WO2023132349A1 - ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体 - Google Patents
ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体 Download PDFInfo
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Definitions
- the present invention relates to a steel sheet for hot stamping, a method for manufacturing the same, and a hot stamped product.
- This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-001017 filed in Japan on January 06, 2022, the content of which is incorporated herein.
- Weight reduction of members such as door guard bars and side members of automobiles has been studied in order to respond to the recent trend toward lighter fuel consumption.
- thinning is effective for weight reduction.
- simply thinning the material reduces the load capacity of the member. Therefore, steel sheets used as materials for automobile parts are required to have high strength so that strength and collision safety can be ensured even when the thickness is reduced.
- the formability of materials generally deteriorates as strength increases. Therefore, in order to reduce the weight of the member, the steel plate used as the material (raw material) is required to have both excellent formability and high strength.
- TRIP Transformation Induced Plasticity
- Patent Documents 3 and 4 disclose ultra-high tensile strength steel for cold pressing with a tensile strength of 1470 MPa or more.
- these steel sheets are designed to prevent hydrogen embrittlement due to cold working, they are subject to considerable blade wear during shear cutting and trimming.
- the press load is too high and cold pressing cannot be performed. For this reason, there has been a big problem in further increasing the strength of steel sheets for automobile parts.
- Patent Document 5 discloses There is a technique called hot stamping in which press molding is performed in a single austenite phase region, and then quenching is performed. By applying this hot stamping, it is possible to suppress the wear of shears and trims, suppress the press load, and manufacture members with high strength of 980 MPa or more and excellent shape fixability.
- hot stamping a steel plate is inserted into a heating furnace or heated to a high temperature exceeding 800° C. by electric heating or far-infrared heating in the atmosphere.
- Patent Documents 6 and 7 disclose zinc plating containing 9% or more and 30% or less by mass of Fe by containing Si or Al in the plating layer to suppress volatilization of zinc.
- a hot-stamped article formed with a coating weight of 30 g/m 2 or more is disclosed.
- the alloying reaction between Fe and zinc proceeds during hot stamping heating, so the mass% of Fe in the galvanized layer is stabilized in the range of 9 to 30%.
- the present invention provides a hot stamped molded article that is less affected by the heating conditions during hot stamping (can be manufactured under a wide range of heating conditions) and has excellent rust resistance, and the hot stamped article.
- An object of the present invention is to provide a steel sheet for hot stamping suitable as a material for a compact and a method for manufacturing the steel sheet for hot stamping.
- the inventors have diligently studied methods for solving the above problems. As a result, by concentrating B in the zinc-based coating layer of the steel sheet for hot stamping, the alloying reaction between Fe (iron) and Zn (zinc) is delayed, and in a wide range of hot stamping heat treatment conditions, It is possible to obtain hot stamp formability with a plating layer having a ⁇ phase containing 9 to 30% Fe, and this hot stamp compact has high corrosion resistance and can be subjected to chemical conversion treatment and electrodeposition treatment. It was found that it is possible to suppress the peeling of the coating film when it is performed.
- a steel sheet for hot stamping according to an aspect of the present invention has a base steel sheet and a zinc-based plating layer formed on the surface of the base steel sheet, and the base steel sheet contains, by mass%, C: 0.030-0.600%, Si: 0.01-1.50%, Mn: 0.10-2.50%, Al: 0.001-0.100%, Ti: 0.010- 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0-0.050%, V: 0-0.500%, W: 0-0.500%, Cr: 0-1.00%, Mo: 0-0.50%, Co: 0-1.000 %, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, REM: 0-0.0100%, Zr: 0-0.0500%, Ca: 0-0.0100%, Mg
- the zinc-based plating layer has a basis weight of 35 g/m 2 or more, and the zinc-based plating layer has a chemical composition of 0.0005% by mass or more of B. .
- the chemical composition of the zinc-based plating layer may contain Fe: less than 9.0% by mass.
- the chemical composition of the zinc-based plating layer may contain Fe: 9.0% or more by mass.
- the chemical composition of the base steel sheet is, in mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, V: 0 .005-0.500%, W: 0.005-0.500%, Cr: 0.01-1.00%, Mo: 0.01-0.50%, Co: 0.01-1.000 %, Ni: 0.01 to 1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, REM: 0.0003 to 0.0100%, Zr: 0.0003 to 0.0500%, Ca: 0.
- a method for producing a steel sheet for hot stamping according to another aspect of the present invention comprises, in terms of % by mass, C: 0.030 to 0.600%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.001%, 10 to 2.50%, Al: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0-0.050%, V: 0-0.500%, W: 0-0.500%, Cr : 0-1.00%, Mo: 0-0.50%, Co: 0-1.000%, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-1.00%, REM: 0-0
- Sb A casting step of casting a steel ingot or slab having a chemical composition of 0 to 0.50% and the balance: Fe and impurities; heating the steel ingot or slab to 1100° C. or higher; A hot rolling step of performing hot rolling at 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet, and a coiling step of winding the hot rolled steel sheet after the hot rolling step in a temperature range of 600° C. or lower.
- a cold-rolling step of obtaining a cold-rolled steel sheet by pickling the hot-rolled steel sheet after the coiling process and then cold-rolling it at a cumulative reduction rate of 30 to 80%;
- the rolled steel sheet is held in an annealing furnace in which the atmosphere has an oxygen potential of ⁇ 1.20 to ⁇ 0.50 and the temperature of the atmosphere is 650° C. or more and less than 800° C. for 30 seconds or more, and the steel sheet surface temperature is 500.
- An annealing step in which annealing is performed to cool to 400 ° C., and the cold-rolled steel sheet after the annealing step is immersed in a plating bath to form a coating layer having a basis weight of 35 g / m 2 or more and a cooling step of cooling the cold-rolled steel sheet after the plating step to 50° C. or lower.
- the cold-rolled steel sheet is further placed in a furnace with an ambient temperature of 460 to 600 ° C. may be provided with an alloying treatment step of holding at for 5 seconds or more.
- a hot stamped product has a base steel plate and a plating layer containing Zn and Fe formed on the surface of the base steel plate, and the base steel plate is mass %, C: 0.030 to 0.600%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.10 to 2.50%, Al: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.
- Nb 0-0.050%
- V 0-0.500%
- W 0-0.500%
- Cr 0-1.00%
- Mo 0-0.50%
- Co 0 1.000%
- Ni 0-1.00%
- Cu 0-1.00%
- REM 0-0.0100%
- Zr 0-0.0500%
- Ca 0-0. 0100%
- Mg 0-0.0100%
- Sn 0-0.50%
- Sb 0-0.50%
- the microstructure at the 1/4 depth position which is in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the base steel plate, has a volume fraction of martensite: 5 to 100%.
- the remaining structure consists of one or two types of bainite and pearlite, and among the plating layers, the amount of adhesion of the ⁇ layer having an Fe content of 9 to 30% by mass is 30 g / m 2 or more, Bc is the maximum value of the B content in mass% in the plating layer, and Bq is the B content in mass% at the quarter depth position of the base steel plate. , the Bc is 1.2 times or more the Bq.
- the chemical composition of the base steel sheet is, in mass%, Nb: 0.005 to 0.050%, V: 0.005 to 0.500%.
- W 0.005 to 0.500%
- Cr 0.01 to 1.00%
- Mo 0.01 to 0.50%
- Co 0.01 to 1.000%
- Ni 0.01 ⁇ 1.00%
- Cu 0.01-1.00%
- REM 0.0003-0.0100%
- Zr 0.0003-0.0500%
- Ca 0.0003-0.0100%
- Sn 0.01 to 0.50%
- Sb 0.01 to 0.50%, selected from the group consisting of may contain one or two or more.
- a hot stamped article having excellent rust resistance (corrosion resistance and paint film adhesion), a hot stamping steel sheet suitable as a material for the hot stamped article, and the hot stamping A method for manufacturing a steel plate can be provided.
- thermoforming steel sheet according to one embodiment of the present invention hot stamping steel sheet according to this embodiment
- hot stamped article according to one embodiment of the present invention hot stamped article according to this embodiment
- their manufacturing methods will be sequentially described.
- a steel sheet for hot stamping according to the present embodiment includes a base steel sheet and a zinc-based plating layer formed on the surface of the base steel sheet.
- the zinc-based plating layer may be formed on one side of the base steel sheet, or may be formed on both sides.
- the basis weight of the zinc-based plating layer formed on the surface of the base steel sheet is 35 g/m 2 or more on each side.
- the plating layer of the hot stamped body should contain 9% by mass of Fe in the alloy layer of Zn and Fe. It is necessary that the deposition amount of the ⁇ layer, which is a layer composed of the ⁇ phase with ⁇ 30%, is 30 g/m 2 or more.
- B is contained in the zinc-based coating layer to delay the reaction between Fe and zinc (Zn), but even so, the basis weight of the zinc-based coating layer is less than 35 g/m 2 , the alloying reaction of iron and zinc proceeds excessively during the hot stamping heat treatment, and a sufficient amount of ⁇ layer cannot be secured in the hot stamped compact.
- the basis weight of the zinc-based plating layer is set to 35 g/m 2 or more.
- the basis weight is preferably 40 g/m 2 or more.
- the upper limit of the basis weight is not limited, it may be less than 90 g/m 2 .
- the chemical composition of the zinc-based plating layer of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment contains 0.0005% by mass or more of B.
- B delays the alloying reaction between Fe and Zn during hot stamping, secures a predetermined amount of ⁇ layer in the hot stamped compact, and prevents the formation of the plating layer. It is an element that contributes to suppressing unevenness of the surface.
- the unevenness of the surface of the plating layer in the hot stamped product correlates with the coating film adhesion after chemical conversion treatment and electrodeposition coating. contribute. If the B content in the zinc-based plating layer is less than 0.0005% by mass, sufficient effects cannot be obtained.
- the B content in the zinc-based plating layer is made 0.0005% by mass or more.
- the upper limit of the B content is not limited. 0.0100% by mass is the substantial upper limit, because it is economically unfavorable. B content is good also as 0.0060 mass % or less.
- the remainder other than B in the chemical composition of the zinc-based plating layer of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is, for example, in mass%, Al: 0 to 1.00%, Fe: 0.1 to 20.0%, Si : 0-1.0%, Mg: 0-0.5%, Mn: 0-0.5%, Pb: 0-0.5%, Sb: 0-0.5%, and the balance: Zn and It can be an impurity.
- the Zn content is preferably 80.0% or more, more preferably 85.0% or more.
- Al forms an oxide on the surface layer during hot stamping heating and prevents evaporation of Zn during hot stamping heat treatment, thereby contributing to ensuring a ⁇ layer of 30 g/m 2 or more in the hot stamped compact.
- the Al content is 0.01% by mass or more for the purpose of stably ensuring the ⁇ layer in the hot stamped body.
- the Al content exceeds 1.00% by mass, the formation of Al oxides becomes significant during hot stamping, and there is a risk that problems such as adverse effects on weldability due to the formed oxides and press die wear will occur. increases. For this reason, the Al content is preferably 1.00% by mass or less.
- the Al content is more preferably 0.40% by mass or less, still more preferably 0.35% by mass or less.
- the Fe content in the zinc-based plating layer of the hot stamping steel sheet is small, and Fe and Fe during the hot stamping heat treatment. Even if the alloying reaction of Zn progresses, the time for the Fe content in the plating layer to be 30% by mass or less increases. In this case, it is preferable in that it is easy to secure a large amount of the ⁇ layer after the hot stamping heat treatment.
- the hardness of the zinc-based plating layer of the steel sheet for hot stamping increases, so it is possible to suppress appearance defects such as scratches that occur when handling the steel sheet. is. In this case, the appearance of the hot-stamped product is improved, which is preferable.
- the chemical composition and basis weight of the zinc-based plating layer can be obtained by the following methods. All zinc-based plating was immersed in a 5% HCl aqueous solution containing 0.02% by mass of an inhibitor (Ibit 700A, Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) to suppress the dissolution of Fe in the steel sheet at room temperature for 10 minutes. It can be obtained by dissolving the layer and calculating from the weight change before and after the dissolution. Whether or not the dissolution of the zinc-based plating layer is completed is determined based on the termination of bubbling caused by hydrogen generation during dissolution. The chemical composition of the zinc-based plating layer is measured by ICP analysis of the solution in which the zinc-based plating layer is dissolved. The chemical composition measured by this method is the average chemical composition of the zinc-based plating layer.
- an inhibitor Ibit 700A, Asahi Chemical Industry Co., Ltd.
- the microstructure at the 1/4 depth position in the range of 1/8 to 3/8 of the thickness in the thickness direction from the surface of the base steel sheet has a volume ratio of It contains ferrite: 20-95%, pearlite: 5-80%, and the rest of the structure consists of bainite.
- the reason why the microstructure at the 1/4 depth position is specified is that the microstructure at this position is a representative microstructure of steel sheets and has a strong correlation with the properties.
- the volume fraction of ferrite is less than 20%, the proportion of hard structures such as martensite and bainite becomes too high, resulting in poor workability.
- the volume fraction of ferrite exceeds 95%, the volume fraction of pearlite that becomes austenite during hot stamping heat treatment and martensite during die hardening cannot be ensured at 5% or more. In this case, the strength obtained after hot stamping is lowered, and sufficient strength cannot be obtained as a hot stamped product. Therefore, the volume ratio of ferrite is set to 20 to 95%.
- perlite contains carbide, it contributes to high strength by hot stamping (heating and quenching). If the volume fraction of pearlite is less than 5%, the strength increase in hot stamping is insufficient, and the strength of the hot stamped product is reduced. Therefore, the volume ratio of pearlite is set to 5% or more.
- the volume fraction of perlite is preferably 9% or more, more preferably 13% or more.
- the pearlite volume ratio exceeds 80%, the ferrite volume ratio falls below 20%. Therefore, the volume ratio of pearlite is set to 80% or less.
- pearlite refers to a structure in which ferrite and cementite are layered. In this embodiment, even if a part of cementite is divided or spheroidized, it is determined to be pearlite. Ferrite and pearlite preferably have a total volume fraction of 95% or more.
- the microstructure may contain bainite with a volume fraction of 5% or less as the remainder other than ferrite and pearlite. Since bainite has a hard microstructure following ferrite and pearlite, it may be contained as long as it does not extremely increase the strength of the steel sheet for hot stamping. If the volume fraction of bainite exceeds 5%, the strength of the steel sheet increases more than necessary.
- the volume fraction of bainite is preferably 2% or less, and may be 0%.
- a sample is collected with a thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, the observation surface is polished, nital etching is performed, and the thickness is increased in the thickness direction from the surface.
- a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness from the surface centered at the 1/4 position is observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electronscope) to measure the area ratio. and take it as the volume ratio.
- FE-SEM Field Emission Scanning Electronscope
- Ferrite, pearlite, bainite, and martensite can be judged by the following characteristics.
- Ferrite is a bcc phase with equiaxed grains and no carbide inside.
- Pearlite is a structure in which a bcc phase and cementite are layered, and can be distinguished by observation with an electron microscope.
- Bainite can be either upper bainite containing cementite between the laths of the bcc phase having a lath-like morphology or lower bainite containing cementite having a single orientation relationship (with the same variant) within the laths. Even microstructures can be distinguished by electron microscopy.
- Both the upper bainite and the lower bainite are hard and bring about high strength of the steel sheet for hot stamping, so both are bainite in this embodiment.
- Martensite has multiple orientation relationships with fresh martensite consisting of bcc phases or bct phases in a lath-like form that does not contain carbides (lower bainite also contains cementite in its laths, but has only one orientation relationship.
- tempered martensites containing cementite iron-based carbides
- this method can also measure the volume fraction of martensite.
- % regarding the content of each element means % by mass.
- C 0.030-0.600% C is an effective element for increasing the strength of steel. If the C content is less than 0.030%, the maximum tensile strength (tensile strength) of the hot-stamped product cannot be sufficiently ensured. Therefore, the C content is made 0.030% or more.
- the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
- the C content should be 0.600% or less.
- the C content is preferably 0.550% or less, more preferably 0.500% or less.
- Si 0.01-1.50% Si is a solid solution strengthening element. If the Si content is 0.01% or more, the strength increases significantly, so the Si content is made 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50%, not only does the effect saturate, but the Ac3 point rises, making it necessary to raise the heating temperature during hot stamping, which is not preferable. Therefore, the Si content is set to 1.50% or less.
- Mn 0.10-2.50%
- Mn is an element that enhances hardenability.
- the Mn content is set to 0.10% or more.
- the Mn content is set to 2.50% or less.
- Al 0.001-0.100%
- Al is an element that acts as a deoxidizer. If the Al content is less than 0.001%, a sufficient deoxidizing effect cannot be obtained, and a large amount of inclusions (oxides) will be present in the steel sheet. These inclusions are not preferable because they become starting points of breakage during hot stamping and cause breakage. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more. The Al content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the Ac3 point increases, the heating temperature during hot stamping needs to be increased, and the productivity decreases. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
- Ti 0.010-0.100%
- Ti is an element that contributes to increasing the strength and toughness of a hot-stamped product by strengthening fine grains by suppressing grain growth of austenite during the heating process of hot stamping.
- Ti is an element that binds with N to form TiN, thereby suppressing B from becoming a nitride.
- the Ti content is made 0.010% or more.
- the Ti content is preferably 0.012% or more, more preferably 0.015% or more.
- the Ti content exceeds 0.100%, Ti carbides are formed, the amount of C that contributes to martensite strengthening is reduced, and the strength of the hot stamped body may be reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less.
- the Ti content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
- B 0.0005 to 0.0100% B diffuses into the plating layer during hot stamping, retards the reaction between Fe and Zn during hot stamping, and is an effective element for improving corrosion resistance and coating film adhesion.
- the B content is made 0.0005% or more.
- the B content is preferably 0.0007% or more, more preferably 0.0009% or more.
- B content shall be 0.0100% or less.
- the B content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, still more preferably 0.0030% or less.
- P 0.100% or less
- P is an element that segregates in the vicinity of the thickness central portion of the steel sheet, and is also an element that embrittles the weld zone. Therefore, it is preferable that the P content is as small as possible.
- the P content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.050% or less.
- the lower limit of the P content does not need to be specified (0% may be acceptable), but reducing the P content to less than 0.001% is economically disadvantageous, so the P content is set to 0.001%. It is good as above.
- S 0.0100% or less S is an element that adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling.
- the S content is preferably as small as possible, if the S content exceeds 0.0100%, the above-mentioned adverse effects become pronounced, so the S content is made 0.0100% or less.
- the lower limit of the S content does not need to be specified (0% may be acceptable), but reducing the S content to less than 0.0001% is economically disadvantageous, so the S content is set to 0.0001%. It is good as above.
- N 0.0150% or less
- N is an element that forms coarse nitrides and deteriorates bendability and hole expansibility.
- N is also an element that causes blowholes during welding.
- the N content is preferably as small as possible, if the N content exceeds 0.0150%, the bendability and hole expansibility deteriorate significantly. Therefore, the N content is made 0.0150% or less.
- the lower limit of the N content does not need to be specified (0% may be acceptable), but if the N content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so the N content is set to 0.0001%. or more, or 0.0005% or more.
- O 0.0100% or less
- O is an element that forms oxides and exists as inclusions in steel. These inclusions deteriorate the properties of the steel sheet for hot stamping. Although the smaller the O content is, the better (it may be 0%), the above tendency becomes remarkable when the O content exceeds 0.0100%. Therefore, the O content is made 0.0100% or less.
- the O content is preferably 0.0050% or less.
- reducing the O content to less than 0.0001% causes an excessive increase in cost, which is economically undesirable. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
- the oxides mentioned here are oxides that exist as inclusions in the steel sheet, and are different from scales formed during hot stamping. Moreover, since the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment has a zinc-based plating layer, it is possible to suppress the formation of iron oxides on the surface of the base steel sheet.
- the balance other than the above elements may be Fe and impurities.
- the following elements may be contained as necessary.
- the lower limit is 0% for both, since the optional element may not be included.
- the properties of the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment are not adversely affected.
- Nb 0-0.050%
- V 0-0.500%
- W 0-0.500%
- Nb, V, and W are elements that contribute to increasing strength and toughness by strengthening fine grains by suppressing grain growth of austenite during the heating process of hot stamping. For this reason, it may be contained.
- the Nb content exceeds 0.050%, or the V content or W content exceeds 0.500%, carbides of these elements are formed, and the amount of C that contributes to martensite strengthening decreases, causing a decrease in the strength of the hot stamped product. Therefore, the Nb content should be 0.050% or less, and the V content and W content should each be 0.500% or less.
- Cr 0-1.00% Mo: 0-0.50%
- Co 0 to 1.000%
- Ni 0-1.00%
- Cu 0-1.00%
- Cr, Mo, Co, Ni, and Cu are all elements that improve the hardenability during hot stamping, promote the formation of martensite, and contribute to increasing the strength of the hot stamped compact. This effect becomes remarkable when 0.001% or more of Co and/or 0.01% or more of each of Cr, Mo, Ni and Cu are contained. Therefore, it is preferable that the Co content is 0.001% or more, and the Cr content, Mo content, Ni content, and Cu content are each 0.01% or more. On the other hand, if the contents of these elements are excessive, the weldability, hot workability, etc.
- the Cr content the Cu content and the Ni content are respectively 1.00% or less, the Co content is 1.000% or less, and the Mo content is 0.50% or less.
- REM 0-0.0100%
- Zr 0-0.0500%
- Ca 0-0.0100%
- Mg 0-0.0100%
- REM, Zr, Ca and Mg may be contained.
- REM is an abbreviation for Rare Earth Metal, and indicates Y and elements belonging to the lanthanide series including La and Ce. REM is often added as a misch metal, and in addition to La and Ce, it may contain lanthanide series elements in combination.
- Sn 0-0.50%
- Sb 0-0.50%
- the As content is 0.020% or more and/or the Sn content and Sb content are each 0.02% or more.
- the As content should be 0.100% or less, and the Sn content and Sb content should each be 0.50% or less.
- the chemical composition mentioned above can be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
- the atmosphere control during annealing concentrates B in the surface layer of the steel sheet in the coating layer or at the interface with the coating layer.
- the composition (element concentration) is different from the value at the 1/4 depth position or the total thickness average. For this reason, after removing a region of 150 ⁇ m from the surface of the base steel plate by polishing, component analysis is performed. If the above region is removed, it may be either the 1/4 depth position or the full thickness average.
- B in the surface layer portion of the base steel sheet is concentrated on the surface, and B concentrated on the surface is diffused into the plating layer. Therefore, in the surface layer portion of the steel sheet for hot stamping, there may be a region where the B content (concentration) is lowered. Specifically, the B content at a position 10 ⁇ m in the depth direction (plate thickness direction) from the surface of the base steel plate is 0.80 times (80 %) or less. In this case, B is sufficiently diffused in the coating layer, and by suppressing the alloying reaction between the zinc coating layer and the base steel sheet during the hot stamping heat treatment, the Fe content is 9 to 30 mass. % of the .GAMMA.
- B As a method of adding B to the plating bath, it is conceivable to add B to the plating bath. , B could not be concentrated in the coating layer, and the alloying reaction between the galvanizing layer and the base steel sheet during the hot stamping heat treatment could not be suppressed.
- the B content in mass% at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the base steel plate is obtained by cutting a test piece of width 50 mm ⁇ length 50 mm from the hot stamping steel plate, and measuring the B content in mass% by GDS. can be asked for.
- the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can ensure excellent rust resistance after hot stamping regardless of the strength.
- the steel sheet for hot stamping is required to be easy to cut and press-form. Therefore, it is not preferable that the strength of the steel sheet for hot stamping, which is used for cutting and press forming, increases. For this reason, it is desirable that the tensile strength of the steel sheet for hot stamping is 980 MPa or less.
- the steel plate for hot stamping according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps. (I) a casting step of casting a steel ingot or slab having a predetermined chemical composition; (II) a hot rolling step of heating the steel ingot or the slab to 1100° C. or higher and performing hot rolling at a finish rolling temperature of 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet; (III) a winding step of winding the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling step in a temperature range of 600° C.
- annealing is performed to cool the steel plate surface temperature to 500 to 400 ° C.;
- a plating step of immersing the cold-rolled steel sheet after the annealing step in a plating bath to form a zinc-based plating layer having a basis weight of 35 g/m 2 or more per side;
- ⁇ Casting process> a steel ingot or slab having the same chemical composition as the steel plate for hot stamping according to the present embodiment is cast.
- a continuously cast slab, a thin slab caster, or the like can be used.
- the manufacturing method is also compatible with processes such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) where hot rolling is performed immediately after casting.
- the cast steel ingot or slab is heated to 1100° C. or higher and hot rolled at a finish rolling temperature of 800° C. or higher to obtain a hot rolled steel sheet.
- the heating temperature is set to 1100° C. or higher.
- the steel ingot or slab after casting has a temperature of 1100° C. or higher, hot rolling may be performed without heating.
- the finish rolling temperature is lower than 800° C., the rolling load increases, which makes rolling difficult and causes shape defects in the steel sheet after rolling.
- finish rolling temperature shall be 800 degreeC or more.
- the upper limit of the finish rolling temperature does not need to be set particularly, but if the finish rolling temperature is excessively high, the heating temperature must be excessively high in order to ensure that temperature, so the finish rolling temperature should be 1100 ° C. or less. preferable.
- the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process is wound in a temperature range of 600°C or less. If the coiling temperature exceeds 600° C., the thickness of oxides formed on the surface of the steel sheet increases excessively and the pickling property deteriorates, which is not preferable. In addition, B is concentrated in the iron oxide formed during winding, and the B content (concentration) in the surface layer of the steel sheet is reduced, so the B concentration in the surface layer of the steel sheet in the subsequent process is insufficient. It is not preferable because it becomes On the other hand, if the coiling temperature is less than 400°C, the strength of the hot-rolled steel sheet is extremely increased, and sheet breakage and shape defects are likely to occur during cold rolling.
- the winding temperature is desirable to set the winding temperature to 400° C. or higher.
- softening is achieved by heating the coiled hot-rolled steel sheet in a box annealing furnace or continuous annealing equipment, it may be coiled at a low temperature of less than 400°C.
- Roughly rolled sheets may be bonded together during hot rolling and finish rolling may be continuously performed. Alternatively, the rough-rolled sheet may be wound once.
- the hot-rolled steel sheet after the coiling process is pickled and then cold-rolled at a reduction rate (cumulative reduction rate) of 30 to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet.
- the purpose of pickling is to remove scale formed by hot rolling. Pickling is preferably performed using hydrochloric acid containing an inhibitor, but if the surface scale can be removed by pickling, other acids such as hydrochloric acid, sulfuric acid, nitric acid, etc., which do not use inhibitors, or a combination of these may be used. If the rolling reduction is less than 30%, it becomes difficult to keep the shape of the steel sheet flat, and the ductility of the final product deteriorates. Therefore, the draft is set to 30% or more.
- the draft is set to 80% or less.
- the rolling reduction is preferably 40 to 70%. It is not necessary to specify the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass.
- the cold-rolled steel sheet is held in an annealing furnace in which the atmosphere has an oxygen potential of ⁇ 1.20 to ⁇ 0.50 and the temperature of the atmosphere is 650° C. or more and less than 800° C. for 30 seconds or more, After holding, the steel plate surface temperature is cooled to 500 to 400°C. Since the annealing step is performed continuously with the subsequent plating step, it is preferable to perform the annealing step by passing the sheet through a continuous hot-dip galvanizing line. The reason why the annealing temperature (ambient temperature) is set to 650° C. or more and less than 800° C. in annealing is to soften the steel sheet and concentrate B on the steel sheet surface.
- the annealing temperature is in the range of 650° C. or more and less than 800° C., dislocations introduced during cold rolling are released by recovery, recrystallization, or phase transformation, so annealing in this temperature range is desirable. . If the annealing temperature (ambient temperature) exceeds 750° C., austenite is formed during annealing, and the austenite tends to transform into bainite or martensite during subsequent cooling, resulting in hardening. In addition, since the diffusion of B is slower in austenite than in ferrite, it takes a long time to concentrate B in the surface layer, so in the plating process performed later, the concentration of B tends to decrease into the zinc-based plating layer. It is in.
- the annealing temperature (ambient temperature) is preferably 750° C. or lower.
- the steel sheet for hot stamping tends to be harder than when the annealing temperature (ambient temperature) is 650 to 750°C.
- it is necessary to lengthen the heat treatment time (annealing time) to ensure rust resistance both are limited. Therefore, even when the annealing temperature (ambient temperature) is more than 750°C and less than 800°C, the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment can be obtained.
- the annealing temperature is set to 650° C. or higher.
- the oxygen potential of the atmosphere during annealing is set to -0.50 to -1.20. If the oxygen potential exceeds -0.50, not only is the effect of concentrating B in the surface layer saturated, but the oxygen potential in the furnace becomes too high, and the refractories and hearth rolls in the furnace deteriorate. If the oxygen potential is less than -1.20, B cannot be concentrated on the surface of the steel sheet during annealing, and as a result, the zinc-based coating layer cannot contain enough B.
- the oxygen potential in the furnace is defined as log( PH2O / PH2 ), where PH2O is the partial pressure of water vapor in the atmosphere and PH2 is the partial pressure of hydrogen in the atmosphere. When the above oxygen potential is used, the dew point is about 0 to +20° C. in an atmosphere containing about 10% hydrogen, for example.
- the holding time at 650° C. or more and less than 800° C. is less than 30 seconds, the enrichment of B on the steel sheet surface becomes insufficient, making it difficult to obtain a predetermined amount of ⁇ layer after hot stamping.
- the retention time exceeds 6000 seconds not only the effect is saturated, but also the economical rationality is inferior, which is not preferable.
- This annealing process concentrates B on the surface of the steel sheet. The reason why B is concentrated in the annealing process is that even if B is concentrated on the surface of the steel sheet in the hot rolling process, the B-enriched layer is removed by pickling or the like before subsequent cold rolling. , B cannot diffuse into the plating layer in the plating process. Also, if B is concentrated in the iron oxides formed during coiling, the concentration of B in the surface layer of the steel sheet will decrease, so that the concentration of B in the surface layer of the steel sheet in the subsequent process will be insufficient.
- the steel sheet After holding, the steel sheet is cooled to a surface temperature of 500 to 400° C. for the subsequent plating process. Since the temperature of the plating bath is generally about 450° C., immersing a steel sheet at a temperature of less than 400° C. in the plating bath causes problems such as solidification of the plating, which causes non-plating. On the other hand, when a steel sheet having a temperature exceeding 500° C. is immersed in a plating bath, zinc oxide is formed during plating, resulting in non-plating. Therefore, the steel sheet to be subjected to the plating process is cooled to 500-400°C. During cooling, the immersion temperature in the plating bath becomes constant by reducing the temperature difference within the plate, which contributes to the suppression of non-plating and uneven alloying, so the average cooling rate is less than 2.0 ° C./sec. Preferably.
- the cold-rolled steel sheet after the annealing step is immersed in a plating bath to form a zinc-based plating layer having a basis weight of 35 g/m 2 or more.
- the plating bath may be adjusted according to the chemical composition of the desired plating layer, and the temperature of the plating bath may be within a known range.
- the basis weight of the zinc-based plating layer can be adjusted by wiping or the like after pulling up from the plating bath.
- the cold-rolled steel sheet on which the zinc-based plating layer is formed may be heated to 460 to 600° C. and alloyed, if necessary.
- the Fe content of the zinc-based plating layer can be made 9.0% by mass or more.
- alloying at less than 460° C. takes a long time, resulting in poor productivity.
- alloying at a temperature exceeding 600° C. not only saturates the effect, but also an excessive temperature rise is economically undesirable.
- the cold-rolled steel sheet is cooled to 50°C or less, for example, to room temperature. Cooling conditions are not limited.
- a hot-stamped product according to the present embodiment has a base steel plate and a plated layer containing Zn and Fe formed on the surface of the base steel plate.
- the base material steel plate referred to here does not necessarily have to be a flat plate, and includes those in a state of being formed into various shapes by press working or the like.
- the hot-stamped product according to the present embodiment is obtained by hot-stamping the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment, as will be described later.
- the plating layer of the hot stamped body is a plating layer containing Zn and Fe, which is formed by alloying Zn of the zinc-based plating layer on the surface of the steel sheet for hot stamping with Fe of the steel sheet by hot stamping. is.
- the plated layer containing Zn and Fe a plurality of layers may be formed depending on the ratio of Zn and Fe.
- the adhesion amount of the ⁇ layer composed of 30% by mass of the ⁇ phase is 30 g/m 2 or more.
- This ⁇ layer is, for example, in mass %, Al: 0 to 1.00%, Fe: 9.0 to 30.0%, Si: 0 to 1.0%, Mg: 0 to 0.5%, Mn : 0-0.5%, Pb: 0-0.5%, Sb: 0-0.5%, Ni: 0-5.0%, Co: 0-5.0%, Mn: 0-5. 0%, P: 0-0.5%, B: 0.0005-0.1000%, and the balance is Zn and impurities.
- the plating layer of the hot stamped body according to the present embodiment has one or more oxides of Al, Si, Mn and Zn as the outermost layer, a ⁇ layer on the base steel plate side, and further on the base steel plate side.
- a zinc solid solution of Fe may be present. If the amount of the ⁇ layer having an Fe content of 9 to 30% by mass is less than 30 g/m 2 , sufficient rust prevention cannot be ensured.
- the deposition amount of the ⁇ layer is preferably 35 g/m 2 or more. Although the upper limit of the amount of adhesion is not limited, the amount of adhesion of the ⁇ layer may be less than 45 g/m 2 . In the plated layers containing Zn and Fe, sacrificial corrosion resistance is lost when the Fe content of any layer exceeds 30% by mass. On the other hand, if the Fe content is less than 9%, the Fe content in the zinc plating is too low, and the plating is soft and easily damaged, which is not preferable. As a layer other than the .GAMMA. layer, a solid solution layer mainly composed of Fe may be formed at 5 g/ m.sup.2 or more, but the presence of this layer is not particularly limited.
- Fe: 9 to 30 mass mainly composed of Zn % Zn—Fe alloy layer ( ⁇ layer) of 30 g/m 2 or more is within the scope of the hot stamped compact according to the present embodiment.
- the plating layer may contain elements such as Ni, Co, Mn, P, and B for the purpose of further improving corrosion resistance and improving chemical conversion treatability.
- the adhesion amount of the ⁇ layer is obtained by the following method.
- the measurement of the ⁇ layer containing 9 to 30% by mass of Fe with Zn as the main component is performed by the following method. That is, the hot-stamped body was subjected to constant current electrolysis at -800 mV vs. 4 mA/cm 2 in an aqueous solution of NH 4 Cl: 150 g/l using a saturated calomel electrode as a reference electrode. Electrolysis is performed up to the ⁇ layer at the point where it greatly changes below SCE, and the electrolytic solution is measured by ICP to specify the adhesion amount and chemical composition.
- the maximum value of the B content in mass% in the plating layer is Bc
- the B content in mass% at the 1/4 depth position of the base steel sheet is When Bq, Bc is 1.2 times or more of Bq (Bc/Bq ⁇ 1.2).
- Bc is 1.2 times or more of Bq
- the rust resistance of the hot-stamped article can be enhanced.
- the presence of B in the plating layer suppresses the alloying reaction between Fe and Zn during hot stamping, making it possible to secure a ⁇ layer of 30 g/m 2 or more.
- Bc/Bq is made 1.2 or more.
- Bc/Bq is preferably 1.3 or more, more preferably 1.4 or more.
- Bc/Bq is obtained by the following method.
- a test piece of 50 mm ⁇ 50 mm is cut out from the compact, and elemental analysis is performed from the surface layer by GDS (glow discharge optical spectroscopy) to measure the maximum value Bc of B in the plating layer. can.
- the content of Zn or Fe may be used as a reference for identifying the plated layer or the base material. is defined as Bc.
- the B content in mass% at the 1/4 depth position of the base steel plate is obtained by cutting a test piece of 50 mm width ⁇ 50 mm length from the hot stamped body and polishing it to the 1/4 depth position of the base steel plate. is carried out, and then the B content in mass % is measured by GDS.
- the average value of the B content in the range of 10 ⁇ m to 20 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the molded body after polishing is defined as Bq.
- Bq may be the average value of the B content at positions 0 to 10 ⁇ m from the surface after polishing, as long as the deposits can be removed.
- the average content in the range of 10 ⁇ m (10 to 20 ⁇ m, or 0 to 10 ⁇ m) in the plate thickness direction is defined as Bq in order to eliminate the effect of slight segregation formed during casting.
- the measurement range in the plate thickness direction is advantageous from the viewpoint of accuracy, but widening the measurement range in the plate thickness direction leads to an increase in measurement time. It is desirable to set the upper limit to 100 ⁇ m because the larger the measurement area in the depth direction, the longer it takes to measure the distribution of elements in the plate thickness direction with GDS.
- the hot-stamped product according to the present embodiment is obtained by subjecting the steel sheet for hot stamping according to the above-described embodiment to hot stamping. Since the chemical composition of the base steel sheet does not substantially change by hot stamping, the chemical composition of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment is the same as that of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to the present embodiment. It has the same chemical composition, scope and reason for limitation.
- the microstructure of the hot-stamped article according to this embodiment must be controlled according to the desired strength of the article.
- the tensile strength of the hot stamped product is 500 MPa or more
- the volume fraction of martensite is desirably 80% or more, more desirably 90% or more.
- the balance other than martensite and ferrite is one or more (one or two) of bainite and pearlite. The rest may not be included.
- the chemical composition and microstructure of the base steel sheet of the hot stamped product according to this embodiment can be measured in the same manner as the chemical composition and microstructure of the base steel sheet of the hot stamping steel sheet according to this embodiment.
- the hot stamped product according to the present embodiment is a steel sheet for hot stamping in which B in the surface layer portion of the base steel sheet is concentrated on the surface and B concentrated on the surface is diffused into the coating layer. Since it is hot-stamped, there may be a region where the B content (concentration) is lowered in the surface layer of the hot-stamped product. Specifically, the B content at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the base steel plate may be 80% or less of the B content at a quarter depth position of the base steel plate.
- the strength of the hot-stamped product is not particularly specified, and excellent rust prevention can be ensured. However, since the main purpose of using a hot-stamped article is to secure a high-strength article, it is desirable that the hot-stamped article have a tensile strength of 500 MPa or more.
- the tensile strength of the hot stamped product may be 800 MPa or more, 1000 MPa or more, or 1200 MPa or more depending on the application.
- the hot-stamped product according to this embodiment is obtained by subjecting the steel sheet for hot stamping according to this embodiment to hot stamping.
- Hot stamping conditions may be within a known range, but the steel sheet for hot stamping according to the present embodiment is less affected by heating conditions during hot stamping, for example, heating temperature: 850 to 920 ° C., heating time: 180 to 600 seconds.
- the material is cooled down to the martensitic transformation start temperature or less at an average cooling rate of 30° C./sec or more and molded.
- the hot-stamped molded body may be cooled in a mold and made to have a single strength as a molded body. You can cool it down and make different strengths depending on the part.
- the conditions in the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
- a slab having the chemical composition shown in Table 1 (unit: % by mass, balance: Fe and impurities) was cast. These slabs were hot rolled under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2 to produce hot-rolled steel sheets with a thickness of 4.0 mm. After the hot-rolled steel sheet was wound up and unwound, it was pickled and cold-rolled to a thickness of 2.0 mm to produce a cold-rolled steel sheet. After that, these cold-rolled steel sheets were passed through a continuous hot-dip galvanizing line, and subjected to annealing and plating to obtain steel sheets for hot stamping.
- Table 1 unit: % by mass, balance: Fe and impurities
- the steel plate is held for 120 seconds in the atmospheres shown in Tables 2-1 and 2-2, and cooled at an average cooling rate of 1.6 ° C./sec until the surface temperature reaches 500 to 400 ° C., A plating layer was formed on the surface by immersion in a plating bath having a bath temperature of 460°C.
- Some of the steel sheets (alloyed hot-dip galvanized steel sheets: GA in the examples) were immersed in the plating bath and then heated to 500 to 560° C. to form a galvannealed layer. After that, it was cooled to 50° C. or lower.
- the microstructure of the base steel sheet of the obtained steel sheet for hot stamping and the chemical composition of the plating layer were measured by the methods described above. The results are shown in Tables 2-3 and 2-4.
- the rest of the chemical composition of the plating layer other than B, Fe, and Al was Zn and impurities including Mn, Si, Cr, Ti, etc. mixed from the steel sheet.
- Hot stamping was performed on these steel sheets for hot stamping (A-1 to m-1).
- A-1 to m-1 hot stamping
- Tables 3-1 and 3-2 two samples were prepared for each example, and the samples were inserted into an atmospheric furnace with a furnace temperature of 860 to 940 ° C., one for 6 minutes, and the other for 6 minutes. After two types of heating for 9 minutes, the other was removed from the furnace and quenched using a mold (cooling to the martensite transformation start temperature or less at an average cooling rate of 30 ° C / sec or more). bottom. Thus, a hot-stamped molded article was obtained.
- the microstructure of the base steel plate and the amount of the ⁇ layer deposited on these hot-stamped products were measured by the method described above. Also, the maximum value of the B content in the plating layer was measured by the method described above to obtain Bc/Bq.
- the results are shown in Tables 3-1 and 3-2. However, in the table, the result of the test piece heated for 9 minutes is described as an example except for the adhesion amount of the ⁇ layer.
- the tensile strength and rust resistance were evaluated in the following manner for the hot-stamped molded body in the case of heating for 9 minutes, which is a more rigorous evaluation.
- a hot stamped article that can be manufactured under a wide range of heating conditions and has excellent rust resistance (corrosion resistance and paint film adhesion), and a hot stamped article that is suitable as a material for the hot stamped article
- a steel sheet for hot stamping and a method for manufacturing the steel sheet for hot stamping can be provided.
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Abstract
このホットスタンプ用鋼板は、所定の化学組成を有する母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト:20~95%、パーライト:5~80%、を含有し、残部組織がベイナイトからなり、前記亜鉛系めっき層の、目付量が35g/m2以上であり、前記亜鉛系めっき層の化学組成が、0.0005質量%以上のBを含む。
Description
本発明は、ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法、並びに、ホットスタンプ成形体に関する。
本願は、2022年01月06日に、日本に出願された特願2022-001017号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2022年01月06日に、日本に出願された特願2022-001017号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車のドアガードバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されている。材料面では、軽量化のためには、薄肉化が有効である。しかしながら、材料を単純に薄肉化すると、部材の耐荷重が低下する。そのため、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるように、自動車部品の材料として用いられる鋼板には、高強度化が求められている。
しかしながら、材料の成形性は一般に、強度が上昇するのに伴って劣化する。そのため、上記部材の軽量化を実現するには、その材料(素材)となる鋼板には、優れた成形性と高強度との両方を具備することが求められる。
しかしながら、材料の成形性は一般に、強度が上昇するのに伴って劣化する。そのため、上記部材の軽量化を実現するには、その材料(素材)となる鋼板には、優れた成形性と高強度との両方を具備することが求められる。
高強度と同時に優れた成形性を有する鋼板として、例えば特許文献1や特許文献2に開示される、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したTRIP(TRansformation Induced Plasticity)鋼があり、このTRIP鋼は、近年用途が拡大しつつある。しかしながら、TRIP鋼は、成形時の深絞り性や伸びは改善されるものの、鋼板強度が高いため、プレス成形後の部材の形状凍結性が悪いという問題を有している。
また、特許文献3、4には、引張強さが1470MPa以上の冷間プレス用の超ハイテンが開示されている。しかしながら、これらの鋼板は、冷間加工による水素脆化に対する配慮はなされているものの、シャー切断やトリム時の刃の損耗が大きい。あるいは、プレス荷重が高すぎてしまい冷間プレスできないという課題を有する。このことから、自動車部品用の鋼板の更なる高強度化には大きな課題があった。
このような課題に対し、特許文献5に示されるような、軟質な鋼板を所定のサイズに切断後、鋼板を800℃以上のオーステナイト単相域まで加熱した後、特許文献5に開示されているようなオーステナイト単相域でプレス成形を行い、その後焼き入れを行うホットスタンプと呼ばれる手法が存在する。このホットスタンプを適用することで、シャーやトリムの損耗を抑制し、プレス荷重を抑えつつ、980MPa以上の高強度かつ形状凍結性に優れた部材の製造が可能である。
しかしながら、ホットスタンプでは、鋼板を加熱炉に挿入する、あるいは、大気中で通電加熱や遠赤外加熱によって800℃を超えるような高温まで加熱する。そのため、ホットスタンプ用鋼板の表面にめっきを付与しておいてもめっきと地鉄との反応が進んでしまいめっきの特性が失われてしまうという課題があった。そのため、ホットスタンプに供する鋼板(ホットスタンプ用鋼板)にめっきを行うことが、スケール抑制の観点では活用可能なものの、ホットスタンプ後に成形体の防錆性の確保には十分寄与しない場合がある、という課題があった。
しかしながら、ホットスタンプでは、鋼板を加熱炉に挿入する、あるいは、大気中で通電加熱や遠赤外加熱によって800℃を超えるような高温まで加熱する。そのため、ホットスタンプ用鋼板の表面にめっきを付与しておいてもめっきと地鉄との反応が進んでしまいめっきの特性が失われてしまうという課題があった。そのため、ホットスタンプに供する鋼板(ホットスタンプ用鋼板)にめっきを行うことが、スケール抑制の観点では活用可能なものの、ホットスタンプ後に成形体の防錆性の確保には十分寄与しない場合がある、という課題があった。
これらの課題に対し、特許文献6及び7には、めっき層中にSiやAlを含有させて、亜鉛の揮発を抑制することで、Feを質量%で9%以上30%以下含む亜鉛めっきを、30g/m2以上の付着量で形成したホットスタンプ成形体が開示されている。
特許文献6及び7のホットスタンプ成形体は、亜鉛の揮発を抑制することで成形体での亜鉛めっきの確保が可能である。しかしながら、亜鉛の揮発を抑制したとしても、ホットスタンプ加熱中にはFeと亜鉛との合金化反応が進行することから、亜鉛めっき層中のFeの質量%を9~30%の範囲で安定して制御することが難しいという課題を有していた。特に、加熱温度が高くなる、または、加熱時間が長くなる場合に、Feと亜鉛との合金化反応が過剰に進行し、亜鉛めっき層中のFeが、質量%で30%超となり、防錆性が失われるという課題を有していた。加えて、FeとZnとの合金化反応はめっき層と母材の界面から不均一に生じることから、合金化反応に伴ってめっき層の表面に凹凸が形成され、自動車部品の防錆処理として不可欠である電着塗装の膜厚が不均一になる、即ち、電着塗装後の表面が平坦な場合、めっき層凸部の電着膜厚が薄くなり、結果として、塗膜の剥離による耐食性低下といった課題があった。そのため、上記課題の解決が求められていた。
特許文献6及び7のホットスタンプ成形体は、亜鉛の揮発を抑制することで成形体での亜鉛めっきの確保が可能である。しかしながら、亜鉛の揮発を抑制したとしても、ホットスタンプ加熱中にはFeと亜鉛との合金化反応が進行することから、亜鉛めっき層中のFeの質量%を9~30%の範囲で安定して制御することが難しいという課題を有していた。特に、加熱温度が高くなる、または、加熱時間が長くなる場合に、Feと亜鉛との合金化反応が過剰に進行し、亜鉛めっき層中のFeが、質量%で30%超となり、防錆性が失われるという課題を有していた。加えて、FeとZnとの合金化反応はめっき層と母材の界面から不均一に生じることから、合金化反応に伴ってめっき層の表面に凹凸が形成され、自動車部品の防錆処理として不可欠である電着塗装の膜厚が不均一になる、即ち、電着塗装後の表面が平坦な場合、めっき層凸部の電着膜厚が薄くなり、結果として、塗膜の剥離による耐食性低下といった課題があった。そのため、上記課題の解決が求められていた。
上述の通り、従来技術においては、耐食性及び塗膜密着性を含む優れた防錆性を有するホットスタンプ成形体の安定製造には課題があった。
本発明は、上記の事情に鑑み、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が小さく(広い加熱条件で製造が可能であり)、かつ、優れた防錆性を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
本発明は、上記の事情に鑑み、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が小さく(広い加熱条件で製造が可能であり)、かつ、優れた防錆性を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層中へBを濃化させることでFe(鉄)とZn(亜鉛)との合金化反応を遅延させ、広いホットスタンプ熱処理条件範囲で、質量%で9~30%のFeを含むΓ相を有するめっき層を有する、ホットスタンプ成形性を得ることが可能となること、このホットスタンプ成形体では、耐食性が高く、かつ、化成処理及び電着処理を行った際の塗膜剥離を抑制可能なことを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
[1]本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト:20~95%、パーライト:5~80%、を含有し、残部組織がベイナイトからなり、前記亜鉛系めっき層の、目付量が35g/m2以上であり、前記亜鉛系めっき層の化学組成が、0.0005質量%以上のBを含む。
[2][1]に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、Fe:9.0%未満を含んでもよい。
[3][1]に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、Fe:9.0%以上を含んでもよい。
[4][1]~[3]のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板では、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、Nb:0.005~0.050%、V:0.005~0.500%、W:0.005~0.500%、Cr:0.01~1.00%、Mo:0.01~0.50%、Co:0.01~1.000%、Ni:0.01~1.00%、Cu:0.01~1.00%、REM:0.0003~0.0100%、Zr:0.0003~0.0500%、Ca:0.0003~0.0100%、Mg:0.0003~0.0100%、As:0.001~0.100%、Sn:0.01~0.50%、及びSb:0.01~0.50%、からなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。
[5]本発明の別の態様に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学成分を有する鋼塊またはスラブを、鋳造する鋳造工程と、前記鋼塊または前記スラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が35g/m2以上のめっき層を形成する、めっき工程と、前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、50℃以下まで冷却する、冷却工程と、を備える。
[6][5]に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法では、前記めっき工程と、前記冷却工程との間に、さらに、前記冷延鋼板を、雰囲気温度が、460~600℃の炉内で5秒以上保持する、合金化処理工程を備えてもよい。
[7]本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたZnとFeとを含むめっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、マルテンサイト:5~100%、フェライト:0~95%、を含有し、残部組織がベイナイト及びパーライトの1種または2種からなり、前記めっき層のうち、Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2以上であり、前記めっき層中の質量%でのB含有量の最大値をBc、前記母材鋼板の前記1/4深さ位置での質量%でのB含有量をBqとしたとき、前記Bcが前記Bqの1.2倍以上である。
[8][7]に記載のホットスタンプ成形体は、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、Nb:0.005~0.050%、V:0.005~0.500%、W:0.005~0.500%、Cr:0.01~1.00%、Mo:0.01~0.50%、Co:0.01~1.000%、Ni:0.01~1.00%、Cu:0.01~1.00%、REM:0.0003~0.0100%、Zr:0.0003~0.0500%、Ca:0.0003~0.0100%、Mg:0.0003~0.0100%、As:0.001~0.100%、Sn:0.01~0.50%、及びSb:0.01~0.50%、からなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。
[1]本発明の一態様に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト:20~95%、パーライト:5~80%、を含有し、残部組織がベイナイトからなり、前記亜鉛系めっき層の、目付量が35g/m2以上であり、前記亜鉛系めっき層の化学組成が、0.0005質量%以上のBを含む。
[2][1]に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、Fe:9.0%未満を含んでもよい。
[3][1]に記載のホットスタンプ用鋼板は、前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、Fe:9.0%以上を含んでもよい。
[4][1]~[3]のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板では、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、Nb:0.005~0.050%、V:0.005~0.500%、W:0.005~0.500%、Cr:0.01~1.00%、Mo:0.01~0.50%、Co:0.01~1.000%、Ni:0.01~1.00%、Cu:0.01~1.00%、REM:0.0003~0.0100%、Zr:0.0003~0.0500%、Ca:0.0003~0.0100%、Mg:0.0003~0.0100%、As:0.001~0.100%、Sn:0.01~0.50%、及びSb:0.01~0.50%、からなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。
[5]本発明の別の態様に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学成分を有する鋼塊またはスラブを、鋳造する鋳造工程と、前記鋼塊または前記スラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が35g/m2以上のめっき層を形成する、めっき工程と、前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、50℃以下まで冷却する、冷却工程と、を備える。
[6][5]に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法では、前記めっき工程と、前記冷却工程との間に、さらに、前記冷延鋼板を、雰囲気温度が、460~600℃の炉内で5秒以上保持する、合金化処理工程を備えてもよい。
[7]本発明の別の態様に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたZnとFeとを含むめっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、マルテンサイト:5~100%、フェライト:0~95%、を含有し、残部組織がベイナイト及びパーライトの1種または2種からなり、前記めっき層のうち、Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2以上であり、前記めっき層中の質量%でのB含有量の最大値をBc、前記母材鋼板の前記1/4深さ位置での質量%でのB含有量をBqとしたとき、前記Bcが前記Bqの1.2倍以上である。
[8][7]に記載のホットスタンプ成形体は、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、Nb:0.005~0.050%、V:0.005~0.500%、W:0.005~0.500%、Cr:0.01~1.00%、Mo:0.01~0.50%、Co:0.01~1.000%、Ni:0.01~1.00%、Cu:0.01~1.00%、REM:0.0003~0.0100%、Zr:0.0003~0.0500%、Ca:0.0003~0.0100%、Mg:0.0003~0.0100%、As:0.001~0.100%、Sn:0.01~0.50%、及びSb:0.01~0.50%、からなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、優れた防錆性(耐食性及び塗膜密着性)を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用鋼板(本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板)、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体(本実施形態に係るホットスタンプ成形体)、及びそれらの製造方法について順次説明する。
[ホットスタンプ用鋼板]
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する。亜鉛系めっき層は、母材鋼板の片面に形成されていてもよいが、両面に形成されていてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板と前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有する。亜鉛系めっき層は、母材鋼板の片面に形成されていてもよいが、両面に形成されていてもよい。
<亜鉛系めっき層>
≪目付量≫
母材鋼板の表面に形成された、亜鉛系めっき層の目付量は片面でそれぞれ35g/m2以上である。
ホットスタンプ用鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ成形体の防錆性を確保するためには、ホットスタンプ成形体のめっき層において、ZnとFeとの合金層のうちFeを質量%で9~30%を有するΓ相からなる層であるΓ層の付着量が30g/m2以上であることが必要となる。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、後述するように、亜鉛系めっき層中にBを含有させ、Feと亜鉛(Zn)との反応を遅延させるが、それでも、亜鉛系めっき層の目付量が35g/m2未満であると、ホットスタンプ熱処理中に鉄と亜鉛の合金化反応が過剰に進み、ホットスタンプ成形体において、十分な量のΓ層を確保できない。このことから、亜鉛系めっき層の目付量を、35g/m2以上とする。目付量は、好ましくは、40g/m2以上である。目付量の上限は限定されないが、90g/m2未満としてもよい。
≪目付量≫
母材鋼板の表面に形成された、亜鉛系めっき層の目付量は片面でそれぞれ35g/m2以上である。
ホットスタンプ用鋼板をホットスタンプして得られるホットスタンプ成形体の防錆性を確保するためには、ホットスタンプ成形体のめっき層において、ZnとFeとの合金層のうちFeを質量%で9~30%を有するΓ相からなる層であるΓ層の付着量が30g/m2以上であることが必要となる。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、後述するように、亜鉛系めっき層中にBを含有させ、Feと亜鉛(Zn)との反応を遅延させるが、それでも、亜鉛系めっき層の目付量が35g/m2未満であると、ホットスタンプ熱処理中に鉄と亜鉛の合金化反応が過剰に進み、ホットスタンプ成形体において、十分な量のΓ層を確保できない。このことから、亜鉛系めっき層の目付量を、35g/m2以上とする。目付量は、好ましくは、40g/m2以上である。目付量の上限は限定されないが、90g/m2未満としてもよい。
≪化学組成≫
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の化学組成は、0.0005質量%以上のBを含む。
Bは、亜鉛系めっき層に含有させせることで、ホットスタンプの際の、FeとZnとの合金化反応を遅延させ、ホットスタンプ成形体において所定量のΓ層の確保、並びに、めっき層の表面の凹凸を抑制することに寄与する元素である。ホットスタンプ成形体でのめっき層の表面の凹凸は化成処理及び電着塗装後の塗膜密着性と相関があり、凹凸が少ないことで、塩温水試験で評価される塗膜密着性の向上に寄与する。
亜鉛系めっき層におけるB含有量が0.0005質量%未満では十分な効果が得られない。そのため、亜鉛系めっき層におけるB含有量を0.0005質量%以上とする。
B含有量の上限は、限定されないが、熱延条件および焼鈍条件を本発明の範囲に制御したとしても、亜鉛系めっき層中のB含有量を0.0100質量%超とする場合、焼鈍時間が極端に長くなり経済上好ましくないことから、0.0100質量%が実質の上限である。B含有量は、0.0060質量%以下としてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の化学組成は、0.0005質量%以上のBを含む。
Bは、亜鉛系めっき層に含有させせることで、ホットスタンプの際の、FeとZnとの合金化反応を遅延させ、ホットスタンプ成形体において所定量のΓ層の確保、並びに、めっき層の表面の凹凸を抑制することに寄与する元素である。ホットスタンプ成形体でのめっき層の表面の凹凸は化成処理及び電着塗装後の塗膜密着性と相関があり、凹凸が少ないことで、塩温水試験で評価される塗膜密着性の向上に寄与する。
亜鉛系めっき層におけるB含有量が0.0005質量%未満では十分な効果が得られない。そのため、亜鉛系めっき層におけるB含有量を0.0005質量%以上とする。
B含有量の上限は、限定されないが、熱延条件および焼鈍条件を本発明の範囲に制御したとしても、亜鉛系めっき層中のB含有量を0.0100質量%超とする場合、焼鈍時間が極端に長くなり経済上好ましくないことから、0.0100質量%が実質の上限である。B含有量は、0.0060質量%以下としてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の化学組成のB以外の残部は例えば、質量%で、Al:0~1.00%、Fe:0.1~20.0%、Si:0~1.0%、Mg:0~0.5%、Mn:0~0.5%、Pb:0~0.5%、Sb:0~0.5%、及び、残部:Zn及び不純物とすることができる。Zn含有量は、80.0%以上とすることが好ましく、85.0%以上とすることがより好ましい。
特に、Alはホットスタンプ加熱時に、表層に酸化物を形成して、ホットスタンプ熱処理中のZnの蒸発を防ぐことで、ホットスタンプ成形体におけるΓ層を30g/m2以上確保することに寄与する。そのため、Alは含まなくてもよいが、ホットスタンプ成形体でのΓ層の安定確保を目的とする場合、Al含有量を0.01質量%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が1.00質量%を超えると、ホットスタンプ時にAl酸化物の形成が顕著になり、形成した酸化物による溶接性への悪影響やプレス金型の損耗といった課題が発生するリスクが高まる。このことから、Al含有量は1.00質量%以下とすることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.40質量%以下、さらに好ましくは0.35質量%以下である。
また、亜鉛系めっき層の化学組成において、Fe含有量が、9.0質量%未満であると、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層中のFe含有量が少なく、ホットスタンプ熱処理中にFeとZnの合金化反応が進んだとしてもめっき層中のFe含有量が30質量%以下となる時間が拡大する。この場合、ホットスタンプ熱処理後のΓ層を多量に確保しやすいという点で好ましい。
一方、Fe含有量が、9.0質量%以上であると、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の硬度が上昇することから、鋼板取り扱い時に発生する擦り傷などの外観不良を抑制することが可能である。この場合、ホットスタンプ成形体の外観が良好となるので好ましい。
特に、Alはホットスタンプ加熱時に、表層に酸化物を形成して、ホットスタンプ熱処理中のZnの蒸発を防ぐことで、ホットスタンプ成形体におけるΓ層を30g/m2以上確保することに寄与する。そのため、Alは含まなくてもよいが、ホットスタンプ成形体でのΓ層の安定確保を目的とする場合、Al含有量を0.01質量%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が1.00質量%を超えると、ホットスタンプ時にAl酸化物の形成が顕著になり、形成した酸化物による溶接性への悪影響やプレス金型の損耗といった課題が発生するリスクが高まる。このことから、Al含有量は1.00質量%以下とすることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.40質量%以下、さらに好ましくは0.35質量%以下である。
また、亜鉛系めっき層の化学組成において、Fe含有量が、9.0質量%未満であると、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層中のFe含有量が少なく、ホットスタンプ熱処理中にFeとZnの合金化反応が進んだとしてもめっき層中のFe含有量が30質量%以下となる時間が拡大する。この場合、ホットスタンプ熱処理後のΓ層を多量に確保しやすいという点で好ましい。
一方、Fe含有量が、9.0質量%以上であると、ホットスタンプ用鋼板の亜鉛系めっき層の硬度が上昇することから、鋼板取り扱い時に発生する擦り傷などの外観不良を抑制することが可能である。この場合、ホットスタンプ成形体の外観が良好となるので好ましい。
亜鉛系めっき層の化学組成及び、目付量は、以下の方法で求めることができる。
目付量は、鋼板中のFeの溶解を抑制するインヒビター(イビット700A、朝日化学工業株式会社)を0.02質量%含有した5%のHCl水溶液に常温で10分間浸漬して全ての亜鉛系めっき層を溶解し、溶解前後の重量変化から算出して求めることができる。亜鉛系めっき層の溶解が終了したか否かは、溶解している際の水素発生に起因する発泡の終了に基づいて判断する。亜鉛系めっき層の化学組成は、上記亜鉛系めっき層を溶解した溶液をICP分析することで、亜鉛系めっき層の化学組成を測定する。本手法で測定する化学組成は亜鉛系めっき層の平均化学組成である。
目付量は、鋼板中のFeの溶解を抑制するインヒビター(イビット700A、朝日化学工業株式会社)を0.02質量%含有した5%のHCl水溶液に常温で10分間浸漬して全ての亜鉛系めっき層を溶解し、溶解前後の重量変化から算出して求めることができる。亜鉛系めっき層の溶解が終了したか否かは、溶解している際の水素発生に起因する発泡の終了に基づいて判断する。亜鉛系めっき層の化学組成は、上記亜鉛系めっき層を溶解した溶液をICP分析することで、亜鉛系めっき層の化学組成を測定する。本手法で測定する化学組成は亜鉛系めっき層の平均化学組成である。
<母材鋼板>
≪ミクロ組織≫
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト:20~95%、パーライト:5~80%、を含有し、残部組織がベイナイトからなる。
1/4深さ位置のミクロ組織を規定するのは、この位置のミクロ組織が鋼板の代表的なミクロ組織であり、特性との相関が強いからである。
≪ミクロ組織≫
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、フェライト:20~95%、パーライト:5~80%、を含有し、残部組織がベイナイトからなる。
1/4深さ位置のミクロ組織を規定するのは、この位置のミクロ組織が鋼板の代表的なミクロ組織であり、特性との相関が強いからである。
フェライトの体積率が20%未満では、マルテンサイトやベイナイトといった硬質組織の割合が高くなりすぎてしまい加工性が低下する。一方、フェライトの体積率が95%超では、ホットスタンプ熱処理時にオーステナイトとなり、金型焼き入れ時にマルテンサイトになるパーライトの体積率を5%以上確保できない。この場合、ホットスタンプ後に得られる強度が低下してしまい、ホットスタンプ成形体として十分な強度を得ることができない。そのため、フェライトの体積率を20~95%とする。
パーライトは炭化物を含むことから、ホットスタンプ(加熱、焼き入れ)による高強度化に寄与する。パーライトの体積率が5%未満であると、ホットスタンプでの強度上昇が不十分となり、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。そのため、パーライトの体積率は、5%以上とする。パーライトの体積率は、好ましくは9%以上、より好ましくは13%以上である。一方、パーライト体積率が、80%超となるとフェライトの体積率が20%を下回ってしまう。そのため、パーライトの体積率を80%以下とする。ここで、パーライトとは、フェライトとセメンタイトとが層状になった組織を指す。本実施形態では、セメンタイトの一部が分断または、球状化した場合でもパーライトと判断する。
フェライトとパーライトは、体積率の合計が95%以上であることが好ましい。
フェライトとパーライトは、体積率の合計が95%以上であることが好ましい。
ミクロ組織は、フェライト、パーライト以外の残部として、体積率で5%以下のベイナイトを含んでも良い。ベイナイトは、フェライト、パーライトに引き続き硬質なミクロ組織であることから、ホットスタンプ用鋼板の強度を極端に増加させない範囲であれば、含有しても良い。ベイナイトの体積率が5%超であると、鋼板の強度が必要以上に増加する。ベイナイトの体積率は、好ましくは2%以下であり、0%でもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、表面から板厚方向に板厚の1/4の位置を中心とする表面から板厚の1/8~3/8の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE-SEM:Field Emission Scanning Electronmicroscope)で観察して面積率を測定し、それを持って体積率とする。
面積率の測定に際し、3000倍の倍率で視野サイズを1000μm2以上として10視野観察し、その平均値をもって面積率とする。また、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトは、それぞれ以下の特徴で判断できる。
フェライトは等軸な粒子であり内部に炭化物を含まないbcc相である。パーライトはbcc相とセメンタイトが層状になった組織であり、電子顕微鏡での観察によって判別可能である。ベイナイトは、ラス状の形態をしたbcc相のラス間にセメンタイトを含む上部ベイナイト、あるいは、ラス内に単一の方位関係を有する(同一のバリアントを持つ)セメンタイトを含む下部ベイナイトがあるがいずれのミクロ組織であっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。上部ベイナイト、下部ベイナイトのいずれも硬質であり、ホットスタンプ用鋼板の高強度化をもたらすことから、本実施形態ではいずれもベイナイトとする。マルテンサイトは炭化物を含まないラス状の形態をしたbcc相あるいはbct相よりなるフレッシュマルテンサイトと、複数の方位関係を有する(下部ベイナイトもラス内にセメンタイトを含むが方位関係が1種類である点が異なる)セメンタイト(鉄基炭化物)を含む焼き戻しマルテンサイトが存在するが、いずれであっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。ここではマルテンサイトの体積率は測定する必要はないが、この方法でマルテンサイトの体積率も測定することができる。
面積率の測定に際し、3000倍の倍率で視野サイズを1000μm2以上として10視野観察し、その平均値をもって面積率とする。また、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトは、それぞれ以下の特徴で判断できる。
フェライトは等軸な粒子であり内部に炭化物を含まないbcc相である。パーライトはbcc相とセメンタイトが層状になった組織であり、電子顕微鏡での観察によって判別可能である。ベイナイトは、ラス状の形態をしたbcc相のラス間にセメンタイトを含む上部ベイナイト、あるいは、ラス内に単一の方位関係を有する(同一のバリアントを持つ)セメンタイトを含む下部ベイナイトがあるがいずれのミクロ組織であっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。上部ベイナイト、下部ベイナイトのいずれも硬質であり、ホットスタンプ用鋼板の高強度化をもたらすことから、本実施形態ではいずれもベイナイトとする。マルテンサイトは炭化物を含まないラス状の形態をしたbcc相あるいはbct相よりなるフレッシュマルテンサイトと、複数の方位関係を有する(下部ベイナイトもラス内にセメンタイトを含むが方位関係が1種類である点が異なる)セメンタイト(鉄基炭化物)を含む焼き戻しマルテンサイトが存在するが、いずれであっても、電子顕微鏡観察によって判別可能である。ここではマルテンサイトの体積率は測定する必要はないが、この方法でマルテンサイトの体積率も測定することができる。
≪化学組成≫
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量に関する%は質量%を意味する。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量に関する%は質量%を意味する。
C:0.030~0.600%
Cは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。C含有量が0.030%未満であると、ホットスタンプ成形体の引張最大強度(引張強さ)を十分に確保することができない。そのため、C含有量を0.030%以上とする。C含有量は、好ましくは0.050%以上、より好ましくは0.080%以上である。
一方、C含有量が0.600%を超えると、溶接性や加工性が不十分となる。そのため、C含有量は、0.600%以下とする。C含有量は、好ましくは0.550%以下、より好ましくは0.500%以下である。
Cは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。C含有量が0.030%未満であると、ホットスタンプ成形体の引張最大強度(引張強さ)を十分に確保することができない。そのため、C含有量を0.030%以上とする。C含有量は、好ましくは0.050%以上、より好ましくは0.080%以上である。
一方、C含有量が0.600%を超えると、溶接性や加工性が不十分となる。そのため、C含有量は、0.600%以下とする。C含有量は、好ましくは0.550%以下、より好ましくは0.500%以下である。
Si:0.01~1.50%
Siは、固溶強化元素である。Si含有量を0.01%以上とすると強度の上昇が顕著になることから、Si含有量を0.01%以上とする。
一方、Si含有量が1.50%を超えると、その効果が飽和するばかりか、Ac3点が上昇して、ホットスタンプ成形時の加熱温度を高める必要が生じるため好ましくない。そのため、Si含有量を1.50%以下とする。
Siは、固溶強化元素である。Si含有量を0.01%以上とすると強度の上昇が顕著になることから、Si含有量を0.01%以上とする。
一方、Si含有量が1.50%を超えると、その効果が飽和するばかりか、Ac3点が上昇して、ホットスタンプ成形時の加熱温度を高める必要が生じるため好ましくない。そのため、Si含有量を1.50%以下とする。
Mn:0.10~2.50%
Mnは、焼き入れ性を高める元素である。Mn含有量を0.10%以上とすることで、ホットスタンプ時の冷却過程でのフェライト変態を遅延させ、ホットスタンプ成形体のマルテンサイト体積率を5%以上とすることができる。そのため、Mn含有量を0.10%以上とする。
一方、Mn含有量が2.50%超では、焼き入れ性が高くなりすぎ、熱延鋼板の強度が高くなりすぎてしまい、冷間圧延を行った際に板破断を招く懸念がある。そのため、Mn含有量を2.50%以下とする。
Mnは、焼き入れ性を高める元素である。Mn含有量を0.10%以上とすることで、ホットスタンプ時の冷却過程でのフェライト変態を遅延させ、ホットスタンプ成形体のマルテンサイト体積率を5%以上とすることができる。そのため、Mn含有量を0.10%以上とする。
一方、Mn含有量が2.50%超では、焼き入れ性が高くなりすぎ、熱延鋼板の強度が高くなりすぎてしまい、冷間圧延を行った際に板破断を招く懸念がある。そのため、Mn含有量を2.50%以下とする。
Al:0.001~0.100%
Alは、脱酸材として作用する元素である。Al含有量が0.001%未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物(酸化物)が存在することとなる。これら介在物は、ホットスタンプ時に破壊の起点となり、破断の原因となることから好ましくない。そのため、Al含有量を0.001%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.005%以上である。
一方、Al含有量が0.100%超では、Ac3点が上昇し、ホットスタンプ時の加熱温度を増加させる必要が生じ、生産性が低下する。そのため、Al含有量を0.100%以下とする。
Alは、脱酸材として作用する元素である。Al含有量が0.001%未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物(酸化物)が存在することとなる。これら介在物は、ホットスタンプ時に破壊の起点となり、破断の原因となることから好ましくない。そのため、Al含有量を0.001%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.005%以上である。
一方、Al含有量が0.100%超では、Ac3点が上昇し、ホットスタンプ時の加熱温度を増加させる必要が生じ、生産性が低下する。そのため、Al含有量を0.100%以下とする。
Ti:0.010~0.100%
Tiは、ホットスタンプの加熱過程において、オーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、ホットスタンプ成形体の強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。加えて、Tiは、Nと結合し、TiNを形成することで、Bが窒化物となることを抑制する元素である。この効果を得るため、Ti含有量を0.010%以上とする。Ti含有量は、好ましくは0.012%以上、より好ましくは0.015%以上である。
一方、Ti含有量が0.100%超では、Ti炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するCの量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度が低下するおそれがある。そのため、Ti含有量を0.100%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.060%以下である。
Tiは、ホットスタンプの加熱過程において、オーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、ホットスタンプ成形体の強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。加えて、Tiは、Nと結合し、TiNを形成することで、Bが窒化物となることを抑制する元素である。この効果を得るため、Ti含有量を0.010%以上とする。Ti含有量は、好ましくは0.012%以上、より好ましくは0.015%以上である。
一方、Ti含有量が0.100%超では、Ti炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するCの量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度が低下するおそれがある。そのため、Ti含有量を0.100%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.060%以下である。
B:0.0005~0.0100%
Bは、ホットスタンプ中にめっき層に拡散し、ホットスタンプ時のFeとZnとの反応を遅延させ、耐食性及び塗膜密着性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を得るため、B含有量を0.0005%以上とする。B含有量は、好ましくは0.0007%以上、より好ましくは0.0009%以上である。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、めっき浴へBを添加したとしても、酸化などが起こることからめっき層に安定してBを含有させることができない。このことから、Bは母材鋼板に含有させ、後述するように焼鈍工程で鋼板表面に濃化させた上でめっきすることで、めっき層中に含有させる。
一方、B含有量が0.0100%超では、その効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物が析出して、Bの焼入れ性向上効果が得られなくなる。そのため、B含有量は、0.0100%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、さらに好ましくは0.0030%以下である。
Bは、ホットスタンプ中にめっき層に拡散し、ホットスタンプ時のFeとZnとの反応を遅延させ、耐食性及び塗膜密着性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を得るため、B含有量を0.0005%以上とする。B含有量は、好ましくは0.0007%以上、より好ましくは0.0009%以上である。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、めっき浴へBを添加したとしても、酸化などが起こることからめっき層に安定してBを含有させることができない。このことから、Bは母材鋼板に含有させ、後述するように焼鈍工程で鋼板表面に濃化させた上でめっきすることで、めっき層中に含有させる。
一方、B含有量が0.0100%超では、その効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物が析出して、Bの焼入れ性向上効果が得られなくなる。そのため、B含有量は、0.0100%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、さらに好ましくは0.0030%以下である。
P:0.100%以下
Pは、鋼板の板厚中央部付近に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。そのため、P含有量は少ない方が好ましいが、P含有量が0.100%を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、P含有量を0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.050%以下である。P含有量の下限は特に定める必要はない(0%でもよい)が、P含有量を0.001%未満に低減することは、経済的に不利であるので、P含有量を0.001%以上としてもよい。
Pは、鋼板の板厚中央部付近に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。そのため、P含有量は少ない方が好ましいが、P含有量が0.100%を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、P含有量を0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.050%以下である。P含有量の下限は特に定める必要はない(0%でもよい)が、P含有量を0.001%未満に低減することは、経済的に不利であるので、P含有量を0.001%以上としてもよい。
S:0.0100%以下
Sは、溶接性と、鋳造時及び熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。S含有量は少ない方が好ましいが、S含有量が0.0100%を超えると上記悪影響が顕著になるので、S含有量を0.0100%以下とする。S含有量の下限は特に定める必要はない(0%でもよい)が、S含有量を0.0001%未満に低減することは、経済的に不利であるので、S含有量を0.0001%以上としてもよい。
Sは、溶接性と、鋳造時及び熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。S含有量は少ない方が好ましいが、S含有量が0.0100%を超えると上記悪影響が顕著になるので、S含有量を0.0100%以下とする。S含有量の下限は特に定める必要はない(0%でもよい)が、S含有量を0.0001%未満に低減することは、経済的に不利であるので、S含有量を0.0001%以上としてもよい。
N:0.0150%以下
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。Nは、溶接時のブローホールの発生原因になる元素でもある。N含有量は少ない方が好ましいが、N含有量が0.0150%を超えると、曲げ性や穴拡げ性が顕著に劣化する。そのため、N含有量を0.0150%以下とする。N含有量の下限は、特に定める必要はない(0%でもよい)が、N含有量を0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、N含有量を0.0001%以上、または0.0005%以上としてもよい。
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。Nは、溶接時のブローホールの発生原因になる元素でもある。N含有量は少ない方が好ましいが、N含有量が0.0150%を超えると、曲げ性や穴拡げ性が顕著に劣化する。そのため、N含有量を0.0150%以下とする。N含有量の下限は、特に定める必要はない(0%でもよい)が、N含有量を0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、N含有量を0.0001%以上、または0.0005%以上としてもよい。
O:0.0100%以下
Oは、酸化物を形成し、鋼中に介在物として存在する元素である。この介在物は、ホットスタンプ用鋼板の特性劣化をもたらす。O含有量は少ない方が好ましい(0%でもよい)が、O含有量が0.0100%を超えると、上記傾向が顕著となる。そのため、O含有量を0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0050%以下である。
一方、O含有量を0.0001%未満に低減することは、過度のコスト増加を招き、経済的に好ましくない。そのため、O含有量を0.0001%以上としてもよい。
ここで述べる酸化物とは鋼板中に介在物として存在する酸化物であり、ホットスタンプの際に形成されるスケールとは異なる。また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は亜鉛系めっき層を有することから、母材鋼板表面への鉄酸化物の形成を抑制可能である。
Oは、酸化物を形成し、鋼中に介在物として存在する元素である。この介在物は、ホットスタンプ用鋼板の特性劣化をもたらす。O含有量は少ない方が好ましい(0%でもよい)が、O含有量が0.0100%を超えると、上記傾向が顕著となる。そのため、O含有量を0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0050%以下である。
一方、O含有量を0.0001%未満に低減することは、過度のコスト増加を招き、経済的に好ましくない。そのため、O含有量を0.0001%以上としてもよい。
ここで述べる酸化物とは鋼板中に介在物として存在する酸化物であり、ホットスタンプの際に形成されるスケールとは異なる。また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は亜鉛系めっき層を有することから、母材鋼板表面への鉄酸化物の形成を抑制可能である。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成において、上記の元素以外の残部は、Fe及び不純物であってもよい。一方で、さらに、必要に応じて、以下の元素(任意元素)を含有してもよい。任意元素は含まなくてもよいので、いずれも下限は0%である。また、明確な効果の得られる範囲未満の含有量であっても、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の特性に悪影響を及ぼさない。
Nb:0~0.050%
V:0~0.500%
W:0~0.500%
Nb、V、Wは、ホットスタンプの加熱過程でのオーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。このことから、含有させてもよい。この効果を得る場合、Nb、V及び/またはWの含有量をそれぞれ、0.005%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Nb含有量、V含有量、W含有量は、それぞれ0.010%以上である。
一方、Nb含有量が0.050%超、または、V含有量またはW含有量が、0.500%超であると、これらの元素の炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するC量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度低下の原因となる。そのため、Nb含有量は0.050%以下、V含有量、W含有量は、それぞれ0.500%以下とする。
V:0~0.500%
W:0~0.500%
Nb、V、Wは、ホットスタンプの加熱過程でのオーステナイトの粒成長抑制による細粒強化により、強度上昇や靭性向上に寄与する元素である。このことから、含有させてもよい。この効果を得る場合、Nb、V及び/またはWの含有量をそれぞれ、0.005%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Nb含有量、V含有量、W含有量は、それぞれ0.010%以上である。
一方、Nb含有量が0.050%超、または、V含有量またはW含有量が、0.500%超であると、これらの元素の炭化物が形成され、マルテンサイトの強化に寄与するC量が低減し、ホットスタンプ成形体の強度低下の原因となる。そのため、Nb含有量は0.050%以下、V含有量、W含有量は、それぞれ0.500%以下とする。
Cr:0~1.00%
Mo:0~0.50%
Co:0~1.000%
Ni:0~1.00%
Cu:0~1.00%
Cr、Mo、Co、Ni、Cuは、いずれも、ホットスタンプ時の焼き入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進し、ホットスタンプ成形体の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Coを0.001%以上、および/またはCr、Mo、Ni、Cuの1種又は2種以上を、それぞれ、0.01%以上含有させることで顕著になる。そのため、Co含有量を0.001%以上、Cr含有量、Mo含有量、Ni含有量、Cu含有量をそれぞれ0.01%以上とすることが好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、溶接性、熱間加工性などが劣化する、あるいは、ホットスタンプ用鋼板の強度が高すぎてしまい製造トラブルを招く。そのため、Cr含有量は、Cu含有量、Ni含有量はそれぞれ1.00%以下、Co含有量は1.000%以下とし、Mo含有量は0.50%以下とする。
Mo:0~0.50%
Co:0~1.000%
Ni:0~1.00%
Cu:0~1.00%
Cr、Mo、Co、Ni、Cuは、いずれも、ホットスタンプ時の焼き入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進し、ホットスタンプ成形体の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Coを0.001%以上、および/またはCr、Mo、Ni、Cuの1種又は2種以上を、それぞれ、0.01%以上含有させることで顕著になる。そのため、Co含有量を0.001%以上、Cr含有量、Mo含有量、Ni含有量、Cu含有量をそれぞれ0.01%以上とすることが好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、溶接性、熱間加工性などが劣化する、あるいは、ホットスタンプ用鋼板の強度が高すぎてしまい製造トラブルを招く。そのため、Cr含有量は、Cu含有量、Ni含有量はそれぞれ1.00%以下、Co含有量は1.000%以下とし、Mo含有量は0.50%以下とする。
REM:0~0.0100%
Zr:0~0.0500%
Ca:0~0.0100%
Mg:0~0.0100%
ホットスタンプ成形体の靭性向上を目的に、さらに、REM、Zr、Ca、Mgの1種又は2種以上を含有させてもよい。十分な効果を得る場合、REM、Zr、Ca、Mgの1種又は2種以上を、0.0003%以上含有させることが好ましい。これら元素は酸素やSとの結合力が強いため、鋼板中に形成する粗大な酸化物や硫化物を、微細な酸化物へと変化させることから、ホットスタンプ成形体の靭性向上や衝突変形時の破断抑制に寄与する。
一方、REM含有量、Ca含有量、Mg含有量が、それぞれ0.0100%を超えると、または、Zr含有量が0.0500%を超えると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、REM含有量、Ca含有量、Mg含有量は、それぞれ0.0100%以下、Zr含有量は0.0500%以下とする。
本実施形態において、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、La、Ceをはじめとするランタノイド系列に属する元素及びYをさす。REMは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、また、LaやCeの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。
Zr:0~0.0500%
Ca:0~0.0100%
Mg:0~0.0100%
ホットスタンプ成形体の靭性向上を目的に、さらに、REM、Zr、Ca、Mgの1種又は2種以上を含有させてもよい。十分な効果を得る場合、REM、Zr、Ca、Mgの1種又は2種以上を、0.0003%以上含有させることが好ましい。これら元素は酸素やSとの結合力が強いため、鋼板中に形成する粗大な酸化物や硫化物を、微細な酸化物へと変化させることから、ホットスタンプ成形体の靭性向上や衝突変形時の破断抑制に寄与する。
一方、REM含有量、Ca含有量、Mg含有量が、それぞれ0.0100%を超えると、または、Zr含有量が0.0500%を超えると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、REM含有量、Ca含有量、Mg含有量は、それぞれ0.0100%以下、Zr含有量は0.0500%以下とする。
本実施形態において、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、La、Ceをはじめとするランタノイド系列に属する元素及びYをさす。REMは、ミッシュメタルにて添加されることが多く、また、LaやCeの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。
As:0~0.100%
Sn:0~0.50%
Sb:0~0.50%
防錆性のさらなる向上を目的に、さらに、As、Sn、Sbの1種又は2種以上を含有させてもよい。この効果を得る場合、As含有量を0.020%以上、および/またはSn含有量、Sb含有量をそれぞれ0.02%以上とすることが好ましい。
一方、As含有量が0.100%超、Sn含有量が0.50%超、またはSb含有量が0.50%超であると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、As含有量は0.100%以下、Sn含有量、Sb含有量は、それぞれ0.50%以下とする。
Sn:0~0.50%
Sb:0~0.50%
防錆性のさらなる向上を目的に、さらに、As、Sn、Sbの1種又は2種以上を含有させてもよい。この効果を得る場合、As含有量を0.020%以上、および/またはSn含有量、Sb含有量をそれぞれ0.02%以上とすることが好ましい。
一方、As含有量が0.100%超、Sn含有量が0.50%超、またはSb含有量が0.50%超であると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、As含有量は0.100%以下、Sn含有量、Sb含有量は、それぞれ0.50%以下とする。
上述した化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)を用いて測定すればよい。CおよびSは燃焼-赤外線吸収法を用いて測定すればよく、Nは不活性ガス融解-熱伝導度法を用いて測定すればよい。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、焼鈍時の雰囲気制御により、鋼板表層部のBをめっき層中、あるいは、めっき層との界面に濃化させることから、母材鋼板の表層部の化学組成(元素濃度)は1/4深さ位置あるいは全厚平均の値とは異なっている。このことから、母材鋼板の表面から150μmの領域を研磨によって除去したのち、成分分析を実施する。上記領域を除去した場合であれば、1/4深さ位置、あるいは、全厚平均のいずれであってもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、後述するように、母材鋼板の表層部のBを表面に濃化させ、表面に濃化したBをめっき層中に拡散させる。そのため、ホットスタンプ用鋼板の表層部では、B含有量(濃度)が低下した領域が存在する場合がある。
具体的には、母材鋼板の表面から深さ方向(板厚方向)に10μmの位置におけるB含有量が、母材鋼板の1/4深さ位置のB含有量の0.80倍(80%)以下であってもよい。この場合、めっき層中にBが十分に拡散していることになるとともに、ホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板の合金化反応を抑制することで、Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2以上とすることが可能であり、防錆性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができるので好ましい。
一方、めっき浴へBを含有させる方法として、めっき浴へのBの添加も考えられるが、本発明者らの検討の結果、めっき浴温度が高温であることからBが酸化物などの化合物となり、めっき層にBとして濃化させることができず、ホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板との合金化反応を抑制することができなかった。
具体的には、母材鋼板の表面から深さ方向(板厚方向)に10μmの位置におけるB含有量が、母材鋼板の1/4深さ位置のB含有量の0.80倍(80%)以下であってもよい。この場合、めっき層中にBが十分に拡散していることになるとともに、ホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板の合金化反応を抑制することで、Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2以上とすることが可能であり、防錆性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができるので好ましい。
一方、めっき浴へBを含有させる方法として、めっき浴へのBの添加も考えられるが、本発明者らの検討の結果、めっき浴温度が高温であることからBが酸化物などの化合物となり、めっき層にBとして濃化させることができず、ホットスタンプ熱処理中の亜鉛めっき層と母材鋼板との合金化反応を抑制することができなかった。
母材鋼板の表面から10μm深さ位置での質量%でのB含有量は、ホットスタンプ用鋼板から幅50mm×長さ50mmの試験片を切り出し、GDSにて質量%でのB含有量を測定して求めることができる。
<ホットスタンプ用鋼板の強度>
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、強度に関わらず、ホットスタンプ後に優れた防錆性を確保できる。ただし、ホットスタンプ後の成形体としては高い強度を確保することが求められるものの、ホットスタンプ用鋼板は、切断やプレス成形が容易であることが求められる。そのため、切断やプレス成形に供されるホットスタンプ用鋼板の強度が高くなることは好ましくない。このことから、ホットスタンプ用鋼板の引張強さは980MPa以下であることが望ましい。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、強度に関わらず、ホットスタンプ後に優れた防錆性を確保できる。ただし、ホットスタンプ後の成形体としては高い強度を確保することが求められるものの、ホットスタンプ用鋼板は、切断やプレス成形が容易であることが求められる。そのため、切断やプレス成形に供されるホットスタンプ用鋼板の強度が高くなることは好ましくない。このことから、ホットスタンプ用鋼板の引張強さは980MPa以下であることが望ましい。
[ホットスタンプ用鋼板の製造方法]
次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。以下に説明しない条件は、公知の条件を適用できる。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の工程を備える製造方法によって製造可能である。
(I)所定の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する鋳造工程と、
(II)前記鋼塊または前記スラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
(III)前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、
(IV)前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
(V)前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、
(VI)前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が片面あたり35g/m2以上の亜鉛系めっき層を形成する、めっき工程と、
(VII)前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、50℃以下まで冷却する、冷却工程。
各工程の好ましい条件について説明する。
次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。以下に説明しない条件は、公知の条件を適用できる。
本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、以下の工程を備える製造方法によって製造可能である。
(I)所定の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する鋳造工程と、
(II)前記鋼塊または前記スラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
(III)前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、
(IV)前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
(V)前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、
(VI)前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が片面あたり35g/m2以上の亜鉛系めっき層を形成する、めっき工程と、
(VII)前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、50℃以下まで冷却する、冷却工程。
各工程の好ましい条件について説明する。
<鋳造工程>
鋳造工程では、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板と同様の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する。スラブとして、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターなどで製造したもの用いることができる。本製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造-直接圧延(CC-DR)のようなプロセスにも適合する。
鋳造工程では、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板と同様の化学組成を有する鋼塊またはスラブを鋳造する。スラブとして、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターなどで製造したもの用いることができる。本製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造-直接圧延(CC-DR)のようなプロセスにも適合する。
<熱間圧延工程>
熱間圧延工程では、鋳造された鋼塊またはスラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る。
加熱温度が1100℃未満では、仕上げ圧延温度の低下を招く。この場合、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、加熱温度は1100℃以上とする。ただし、鋳造後の鋼塊、スラブの温度が1100℃以上であれば、加熱せず、熱間圧延を行ってもよい。
また、仕上げ圧延温度が、800℃を下回ると圧延荷重が高くなり、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、仕上げ圧延温度は、800℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は、特に定める必要はないが、仕上げ圧延温度を過度に高くすると、その温度を確保するため、加熱温度を過度に高くしなければならないので、仕上げ圧延温度は1100℃以下が好ましい。
熱間圧延工程では、鋳造された鋼塊またはスラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る。
加熱温度が1100℃未満では、仕上げ圧延温度の低下を招く。この場合、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、加熱温度は1100℃以上とする。ただし、鋳造後の鋼塊、スラブの温度が1100℃以上であれば、加熱せず、熱間圧延を行ってもよい。
また、仕上げ圧延温度が、800℃を下回ると圧延荷重が高くなり、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良の原因となったりする。そのため、仕上げ圧延温度は、800℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は、特に定める必要はないが、仕上げ圧延温度を過度に高くすると、その温度を確保するため、加熱温度を過度に高くしなければならないので、仕上げ圧延温度は1100℃以下が好ましい。
<巻取工程>
熱間圧延工程では、熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る。巻取温度が600℃を超えると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するので好ましくない。加えて、巻取り時に形成した鉄酸化物へBが濃化し、鋼板の表層部のB含有量(濃度)が低下することから、後工程での鋼板の表層部へのB濃化が不十分になるため好ましくない。
一方、巻取温度が400℃未満であると、極端に熱延鋼板の強度が増大して、冷間圧延時の板破断や形状不良を誘発し易いので、この後、冷間圧延を行う場合は、巻取温度を400℃以上とすることが望ましい。ただし、巻き取った熱延鋼板を箱型焼鈍炉や連続焼鈍設備にて加熱することで軟質化を図るのであれば、400℃未満の低温で巻き取っても構わない。
熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
熱間圧延工程では、熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る。巻取温度が600℃を超えると、鋼板表面に形成する酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化するので好ましくない。加えて、巻取り時に形成した鉄酸化物へBが濃化し、鋼板の表層部のB含有量(濃度)が低下することから、後工程での鋼板の表層部へのB濃化が不十分になるため好ましくない。
一方、巻取温度が400℃未満であると、極端に熱延鋼板の強度が増大して、冷間圧延時の板破断や形状不良を誘発し易いので、この後、冷間圧延を行う場合は、巻取温度を400℃以上とすることが望ましい。ただし、巻き取った熱延鋼板を箱型焼鈍炉や連続焼鈍設備にて加熱することで軟質化を図るのであれば、400℃未満の低温で巻き取っても構わない。
熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
<冷間圧延工程>
冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の圧下率(累積圧下率)で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。酸洗の目的は、熱延で形成したスケールの除去である。酸洗は、インヒビター入りの塩酸を用いて行うことが好ましいが、酸洗により表面のスケールを除去できるのであれば、インヒビターを用いない塩酸、硫酸、硝酸等の他の酸や、これらの複合物を用いて行ってもよい。
圧下率が30%未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、また、最終製品の延性が劣化する。そのため、圧下率は30%以上とする。
一方、圧下率が80%を超えると、圧延荷重が大きくなりすぎて、冷間圧延が困難となる。そのため、圧下率は80%以下とする。圧下率は、40~70%が好ましい。圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に規定する必要がない。
冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の圧下率(累積圧下率)で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。酸洗の目的は、熱延で形成したスケールの除去である。酸洗は、インヒビター入りの塩酸を用いて行うことが好ましいが、酸洗により表面のスケールを除去できるのであれば、インヒビターを用いない塩酸、硫酸、硝酸等の他の酸や、これらの複合物を用いて行ってもよい。
圧下率が30%未満であると、鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、また、最終製品の延性が劣化する。そのため、圧下率は30%以上とする。
一方、圧下率が80%を超えると、圧延荷重が大きくなりすぎて、冷間圧延が困難となる。そのため、圧下率は80%以下とする。圧下率は、40~70%が好ましい。圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に規定する必要がない。
<焼鈍工程>
焼鈍工程では、冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する。
焼鈍工程は、引き続いて行うめっき工程と連続的に行うため、連続溶融亜鉛めっきラインを通板することで行うことが好ましい。
焼鈍に際し、焼鈍温度(雰囲気温度)を650℃以上800℃未満とするのは、鋼板の軟質化と共に鋼板表面へBを濃化させるためである。焼鈍温度が650℃以上800℃未満の範囲であれば、冷間圧延時に導入された転位が、回復、再結晶、あるいは、相変態により解放されるので、この温度域で焼鈍を行うことが望ましい。
焼鈍温度(雰囲気温度)が750℃超では、焼鈍時にオーステナイトが形成され、引き続く冷却時にオーステナイトがベイナイトやマルテンサイトへと変態し、硬質化する傾向にある。また、オーステナイトはフェライトに比較してBの拡散が遅いため、表層へのB濃化に長時間を要することから、後に行うめっき工程で、亜鉛系めっき層中へとB濃化が低下する傾向にある。このことから、焼鈍温度(雰囲気温度)は、750℃以下とすることが好ましい。ただし、焼鈍温度(雰囲気温度)が750℃超800℃未満であれば、焼鈍温度(雰囲気温度)を650~750℃とした場合に比較してホットスタンプ用鋼板が硬質化する傾向があり、防錆性確保のために熱処理時間(焼鈍時間)を長くする必要があるものの、いずれも限定的である。このことから、焼鈍温度(雰囲気温度)を750℃超800℃未満とした場合であっても、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
一方、焼鈍温度が650℃未満では、冷間圧延した鋼板を再結晶させることが困難となり、焼鈍の目的である軟質化が図れない。そのため、焼鈍温度を650℃以上とする。
焼鈍工程では、冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、保持後、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する。
焼鈍工程は、引き続いて行うめっき工程と連続的に行うため、連続溶融亜鉛めっきラインを通板することで行うことが好ましい。
焼鈍に際し、焼鈍温度(雰囲気温度)を650℃以上800℃未満とするのは、鋼板の軟質化と共に鋼板表面へBを濃化させるためである。焼鈍温度が650℃以上800℃未満の範囲であれば、冷間圧延時に導入された転位が、回復、再結晶、あるいは、相変態により解放されるので、この温度域で焼鈍を行うことが望ましい。
焼鈍温度(雰囲気温度)が750℃超では、焼鈍時にオーステナイトが形成され、引き続く冷却時にオーステナイトがベイナイトやマルテンサイトへと変態し、硬質化する傾向にある。また、オーステナイトはフェライトに比較してBの拡散が遅いため、表層へのB濃化に長時間を要することから、後に行うめっき工程で、亜鉛系めっき層中へとB濃化が低下する傾向にある。このことから、焼鈍温度(雰囲気温度)は、750℃以下とすることが好ましい。ただし、焼鈍温度(雰囲気温度)が750℃超800℃未満であれば、焼鈍温度(雰囲気温度)を650~750℃とした場合に比較してホットスタンプ用鋼板が硬質化する傾向があり、防錆性確保のために熱処理時間(焼鈍時間)を長くする必要があるものの、いずれも限定的である。このことから、焼鈍温度(雰囲気温度)を750℃超800℃未満とした場合であっても、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を得ることができる。
一方、焼鈍温度が650℃未満では、冷間圧延した鋼板を再結晶させることが困難となり、焼鈍の目的である軟質化が図れない。そのため、焼鈍温度を650℃以上とする。
焼鈍の際の雰囲気の酸素ポテンシャルは-0.50~-1.20とする。酸素ポテンシャルが-0.50超では、Bを表層に濃化させる効果が飽和するばかりでなく、炉内の酸素ポテンシャルが高くなりすぎてしまい、炉内の耐火物やハースロールが劣化する。酸素ポテンシャルが-1.20未満では焼鈍中にBを鋼板表面に濃化させることができず、結果的に亜鉛系めっき層中にBを十分含有させることができない。
炉内の酸素ポテンシャルとは、log(PH2O/PH2)で定義され、PH2Oは雰囲気中の水蒸気分圧、PH2は雰囲気中の水素分圧である。
上記の酸素ポテンシャルとした場合、例えば水素を10%程度含む雰囲気であれば、露点は、0~+20℃程度となる。
炉内の酸素ポテンシャルとは、log(PH2O/PH2)で定義され、PH2Oは雰囲気中の水蒸気分圧、PH2は雰囲気中の水素分圧である。
上記の酸素ポテンシャルとした場合、例えば水素を10%程度含む雰囲気であれば、露点は、0~+20℃程度となる。
650℃以上800℃未満での保持時間が、30秒未満では、鋼板表面へのBの濃化が不十分となり、ホットスタンプ後に所定の量のΓ層を得ることが困難になる。
一方、保持時間が6000秒超では、効果が飽和するばかりでなく、経済合理性に劣ることから好ましくない。
この焼鈍工程により、鋼板の表面のBが濃化する。焼鈍工程でBを濃化させるのは、例えば熱間圧延工程でBを鋼板の表面に濃化させても、その後の冷間圧延前の酸洗等によって、B濃化層が除去されてしまい、めっき工程でめっき層中にBを拡散させることができないからである。また、巻取り時に形成した鉄酸化物へBが濃化すると、鋼板表層のB濃度が低下することから、後工程での鋼板表層へのB濃化が不十分になるからである。
一方、保持時間が6000秒超では、効果が飽和するばかりでなく、経済合理性に劣ることから好ましくない。
この焼鈍工程により、鋼板の表面のBが濃化する。焼鈍工程でBを濃化させるのは、例えば熱間圧延工程でBを鋼板の表面に濃化させても、その後の冷間圧延前の酸洗等によって、B濃化層が除去されてしまい、めっき工程でめっき層中にBを拡散させることができないからである。また、巻取り時に形成した鉄酸化物へBが濃化すると、鋼板表層のB濃度が低下することから、後工程での鋼板表層へのB濃化が不十分になるからである。
保持後は、引き続いて行うめっき工程のため、鋼板の表面温度が500~400℃になるように冷却する。
一般的に、めっき浴の温度は450℃程度であることから、400℃未満の鋼板をめっき浴に浸漬するとめっきが凝固するなどのトラブルが発生し不めっきの原因となる。一方、500℃を超える鋼板をめっき浴に浸漬するとめっき中に亜鉛の酸化物ができてしまい不めっきが発生する。そのため、めっき工程に供する鋼板を、500~400℃に冷却する。冷却に際し、板内での温度差を低減することでめっき浴への浸漬温度が一定となり、不めっきや合金化ムラの抑制に寄与することから、平均冷却速度は2.0℃/秒未満であることが好ましい。
一般的に、めっき浴の温度は450℃程度であることから、400℃未満の鋼板をめっき浴に浸漬するとめっきが凝固するなどのトラブルが発生し不めっきの原因となる。一方、500℃を超える鋼板をめっき浴に浸漬するとめっき中に亜鉛の酸化物ができてしまい不めっきが発生する。そのため、めっき工程に供する鋼板を、500~400℃に冷却する。冷却に際し、板内での温度差を低減することでめっき浴への浸漬温度が一定となり、不めっきや合金化ムラの抑制に寄与することから、平均冷却速度は2.0℃/秒未満であることが好ましい。
<めっき工程>
めっき工程では、焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が35g/m2以上の亜鉛系めっき層を形成する。めっき浴は、得たいめっき層の化学組成に応じて調整すればよく、めっき浴の温度は公知の範囲でよい。亜鉛系めっき層の目付量はめっき浴から引き上げた後に、ワイピングなどで調整することができる。
めっき工程では、焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が35g/m2以上の亜鉛系めっき層を形成する。めっき浴は、得たいめっき層の化学組成に応じて調整すればよく、めっき浴の温度は公知の範囲でよい。亜鉛系めっき層の目付量はめっき浴から引き上げた後に、ワイピングなどで調整することができる。
<合金化工程>
亜鉛系めっき層を形成した冷延鋼板を、必要に応じて460~600℃に加熱し、合金化してもよい。合金化を行うことにより、亜鉛系めっき層のFe含有量を9.0質量%以上とすることができる。合金化を行う場合、460℃未満での合金化は、合金化に長時間を有してしまい生産性に劣る。一方、600℃を超える温度での合金化は、効果が飽和するばかりでなく、過度な昇温は経済的に好ましくない。
亜鉛系めっき層を形成した冷延鋼板を、必要に応じて460~600℃に加熱し、合金化してもよい。合金化を行うことにより、亜鉛系めっき層のFe含有量を9.0質量%以上とすることができる。合金化を行う場合、460℃未満での合金化は、合金化に長時間を有してしまい生産性に劣る。一方、600℃を超える温度での合金化は、効果が飽和するばかりでなく、過度な昇温は経済的に好ましくない。
<冷却工程>
めっき工程後、または合金化工程後の冷延鋼板は、50℃以下、例えば室温まで冷却する。冷却条件は限定されない。
めっき工程後、または合金化工程後の冷延鋼板は、50℃以下、例えば室温まで冷却する。冷却条件は限定されない。
[ホットスタンプ成形体]
次に本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたZnとFeとを含むめっき層と、を有する。
ここでいう母材鋼板は、必ずしも平板である必要はなく、プレス加工等によって各種形状に成形された状態のものも含む。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、後述のように、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることによって得られる。
次に本実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されたZnとFeとを含むめっき層と、を有する。
ここでいう母材鋼板は、必ずしも平板である必要はなく、プレス加工等によって各種形状に成形された状態のものも含む。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、後述のように、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板をホットスタンプすることによって得られる。
<めっき層>
本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、ホットスタンプ用鋼板の表面の亜鉛系めっき層のZnがホットスタンプによって、鋼板のFeと合金化して生成した、ZnとFeとを含むめっき層である。
ZnとFeとを含むめっき層では、ZnとFeとの割合によって、複数の層が形成される場合があるが、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、Fe含有量が9~30質量%であるΓ相からなるΓ層の付着量が30g/m2以上である。
このΓ層は、例えば、質量%で、Al:0~1.00%、Fe:9.0~30.0%、Si:0~1.0%、Mg:0~0.5%、Mn:0~0.5%、Pb:0~0.5%、Sb:0~0.5%、Ni:0~5.0%、Co:0~5.0%、Mn:0~5.0%、P:0~0.5%、B:0.0005~0.1000%を含み、残部がZn及び不純物よりなる化学組成を有する。
また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、最表層にAl、Si、Mn及びZnの1種以上の酸化物、その母材鋼板側にΓ層、さらにその母材鋼板側にFeの亜鉛固溶体が存在してもよい。
Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2未満では、十分な防錆性を確保することができない。Γ層の付着量は、好ましくは35g/m2以上である。付着量の上限は限定されないが、Γ層の付着量を45g/m2未満としてもよい。
ZnとFeとを含むめっき層において、いずれの層もFe含有量が30質量%超では、犠牲防食性が失われる。一方、Fe含有量が9%未満では亜鉛めっき中のFe含有量が低すぎて、めっきが軟らかく、傷つきやすいので好ましくない。
Γ層以外の層として、Feを主体とした固溶層も5g/m2以上形成される場合があるが、この層の存在については特に制限を設けるものではない。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、ホットスタンプ用鋼板の表面の亜鉛系めっき層のZnがホットスタンプによって、鋼板のFeと合金化して生成した、ZnとFeとを含むめっき層である。
ZnとFeとを含むめっき層では、ZnとFeとの割合によって、複数の層が形成される場合があるが、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、Fe含有量が9~30質量%であるΓ相からなるΓ層の付着量が30g/m2以上である。
このΓ層は、例えば、質量%で、Al:0~1.00%、Fe:9.0~30.0%、Si:0~1.0%、Mg:0~0.5%、Mn:0~0.5%、Pb:0~0.5%、Sb:0~0.5%、Ni:0~5.0%、Co:0~5.0%、Mn:0~5.0%、P:0~0.5%、B:0.0005~0.1000%を含み、残部がZn及び不純物よりなる化学組成を有する。
また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体のめっき層は、最表層にAl、Si、Mn及びZnの1種以上の酸化物、その母材鋼板側にΓ層、さらにその母材鋼板側にFeの亜鉛固溶体が存在してもよい。
Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2未満では、十分な防錆性を確保することができない。Γ層の付着量は、好ましくは35g/m2以上である。付着量の上限は限定されないが、Γ層の付着量を45g/m2未満としてもよい。
ZnとFeとを含むめっき層において、いずれの層もFe含有量が30質量%超では、犠牲防食性が失われる。一方、Fe含有量が9%未満では亜鉛めっき中のFe含有量が低すぎて、めっきが軟らかく、傷つきやすいので好ましくない。
Γ層以外の層として、Feを主体とした固溶層も5g/m2以上形成される場合があるが、この層の存在については特に制限を設けるものではない。
ホットスタンプによる焼き入れ処理後に、塗膜密着性や化成処理性の向上を目的に、アルカリ液や酸液にて表面の酸化皮膜を除去しても、Znを主体としたFe:9~30質量%のZn-Fe合金層(Γ層)が30g/m2以上存在する限り本実施形態に係るホットスタンプ成形体の範囲内である。
めっき層には、耐食性の一層の向上や、化成処理性の向上を目的としてNi、Co、Mn、P、Bなどの元素を含有させる場合があるが、これらの元素を含んでいても、Znが主成分(例えば60質量%以上)であり、Fe:9~30質量%であれば、Γ層である。
めっき層には、耐食性の一層の向上や、化成処理性の向上を目的としてNi、Co、Mn、P、Bなどの元素を含有させる場合があるが、これらの元素を含んでいても、Znが主成分(例えば60質量%以上)であり、Fe:9~30質量%であれば、Γ層である。
Γ層の付着量は以下の方法で求める。
Znを主成分としてFeを9~30質量%含有するΓ層の測定は、以下に示す手法にて実施する。即ち、ホットスタンプ成形体に対して、NH4Cl:150g/lの水溶液中で4mA/cm2で飽和カロメル電極を参照電極として定電流電解により-800mVvs.SCE以下に大きく変化する点のΓ層までを電解し、電解液をICPにより測定し、付着量並びに化学組成を特定する。
Fe:30質量%超のZn-Fe合金層の測定は、上記Γ層までの電解後、電解液を新しい液に代えて引き続き鉄の電位(約-560mVvs.SCE)までを電解し、同様に電解液をICPにより測定する。
Znを主成分としてFeを9~30質量%含有するΓ層の測定は、以下に示す手法にて実施する。即ち、ホットスタンプ成形体に対して、NH4Cl:150g/lの水溶液中で4mA/cm2で飽和カロメル電極を参照電極として定電流電解により-800mVvs.SCE以下に大きく変化する点のΓ層までを電解し、電解液をICPにより測定し、付着量並びに化学組成を特定する。
Fe:30質量%超のZn-Fe合金層の測定は、上記Γ層までの電解後、電解液を新しい液に代えて引き続き鉄の電位(約-560mVvs.SCE)までを電解し、同様に電解液をICPにより測定する。
また、本実施形態に係るホットスタンプ成形体では、めっき層中の質量%でのB含有量の最大値をBc、母材鋼板の1/4深さ位置での質量%でのB含有量をBqとしたとき、BcがBqの1.2倍以上(Bc/Bq≧1.2)である。
BcをBqの1.2倍以上とすることで、ホットスタンプ成形体の防錆性を高めることができる。詳細なメカニズムは不明なものの、めっき層中にBが存在することで、ホットスタンプ時のFeとZnとの合金化反応が抑制され、Γ層を30g/m2以上確保することが可能となるとともに、めっき層中のFeとZnの不均一な反応を抑制することで、めっき層の凹凸の形成が抑止されるためであると考えられる。この効果は、Bc/Bqが1.2以上となるような場合に顕著となることから、Bc/Bqを1.2以上とする。Bc/Bqは、望ましくは、1.3以上であり、より望ましくは1.4以上である。
BcをBqの1.2倍以上とすることで、ホットスタンプ成形体の防錆性を高めることができる。詳細なメカニズムは不明なものの、めっき層中にBが存在することで、ホットスタンプ時のFeとZnとの合金化反応が抑制され、Γ層を30g/m2以上確保することが可能となるとともに、めっき層中のFeとZnの不均一な反応を抑制することで、めっき層の凹凸の形成が抑止されるためであると考えられる。この効果は、Bc/Bqが1.2以上となるような場合に顕著となることから、Bc/Bqを1.2以上とする。Bc/Bqは、望ましくは、1.3以上であり、より望ましくは1.4以上である。
Bc/Bqは以下の方法で求める。
Bcの測定に当たっては、成形体から50mm×50mmの試験片を切り出し、GDS(グロー放電発光分析)にて表層から元素分析を行うことで、めっき層中のBの最大値Bcを測定することができる。めっき層ならびに母材のいずれであるかの特定は、ZnやFeの含有量を参考にすればよく、Zn中のFe含有量が9~30質量%となる領域をΓ層とし、めっき層中のB含有量の質量%での最大値をBcと定義する。
母材鋼板の1/4深さ位置での質量%でのB含有量は、ホットスタンプ成形体から幅50mm×長さ50mmの試験片を切り出し、母材鋼板の1/4深さ位置まで研磨を実施し、その後、GDSにて質量%でのB含有量を測定する。
測定に当たっては、研磨後の成形体の表面から板厚方向に10μmの位置~20μmの位置の範囲のB含有量の平均値をBqとする。この位置でのB含有量を測定するのは、研磨後の試験片は表面に付着物が存在する可能性があり、定量性に欠ける場合があるからである。ただし、付着物を除去できるのであれば、研磨後の表面から0~10μm位置のB含有量の平均値をBqとしても良い。板厚方向に10μmの範囲(10~20μm、または0~10μm)の平均含有量をBqとするのは、鋳造時に形成するわずかな偏析の影響を除去するためである。一方、板厚方向の測定範囲を広げることは精度の観点では有利なものの、板厚方向の測定範囲を広げることは測定時間の長時間化を招くことになる。GDSでの板厚方向の元素分布測定は、深さ方向の測定領域が大きくなればなるほど、長時間を要することから100μmを上限とすることが望ましい。
Bcの測定に当たっては、成形体から50mm×50mmの試験片を切り出し、GDS(グロー放電発光分析)にて表層から元素分析を行うことで、めっき層中のBの最大値Bcを測定することができる。めっき層ならびに母材のいずれであるかの特定は、ZnやFeの含有量を参考にすればよく、Zn中のFe含有量が9~30質量%となる領域をΓ層とし、めっき層中のB含有量の質量%での最大値をBcと定義する。
母材鋼板の1/4深さ位置での質量%でのB含有量は、ホットスタンプ成形体から幅50mm×長さ50mmの試験片を切り出し、母材鋼板の1/4深さ位置まで研磨を実施し、その後、GDSにて質量%でのB含有量を測定する。
測定に当たっては、研磨後の成形体の表面から板厚方向に10μmの位置~20μmの位置の範囲のB含有量の平均値をBqとする。この位置でのB含有量を測定するのは、研磨後の試験片は表面に付着物が存在する可能性があり、定量性に欠ける場合があるからである。ただし、付着物を除去できるのであれば、研磨後の表面から0~10μm位置のB含有量の平均値をBqとしても良い。板厚方向に10μmの範囲(10~20μm、または0~10μm)の平均含有量をBqとするのは、鋳造時に形成するわずかな偏析の影響を除去するためである。一方、板厚方向の測定範囲を広げることは精度の観点では有利なものの、板厚方向の測定範囲を広げることは測定時間の長時間化を招くことになる。GDSでの板厚方向の元素分布測定は、深さ方向の測定領域が大きくなればなるほど、長時間を要することから100μmを上限とすることが望ましい。
<母材鋼板>
≪化学組成≫
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。ホットスタンプによって、母材鋼板の化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材鋼板の化学組成は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成と、範囲及び限定理由が同じである。
≪化学組成≫
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述した本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。ホットスタンプによって、母材鋼板の化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材鋼板の化学組成は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成と、範囲及び限定理由が同じである。
≪ミクロ組織≫
本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織は、目的とする成形体の強度に合わせて制御する必要がある。ホットスタンプ成形体の引張強さを500MPa以上とする場合には、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置において、体積率で、マルテンサイト:5~100%、フェライト:0~95%、を含有し、残部組織がベイナイト及び/またはパーライトからなるミクロ組織とする。マルテンサイトの体積率が、5%未満では十分な強度を得ることができない。
ホットスタンプ成形体の引張強さを800MPa以上(例えば1000MPa以下)の範囲とするのであれば、マルテンサイト体積率は10%以上が望ましい。
また、ホットスタンプ成形体の引張強さを1000MPa超とするのであれば、マルテンサイトの体積率は80%以上とすることが望ましく、90%以上とすることがより望ましい。
マルテンサイト及びフェライト以外の残部は、ベイナイト及びパーライトの1種以上(1種または2種)である。残部は含まれなくてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体のミクロ組織は、目的とする成形体の強度に合わせて制御する必要がある。ホットスタンプ成形体の引張強さを500MPa以上とする場合には、母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置において、体積率で、マルテンサイト:5~100%、フェライト:0~95%、を含有し、残部組織がベイナイト及び/またはパーライトからなるミクロ組織とする。マルテンサイトの体積率が、5%未満では十分な強度を得ることができない。
ホットスタンプ成形体の引張強さを800MPa以上(例えば1000MPa以下)の範囲とするのであれば、マルテンサイト体積率は10%以上が望ましい。
また、ホットスタンプ成形体の引張強さを1000MPa超とするのであれば、マルテンサイトの体積率は80%以上とすることが望ましく、90%以上とすることがより望ましい。
マルテンサイト及びフェライト以外の残部は、ベイナイト及びパーライトの1種以上(1種または2種)である。残部は含まれなくてもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体の母材鋼板の化学組成及びミクロ組織は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の母材鋼板の化学組成及びミクロ組織と同じ要領で測定することができる。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したように、母材鋼板の表層部のBを表面に濃化させ、表面に濃化したBをめっき層中に拡散させたホットスタンプ用鋼板をホットスタンプしたものであるため、ホットスタンプ成形体の表層部には、B含有量(濃度)が低下した領域が存在する場合がある。
具体的には、母材鋼板の表面から10μm深さ位置におけるB含有量が、母材鋼板の1/4深さ位置のB含有量の80%以下であってもよい。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、上述したように、母材鋼板の表層部のBを表面に濃化させ、表面に濃化したBをめっき層中に拡散させたホットスタンプ用鋼板をホットスタンプしたものであるため、ホットスタンプ成形体の表層部には、B含有量(濃度)が低下した領域が存在する場合がある。
具体的には、母材鋼板の表面から10μm深さ位置におけるB含有量が、母材鋼板の1/4深さ位置のB含有量の80%以下であってもよい。
[特性]
ホットスタンプ成形体の強度は特に定めることなく、優れた防錆性を確保できる。
ただし、ホットスタンプ成形体を用いる場合の大きな目的が高強度の成形体を確保することにあることから、ホットスタンプ成形体の引張強さは500MPa以上であることが望ましい。用途に応じて、ホットスタンプ成形体の引張強さを800MPa以上、1000MPa以上、1200MPa以上としてもよい。
ホットスタンプ成形体の強度は特に定めることなく、優れた防錆性を確保できる。
ただし、ホットスタンプ成形体を用いる場合の大きな目的が高強度の成形体を確保することにあることから、ホットスタンプ成形体の引張強さは500MPa以上であることが望ましい。用途に応じて、ホットスタンプ成形体の引張強さを800MPa以上、1000MPa以上、1200MPa以上としてもよい。
[ホットスタンプ成形体の製造方法]
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。
ホットスタンプ条件は公知の範囲でよいが、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が少なく、例えば、加熱温度:850~920℃、加熱時間:180~600秒で加熱した後、30℃/秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却するとともに成形する条件を適用することができる。
ホットスタンプ成形体は、金型で冷却し、成形体として単一の強度に作りこんでも構わないし、金型冷却と同時に、その一部を、空冷、あるいは、ヒーター等を併設した金型で徐冷し、部分によって強度を作り分けてもかまわない。
本実施形態に係るホットスタンプ成形体は、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板にホットスタンプを行うことで得られる。
ホットスタンプ条件は公知の範囲でよいが、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、ホットスタンプ時の加熱条件の影響が少なく、例えば、加熱温度:850~920℃、加熱時間:180~600秒で加熱した後、30℃/秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却するとともに成形する条件を適用することができる。
ホットスタンプ成形体は、金型で冷却し、成形体として単一の強度に作りこんでも構わないし、金型冷却と同時に、その一部を、空冷、あるいは、ヒーター等を併設した金型で徐冷し、部分によって強度を作り分けてもかまわない。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
表1(単位は質量%、残部はFe及び不純物)に示す化学組成のスラブを鋳造した。
これらのスラブに対し、表2-1、表2-2の条件で、熱間圧延を実施して、板厚が4.0mmの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を巻き取り、巻戻した後、酸洗を実施し、板厚が2.0mmとなるまで冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造した。
その後、これらの冷延鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、焼鈍及びめっきを行って、ホットスタンプ用鋼板とした。具体的には、表2-1、表2-2に示す雰囲気で120秒鋼板を保持し、表面温度が500~400℃となるまで1.6℃/秒の平均冷却速度で冷却した後、浴温度が460℃のめっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成した。一部の鋼板(実施例においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板:GAと記載)に関しては、めっき浴浸漬後、500~560℃に加熱し、めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。その後、50℃以下まで冷却した。
これらのスラブに対し、表2-1、表2-2の条件で、熱間圧延を実施して、板厚が4.0mmの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を巻き取り、巻戻した後、酸洗を実施し、板厚が2.0mmとなるまで冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造した。
その後、これらの冷延鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっきラインに通板させ、焼鈍及びめっきを行って、ホットスタンプ用鋼板とした。具体的には、表2-1、表2-2に示す雰囲気で120秒鋼板を保持し、表面温度が500~400℃となるまで1.6℃/秒の平均冷却速度で冷却した後、浴温度が460℃のめっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成した。一部の鋼板(実施例においては、合金化溶融亜鉛めっき鋼板:GAと記載)に関しては、めっき浴浸漬後、500~560℃に加熱し、めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。その後、50℃以下まで冷却した。
得られたホットスタンプ用鋼板の母材鋼板のミクロ組織及びめっき層の化学組成を、上記した方法で測定した。
結果を表2-3、表2-4に示す。めっき層の化学組成のB、Fe、Al以外の残部はZn、及び、鋼板から混入したMn、Si、Cr、Tiなどを含む不純物であった。
結果を表2-3、表2-4に示す。めっき層の化学組成のB、Fe、Al以外の残部はZn、及び、鋼板から混入したMn、Si、Cr、Tiなどを含む不純物であった。
これらのホットスタンプ用鋼板(A-1~m-1)に対して、ホットスタンプを行った。
ホットスタンプは、表3-1~表3-2に示すように、各実施例について2つの試料を用意し、試料を炉温が860~940℃の大気炉に挿入し、一方は6分、もう一方は9分となる2種類の加熱を実施後、それぞれを炉から取り出し、金型を用いた焼き入れ(30℃/秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却)を実施した。これにより、ホットスタンプ成形体を得た。
ホットスタンプは、表3-1~表3-2に示すように、各実施例について2つの試料を用意し、試料を炉温が860~940℃の大気炉に挿入し、一方は6分、もう一方は9分となる2種類の加熱を実施後、それぞれを炉から取り出し、金型を用いた焼き入れ(30℃/秒以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却)を実施した。これにより、ホットスタンプ成形体を得た。
これらのホットスタンプ成形体の、母材鋼板のミクロ組織、Γ層の付着量を、上記した方法で測定した。また、上記した方法で、めっき層のB含有量の最大値を測定し、Bc/Bqを求めた。結果を表3-1~表3-2に示す。ただし表には、Γ層の付着量以外については、一例として9分加熱した試験体の結果を記載した。
また、より厳しい評価となる9分加熱の場合のホットスタンプ成形体について、以下の要領で、引張強さ及び防錆性を評価した。
[引張強さ]
得られたホットスタンプ成形体から、JIS Z 2241:2011の5号試験片を切り出し、JIS Z 2241:2011に準拠して引張試験を実施した。引張試験におけるクロスヘッド速度は、歪速度が0.005s-1で一定となる条件で実施した。
引張強さが500MPa以上であれば想定される目標値を満足すると判断した。
得られたホットスタンプ成形体から、JIS Z 2241:2011の5号試験片を切り出し、JIS Z 2241:2011に準拠して引張試験を実施した。引張試験におけるクロスヘッド速度は、歪速度が0.005s-1で一定となる条件で実施した。
引張強さが500MPa以上であれば想定される目標値を満足すると判断した。
[防錆性]
(耐食性)
製造後のホットスタンプ成形体から、70mm×150mmのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドLA35(日本パーカーライジング社製)にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装(パワーニクス110:日本ペイント社製)を15μm実施した後、クロスカットを施した。
この試験片に対し、アメリカ自動車工業会規格SAE-J2334に規定される腐食試験条件にて、300サイクル実施後のクロスカット部からの塗膜フクレ幅(片側)を測定した。
フクレ幅が10mm以下のものを耐食性に優れると判断した。
(耐食性)
製造後のホットスタンプ成形体から、70mm×150mmのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドLA35(日本パーカーライジング社製)にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装(パワーニクス110:日本ペイント社製)を15μm実施した後、クロスカットを施した。
この試験片に対し、アメリカ自動車工業会規格SAE-J2334に規定される腐食試験条件にて、300サイクル実施後のクロスカット部からの塗膜フクレ幅(片側)を測定した。
フクレ幅が10mm以下のものを耐食性に優れると判断した。
[防錆性]
(塗膜密着性)
併せて、製造後のホットスタンプ成形体から、70mm×150mmのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドLA35(日本パーカーライジング社製)にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装(パワーニクス110:日本ペイント社製)を実施し、厚さ15μmの塗膜を形成した。
この試験片に対し、塩温水浸漬試験を行って塗膜密着性を評価した。塩温水浸漬試験は、化成処理、電着塗装を施したサンプルにカッターで長さ45mmのクロスカット疵を付与した上で、サンプルを60℃の5%NaCl溶液に240時間浸漬し、浸漬後、水洗、乾燥した。
乾燥後のサンプルに対し、カット疵部について粘着テープを貼り付けた後にはがすテープ剥離を行い、カット疵部長さ方向に垂直な方向において塗膜が剥離した幅の最大値である最大剥離全幅を測定した。
最大剥離全幅が5mm以下のものを耐塩温水密着性(塗膜密着性)が良好であると判断した。
(塗膜密着性)
併せて、製造後のホットスタンプ成形体から、70mm×150mmのサンプルを採取し、表面に対し、脱脂を行った後、パルボンドLA35(日本パーカーライジング社製)にて、化成処理を行い、さらにカチオン電着塗装(パワーニクス110:日本ペイント社製)を実施し、厚さ15μmの塗膜を形成した。
この試験片に対し、塩温水浸漬試験を行って塗膜密着性を評価した。塩温水浸漬試験は、化成処理、電着塗装を施したサンプルにカッターで長さ45mmのクロスカット疵を付与した上で、サンプルを60℃の5%NaCl溶液に240時間浸漬し、浸漬後、水洗、乾燥した。
乾燥後のサンプルに対し、カット疵部について粘着テープを貼り付けた後にはがすテープ剥離を行い、カット疵部長さ方向に垂直な方向において塗膜が剥離した幅の最大値である最大剥離全幅を測定した。
最大剥離全幅が5mm以下のものを耐塩温水密着性(塗膜密着性)が良好であると判断した。
表1~表3-4から分かるように、本発明例である鋼板番号A-1~C-5、C-10~D-5、D10~E-2、F-1~T-1では、母材鋼板の化学組成、ミクロ組織、亜鉛系めっき層の目付量、亜鉛系めっき層のB含有量が本発明範囲であった。これらの鋼板をホットスタンプして得られた本発明例である成形体番号XA-1~XC-5、XC-10~XD-5、XD10~XE-2、XF-1~XT-1では、母材鋼板の化学組成、ミクロ組織、Γ層の付着量、Bc/Bqが本発明範囲にあり、高強度でかつ、防錆性に優れていた。
これに対し、化学組成、ミクロ組織、亜鉛系めっき層の目付量、亜鉛系めっき層のB含有量が本発明範囲外であった比較例の鋼板をこれらの鋼板をホットスタンプして得られた比較例である成形体(XC-6~XC-9、XD6~XD6、XE3~XE5、Xa1~Xf1、Xj-1~Xm-1)では、引張強さ、防錆性の少なくとも一方が劣っていた。
また、g-1~i-1では鋼板を得ることが出来なかった。
これに対し、化学組成、ミクロ組織、亜鉛系めっき層の目付量、亜鉛系めっき層のB含有量が本発明範囲外であった比較例の鋼板をこれらの鋼板をホットスタンプして得られた比較例である成形体(XC-6~XC-9、XD6~XD6、XE3~XE5、Xa1~Xf1、Xj-1~Xm-1)では、引張強さ、防錆性の少なくとも一方が劣っていた。
また、g-1~i-1では鋼板を得ることが出来なかった。
本発明の上記態様によれば、広い加熱条件で製造が可能であり、優れた防錆性(耐食性及び塗膜密着性)を有するホットスタンプ成形体と、そのホットスタンプ成形体の素材として好適なホットスタンプ用鋼板と、そのホットスタンプ用鋼板の製造方法を提供することができる。
Claims (8)
- 母材鋼板と
前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有し、
前記母材鋼板が、質量%で、
C:0.030~0.600%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.10~2.50%、
Al:0.001~0.100%、
Ti:0.010~0.100%、
B:0.0005~0.0100%、
P:0.100%以下、
S:0.0100%以下、
N:0.0150%以下、
O:0.0100%以下、
Nb:0~0.050%、
V:0~0.500%、
W:0~0.500%、
Cr:0~1.00%、
Mo:0~0.50%、
Co:0~1.000%、
Ni:0~1.00%、
Cu:0~1.00%、
REM:0~0.0100%、
Zr:0~0.0500%、
Ca:0~0.0100%、
Mg:0~0.0100%、
As:0~0.100%、
Sn:0~0.50%、
Sb:0~0.50%、及び
残部:Feおよび不純物
からなる化学組成を有し、
前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、
フェライト:20~95%、
パーライト:5~80%、を含有し、
残部組織がベイナイトからなり、
前記亜鉛系めっき層の、目付量が35g/m2以上であり、
前記亜鉛系めっき層の化学組成が、0.0005質量%以上のBを含む、
ことを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板。 - 前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、
Fe:9.0%未満を含む、
ことを特徴とする、請求項1に記載のホットスタンプ用鋼板。 - 前記亜鉛系めっき層の前記化学組成が、質量で、
Fe:9.0%以上を含む、
ことを特徴とする、請求項1に記載のホットスタンプ用鋼板。 - 前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、
Nb:0.005~0.050%、
V:0.005~0.500%、
W:0.005~0.500%、
Cr:0.01~1.00%、
Mo:0.01~0.50%、
Co:0.01~1.000%、
Ni:0.01~1.00%、
Cu:0.01~1.00%、
REM:0.0003~0.0100%、
Zr:0.0003~0.0500%、
Ca:0.0003~0.0100%、
Mg:0.0003~0.0100%、
As:0.001~0.100%、
Sn:0.01~0.50%、及び
Sb:0.01~0.50%、
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する
ことを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載のホットスタンプ用鋼板。 - 質量%で、C:0.030~0.600%、Si:0.01~1.50%、Mn:0.10~2.50%、Al:0.001~0.100%、Ti:0.010~0.100%、B:0.0005~0.0100%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、N:0.0150%以下、O:0.0100%以下、Nb:0~0.050%、V:0~0.500%、W:0~0.500%、Cr:0~1.00%、Mo:0~0.50%、Co:0~1.000%、Ni:0~1.00%、Cu:0~1.00%、REM:0~0.0100%、Zr:0~0.0500%、Ca:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、As:0~0.100%、Sn:0~0.50%、Sb:0~0.50%、及び残部:Feおよび不純物からなる化学成分を有する鋼塊またはスラブを、鋳造する鋳造工程と、
前記鋼塊または前記スラブを、1100℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度が800℃以上となるように熱間圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、600℃以下の温度域にて巻き取る巻取工程と、
前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗を行った後、30~80%の累積圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、雰囲気の酸素ポテンシャルが-1.20~-0.50であり、前記雰囲気の温度が650℃以上800℃未満である焼鈍炉内に、30秒以上保持し、鋼板表面温度が500~400℃となるように冷却する焼鈍を行う、焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、めっき浴に浸漬して目付量が35g/m2以上のめっき層を形成する、めっき工程と、
前記めっき工程後の前記冷延鋼板を、50℃以下まで冷却する、冷却工程と、
を備える、ことを特徴とする、ホットスタンプ用鋼板の製造方法。 - 前記めっき工程と、前記冷却工程との間に、さらに、前記冷延鋼板を、雰囲気温度が、460~600℃の炉内で5秒以上保持する、合金化処理工程を備える、
請求項5に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。 - 母材鋼板と、
前記母材鋼板の表面に形成されたZnとFeとを含むめっき層と、を有し、
前記母材鋼板が、質量%で、
C:0.030~0.600%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.10~2.50%、
Al:0.001~0.100%、
Ti:0.010~0.100%、
B:0.0005~0.0100%、
P:0.100%以下、
S:0.0100%以下、
N:0.0150%以下、
O:0.0100%以下、
Nb:0~0.050%、
V:0~0.500%、
W:0~0.500%、
Cr:0~1.00%、
Mo:0~0.50%、
Co:0~1.000%、
Ni:0~1.00%、
Cu:0~1.00%、
REM:0~0.0100%、
Zr:0~0.0500%、
Ca:0~0.0100%、
Mg:0~0.0100%、
As:0~0.100%、
Sn:0~0.50%、
Sb:0~0.50%、及び
残部:Feおよび不純物
からなる化学組成を有し、
前記母材鋼板の表面から板厚方向に板厚の1/8~3/8の範囲である1/4深さ位置のミクロ組織が、体積率で、
マルテンサイト:5~100%、
フェライト:0~95%、を含有し、
残部組織がベイナイト及びパーライトの1種または2種からなり、
前記めっき層のうち、Fe含有量が9~30質量%であるΓ層の付着量が30g/m2以上であり、
前記めっき層中の質量%でのB含有量の最大値をBc、前記母材鋼板の前記1/4深さ位置での質量%でのB含有量をBqとしたとき、前記Bcが前記Bqの1.2倍以上である、
ことを特徴とするホットスタンプ成形体。 - 前記母材鋼板の前記化学組成が、質量%で、
Nb:0.005~0.050%、
V:0.005~0.500%、
W:0.005~0.500%、
Cr:0.01~1.00%、
Mo:0.01~0.50%、
Co:0.01~1.000%、
Ni:0.01~1.00%、
Cu:0.01~1.00%、
REM:0.0003~0.0100%、
Zr:0.0003~0.0500%、
Ca:0.0003~0.0100%、
Mg:0.0003~0.0100%、
As:0.001~0.100%、
Sn:0.01~0.50%、及び
Sb:0.01~0.50%、
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項7に記載のホットスタンプ成形体。
Applications Claiming Priority (2)
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PCT/JP2023/000115 WO2023132349A1 (ja) | 2022-01-06 | 2023-01-06 | ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ用鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体 |
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