(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、
前記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、
前記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下であり、
前記素地鋼板は、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）と表層部の炭化物分率（Ｆｓ）の比（Ｆｓ／Ｆｃ）が０．７〜１．３である、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
（前記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味し、前記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。）
【請求項２】
前記素地鋼板は、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含む、請求項１に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項３】
前記めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項１又は２に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項４】
前記めっき層の厚さは１０〜４５μｍである、請求項１から３のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項５】
前記素地鋼板の微細組織は、面積分率で、パーライト１０〜４０％、フェライト５０〜９０％、及びマルテンサイト２０％以下を含む、請求項１から４のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１から５のいずれか１項に記載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って、
重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、
前記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含み、
素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
（前記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
【請求項７】
前記焼鈍前に巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階をさらに含む、請求項６に記載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Ａｌ−Ｓｉめっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項６又は７に記載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】
前記めっきする段階は、めっき量が片面当たりに３０〜１３０ｇ／ｍ２となるように行う、請求項６から８のいずれか１項に記載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】
重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材と、
前記母材表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、
前記母材の表層部に炭素濃化層が形成され、
前記炭素濃化層の厚さは１０〜１５０μｍである、衝撃特性に優れた熱間成形部材。
（前記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。）
【請求項１１】
前記母材は、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含む、請求項１０に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項１２】
前記母材の微細組織は、面積割合で、マルテンサイトまたはベイナイトを主相として９０％以上含み、フェライト１０％以下、及び残留オーステナイト５％以下を含む、請求項１０又は１１に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項１３】
前記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上であり、２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）が４．０Ｊ以上である、請求項１０から１２のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項１４】
前記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）と２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）の積（ＴＳ×ＩＥ）が８０００ＭＰａ・Ｊ以上である、請求項１０から１３のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
【請求項１５】
請求項６から９のいずれか一項によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、
前記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む、熱間成形部材の製造方法。
【請求項１６】
前記加熱は、６００〜８００℃の昇温速度が１〜１０℃／ｓｅｃとなるように行う、請求項１５に記載の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、耐衝撃特性が要求される自動車部品などに好適に適用することができる衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、高強度の熱間成形部材は、自動車の軽量化を通じた燃費向上及び乗客保護などの目的のために、自動車の構造部材に多く適用されている。
【０００３】
かかる熱間成形部材に関する代表的な技術として特許文献１が挙げられる。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により引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保する。また、かかる超高強度の確保を通じて自動車の軽量化を簡単に実現することができるという利点がある。
【０００４】
しかし、特許文献１によると、衝突時の高強度に起因する衝撃特性が比較的劣り、一部では熱間成形条件などによって異常に低い衝撃特性を示す現象が現れることから衝撃特性に優れた熱間成形部材の開発に対する要求が増加している。
【０００５】
そこで、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することで、結晶粒微細化を通じた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。
【０００６】
しかし、特許文献２は、一般の鉄鋼素材の衝撃特性を向上させるための介在物及び結晶粒サイズの制御についての内容であって、実際の熱間成形時に発生する低い衝撃特性を向上させることは難しいと評価されている。
【０００７】
したがって、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法に対する開発が要求されるのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】ＵＳ ６２９６８０５ Ｂ１
【特許文献２】ＫＲ １０−２０１０−００４７０１１ Ａ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の課題は、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、それを用いた熱間成形部材、及びそれらの製造方法を提供することである。
【００１０】
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解することができる。
【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：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、上記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板に関する。
（上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
【００１２】
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、上記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含む衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法に関する。
【００１３】
また、本発明のさらに他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材と、上記母材表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記母材の表層部に炭素濃化層が形成される衝撃特性に優れた熱間成形部材に関する。
（上記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。）
【００１４】
また、本発明のさらに他の一側面は、本発明の熱間成形用めっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む熱間成形部材の製造方法に関する。
【００１５】
なお、上記の課題を解決するための手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解されることができる。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によると、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、それを用いた熱間成形部材、及びそれらの製造方法を提供することができるという効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例の熱間成形部材の母材表層部におけるＣ濃化層の厚さに応じたＴＳ×ＩＥの値を示したグラフである。
【図２】実施例のうちＡ１−１（発明例）及びＡ２−１（比較例）の熱間成形部材の壁部におけるナイタルエッチング後の微細組織を撮影した写真である。
【図３】Ａ１−１（発明例）の熱間成形前後のＧＤＳ分析を通じた主要成分の濃度プロファイルを示した結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の好ましい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に記述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、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
【００１９】
本発明者らは、従来の熱間成形部材には衝撃特性が劣るという問題があり、一般の鉄鋼素材の衝撃特性を向上させるための介在物及び結晶粒サイズの制御では、実際の熱間成形時に発生する低い衝撃特性を向上させるのに限界があることを認知し、これを解決するために深く研究した。
【００２０】
実際、熱間成形時に発生する低い衝撃特性の原因は、熱間成形時に局部的に形成される表層部のフェライトの存在に起因する。また、かかる局部的な表層フェライトが形成される場合には、衝撃が加わったときの変形がフェライトに集中して簡単に破断する。
【００２１】
このような現象は、実際の製品では非常に重要な部分である。実際の製品は、複雑な形状を有し、金型の移動方向に垂直に金型と完全に接触する平面部が存在する一方で、金型の移動方向に平行するか、小さい角度で傾斜するように接触する壁部が存在するようになり、かかる壁部の場合、部品の形状に応じて、金型接触が不十分であるか、または熱間成形による相変態の促進により母材表層に簡単にフェライトが形成される条件になりうる。
【００２２】
そこで、本発明者らは、衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造するためには熱間成形時に伴う表層フェライトのような衝撃特性劣位因子を最小限に抑える必要があり、このために、表層部に局部的な硬化能向上を図ることにより可能であるという結論を得た。そこで、熱間成形時に母材表層に炭素濃化層を形成することにより、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそ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。
【００２３】
（衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板）
以下、本発明の一側面による衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板について詳細に説明する。
【００２４】
本発明の一側面による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：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、上記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である。
（上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
【００２５】
まず、本発明のめっき鋼板の素地鋼板、熱間成形部材の母材、及び製造方法のスラブに共通的に適用される本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％を意味する。
【００２６】
Ｃ：０．１５〜０．４％
Ｃは熱処理部材の強度を向上させるために不可欠な元素である。
Ｃ含有量が０．１５％未満の場合には、十分な強度を確保することが難しい。これに対し、Ｃ含有量が０．４％を超えると、熱延材を冷間圧延する際に熱延材の強度が高すぎるため冷間圧延性が大きく劣化するようになるだけでなく、点溶接性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｃ含有量は、０．１５〜０．４％であることが好ましい。
また、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１８％であることができ、より好ましい上限は０．３５％であることができる。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加される必要があるだけでなく、固溶強化元素でありながら炭化物の生成抑制元素であって、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０．０５％未満の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１．０％を超えると、焼鈍中の鋼板の表面に生成されるＳｉ酸化物によってＡｌのめっき性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％であることが好ましい。
また、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．０８％であることができ、より好ましい上限は０．９％であることができる。
【００２８】
Ｍｎ：０．６〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、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必要がある。
Ｍｎ含有量が０．６％未満の場合には上記効果を得るのに限界を有する。これに対し、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間成形工程前の鋼板の強度上昇により、冷間圧延性が低下するだけでなく、合金鉄のコストが上昇し、点溶接性が劣化するという問題がある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．６〜３．０％であることが好ましい。
また、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であることができ、より好ましい上限は２．８％であることができる。
【００２９】
Ｐ：０．００１〜０．０５％
Ｐは、不純物であって、Ｐ含有量を０．００１％未満に制御するためには、製造コストが多くかかり、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、熱間成形部材の溶接性を大きく低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．００１〜０．０５％であることが好ましい。
【００３０】
Ｓ：０．０００１〜０．０２％
Ｓは、不純物であって、Ｓ含有量を０．０００１％未満に制御するためには、製造コストが多くかかり、Ｓ含有量が０．０２％を超えると、熱間成形部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は、０．０００１〜０．０２％であることが好ましい。
【００３１】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、Ｓｉとともに、製鋼において脱酸作用を行い、鋼の清浄度を高める役割を果たす元素である。
Ａｌ含有量が０．０１％未満の場合には上述した効果が不十分であり、０．１％を超えると、連続鋳造工程中に形成される過度な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という問題がある。
【００３２】
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは、鋼中に不純物として含まれる。Ｎ含有量を０．００１％未満に制御するためには製造コストが多くかかり、Ｎ含有量が０．０２％を超えると、連続鋳造工程中に形成される過多な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という問題がある。
【００３３】
Ｂ：０．００１〜０．０１％
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し、Ｐまたは／及び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る。
Ｂ含有量が０．００１％未満では、かかる効果を得ることが難しく、０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延で脆性を引き起こす可能性がある。
【００３４】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、Ｍｎ、Ｂなどのように鋼の硬化能を確保するために添加される。
Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合には、十分な硬化能を確保することが難しく、０．５％を超えると、硬化能は十分に確保することができるが、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。
【００３５】
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を生成させることにより、硬化能の確保に不可欠な固溶Ｂを残留させるために添加される。
Ｔｉ含有量が０．０１％未満の場合には、その効果を十分に期待することが難しく、０．０５％を超えると、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。
【００３６】
本発明において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。
【００３７】
このとき、上述した合金組成に加えて、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含むことができる。
【００３８】
Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶは、微細析出物の形成による析出強化の効果を通じた強度上昇及び結晶粒微細化による衝撃靭性の増加に寄与する元素である。その合計が０．０１％未満の場合には、上述した効果を期待することが難しく、その合計が０．５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストの上昇を招く可能性がある。
【００３９】
本発明の熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さが５μｍ以下である。上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。
【００４０】
素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さが５μｍを超えると、最終的な熱間成形後の母材の表層部に炭素濃化層を十分に形成させることが難しい。したがって、炭素枯渇層の厚さは、５μｍ以下であることが好ましく、４μｍ以下であることがより好ましい。
【００４１】
このとき、上記素地鋼板は、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）と表層部の炭化物分率（Ｆｓ）の比（Ｆｓ／Ｆｃ）が０．７〜１．３であることができる。上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。
【００４２】
素地鋼板に存在する炭化物は、熱間成形時に溶解され、炭素を供給する役割を果たす。上記Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満の場合には、熱間圧延成形時の母材表層に十分な炭素濃化層を形成することが難しい。これに対し、Ｆｓ／Ｆｃが１．３を超えると、炭素濃化層は十分に形成することができるが、Ｆｓ／Ｆｃが１．３を超えるように制御するためには、焼鈍前の浸炭処理などの特殊な処理が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。
【００４３】
一方、上記素地鋼板の微細組織は、特に限定する必要がないが、例えば、面積分率で、パーライト１０〜４０％、フェライト５０〜９０％、及びマルテンサイト２０％以下を含むことができる。
【００４４】
本発明の熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層を含む。Ａｌ−Ｓｉめっき層は、熱間圧延成形時の表面脱炭を抑制し、耐食性を向上させる役割を果たす。
【００４５】
このとき、上記めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。特に限定する必要はないが、後述するようにめっき浴の組成を制御する必要がある。後述するめっき浴の組成とほぼ同一のめっき層を形成し、めっき浴よりもＦｅ含有量が若干高くなってもよいが、上記の範囲を満たすようにする。
【００４６】
Ｓｉ含有量が６％未満の場合には、めっき浴の流動性が低下し、均一なめっき層の形成が難しいという問題がある。これに対し、Ｓｉ含有量が１２％を超えると、めっき浴の溶融温度が上がり、めっき浴の管理温度を増加させる必要があるという問題がある。めっき浴中のＦｅは、めっき過程で鋼板からめっき浴に溶解し、存在するようになる。めっき浴のＦｅ含有量が１％未満を維持するためには、溶解して排出されるＦｅを希釈させるために、過大な製造コストが発生するという問題があり、Ｆｅ含有量が４％を超えると、めっき浴にドロスというＦｅＡｌ化合物が簡単に形成され、めっきの品質を低下させるため、４％以下に管理する必要性がある。
【００４７】
また、上記めっき層の厚さは１０〜４５μｍであってもよい。
上記めっき層の厚さが１０μｍ未満の場合には、熱間成形部材の耐食性を確保することが難しく、４５μｍを超えると、過度なめっき付着量により製造コストが上昇するだけでなく、めっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが簡単ではない。
【００４８】
（衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法）
以下、本発明の他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４９】
本発明の他の一側面である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℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、上記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含む。
【００５０】
スラブ加熱段階
上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する。
【００５１】
スラブ加熱温度が１０５０℃未満の場合には、スラブ組織の均質化が難しい可能性があり、１３００℃を超えると、過度な酸化層が形成されるだけでなく、加熱中に表層部の脱炭が激しく発生し、本発明で目標とする最終熱間成形時の母材表層部に炭素濃化層を形成することが難しい。
【００５２】
熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る。
【００５３】
仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満の場合には、二相域圧延による鋼板表層部の混粒組織の発生により板形状の制御が難しくなり、９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化するという問題が発生する可能性がある。
【００５４】
冷却及び巻取り段階
上記熱延鋼板を、仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取りする。
【００５５】
３０秒を超えて冷却を開始する場合には、高温保持時間が増加するにつれて、表層脱炭が加速化し、表層部に炭素枯渇層が形成され、かかる炭素枯渇層は熱間成形後にも母材に残り、最終的な熱間成形時の母材表層部に炭素濃化層を形成することを難しくする。
【００５６】
巻取り温度が４５０℃未満の場合には、鋼板の全体或いは部分的にマルテンサイトが形成され、板形状の制御が難しいだけでなく、熱延鋼板の強度上昇により、後の冷間圧延性が低下する可能性がある。これに対し、巻取り温度が７５０℃を超えると、表層脱炭が加速化するだけでなく、内部酸化による後のめっき後の表面品質が低下するという問題がある。
【００５７】
焼鈍段階
上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する。
【００５８】
焼鈍温度が７４０℃未満の場合には、冷間圧延された組織の再結晶が十分に行われず、板形状が不良であるか、またはめっき後の強度が過度に高くなり、ブランキング工程中に金型の摩耗を誘発する可能性がある。これに対し、焼鈍温度が８６０℃を超えると、焼鈍工程中ＳｉやＭｎなどの表面酸化物の形成によりＡｌ−Ｓｉめっき表面が不良になるという問題が生じる。
【００５９】
雰囲気の露点温度を−７０℃未満に制御するために、ガスの組成制御などのための付加的な設備が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。これに対し、露点温度が−３０℃を超えると、焼鈍中の鋼板の表面脱炭により、本発明で目標とする最終的な熱処理後の表層に炭素濃化層を形成することが難しくなる。
【００６０】
このとき、上記焼鈍する段階は、非酸化性雰囲気で行われることができ、例えば、水素−窒素の混合ガスを用いることができる。
【００６１】
ここで、上記焼鈍前に巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
【００６２】
冷間圧延を省略し、直ちに焼鈍及びめっきを行ってもよいが、より精密な鋼板厚さの制御のために冷間圧延を行うことができる。また、上記冷間圧延は、圧下率３０〜８０％で行うことができる。
【００６３】
めっき段階
上記巻取られた熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする。冷間圧延及び焼鈍工程を行った場合には、焼鈍された冷延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬してめっきする。
【００６４】
このとき、上記Ａｌ−Ｓｉめっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。
【００６５】
Ｓｉ含有量が６％未満の場合には、めっき浴の流動性が低下し、均一なめっき層の形成が難しいという問題がある。これに対し、Ｓｉ含有量が１２％を超えると、めっき浴の溶融温度が上がり、めっき浴の管理温度を増加させる必要なあるという問題がある。めっき浴中のＦｅは、めっき過程で鋼板からめっき浴に溶解し、存在するようになる。めっき浴のＦｅ含有量が１％未満を維持するためには、溶解して排出されるＦｅを希釈させるために、過大な製造コストが発生するという問題があり、Ｆｅ含有量が４％を超えると、めっき浴にドロスというＦｅＡｌ化合物が簡単に形成され、めっきの品質を低下させるため、４％以下に管理する必要がある。
【００６６】
また、上記めっきする段階は、めっき付着量が片面当たりに３０〜１３０ｇ／ｍ２となるように行うことができる。
【００６７】
めっき量が片面当たりに３０ｇ／ｍ２未満の場合には、熱間成形部材の耐食性を確保することが難しく、１３０ｇ／ｍ２を超えると、過大なめっき付着量により製造コストが上昇するだけでなく、めっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが簡単ではない。
【００６８】
（衝撃特性に優れた熱間成形部材）
以下、本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材について詳細に説明する。
【００６９】
本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材は、上述した合金組成を満たす母材と、上記母材の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記母材の表層部に炭素濃化層が形成される。
【００７０】
上記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。
【００７１】
炭素濃化層は、表層部の硬化能を向上させるためのものであり、表層部のフェライト形成を抑制し、衝撃特性を向上させる役割を果たす。
【００７２】
このとき、上記炭素濃化層の厚さは１０〜１５０μｍであってもよい。
【００７３】
炭素濃化層の厚さが１０μｍ未満の場合には、表層部のフェライトの形成抑制効果及び硬化能の向上効果が不十分であり、結果として、熱間成形部材の衝撃特性が劣化する可能性がある。これに対し、炭素濃化層の厚さが１５０μｍを超えるように制御するために、長時間の熱処理が必要になるなけでなく、浸炭雰囲気の制御などの付加的な製造コストの増加が発生する可能性がある。
【００７４】
一方、上記母材の微細組織は、特に限定する必要がないが、例えば、面積分率で、マルテンサイトまたはベイナイトを主相として９０％以上含み、フェライト１０％以下、及び残留オーステナイト５％以下を含むことができる。
【００７５】
このとき、上記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上であり、２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）が４．０Ｊ以上であることができる。
【００７６】
また、上記熱間成形部材は、引張強度と２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギーの積（ＴＳ×ＩＥ）が８０００ＭＰａ・Ｊ以上であることができる。
【００７７】
（衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法）
以下、本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。
【００７８】
本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法は、上述した本発明のめっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む。
【００７９】
めっき鋼板の加熱段階
上述した本発明のめっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する。
【００８０】
加熱温度がＡｃ３未満の場合には、未変態されたフェライトの存在により、所定の強度を確保することが難しく、９８０℃を超えると、部材の表面に過度な酸化物の生成により点溶接性を確保することが難しい。
【００８１】
保持時間が１秒未満の場合には、温度が均一化することができず、一部の炭化物の再溶解が不十分であり、部位別材質差を誘発する可能性がある。これに対し、保持時間が１０００秒を超えると、過度な加熱温度と同様に、部材の表面に過度な酸化物の生成により点溶接性を確保することが難しい。
【００８２】
このとき、加熱時の全体の昇温速度については特に限定する必要がないが、母材表層部に炭素濃化層をより簡単に形成させるために、６００〜８００℃の昇温速度が１〜１０℃／ｓｅｃとなるように行うことができる。
【００８３】
一般に、Ａｌ−Ｓｉめっき層の存在は、加熱中母材の脱炭を抑制するという効果を奏するが、６００〜８００℃の温度区間は、昇温中Ａｌ−Ｓｉめっき層が溶融して液状のめっき層が存在する区間であって、継続的な脱炭反応が起こりうる区間である。したがって、６００〜８００℃の温度区間における昇温速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合には、継続的な脱炭現象により、結果として、母材表層に十分な炭素濃化層を形成することが難しく、１０℃／ｓｅｃを超えると、脱炭反応は最小限に抑えることができるが、このために、追加の加熱設備が必要となり、製造コストが増加するという問題がある。
【００８４】
熱間成形段階
上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ（マルテンサイト変態終了温度）以下まで冷却する熱間成形段階を含む。
【００８５】
冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合には、フェライトが形成され、高強度を確保することが難しい。これに対し、１０００℃／ｓｅｃを超えるように制御するために、高価且つ特別な冷却設備が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。
【実施例】
【００８６】
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、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという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。
【００８７】
下記表１に示す成分組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブを真空溶解を介して製造した。
【００８８】
上記スラブを下記表２に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却、及び巻取りを行うことで、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を酸洗処理した後、圧下率５０％で冷間圧延し、水素５％−窒素９５％の雰囲気で下記表２に示す条件で焼鈍し、Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅのめっき浴に浸漬し、片面当たりのめっき量が８０ｇ／ｍ２になるようにめっきすることで、めっき鋼板を製造した。
【００８９】
上記めっき鋼板の素地鋼板における表層部の炭素枯渇層の厚さ、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）、及び表層部の炭化物分率（Ｆｓ）を観察及び測定して下記表２に記載した。上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味し、上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。
【００９０】
炭素の分布を分析するために、深さ方向に様々な成分の定量分析が可能なＧＤＳ（Ｇｌｏｗ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）方法を用いることで、表層から深さ方向に十分な深さに対して、炭素などの主要元素の濃度分析を行った。一般のＧＤＳ分析の場合には、２〜６ｍｍの円形面積に対して深さ方向の分析を行うため、深さ方向の濃度プロファイル上の正確なめっき層／母材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Ａｌ含有量が１％の地点を母材表層と決定した。
【００９１】
素地鋼板の炭化物は、断面組織上の炭化物分率を表層部及び中心部の各３ヶ所で１０００倍のＳＥＭ観察後に、画像解析を介して測定した。
【００９２】
さらに、上記めっき鋼板を用いて下記表３に示す加熱条件で加熱した後、ＨＡＴ形状の金型が装着されたプレスに移送し、熱間成形を行うことで熱間成形部材を製造した。加熱炉から抽出した後から熱間成形開始までの時間は、すべて１２秒と同様に適用し、実際の製品においてフェライト発生が脆弱な壁部から試験片を採取し、母材表層部における炭素濃化層の厚さ、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、及び衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）を観察及び測定して下記表３に記載した。
【００９３】
昇温速度は、加熱炉に装入される前に、ブランクの中心部に熱電対を付着して鋼板の昇温挙動を測定し、これをもとに、６００〜８００℃の温度区間の昇温速度を計測した。
【００９４】
炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味し、母材表層部の炭素濃化層の厚さは上記炭素枯渇層の分析と同様の方法であるＧＤＳ分析で測定した。
【００９５】
衝撃特性の評価のために、シャルピー衝撃靭性試験を行った。本鋼板は、厚さ１．５ｍｍの薄物材であるため、標準規格のシャルピー衝撃靭性のための試験片の製造が難しく、各実験は、標準サイズに対して厚さだけを１．５ｍｍに減らしたＶ−ノッチ（ｎｏｔｃｈ）タイプの試験片を製作して常温（２５℃）で評価し、そのときの衝撃吸収エネルギー（ＩＥ、Ｉｍｐａｃｔ  Ｅｎｅｒｇｙ）を測定した。また、通常の衝撃特性は、強度に反比例する特性であって、ＴＳ×ＩＥに換算した結果をともに示し、本発明で目標とする優れた耐衝撃特性の確認のためにＴＳ×ＩＥの結果をもとに区分した。
【００９６】
【表１】
0006931396.tif 000002
【００９７】
【表２】
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【００９８】
【表３】
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【００９９】
本発明で提示した条件を満たす発明例の場合、優れた引張強度及び衝撃特性を確保することができた。
【０１００】
これに対し、めっき鋼板Ａ２及びＡ３は焼鈍時の雰囲気の露点温度が本発明で提示した範囲を外れた場合であって、焼鈍時の表層脱炭に応じて炭素枯渇層の深さが５μｍを超えるか、Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満となった。これを用いて製造された熱間成形部材Ａ２−１及びＡ３−１は、母材表層部の炭素濃化層の厚さが１０μｍ未満であり、衝撃特性が劣っていた。
【０１０１】
めっき鋼板Ａ４はスラブ加熱温度が本発明の範囲を外れた場合であり、めっき鋼板Ａ５は仕上げ圧延後の冷却開始時間が本発明の範囲を外れた場合であって、炭素枯渇層の深さが５μｍを超えるか、Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満となった。これを用いて製造された熱間成形部材Ａ４−１及びＡ５−１は、母材表層部の炭素濃化層が形成されず、衝撃特性が劣っていた。
【０１０２】
熱間成形部材Ａ１−５及びＣ２−１は、本発明の条件を満たすめっき鋼板Ａ１及びＣ２を用いて製造されたが、６００〜８００℃の温度区間の昇温速度が１℃／ｓｅｃ未満と本発明の範囲を外れた場合であって、母材表層部の炭素増粘層の厚さが１０μｍ未満と十分に形成されず、衝撃特性が劣っていた。
【０１０３】
鋼種ＦはＣ含有量が低い場合であって、熱間成形部材Ｆ１−１は引張強度が劣っていることが分かる。
【０１０４】
図１は、実施例の熱間成形部材の母材表層部におけるＣ濃化層の厚さに応じたＴＳ×ＩＥの値を示したグラフである。Ｃ濃化層の厚さが１０μｍ以上の場合には、ＴＳ×ＩＥの値が顕著に向上することを確認できる。
【０１０５】
図２は、実施例中のＡ１−１（発明例）及びＡ２−１（比較例）の熱間成形部材の壁部におけるナイタルエッチングした後の微細組織を撮影した写真である。母材表層部にＣ濃化層が形成されたＡ１−１では、フェライトの形成が円滑に抑制されたのに対し、母材表層部にＣ濃化層が形成されなかったＡ２−１は衝撃特性を劣化させるフェライトが形成されたことが確認できる。
【０１０６】
図３は、Ａ１−１（発明例）の熱間成形前後のＧＤＳ分析を通じた主要成分の濃度プロファイルを示した結果である。熱間成形前の母材表層部には、炭素枯渇層が形成されず、熱間成形後の母材表層部に約４０μｍ厚さの炭素濃化層が形成されることが確認できる。
【０１０７】
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
【図１】
0006931396.tif 000005
【図２】
0006931396.tif 000006
【図３】
0006931396.tif 000007