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TWI458838B - 熱壓印成形體、及熱壓印成形體之製造方法 - Google Patents

熱壓印成形體、及熱壓印成形體之製造方法 Download PDF

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TWI458838B
TWI458838B TW102101295A TW102101295A TWI458838B TW I458838 B TWI458838 B TW I458838B TW 102101295 A TW102101295 A TW 102101295A TW 102101295 A TW102101295 A TW 102101295A TW I458838 B TWI458838 B TW I458838B
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TW
Taiwan
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less
hot stamping
hot
rolling
iron
Prior art date
Application number
TW102101295A
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English (en)
Other versions
TW201335385A (zh
Inventor
Toshiki Nonaka
Satoshi Kato
Kaoru Kawasaki
Toshimasa Tomokiyo
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=48781575&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=TWI458838(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of TW201335385A publication Critical patent/TW201335385A/zh
Application granted granted Critical
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Description

熱壓印成形體、及熱壓印成形體之製造方法 技術領域
本發明係有關於使用有熱壓印後之成形性優異的熱壓印用冷軋鋼板之熱壓印成形體、及其等之製造方法。
本申請案依據2012年1月13日，在日本申請之特願2012-004550號主張優先權，且在此引用其內容。
 背景技術
現今，於汽車用鋼板正在追求提升衝撞安全性與輕量化。於如此之狀況下，可得高強度之方法最近受到矚目的係熱壓印(亦稱熱壓、熱壓印、金屬模淬火、壓緊淬火等)。熱壓印係指將鋼板於高溫，例如，700℃以上之溫度加熱後藉由熱成形，提升鋼板之成形性，再藉由成形後之冷卻進行淬火，得到所期之材質的成形方法。如此，對使用於汽車車體構造之鋼板要求高壓機加工性與強度。兼具壓機加工性與高強度之鋼板，眾所周知的有由肥粒鐵．麻田散鐵組織所構成的鋼板、由肥粒鐵．變韌鐵組織所構成的鋼板、或於組織中含有殘留沃斯田鐵之鋼板等。其中肥粒鐵基質中分散有麻田散鐵的複合組織鋼板係低降伏比、抗拉 強度高，且伸長特性優異。但，該複合組織因應力集中於肥粒鐵與麻田散鐵之界面，且容易由該界面產生破裂，故有擴孔性差的缺點。
如此之複合組織鋼板可舉例如專利文獻1~3所揭示者。又，專利文獻4~6中，有鋼板之硬度與成形性之關係的相關記載。
然而，即使藉由該等習知技術，仍不易應付如今汽車之更輕量化、零件形狀之複雜化的要求。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平6-128688號公報
專利文獻2：日本專利特開2000-319756號公報
專利文獻3：日本專利特開2005-120436號公報
專利文獻4：日本專利特開2005-256141號公報
專利文獻5：日本專利特開2001-355044號公報
專利文獻6：日本專利特開平11-189842號公報
 發明概要
本發明之目的係提供使用有作成熱壓印成形體時確保強度且可得更良好之擴孔性的熱壓印用冷軋鋼板之熱壓印成形體、及該熱壓印成形體之製造方法。
本發明人等致力地檢討確保熱壓印後(熱壓印步 驟中淬火後)之強度且成形性(擴孔性)優異的熱壓印用冷軋鋼板。結果，發現藉由於鋼成分方面，適當地設置Si、Mn、及C之含量的關係，將鋼板之肥粒鐵及麻田散鐵的分率設為預定分率，且分別將鋼板之板厚表層部及板厚中心部的麻田散鐵之硬度比(硬度之差)，與板厚中心部之麻田散鐵的硬度分布設定於特定範圍內，即可於工業上製造鋼板之成形性，即抗拉強度TS與擴孔率之積TS×λ係目前以上之值TS×λ≧50000MPa．%的特性之熱壓印用冷軋鋼板。此外，發現將其使用於熱壓印時，於熱壓印後亦可得到成形性優異之熱壓印成形體。又，亦發現抑制熱壓印用冷軋鋼板之板厚中心部的MnS偏析，可有效地提升熱壓印成形體之成形性(擴孔性)。又，發現藉將冷軋延中自最上游的軋台至最上游數來第3段之軋台的冷軋率相對於總冷軋率(累積軋延率)之比例設於特定範圍內，可有效地控制麻田散鐵之硬度。此外，本發明人等亦觀察得知以下所示之發明的各態樣。又，觀察得知即使於該冷軋鋼板進行熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、及鍍鋁，仍未損該效果。
(1)換言之，本發明之一態樣的熱壓印成形體，以質量%計，係含有C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.00%以下、Mn：1.50%以上且2.70%以下、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、及Al：0.010%以上且0.050%以下，並有選擇性地含有下述1種以上元素的情形：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、及REM：0.00050%以上且0.0050%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構成；於將前述C含量、前述Si含量、及前述Mn含量以單位質量%計分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式A之關係成立：熱壓印後之金屬組織以面積率計，含有40%以上且90%以下的肥粒鐵與10%以上且60%以下之麻田散鐵，且前述肥粒鐵之面積率與前述麻田散鐵之面積率的和滿足60%以上，並且前述金屬組織有含有以面積率計為10%以下之波來鐵、以體積率計為5%以下之殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%之殘留變韌鐵中的1種以上之情形：經以奈米壓痕測定的前述麻田散鐵之硬度滿足下述式B及式C，且抗拉強度TS與擴孔率λ之積TS×λ滿足50000MPa．%以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11‧‧‧(A)
H2/H1<1.10‧‧‧(B)
σHM<20‧‧‧(C)
此處，H1係前述熱壓印後板厚表層部之前述麻田散鐵的平均硬度，H2係前述熱壓印後之板厚中心部，即於板厚中心的板厚方向上200μm範圍之前述麻田散鐵的平均硬度，σHM係前述熱壓印後前述板厚中心部的前述麻田散鐵之前述硬度的分散值。
(2)如前述(1)之熱壓印成形體，其存在於前述熱壓印成形體中的圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，下述式D亦成立。
n2/n1<1.5‧‧‧(D)
此處，n1係前述熱壓印後板厚1/4部分中前述圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之前述MnS每10000μm2 的平均個數密度，n2係前述熱壓印後板厚中心部中前述圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之前述MnS每10000μm2 的平均個數密度。
(3)如前述(1)或(2)之熱壓印成形體，其表面亦可施行熔融鍍鋅。
(4)如前述(3)之熱壓印成形體，其中前述熔融鍍鋅之表面亦可施行合金化熔融鍍鋅。
(5)如前述(1)或(2)之熱壓印成形體，其表面亦可施行電鍍鋅。
(6)如前述(1)或(2)之熱壓印成形體，其表面亦可施行鍍鋁。
(7)本發明之一態樣的熱壓印成形體之製造方法，係具有下述步驟：鑄造步驟，係鑄造具有前述(1)之化學成分的熔鋼而作成鋼材；加熱步驟，係加熱前述鋼材；熱軋延步驟，係使用具有複數軋台之熱軋延設備對前述鋼材施行熱軋延；捲取步驟，係於前述熱軋延步驟後捲取前述鋼材；酸洗步驟，係於前述捲取步驟後對前述鋼材進行酸洗；冷軋延步驟，係於前述酸洗步驟後以具有複數軋台 之冷軋延機，於成立下述式E的條件下，對前述鋼材施行冷軋延；退火步驟，係於前述冷軋延步驟後將前述鋼材以700℃以且上850℃以下進行退火冷卻；調質軋延步驟，係於前述退火步驟後對前述鋼材進行調質軋延；及熱壓印步驟，係於前述調質步驟後將前述鋼材加熱至700℃以上且1000℃以下，並於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。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0‧‧‧(E)
此處，ri(i=1,2,3)係以單位%表示前述冷軋延步驟中，前述複數軋台中自最上游數來第i(i=1,2,3)段之軋台單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋延步驟之總冷軋率。
(8)如前述(7)之熱壓印成形體之製造方法，其於將前述捲取步驟的捲取溫度以單位℃計表示為CT，且將前述鋼材之前述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，分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，下述式F亦成立。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(F)
(9)如前述(7)或(8)之熱壓印成形體之製造方法，其於將前述加熱步驟的加熱溫度以單位℃計作為T，且將在爐內時間以單位分計作為t，並且將前述鋼材之前述Mn含量及前述S含量以單位質量%計分別作為[Mn]、[S]時，下述式G亦成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(G)
(10)如前述(7)至(9)中任一者之熱壓印成形體之製造方法，其於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
(11)如前述(10)之熱壓印成形體之製造方法，其於前述熔融鍍鋅步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有施行合金化處理的合金化處理步驟。
(12)如前述(7)至(9)任1之熱壓印成形體之製造方法，其於前述調質軋延步驟後亦可具有施行電鍍鋅的電鍍鋅步驟。
(13)如前述(7)至(9)任一之熱壓印成形體之製造方法，其於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有施行鍍鋁的鍍鋁步驟。
依據本發明之前述態樣，適當地設定有C含量、Mn含量、及Si含量之關係，且即使為熱壓印成形體，因適當地設定有經以奈米壓痕測定之麻田散鐵的硬度，故於熱壓印成形體中，可得較良好之擴孔性。
S1‧‧‧熔製
S2‧‧‧鑄造
S3‧‧‧加熱
S4‧‧‧熱軋延
S5‧‧‧捲取
S6‧‧‧酸洗
S7‧‧‧冷軋延
S8‧‧‧退火
S9‧‧‧調質軋延
S10‧‧‧熔融鍍鋅
S11‧‧‧合金化處理
S12‧‧‧鍍鋁
S13‧‧‧電鍍鋅
圖1係顯示熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板、及熱壓印成形體的(5×[Si]+[Mn])/[C]與TS×λ之關係的圖表。
圖2A係顯示式(B)之根據的圖表，且係顯示熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的H20/H10與σHM0之關係、及熱壓印成形體的H2/H1與σHM之關係的圖表。
圖2B係顯示式(C)之根據的圖表，且係顯示熱壓印前之 熱壓印用冷軋鋼板的σHM0與TS×λ之關係、及熱壓印成形體的σHM與TS×λ之關係的圖表。
圖3係顯示熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的n20/n10與TS×λ之關係、及熱壓印成形體的n2/n1與TS×λ之關係，且係顯示式(D)之根據的圖表。
圖4係顯示熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r與H20/H10之關係、及熱壓印成形體的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r與H2/H1之關係，且係顯示式(E)之根據的圖表。
圖5A係顯示式(F)與麻田散鐵分率之關係的圖表。
圖5B係顯示式(F)與波來鐵分率之關係的圖表。
圖6係顯示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])與TS×λ之關係，且係顯示式(G)之根據的圖表。
圖7係實施例中使用之熱壓印成形體的立體圖。
圖8係顯示使用有本發明一實施形態的熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之製造方法的流程圖。
 用以實施發明之形態
如前述，為提升成形性(擴孔性)，適當地設定Si、Mn、及C之含量的關係與鋼板之預定部位的麻田散鐵之硬度係為重要。迄今，尚未進行著眼於熱壓印成形體之成形性與麻田散鐵之硬度的關係之檢討。
此處，說明使用有本發明之一實施形態的熱壓印用冷軋鋼板之熱壓印成形體(有使用有本實施形態之熱壓 印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之情形)及該製造中使用的鋼之化學成分的限定理由。以下，各成分之含量的單位，「%」係「質量%」之意。
C：0.030%以上且0.150%以下
C可強化麻田散鐵相，係用以提高鋼強度之重要元素。C之含量小於0.030%時，未能充分地提高鋼之強度。另一方面，C之含量大於0.150%時，鋼之延性(伸長)將大幅地下降。因此，將C之含量的範圍設為0.030%以上且0.150%以下。另，於要求高擴孔性時，C之含量以設為0.100%以下為佳。
Si：0.010%以上且1.000%以下
Si可抑制有害之碳化物的生成，係用以得到以肥粒鐵組織作為主體、剩餘部分係麻田散鐵之複合組織的重要元素。但，Si含量大於1.0%時，除了鋼之伸長或擴孔性下降以外，化學轉化處理性亦下降。因此，將Si之含量設為1.000%以下。又，Si係用以脫氧而添加，但Si之含量小於0.010%時脫氧效果並不充分。因此，將Si之含量設為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。為得脫氧之效果，將Al之含量設為0.010%以上。另一方面，即使過度地添加Al，因前述效果已達飽和，將反而使鋼脆化。因此，將Al之含量設為0.010%以上且0.050%以下。
Mn：1.50%以上且2.70%以下
Mn可提高鋼之淬火性，係用以強化鋼的重要元素。然 而，Mn之含量小於1.50%時，未能充分地提高鋼之強度。另一方面，Mn之含量大於2.70%時，因過度地提高可硬化性，導致鋼之強度上升，藉此鋼之伸長或擴孔性下降。因此，將Mn之含量設為1.50%以上且2.70%以下。於要求高伸長時，Mn之含量以設為2.00%以下為佳。
P：0.001%以上且0.060%以下
P之含量多時將朝粒界偏析，使鋼之局部延性與熔接性劣化。因此，將P之含量設為0.060%以下。另一方面，若一昧地降低P，將造成精煉時的成本增加，故P之含量以設為0.001%以上為佳。
S：0.001%以上且0.010%以下
S將形成MnS，係使鋼之局部延性及熔接性顯著地劣化的元素。因此，將S之含量的上限設為0.010%。又，由精煉成本之問題來看，以將S之含量的下限設為0.001%為佳。
N：0.0005%以上且0.0100%以下
N可析出AlN等，係使結晶粒微細化之重要元素。但，N之含量大於0.0100%時，將殘留固溶N(固溶氮)，使鋼之延性下降。因此，將N之含量設為0.0100%以下。另，由精煉時之成本的問題來看，以將N含量之下限設為0.0005%為佳。
使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體係以由以上元素與剩餘部分之鐵及不可避免的不純物所構成的組成作為基本，此外，為更加提升強度、及控制硫化物或氧化物之形狀等，亦可含有後述之上限以下 之含量的Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Cu、Ni、B之任1種或2種以上，作為以往使用的元素。該等化學元素因未必需於鋼板中添加，故該含量之下限係0%。
Nb、Ti、及V可析出微細之碳氮化物，係強化鋼之元素。又，Mo、及Cr可提高淬火性，係強化鋼之元素。為得該等效果，鋼以含有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，即使含有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%，不僅強度上升之效果飽和，亦有造成伸長或擴孔性下降的疑慮。
鋼可更含有0.0005%以上且0.0050%以下之Ca。Ca及REM(稀土元素)均可控制硫化物或氧化物之形狀，提升局部延性或擴孔性。為藉由Ca得到該效果，以添加0.0005%以上之Ca為佳。但，因過度之添加有導致加工性劣化的疑慮，故將Ca含量之上限設為0.0050%。因相同之理由，REM(稀土元素)之含量以將下限設為0.0005%、上限設為0.0050%為佳。
鋼亦可更含有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。該等元素亦可提升可硬化性，提高鋼之強度。然而，為得該效果，以含有Cu：0.01%以上、Ni：0.01%以上、B：0.0005%以上為佳。於該含量以下時，強化鋼之效果小。另一方面，即使添加Cu：大於1.00%、Ni：大於1.00%、B：大於0.0020%， 強度上升之效果飽和，有延性下降的疑慮。
於鋼含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM時，係含有1種以上。鋼之剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成。不可避免的不純物只要於不損及特性之範圍內，更可含有前述以外之元素(例如Sn、As等)。另，含有之B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM小於前述下限時，將該等元素作為不可避免的不純物處理。
又，使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體中，如圖1所示，於將C含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mn含量(質量%)分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A)之關係成立係為重要。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11‧‧‧(A)
為滿足TS×λ≧50000MPa．%之條件，以前述式(A)之關係成立為佳。(5×[Si]+[Mn])/[C]之值為11以下時，未能得到充分之擴孔性。這是因為，C量高時硬質相之硬度過高，與軟質相之硬度差(硬度之比)變大，λ值差、及Si量或Mn量少時TS變低的緣故。(5×[Si]+[Mn])/[C]之值，如前述，因於熱壓印後亦無變化，故以製造鋼板時滿足為佳。
一般而言，DP鋼(二相鋼)中相較於肥粒鐵，麻田散鐵更係控制成形性(擴孔性)者。本發明人等著眼於麻田散鐵之硬度，致力地進行檢討的結果，如圖2A及圖2B所示，發現只要板厚表層部與板厚中心部間之麻田散鐵的硬度差(硬度之比)、及板厚中心部之麻田散鐵的硬度分布於熱壓印前(熱壓印步驟中用以進行淬火之加熱前)的階段呈預定狀 態的話，熱壓印後仍可大致維持，伸長或擴孔性等成形性變得良好。這可視為熱壓印前產生之麻田散鐵的硬度分布於熱壓印後仍大幅地影響，於板厚中心部濃化之合金元素於熱壓印後仍保持於板厚中心部濃化的狀態之故。換言之，熱壓印前之鋼板中，於板厚表層部之麻田散鐵與板厚中心部之麻田散鐵的硬度比大時、或於麻田散鐵之硬度的分散值大時，於熱壓印後亦顯示相同之傾向。如圖2A與圖2B所示，熱壓印前之為作成本實施形態的熱壓印成形體之熱壓印用冷軋鋼板的板厚表層部及板厚中心部的硬度比，與使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之板厚表層部及板厚中心部的硬度比大致相同。又，同樣地，熱壓印前之為作成本實施形態的熱壓印成形體之熱壓印用冷軋鋼板的板厚中心部之麻田散鐵的硬度之分散值，與使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之板厚中心部的麻田散鐵之硬度的分散值大致相同。因此，為作成本實施形態之熱壓印成形體的熱壓印用冷軋鋼板之成形性，係與使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之成形性同樣優異。
並且，本發明人觀察得知關於以HYSITRON社之奈米壓痕以1000倍之倍率測定的麻田散鐵之硬度，下述式(B)及式(C)((H)、(I)亦相同)成立時，對熱壓印成形體之成形性係為有利。此處，「H1」係存在於熱壓印成形體之自鋼板板厚方向最表層起板厚方向200μm的範圍內，即板厚表層部之麻田散鐵的平均硬度，「H2」係存在於熱壓印成形體 之板厚中心部的自板厚中心部起板厚方向上±100μm之範圍內的麻田散鐵之平均硬度，「σHM」係存在於熱壓印成形體之自板厚中心部起板厚方向上±100μm的範圍內之麻田散鐵的硬度之分散值。又，「H10」係熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的板厚表層部之麻田散鐵的硬度，「H20」係熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的板厚中心部，即板厚中心之板厚方向上200μm範圍的麻田散鐵之硬度，「σHM0」係熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板的板厚中心部之麻田散鐵硬度的分散值。H1、H10、H2、H20、σHM、及σHM0係分別測量300處所求得。另，自板厚中心部起板厚方向上±100μm之範圍係指以板厚中心作為中心的板厚方向之尺寸為200μm的範圍。
H2/H1<1.10‧‧‧(B)
σHM<20‧‧‧(C)
H20/H10<1.10‧‧‧(H)
σHM0<20‧‧‧(I)
又，此處，分散值係表示藉由以下式(K)所得之麻田散鐵的硬度分布之值。
xave 係硬度之平均值，xi 係表示第i號的硬度。
H2/H1之值為1.10以上，係指板厚中心部之麻田散鐵的硬度為板厚表層部之麻田散鐵的硬度之1.10倍以上 之意，此時，如圖2A所示，σHM於熱壓印後亦為20以上。H2/H1之值為1.10以上時，板厚中心部之硬度變得過高，如圖2B所示，呈TS×λ<50000MPa．%，於淬火前(即熱壓印前)、淬火後(即熱壓印後)之任一者中均未得充分之成形性。另，H2/H1之下限，於未進行特殊熱處理之情況下，理論上，板厚中心部與板厚表層部係為相等，但實際地考量到生產性的生產步驟中，係至例如1.005左右。另，與H2/H1之值相關的上述事項，於H20/H10之值亦同樣成立。
又，熱壓印後分散值σHM仍為20以上，係指麻田散鐵之硬度差異大，局部地存在硬度過高的部分。此時，如圖2B所示，呈TS×λ<50000 MPa．%，熱壓印成形體未能得充分之成形性。另，與σHM之值相關的上述事項，於σHM0之值亦同樣成立。
本實施形態之熱壓印成形體中，熱壓印後金屬組織的肥粒鐵面積率係40%~90%。肥粒鐵面積率小於40%時，未能得到充分之伸長或擴孔性。另一方面，肥粒鐵面積率大於90%時，麻田散鐵不足，未能得到充分之強度。因此，將熱壓印成形體之肥粒鐵面積率設為40%以上且90%以下。又，熱壓印成形體之金屬組織中亦包含麻田散鐵，麻田散鐵之面積率係10~60%，且肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率之和滿足60%以上。熱壓印成形體之金屬組織的全部、或主要部分係被肥粒鐵與麻田散鐵所佔據，更亦可於金屬組織含有波來鐵、殘變韌鐵及殘留沃斯田鐵中之1種以上。但，金屬組織中殘留有殘留沃斯田鐵時，2次加工脆性 及延遲破壞特性容易下降。因此，實質上以未含有殘留沃斯田鐵為佳，但亦可不可避免地包含體積率5%以下的殘留沃斯田鐵。因波來鐵係硬且脆之組織，故以未包含於金屬組織中為佳，但可容許不可避免地含有以面積率計至10%。另，殘留變韌鐵含量相對於去除肥粒鐵與麻田散鐵之領域，以面積率計，以40%以內為佳。此處，肥粒鐵、殘變韌鐵、及波來鐵之金屬組織係藉由硝太蝕劑蝕刻觀察，麻田散鐵之金屬組織係藉由里培拉蝕刻(Lepera etching)觀察。於任一情況下，均以1000倍觀察板厚1/4部分。殘留沃斯田鐵之體積率係將鋼板研磨至板厚1/4部分後，藉由X射線繞射裝置測定。另，板厚1/4部分係指鋼板中由鋼板表面朝鋼板厚度方向上留有鋼板厚度之1/4距離的部分。
另外，本實施形態中，規定以奈米壓痕以1000倍之倍率所測定的麻田散鐵硬度。因通常之維克氏硬度試驗所形成的壓痕較麻田散鐵大，故依據維克氏硬度試驗雖可得麻田散鐵及其周圍組織(肥粒鐵等)之微觀的硬度，但未能得到麻田散鐵本身的硬度。因麻田散鐵本身的硬度將大幅地影響成形性(擴孔性)，故僅以維克氏硬度不易充分地評價成形性。相對於此，本實施形態中，因適當地設定熱壓印成形體之麻田散鐵以奈米壓痕測定的硬度之關係，故可得極良好的成形性。
又，熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板、及熱壓印成形體中，於板厚1/4之位置及板厚中心部觀察MnS，結果，圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係 0.01%以下，且如圖3所示，可知下述式(D)((J)亦相同)成立時，可良好且穩定地滿足TS×λ≧50000MPa．%之條件，而為佳。另，於實施擴孔試驗時，存在有圓等效直徑0.1μm以上的MnS時，因應力集中於其周圍，故容易產生破裂。未計算圓等效直徑小於0.1μm之MnS，係因對應力集中的影響小之故。又，未計算圓等效直徑大於10μm之MnS係因於鋼板含有如此之粒徑的MnS時，粒徑將過大，而鋼板本不適合加工之故。此外，圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率大於0.01%時，因應力集中產生的微細破裂變得容易傳播，故擴孔性更為惡化，有未滿足TS×λ≧50000MPa．%之條件的情形。此處，「n1」及「n10」分別係熱壓印成形體及熱壓印前之冷軋鋼板中，板厚1/4部分的圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的個數密度，「n2」及「n20」分別係熱壓印成形體及熱壓印前之冷軋鋼板中，板厚中心部的圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的個數密度。
n2/n1<1.5‧‧‧(D)
n20/n10<1.5‧‧‧(J)
另外，該關係於熱壓印前之鋼板、熱壓印後之鋼板、及熱壓印成形體的任一者中均相同。
熱壓印後，圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率大於0.01%時，成形性容易下降。並未特別限定MnS之面積率的下限，但由後述之測定方法及倍率或視野的限制、及本身之Mn或S含量來看，存在0.0001%以上。 又，n2/n1(或n20/n10)之值為1.5以上，係指熱壓印成形體(或熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板)之板厚中心部的圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的個數密度為，熱壓印成形體(或熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板)之板厚1/4部分的圓等效直徑0.1μm以上之MnS的個數密度之1.5倍以上之意。此時，藉由熱壓印成形體(或熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板)之板厚中心部的MnS偏析，成形性容易下降。本實施形態中，圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的圓等效直徑及個數密度係使用JEOL社的Fe-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope：場致發射掃描電子顯微鏡)測定。測定時，倍率係1000倍，1視野之測定面積係0.12×0.09mm2 (=10800μm2 ≒10000μm2 )。於板厚1/4部分觀察10視野、於板厚中心部觀察10視野。圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係使用粒子解析軟體算出。另，使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板之熱壓印成形體中，熱壓印前產生的MnS之形態(形狀及個數)於熱壓印前後未變化。圖3係顯示熱壓印後之n2/n1與TS×λ的關係、及熱壓印前之n20/n10與TS×λ的關係之圖，依據該圖3，熱壓印前之冷軋鋼板的n20/n10與熱壓印成形體之n2/n1係大致一致。這是因為，通常熱壓印時加熱之溫度下MnS之形態並未變化。
於如此構成之鋼板進行熱壓印時，可實現500MPa至1500MPa的抗拉強度，於550Mpa至1200MPa左右之抗拉強度的熱壓印成形體可得顯著之成形性提升效果。
另外，使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之表面，若施行熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、鍍鋁，於防鏽上係為佳。即使進行該等鍍敷，仍無損本實施形態之效果。該等鍍敷可使用眾所周知的方法施行。
以下說明使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板(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)的熱壓印成形體之製造方法。
於製造使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體時，通常之條件係連續鑄造來自轉爐的熔製步驟之熔鋼，作成扁鋼胚。於連續鑄造時，鑄造速度快時Ti等析出物將變得過細，慢時生產性差且前述析出物金屬組織粗大化，金屬組織之粒子數變少，有呈無法控制延遲破壞等其他特性之形態的情形。因此，鑄造速度以1.0m/分~2.5m/分為佳。
鑄造後之扁鋼胚可直接進行熱軋延。抑或，於冷卻後之扁鋼胚經冷卻至小於1100℃時，可以隧道爐等將冷卻後之扁鋼胚再加熱至1100℃以上且1300℃以下，再進行熱軋延。小於1100℃之扁鋼胚溫度於熱軋延時不易確保完成溫度，且成為伸長下降的原因。又，於使用有添加Ti、Nb之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體中，因加熱時之析出物的熔解不充分，將成為強度下降的原因。另一方面，大於1300℃之加熱溫度將大幅生成鏽皮，有無法作成良好 之使用有熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之表面性狀的情形。
又，為降低圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率，如圖6所示，於將鋼之Mn含量、S含量以質量%計分別表示為[Mn]、[S]時，施行熱軋延前之加熱爐的溫度T(℃)、在爐內時間t(分)、[Mn]、及[S]，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，圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率變大，且板厚1/4部分之圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下的MnS之個數密度，與板厚中心部之圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下的MnS之個數密度的差亦變大。另，施行熱軋延前之加熱爐溫度係加熱爐出口側抽出溫度，在爐內時間係將扁鋼胚插入熱軋加熱爐後至取出的時間。如前述，MnS於熱壓印後仍未產生變化，故於熱軋延前之加熱步驟時，以滿足式(G)為佳。
接著，依照通常方法，進行熱軋延。此時，以將完成溫度(熱軋延結束溫度)設為Ar3 點以上且970℃以下，熱軋延扁鋼胚為佳。完成溫度小於Ar3 點時，熱軋延係(α+γ)2相域軋延(肥粒鐵+麻田散鐵2相域軋延)，有造成伸長下降的疑慮，另一方面，完成溫度大於970℃時，沃斯田鐵粒徑變得粗大，且肥粒鐵分率變小，有伸長下降的疑慮。另，熱軋延設備亦可具有複數軋台。
此處，Ar3 點係進行相變(formastor)試驗，由試驗片長 度之反曲點推測。
熱軋延後，以20℃/秒以上且500℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻鋼，並以預定之捲取溫度CT捲取。平均冷卻速度小於20℃/秒時，容易生成成為延性下降原因之波來鐵。另一方面，並未特別限定冷卻速度之上限，由設備規格來看係設為500℃/秒左右，但並未限定為該者。
捲取後進行酸洗，再進行冷軋延(冷軋)。此時如圖4所示，為得到滿足前述式(C)之範圍，係於下述式(E)成立之條件下進行冷軋延。藉於進行前述軋延後滿足後述退火及冷卻等條件，可於熱壓印前之熱壓印用冷軋鋼板及/或熱壓印成形體確保TS×λ≧50000MPa．%特性。另，由生產性等觀點來看，冷軋延以使用藉直線地配置複數台軋延機，於單向上連續軋延，而得預定厚度之串聯軋延機為佳。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0‧‧‧(E)
此處，「ri」係前述冷軋延中自最上游數來第i(i=1,2,3)段之軋台單獨的目標冷軋率(%)，「r」係前述冷軋延之目標總冷軋率(%)。總軋延率即累積軋縮率，係以最初之軋台的入口板厚為基準，相對於該基準之累積軋縮量(最初之道次(pass)前的入口板厚與最終道次後之出口板厚的差)的百分率。
於式(E)成立之條件下進行冷軋延時，冷軋延前即使存在大之波來鐵，於冷軋延中仍可充分地截斷波來鐵。結果，藉冷軋延後進行之退火，可使波來鐵消失、或將波來鐵之面積率抑制於最小限度，故容易得到滿足式(B) 及式(C)的組織。另一方面，於式(E)未成立時，上游側之軋台的冷軋率係不充分，容易殘留大之波來鐵，之後的退火中未能生成所期之麻田散鐵。又，發明人等觀察得知，滿足式(E)時，所得之退火後的麻田散鐵組織形態即使於之後進行熱壓印仍可維持大致相同的狀態，因此，使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體於熱壓印後仍具佳之伸長或擴孔性。使用有本實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體中，於以熱壓印加熱至二相域時，包含熱壓印前之麻田散鐵的硬質相成為沃斯田鐵組織，熱壓印前之肥粒鐵相仍不變。沃斯田鐵中之C(碳)並未移動至周圍之肥粒鐵相。之後冷卻的話，沃斯田鐵相將成為包含麻田散鐵的硬質相。即，滿足式(E)，使前述H2/H1(或H20/H10)於預定之範圍的話，於熱壓印後仍可維持其狀態，熱壓印成形體的成形性係為優異。
本實施形態中，r、r1、r2及r3係目標冷軋率。通常係一面控制使目標冷軋率與實際冷軋率為大致相同之值一面進行冷軋延。於相對於目標冷軋率，一味地使實際冷軋率偏離的狀態下進行冷軋延係不佳。然而，目標軋延率與實際軋延率大幅地分離時，若實際冷軋率滿足前述式(E)的話，可視為實施本實施形態。另，實際之冷軋率以控制於目標冷軋率的±10%以內為佳。
冷軋延後藉由進行退火，可於鋼板生成再結晶。藉由該退火，產生所期之麻田散鐵。另，退火溫度以於700~850℃之範圍加熱進行退火，並冷卻至常溫或進行熔融 鍍鋅等表面處理的溫度為佳。藉於該範圍內退火，可穩定地確保肥粒鐵及麻田散鐵為預定之面積率，並可穩定地使肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率之和為60%以上，有助於提升TS×λ。並未特別規定其他退火條件，但為確實地得到預定之組織，700~850℃之保持時間以保持於1秒以上、未阻礙生產性之範圍內為佳，升溫速度亦以適當地設為1℃/秒以上、設備能力上限，冷卻速度亦以適當地設為1℃/秒以上至設備能力上限為佳。調質軋延步驟係藉由通常方法進行調質軋延。調質軋延之伸長率通常係0.2~5%左右，以避免降伏點伸長，可矯正鋼板形狀之程度為佳。
本實施形態之更佳條件，係於將鋼之C含量(質量%)、Mn含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mo含量(質量%)分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，前述捲取溫度CT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所示，捲取溫度CT小於「560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]」時，將過剩地生成麻田散鐵，鋼板變得過硬，之後的冷軋延將變得困難。另一方面，如圖5B所示，捲取溫度CT大於「830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]」時，將容易生成肥粒鐵及波來鐵之帶狀組織，又，板厚中心部中波來鐵之比例容易變高。因此，之後於退火中生成的麻田散鐵之分布的均勻性下降，前述式(C)不易成立。又，有不易生成 充分量之麻田散鐵的情形。
如前述，滿足式(F)時，熱壓印前肥粒鐵相與硬質相係呈理想之分布形態。此時，以熱壓印進行二相域加熱時，如前述，係維持該分布形態。若可滿足式(F)，更確實地確保前述金屬組織的話，於熱壓印後亦可維持該狀態，熱壓印成形體之成形性係為優異。
此外，為提升防鏽能力，以於退火步驟與調質軋延步驟之間具有施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟，於冷軋鋼板表面施行熔融鍍鋅為佳。並且，亦以具有於熔融鍍鋅後施行合金化處理的合金化處理步驟為佳。於施行合金化處理時，亦以具有更於合金化熔融鍍鋅表面接觸水蒸氣等使鍍敷表面氧化之物質，以增厚氧化膜的處理為佳。
熔融鍍鋅、及合金化熔融鍍鋅以外，亦以例如調質軋延步驟後具有施行電鍍鋅之電鍍鋅步驟，於冷軋鋼板表面施行電鍍鋅為佳。又，熔融鍍鋅之外，亦以於退火步驟與調質軋延步驟之間具有施行鍍鋁的鍍鋁步驟，於冷軋鋼板表面施行鍍鋁為佳。鍍鋁係以一般之熔融鍍鋁為佳。
於如此一連串之處理後，加熱至700℃以上且1000℃以下進行熱壓印。以例如以下之條件進行熱壓印步驟為佳。首先，將鋼板以升溫速度5℃/秒以上且500℃/秒以下加熱至700℃以上且1000℃以下，並於1秒以上且120秒以下之保持時間後進行熱壓印(熱壓印加工)。為提升成形性，加熱溫度以Ac3 點以下為佳。Ac3 點係進行相變試驗，由試驗片之長度的反曲點推測。接著，以例如冷卻速度10℃/秒 以上且1000℃/秒以下冷卻至常溫以上且300℃以下(熱壓印之淬火)。
熱壓印步驟之加熱溫度小於700℃時，淬火不充分且未能確保強度，而不佳。加熱溫度大於1000℃時將過度軟化，又，於鋼板表面施行有鍍敷時的鍍敷，特別是鍍鋅時，有鋅蒸發．消失的疑慮，故不佳。因此，熱壓印之加熱溫度以700℃以上且1000℃以下為佳。於升溫速度小於5℃/秒時，不易控制熱壓印步驟之加熱，且生產性顯著地下降，故以5℃/秒以上之升溫速度進行加熱為佳。另一方面，升溫速度上限之500℃/秒係依據現今之加熱能力，並未限定於此。以小於10℃/秒之冷卻速度不易控制熱壓印加工後之冷卻的速度，生產性亦顯著地下降，故以10℃/秒以上之冷卻速度進行冷卻為佳。冷卻速度上限之1000℃/秒係依據現今之冷卻能力，並未限定於此。將至進行升溫後熱壓印之時間設為1秒以上係依據目前之步驟控制能力(設備能力下限)，設為120秒以下係為了避免於鋼板表面施行熔融鍍鋅等時，該鋅等蒸發之故。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，以確保熱壓印成形體的強度之故。
圖8係顯示使用有本發明實施形態之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體之製造方法的流程圖。圖中之符號S1~S13係分別對應上述之各步驟。
本實施形態之熱壓印成形體即使以前述之熱壓印條件進行熱壓印後仍滿足式(B)、及式(C)。又，結果，於 進行熱壓印後，仍可滿足TS×λ≧50000MPa．%之條件。
如上述，只要滿足前述條件，即可製造於熱壓印後仍可維持硬度分布或組織、確保強度並可得到更良好之擴孔性的熱壓印成形體。
實施例
以鑄造速度1.0m/分~2.5m/分連續鑄造表1所示之成分的鋼後，於直接、或於暫時冷卻後，於表2之條件下以通常方法於加熱爐中加熱扁鋼胚，並以910~930℃之完成溫度進行熱軋延，作成熱軋鋼板。之後，以表1所示之捲取溫度CT捲取該熱軋鋼板。之後進行酸洗去除鋼板表面的鏽皮，以冷軋延作成板厚1.2~1.4mm。此時，進行冷軋延，使式(E)之值為如表5所示的值。冷軋延後，於連續退火爐中以表2所示之退火溫度進行退火。一部分之鋼板更於連續退火爐均熱後之冷卻途中施行熔融鍍鋅，其一部分更於之後的合金化處理施行後施行合金化熔融鍍鋅。又，更於一部分之鋼板施行電鍍鋅或鍍鋁。另，調質軋延係以伸長率1%依據通常方法進行軋延。於該狀態下擷取用以評價進行熱壓印前之材質等的試樣，進行材質試驗等。之後，為得到如圖7所示之形態的熱壓印成形體，進行以升溫速度10~100℃/秒升溫，於加熱溫度780℃下保持10秒後，以冷卻速度100℃/秒冷卻至200℃以下的熱壓印。由圖7之位置自所得之成形體切出試樣，進行材質試驗等，求出抗拉強度(TS)、伸長(El)、擴孔率(λ)等。於表2、表3(接續表2)、表4、表5(接續表4)顯示該結果。表中之擴孔率λ係藉由以下之式 (L)求得。
λ(%)={(d' -d)/d}×100‧‧‧(L)
d' ：龜裂貫穿板厚時的孔徑
d：孔之初期徑
另外，表2中之鍍敷種類，CR係表示未鍍敷之冷軋鋼板、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。
另外，表中判定之G、B分別係以下之意。
G：滿足作為對象之條件式。
B：未滿足作為對象之條件式。
又，因式(H)、(I)、(J)分別與式(B)、(C)、(D)係實質上相同，各表之說明係以式(B)、(C)、(D)作為代表顯示。
由以上之實施例來看，只要滿足本發明要件，可得使用有熱壓印後仍滿足TS×λ≧50000MPa．%之優異熱壓印用冷軋鋼板、熱壓印用熔融鍍鋅冷軋鋼板、熱壓印用合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、熱壓印用電鍍鋅冷軋鋼板或熱壓印用鍍鋁冷軋鋼板的熱壓印成形體。
產業上之可利用性
使用有藉由本發明所得之熱壓印用冷軋鋼板的熱壓印成形體，因於熱壓印後滿足TS×λ≧50000MPa．%，具有高壓機加工性與強度，可對應現今汽車之更輕量化、零件形狀之複雜化的要求。

Claims (13)

  1. 一種熱壓印成形體，其特徵在於，以質量%計，係含有：C：0.030%以上且0.150%以下、Si：0.010%以上且1.00%以下、Mn：1.50%以上且2.70%以下、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、及Al：0.010%以上且0.050%以下，並有選擇性地含有下述1種以上元素的情形：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、及REM：0.00050%以上且0.0050%以下，且剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構成；於將前述C含量、前述Si含量、及前述Mn含量以單位質量%計分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式(A) 之關係成立；熱壓印後之金屬組織以面積率計，含有40%以上且90%以下的肥粒鐵與10%以上且60%以下之麻田散鐵，且前述肥粒鐵之面積率與前述麻田散鐵之面積率的和滿足60%以上，並且前述金屬組織有含有以面積率計為10%以下之波來鐵、以體積率計為5%以下之殘留沃斯田鐵、及以面積率計小於40%之殘留變韌鐵中的1種以上之情形；經以奈米壓痕測定的前述麻田散鐵之硬度滿足下述式(B)及式(C)，且抗拉強度TS與擴孔率λ之積TS×λ滿足50000MPa．%以上；(5×[Si]+[Mn])/[C]>11‧‧‧(A)，H2/H1<1.10‧‧‧(B)，σHM<20‧‧‧(C)，此處，H1係前述熱壓印後板厚表層部之前述麻田散鐵的平均硬度，H2係前述熱壓印後之板厚中心部，即於板厚中心的板厚方向上200μm範圍之前述麻田散鐵的平均硬度，σHM係前述熱壓印後前述板厚中心部的前述麻田散鐵之前述平均硬度的分散值。
  2. 如前述申請專利範圍第1項之熱壓印成形體，其存在於前述熱壓印成形體中的圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，且下述式(D)成立，n2/n1<1.5‧‧‧(D)， 此處，n1係前述熱壓印後板厚1/4部分中前述圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之前述MnS每10000μm2 的平均個數密度，n2係前述熱壓印後前述板厚中心部中前述圓等效直徑為0.1μm以上且10μm以下之前述Mns每10000μm2 的平均個數密度。
  3. 如前述申請專利範圍第1或2項之熱壓印成形體，其表面係施行有熔融鍍鋅。
  4. 如前述申請專利範圍第3項之熱壓印成形體，其中前述熔融鍍鋅之表面係施行有合金化熔融鍍鋅。
  5. 如前述申請專利範圍第1或2項之熱壓印成形體，其表面係施行有電鍍鋅。
  6. 如前述申請專利範圍第1或2項之熱壓印成形體，其表面係施行有鍍鋁。
  7. 一種熱壓印成形體之製造方法，其特徵在於具有下述步驟：鑄造步驟，係鑄造具有如申請專利範圍第1項之化學成分的熔鋼而作成鋼材；加熱步驟，係加熱前述鋼材；熱軋延步驟，係使用具有複數軋台之熱軋延設備對前述鋼材施行熱軋延；捲取步驟，係於前述熱軋延步驟後捲取前述鋼材；酸洗步驟，係於前述捲取步驟後對前述鋼材進行酸洗；冷軋延步驟，係於前述酸洗步驟後以具有複數軋台 之冷軋延機，於下述式(E)成立的條件下，對前述鋼材施行冷軋延；退火步驟，係於前述冷軋延步驟後將前述鋼材以700℃以上且850℃以下進行退火冷卻；調質軋延步驟，係於前述退火後冷卻步驟後對前述鋼材進行調質軋延；及熱壓印步驟，係於前述調質步驟後將前述鋼材加熱至700℃以上且1000℃以下，並於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；1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0‧‧‧(E)，此處，ri(i=1,2,3)係以單位%表示前述冷軋延步驟中，前述複數軋台中自最上游數來第i(i=1,2,3)段之軋台單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋延步驟之總冷軋率。
  8. 如前述申請專利範圍第7項之熱壓印成形體之製造方法，其於將前述捲取步驟的捲取溫度以單位℃計表示為CT，且將前述鋼材之前述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，分別表示為[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)。
  9. 如前述申請專利範圍第8項之熱壓印成形體之製造方法，其於將前述加熱步驟的加熱溫度以單位℃計作為 T，且將在爐內時間以單位分計作為t，並且將前述鋼材之前述Mn含量及前述S含量以單位質量%計分別作為[Mn]、[S]時，下述式(G)成立，T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(G)。
  10. 如前述申請專利範圍第7至9項中任1項之熱壓印成形體之製造方法，其於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
  11. 如前述申請專利範圍第10項之熱壓印成形體之製造方法，其於前述熔融鍍鋅步驟與前述調質軋延步驟之間具有施行合金化處理的合金化處理步驟。
  12. 如前述申請專利範圍第7至9項中任1項之熱壓印成形體之製造方法，其於前述調質軋延步驟後具有施行電鍍鋅的電鍍鋅步驟。
  13. 如前述申請專利範圍第7至9項中任1項之熱壓印成形體之製造方法，其於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有施行鍍鋁的鍍鋁步驟。
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