特表2022-513264熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2022-02-07
(54)【発明の名称】熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220131BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20220131BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20220131BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/00 301T
C21D9/00 A
C21D9/46 G
C21D9/46 J
C22C38/00 302A
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2021534691
(86)(22)【出願日】2019-12-19
(85)【翻訳文提出日】2021-08-04
(86)【国際出願番号】 KR2019018086
(87)【国際公開番号】W WO2020130666
(87)【国際公開日】2020-06-25
(31)【優先権主張番号】10-2018-0164822
(32)【優先日】2018-12-19
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコ
【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100095500
【弁理士】
【氏名又は名称】伊藤 正和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(72)【発明者】
【氏名】キム、 ソン－ウ
(72)【発明者】
【氏名】オー、 ジン－クン
(72)【発明者】
【氏名】キム、 サン－ホン
(72)【発明者】
【氏名】チョ、 ヨル－レ
【テーマコード（参考）】
4K037
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
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4K042BA01
4K042BA05
4K042CA02
4K042CA06
4K042CA12
4K042DA06
4K042DC02
4K042DC03
(57)【要約】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、上記熱間成形用めっき鋼板を用いて製造した熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供する。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び前記素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき層；を含み、
前記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、
前記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
（ここで、前記表層部は、前記めっき層を除いた素地鋼板の表面から１５μｍ深さまでの領域を意味する。）
【請求項2】
前記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．０００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含む、請求項１に記載の熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項3】
前記素地鋼板の微細組織は、面積％で、表層部ではフェライト４０～１００％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを０～６０％含み、
中心部ではフェライト３０～９０％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを１０～７０％含む、請求項１に記載の熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項4】
重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び前記素地鋼板の表面に形成された亜鉛またはアルミニウムを含む合金からなる合金めっき層；を含み、
前記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する部材表層部のＣ含有量（ＣＰＳ）の比（ＣＰＳ／ＣＢ）が１．２以下であり、
前記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する部材表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）の比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である、衝撃特性に優れた熱間成形部材。
（ここで、前記部材表層部は、前記合金めっき層を除いた素地鋼板の表面から２５μｍ深さまでの領域を意味する。）
【請求項5】
前記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．０００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含む、請求項４に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項6】
前記部材表層部のマルテンサイト粒界におけるフェライト被覆率が３０％以下である、請求項４に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項7】
重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含むスラブを用意して１０５０～１３００℃の温度で加熱する段階；加熱された前記スラブを８００～９５０℃の仕上げ熱間圧延の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；
仕上げ熱間圧延の終了後、前記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る段階；
巻取られた前記熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱し、露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する段階；及び
焼鈍後、前記熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする段階；
を含む、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記熱間圧延後に巻取する前に、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含む、請求項７に記載の熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
【請求項9】
前記スラブは、重量％で、Ｂ：０．００００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含む、請求項７に記載の熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
【請求項10】
請求項７から９のいずれか一項により製造された熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、熱間プレス成形する、衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐衝撃特性が求められる自動車部品などに好適に適用することができる熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
近年、石油エネルギー資源の枯渇及び環境に関する関心の高まりに伴い、自動車の燃費向上に対する規制は日々、強化されつつある。材料的側面から、自動車の燃費を向上させるための１つの方法として、用いられる鋼板の厚さを減少させる方法が挙げられるが、厚さを減少させる場合には、自動車の安全性に問題が生じる可能性があるため、必ず鋼板の強度向上が確保される必要がある。
【0003】
このような理由から、高強度鋼板に対する需要が継続的に発生し、様々な種類の鋼板が開発されている。ところが、かかる鋼板は、それ自体が高い強度を有するため加工性が不良であるという問題がある。すなわち、鋼板の等級別に強度と延伸率の積は常に一定の値を有する傾向を有していることから、鋼板の強度が高くなる場合には、加工性の指標となる延伸率が減少するという問題があった。
【0004】
かかる問題を解決するために、熱間プレス成形法が提案されている。熱間プレス成形法は、鋼板を加工しやすい高温で加工した後、これを低い温度で急冷することにより、鋼板内にマルテンサイトなどの低温組織を形成させ、最終製品の強度を高める方法である。この場合、高い強度を有する部材を製造するとき、加工性の問題を最小限に抑えることができるという利点がある。
【0005】
このような熱間成形部材に関する代表的な技術としては、特許文献１がある。特許文献１では、Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷により部材の組織をマルテンサイトに形成させることで、引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保している。このような超高強度の確保によって自動車の軽量化を容易に達成することができるという利点がある。しかし、特許文献１に従う場合、高い強度によって衝突時の衝撃特性が比較的に低下し、熱間成形の条件などによっては、一部において非常に低い衝撃特性を示す現象が現れる問題があった。
【0006】
ここで、特許文献２では、熱間成形用鋼板において、Ｃａ／Ｓ比を調節して介在物を球状化し、Ｎｂのような合金元素を添加して結晶粒の微細化による熱間成形後の衝撃特性を向上させる技術を提案している。しかし、特許文献２は、一般的な鉄鋼素材の衝撃特性を改善するための介在物の制御及び結晶粒サイズの制御に対する内容として、熱間プレス成形分野において実際の熱間成形時に発生する低い衝撃特性を改善するための手段として適用することは難しいと評価されている。
【0007】
したがって、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法に関する開発が求められている実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】米国特許第６２９６８０５号明細書
【特許文献2】韓国公開特許第１０－２０１０－００４７０１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
本発明は、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することである。
【0010】
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全体的な事項から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板である。（ここで、上記表層部は、上記めっき層を除いた素地鋼板の表面から１５μｍ深さまでの領域を意味する。）
【0012】
上記素地鋼板は、重量％で、Ｂ：０．０００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含むことができる。
【0013】
上記素地鋼板の微細組織は、面積％で、表層部ではフェライト４０～１００％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを０～６０％含み、中心部ではフェライト３０～９０％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを１０～７０％含むことができる。
【0014】
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛またはアルミニウムを含む合金からなる合金めっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する部材表層部のＣ含有量（ＣＰＳ）の比（ＣＰＳ／ＣＢ）が１．２以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する部材表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）の比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である衝撃特性に優れた熱間成形部材である。（ここで、上記部材表層部は、上記合金めっき層を除いた素地鋼板の表面から２５μｍ深さまでの領域を意味する。）
【0015】
上記部材表層部のマルテンサイト粒界におけるフェライト被覆率が３０％以下であってもよい。
【0016】
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含むスラブを用意し、１０５０～１３００℃の温度で加熱する段階；加熱された上記スラブを８００～９５０℃の仕上げ熱間圧延の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；仕上げ熱間圧延の終了後、上記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る段階；巻取られた上記熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱し、露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する段階；及び焼鈍後の上記熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする段階；を含む熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法である。
【0017】
上記熱間圧延後の巻取する前に、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
【0018】
上記スラブは、重量％で、Ｂ：０．００００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含むことができる。
【0019】
本発明の他の一側面は、上述した熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法によって製造された熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、熱間プレス成形する衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法である。
【発明の効果】
【0020】
本発明によると、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板及びこの製造方法を提供することができる効果がある。
【0021】
本発明による熱間成形用めっき鋼板であって、熱間プレス成形して製造した熱間成形部材は、引張強度１５００ＭＰａ級でＶＤＡ２３８－１００曲げテストで測定した曲げ角度が６０°以上となり、優れた衝撃特性を確保することができる効果がある。
【0022】
本発明の、多様でありながらも有意義な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【0023】
【図1】発明例１の熱間成形用めっき鋼板に関して、熱間プレス成形前にＧＤＳを利用して、表層から深さ方向に炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）及びクロム（Ｃｒ）に対する濃度分析を行った結果である。
【図2】発明例１の熱間成形後の部材表層部の組織を示した光学顕微鏡写真である。
【図3】比較例１の熱間成形用めっき鋼板に関して、熱間プレス成形前にＧＤＳを利用して、表層から深さ方向に炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）及びクロム（Ｃｒ）に対する濃度分析を行った結果である。
【図4】比較例３の熱間成形後の部材表層部の組織を示した光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【0024】
以下、本発明の好適な実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野で平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
【0025】
本発明者は、非めっき材の場合、熱間成形後の曲げ角度がめっき材の場合に比べて格段に優れるという点に注目した。これに関して、さらに研究した結果、非めっき材の場合、熱間成形のための加熱中の鋼板の表層部で脱炭が発生し、これにより、表層部に軟質のフェライト層が形成され、曲げ性が優れることを確認した。
【0026】
ここで、本発明者はめっき材でも表層部のＣ含有量を低くして素地鋼板の表層部に軟質相の層を形成することができる場合、熱間成形部材の曲げ性を改善させることができるというアイデアに着目した。しかし、めっき材の場合には、非めっき材のように熱間成形のための加熱中に脱炭が十分に起こらないため、非めっき材の場合のように軟質のフェライト層を形成させることが困難であるだけでなく、フェライト層が連続的に十分に形成されなければ、却って曲げ性が低下するという問題が生じることを発見した。
【0027】
本発明者は、このような問題点を克服するためにさらに深く研究し、その結果、焼鈍条件の制御によって素地鋼板の表層部のＣ含有量を中心部のＣ含有量に対して一定レベル以下に制御し、素地鋼板の表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計を中心部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計に対して一定レベル以上に制御することで、熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
【0028】
以下では、まず、本発明の一側面による熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板及び熱間成形部材について詳細に説明する。
【0029】
熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板
本発明の一側面による熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらの合金からなるめっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である。
本発明の一側面による熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．６～８％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む素地鋼板；及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらの合金からなるめっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上である。
【0030】
まず、本発明の素地鋼板の合金組成について詳細に説明する。本発明において、各元素の含有量を示すとき、特に断りのない限り、重量％を意味することに留意する必要がある。
【0031】
Ｃ：０．１５～０．４％
Ｃは、熱間成形部材の強度を向上させるための必須元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満である場合には、十分な強度を確保し難い。これに対し、Ｃ含有量が０．４％を超える場合には、熱延材を冷間圧延するとき、熱延材強度が高すぎて冷間圧延性が大きく低下するだけでなく、スポット溶接性を大きく低下させることがある。したがって、本発明における上記Ｃ含有量は０．１５～０．４％に制限することが好ましい。
Ｃは、熱間成形部材の強度を向上させるための必須元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満である場合には、十分な強度を確保し難い。これに対し、Ｃ含有量が０．４％を超える場合には、熱延材を冷間圧延するとき、熱延材強度が高すぎて冷間圧延性が大きく低下するだけでなく、スポット溶接性を大きく低下させることがある。したがって、本発明における上記Ｃ含有量は０．１５～０．４％に制限することが好ましい。
【0032】
Ｓｉ：０．１～１％
Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加され、固溶強化の元素であり、炭化物の生成抑制元素として熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質均一化に効果的な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％未満である場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｓｉ含有量が１％を超える場合には、焼鈍中の鋼板表面に生成されるＳｉ酸化物によってＡｌめっき性が大きく低下するおそれがある。したがって、本発明における上記Ｓｉ含有量は０．１～１％に制限することができる。
Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加され、固溶強化の元素であり、炭化物の生成抑制元素として熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質均一化に効果的な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％未満である場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Ｓｉ含有量が１％を超える場合には、焼鈍中の鋼板表面に生成されるＳｉ酸化物によってＡｌめっき性が大きく低下するおそれがある。したがって、本発明における上記Ｓｉ含有量は０．１～１％に制限することができる。
【0033】
Ｍｎ：０．６～８％
Ｍｎは、固溶強化の効果を確保し、熱間成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を下げるために添加される元素である。上記効果を得るためには、Ｍｎ含有量が０．６％以上添加される必要がある。一方、Ｍｎ含有量が８％を超える場合には、熱間成形工程前の鋼板の強度上昇によって冷間圧延性が低下するだけでなく、合金鉄の原価上昇及びスポット溶接性が低下する問題点がある。したがって、本発明における上記Ｍｎ含有量は０．６～８％に制限することができる。
Ｍｎは、固溶強化の効果を確保し、熱間成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を下げるために添加される元素である。上記効果を得るためには、Ｍｎ含有量が０．６％以上添加される必要がある。一方、Ｍｎ含有量が８％を超える場合には、熱間成形工程前の鋼板の強度上昇によって冷間圧延性が低下するだけでなく、合金鉄の原価上昇及びスポット溶接性が低下する問題点がある。したがって、本発明における上記Ｍｎ含有量は０．６～８％に制限することができる。
【0034】
Ｐ：０．００１～０．０５％
Ｐは、鋼内に不純物として存在し、できるだけその含有量が少ないほど有利である。したがって、本発明におけるＰ含有量を０．０５％以下に制限することができ、０．０３％以下に制限することも好ましい。Ｐは少ないほど有利な不純物元素であるため、その含有量の下限を特に定める必要はない。但し、Ｐ含有量を過度に下げるためには、製造コストが上昇するおそれがあるため、これを考慮すると、その下限を０．００１％とすることができる。
Ｐは、鋼内に不純物として存在し、できるだけその含有量が少ないほど有利である。したがって、本発明におけるＰ含有量を０．０５％以下に制限することができ、０．０３％以下に制限することも好ましい。Ｐは少ないほど有利な不純物元素であるため、その含有量の下限を特に定める必要はない。但し、Ｐ含有量を過度に下げるためには、製造コストが上昇するおそれがあるため、これを考慮すると、その下限を０．００１％とすることができる。
【0035】
Ｓ：０．０００１～０．０２％
Ｓは、鋼中不純物として部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する元素であるため、最大含有量を０．０２％に制限し、さらに０．０１％以下に制限することが好ましい。但し、その最小含有量が０．０００１％未満であると、製造コストが上昇するおそれがあるため、その含有量の下限を０．０００１％とすることができる。
Ｓは、鋼中不純物として部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する元素であるため、最大含有量を０．０２％に制限し、さらに０．０１％以下に制限することが好ましい。但し、その最小含有量が０．０００１％未満であると、製造コストが上昇するおそれがあるため、その含有量の下限を０．０００１％とすることができる。
【0036】
Ａｌ：０．０１～０．１％
Ａｌは、Ｓｉと共に製鋼において脱酸作用を行って、鋼の清浄度を高めることができ、上記効果を得るために、０．０１％以上の含有量で添加することができる。但し、０．１％を超える場合には、連鋳工程中に形成される過度のＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすい問題点があるため、その含有量の上限を０．１％以下にすることができる。したがって、本発明におけるＡｌ含有量は０．０１～０．１％であることが好ましい。
Ａｌは、Ｓｉと共に製鋼において脱酸作用を行って、鋼の清浄度を高めることができ、上記効果を得るために、０．０１％以上の含有量で添加することができる。但し、０．１％を超える場合には、連鋳工程中に形成される過度のＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすい問題点があるため、その含有量の上限を０．１％以下にすることができる。したがって、本発明におけるＡｌ含有量は０．０１～０．１％であることが好ましい。
【0037】
Ｎ：０．００１～０．０２％
Ｎは、鋼中に不純物として含まれる元素であって、Ｎ含有量が０．０２％を超える場合には、連鋳工程中に形成される過度のＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすい問題点がある。それ故に、スラブの連続鋳造時にクラック発生に対する敏感度を減少させ、衝撃特性を確保するために、Ｎは０．０２％以下含むことができる。下限を特に定める必要はないが、製造コストの上昇などを考慮すると、Ｎ含有量の下限を０．００１％以上と定めることもできる。したがって、本発明におけるＮ含有量は０．００１～０．０２％であることが好ましい。
Ｎは、鋼中に不純物として含まれる元素であって、Ｎ含有量が０．０２％を超える場合には、連鋳工程中に形成される過度のＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすい問題点がある。それ故に、スラブの連続鋳造時にクラック発生に対する敏感度を減少させ、衝撃特性を確保するために、Ｎは０．０２％以下含むことができる。下限を特に定める必要はないが、製造コストの上昇などを考慮すると、Ｎ含有量の下限を０．００１％以上と定めることもできる。したがって、本発明におけるＮ含有量は０．００１～０．０２％であることが好ましい。
【0038】
Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、Ｍｎと類似して固溶強化の効果及び熱間成形時の硬化能を向上させるために添加する元素であって、上記効果を得るために０．０１％以上添加することができる。但し、０．５％を超える場合には、硬化能は十分確保可能であるが、その特性が飽和するだけでなく、鋼板の製造コストが上昇する可能性がある。したがって、本発明におけるＣｒ含有量は０．０１～０．５％であることが好ましい。
Ｃｒは、Ｍｎと類似して固溶強化の効果及び熱間成形時の硬化能を向上させるために添加する元素であって、上記効果を得るために０．０１％以上添加することができる。但し、０．５％を超える場合には、硬化能は十分確保可能であるが、その特性が飽和するだけでなく、鋼板の製造コストが上昇する可能性がある。したがって、本発明におけるＣｒ含有量は０．０１～０．５％であることが好ましい。
【0039】
本発明の一側面による熱間成形用めっき鋼板の素地鋼板は、上述した成分以外に、Ｂ：０．０００５～０．０１％及びＴｉ：０．０１～０．０５％のうち１種以上をさらに含むことができる。
【0040】
Ｂ：０．０００５～０．０１％
Ｂは、少量の添加でも硬化能を向上させるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析されて、Ｐ及び／またはＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑制することができる元素であって、上記効果を得るために０．０００５％以上添加することができる。但し、０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延において脆性をもたらすため、その上限を０．０１％とすることができ、上記Ｂ含有量を０．００５％以下にすることが好ましい。したがって、本発明におけるＢ含有量は０．０００５～０．０１％であることが好ましい。
Ｂは、少量の添加でも硬化能を向上させるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析されて、Ｐ及び／またはＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑制することができる元素であって、上記効果を得るために０．０００５％以上添加することができる。但し、０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延において脆性をもたらすため、その上限を０．０１％とすることができ、上記Ｂ含有量を０．００５％以下にすることが好ましい。したがって、本発明におけるＢ含有量は０．０００５～０．０１％であることが好ましい。
【0041】
Ｔｉ：０．０１～０．０５％
Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることで、硬化能の確保に必須である固溶Ｂを残留させるために添加する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満である場合には、その効果を十分に期待し難く、０．０５％を超える場合には、その特性が飽和するおそれがあるだけでなく、鋼板の製造コストが上昇することがある。したがって、本発明におけるＴｉ含有量は０．０１～０．０５％であることが好ましい。
Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることで、硬化能の確保に必須である固溶Ｂを残留させるために添加する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満である場合には、その効果を十分に期待し難く、０．０５％を超える場合には、その特性が飽和するおそれがあるだけでなく、鋼板の製造コストが上昇することがある。したがって、本発明におけるＴｉ含有量は０．０１～０．０５％であることが好ましい。
【0042】
上述した成分以外の残部は鉄（Ｆｅ）であり、熱間プレス成形用鋼板に含むことができる成分であれば、特に追加的な添加を制限しない。また、通常の製造過程では、原料や周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かることであるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
【0043】
本発明の一側面による熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板の表面に形成された亜鉛、アルミニウムまたはこれらの合金からなるめっき層を含む。上記めっき層は、最終部品の部材に耐食性を付与し、熱間成形のための加熱時に素地鋼板の脱炭及びスケール形成を抑制する役割を果たす。
【0044】
本発明において、上記めっき層の種類は特に限定されず、従来の熱間成形用鋼板に適用されるめっき層であれば、本発明にも制限なく適用することができる。非制限的な一実施形態として、上記めっき層は、亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなることができ、より具体的に上記めっき層は、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層またはアルミニウム合金めっき層であってもよい。
【0045】
一方、本発明の一側面によると、上記めっき層は、本発明の目的を損なわない範囲内で、製造過程中に含むことができる成分を含み、特にその他の不可避不純物を含むことができる。
【0046】
また、上記めっき層の厚さは、５～１００μｍであってもよい。上記めっき層の厚さが５μｍ未満である場合には、熱間成形部材において十分な耐食性を示し難く、これに対し、厚さが１００μｍを超える場合には、熱間成形のための加熱時間が過度に増加するだけでなく、耐食性の向上効果に対して製造コストが過度に増加するという問題が生じるおそれがある。
【0047】
一方、本発明による熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）（以下、「比（ＣＳ／ＣＢ）」とも称する）が０．６以下を満たす。ここで、上記表層部は、めっき層を除いた素地鋼板の表面から１５μｍ深さまでの領域を意味する。
【0048】
また、本発明の一側面によると、上記熱間成形用めっき鋼板において、上記板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）は、０．５以下であることが好ましく、０．４以下であることがより好ましく、０．３５以下であることが最も好ましい。
【0049】
上記比（ＣＳ／ＣＢ）を０．６以下に低く制御する場合、熱間成形後の素地鋼板の中心部に形成される硬質のマルテンサイト相とは異なって、表層部には低いＣ含有量で比較的軟質のマルテンサイト相が形成される。めっき鋼板の表層部に軟質のマルテンサイト相が形成されて表層部の硬度が低下されることで、優れた曲げ特性を確保することができる。仮に、上記比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６を超えると、熱間成形後の表層部軟質化による曲げ性の改善効果を実現し難くなる。上記比（ＣＳ／ＣＢ）の下限は、別に限定しなくてもよい。但し、表層部のＣ含有量が低すぎる場合、熱間成形後の部材の強度が低下するか、疲労特性が低下するという問題が生じるおそれがあるため、上記比（ＣＳ／ＣＢ）の下限を０．０５以上にすることができるが、これに制限されるものではない。
【0050】
また、本発明の一側面による熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））（以下、「比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））」とも称する）が０．８以上であってもよい。ここで、上記表層部は、めっき層を除いた素地鋼板の表面から１５μｍ深さまでの領域を意味する。
【0051】
一方、本発明の一側面によると、上記熱間成形用めっき鋼板において、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））は、０．８５以上であることが好ましく、０．８７以上であることがより好ましい。
【0052】
上記比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８未満と低い場合、熱間成形時の表層部の硬化能が不十分であるため、部材の表面に部分的にフェライトが形成されることがある。硬質のマルテンサイト粒界に部分的に形成されたフェライトは、曲げ性を大きく低下させる要因となるため、比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））は、０．８以上を満たすことが好ましい。比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））の上限は、別に限定する必要はないが、表層部でのＭｎ及びＣｒの含有量が高すぎる場合、熱間成形後の表層部の硬度が高くなって、却って曲げ性が低下するという問題が生じるおそれがある。したがって、上記比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））の上限を２以下にすることができるが、これに制限されるものではない。
【0053】
一方、素地鋼板の微細組織は、特に限定する必要はないが、面積分率で、表層部ではフェライト４０～１００％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを０～６０％含み、中心部ではフェライト３０～９０％、残部はパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを１０～７０％で含むことができる。
【0054】
衝撃特性に優れた熱間成形部材
一方、上述した構成からなる熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲、１～１５分の熱処理後に熱間プレス成形して衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造することができる。
一方、上述した構成からなる熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲、１～１５分の熱処理後に熱間プレス成形して衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造することができる。
【0055】
本発明の一側面による衝撃特性に優れた熱間成形部材は、めっき鋼板の素地鋼板と同一の合金組成の素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に形成された亜鉛またはアルミニウムを含む合金からなる合金めっき層；を含み、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する部材表層部のＣ含有量（ＣＰＳ）の比（ＣＰＳ／ＣＢ）（以下、「比（ＣＰＳ／ＣＢ）」とも称する）が１．２以下であり、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する部材表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）の比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））（以下、「比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））」とも称する）が０．８以上であってもよい。ここで、上記部材表層部は、上記合金めっき層を除いた素地鋼板の表面から２５μｍ深さまでの領域を意味する。
【0056】
一方、本発明の一側面によると、上記熱間成形部材において、上記素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する部材表層部のＣ含有量（ＣＰＳ）の比（ＣＰＳ／ＣＢ）は、１．１以下であることが好ましく、１．０５以下であることがより好ましい。
【0057】
また、本発明の一側面によると、上記熱間成形部材において、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する部材表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）の比は、０．９以上であることが好ましく、０．９３以上であることがより好ましい。
【0058】
通常、熱間成形のためにめっき鋼板を加熱すると、めっき層と素地鉄が合金化してめっき層の厚さが厚くなるが、めっき層はＣの固溶度が極めて低いため、合金化の過程中に固溶できなかったＣが表層部に濃縮されて表層部のＣ含有量が増加するようになり、これらの表層部の高いＣ含有量は、表層部の硬度を増加させて曲げ性が低下する。
【0059】
一方、本発明の一側面による熱間成形用めっき鋼板に熱間プレス成形して熱間成形部材を製造する場合には、部材表層部にＣが濃縮されても素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する部材表層部のＣ含有量（ＣＰＳ）の比（ＣＰＳ／ＣＢ）が１．２以下になって部材表層部の過度の硬度増加を抑制することができる。また、上記素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する部材表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）の比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上となり、十分な硬化能によりフェライト形成を抑制し、部材表層部でのマルテンサイト粒界のフェライト被覆率（断面観察時、マルテンサイト粒界のうちフェライトが占める割合）が３０％以下になることができ、その結果として十分な強度と共に優れた曲げ性を確保することができる。
【0060】
上述したように、本発明の一側面による熱間成形部材は、上記比（ＣＳ／ＣＢ）が１．２以下であり、上記比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上を満たすにつれ、引張強度１５００ＭＰａ級でＶＤＡ２３８－１００曲げテストで測定した曲げ角度が６０°以上となり、優れた衝撃特性を確保することができる。但し、引張強度が高くなると、例えば、熱間成形部材の引張強度が１８００ＭＰａ級以上となる場合、優れた衝撃特性を判断する曲げ角度の基準は、さらに低くなることもある。
【0061】
次に、本発明の他の一側面である熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板及び熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。
【0062】
熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法
本発明の他の一側面である熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階；加熱された上記スラブを８００～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；仕上げ熱間圧延の終了後、上記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る段階；巻取られた上記熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱して露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する段階；及び上記焼鈍された熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする段階；を含む。
本発明の他の一側面である熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０～１３００℃で加熱する段階；加熱された上記スラブを８００～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階；仕上げ熱間圧延の終了後、上記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る段階；巻取られた上記熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱して露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する段階；及び上記焼鈍された熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする段階；を含む。
【0063】
スラブ加熱段階
まず、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０～１３００℃で加熱する。スラブ加熱温度が１０５０℃未満である場合には、スラブ組織の均質化が困難であることがあり、１３００℃を超える場合には、過度の酸化層が形成されるおそれがある。
まず、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０～１３００℃で加熱する。スラブ加熱温度が１０５０℃未満である場合には、スラブ組織の均質化が困難であることがあり、１３００℃を超える場合には、過度の酸化層が形成されるおそれがある。
【0064】
熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを８００～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満である場合には、二相域圧延による鋼板表層部の混粒組織発生により板状の制御が難しく、上記温度が９５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化する問題が生じるおそれがある。
上記加熱されたスラブを８００～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満である場合には、二相域圧延による鋼板表層部の混粒組織発生により板状の制御が難しく、上記温度が９５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化する問題が生じるおそれがある。
【0065】
冷却及び巻取段階
仕上げ熱間圧延の終了後、上記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る。巻取温度が４５０℃未満である場合は、幅方向の材質ばらつきが大きくなって冷間圧延時に板破断の発生及び形状不良の問題が生じるおそれがある。これに対し、巻取温度が７５０℃を超えると、炭化物が粗大化して曲げ性が低下する問題点がある。
仕上げ熱間圧延の終了後、上記熱延鋼板を４５０～７５０℃で巻取る。巻取温度が４５０℃未満である場合は、幅方向の材質ばらつきが大きくなって冷間圧延時に板破断の発生及び形状不良の問題が生じるおそれがある。これに対し、巻取温度が７５０℃を超えると、炭化物が粗大化して曲げ性が低下する問題点がある。
【0066】
冷間圧延段階
必要に応じて焼鈍前に巻取られた熱延鋼板に対して冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。上記冷間圧延は、より精密な鋼板の厚さの制御のために実施されるものであって、冷間圧延を省略し、すぐ焼鈍及びめっきを行ってもよい。このとき、上記冷間圧延は、圧下率３０～８０％で実施することができる。
必要に応じて焼鈍前に巻取られた熱延鋼板に対して冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。上記冷間圧延は、より精密な鋼板の厚さの制御のために実施されるものであって、冷間圧延を省略し、すぐ焼鈍及びめっきを行ってもよい。このとき、上記冷間圧延は、圧下率３０～８０％で実施することができる。
【0067】
焼鈍段階
上記巻取られた熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱して露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する。焼鈍温度が７４０℃未満であるか、焼鈍時間が１０秒未満である場合には、組織の再結晶が充分でないため、板状が不良であるか、めっき後の強度が高すぎてブランキング工程中に金型の摩耗を誘発することがある。それだけでなく、焼鈍中のＣの拡散が十分でないため、素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）を０．６以下に確保することが困難になる。これに対し、焼鈍温度が８６０℃を超えるか、焼鈍時間が６００秒を超える場合には、焼鈍中の鋼板表面に焼鈍酸化物が多量に形成されて未めっきを誘発するか、めっき密着性を低下させることがある。また、内部酸化による素地鉄内のＭｎ、Ｃｒなどがめっき層及び素地鉄界面、或いは素地鉄粒界などに形成されて素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））を０．８以上に確保することが困難であり、表層部の硬化能が不足することがあり、これによって熱間成形後の表層部に部分的にフェライトが形成されて曲げ性の低下問題が生じるおそれがある。
上記巻取られた熱延鋼板を７４０～８６０℃で加熱して露点温度が－１０～３０℃である雰囲気で１０～６００秒間焼鈍する。焼鈍温度が７４０℃未満であるか、焼鈍時間が１０秒未満である場合には、組織の再結晶が充分でないため、板状が不良であるか、めっき後の強度が高すぎてブランキング工程中に金型の摩耗を誘発することがある。それだけでなく、焼鈍中のＣの拡散が十分でないため、素地鋼板のＣ含有量（ＣＢ）に対する表層部のＣ含有量（ＣＳ）の比（ＣＳ／ＣＢ）を０．６以下に確保することが困難になる。これに対し、焼鈍温度が８６０℃を超えるか、焼鈍時間が６００秒を超える場合には、焼鈍中の鋼板表面に焼鈍酸化物が多量に形成されて未めっきを誘発するか、めっき密着性を低下させることがある。また、内部酸化による素地鉄内のＭｎ、Ｃｒなどがめっき層及び素地鉄界面、或いは素地鉄粒界などに形成されて素地鋼板のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＢ＋ＣｒＢ）に対する表層部のＭｎ及びＣｒの含有量の合計（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）の比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））を０．８以上に確保することが困難であり、表層部の硬化能が不足することがあり、これによって熱間成形後の表層部に部分的にフェライトが形成されて曲げ性の低下問題が生じるおそれがある。
【0068】
一方、本発明において、素地鋼板の母材成分に対する表層部でのＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量の比を制御するためには、焼鈍雰囲気の露点温度を制御することが非常に重要である。焼鈍雰囲気の露点温度が－１０℃未満であると、脱炭反応が十分でないため、曲げ性の向上効果が僅かになり、これに対し、露点温度が３０℃を超えると、過度の内部酸化により表層部の硬化能が低下し、部分的にフェライトが形成されて曲げ性が低下する問題が生じるおそれがある。
【0069】
また、本発明の一側面によると、上記焼鈍は、巻取られた熱延鋼板を８００～８４０℃で加熱し、露点温度が１０～３０℃である雰囲気で１０～１００秒間行うことがより好ましい。
【0070】
めっき段階
焼鈍後に巻取られた熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする。本発明において、めっき層の形成時に使用されるめっき浴の成分は、特に限定しなくてもよい。但し、非制限的な一実施形態として、本発明で使用されるめっき浴は、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金からなることができる。また、めっき条件は、熱間プレス成形用鋼板に通常適用されるめっき条件であれば、本発明に制限なく適用され得るため、本明細書で特に言及しない。また、本発明の一側面によると、上記めっき浴は、その他の不可避不純物を含むことができ、上記亜鉛合金及びアルミニウム合金も本発明の目的を損なわない範囲内で通常含むことができる成分を含み、特にその他の不可避不純物を含むことができる。
焼鈍後に巻取られた熱延鋼板を亜鉛、アルミニウムまたはこれらを含む合金からなるめっき浴に浸漬してめっきする。本発明において、めっき層の形成時に使用されるめっき浴の成分は、特に限定しなくてもよい。但し、非制限的な一実施形態として、本発明で使用されるめっき浴は、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金からなることができる。また、めっき条件は、熱間プレス成形用鋼板に通常適用されるめっき条件であれば、本発明に制限なく適用され得るため、本明細書で特に言及しない。また、本発明の一側面によると、上記めっき浴は、その他の不可避不純物を含むことができ、上記亜鉛合金及びアルミニウム合金も本発明の目的を損なわない範囲内で通常含むことができる成分を含み、特にその他の不可避不純物を含むことができる。
【0071】
衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法
上述した本発明の製造方法によって製造された熱間成形用めっき鋼板について熱間プレス成形し、衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造することができる。このとき、上記熱間プレス成形は、当該技術分野で一般的に利用される方法を適用することができる。但し、非制限的な一実施形態として、熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、プレスして熱間成形することができる。
上述した本発明の製造方法によって製造された熱間成形用めっき鋼板について熱間プレス成形し、衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造することができる。このとき、上記熱間プレス成形は、当該技術分野で一般的に利用される方法を適用することができる。但し、非制限的な一実施形態として、熱間成形用めっき鋼板をＡｃ３～９５０℃の温度範囲で１～１５分間熱処理した後、プレスして熱間成形することができる。
【実施例】
【0072】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、具体化するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
【0073】
（実施例）
まず、下記表１に示した合金組成を有するスラブを用意し、上記スラブを下記表２に示した製造条件でスラブ加熱、熱間圧延、巻取して熱延鋼板を製造した。この後、表２に示した焼鈍条件で焼鈍した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、片面当たりのめっき量が７０ｇ／ｍ２となるようにめっきしてめっき鋼板を製造した。
まず、下記表１に示した合金組成を有するスラブを用意し、上記スラブを下記表２に示した製造条件でスラブ加熱、熱間圧延、巻取して熱延鋼板を製造した。この後、表２に示した焼鈍条件で焼鈍した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、片面当たりのめっき量が７０ｇ／ｍ２となるようにめっきしてめっき鋼板を製造した。
【0074】
【表1】
【0075】
【表2】
【0076】
上記製造条件によって製造された発明例及び比較例のめっき鋼板について深さ方向に様々な成分の定量分析が可能なＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ；米国ＬＥＣＯ社ＧＤＳ ８５０Ａを使用）方法を利用して、表層から深さ方向に十分な深さに関して、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）及びクロム（Ｃｒ）に対する濃度分析を実施し、ＧＤＳ分析結果から表層部に該当する領域の平均含有量を、積分法を用いて分析した後、その結果を下記表３に示した。通常のＧＤＳ分析の場合、２～６ｍｍの円形面積に対して深さ方向の分析を行うため、深さ方向に対する濃度プロファイル上の正確なめっき層／素地鋼板の界面を指定することは難しいが、様々な光学及びＳＥＭ分析結果などをもとに、本発明ではＺｎ含有量が１％である地点をめっき層／素地鋼板の界面の基準とした。
【0077】
【表3】
【0078】
また、各発明例及び比較例のめっき鋼板について下記表４に記載された条件で熱間プレス成形を行い、熱間成形部材を製造した。製造された熱間成形部材の平面部位で試験片を採取し、引張試験及び曲げ試験（ＶＤＡ２３８－１００）を行い、ＧＤＳ分析を介して深さ方向に炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）及びクロム（Ｃｒ）に対する濃度分析を実施し、また、断面光学顕微鏡観察を介して部材表層部のマルテンサイト粒界におけるフェライト被覆率を評価し、その結果を表４に併せて示した。
【0079】
【表4】
【0080】
本発明の条件によって製造された発明例１及び２のめっき鋼板は、比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６以下であり、比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上を満たした。これにより、上記発明例１及び２のめっき鋼板を熱間プレス成形して製造した熱間成形部材は、比（ＣＰＳ／ＣＢ）が１．２以下であり、比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８以上を満たし、表層部のマルテンサイト粒界におけるフェライト被覆率が３０％以下であり、引張強度１５００ＭＰａ級で曲げ角度が６０°以上と良好な曲げ特性を示した。
【0081】
比較例１は、焼鈍時の露点温度が－１０℃未満である場合であり、比較例２は、焼鈍時の加熱温度が未達の場合であって、比較例１及び２のいずれもめっき鋼板の比（ＣＳ／ＣＢ）が０．６を超え、これにより、熱間成形部材での比（ＣＰＳ／ＣＢ）も１．２を超えて曲げ特性が低下した。
【0082】
一方、比較例３は、焼鈍時の露点温度が３０℃を超えた場合であり、比較例４は、焼鈍が過度に実施された場合であって、比較例３及び４のいずれもめっき鋼板の比（ＣＳ／ＣＢ）は、本発明の条件を満たしたが、比（（ＭｎＳ＋ＣｒＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８未満になり、熱間成形部材の比（（ＭｎＰＳ＋ＣｒＰＳ）／（ＭｎＢ＋ＣｒＢ））が０．８未満になった。これにより、部材表層部のマルテンサイト粒界におけるフェライト被覆率が３０％を超え、他の実施例に比べて引張強度が比較的低くなったと同時に曲げ性も非常に低下した。
【0083】
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した通常の技術者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明の多様な修正及び変更が可能であるということを理解することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【国際調査報告】