.003％以下。另外，下限並不特別限定，但脫Al處理花費時間和費用，因此設定為0.0002％以上較現實。

(Ti：0.0005～0.01％)

Ti也是脫氧性的元素，下限並不特別限定，但脫Ti處理花費時間和費用，因此設為0.0005％以上、優選為0.001％以上即充分。另一方面，多量的添加使提高耐延遲斷裂特性的氧化物減少，因此上限設定為0.01％。進而優選為0.008％以下，當進一步設為0.006％以下時，耐延遲斷裂特性的改善效果大。

(N：0.01％以下)

N超過0.01％時，由於氮化物的粗大化和固溶N所致的時效硬化，可看到韌性劣化的傾向。因此，N越少越好。作為N的能夠容許的範圍，規定為0.01％以下的範圍。優選為0.008％以下。如果為0.006％以下，則能夠更加抑制韌性劣化，因此優選。

(Cr、Mo的1種或2種：合計為0.005～2％)

Cr、Mo都是提高淬火性的元素，另外，具有向基體中析出M23C6型碳化物的效果，具有在提高強度的同時，將碳化物微細化的作用。因此，添加合計為0.005～2％的Cr、Mo的1種或2種。當低於0.005％時，不能充分期待它們的效果。更優選為0.01％以上。進而如果為0.05％以上，則其效果變得顯著。另外，當合計超過2％時，屈服強度過度上升，並且使韌性劣化，使耐延遲斷裂特性降低。可能的話，從耐延遲斷裂特性的觀點出發，更優選設為1.5％以下。

(O：0.003～0.03％)

O在本發明中是為了形成Fe-Mn複合氧化物所必需的元素，需要含有0.003～0.03％。當低於0.003％時，不能夠形成充分量的Fe-Mn複合氧化物。從Fe-Mn複合氧化物的形成的觀點出發，優選設定為0.005％以上。另一方面，當超過0.03％地含有時，鑄片產生氣孔等的內部缺陷，因此上限規定為0.03％。從內部缺陷的觀點出發，較少為好，O含有量優選為0.02％以下。可能的話，為0.015％以下時，缺陷顯著地減少。

(B：0.0005～0.01％)

B是對提高淬火性有效的元素。為了使這樣的效果有效，需要添加0.0005％以上。為了切實得到該效果，優選為0.001％以上。進而更優選為0.0015％以上。另一方面，即使過多地添加，其效果也飽和，因此將0.01％作為上限。從相對於成本的效果的觀點來看，優選設為0.008％以下，可能的話，進一步優選為0.005％以下。

(Nb、V、W、Co的1種或2種以上：合計為0.005～1％)

Nb、V、W、Co是碳化物生成元素，生成析出物，確保熱壓、淬火了的構件的強度。進而，它們含於Fe-Mn系複合氧化物中，作為對耐延遲斷裂特性提高有效的氫捕捉點發揮作用，是為了改善耐延遲斷裂性所必需的元素。只要添加這些元素之中的1種或2種以上即可。添加量，合計超過1％地添加時，屈服強度的上升過度地變大。因此，更優選為0.7％以下。可能的話，進一步優選為0.5％以下。另一方面，當低於0.005％時，難以發揮提高強度、和作為氫捕捉點的效果。從切實得到其效果的觀點出發，優選為0.01％以上。

(Ni、Cu的1種或2種：合計為0.005～2％)

Ni、Cu都是提高強度和韌性的元素，但合計超過2％地添加時，鑄造性降低，因此上限設定為2％。從鑄造性的觀點出發，使含有量少為好，更優選為1％以下。進一步優選為0.5％。另一方面，當合計低於0.005％時，難以發揮提高強度和韌性的效果，因此添加合計為0.005％以上的Ni、Cu的1種或2種以上為好。從強度、韌性的觀點出發，優選為0.01％以上。進而更優選為0.02％以上。

接著，對本發明的耐延遲斷裂性優異的熱壓用鋼板的製造方法進行說明。

在本發明中，通過通常的熔煉、連續鑄造、鋼板製造工序，能夠煉製出調整為本發明的成分組成的鋼。特別是為了形成作為本發明的特徵的Fe-Mn系複合氧化物，優選在鋼的熔煉、鑄造工序中，從脫氧能力弱的元素開始添加。例如通過以Mn、Si、Al等的順序添加，能夠更顯著地得到本發明的效果。

這些制鋼條件影響到發明鋼的特性的機理，可以考慮如下。本發明鋼的複合氧化物的組成變動，主要是鋼液～凝固時的、熱力學的氧化物的組成變動所致。基本上是在通過體系的濃度變化和溫度變化氧化物組成接近於平衡狀態的過程中，利用非平衡的狀態呈現的。通過先添加脫氧能力弱的元素A，鋼液中的氧形成粗大的A的氧化物，但其後通過添加與氧的結合力強的元素B，A的氧化物中的元素A置換成元素B。在該過程中，形成粗大的A與B的複合氧化物(A-B複合氧化物)。如果先添加脫氧能力強的元素，則不僅其後的複合化難以發生，而且隨著添加，形成多量的氧化物，被脫氧。多量的氧化物在鋼液中浮起，氧化物向鋼中的分散變得困難。其結果，製品的耐延遲斷裂性提高效果降低。

根據這樣的機理，添加弱脫氧元素後需要用於形成粗大的複合氧化物的經過時間。另一方面，元素添加後，若過量地經過長的時間，則A-B複合氧化物的組成過於接近於作為平衡狀態的B的氧化物，不僅複合氧化物的效果變小，氧化物還浮起，出現在鋼液外，阻礙提高特性的效果。

作為氫捕捉點發揮功能的空隙，主要在熱軋制及其以後的冷軋工序中形成。也就是說，Fe-Mn系複合氧化物通過軋制被破碎，在複合氧化物粒子的周圍形成破碎空隙。因此，在熱軋工序中控制複合氧化物的形狀是重要的。

在本發明中，分散於鋼中的複合氧化物粒子，原來是一體的複合氧化物。即可以認為，在對成分調整結束的鋼液進行了鑄造的時刻，為大的一個氧化物，但在軋制工序中被延伸、破碎，從而微細地分散。這樣的延伸和破碎，主要在軋制工序中引起。鋼板溫度高時(1000℃以上)，氧化物主要被延伸。

另一方面，鋼板溫度低時(1000℃以下)，氧化物主要被破碎。在這樣的工序中，在氧化物內組成出現偏在時，根據氧化物的部位，延伸的程度不同，氧化物的形狀變得複雜。另外可預想到，變細(薄)的部位優先地破碎，並且，形狀的變動大的部位，由於變形應力的集中而優先地破碎。其結果，組成不同的部位，被高效率地破碎，從而分散。在該破碎時，有在複合氧化物粒子的周圍形成空隙的情況，可以認為這也在鋼中成為氫捕捉點，使熱壓製品的耐延遲斷裂性顯著地提高。

關於以上的情況，參照附圖進行說明。

圖1是表示粗大複合氧化物被延伸、破碎，在鋼板中較多地形成破碎空隙(氫捕捉能)的狀態的模式圖。圖1中，粗大複合氧化物1是不同的2種氧化物1-1、1-2複合而形成的。該複合氧化物1，在熱軋粗軋制2(圖1中用箭頭表示)中成為被延伸了的複合氧化物3，各氧化物3-1、3-2也被延伸。接著，在熱軋精軋制4(圖1中用箭頭表示)中進一步被延伸、破碎。此時，由於分別硬度不同的氧化物被破碎，因此在被破碎了的複合氧化物的粒子5-1、5-2的周圍形成較多的破碎空隙5。該破碎空隙5也成為氫捕捉點，耐延遲斷裂性提高。

與此相對，圖2示出如以往那樣單單只含有粗大氧化物的情況。粗大氧化物6在熱軋粗軋制2(圖2中用箭頭表示)中成為被延伸了的氧化物7。接著，在熱軋精軋制4(圖1中用箭頭表示)中被延伸和破碎。但是，由於是單體的氧化物，因此被破碎了的氧化物8，並不如本發明那樣微細的複合氧化物粒子分散，因此不能夠得到足以作為氫捕捉點的破碎空隙5。

圖3是表示在熱軋前、即板坯階段存在微細氧化物時，沒有形成破碎空隙的模式圖。如圖3那樣在板坯階段為微細的複合氧化物6』時，微細氧化物6』在粗軋制2(圖3中用箭頭表示)中難以被延伸。其結果，在精軋制4(圖3中用箭頭表示)也沒有怎麼破碎，因此難以產生作為氫捕捉點的破碎空隙5。

再者，雖沒有圖示，但冷軋制與熱軋精軋制4(在圖1～3中用箭頭表示)同樣地，具有將氧化物進一步破碎得微細的效果。

為了高效率地捕捉氫，希望複合氧化物粒子在鋼板中一樣地分散。另外，複合氧化物粒子與成為基體的鋼的界面，成為氫捕捉點，因此複合氧化物粒子的比表面積(每單位重量的表面積)大為好。因此，希望複合氧化物為微細。另外，從抑制缺陷的觀點出發，也希望複合氧化物為微細。

此外，當複合氧化物粒子小時，在複合氧化物粒子的周圍生成的間隙也變小。因此，從減小鋼板中的空隙體積的觀點出發，也希望複合氧化物微細化。另外，通過軋制能夠將複合氧化物延伸、破碎、微細化，這在現狀的工藝的狀態下就能夠實現，因此較方便。

本發明中作為對象的Fe-Mn系複合氧化物，是Fe、Mn、Si、Al等的氧化物複合而成為一體的Fe-Mn系複合氧化物。希望複合氧化物為微細，但若太微細的話，則氫捕捉效果降低。因此，複合氧化物的直徑優選為0.10μm以上。原因是比該範圍小的氧化物，作為本發明鋼板的特性上的大特徵的氫捕捉點的效果非常小。優選為0.50μm以上，進一步優選為1.0μm以上，更進一步優選為2.0μm以上。

直徑的上限，考慮本發明的效果時，不需要特別限定。但是，雖也取決於含氧量，但粗大的複合氧化物變多時，複合氧化物的數密度減少，氫捕捉效果變小。另外，太粗大的氧化物，如一般所知那樣，在制品板的加工時成為鋼板的裂紋起點，阻礙可加工性。考慮到這些，複合氧化物的平均直徑限於15μm以下，優選限於10μm以下，進一步優選限於5μm以下。

氧化物的平均直徑以及氧化物附近的空隙，優選在研磨了鋼板截面之後，用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察。在進行更詳細的觀察的情況下，優選將鋼板製備成薄膜試樣後，用透射型電子顯微鏡觀察。關於空隙的測定，例如記載於JIS(日本工業標準)G0555「鋼的非金屬夾雜物的顯微鏡試驗方法」中。

同樣地，破碎空隙生成的情況下，其大小沒有特別限定。空隙的大小，長徑為0.1～5μm，縱橫尺寸比為2～10。但是，若破碎空隙過大，則成為孔(void)缺陷，使鋼材特性惡化。通常為被破碎了的複合氧化物的大小程度。因此，破碎空隙的平均徑為複合氧化物(粒子)的平均徑的100％以下。從缺陷的觀點出發，空隙也是小為好，優選為80％以下。空隙的平均徑的下限沒有特別設定。即使是平均徑為0、也就是沒有空隙的狀態，在複合氧化物與鋼的界面也成為氫捕捉點。

本發明中的空隙的平均徑，分別測定5個空隙的長徑、短徑，定義為它們的平均值。

熱軋(熱軋制)、特別是粗軋制中，由於溫度高，因此複合氧化物也軟化，與作為母相的鐵的硬度差也小。即，在作為粗軋制的溫度區域的約1000℃以上的溫度區域，軋制所致的複合氧化物的破碎基本沒有發生，複合氧化物延伸。

另外，當變為比1000℃低的溫度、優選變為900℃以下時，複合氧化物難以延伸。在熱軋精軋制的前段，生成微小的裂紋的程度的開裂在複合氧化物的一部分中產生。而且，在熱軋精軋制後段和冷軋(冷軋制)中，以生成的微小裂紋為起點，複合氧化物被破碎。這樣，為了得到適度地延伸、同時具有微小的裂紋，並被破碎了的複合氧化物，熱軋時的溫度控制和在各溫度區域的應變量、應變速度的控制變得重要。

熱加工的溫度區域過高時，不能夠對複合氧化物給予只形成裂紋的應變。另外，若過低，則複合氧化物的形態不是延伸了的形態，而是成為接近於球形的形態，因此難以產生裂紋。適度地延伸、厚度變薄對裂紋的形成是必要的。因此，在熱軋制中，需要控制由在更高溫區域的適度的變形所產生的複合氧化物的延伸和在低溫區域的裂紋的形成而給予。並且，這樣的形成裂紋的複合氧化物的形態，如前述那樣，在複合氧化物內存在濃度差，變形能存在差異的情況下，變得更複雜，能夠高效率地形成有效的空隙。

作為熱軋條件的熱軋加熱溫度、卷取溫度等，可在通常的操作範圍按照通常那樣設定。為了在熱軋中充分得到複合氧化物延伸效果，熱軋加熱溫度可以為1000～1400℃。優選為1050℃以上。由此，可在1000℃以上進行熱軋粗軋制，其後，可在1000℃以下進行熱軋精軋制。最終精軋制溫度可以設為800℃以下。優選設為750℃以下。由此，被延伸了的複合氧化物進行破碎。卷取溫度設為700℃以下在經濟上有利。

另外，為了複合氧化物的形態控制，優選在粗軋制中軋制率設為70％以上、在精軋制中軋制率設為70％以上。惡化率越高，越有複合氧化物的破碎延伸效果，因此在粗軋制中更優選壓下率為75％以上。進一步優選為80％以上。另外，在精軋制中的壓下率更優選為80％以上。進一步優選為90％以上。即，在該軋制率下複合氧化物的延伸和破碎進行，成為對耐延遲斷裂特性提高有效的氫捕捉點。

採用熱軋制能夠得到成為氫捕捉點的複合氧化物微粒子，但進而通過冷軋制，將複合氧化物微細化，由此能夠使氫捕捉效果提高。冷軋制，為了使複合氧化物充分破碎，在冷軋中的軋制率優選為30％以上。在30％以上的冷軋率下，複合氧化物延伸和破碎，成為對耐延遲斷裂特性提高有效的氫捕捉點，耐延遲斷裂特性的提高更加提高。進而更優選為40％以上，當為50％以上時，耐延遲斷裂特性的提高變得顯著。特別是在需要深拉深性的情況下，在冷軋中的軋制率優選為60％以上。

在進行退火的情況下，可以是通常的對冷軋鋼板實施的連續退火法或箱(box)式退火法的任意退火法。

熱壓用鋼板，作為汽車用結構部件使用的情況下，其較多是進行表面處理而使用，特別是作為鍍層鋼板使用的情況較多。作為鍍層鋼板，通常被施加鍍鋁層、鍍鋅-鋁層、鍍鋅層。本發明的熱壓用鋼板也可以按照常規方法那樣施加這些鍍層。例如，在實施熱浸鍍鋁層的情況下，在鋼板表面施加單面30～100g/m2左右的鍍層即可。

另外，在本發明中為了通過熱壓來製造高強度部件，將鋼板首先加熱至奧氏體區域、即Ac3相變點以上的奧氏體區域。該情況下，達到奧氏體區域即可，若溫度太過高的話，則粗粒化和氧化變得顯著，因此不優選。接著，用金屬模開始成形加工，加工後在金屬模中一邊拘束一邊急速冷卻，使其發生馬氏體相變從而進行淬火，由此能夠製造高強度部件。

若冷卻速度變慢，則變得不能淬火，得不到作為目的的強度，因此作為從奧氏體區域開始的急速冷卻的速度，設為由鋼成分和組織影響的臨界冷卻速度以上。冷卻結束溫度優選為馬氏體相變結束溫度以下。

再者，回火，特別是可以不進行，但為了強度過高的情況下的修正、或韌性提高，根據需要也可以進行。

實施例

以下基於實施例說明本發明。

(實施例1)

鑄造表1-1～1-3、表2-1～2-3所示的化學成分的鋼，製造了板坯。再者，表2-1～2-3示出：以表1-1、表1-2中記載的鋼種A、X、AC為基礎鋼，向其中調配了表2-1～2-3中記載的各成分元素的鋼種。

將這些板坯加熱至1050～1350℃，在熱軋制中精加工溫度為800～900℃、卷取溫度為450～680℃，製成了板厚4mm的熱軋鋼板。其後，進行酸洗後，通過冷軋制，製成了板厚1.6mm的冷軋鋼板。其後，實施了連續退火(退火溫度720～830℃)。另外，對於一部分的冷軋鋼板，在連續熱浸鍍生產線上施加了熱浸鍍鋅層(單位面積重量：單面30～90g/m2)、合金化熱浸鍍鋅層(單位面積重量：單面30～90g/m2)、熱浸鍍鋁層(單位面積重量：單面30～100g/m2)。鋼板種類示於表1-1～3、表2-1～3。以下示出鋼板種類的凡例。

HR：熱軋鋼板、CR：冷軋鋼板(退火材)、AL：熱浸鍍鋁層鋼板、GI：熱浸鍍鋅層鋼板、GA：合金化熱浸鍍鋅層鋼板。

關於所製造的鋼板中的Fe-Mn複合氧化物的平均(算術平均)粒徑、破碎空隙的有無，研磨了鋼板截面之後，進行光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察，或製備出薄膜試樣後採用透射型電子顯微鏡進行觀察。其結果一併示於表1-1～3、表2-1～3。凡例見下面。

複合氧化物的平均粒徑：

○：平均直徑為0.1～15μm、

×：平均直徑低於0.1μm或超過15μm。

複合氧化物的平均直徑，如前述那樣將0.1～15μm判為合格。

複合氧化物周圍的破碎空隙：

○：空隙的平均徑為0.1μm以上、

×：空隙的平均徑低於0.1μm。

複合氧化物周圍的破碎空隙的平均徑，如前述那樣希望為0.1μm以上。

其後，將這些冷軋鋼板，通過爐加熱加熱至作為Ac3點以上的880～950℃的奧氏體區域後，進行熱成形加工。加熱爐的氣氛示於燃燒排氣，該氣氛中的氫濃度為2％，露點為20℃。

金屬模形狀的截面示於圖4。圖4中的凡例，示出衝模9、衝頭10的金屬模形狀。從上方觀察到的衝頭的形狀示於圖5。圖5中的凡例示出衝頭10。從下方觀察到的衝模的形狀示於圖6。圖6中的凡例示出衝模9。金屬模，模仿衝頭形狀，按板厚1.6mm的間隙(餘隙)確定為衝模的形狀。坯料尺寸設為1.6mm厚×300mm×500mm。作為成形條件，衝頭速度為10mm/s、加壓力為200噸、在下止點的保持時間設為5秒。熱壓成形品11的模式圖示於圖7。

熱壓部件的淬火特性，是研磨截面之後，用光學顯微鏡觀察進行了硝酸乙醇腐蝕液腐蝕的顯微組織，利用馬氏體的面積率來評價。評價結果一併示於表1-1～1-3、表2-1～2-3。凡例見下面。

○：馬氏體面積率為90％以上、

△：馬氏體面積率為80％以上、

×：馬氏體面積率低於80％。

關於馬氏體面積率，80％以上設為優選的範圍。

耐延遲斷裂特性的評價，通過利用穿孔加工給予應力來進行。在圖8所示的試驗部件12的中央的工藝孔位置13，使用直徑10mm的衝頭，使用直徑10.5mm的衝模，進行穿孔加工。圖8表示從上方觀察到的部件的形狀。圖8中的凡例示出部件12、工藝孔中心13。穿孔加工，在熱成形後30分以內實施，其個數設為10個。耐氫脆化特性的評價基準，在穿孔加工的1星期後觀察孔全周，判定裂紋的有無。觀察採用放大鏡或電子顯微鏡進行。判定結果示於表3。凡例見下面。

10點中的微小裂紋的個數的合計：

◎：0個、

○：1個、

△：低於5個、

×：5個以上。

微小裂紋個數，將低於5個判為合格，但不用說優選較少。

如表1-1～1-3、以及表2-1～2-3所示可知，如果在本發明的範圍內，則在通過熱壓進行的金屬模淬火中被充分強化，能夠實現耐延遲斷裂特性優異的鋼板。

(實施例2)

使用表1-1以及1-2所示的鋼種A、X、AC，進行了軋制條件的研討。將這些板坯加熱至1050～1350℃，在熱軋制中精加工溫度為800～900℃、卷取溫度為450～680℃，製成了熱軋鋼板。板坯、粗軋制板、熱軋板的厚度和粗軋制率、精軋制率示於表3-1以及3-2。其後，一部分的熱軋鋼板進行了酸洗後，實施了冷軋制。冷軋板厚度和冷軋率示於表3-1以及3-2。其後，一部分的鋼板實施了連續退火(退火溫度720～830℃)。另外，對一部分的鋼板，在連續熱浸鍍生產線上施加了熱浸鍍鋅層(單位面積重量：單面30～90g/m2)、合金化熱浸鍍鋅層(單位面積重量：單面30～90g/m2)、熱浸鍍鋁層(鍍層單位面積重量：單面30～100g/m2)。鋼板種類一併示於表3。以下示出鋼板種類的凡例。

HR：熱軋鋼板、CR：冷軋鋼板、A：退火材、N：無退火、AL：熱浸鍍鋁層鋼板、GI：熱浸鍍鋅層鋼板、GA：合金化熱浸鍍鋅層鋼板。

關於所製造的鋼板中的Fe-Mn複合氧化物的平均粒徑、破碎空隙的有無，研磨鋼板截面之後，進行光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察，或製備出薄膜實驗後，採用透射型電子顯微鏡進行觀察。其結果一併示於表3-1以及3-2。凡例見下面。

複合氧化物的平均粒徑：

○：平均直徑為0.1～15μm、

×：平均直徑低於0.1μm或超過15μm。

複合氧化物周圍的破碎空隙：

○：空隙的平均徑為0.1μm以上、

×：空隙的平均徑低於0.1μm。

其後，將這些冷軋鋼板通過爐加熱加熱至作為Ac3點以上的880～950℃的奧氏體區域後，進行了熱成形加工。加熱爐的氣氛使用燃燒排氣，該氣氛中的氫濃度為2％，露點為20℃。

在實施例中使用的金屬模形狀的截面示於圖4。圖4中的凡例示出衝模9、衝頭10的金屬模形狀。從上方觀察到的衝頭的形狀示於圖5。圖5中的凡例示出衝頭10。從下方觀察到的衝模的形狀示於圖6。圖6中的凡例示出衝模9。金屬模，模仿衝頭形狀，按板厚1.6mm的間隙確定為衝模的形狀。坯料尺寸設為1.6mm厚×300mm×500mm。作為成形條件，衝頭速度為10mm/s、加壓力為200噸、在下止點的保持時間設為5秒。熱壓製成形品的模式圖示於圖7。

鋼板的淬火特性，研磨截面之後，用光學顯微鏡觀察進行了硝酸乙醇腐蝕液腐蝕的顯微組織，利用馬氏體的面積率來評價。評價結果一併示於表3-1以及3-2。以下示出其凡例。

○：馬氏體面積率為90％以上、

△：馬氏體面積率為80％以上、

×：馬氏體面積率低於80％。

耐延遲斷裂特性的評價，通過利用穿孔加工給予應力來進行。在圖8所示的試驗部件12的中央的工藝孔位置13，使用直徑10mm的衝頭，使用使得達到間隙15％±2那樣的直徑的衝模，進行了穿孔加工。圖8示出從上方觀察到的部件的形狀。圖8中的凡例示出部件12、工藝孔中心13。穿孔加工，在熱成形後30分以內實施，其個數設為10個。耐氫脆化特性的評價基準，是在穿孔加工的1星期後觀察孔全周，判定裂紋有無。觀察使用放大鏡或電子顯微鏡進行。判定結果示於表3-1以及3-2。以下示出凡例。

10點中的微小裂紋的個數的合計：

◎：0個、

○：1個、

△：低於5個、

×：5個以上。

如表3-1以及3-2所示可知，如果在本發明推薦的製造方法的範圍內，則在通過熱壓進行的金屬模淬火中被充分強化，能夠實現更好的耐延遲斷裂特性優異的鋼板。

產業上的利用可能性

本發明能夠作為熱壓用的鋼材使用，在其利用領域方面，能夠在汽車用部件、家電、機械產業等廣泛的產業領域利用。

附圖標記說明

1 粗大複合氧化物

1-1、1-2 氧化物

2 熱軋粗軋制

3 被延伸的複合氧化物

3-1、3-2 被延伸了的氧化物

4 熱軋精軋制

5 破碎空隙(氫捕捉能)

5-1、5-2 被破碎了的氧化物

6 粗大的氧化物

6』 微細的氧化物

7 被延伸了的氧化物

8 被破碎了的氧化物

9 衝模

10 衝頭

11 熱壓成形品

12 試驗部件

13 工藝孔位置。