燒結硬化性和低溫韌性優異的最大拉伸強度980MPa以上的高強度熱軋鋼板的制作方法

　　【技術領域】

　　[0001] 本發明涉及最大拉伸強度為980MPa以上并且燒結硬化性和低溫韌性優異的高強 度熱軋鋼板及其制造方法。本發明涉及成型以及涂裝燒結處理之后的硬化性優異并且具備 低溫韌性從而能夠在極低溫度區域下使用的鋼板。

　　【背景技術】

　　[0002] 為了抑制源自汽車的二氧化碳的排出量，使用高強度鋼板而進行汽車車體的輕量 化。另外，也為了確保搭乘者的安全性，汽車車體除了軟鋼板之外，大多使用最大拉伸強度 為980MPa以上的高強度鋼板。進而為了今后進行汽車車體的輕量化，必須將高強度鋼板的 使用強度水平提高到以往以上。但是，鋼板的高強度化通常伴隨有成型性（加工性）等材 料特性的劣化。如何材料特性不會劣化地實現高強度化在高強度鋼板的開發中是重要的。

　　[0003] 另外，對于這種構件使用的鋼板，要求在成型后作為零件安裝于汽車之后，即使受 到由于碰撞等所導致的沖擊、構件也不易破壞的性能。特別是為了確保寒冷地區中的耐沖 擊性，也要求提高低溫韌性。該低溫韌性通過vTrs(夏比斷口轉變溫度）等規定。因此，也 需要考慮到上述鋼材的耐沖擊性其本身。并且，高強度化由于難以進行鋼板的塑性變形，破 壞的擔憂進一步提高，因此韌性作為重要的特性值得期待。

　　[0004]作為成型性不會劣化地提高鋼板強度的手法，存在利用涂裝燒結而進行燒結硬化 的方法。其是利用涂裝燒結處理時的熱處理、使得存在于鋼板中的固溶C固著于成型中導 入的位錯或者以碳化物形式析出，由此實現汽車構件的高強度化的方法。該方法由于在壓 制成型之后硬化，不存在由于高強度化所導致的壓制成型性的劣化。由此期待有效利用于 汽車結構構件。作為評價該燒結硬化性的指標，已知室溫下施加2%的預形變之后，進行 170°CX20分鐘的熱處理，進行再拉伸時的評價的試驗方法。

　　[0005] 對于燒結硬化性而言，由于制造時導入的位錯和壓制加工時導入的位錯這兩者有 助于燒結硬化，因此成為這兩者的總計的位錯密度和鋼板中的固溶C量是重要的。作為確 保了大量固溶C、確保了高的燒結硬化性的鋼板，存在專利文獻1、2所示的鋼板。作為確保 了進一步高的燒結硬化性的鋼板，已知除了固溶C之外、還有效利用了N的鋼作為具有高的 燒結硬化性的鋼板（專利文獻3、4)。

　　[0006] 但是，專利文獻1~4的鋼板雖然能夠確保高的燒結硬化性，但是母相組織形成鐵 素體單相，因此不適于能夠有助于結構構件的高強度化、輕量化的最大拉伸強度980MPa以 上的高強度鋼板的制造。

　　[0007] 與此相對，馬氏體組織由于極硬，在具有980MPa級以上的高強度的鋼板中，大多 作為主相或第二相用于強化。

　　[0008] 但是，由于馬氏體含有極其大量的位錯，難以得到高的燒結硬化性。這是由于，與 鋼中的固溶C量相比，位錯密度高。通常若相對于存在于鋼板中的位錯密度、固溶C少則燒 結硬化性降低，因此比較沒有含有很多位錯的軟鋼和馬氏體單相鋼的情況下，若固溶C相 同則燒結硬化性降低。

　　[0009] 因此，作為企圖確保更高的燒結硬化性的鋼板，已知向鋼中添加Cu、Mo、W等元素， 在燒結涂裝時使它們的碳化物析出，由此達成了更高強度的鋼板（專利文獻5、6)。但是，這 些鋼板由于需要添加昂貴的元素而經濟性變差。并且，存在下述問題：即使有效利用了含有 這些元素的碳化物，也難以確保980MPa以上的強度。

　　[0010] 另一方面，對于高強度鋼板中的韌性的提高方法，例如專利文獻7中公開了其制 造方法。已知將調整了長厚比的馬氏體相作為主相的方法（專利文獻7)。

　　[0011] 通常已知馬氏體的長厚比依賴于相變前的奧氏體晶粒的長厚比。即，長厚比大的 馬氏體意味著由未再結晶奧氏體（通過軋制而延伸的奧氏體）相變而得到的馬氏體，長厚 比小的馬氏體意味著由再結晶奧氏體相變而得到的馬氏體。

　　[0012] 由此，對于專利文獻7的鋼板，為了減小長厚比而需要將奧氏體再結晶，并且為了 將奧氏體再結晶而需要提高精軋溫度，存在奧氏體的粒徑進而馬氏體粒徑增大的傾向。通 常已知晶粒細化對于韌性提高具有效果，因此長厚比的降低雖然能夠降低起因于形狀的韌 性劣化因子，但是伴隨有起因于晶粒粗化的韌性劣化，其提高有限。并且，沒有絲毫談及本 申請研宄中著眼的燒結硬化性，難以確保充分的燒結硬化性。

　　[0013] 另外，已知專利文獻8中，通過使碳化物微細地析出于平均粒徑為5~10ym的鐵 素體中，能夠提高強度和低溫韌性。通過使鋼中的固溶C以含有Ti等的碳化物形式析出來 提高鋼板強度，因此認為鋼中的固溶C低、難以確保高的燒結硬化性。

　　[0014] 如此對于超過980MPa的尚強度鋼板而目，難以同時具備尚的燒結硬化性和優異 的低溫韌性。

　　[0015] 現有技術文獻

　　[0016] 專利文獻

　　[0017] 專利文獻1 :日本特公平5-55586號公報

　　[0018] 專利文獻2:日本專利第3404798號公報

　　[0019] 專利文獻3:日本專利第4362948號公報

　　[0020] 專利文獻4:日本專利第4524859號公報

　　[0021] 專利文獻5 :日本專利第3822711號公報

　　[0022] 專利文獻6 :日本專利第3860787號公報

　　[0023] 專利文獻7:日本特愿2011-52321號公報

　　[0024] 專利文獻8:日本特開2011-17044號公報

　　【發明內容】

　　[0025] 發明要解決的問題

　　[0026] 本發明是鑒于上述問題而提出的，其目的在于，提供同時具有980MPa以上的最大 拉伸強度和優異的燒結硬化性及低溫韌性的熱軋鋼板以及可以穩定地制造該鋼板的制造 方法。

　　[0027] 用于解決問題的方案

　　[0028] 本發明人等，通過將高強度熱軋鋼板的成分和制造條件最優化、控制鋼板的組織， 成功地制造了 980MPa以上的最大拉伸強度和燒結硬化性及低溫韌性優異的鋼板。其主旨 如以下所述。

　　[0029] (1) -種最大拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板，其具有下述組成：

　　[0030] 按質量％計，

　　[0031] C:0? 01%~0? 2%、

　　[0032] Si:0~2.5%、

　　[0033] Mn:0 ~4.0%、

　　[0034] A1:0 ~2.0%、

　　[0035] N:0 ~0.01%、

　　[0036] Cu:0 ~2.0%、

　　[0037] Ni:0 ~2.0%、

　　[0038] Mo:0 ~1.0%、

　　[0039] V:0 ~0.3%、

　　[0040] Cr:0 ~2.0%、

　　[0041] Mg:0 ~0.01%、

　　[0042] Ca:0 ~0.01%、

　　[0043] REM:0 ~0.1%、

　　[0044] B:0 ~0.01%、

　　[0045] P:0.10% 以下、

　　[0046] S:0.03% 以下、

　　[0047] 0:0.01 % 以下，

　　[0048] Ti和Nb中的任意一者或兩者總計含有0. 01~0. 30%，剩余部分由鐵和不可避免 的雜質組成，

　　[0049] 所述高強度熱軋鋼板具有下述組織：

　　[0050] 回火馬氏體和下貝氏體中的任意一者或兩者以體積分數的總計計含有90%以上， 馬氏體和下貝氏體中的位錯密度為5X1013(l/m2)以上且lX1016(l/m2)以下。

　　[0051] (2)根據⑴所述的高強度熱軋鋼板，其中，存在于前述回火馬氏體和下貝氏體中 的鐵系碳化物為1X106 (個/mm2)以上。

　　[0052] (3)根據⑴所述的高強度熱軋鋼板，其中，前述回火馬氏體和下貝氏體的有效晶 粒直徑為10ym以下。

　　[0053] (4)根據（1)所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有

　　[0054] Cu:0? 01 ~2. 0%、

　　[0055] Ni:0? 01 ~2. 0%、

　　[0056] Mo:0? 01 ~1. 0%、

　　[0057] V:0.01 ~0.3%、

　　[0058] Cr:0.01 ~2.0%

　　[0059] 中的一種或兩種以上。

　　[0060] (5)根據（1)所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有

　　[0061] Mg:0? 0005 ~0? 01%、

　　[0062] Ca:0? 0005 ~0? 01%、

　　[0063] REM:0? 0005 ~0? 1%

　　[0064] 中的一種或兩種以上。

　　[0065] (6)根據（1)所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有

　　[0066] B:0? 0002 ~0? 01%。

　　[0067] (7) -種最大拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，將具 有下述組成的鑄造板坯直接或暫時冷卻之后加熱到1200°C以上，在900°C以上完成熱軋， 在由精軋

　　溫度到400°C期間以平均冷卻速度50°C/秒以上冷卻速度進行冷卻，使低于400°C 時的最大冷卻速度不足50°C/秒來進行卷取，所述鑄造板坯具有下述組成：

　　[0068] 按質量％計，

　　[0069] C:0? 01%~0? 2%、

　　[0070]Si:0~2.5%、

　　[0071] Mn:0 ~4. 0%、

　　[0072]A1:0 ~2.0%、

　　[0073] N:0 ~0.01%、

　　[0074] Cu:0 ~2.0%、

　　[0075] Ni:0 ~2.0%、

　　[0076] Mo:0 ~1.0%、

　　[0077] V:0 ~0.3%、

　　[0078] Cr:0 ~2.0%、

　　[0079] Mg:0 ~0.01%、

　　[0080] Ca:0 ~0.01%、

　　[0081] REM:0 ~0.1%、

　　[0082] B:0 ~0.01%、

　　[0083] P:0.10% 以下、

　　[0084] S:0.03% 以下、

　　[0085] 0:0.01 % 以下，

　　[0086] Ti和Nb中的任意一者或兩者總計含有0. 01~0. 30%，剩余部分由鐵和不可避免 的雜質組成。

　　[0087] (8)根據（7)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其進一步進行鍍鋅處理或合金 化鍍鋅處理。

　　[0088] 發明的效果

　　[0089] 根據本發明，可以提供最大拉伸強度為980MPa以上并且燒結硬化性和低溫韌性 優異的高強度鋼板。若使用該鋼板則容易加工高強度鋼板，能夠耐極寒冷地區的使用，因此 產業上的貢獻極其顯著。

　　【具體實施方式】

　　[0090] 以下對本發明的內容進行詳細說明。

　　[0091] 本發明人等進行了深入研宄，結果發現，鋼板的組織具有5X1013(l/m2)以上且 lX1016(l/m2)以下的位錯密度，或者進而具有鐵系碳化物1X106(個/mm2)以上的回火馬氏 體或下貝氏體中的任意一者或兩者以體積分數的總計計含有90%以上。進一步優選使回火 馬氏體和下貝氏體的有效晶粒直徑為10 Um以下，由此能夠確保980MPa以上的高強度和高 的燒結硬化性及低溫韌性。在此，有效晶粒直徑指的是被取向差15°以上的晶界包圍的區 域，能夠使用EBSD等測定。詳細內容如后文所述。

　　[0092][鋼板的顯微組織]

　　[0093] 首先對本發明的熱軋鋼板的顯微組織進行說明。

　　[0094] 本鋼板中，使主相為回火馬氏體或下貝氏體，其總計的體積率為90%以上，由此確 保980MPa以上的最大拉伸強度。由此，需要使主相為回火馬氏體或下貝氏體。

　　[0095] 本發明中，回火馬氏體是為了具備強度、高的燒結硬化性以及低溫韌性而最重要 的顯微組織。回火馬氏體為板條狀的晶粒的集合，內部含有長徑5nm以上的鐵系碳化物，進 而該碳化物屬于多種變體（variant)、即在不同方向伸長了的多種鐵系碳化物組。

　　[0096] 回火馬氏體可以如下得到：在降低Ms點（馬氏體相變開始溫度）以下的冷卻時的 冷卻速度的情況下、或者暫時形成馬氏體組織之后，在1〇〇~600°C下回火，由此可以得到 該組織。本發明中，通過低于400°C的冷卻控制來控制析出。

　　[0097] 下貝氏體也為板條狀的晶粒的集合，內部含有長徑5nm以上的鐵系碳化物，進而 該碳化物屬于單一的變體、即在同一方向伸長了的鐵系碳化物組。通過觀察碳化物的伸長 方向，可以容易地判別回火馬氏體和下貝氏體。在此，在同一方向伸長了的鐵系碳化物組指 的是鐵系碳化物組的伸長方向的差異為5°以內的鐵系碳化物組。

　　[0098] 回火馬氏體和下貝氏體的總計體積率不足90%時，不能確保980MPa以上的高最 大拉伸強度，不能確保作為本發明條件的980MPa以上的最大拉伸強度。因此，其下限為 90%。另一方面，即使該體積率為100%，作為本發明效果的強度、高的燒結硬化性以及優異 的低溫韌性也得到發揮。

　　[0099] 鋼板組織中，作為其它的組織，作為不可避免雜質，可以含有總計體積率10%以下 的鐵素體、初生馬氏體、上貝氏體、珠光體、殘余奧氏體中的一種或兩種以上。

　　[0100] 在此，初生馬氏體定義為不含有碳化物的馬氏體。初生馬氏體雖然強度高但是低 溫韌性差，因此需要將體積率限制于10%以下。另外，位錯密度極高、燒結硬化性也差。由 此，該體積率需要限制于10%以下。

　　[0101] 殘余奧氏體由于壓制成型時鋼材塑性變形或者碰撞時汽車構件塑性變形而相變 為初生馬氏體，因此造成與上述初生馬氏體相同的不良影響。由此，需要將體積率限制于 10%以下。

　　[0102] 上貝氏體為板條狀的晶粒的集合，為在板條之間含有碳化物的板條的集合體。板 條之間含有的碳化物形成破壞的起點，因此使得低溫韌性降低。另外，上貝氏體與下貝氏體 相比，在高溫下形成，因此強度低，過量形成時難以確保980MPa以上的最大拉伸強度。該效 果若上貝氏體的體積率超過10%則變得顯著，因此需要將該體積率限制于10%以下。

　　[0103] 鐵素體指的是作為塊狀的晶粒的、內部不含有板條等下部組織的組織。鐵素體 為最軟質的組織，導致強度降低，因此為了確保980MPa以上的最大拉伸強度，需要限制于 10%以下。另外，由于與作為主相的回火馬氏體或下貝氏體相比，極其軟質，因此形變集中 于兩組織界面，容易形成破壞的起點，因此使得低溫韌性降低。該效果若體積率超過10%則 變得顯著，因此需要將該體積率限制于10%以下。

　　[0104] 珠光體也與鐵素體同樣地，導致強度降低、低溫韌性的劣化，因此需要將其體積率 限制于10%以下。

　　[0105] 構成以上的本發明的鋼板組織的回火馬氏體、初生馬氏體、貝氏體、鐵素體、珠光 體、奧氏體和剩余部分組織的鑒定、存在位置的確認以及面積率的測定可以如下進行：利用 硝酸乙醇腐蝕液試劑和日本特開昭59-219473號公報中公開的試劑，腐蝕鋼板軋制方向斷 面或軋制方向直角方向斷面，利用1000~100000倍的掃描電子顯微鏡和透射式電子顯微 鏡觀察，由此進行上述測定。

　　[0106] 另外，也可以由使用了FESEM-EBSP法的晶體取向解析、顯微維氏硬度測定等微小 區域的硬度測定來進行組織的判別。例如如上所述，回火馬氏體、上貝氏體和下貝氏體，由 于碳化物的形成位置（site)、晶體取向關系（伸長方向）不同，通過使用FE-SEM觀察板條 狀晶粒內部的鐵系碳化物、調查其伸長方向，可以容易地區別貝氏體和回火馬氏體。

　　[0107] 本發明中，鐵素體、珠光體、貝氏體、回火馬氏體和初生馬氏體的體積分數如下得 到：將平行于鋼板的軋制方向的板厚斷面作為觀察面，采集試樣，研磨觀察面，進行硝酸乙 醇腐蝕液蝕刻，對于以板厚的1/4作為中心的1/8~3/8厚度范圍，利用場致發射掃描電子 顯微鏡（FE_SEM:FieldEmissionScanningElectronMicroscope)進行觀察，測定面積分 數，將其作為體積分數。以5000倍的倍率各測定10個視野，將其平均值作為面積率。

　　[0108] 初生馬氏體和殘余奧氏體在硝酸乙醇腐蝕液蝕刻中不會被充分腐蝕，因此在利用 FE-SEM進行的觀察中，可以與上述組織（鐵素體、貝氏體鐵素體、貝氏體、回火馬氏體）明顯 區別。因此，對于初生馬氏體的體積分數，可以以利用FE-SEM觀察到的沒有腐蝕的區域的 面積分數與利用X射線測得的殘余奧氏體的面積分數的差分形式求得。

　　[0109] 需要使上述回火馬氏體、下貝氏體組織中的位錯密度為lX1016(l/m2)以下。這是 為了得到優異的燒結硬化性。通常存在于回火馬氏體中的位錯的密度大，不能確保優異的 燒結硬化性。因此，通過使熱軋中的冷卻條件、特別是低于400°C時的冷卻速度不足50°C/ 秒，來確保優異的燒結硬化性。

　　[0110] 另一方面，位錯密度不足5X1013(l/m2)時，難以確保980MPa以上的強度，因此使 位錯密度的下限為5X1013(l/m2)以上。優選處于8X1013~8X1015(l/m2)的范圍內，進一 步優選處于1 X 1014~5 X 10 15 (1/m2)的范圍內。

　　[0111] 對于這些位錯密度而言，若可以測定位錯密度則可以為利用X射線或透射式電子 顯微鏡進行的觀察中的任意一種。本發明中，使用利用電子顯微鏡進行的薄膜觀察，來進行 位錯密度的測定。測定時，對測定部位的膜厚進行測定之后，測定存在于該體積內的位錯的 根數，由此測定密度。對于測定視野而言，以10000倍進行各10個視野，算出位錯密度。

　　[0112] 本發明的回火馬氏體或下貝氏體優選含有鐵系碳化物1X106(個/mm2)以上。這 是為了提高母相的低溫韌性、得到優異的強度與低溫韌性的平衡。即，回火狀態下的馬氏 體，雖然強度優異但是韌性缺乏，需要對其進行改善。因此，使鐵基碳化物析出IX 106(個/ mm2)以上，由此改善主相的韌性。

　　[0113] 本發明人等調查了低溫韌性與鐵基碳化物的個數密度的關系，結果可知通過使回 火馬氏體、下貝氏體中的碳化物的個數密度為1 X 106(個/mm2)以上，能夠確

　　保優異的低溫 韌性。由此使其為IX 106(個/mm2)以上。優選為5X106(個/mm2)以上，進一步優選為 1X107(個/mm2)以上。

　　[0114] 另外，本發明的處理中析出的碳化物的尺寸小、為300nm以下，大部分析出于馬氏 體、貝氏體的板條內，因此推定低溫韌性不會劣化。

　　[0115] 測定碳化物的個數密度時，將平行于鋼板的軋制方向的板厚斷面作為觀察面，采 集試樣，研磨觀察面，進行硝酸乙醇腐蝕液蝕刻，對于以板厚的1/4作為中心的1/8~3/8 厚度范圍，利用場致發射掃描電子顯微鏡（FE_SEM:FieldEmissionScanningElectron Microscope)進行觀察，由此測定碳化物的個數密度。以5000倍進行各10個視野觀察，測 定鐵基碳化物的個數密度。

　　[0116] 為了實現低溫韌性進一步提高，除了使得主相為回火馬氏體、下貝氏體之外，還使 有效晶粒直徑為10um以下。低溫韌性提高的效果通過使有效晶粒直徑為10ym以下而變 得顯著，因此使有效晶粒直徑為10ym以下。優選為8ym以下。在此所述的有效晶粒直徑 指的是利用下述手法所述的被晶體取向差15°以上的晶界包圍的區域，對于馬氏體、貝氏 體而言，相當于塊粒徑（blockgrainsize)。

　　[0117] 接著對平均晶粒直徑和組織的鑒定手法進行說明。本發明中，平均晶粒直徑以及 鐵素體、進而殘余奧氏體使用電子背散射衍射圖案-取向成像顯微（EBSP-0MTM、EleCtr〇n BackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy)定義。EBSP_OIMTM 法由在掃描電子顯微鏡（SEM)內對大斜度的試樣照射電子束，用高靈敏度相機拍攝進行反 向散射形成的菊池圖案，通過計算機圖像處理、短時間內測定照射點的晶體取向的裝置和 軟件構成。利用EBSP法時，可以進行大塊試樣表面的微細結構以及晶體取向的定量性的解 析，分析區域為利用SEM可以觀察的區域，取決于SEM的分辨能力，但是可以以最小20nm的 分辨能力分析。本發明中，通過該晶粒的取向差定義為通常作為晶界認識的大角度晶界的 閾值、即15°，而繪制的圖像將晶粒可視化，求出平均晶粒直徑。

　　[0118] 回火馬氏體、貝氏體的有效晶粒（在此指的是被15°以上的晶界包圍的區域）的 長厚比優選為2以下。在特定方向扁平的晶粒，各向異性大，在夏比試驗時龜裂沿著晶界傳 播，因此韌性值大多降低。因此，有效晶粒需要盡可能為等軸的晶粒。本發明中，觀察鋼板 的軋制方向斷面，將軋制方向的長度（L)與板厚方向的長度（T)之比（=L/T)定義為長厚 比。

　　[0119] [鋼板的化學成分]

　　[0120] 接著對本發明的高強度熱軋鋼板的化學成分的限定理由進行說明。需要說明的 是，含量的％為質量％。

　　[0121] C:0.01%~0.2%

　　[0122] C為有助于母材的強度提高、燒結硬化性的提高的元素，也為生成形成擴孔時的裂 紋的起點的滲碳體（Fe3C)等鐵系碳化物的元素。C含量不足0.01%時，不能得到通過利用 低溫相變生成相進行組織強化而實現的強度提高的效果。若含量超過〇. 2%則延展性降低 的同時，形成沖裁加工時的二次剪切面的裂紋起點的滲碳體（Fe3C)等鐵系碳化物增加，擴 孔性等成型性劣化。因此，C含量限定于0. 01 %~0. 2%的范圍內。

　　[0123]Si:0~2.5%

　　[0124] Si為有助于母材的強度提高的元素，也能夠作為鋼液的脫氧材料有效利用，因此 優選根據需要以0. 001%以上的范圍含有。但是，即使含量超過2. 5%、有助于強度提高的 效果也會飽和，因此Si含量限定于2. 5%以下的范圍。另外，Si通過含有0. 1%以上，隨著 其含量增加，抑制材料組織中的滲碳體等鐵系碳化物的析出，有助于強度提高和擴孔性的 提高。若Si超過2. 5%則鐵系碳化物的析出抑制的效果飽和。因此，Si含量的優選范圍處 于0. 1~2. 5%的范圍內。

　　[0125] Mn:0 ~4%

　　[0126]Mn除了固溶強化之外，還可以為了利用淬火強化使鋼板組織形成回火馬氏體或下 貝氏體主相而含有。即使以Mn含量超過4%的方式添加，該效果也會飽和。另一方面，Mn含 量不足1 %時，難以發揮冷卻中的鐵素體相變、貝氏體相變的抑制效果，因此優選含有1 % 以上。優選為1.4~3.0%。

　　[0127]Ti、Nb:-者或兩者總計為0? 01~0? 30%

　　[0128]Ti、Nb在兼具優異的低溫韌性和980MPa以上的高強度上是最重要的含有元素。通 過它們的碳氮化物或者固溶Ti、Nb延遲熱軋時的晶粒生長，可以將熱軋板的粒徑微細化， 有助于低溫韌性提高。其中，Ti除了利用固溶N實現的晶粒生長的特性之外，還通過以TiN 形式存在，通過板坯加熱時的晶粒直徑的微細化，有助于低溫韌性提高，因此是特別重要 的。為了使熱軋板的粒徑為10um以下，需要單獨或復合含有0.01%以上的Ti和Nb。另 外，即使Ti和Nb的總含量超過0. 30%來含有，上述效果也會飽和而經濟性降低。Ti和Nb 的總含量的優選范圍為〇. 02~0. 25%，進一步優選為0. 04~0. 20%。

　　[0129]A1:0 ~2.0%

　　[0130] A1由于抑制粗大的滲碳體的形成、提高低溫韌性而可以含有。另外，也能夠作為脫 氧材料有效利用。但是，過量含有時，使得A1系的粗大夾雜物的個數增大，成為擴孔性的劣 化、表面缺陷的原因。由此，使A1含量的上限為2.0%。優選為1.5%以下。為0.001 %以 下是困難的，因此這為實質上的下限。

　　[0131]N:0 ~0.01%

　　[0132]N由于提高燒結硬化性而可以含有。但是，存在焊接時形成氣孔、降低焊接部的接 頭強度的擔心，因此需要為0. 01%以下。另一方面，為0. 0005%以下在經濟上不優選，因此 優選為0.0005%以上。

　　[0133]以上為本發明的熱軋鋼板的基本的化學成分，可以還含有下述成分。

　　[0134]Cu、Ni、Mo、V、Cr由于抑制冷卻時的鐵素體相變、使得鋼板組織為回火馬氏體或下 貝氏體組織，因此可以含有它們中的任意一種或兩種以上。另外，為具有通過析出強化或固 溶強化而提高熱軋鋼板的強度的效果的元素，可以含有它們中的任意一種或兩種以上。但 是，&1、附1〇、￥、(：11的各自含量不足0.01%時，不能充分得到上述效果。另外，即使(：11含量 超過2. 0 %、Ni含量超過2. 0 %、Mo含量超過1. 0 %、V含量超過0. 3 %、Cr含量超過2. 0 % 來添加，上述效果也會飽和而經濟性降低。因此根據需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr的情況下， 優選Cu含量為0.01 %~2.0%、Ni含量為0.01 %~2.0%、Mo含量為0.01 %~1.0%、V 含量為〇? 〇1 %~〇? 3 %、Cr含量為0? 01 %~2. 0 %。

　　[0135]Mg、Ca和REM(稀土元素）由于為控制形成破壞的起點、成為使得加工性劣化的原 因的非金屬夾雜物的形態，提高加工性的元素，因此可以含有它們中的任意一種或兩種以 上。Ca和REM及Mg的含量為0. 0005%以上時，效果變得顯著，因此含有的情況下需要含有 0. 0005%以上。另外，即使Mg的含量超過0. 01 %、Ca的含量超過0. 01 %、REM的含量超過 0. 1%來添加，上述效果也會飽和而經濟性降低。因此，優選Mg含量為0.0005%~0.01%、 Ca含量為 0? 0005%~0? 01%、REM含量為 0? 0005%~0? 1%。

　　[0136] B有助于通過延遲鐵素體相變而使得鋼板組織形成回火馬氏體或下貝氏體組織。 并且，與C同樣地在晶界偏析、提高晶界強度，由此提高低溫韌性。由此可以含有于鋼板。但 是，該效果通過鋼板的B含量為0. 0002%以上而變得顯著，因此優選下限為0. 0002%以上。 另一方面，含量超過0. 01 %時，不僅其效果飽和，而且經濟性變差，因此上限值為0. 01 %。 優選為〇? 0005~0? 005 %，進一步優選為0? 0007~0? 0030 %。

　　[0137] 需要說明的是，對于其它元素而言，確認即使21~、511、&)、211、1總計含有1%以下， 也不會損害本發明效果。這些元素中Sn由于熱軋時有可能產生缺陷，因此優選為0. 05%以 下。

　　[0138] 本發明中，上述以外的成分為Fe，但是容許由廢料等熔解原料、耐火物等混入的不 可避免的雜質。作為代表性的雜質，可列舉出以下。

　　[0139] P:0.10%以下

　　[0140] P為鐵液中含有的雜質，為在晶界偏析、隨著含量增加而降低低溫韌性的元素。 因此，P含量越低越優選，若含量超過0. 10%則對加工性、焊接性造成不良影響，因此為 0.10%以下。特別是若考慮到焊接性則P含量優選為0.03%以下。另一方面，雖然優選P 少，但是降低到必要以上對制鋼工序施加很大的負荷，因此使0. 001 %為下限即可。

　　[0141] S:0.03% 以下

　　[0142]S為鐵液中含有的雜質，為若含量過多則生成不僅引起熱軋時的裂紋、而且使得擴 孔

　　性劣化的MnS等夾雜物的元素。因此，S含量應該極力降低，但是若為0. 03%以下則處于 可以容許的范圍內，因此為0. 03%以下。但是，需要某種程度的擴孔性時的S含量優選為 0. 01 %以下，更優選為0. 005%以下。另一方面，雖然優選S少，但是降低到必要以上對制鋼 工序施加很大的負荷，因此使0. 0001 %為下限即可。

　　[0143] 0:0.01% 以下

　　[0144] 0若過多則形成在鋼中成為破壞的起點的粗大的氧化物，引起脆性斷裂、氫致開 裂，因此設為0.01%以下。進而從現場焊接性的觀點考慮，優選為0.03%以下。需要說明 的是，0由于在鋼液的脫氧時使得很多微細的氧化物分散，因此可以含有0. 0005%以上。

　　[0145] 具有以上的組織和化學成分的本發明的高強度熱軋鋼板，通過在表面具備利用熱 浸鍍鋅處理形成的熱浸鍍鋅層、進而鍍覆之后經過合金化處理形成的合金化鍍鋅層，可以 提高耐蝕性。另外，鍍覆層不限于純鋅，可以添加Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素來實 現耐蝕性的進一步提高。通過具備這種鍍覆層，不會損害本發明的優異的燒結硬化性和低 溫韌性。

　　[0146] 另外，即使具有利用有機覆膜形成、薄膜層壓、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處 理等形成的表面處理層中的任意一種，也能夠得到本發明效果。

　　[0147][鋼板的制造方法]

　　[0148] 接著對本發明的鋼板的制造方法進行說明。

　　[0149] 為了實現優異的燒結硬化性和低溫韌性，使位錯密度lX1016(l/m2)以下、鐵系碳 化物1 X 106(個/mm2)以上、粒徑10 y m以下的回火馬氏體或下貝氏體中的任意一者或兩者 總計為90%以上是重要的，用于同時滿足它們的制造條件的詳細內容如以下所述。

　　[0150] 對熱軋之前的制造方法沒有特別限定。即，在利用高爐、電爐等進行的熔煉之后， 進行各種的2次冶煉，調整為上述成分，接著除了利用通常的連續鑄造、鋼錠法進行鑄造之 外，還可以利用薄板坯鑄造等方法進行鑄造。

　　[0151] 連續鑄造的情況下，可以一下子冷卻至低溫之后、再次加熱后進行熱軋，也可以不 將鋼錠冷卻至室溫地進行熱軋，或者也可以連續地將鑄造板坯進行熱軋。若可以控制于本 發明的成分范圍則原料可以使用廢料。

　　[0152] 本發明的高強度鋼板在滿足以下的條件的情況下可以得到。

　　[0153] 制造高強度鋼板時，熔煉為規定的鋼板成分之后，將鑄造板坯直接或者暫時冷卻 之后加熱到1200°C以上，在900°C以上完成熱軋，在由精軋溫度到400°C期間以平均冷卻速 度50°C/秒以上冷卻速度進行冷卻，使低于400°C時的最大冷卻速度不足50°C/秒來進行 卷取，由此可以制造燒結硬化性和低溫韌性優異的最大拉伸強度980MPa以上的高強度熱 軋鋼板。

　　[0154] 熱軋的板坯加熱溫度需要為1200°C以上。本發明的鋼板由于進行使用了固溶Ti、 Nb的奧氏體晶粒的粗化抑制，需要將鑄造時析出的NbC、TiC再熔解。板坯加熱溫度低于 1200°C時，Nb、Ti的碳化物熔解需要長時間，因此不會產生此后的晶粒直徑的細化、和利用 此實現的低溫韌性提高的效果。由此，板坯加熱溫度需要為1200°C以上。另外，對板坯加熱 溫度的上限沒有特別規定，使得加熱溫度過高雖然本發明的效果得到發揮，但是經濟上不 優選。由此，板坯加熱溫度的上限優選低于1300°C。

　　[0155] 精軋溫度需要為900°C以上。為了將奧氏體粒徑細化，本發明的鋼板添加有大量的 Ti、Nb。其結果，低于900°C的溫度區域的精軋中，奧氏體難以再結晶，形成在軋制方向伸長 的顆粒，容易導致韌性劣化。另外，若由這些未再結晶奧氏體產生馬氏體或貝氏體相變，則 蓄積于奧氏體的位錯，被馬氏體、貝氏體繼承，不能使鋼板中的位錯密度處于本發明規定的 范圍內，燒結硬化性劣化。因此使精軋溫度為900°C以上。

　　[0156] 在由精軋溫度到400°C期間需要以平均冷卻速度50°C/秒以上進行冷卻。冷卻速 度不足50°C/秒時，冷卻中途形成鐵素體。難以使作為主相的回火馬氏體、下貝氏體的體積 率為90%以上。由此，需要使平均冷卻速度為50°C/秒以上。但是，若在冷卻過程中沒有 形成鐵素體則可以在中途的溫度區域進行空氣冷卻。

　　[0157] 但是，Bs~下貝氏體的生成溫度期間的冷卻速度優選為50°C/秒以上。這是為了 避免上貝氏體的形成。若Bs~下貝氏體的生成溫度期間的冷卻速度不足50°C/秒，則形 成上貝氏體的同時，有可能在貝氏體的板條之間形成初生馬氏體（位錯密度高的馬氏體）、 或者有可能存在殘余奧氏體（加工時形成位錯密度高的馬氏體），因此燒結硬化性、低溫靭 性變差。需要說明的是，Bs點為根據成分規定的上貝氏體的生成開始溫度，為了方便設為 550°C。另外，下貝氏體的生成溫度也根據成分規定，但是為了方便設為400°C。由精軋溫 度到400°C期間，使特別是550~400°C期間的冷卻速度為50°C/秒以上、使由精軋溫度到 400°C期間的平均冷卻速度為50°C/秒以上。

　　[0158] 需要說明的是，使由精軋溫度到400°C期間為平均冷卻速度50°C/秒以上也包含 由精軋溫度直至550°C為止為50°C/秒以上、550~400°C期間的冷卻速度不足50°C/秒的 情況。但是，該條件下，容易形成上貝氏體，有可能部分性地生成超過10%的上貝氏體。因 此550~400°C期間的冷卻速度優選為50°C/秒以上。

　　[0159] 低于400°C時的最大冷卻速度需要不足50°C/秒。這是為了形成位錯密度和鐵基 碳化物的個數密度處于上述范圍內的回火馬氏體或下貝氏體為主相的組織。最大冷卻速度 為50°C/秒以上時，不能使鐵基碳化物、位錯密度處于上述范圍內，不能得到高的燒結硬化 性、靭性。由此需要使最大冷卻速度不足50°C/秒。

　　[0160] 在此，低于400°C時的最大冷卻速度不足50°C/秒的冷卻，例如通過空氣冷卻來實 現。另外，并非僅指的是冷卻，還包含等溫保持、即低于400°C時的卷取。進而，該溫度區域 的冷卻速度控制，是為了控制鋼板組織中的位錯密度、鐵系碳化物的個數密度，因此即使暫 時冷卻到馬氏體相變開始溫度（Ms點）以下之后，升高溫度而進行再加熱，也可以得到作為 本發明的效果的980MPa以上的最大拉伸強度和高的燒結硬化性及靭性。

　　[0161] 通常為了得到馬氏體，需要抑制鐵素體相變，需要進行50°C/秒以上的冷卻。并 且，低溫下由被稱為膜態沸騰區域的熱傳遞系數比較低、而難以冷卻的溫度區域，過渡到被 稱為核態沸騰溫度區域的熱傳遞系數大、而容易冷卻的溫度區域。使低于400°C的溫度區域 為冷卻停止溫度的情況下，卷取溫度容易變動，隨之材質也變動。由此，通常的卷取溫度大 多為超過400°C或者室溫卷取中的任意一種。

　　[0162] 其結果推定，通過本發明的低于400°C時的卷取、冷卻速度降低，可以同時確保 980MPa以上的最大拉伸強度和優異的燒結硬化性及低溫韌性，這在以往是難以發現的。

　　[0163] 需要說明的是，為了通過鋼板形狀的矯正、可動位錯導入來實現延展性的提高，在 全部工序結束之后優選實施壓下率〇. 1 %以上且2%以下的平整。另外，全部工序結束之 后，為了去除附著于所得到的熱軋鋼板的表面的氧化皮，可以根據需要對于所得到的熱軋 鋼板進行酸洗。進而，進行酸洗之后，可以對于所得到的熱軋鋼板在線或離線實施壓下率 10%以下的平整道次或冷軋。

　　[0164] 本鋼板經過作為通常的熱軋工程的連續鑄造、粗乳、精軋或酸洗來制造，但是即使 去掉其一部分來進行制造，也能夠確保作為本發明的效果的980MPa以上的最大拉伸強度 和優異的燒結硬化性及低溫韌性。

　　[0165]另外，暫時制造熱軋鋼板之后，即使為了析出碳化物而在線或離線在100~600°C的溫度范圍進行熱處理，也能夠確保作為本發明的效果的高的燒結硬化性、低溫韌性、 980MPa以上的最大拉伸強度。

　　[0166] 本發明中最大拉伸強度980MPa以上的鋼板指的是，通過使用相對于熱軋的軋制 方向在垂直方向切出的JIS5號試驗片，根據JISZ2241進行的拉伸試驗得到的拉伸最大 應力為980MPa以上的鋼板。

　　[0167] 本發明的優異的燒結硬化性指的是，根據JISG3135的附錄中記載的涂裝燒結硬 化試驗方法測得的燒結硬化量（BH)、即施加2%拉伸預形變之后進行170°CX20分鐘的熱 處理之后，再拉伸時的屈服強度之差為60MPa以上的鋼板。優選為80MPa以上的鋼板。

　　[0168] 本發明的低溫時的韌性優異的鋼板指的是，根據JISZ2242進行的夏比試驗的斷 口轉變溫度（vTrs)為-40°C的鋼板。本發明中，成為對象的鋼板主要用于汽車用途，因此大 多形成3mm左右的板厚。因此將熱軋板表面磨削，將鋼板加工為2. 5mm小型尺寸試驗片來 進行。

　　[0169] 實施例

　　[0170]列舉出本發明的實施例的同時對本發明的技術內容進行說明。

　　[0171] 對于作為實施例，使用具有表1所示的成分組成的A~S的滿足本發明條件的發 明鋼和a~k的比較鋼進行研宄得到的結果進行說明。

　　[0172] 將這些鋼鑄造之后，

　　直接加熱到1030°C~1300°C的溫度范圍內或者暫時冷卻至 室溫之后再加熱而加熱到該溫度范圍，然后在后文的表2-1、2-2的條件下實施熱軋，在 760~1030°C下進行精軋，在表2-1、2-2所示的條件下進行冷卻以及卷取，制成板厚3. 2_ 的熱軋鋼板。然后，進行酸洗，然后進行0.5%的平整。

　　[0173] 由所得到的熱軋鋼板切出各種試驗片，實施材質試驗、組織觀察等。

　　[0174] 對于拉伸試驗而言，在垂直于乳制方向的方向切出JIS5號試驗片，根據JIS Z 2242實施試驗。

　　[0175] 對于燒結硬化量的測定而言，在垂直于軋制方向的方向切出JIS5號試驗片，根據 JISG3135的附錄中記載的涂裝燒結硬化試驗方法實施。預形變量設為2%、熱處理條件 設為170°CX20分鐘。

　　[0176] 夏比試驗根據JISZ2242實施，測定斷口轉變溫度。本發明的鋼板由于板厚不足 10mm，因此將所得到的熱軋鋼板的表面背面磨削，形成2. 5mm之后，實施夏比試驗。

　　[0177] 對于一部分的鋼板，將熱軋鋼板加熱到660~720°C，進行熱浸鍍鋅處理或者鍍覆 處理之后進行540~580°C下的合金化熱處理，形成熱浸鍍鋅鋼板（G1)或者合金化熱浸鍍 鋅鋼板（GA)后，實施材質試驗。

　　[0178] 對于顯微組織觀察，利用上述手法實施，測定各組織的體積率、位錯密度、鐵系碳 化物的個數密度、有效晶粒直徑以及長厚比。

　　[0179] 結果如表3-1、3_2所示。

　　[0180] 可知僅滿足本發明條件的情況，具有980MPa以上的最大拉伸強度、優異的燒結硬 化性及低溫韌性。

　　[0181] 另一方面，鋼4-3、8-43-4、1-4、11-4、5-4由于板坯加熱溫度低于12001：、鑄造時 析出的Ti、Nb的碳化物難以固溶化，即使其它熱軋條件處于本發明的范圍內，組織分數、有 效晶粒直徑也不能處于本發明的范圍內，強度、低溫韌性變差。

　　[0182] 鋼A-4、B-5、J-5、M-5、S-5由于精軋溫度過低而形成未再結晶奧氏體區域中的軋 制，因此熱軋板中含有的位錯密度過多而燒結硬化性變差的同時，形成在軋制方向伸長的 顆粒，因此長厚比大，韌性變差。

　　[0183] 對于鋼A-5、B-6、J-6、M-6、S-6而言，由精軋溫度到400°C期間的冷卻速度不足 50°C/秒，冷卻中形成大量的鐵素體，難以確保強度的同時，鐵素體與馬氏體界面成為破壞 的起點。因此低溫韌性變差。

　　[0184] 對于鋼4-6、8-7、1-7^-7、5-7而言，低于400°〇時的最大冷卻速度為501：/秒以 上，馬氏體中的位錯密度增多，燒結硬化性劣化的同時，碳化物的析出量不充分，低溫韌性 變差。

　　[0185] 需要說明的是，實施例的B-3中，550~400°C期間的冷卻速度為45°C/s的情況 下，由作為精軋溫度的950°C到400°C期間的平均冷卻速度為80°C/秒，滿足平均冷卻速度 50°C/秒以上，對于鋼板組織而言，部分地上貝氏體為10%以上，材質也產生偏差。

　　[0186] 鋼A-7由于卷取溫度高、為480°C，鋼板組織形成上貝氏體組織，因此難以確保 980MPa以上的最大拉伸強度，并且在存在于上貝氏體組織中的板條之間析出的粗大的鐵系 碳化物成為破壞的起點，因此低溫韌性變差。

　　[0187] 對于鋼B-8、J-8、M-8而言，卷取溫度高、為580~620°C，鋼板組織形成含有Ti、Nb 的碳化物的鐵素體、和珠光體的混合組織。其結果，存在于鋼板中的C大多以碳化物形式析 出，因此不能確保充分量的固溶C，燒結硬化性變差。

　　[0188] 另外，如鋼A-8、A-9、B-9、B-10、E-6、E-7、J-9、J-10、M-9、M-10、S-8、S-9 所示，即 使進行了熱浸鍍鋅處理或者合金化熱浸鍍鋅處理，也可以確保本發明的材質。

　　[0189] 另一方面，鋼板成分不滿足本發明范圍的鋼a~k，不能具備本發明中規定的 980MPa以上的最大拉伸強度、優異的燒結硬化性及低溫韌性。

　　[0190] [表 1]

　　[0191]

　　[0192] 下劃線表示本發明的范圍外。

　　[0193][表 2-1]

　　[0195] 下劃線表示本發明的范圍外。

　　[0196] [表 2-2]

　　[0197]

　　[0198] 下劃線表示本發明的范圍外。

　　[0199]

　　[0200]

　　【主權項】

　　1. 一種最大拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板，其具有下述組成： 按質量％計， C :0? 01%~0? 2%、 Si :0 ~2. 5%、 Mn :0 ~4. 0%、 Al :0 ~2. 0%、 N :0 ~0. 01%、 Cu :0 ~2. 0%、 Ni :0 ~2. 0%、 Mo :0 ~1. 0%、 V :0 ~0? 3%、 Cr :0 ~2. 0%、 Mg :0 ~0? 01%、 Ca :0 ~0? 01%、 REM :0 ~0? 1%、 B :0 ~0. 01%、 P :0? 10% 以下、 S :0? 03% 以下、 0 :0? 01% 以下， Ti和Nb中的任意一者或兩者總計含有0. 01~0. 30%，剩余部分由鐵和不可避免的雜 質組成， 所述高強度熱軋鋼板具有下述組織： 回火馬氏體和下貝氏體中的任意一者或兩者以體積分數的總計計含有90%以上，馬氏 體和下貝氏體中的位錯密度為5X IO13以上且IX 10 16以下，其中，位錯密度的單位為1/m2。2. 根據權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其中，存在于所述回火馬氏體和下貝氏體 中的鐵系碳化物為IX IO6個/mm 2以上。3. 根據權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其中，所述回火馬氏體和下貝氏體的有效 晶粒直徑為IOum以下。4. 根據權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有 Cu :0? 01 ~2. 0%、 Ni :0. 01 ~2. 0%、 Mo :0. 01 ~1. 0%、 V :0? 01 ~0? 3%、 Cr :0. 01 ~2. 0% 中的一種或兩種以上。5. 根據權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有 Mg :0. 0005 ~0. 01%、 Ca :0. 0005 ~0. 01%、 REM :0. 0005 ~0. 1% 中的一種或兩種以上。6. 根據權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其按質量％計含有 B :0. 0002 ~0. 01%。7. -種最大拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，將具有下述 組成的鑄造板坯直接或暫時冷卻之后加熱到1200°C以上，在900°C以上完成熱軋，在由精 軋溫度到400°C期間以平均冷卻速度50°C /秒以上冷卻速度進行冷卻，使低于400°C時的最 大冷卻速度不足50°C /秒來進行卷取，所述鑄造板坯具有下述組成： 按質量％計， C :0? 01%~0? 2%、 Si:0~2. 5%、 Mn :0 ~4. 0%、 Al :0 ~2. 0%、 N :0 ~0. 01%、 Cu :0 ~2. 0%、 Ni :0 ~2. 0%、 Mo :0 ~1. 0%、 V :0 ~0? 3%、 Cr :0 ~2. 0%、 Mg:0~0? 01%、 Ca:0 ~0? 01%、 REM :0 ~0? 1%、 B:0~0. 01%、 P :0? 10%以下、 S :0? 03%以下、 0 :0? 01% 以下， Ti和Nb中的任意一者或兩者總計含有0. 01~0. 30%，剩余部分由鐵和不可避免的雜 質組成。8. 根據權利要求7所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其進一步進行鍍鋅處理或合金 化鍍鋅處理。

　　【專利摘要】一種高強度鋼板，其具有下述組成：按質量％計，C：0.01％～0.2％、Si：0～2.5％、Mn：0～4.0％、Al：0～2.0％、N：0～0.01％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Mo：0～1.0％、V：0～0.3％、Cr：0～2.0％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％、B：0～0.01％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、O：0.01％以下，Ti和Nb中的任意一者或兩者總計含有0.01～0.30％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質組成，鋼板的組織包含體積分數的總計90％以上的含有位錯密度5×1013(1/m2)以上且1×1016(1/m2)以下、鐵系碳化物1×106(個/mm2)以上的回火馬氏體或下貝氏體。

　　【IPC分類】C22C38/14, C21D9/46, C22C38/00, C22C38/58

　　【公開號】CN104968822

　　【申請號】CN201480007277

　　【發明人】東昌史, 首藤洋志, 橫井龍雄, 神澤佑樹, 上西朗弘

　　【申請人】新日鐵住金株式會社

　　【公開日】2015年10月7日

　　【申請日】2014年2月25日

　　【公告號】EP2907886A1, US20150329950, WO2014132968A1