本說明書涉及一種對鋼板進(jìn)行熱成形而形成的熱成形鋼板構(gòu)件。

背景技術(shù)：

在汽車用鋼板的領(lǐng)域，為了兼顧用于提高每升油的行駛里程的輕量化和耐碰撞特性的提高，具有高抗拉強(qiáng)度的高強(qiáng)度鋼板的應(yīng)用不斷擴(kuò)大。但是，鋼板的沖壓成形性伴隨著高強(qiáng)度化而降低，因而制造復(fù)雜形狀的產(chǎn)品變得困難。

其結(jié)果是，例如除了延展性伴隨著鋼板的高強(qiáng)度化而降低，從而在加工度較高的部位發(fā)生斷裂的問題以外，還發(fā)生因回彈以及壁翹曲增大而使尺寸精度劣化等問題。因此，不容易將高強(qiáng)度、特別是具有780MPa以上的抗拉強(qiáng)度的鋼板沖壓成形為具有復(fù)雜形狀的產(chǎn)品。

于是，近年來，例如正如日本專利申請公開2002-102980號公報所公開的那樣，作為對高強(qiáng)度鋼板之類的成形困難的材料進(jìn)行沖壓成形的技術(shù)，一般采用熱鍛壓(hot stamp)技術(shù)。所謂熱鍛壓技術(shù)，是指對供給成形的材料加熱而進(jìn)行成形的熱成形技術(shù)。該技術(shù)由于在成形的同時進(jìn)行淬火，因而在成形時鋼板為軟質(zhì)且具有良好的成形性，在成形后成形構(gòu)件能夠獲得比冷成形用鋼板高的強(qiáng)度。

另外，在日本專利申請公開2006-213959號公報中，公開了一種具有980MPa的抗拉強(qiáng)度的鋼制構(gòu)件。

在日本專利申請公開2007-314817號公報中，公開了通過降低純凈度和P、S的偏析度而得到抗拉強(qiáng)度和韌性優(yōu)良的熱壓鋼板構(gòu)件的技術(shù)。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

在日本專利申請公開2002-102980號公報所記載的金屬材料中，熱壓時的淬透性并不充分，其結(jié)果是，存在硬度的穩(wěn)定性較差的問題。在日本專利申請公開2006-213959號公報以及日本專利申請公開2007-314817號公報中，雖然公開了一種抗拉強(qiáng)度和韌性優(yōu)良的鋼板，但在局部變形特性方面保留著改善的余地。

本說明書的實(shí)施方式的目的在于：提供一種硬度穩(wěn)定性和局部變形能力優(yōu)良的熱成形鋼板構(gòu)件。此外，熱成形的鋼板構(gòu)件在多數(shù)情況下，不是平板而是成形體，在本說明書中，也包括為成形體的情況在內(nèi)，稱之為“熱成形鋼板構(gòu)件”。

根據(jù)本說明書的一方式，提供一種熱成形鋼板構(gòu)件，其中，以質(zhì)量％計(jì)的化學(xué)組成為：

C：0.08～0.16％、

Si：0.19％以下、

Mn：0.40～1.50％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：0.01～1.0％、

N：0.01％以下、

Cr：0.25～3.00％、

Ti：0.01～0.05％、

B：0.001～0.01％、

Nb：0～0.50％、

Ni：0～2.0％、

Cu：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～1.0％、

Ca：0～0.005％、

剩余部分：Fe和雜質(zhì)；

馬氏體、回火馬氏體以及貝氏體的合計(jì)體積率為50％以上，而且鐵素體的體積率為3％以下；

原γ晶粒的平均粒徑為10μm以下；

存在的殘留碳化物的數(shù)量密度為4×10³個/mm²以下。

附圖說明

圖1是表示實(shí)施例中帽子成形(hat forming)的模具的形狀的示意圖。

圖2是表示實(shí)施例中由熱成形得到的成形體的形狀的示意圖。

圖3是表示實(shí)施例中缺口拉伸試驗(yàn)片的形狀的示意圖。

具體實(shí)施方式

本發(fā)明人為了提供硬度穩(wěn)定性和局部變形能力優(yōu)良的熱成形鋼板構(gòu)件而進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果獲得了如下的見解。

(1)通過使熱成形鋼板構(gòu)件中的原γ晶粒微細(xì)化，孔隙的發(fā)生和連結(jié)便得以延遲，因而局部變形能力得以提高。因此，優(yōu)選使原γ晶粒微細(xì)化。

(2)如果在熱成形鋼板構(gòu)件中較多地存在殘留碳化物，則不僅有可能使熱成形后的淬透性降低、硬度穩(wěn)定性降低，而且殘留碳化物成為孔隙的發(fā)生源而使局部變形能力劣化。因此，優(yōu)選使殘留碳化物的數(shù)量密度降低。

本說明書的實(shí)施方式是以上述見解為基礎(chǔ)的，根據(jù)實(shí)施方式的一方式，

(1)提供一種熱成形鋼板構(gòu)件，其中，以質(zhì)量％計(jì)的化學(xué)組成為：

C：0.08～0.16％、

Si：0.19％以下、

Mn：0.40～1.50％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：0.01～1.0％、

N：0.01％以下、

Cr：0.25～3.00％、

Ti：0.01～0.05％、

B：0.001～0.01％、

Nb：0～0.50％、

Ni：0～2.0％、

Cu：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～1.0％、

Ca：0～0.005％、

剩余部分：Fe和雜質(zhì)；

馬氏體、回火馬氏體以及貝氏體的合計(jì)體積率為50％以上，而且鐵素體的體積率為3％以下；

原γ晶粒的平均粒徑為10μm以下；

存在的殘留碳化物的數(shù)量密度為4×10³個/mm²以下。

(2)根據(jù)上述(1)所述的熱成形鋼板構(gòu)件，其優(yōu)選的是：所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)，含有選自

Nb：0.003～0.50％、

Ni：0.01～2.0％、

Cu：0.01～1.0％、

Mo：0.01～1.0％、

V：0.01～1.0％、以及

Ca：0.001～0.005％之中的1種以上。

(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的熱成形鋼板構(gòu)件，其優(yōu)選的是：由JIS G 0555(2003)所規(guī)定的鋼的純凈度的值為0.08％以下。

(4)根據(jù)上述(1)～(3)中任一項(xiàng)所述的熱成形鋼板構(gòu)件，其優(yōu)選的是：用下述(i)式表示的Mn偏析度α為1.6以下。

α＝[在板厚中心部的最大Mn濃度(質(zhì)量％)]/[距表面為板厚的1/4的深度位置的平均Mn濃度(質(zhì)量％)] (i)

(5)根據(jù)上述(1)～(4)中任一項(xiàng)所述的熱成形鋼板構(gòu)件，其優(yōu)選的是：在所述鋼板構(gòu)件的表面具有鍍層。

(6)根據(jù)上述(1)～(5)中任一項(xiàng)所述的熱成形鋼板構(gòu)件，其優(yōu)選的是：所述鋼板構(gòu)件具有1.0GPa以上的抗拉強(qiáng)度。

下面就實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)的說明。

(A)化學(xué)組成

各元素的限定理由如下所述。此外，在以下的說明中，關(guān)于含量的“％”意味著“質(zhì)量％”。

C：0.08～0.16％

C在提高鋼的淬透性、從而確保淬火后的強(qiáng)度方面是重要的元素。另外，C由于是奧氏體生成元素，因而在高應(yīng)變成形時，具有抑制應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變的作用。因此，在熱成形后的鋼板構(gòu)件中，容易獲得穩(wěn)定的硬度分布。在C含量低于0.08％時，在淬火后難以確保1.0GPa以上的抗拉強(qiáng)度，而且難以獲得上述的效果。因此，C含量設(shè)定為0.08％以上。另一方面，如果C含量超過0.16％，則淬火后的強(qiáng)度過度上升而使局部變形能力劣化。因此，C含量設(shè)定為0.16％以下。C含量優(yōu)選為0.085％以上，更優(yōu)選為0.9％以上。另外，C含量優(yōu)選為0.15％以下，更優(yōu)選為0.14％以下。

Si：0.19％以下

Si是在熱成形時的高溫加熱時，具有抑制氧化皮生成的作用的元素。然而，如果Si含量超過0.19％，則熱成形時發(fā)生奧氏體相變所需要的加熱溫度顯著提高。因此，或者招致熱處理所需要的成本的上升，或者因加熱不足而使淬火并不充分。另外，Si由于是鐵素體生成元素，因而如果Si含量過高，則高應(yīng)變成形時容易產(chǎn)生應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變。因此，在熱成形后的鋼板構(gòu)件中，硬度局部降低，從而難以獲得穩(wěn)定的硬度分布。再者，如果大量含有Si，則有時因?qū)嵤峤兲幚頃r的潤濕性的降低而發(fā)生鍍覆不上的現(xiàn)象。因此，Si含量設(shè)定為0.19％以下。Si含量優(yōu)選為0.15％以下。在欲獲得上述效果的情況下，Si含量優(yōu)選為0.01％以上。

Mn：0.40～1.50％

Mn對于提高鋼板的淬透性、而且穩(wěn)定并確保熱成形后的強(qiáng)度是有用的元素。在Mn含量低于0.40％時，難以獲得上述的效果。因此，Mn含量設(shè)定為0.40％以上。另一方面，如果Mn含量超過1.50％，則生成粗大的MnS，從而成為局部變形能力劣化的主要原因。因此，Mn含量設(shè)定為1.50％以下。Mn含量優(yōu)選為0.80％以上，且優(yōu)選為1.40％以下。

P：0.02％以下

P是以雜質(zhì)的形式含有的元素，但具有能夠提高鋼的淬透性、進(jìn)而穩(wěn)定并確保淬火后的鋼強(qiáng)度的作用，因而也可以主動地含有。但是，如果P含量超過0.02％，則局部變形能力的劣化變得顯著。因此，P含量設(shè)定為0.02％以下。P含量優(yōu)選為0.01％以下。P含量的下限不必特別限定，但P含量的過剩降低將招致成本的明顯上升。因此，P含量優(yōu)選設(shè)定為0.0002％以上。

S：0.01％以下

S是以雜質(zhì)的形式含有、并使局部變形能力劣化的元素。如果S含量超過0.01％，則局部變形能力的劣化變得顯著。因此，S含量設(shè)定為0.01％以下。S含量的下限不必特別限定，但S含量的過剩降低將招致成本的明顯上升，因而S含量優(yōu)選設(shè)定為0.0002％以上。

sol.Al：0.01～1.0％

sol.Al是具有對鋼水脫氧而使鋼健全化的作用的元素。在sol.Al含量低于0.01％時，脫氧并不充分。再者，sol.Al由于也是具有提高鋼板的淬透性、而且穩(wěn)定并確保淬火后的強(qiáng)度的作用的元素，因而也可以主動地含有。因此，sol.Al含量設(shè)定為0.01％以上。然而，即使含有超過1.0％，由其作用所得到的效果也較小，而且白白地招致成本的增加。因此，sol.Al含量設(shè)定為1.0％以下。sol.Al含量優(yōu)選為0.02％以上，且優(yōu)選為0.2％以下。

N：0.01％以下

N是以雜質(zhì)的形式含有、并使韌性劣化的元素。如果N含量超過0.01％，則在鋼中形成粗大的氮化物，從而使局部變形能力和韌性顯著劣化。因此，N含量設(shè)定為0.01％以下。N含量優(yōu)選為0.008％以下。N含量的下限不必特別限定，但N含量的過剩降低將招致成本的明顯上升。因此，N含量優(yōu)選設(shè)定為0.0002％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.0008％以上。

Cr：0.25～3.00％

Cr是具有提高鋼的淬透性的作用的元素。因此，在將Mn含量限制為1.50％以下的實(shí)施方式中是特別重要的元素。另外，Cr是奧氏體生成元素，在高應(yīng)變成形時，具有抑制應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變的作用。因此，通過含有Cr，在熱成形后的鋼板構(gòu)件中，容易獲得穩(wěn)定的硬度分布。在Cr含量低于0.25％時，不能充分獲得上述的效果。因此，Cr含量設(shè)定為0.25％以上。另一方面，如果Cr含量超過3.00％，則Cr在鋼中的碳化物中濃化，使供給熱成形時的加熱工序中的碳化物的固溶延遲，從而降低淬透性。因此，Cr含量設(shè)定為3.00％以下。Cr含量優(yōu)選為0.30％以上，更優(yōu)選為0.40％以上。另外，Cr含量優(yōu)選為2.50％以下，優(yōu)選為2.00％以下。

Ti：0.01～0.05％

Ti在將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點(diǎn)以上而供給熱成形時，是具有抑制奧氏體晶粒的再結(jié)晶的作用的元素。再者，還具有形成微細(xì)的碳化物，抑制奧氏體晶粒的晶粒生長而成為微細(xì)粒子的作用。因此，Ti具有大大改善熱成形鋼板構(gòu)件的局部變形能力的作用。另外，Ti由于與鋼中的N優(yōu)先鍵合，因而抑制因BN的析出而引起的B的消耗，其結(jié)果是，具有通過B而提高淬透性的作用。因此，Ti含量設(shè)定為0.01％以上。但是，如果含有超過0.05％，則TiC的析出量增加而消耗C，使淬火后的強(qiáng)度降低。因此，Ti含量設(shè)定為0.05％以下。Ti含量優(yōu)選為0.015％以上。另外，Ti含量優(yōu)選為0.04％以下，優(yōu)選為0.03％以下。

B：0.001～0.01％

B是具有能夠提高鋼的淬透性、而且穩(wěn)定并確保淬火后的強(qiáng)度的作用的元素。因此，在將Mn含量限制為1.50％以下的實(shí)施方式中是特別重要的元素。在B含量低于0.001％時，不能充分獲得上述的效果。因此，B含量設(shè)定為0.001％以上。另一方面，如果B含量超過0.01％，則上述的效果達(dá)到飽和，進(jìn)而招致淬火部的局部變形能力的劣化。因此，B含量設(shè)定為0.01％以下。B含量優(yōu)選為0.005％以下。

實(shí)施方式的熱成形鋼板構(gòu)件所具有的化學(xué)組成由上述從C至B的元素、以及作為剩余部分的Fe和雜質(zhì)構(gòu)成。

在此，所謂“雜質(zhì)”，是指在工業(yè)生產(chǎn)鋼板時，從礦石、廢料等原料、因制造工序的各種原因而混入的成分，且在不會對實(shí)施方式產(chǎn)生不良影響的范圍內(nèi)允許的成分。

實(shí)施方式的熱成形鋼板構(gòu)件除了上述的元素以外，也可以進(jìn)一步含有下述所示量的選自Nb、Ni、Cu、Mo、V以及Ca之中的1種以上的元素。

Nb：0～0.50％

Nb在將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點(diǎn)以上而供給熱成形時，是具有抑制再結(jié)晶，進(jìn)而形成微細(xì)的碳化物而抑制晶粒生長，從而使奧氏體晶粒成為微細(xì)粒子的作用的元素。因此，Nb具有大大改善熱成形鋼板構(gòu)件的局部變形能力的作用。因此，也可以根據(jù)需要含有Nb。但是，如果含有超過0.50％，則NbC的析出量增加而消耗C，使淬火后的強(qiáng)度降低。因此，在含有Nb的情況下，其含量設(shè)定為0.50％以下。Nb含量優(yōu)選為0.45％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將Nb含量優(yōu)選設(shè)定為0.003％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.005％以上。

Ni：0～2.0％

Ni由于是對提高鋼板的淬透性、而且穩(wěn)定并確保淬火后的強(qiáng)度有效的元素，因而也可以根據(jù)需要含有。但是，即使超過2.0％而含有Ni，其效果也較小，從而白白地招致成本的增加。因此，在含有Ni的情況下，其含量設(shè)定為2.0％以下。Ni含量優(yōu)選為1.5％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將Ni含量優(yōu)選設(shè)定為0.01％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.05％以上。

Cu：0～1.0％

Cu由于是對提高鋼板的淬透性、而且穩(wěn)定并確保淬火后的強(qiáng)度有效的元素，因而也可以根據(jù)需要含有。但是，即使超過1.0％而含有Cu，其效果也較小，從而白白地招致成本的增加。因此，在含有Cu的情況下，其含量設(shè)定為1.0％以下。Cu含量優(yōu)選為0.5％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將Cu含量優(yōu)選設(shè)定為0.01％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.03％以上。

Mo：0～1.0％

Mo在將熱成形用鋼板加熱至Ac₃點(diǎn)以上而供給熱成形時，是具有形成微細(xì)的碳化物而抑制晶粒生長，從而使奧氏體晶粒成為微細(xì)粒子的作用的元素。另外，也具有大大改善熱成形鋼板構(gòu)件的局部變形能力的效果。因此，也可以根據(jù)需要含有Mo。但是，如果Mo含量超過1.0％，則其效果達(dá)到飽和，從而白白地招致成本的增加。因此，在含有Mo的情況下，其含量設(shè)定為1.0％以下。Mo含量優(yōu)選為0.7％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將Mo含量優(yōu)選設(shè)定為0.01％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.04％以上。

V：0～1.0％

V由于是對提高鋼板的淬透性、而且穩(wěn)定并確保淬火后的強(qiáng)度有效的元素，因而也可以根據(jù)需要含有。但是，即使超過1.0％而含有V，其效果也較小，從而白白地招致成本的增加。因此，在含有V的情況下，其含量設(shè)定為1.0％以下。V含量優(yōu)選為0.08％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將V含量優(yōu)選設(shè)定為0.01％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.02％以上。

Ca：0～0.005％

Ca由于是使鋼中的夾雜物微細(xì)化而具有提高淬火后的局部變形能力的效果的元素，因而也可以根據(jù)需要含有。但是，如果Ca含量超過0.005％，則其效果達(dá)到飽和，從而白白地招致成本的增加。因此，在含有Ca的情況下，其含量設(shè)定為0.005％以下。Ca含量優(yōu)選為0.004％以下。在欲獲得上述效果的情況下，將Ca含量優(yōu)選設(shè)定為0.001％以上，更優(yōu)選設(shè)定為0.002％以上。

(B)金屬組織

在實(shí)施方式中，為了改善局部變形能力，優(yōu)選對熱成形后的金屬組織內(nèi)的硬度的偏差進(jìn)行抑制。如果組織內(nèi)的硬度差增大，則成為孔隙的起點(diǎn)，因而硬質(zhì)的馬氏體和貝氏體之類的低溫相變組織、以及軟質(zhì)的鐵素體組織的混和存在優(yōu)選盡可能地加以抑制。因此，實(shí)施方式的熱成形鋼板構(gòu)件優(yōu)選具有以低溫相變組織為主體、而且鐵素體的體積率為3％以下的金屬組織。

此外，所謂以低溫相變組織為主體的金屬組織，是指馬氏體、回火馬氏體以及貝氏體的合計(jì)體積率在50％以上的金屬組織。這里的所謂回火馬氏體，是指淬火時相變所形成的馬氏體通過自動回火而進(jìn)行過回火的馬氏體、以及接受了淬火后的涂裝烘烤工序等低溫回火的馬氏體。金屬組織中的低溫相變組織以體積率計(jì)，優(yōu)選為80％以上，更優(yōu)選為90％以上。

另外，殘余奧氏體由于通過TRIP效果而提高延展性，因而即使含有也沒問題。但是，由奧氏體相變而成的馬氏體由于是硬質(zhì)的，因而能夠成為孔隙的起點(diǎn)。因此，金屬組織中含有的殘余奧氏體以體積率計(jì)，優(yōu)選為10％以下。

Mn偏析度α：1.6以下

α＝[在板厚中心部的最大Mn濃度(質(zhì)量％)]/[距表面為板厚的1/4的深度位置的平均Mn濃度(質(zhì)量％)] (i)

在熱成形鋼板構(gòu)件的板厚斷面中心部，因發(fā)生中心偏析而使Mn濃化。因此，MnS作為夾雜物在中心集中，容易形成硬質(zhì)的馬氏體，因而其結(jié)果是，與周圍的硬度產(chǎn)生差別，從而使局部變形能力惡化。特別是在用上述(i)式表示的Mn的偏析度α值超過1.6時，局部變形能力顯著惡化。因此，為了改善局部變形能力，將熱成形鋼板構(gòu)件的α值優(yōu)選設(shè)定為1.6以下。為了進(jìn)一步改善局部變形能力，將α值更優(yōu)選設(shè)定為1.2以下。

鋼板中Mn的偏析主要由鋼板組成特別是雜質(zhì)含量、和連續(xù)鑄造的條件加以控制，在熱軋以及熱成形前后實(shí)質(zhì)上不會發(fā)生變化。因此，熱成形用鋼板的夾雜物以及偏析狀況與此后通過熱成形而制造的熱成形鋼板構(gòu)件的夾雜物以及偏析狀況幾乎相同。由于α值不會因熱成形而發(fā)生大的變化，因而通過將熱成形用鋼板的α值設(shè)定為1.6以下，熱成形鋼板構(gòu)件的α值也可以設(shè)定為1.6以下，通過將α值設(shè)定為1.2以下，熱成形鋼板構(gòu)件的α值也可以設(shè)定為1.2以下。

在板厚中心部的最大Mn濃度采用以下的方法求出。使用電子探針顯微分析儀(EPMA)于鋼板的板厚中心部進(jìn)行在線分析，從其分析結(jié)果按高的順序選擇3個測定值，并算出其平均值。另外，距表面為板厚的1/4的深度位置的平均Mn濃度采用以下的方法求出。同樣，使用EPMA于鋼板的1/4深度位置進(jìn)行10個部位的分析，并算出其平均值。

純凈度：0.08％以下

如果在鋼板構(gòu)件中較多地存在JIS G 0555(2003)中記載的A系、B系以及C系夾雜物，則上述夾雜物容易成為破壞的起點(diǎn)。如果夾雜物增加，則裂紋傳播容易發(fā)生，因而局部變形能力劣化。特別在具有1.0GPa以上的抗拉強(qiáng)度的熱成形鋼板構(gòu)件的情況下，優(yōu)選將夾雜物的存在比例抑制在較低的水平。如果由JIS G 0555(2003)規(guī)定的鋼的純凈度的值超過0.08％，則夾雜物的量較多，因而難以確保實(shí)用上充分的局部變形能力。因此，熱成形用鋼板的純凈度的值優(yōu)選設(shè)定為0.08％以下。為了更進(jìn)一步改善局部變形能力，將純凈度的值更優(yōu)選設(shè)定為0.04％以下。此外，鋼的純凈度的值通過算出上述A系、B系以及C系夾雜物所占的面積百分率而得到。

由于純凈度的值不會因熱成形而發(fā)生大的變化，因而通過將熱成形用鋼板的純凈度的值設(shè)定為0.08％以下，熱成形鋼板構(gòu)件的純凈度的值也可以設(shè)定為0.08％以下，通過設(shè)定為0.04％以下，熱成形鋼板構(gòu)件的純凈度的值也可以設(shè)定為0.04％以下。

在實(shí)施方式中，熱成形用鋼板或者熱成形鋼板構(gòu)件的純凈度的值采用以下的方法求出。對于熱成形用鋼板或者熱成形鋼板構(gòu)件，從5個部位切出試驗(yàn)材料。然后，在將熱成形用鋼板或者熱成形鋼板構(gòu)件的板厚設(shè)定為t時，對于各試驗(yàn)材料的板厚方向的1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用點(diǎn)估計(jì)法(point counting method)對純凈度進(jìn)行了調(diào)查。將各板厚的純凈度的值最大(純凈性最低)的數(shù)值設(shè)定為該試驗(yàn)材料的純凈度的值。

原γ晶粒的平均粒徑：10μm以下

如果減小熱成形鋼板構(gòu)件中的原γ粒徑，則局部變形能力得以改善。在以馬氏體為主體的鋼板中，在原γ晶界以及晶粒內(nèi)的下部組織的邊界產(chǎn)生孔隙，但通過原γ晶粒的微細(xì)化，抑制了孔隙的發(fā)生，并使連結(jié)得以延遲，因而可以提高局部變形能力。如果原γ的平均粒徑超過10μm，則不能發(fā)揮該效果。因此，熱成形鋼板構(gòu)件中的原γ晶粒的平均粒徑設(shè)定為10μm以下。此外，為了使原γ晶粒微細(xì)化，有效的是使加熱溫度低溫化，使加熱中的碳化物的溶解延遲，從而抑制晶粒的生長。

原γ晶粒的平均粒徑可以使用ISO643中規(guī)定的方法來進(jìn)行測定。也就是說，測量測定視場內(nèi)的晶粒數(shù)，將測定視場的面積除以該晶粒數(shù)，從而求出晶粒的平均面積，并算出以當(dāng)量圓直徑計(jì)的結(jié)晶粒徑。此時，處于視場邊界的晶粒作為1/2個進(jìn)行測量，關(guān)于放大倍數(shù)，優(yōu)選進(jìn)行調(diào)整，使晶粒數(shù)在200個以上。另外，為了提高精度，優(yōu)選對多個視場進(jìn)行測量。

殘留碳化物：4×10³個/mm²以下

在熱成形的情況下，通過在鋼中通常存在的碳化物的再固溶而可以確保充分的淬透性。然而，碳化物的一部分往往不會再固溶而殘留下來。殘留碳化物具有通過釘扎作用而抑制熱成形中的加熱保持時的γ晶粒生長的效果。因此，在加熱保持中優(yōu)選存在殘留碳化物。在熱成形后該殘留碳化物越少，越可以提高淬透性，從而越可以確保高強(qiáng)度。因此，優(yōu)選的是在加熱保持結(jié)束時殘留碳化物數(shù)量密度可以降低。

如果較多地存在殘留碳化物，則不僅有可能使熱成形后的淬透性降低，而且殘留碳化物成為孔隙的發(fā)生源而使局部變形能力劣化。特別地，如果殘留碳化物的數(shù)量密度超過4×10³個/mm²，則熱成形后的淬透性有可能惡化。因此，熱成形鋼板構(gòu)件中存在的殘留碳化物的數(shù)量密度優(yōu)選設(shè)定為4×10³個/mm²以下。

(C)鍍層

實(shí)施方式的高強(qiáng)度熱成形鋼板構(gòu)件以耐蝕性的提高等為目的，也可以在其表面具有鍍層。鍍層既可以是電鍍層，也可以是熱浸鍍層。作為電鍍層，可以例示出鋅電鍍層、Zn-Ni合金電鍍層、Zn-Fe合金電鍍層等。另外，作為熱浸鍍層，可以例示出熱浸鍍鋅層、合金化熱浸鍍鋅層、熱浸鍍鋁層、熱浸鍍Zn-Al合金層、熱浸鍍Zn-Al-Mg合金層以及熱浸鍍Zn-Al-Mg-Si合金層。鍍層附著量沒有特別的限制，可以在通常的范圍內(nèi)進(jìn)行調(diào)整。

(D)熱成形用鋼板的制造方法

關(guān)于實(shí)施方式的熱成形用鋼板構(gòu)件的制造所使用的熱成形用鋼板的制造條件，并沒有特別的限制，但通過采用以下所示的制造方法，可以優(yōu)選地進(jìn)行制造。

在爐中對具有上述化學(xué)組成的鋼進(jìn)行熔煉，然后通過鑄造將其制作成板坯。為了使鋼板的純凈度為0.08％以下，在對鋼水進(jìn)行連續(xù)鑄造時，優(yōu)選的是將鋼水的加熱溫度設(shè)定為比該鋼的液相線溫度高5℃以上的溫度，而且將每單位時間的鋼水澆注量控制在6t/min以下。

在連續(xù)鑄造時，如果鋼水的每單位時間的澆注量超過6t/min，則由于結(jié)晶器內(nèi)的鋼水流動較快，因而在凝固殼中容易捕捉夾雜物，從而板坯中的夾雜物增加。另外，鋼水加熱溫度如果低于比液相線溫度高5℃的溫度，則鋼水的粘度升高，從而夾雜物在連續(xù)鑄造機(jī)內(nèi)難以上浮，其結(jié)果是，板坯中的夾雜物增加，從而純凈性容易惡化。

另一方面，將距鋼水液相線溫度的鋼水加熱溫度設(shè)定為5℃以上，且將每單位時間的鋼水澆注量設(shè)定為6t/min以下而進(jìn)行鑄造，由此夾雜物便難以帶入板坯內(nèi)。其結(jié)果是，可以有效地減少在板坯的制作階段的夾雜物的量，能夠容易實(shí)現(xiàn)0.08％以下的鋼板純凈度。

在對鋼水進(jìn)行連續(xù)鑄造時，鋼水加熱溫度更優(yōu)選設(shè)定為比液相線溫度高8℃以上的溫度，另外，更優(yōu)選將每單位時間的鋼水澆注量設(shè)定為5t/min以下。通過將鋼水加熱溫度設(shè)定為比液相線溫度高8℃以上的溫度，而且將每單位時間的鋼水澆注量設(shè)定為5t/min以下，從而容易將純凈度設(shè)定為0.04％以下，因而是優(yōu)選的。

為了抑制成為局部變形能力惡化的原因的MnS的集中，優(yōu)選進(jìn)行使Mn的中心偏析降低的中心偏析降低處理。作為中心偏析降低處理，可以例示出在板坯完全凝固前的未凝固層中，使Mn濃化了的鋼水排出的方法。

具體地說，通過實(shí)施電磁攪拌、未凝固層壓下等處理，便可以使完全凝固前的Mn濃化了的鋼水排出。此外，電磁攪拌處理例如可以通過在250～1000高斯下使未凝固鋼水流動來進(jìn)行，未凝固層壓下處理例如可以通過以1mm/m左右的斜率對最終凝固部壓下來進(jìn)行。

對于用上述方法得到的板坯，也可以根據(jù)需要實(shí)施均熱處理(soaking treatment)。通過進(jìn)行均熱處理，可以使偏析的Mn擴(kuò)散，從而降低偏析度。進(jìn)行均熱處理時優(yōu)選的均熱溫度為1200～1300℃，均熱時間為20～50小時。

然后，對上述的板坯實(shí)施熱軋。從更均勻地生成碳化物的角度考慮，熱軋條件優(yōu)選的是將熱軋開始溫度設(shè)定為1000～1300℃的溫度區(qū)域，將熱軋結(jié)束溫度設(shè)定為850℃以上。從加工性的角度考慮，卷取溫度優(yōu)選為較高者，但如果過高，則因氧化皮的生成而使成品率降低，所以優(yōu)選設(shè)定為500～650℃。對于通過熱軋而得到的熱軋鋼板，采用酸洗等實(shí)施脫氧化皮處理。

在實(shí)施方式中，為了使熱成形后的原γ粒徑變得微細(xì)，并且降低殘留碳化物的數(shù)量密度，優(yōu)選對實(shí)施過脫氧化皮處理的熱軋鋼板進(jìn)行退火，從而形成熱軋退火鋼板。

為了使熱成形后的原γ粒徑變得微細(xì)，優(yōu)選通過溶解中的碳化物而抑制γ晶粒的生長。但是，在熱成形鋼板構(gòu)件中，為了提高淬透性，確保高強(qiáng)度，并抑制孔隙的發(fā)生，優(yōu)選使殘留碳化物的數(shù)量密度降低。

為了使熱成形鋼板構(gòu)件中的原γ粒徑變得微細(xì)，并且降低殘留碳化物的數(shù)量密度，重要的是熱成形前的鋼板中存在的碳化物的形態(tài)以及碳化物中的元素的濃化程度。雖然優(yōu)選碳化物微細(xì)分散，但在此情況下，碳化物的溶解加快，因而不能期待晶粒生長的抑制效果。如果Mn、Cr等元素在碳化物中濃化，則碳化物變得難以固溶。因此，優(yōu)選熱成形前的鋼板中的碳化物的形態(tài)微細(xì)分散，而且碳化物中的元素的濃化程度較高。

碳化物的形態(tài)可以通過調(diào)整熱軋后的退火條件而進(jìn)行控制。具體地說，優(yōu)選將退火溫度設(shè)定為Ac1點(diǎn)以下且Ac1點(diǎn)－100℃以上，并進(jìn)行5小時以下的退火。

如果使熱軋后的卷取溫度在550℃以下，則碳化物變得容易微細(xì)分散。然而，由于碳化物中的元素的濃化程度也降低，因而通過進(jìn)行退火，使元素的濃化得以發(fā)展。

在卷取溫度為550℃以上的情況下，珠光體得以生成，從而向珠光體中的碳化物中的元素濃化得以進(jìn)行。在此情況下，為了分割珠光體而使碳化物分散，可進(jìn)行退火。

作為實(shí)施方式中的熱成形鋼板構(gòu)件用鋼板，可以使用上述熱軋退火鋼板、對該熱軋退火鋼板實(shí)施冷軋所得到的冷軋鋼板、或者對該冷軋鋼板實(shí)施退火所得到的冷軋退火鋼板。處理工序可以根據(jù)產(chǎn)品的板厚精度要求水平等進(jìn)行適當(dāng)?shù)倪x擇。此外，由于碳化物為硬質(zhì)，因而即使在實(shí)施冷軋的情況下，其形態(tài)也不會變化，冷軋后也可以維持冷軋前的存在形態(tài)。

冷軋可以采用通常的方法來進(jìn)行。從確保良好的平坦性的角度考慮，冷軋中的壓下率優(yōu)選設(shè)定為30％以上。另一方面，為了避免載荷過大，冷軋中的壓下率優(yōu)選設(shè)定為80％以下。

在對冷軋鋼板實(shí)施退火的情況下，優(yōu)選事前進(jìn)行脫脂等處理。為了消除冷軋應(yīng)力，退火優(yōu)選在Ac1點(diǎn)以下，進(jìn)行小時以下、最好在3小時以下的退火。

(E)鍍層的形成方法

如前所述，實(shí)施方式的熱成形鋼板構(gòu)件以耐蝕性的提高等為目的，也可以在其表面具有鍍層。鍍層的形成優(yōu)選對實(shí)施熱成形之前的鋼板來進(jìn)行。在對鋼板表面實(shí)施鋅系鍍層的情況下，從生產(chǎn)率的角度考慮，優(yōu)選在連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中實(shí)施鋅系熱浸鍍。在此情況下，既可以在連續(xù)熱浸鍍鋅生產(chǎn)線中于鍍覆處理之前實(shí)施退火，也可以使加熱保持溫度成為低溫、不進(jìn)行退火而僅實(shí)施鍍覆處理。另外，也可以在熱浸鍍鋅后進(jìn)行合金化熱處理，從而形成合金化熱浸鍍鋅鋼板。鋅系鍍層也可以通過電鍍來加以實(shí)施。此外，鋅系鍍層雖然可以施加在鋼材表面的至少一部分上，但在鋼板的情況下，通常施加在單面或兩面的整個表面上。

(F)熱成形鋼板構(gòu)件的制造方法

對上述的熱成形用鋼板實(shí)施熱成形，便可以得到高強(qiáng)度熱成形鋼板構(gòu)件。熱成形時的鋼板的加熱速度從抑制晶粒生長的角度考慮，優(yōu)選為20℃/sec以上。進(jìn)一步優(yōu)選為50℃/sec以上。熱成形時的鋼板的加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為超過Ac₃點(diǎn)且在1050℃以下的溫度。在加熱溫度為Ac₃點(diǎn)以下時，在熱成形前不會成為奧氏體單相狀態(tài)，鐵素體、珠光體或者貝氏體在鋼板中殘存下來。其結(jié)果是，在熱成形后往往不會成為以馬氏體為主體的金屬組織，從而不能得到所希望的硬度。另外，熱成形鋼板構(gòu)件的硬度偏差也增大，而且局部變形能力也發(fā)生劣化。

另一方面，如果加熱溫度超過1050℃，則奧氏體粗大化，有時使鋼板構(gòu)件的局部變形能力劣化。因此，熱成形時的鋼板的加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1050℃以下。另外，如果加熱時間低于1min，則即使加熱，奧氏體單相化往往也不充分，進(jìn)而碳化物的溶解并不充分，因而γ粒徑即使變得微細(xì)，殘留碳化物的數(shù)量密度也增大。如果超過10min，則奧氏體粗大化，有時使熱成形鋼板構(gòu)件的局部變形能力劣化。因此，熱成形時的鋼板的加熱時間優(yōu)選設(shè)定為1～10min。

如果熱成形開始溫度為低于Ar₃點(diǎn)的溫度，則開始鐵素體相變，因而即使此后進(jìn)行強(qiáng)制冷卻，往往也不能成為以馬氏體為主體的組織。因此，熱成形開始溫度優(yōu)選設(shè)定為Ar₃點(diǎn)以上。熱成形后，優(yōu)選以10℃/sec以上的冷卻速度進(jìn)行驟冷，更優(yōu)選以20℃/sec以上的速度進(jìn)行驟冷。冷卻速度的上限并沒有特別的規(guī)定。

為了獲得硬度偏差較少的具有馬氏體主體的金屬組織的熱成形鋼板構(gòu)件，優(yōu)選在熱成形后，驟冷至鋼板的表面溫度為350℃以下。冷卻結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為100℃以下，更優(yōu)選設(shè)定為室溫。

下面根據(jù)實(shí)施例，就實(shí)施方式進(jìn)行更具體的說明，但本發(fā)明并不局限于這些實(shí)施例。

實(shí)施例

利用試驗(yàn)轉(zhuǎn)爐對具有表1所示的化學(xué)成分的鋼進(jìn)行熔煉，采用連續(xù)鑄造試驗(yàn)機(jī)實(shí)施連續(xù)鑄造，從而制作出寬度1000mm、厚度250mm的板坯。在表1中，＊意味著偏離實(shí)施方式的組成范圍。在表2所示的條件下，進(jìn)行鋼水的加熱溫度以及每單位時間的鋼水澆注量的調(diào)整。板坯的冷卻速度的控制通過變更2次冷卻噴淋帶的水量來進(jìn)行。中心偏析降低處理通過使用輥，以1mm/m的斜率對凝固末期部實(shí)施輕壓下，從而排出最終凝固部的濃化鋼水來進(jìn)行。然后，對于一部分板坯，在1250℃、24小時的條件下實(shí)施均熱處理。

對于所得到的板坯，采用熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)實(shí)施熱軋，從而制成厚度為3.0mm的熱軋鋼板。卷取后，對熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，進(jìn)而實(shí)施退火。對于一部分鋼板，進(jìn)而采用冷軋?jiān)囼?yàn)機(jī)實(shí)施冷軋，從而制成厚度為1.5mm的冷軋鋼板。再者，在600℃下對一部分冷軋鋼板實(shí)施2h的退火，從而得到冷軋退火鋼板。

然后，如圖1和圖2所示，對上述的熱成形用鋼板1使用熱壓試驗(yàn)裝置，利用模具(沖頭11、沖模12)實(shí)施熱壓(帽子成形)，從而得到熱成形鋼板構(gòu)件2。使表面溫度處于820℃～1100℃之間而改變條件，在加熱爐內(nèi)對鋼板進(jìn)行加熱，并在該溫度下保持90秒，之后從加熱爐中取出，立即采用帶冷卻裝置的模具實(shí)施熱壓，在成形的同時實(shí)施淬火處理。對于上述熱成形鋼板構(gòu)件，進(jìn)行了以下的評價。評價結(jié)果如表2所示。此外，在表2中，“熱軋”是指實(shí)施熱軋后的厚度為3.0mm的熱軋鋼板，“冷軋”是指對該熱軋鋼板進(jìn)一步實(shí)施冷軋后的厚度為1.5mm的冷軋鋼板。＊意味著偏離實(shí)施方式的范圍。

＜熱成形鋼板構(gòu)件的機(jī)械特性的評價＞

對于熱成形鋼板構(gòu)件，從軋制直角方向采集JIS 5號拉伸試驗(yàn)片，并根據(jù)JIS Z 2241(2011)實(shí)施拉伸試驗(yàn)，從而進(jìn)行了抗拉強(qiáng)度(TS)的測定。

＜金屬組織的鑒定＞

對熱成形鋼板構(gòu)件進(jìn)行切割，以便使與軋制方向平行的斷面中的板厚中央部成為觀察面，然后進(jìn)行鏡面研磨。然后，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡(放大倍數(shù)為2000倍)而對各試料的5個視場進(jìn)行金屬組織的觀察。對得到的顯微鏡照片進(jìn)行圖像處理，從而求出鐵素體的面積率，將其作為鐵素體的體積率。另外，對于金屬組織中的殘余奧氏體的體積率，使用X射線衍射(XRD)求出。然后，將它們的剩余部分以低溫相變組織的體積率的形式算出。關(guān)于殘余γ體積率，對距鋼板表面為板厚的1/8的內(nèi)層進(jìn)行化學(xué)研磨，然后通過使用Mo管球的X射線衍射，測得鐵素體的(200)的衍射強(qiáng)度Iα(200)、鐵素體的(211)的衍射強(qiáng)度Iα(211)與奧氏體的(220)的衍射強(qiáng)度Iγ(220)以及(311)的衍射強(qiáng)度Iγ(311)的強(qiáng)度比，從而由該強(qiáng)度比求出殘余γ體積率。

Vγ(體積％)＝0.25×{Iγ(220)/(1.35×Iα(200)+Iγ(220))+Iγ(220)/(0.69×Iα(211)+Iγ(220))+Iγ(311)/(1.5×Iα(200)+Iγ(311))+Iγ(311)/(0.69×Iα(211)+Iγ(311))}

＜純凈度的評價＞

對于熱成形鋼板構(gòu)件，從5個部位切出試驗(yàn)材料。對于各試驗(yàn)材料的相對于板厚t的1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t的各位置，采用點(diǎn)估計(jì)法對純凈度進(jìn)行了調(diào)查。然后，將各板厚的純凈度的值最大(純凈性最低)的數(shù)值設(shè)定為該試驗(yàn)材料的純凈度的值。

＜Mn偏析度α的測量＞

在熱成形鋼板構(gòu)件的板厚中央部，進(jìn)行使用EPMA的在線分析，從其分析結(jié)果按高的順序選擇3個測定值，然后算出其平均值，從而求出在板厚中心部的最大Mn濃度。另外，在熱成形鋼板構(gòu)件的距表面為板厚的1/4的深度位置，使用EPMA進(jìn)行10個部位的分析，算出其平均值，從而求出距表面為板厚的1/4的深度位置的平均Mn濃度。然后，將上述的在板厚中心部的最大Mn濃度除以距表面為板厚的1/4的深度位置的平均Mn濃度，從而求出Mn偏析度α。

＜原γ晶粒的平均粒徑的測定＞

熱成形鋼板構(gòu)件中的原γ晶粒的平均粒徑采用以下的方法求出：測量測定視場內(nèi)的晶粒數(shù)，將測定視場的面積除以該晶粒數(shù)，從而求出晶粒的平均面積，并算出以當(dāng)量圓直徑計(jì)的結(jié)晶粒徑。此時，處于視場邊界的晶粒作為1/2個進(jìn)行測量，關(guān)于觀察倍數(shù)，優(yōu)選進(jìn)行適當(dāng)?shù)恼{(diào)整，使晶粒數(shù)在200個以上。

＜?xì)埩籼蓟锏臄?shù)量密度＞

使用苦味醇液對熱成形鋼板構(gòu)件的表面進(jìn)行腐蝕，采用掃描型電子顯微鏡放大2000倍，進(jìn)行多個視場的觀察。此時，數(shù)出存在碳化物的視場的數(shù)量，算出每1mm²的個數(shù)。

＜局部變形能力的測定＞

局部變形能力的測定通過缺口拉伸試驗(yàn)來進(jìn)行。在采集的拉伸試驗(yàn)片中，平行部的寬度為16.5mm，平行部長度為60mm，并將軋制方向設(shè)定為長度方向。另外，在上述拉伸試驗(yàn)片的長度中央部加工出深度為2mm的V缺口，將其作為缺口拉伸試驗(yàn)片。缺口試驗(yàn)片的厚度設(shè)定為1.4mm。缺口拉伸試驗(yàn)片的形狀如圖3所示。使用上述的缺口拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，在V缺口部發(fā)生斷裂的時點(diǎn)測定缺口拉伸率，以進(jìn)行局部變形能力的評價。標(biāo)距設(shè)定為5mm，拉伸試驗(yàn)時的拉伸速度(十字頭速度：crosshead speed)設(shè)定為0.5mm/min。

＜硬度的偏差＞

作為硬度穩(wěn)定性的評價，進(jìn)行了下述的試驗(yàn)。采用熱處理模擬裝置，以10℃/sec將熱成形用鋼板加熱至900℃，然后保持150sec。然后，分別采用大約80℃/sec以及10℃/sec的冷卻速度冷卻至室溫。對于各自的試料，在斷面的板厚的1/4位置進(jìn)行維氏硬度試驗(yàn)。硬度測定根據(jù)JIS Z2244(2009)來進(jìn)行，試驗(yàn)力設(shè)定為9.8N，進(jìn)行5點(diǎn)測定，并求出其平均值。冷卻速度大約為80℃/sec以及10℃/sec時，將各自的硬度的平均值設(shè)定為HS₈₀、HS₁₀，并將其差ΔHv作為硬度穩(wěn)定性的指標(biāo)。

在硬度穩(wěn)定性和局部變形能力的評價中，將各自的ΔHv為50以下、以及缺口拉伸率為6％以上者判斷為良好。

由表2可知：在試驗(yàn)編號2中，雖然鋼的組成滿足實(shí)施方式的范圍，但每單位時間的鋼水澆注量較大，因而結(jié)果是純凈度的值超過0.08％，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號3中，由于沒有實(shí)施中心偏析降低處理以及均熱處理，因而結(jié)果是Mn偏析度超過1.6，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號5中，由于鋼水加熱溫度較低，因而結(jié)果是純凈度的值超過0.08％，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號6中，由于熱成形溫度較低，因而結(jié)果是在熱成形后，鐵素體體積率超過3％，硬度穩(wěn)定性較差，而且由于殘留碳化物的數(shù)量密度也高達(dá)8.0×10³個/mm²，因而局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號9中，由于熱成形時的加熱溫度較高，因而結(jié)果是原γ粒徑增大，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號11中，由于熱軋后的卷取溫度較高，因而結(jié)果是殘留碳化物密度升高，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號14中，由于熱軋后的退火溫度較高且退火時間也較長，因而結(jié)果是在熱成形后，鐵素體體積率超過3％，硬度穩(wěn)定性較差。另外，碳化物的溶解并不充分，殘留碳化物密度升高，結(jié)果是局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號16中，由于S含量超過實(shí)施方式的范圍的上限值，因而結(jié)果是純凈度的值超過0.08％，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號17中，由于Mn含量超過實(shí)施方式的范圍的上限值，因而結(jié)果是Mn偏析度超過1.6，局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號18中，由于Si含量超過實(shí)施方式的范圍的上限值，因而結(jié)果是A₃點(diǎn)上升，熱成形后鐵素體的體積率超過3％，硬度穩(wěn)定性較差。

在試驗(yàn)編號19中，由于C含量超過實(shí)施方式的范圍的上限值，因而結(jié)果是局部變形能力較差。

在試驗(yàn)編號20中，由于Cr含量比實(shí)施方式的范圍低，因而結(jié)果是硬度穩(wěn)定性較差。

另一方面，滿足實(shí)施方式范圍的試驗(yàn)編號1、4、7、8、10、12、13以及15的結(jié)果是硬度穩(wěn)定性和局部變形能力兩者均優(yōu)良。

申請日為2014年5月15日的日本專利申請2014-101443號以及申請日為2014年5月15日的日本專利申請2014-101444號所公開的整個內(nèi)容通過參照而編入本說明書中。

本說明書中記載的所有文獻(xiàn)、專利申請以及技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)通過參照而編入本說明書中，其中每個文獻(xiàn)、專利申請以及技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)通過參照而編入的內(nèi)容與其具體且分別地記載的情況相同。

以上就各種典型的實(shí)施方式進(jìn)行了說明，但本發(fā)明并不局限于這些實(shí)施方式。本發(fā)明的范圍僅由以下的權(quán)利要求書進(jìn)行限定。