JP2017066508A - 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法 - Google Patents

熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法 Download PDF

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Ryosuke Otomo
亮介 大友
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Mikako Takeda
実佳子 武田
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Abstract

【課題】熱間プレス工程で、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制するための加熱を短時間とすることのできる亜鉛めっき鋼板、および該亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板は、熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、規定のＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒを含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法に関する。
近年、自動車軽量化のためにボディへの高強度鋼の適用が進み、引張強度が９８０ＭＰａを超える鋼板の適用が拡大している。しかし高強度化するにつれて、部品加工時の金型寿命低下や、スプリングバックによる形状ばらつきが大きくなる等の問題があった。
そこで、いわゆる熱間プレス、またはホットスタンプと呼ばれる工法が開発され、特に引張強度１４７０ＭＰａ以上の部品の工法として広まりつつある。該工法では、低強度の鋼板をプレス成形前にＡｃ１点以上、例えば約９００℃程度以上に加熱してオーステナイト化してから高温域で成形することによって、変形抵抗を低減でき、またスプリングバックも低減でき、更には成形と同時に焼き入れられるため高強度も確保することができる。
一方、自動車構造材のうち、高耐食性が求められるサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバ、ピラー下部などは犠牲防食効果が必須であり、従来より、亜鉛めっき鋼板を用いた冷間加工部品が適用されてきた。しかし近年、上記サイドメンバ等の部品についても、亜鉛めっき鋼板をホットスタンププロセスで部品成形し、高強度かつ高耐食性を有する部品を得ることが求められている。
しかしながら、亜鉛めっき鋼板を熱間プレスに供すると、９００℃の高温で液化した亜鉛により鋼板が脆化する、ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、液体金属脆化）によって成形時に亀裂が発生し、部品に求められる耐衝撃特性や疲労強度が低下するといった問題がある。よって熱間プレスへの亜鉛めっき鋼板の適用はあまり進んでいないのが現状である。
この問題を回避する手法として、例えば特許文献１には、亜鉛めっき上に延性層を設けることが示されている。特許文献１において、この延性層は、オーステナイト化のための加熱および／又は成形及び冷却中に、前記ストリップの表面酸化によって前記硬化性スチールから表面的に微小亀裂がもはや生じないほど良好に張力を分散させることが可能であると示されている。しかしながら、この特許文献１で形成できる延性層は１０μｍ程度が限度である。この様に延性層が薄いと、熱間プレス前の加熱工程で、亜鉛めっきと地鉄の急速な合金化により上記延性層が失われ、熱間プレスにおいてＬＭＥ亀裂の発生を十分に抑制することは難しいと思われる。
特許文献２には、亜鉛めっき鋼板を用いて熱間成形を行う方法として、１−鋼帯を用意する工程と、２−前記鋼を亜鉛または亜鉛合金の層で被覆する工程と、３−前記被覆鋼を、３００℃と該鋼のＡｃ１温度との間の温度に加熱する工程と、４−工程１、２または３の後に前記鋼帯からブランクを切り取る工程と、５−前記ブランクを、前記鋼のＡｃ１温度を超える温度に加熱する工程と、６−前記ブランクを部品に熱間成形する工程と、７−前記熱間成形した部品を硬化させる工程と、を含んでなる、方法が示されている。該方法では、熱間成形前の工程３にて、３００℃以上、鋼材のＡｃ１点以下で加熱し、亜鉛と鉄の拡散層を形成させることによって、成形時の液体亜鉛の量を減らすことが示されている。しかしこの方法では、めっき処理の後に、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも複雑かつ長時間の加熱が必要であるため、生産性の低下やコストの増加を招くと思われる。
本出願人も、特許文献３にて、熱間成形前に所定時間以上の加熱を行うことにより、ＬＭＥを抑制する技術を提案している。しかし、熱間成形プロセスの課題である生産性やコストを考慮し、加熱炉の滞在時間をより短くするなど、生産性を高めるための更なる検討が求められている。
特許文献４には、熱処理を意図した鋼板製品において、前記鋼板製品の自由表面の少なくとも１つに個別の仕上げ被膜が塗布されており、前記仕上げ被膜は、卑金属の少なくとも１種の酸化物化合物、窒化物化合物、硫化物化合物、硫酸塩化合物、炭化物化合物、炭酸塩化合物、フッ化物化合物、水和物化合物、水酸化物化合物又はリン酸塩化合物を含むことが示されている。具体的には、亜鉛めっきの表面に上記仕上げ被膜を塗布することにより、加熱時の熱吸収能力を高め、短時間で加熱できる技術が示されている。しかしこの方法では、焼き入れが可能なオーステナイト温度に短時間で到達することはできるが、ＬＭＥを抑制する効果は得られないと考えられる。
特表２０１１−５０８８２４号公報 特表２０１２−５１２７４７号公報 特開２０１４−１５９６２４号公報 特表２０１４−５１２４５７号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、熱間プレス工程で、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制するための加熱を短時間とすることのできる熱間プレス用亜鉛めっき鋼板、および該亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法を提供することにある。以下、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制することを、単に「ＬＭＥ抑制」ということがある。
上記課題を解決し得た本発明の亜鉛めっき鋼板は、熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．５％、
Ｍｎ：１．０〜３％、および
Ｃｒ：０〜１．０％
を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さは、５μｍ以上であることが好ましい。
前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっき付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たすことが好ましい。
ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
前記素地鋼板は、更に他の元素として、下記（I）〜（IV）のうちの少なくとも一つを含んでいてもよい。
（I） 質量％で、Ａｌ：０％超０．５％以下
（II）質量％で、Ｂ：０％超０．００５０％以下、Ｔｉ：０％超０．１０％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（III）Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超０．１０％以下
（IV）ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超１％以下
本発明には、前記熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法も含まれる。
本発明によれば、亜鉛めっき鋼板を用いて熱間プレス時に、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮することができる。その結果、亜鉛めっき鋼板を用いて、従来よりも生産性よく熱間プレスを行い、高強度かつ高耐食性を有する熱間プレス成形品を製造することができる。
図１は、実施例におけるＬＭＥ評価のための曲げ加工を示した概略説明図である。 図２は、実施例における曲げ加工後のＬ曲げ材からの観察試料採取位置を示す図である。 図３は、実施例におけるＬＭＥクラック深さの測定位置を説明する図である。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、亜鉛めっき鋼板における亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に、内部酸化物が存在した状態、好ましくは内部酸化物が前記界面から一定深さ以上に渡り分散した状態とすれば、この亜鉛めっき鋼板を用いた熱間プレス工程で、ＬＭＥ抑制のための加熱の時間を短縮できることを見出した。
上記内部酸化物は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒといった易酸化性元素を少なくとも含む酸化物である。この内部酸化物は、素地鋼板における結晶粒界と結晶粒内に存在する酸化物を対象とし、観察方法は後記の実施例に示す通りである。
上記内部酸化物を素地鋼板に存在させることにより、ＬＭＥ抑制のための加熱の時間を短縮できることについて、その機構は完全には解明できていないが、次の様に考えられる。即ち、熱間プレスのプロセスにおいて特にＬＭＥが発生しやすいのは、加工時に液体亜鉛が多く存在する場合である。熱間プレス前の加熱により、亜鉛めっき層と素地鋼板との間で亜鉛と鉄の合金化反応が生じ、融点の高い合金層が形成されることによって、加工時の液体亜鉛量が低減しＬＭＥが抑制される傾向にある。本発明者らは、上記Ｓｉ等の易酸化性元素が選択的に酸化されて生じた内部酸化物が、素地鋼板に存在することによって、上記合金化反応が促進されることを見出した。このために、熱間プレス前の加熱が短時間であっても、合金層が形成されて前記液体亜鉛量が十分に低減され、ＬＭＥ亀裂の発生が抑制されたと推定される。
前記内部酸化物が、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側により深く分散した状態とする、言い換えると素地鋼板における内部酸化物の分散した領域が大きいほど、上述した合金化反応がより生じやすいと考えられる。よって本発明では、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さを、好ましくは５μｍ以上とした。該最大深さは、後記の実施例で測定の通り、板厚断面方向において、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面からの、内部酸化物が存在する最大深さをいう。以下では、前記「内部酸化物が存在する最大深さ」を、単に「内部酸化深さ」ということがある。この内部酸化深さは、より好ましくは８μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上である。尚、製造条件等を考慮すると、内部酸化深さの上限は、おおよそ７０μｍとなる。
求められるＬＭＥ抑制効果の程度は、成型条件や、必要な防錆性能に応じた亜鉛めっき付着量によっても異なる。しかしいずれの場合であっても、本発明の亜鉛めっき鋼板を用いれば、ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間を従来よりも短縮することができる。
好ましくは亜鉛めっき付着量に応じた内部酸化深さとすることによって、ＬＭＥ抑制効果をより確実に発揮させることができる。具体的には、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっきの付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たすようにすることが好ましい。
ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
上記式（２）について説明する。熱間プレス工程の加熱プロセスで、亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層が全て合金化した場合、得られる合金めっき層の組成は概ねＦｅ７０質量％、Ｚｎ３０質量％である。素地鋼板において、この状態となるまで亜鉛めっき層を合金化させるのに必要な、素地鋼板の鉄量に相当する深さまで、内部酸化物を存在させれば、ＬＭＥ抑制効果を最大限に発揮できると考えた。その深さａμｍは、亜鉛の片面あたりの目付量ｂｇ／ｍ２に対して、ａ＝０．３×ｂである。これは、ａμｍ厚みのＦｅ層との質量比で７：３となるＺｎ量がｂ＝（３．３×ａ）ｇ／ｍ２に相当することによる。上記式（２）は、この様な考え方に基づくものである。例えば、一般的な自動車用部品として十分な防錆性能を発揮する片面あたり８０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき付着量であれば、ＬＭＥを最大限に抑制できる内部酸化深さは２４μｍとなる。内部酸化深さａは、０．３０×ｂ以上であればよく、その上限は特に限定されないが、０．３０×ｂより十分に深くなっても、ＬＭＥ抑制効果は飽和する。
上記内部酸化物を形成するには、亜鉛めっき鋼板における素地鋼板が、下記に示す成分組成、特には、規定の式（１）を満たすようにする必要がある。また亜鉛めっき鋼板の製造条件において、後述の通り、熱間圧延後の巻き取り条件等を制御することが推奨される。
素地鋼板の成分組成
まず、亜鉛めっき鋼板における素地鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成における「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．５％
Ｃは、固溶強化元素として、熱間プレス後の鋼板、即ち熱間プレス成形品の高強度化に寄与する元素である。熱間プレスにより、所望とする９８０ＭＰａ以上の高強度を得るため、Ｃ量の下限を０．１０％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、熱間プレス成形品の溶接性が低下するため、その上限を０．５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
Ｓｉ：０．５０〜２．５％
Ｓｉは、熱間プレス成形品のスポット溶接部の接合強度向上に寄与する元素である。またＳｉは、熱間プレスの徐冷工程における焼き戻しを防止し、熱間プレス成形品の強度を保つ効果も有している。更にＳｉは、残留オーステナイトを生成して部品の延性向上にも寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．５０％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上、更に好ましくは０．９０％以上、より更に好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板、即ち、熱延酸洗鋼板または冷延鋼板の製造時の圧延負荷が増大する。更には、熱間圧延の際に素地鋼板表面にＳｉＯ2を含むスケールが発生し、めっき後の鋼板の表面性状が悪化する。よってＳｉ量の上限を２．５％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。
Ｍｎ：１．０〜３％
Ｍｎは、焼入れ性を高め、熱間プレス成形品の高強度バラツキを抑えるために有用な元素である。またＭｎは、後述するめっきの合金化処理において合金化を促進させ、めっき層中のＦｅ濃度確保に寄与する元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を１．０％以上とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．２％以上、より好ましい下限は１．５％以上、さらに好ましくは１．７％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板製造時の圧延負荷が増大するため、その上限を３％以下とする。Ｍｎ量の好ましい上限は２．８％以下、より好ましい上限は２．５％以下である。
Ｃｒ：０〜１．０％
熱間プレス成形品の焼入れ性は、上記量のＣとＭｎを含有させることによって十分確保できるが、焼入れ性をさらに向上させるためＣｒを含有させてもよい。またＣｒは、熱間プレス成形品における硬さばらつきの低減も期待できる元素である。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量の下限は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、その上限を１．０％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、鋼材の機械的特性や焼入れ性の向上のために含有させるが、これらの元素は、上述の通り、鉄よりも易酸化性の元素であり、鉄酸化物が還元するような酸素分圧が低い環境でも酸化する傾向がある。即ち、これらの元素は、上記内部酸化物の形成に寄与する元素であり、上述した内部酸化物を得るため、本発明では、素地鋼板のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの各含有量が、下記式（１）を満たすようにする。上記式（１）の左辺値を、以下、Ｘ値ということがある。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
上記Ｘ値は、好ましくは０．０６以上、より好ましくは０．０８以上である。尚、材料の靭性の観点から、Ｘ値の上限はおおよそ０．２４とする。
本発明の鋼板の成分は上記の通りであり、残部は鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ等の不可避不純物からなる。上記Ｐ、Ｓ、Ｎは下記範囲に抑えることが好ましい。
Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。
ＳもＰと同様、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。
Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。そこでＮ量の上限は、０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。
また、上記元素に加えて更に、下記に示す選択元素を必要に応じて適量含んでいてもよい。
Ａｌ：０％超０．５％以下
Ａｌは脱酸のために用いられうる元素であり、０．０１％以上含まれていてもよい。しかしＡｌ量が過剰になると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、Ａｌ量の上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ａｌ量の上限はより好ましくは０．３％以下である。
Ｂ：０％超０．００５０％以下、Ｔｉ：０％超０．１０％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｂ、Ｔｉ、Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。以下、各元素について説明する。
Ｂにより鋼板の焼入れ性を向上させるには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、熱間プレス成形品中に粗大なホウ化物が析出して成形品の靭性が劣化するため、Ｂ量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｔｉは、Ｎを固定して、Ｂによる焼入れ効果を確保する役割を持つ元素である。またＴｉは、組織を微細化する効果も併せ持つ。組織が微細化することで部品延性が向上する。こうした作用を十分に発揮させるため、Ｔｉ量は、０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化するため、Ｔｉ量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｍｏは、素地鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、熱間プレス成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、Ｍｏ量の上限を１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０％超０．１０％以下
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは組織を微細化する効果を有しており、組織が微細化することで部品の延性を向上させる効果を有する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。このような効果を有効に発揮させるには、これら元素の合計量の下限を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。上記合計量は、単独で含むときは単独の量であり、２種類以上を併用するときは合計量である。しかしながら、これらの元素の合計量が過剰になると、その効果が飽和してコストの上昇を招くため、その上限を０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０％超１％以下
ＣｕおよびＮｉは、熱間プレス成形品に耐遅れ破壊性を付与したいときに、必要に応じて添加される元素である。これらの元素は、単独で添加してもよいし、２種類を併用してもよい。このような作用を有効に発揮させるためには、これら元素の合計量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。上記合計量は、単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。しかしながら、これらの量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となるため、その上限を１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
亜鉛めっき鋼板の製造方法
本発明の亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を満たす鋼を鋳造→加熱→熱間圧延→必要に応じて熱処理→酸洗→必要に応じて冷間圧延→亜鉛めっき処理→必要に応じて合金化処理を行うことにより製造することができる。亜鉛めっき処理の前に焼鈍を行ってもよい。本発明で規定の上記組織を得るには、下記に示す通り特に、熱間圧延後の巻き取り条件と、熱間圧延後に熱処理を行う場合の熱処理条件の少なくともいずれか、および、酸洗条件を適切に制御することが推奨される。
まず、上記成分組成を満たす鋼を鋳造する。熱間圧延前に加熱するが、加熱条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができる。おおむね１１００〜１３００℃の温度で行うことが好ましい。
次いで熱間圧延を行う。熱間圧延条件は特に限定されず、通常用いられる条件、例えば圧延中の温度：約８５０〜１２００℃等の条件を適宜採用できる。しかし熱間圧延完了後、特に、巻き取り以降の温度履歴は下記に詳述の通り制御する必要がある。得られる熱延鋼板の板厚の好ましい上限は３．５ｍｍ以下である。該板厚は、好ましくは３．０ｍｍ以下、より好ましくは２．５ｍｍ以下であり、板厚の下限は０．８ｍｍ程度である。
鋼板表面の十分な深さにまで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの易酸化性元素の酸化物を分散させた状態を形成するには、巻き取り後からめっき処理開始までの間、コイル全体の鋼板表面が、鉄スケールの成長しないような非酸化性雰囲気かつ十分高温の状態に、長時間滞在させるようにしなければならない。この様に非酸化性雰囲気かつ十分高温の状態に長時間滞在させることによって、内部酸化物を素地鋼板の深くにまで形成させることができ、ＬＭＥ抑制効果を十分に向上させることができる。
通常、巻き取り後のコイルは大気中で放冷する。外気に曝されたコイルの最外周部分は内部酸化物が形成され難いため使用せず、外気に曝されていないコイル内部を使用すればよい。また熱間圧延後、上記「十分高温の状態に、長時間滞在させる」には具体的に、コイル全体にわたり概ね５００℃以上で２時間以上滞在させることが望ましい。そのための手段として、（ｉ）熱間圧延後の巻き取りにおける巻き取り温度を高めとすること、（ｉｉ）巻き取り後の冷却速度が比較的遅くなる手段を採用すること、（ｉｉｉ）巻き取りして冷却後に更に熱処理を行うことの少なくとも一つを行うことが挙げられる。
上記（ｉ）の巻き取り温度を高めとする場合は、該巻き取り温度を５５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６５０℃以上である。尚、巻き取り温度が高すぎても冷却に時間がかかるため、巻き取り温度の上限は、おおよそ７５０℃以下である。また、上記（ｉｉ）の巻き取り後の冷却速度が比較的遅くなる手段としては、例えば、コイルのサイズを大きくすることや、断熱材等を用いて保温すること等が挙げられる。
上記（ｉｉｉ）のより具体的な方法としては、例えば、６５０℃以下で巻き取ってから外気に曝して放冷するなど、巻き取りを一般的な条件で行った後、コイル状に巻いたまま５００℃以上の加熱炉に２時間程度格納する熱処理を行うこと等が挙げられる。具体的には、熱処理温度を上述の通り５００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６００℃以上、更に好ましくは７００℃以上である。しかし、この熱処理温度が高すぎても鋼組織がオーステナイト化して内部酸化形態が変化し、十分なＬＭＥ抑制効果が得られないため、熱処理温度の上限は７５０℃以下とすることが好ましい。また熱処理時間は、２．０時間以上とすることが好ましく、より好ましくは２．５時間以上である。しかし、この熱処理時間が長すぎても生産性が悪化するため、熱処理時間の上限は６時間以下とすることが好ましい。
次いで酸洗、必要に応じて冷間圧延を行う。酸洗の目的は、熱間圧延時に形成された鉄スケール、即ち鉄の高温酸化被膜を除去することにある。酸洗工程では、酸液として７０〜９０℃に加熱した濃度５〜２０％の塩酸などを用い、５〜３００秒間酸洗することが挙げられる。このとき、塩酸中には、例えばメルカプト基を有する化合物等の適量の酸洗促進剤や、例えばアミン系有機化合物等のインヒビターを加えることが好ましい。また冷間圧延は、より板厚精度を向上させる必要がある場合に行う。冷延率は、工場での生産性などを考慮すると、おおむね２０〜７０％の範囲内に制御することが好ましい。このようして得られる冷延鋼板の好ましい板厚の上限は２．５ｍｍ以下である。より好ましくは２．０ｍｍ以下、更に好ましくは１．８ｍｍ以下である。
前記酸洗工程では、前記巻き取り後に形成した内部酸化物の一部が損なわれるため、短時間で行うことが望ましい。酸洗時間は、形成される高温酸化被膜の程度や使用する酸液の酸種類、濃度、液温等にもよるが、好ましくは４０秒以下であり、より好ましくは３０秒以下、更に好ましくは２０秒以下である。
また冷間圧延では、その圧下率に応じて内部酸化深さも圧下されて薄くなる。このため、あらかじめ酸洗工程や冷間圧延で内部酸化深さが減衰する程度を考慮し、これら酸洗工程や冷間圧延後に所望の内部酸化深さが得られるように、前記巻き取り後の温度履歴を高温かつ長時間にする等して内部酸化深さを深くしておくこと等が推奨される。
前述の通り、内部酸化深さを、好ましくは製品の狙いとする亜鉛めっき付着量に応じた深さとすることによって、下記めっき処理で形成されるめっき層の亜鉛と素地鋼板との合金層が十分に形成され、ＬＭＥ抑制効果を最大限発揮させることができる。
本発明の亜鉛めっき鋼板は、原板である熱延鋼板または冷延鋼板に、めっき処理することで得られる。めっきの方法としては、溶融亜鉛めっきや電気めっきを用いることができる。更にはめっき処理後に、例えば４７０〜５８０℃で２０秒〜１０分程度加熱することにより、めっき層と母材鋼板の鉄が合金化した合金化亜鉛めっき鋼板を用いてもよい。亜鉛めっきの片面あたりの付着量は、部品に求められる防錆性能に応じて定めればよい。おおむね３０〜２００ｇ／ｍ2程度にすることで耐食性を発揮させることができる。以下、「亜鉛めっきの片面あたりの付着量」を、単に「亜鉛めっきの付着量」ということがある。熱間プレスして得られる部品のめっき層は、めっき層と素地鋼板との合金化反応により熱間プレス前と比べると耐食性が若干低下する傾向にある。よってめっき処理工程では、亜鉛めっき付着量が、適用部位に求められる防錆性能に応じ、上記低下分まで加味した量となるようにすることが望ましい。
めっき処理として連続溶融亜鉛めっき処理を行う場合、通常、めっき処理前に鋼板を焼鈍する処理が行われる。焼鈍の目的は、熱間プレス用鋼板の場合、最表面の自然酸化膜を還元してめっきと鋼板の濡れ性を確保することにある。通常、Ｓｉを含む鋼板は焼鈍してもめっきの濡れ性が悪いが、上記の通りめっき処理前に内部酸化物を形成していれば、めっき濡れ性は良好となるため、焼鈍条件は一般的な条件を採用できる。焼鈍条件として例えば、到達温度６００〜９２０℃、還元性雰囲気において、２０〜３００秒程度保持されるようにし、その後、亜鉛めっき浴温度に近い温度、例えば４２０〜５００℃の温度域まで冷却し、めっき処理を行うことができる。
熱間プレスの条件
上記亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って熱間プレス成形品を得る。該熱間プレス成形品を得るにあたり、熱間プレスの条件は限定されず、通常、用いられる条件を採用することができる。熱間プレス工程は、加熱工程、プレス加工工程および冷却工程を含む。靭性等も具備した鋼部品を得るには、各工程において下記条件を採用することが好ましい。
熱間プレス工程における加熱工程
加熱工程では、亜鉛めっき鋼板を加熱する。加熱温度はＡｃ1点以上とすることが好ましく、より好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点−Ａｃ1点）／４｝℃以上、更に好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点−Ａｃ1点）／２｝℃以上、より更に好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点−Ａｃ1点）×３／４｝℃以上である。また、上記加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ3点＋１８０）℃以下、より好ましくは（Ａｃ3点＋１５０）℃以下である。加熱温度を制限することにより、鋼部品を構成するミクロ組織の粗大化を抑制し、延性や曲げ性を高めることができる。
前記Ａｃ1点、前記Ａｃ3点、および後記のＭｓ点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている、それぞれ下記式（１）、下記式（２）、下記式（３）から算出できる。下記式（１）〜（３）において、［ ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ1点（℃）＝７２３−１０．７×[Ｍｎ]−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×[Ｓｉ]＋１６．９×[Ｃｒ]・・・（１）
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３×（[Ｃ]0.5）−１５．２×[Ｎｉ]＋４４．７×[Ｓｉ]＋３１．５×[Ｍｏ]−３０×[Ｍｎ]−１１×[Ｃｒ]−２０×［Ｃｕ］＋７００×[Ｐ]＋４００×[Ａｌ]＋４００×[Ｔｉ]・・・（２）
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×[Ｃ]−３３×[Ｍｎ]−１７×[Ｎｉ]−１７×[Ｃｒ]−２１×[Ｍｏ]・・・（３）
上記加熱工程において、鋼板の温度を常に測定する必要はなく、予備実験で鋼板の温度を測定しておき、温度制御に必要な条件を制御することができれば、製品の製造の際に温度を測定しなくてもよい。加熱時の最高温度までの昇温速度は、特に問わない。加熱の方法として、炉加熱、通電加熱、誘導加熱等を採用することができる。
鋼板の温度が上記加熱温度に到達した後、該加熱温度での保持時間は、後記の実施例に示す通り、少なくともＬＭＥ亀裂を抑制できる時間とする。本発明によれば、この加熱温度での保持時間を、従来の亜鉛めっき鋼板を用いた場合よりも短縮することができる。一方、オーステナイトの粒成長を抑制し、鋼部品の靭性などの特性向上の観点からは、上記保持時間の上限を、３０分以下とすることが好ましく、より好ましくは１５分以下である。
また、加熱雰囲気はめっきが発火しない条件であれば特に限定されない。めっき表面に酸化膜が形成されれば発火を抑えることが可能となるため、たとえば大気雰囲気が好ましいが、酸化性雰囲気、還元性雰囲気でも、表面が酸化膜で覆われる条件であればよい。
熱間プレス工程におけるプレス加工工程
プレス加工工程では、上記加熱工程で加熱された鋼板にプレス加工を施す。プレス加工の開始温度は特に限定されない。例えば前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とすることによって加工を容易に行うことができ、かつプレス加工時の荷重を十分に低減させることができる。プレス加工の開始温度の下限は、より好ましくは４５０℃以上、さらに好ましくは５００℃以上である。また、プレス加工の開始温度の上限は、たとえば７５０℃以下であり、より好ましくは７００℃以下、更に好ましくは６５０℃以下である。
前記成形終了温度は、特に問わず、Ｍｓ点以上であってもよいし、Ｍｓ点以下かつ（Ｍｓ点−１５０）℃以上の範囲内であってもよいが、部品として求められる十分な硬さ、例えば引張強度１３７０ＭＰａ以上を達成できる条件で行う。
前記熱間プレス成形は、１回のみの場合の他、上記加熱後に複数回続けて行ってもよい。
熱間プレス工程における冷却工程
加熱工程の直後から鋼板の冷却が開始する。該冷却の方法は特に限定されず、金型内に保持し、この金型によって冷却する方法；水、油もしくはミストなどで冷却する方法；空冷；またはこれらの組み合わせ；などが挙げられる。なお、ここでの冷却には自然冷却も含まれる。
上記冷却工程での冷却速度は特に限定されない。たとえば上述した加熱温度からＭｓ点までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上とすることができる。上記の平均冷却速度は、より好ましくは５℃／秒以上、さらに好ましくは７℃／秒以上である。また、上記の平均冷却速度は、好ましくは７０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下、さらに好ましくは５０℃／秒以下である。
本発明の亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品として、例えばサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバ、ピラー下部等の自動車ボディ用の熱間プレス成形品が挙げられる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実施例１
実施例１では特に、熱間圧延後に行う酸洗工程での酸液浸漬時間を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
（１）サンプルの製造
表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度を８６０℃〜９２０℃とし、巻き取り温度６６０〜６８０℃で巻き取って放冷、詳細には、前記巻き取り温度未満で５００℃以上の温度域で２時間以上滞在させた後、板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
上記熱延鋼板に対して更に、酸洗工程でデスケーリング処理を行った後、冷間圧延を行い、原板として板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。上記酸洗工程では、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液への浸漬時間を１０秒または３０秒とした。この様に、酸液への浸漬時間を変えることにより、スケール除去後の鋼板表面の溶解の度合いを調整し、内部酸化深さを変えた材料を作製した。
上記の冷延鋼板に対して、連続ラインで焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、および合金化処理を順に行った。焼鈍、亜鉛めっき処理、および合金化処理は、雰囲気制御が可能で加熱冷却機構と亜鉛めっき浴となる坩堝を備え、めっき処理、合金化処理が一貫工程で可能な実験炉を用いた。
具体的には、室温から均熱温度８００℃まで平均昇温速度８℃／ｓｅｃで昇温し、１２０秒間均熱した後、当該均熱温度から４６０℃までを、平均冷却速度３℃／ｓｅｃで冷却した。次いで、Ａｌ濃度０．１３質量％を含有した溶融亜鉛めっき浴でめっきし、ガスワイピングを行って亜鉛めっき付着量を調整した後、５５０℃で２０秒間加熱する合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、焼鈍中、および焼鈍後の冷却からめっき前の雰囲気は、めっきの付着性を確保するために、還元性雰囲気、具体的には５％〜１８％Ｈ2−Ｎ2ガスを流した状態とした。
（２）亜鉛めっき付着量および亜鉛めっき層中のＦｅ濃度の測定
作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、亜鉛めっき付着量と亜鉛めっき層の成分組成、特には亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を次の様にして測定した。即ち、１８％塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた溶液中に、前記めっき鋼板を浸漬してめっき層のみを溶解し、溶解前後の質量変化から亜鉛めっき付着量を求めると共に、その溶解液を、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ、誘導結合プラズマ）発光分光分析法、装置として株式会社島津製作所製ＩＣＰＳ−７５１０を用いて分析し、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を求めた。
（３）亜鉛めっき鋼板における内部酸化深さの測定
前記亜鉛めっき鋼板における内部酸化深さを、鋼板表面近傍の断面ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、走査型電子顕微鏡）観察の反射電子像により測定した。内部酸化物の有無は、めっきと素地鋼板の界面よりも素地鋼板側の領域の、素地鋼板の結晶粒界および結晶粒内において、反射電子像×１０００倍の視野で濃い色で見える酸化物の有無で判断した。また内部酸化深さは、めっきと素地鋼板の界面から前記酸化物の観察される位置までの最大深さを、倍率１０００倍の視野３箇所それぞれで測定し、この最大深さの３視野平均値を用いた。これらの酸化物をＳＥＭ−ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、エネルギー分散型Ｘ線分析）で組成分析を行うと、酸素と、酸化物周囲に存在するＦｅに加えて、鋼中の平均含有量よりも多い比率でＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒが検出された。
（４）ＬＭＥ抑制の評価
（４−１）熱間プレス
まず熱間プレス成形品の製造を模擬して、次の通り加熱・曲げ加工を行った。詳細には、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、下記素材寸法の通り１００ｍｍ×５０ｍｍに切断して得られたサンプルを、大気雰囲気であって９００℃に加熱した電気炉に投入し、種々の在炉時間で保持した後に取り出し、プレス開始温度７００℃まで放冷してから、以下の加工条件で図１に示す通り曲げ加工を施した。具体的には、図１に示す通り曲げ刃３を白矢印方向に移動させることにより、パッド１とパンチ２で挟んだブランク４に対し、黒矢印の通り曲げ加工を施し、部品を模擬した試験片、即ちＬ曲げ材１１を得た。
加工条件
素材寸法：長さ１００ｍｍ×奥行き５０ｍｍ
パッド圧：５トン
クリアランス、即ちパンチと曲げ刃との間の距離：板厚と同じ１．４ｍｍ
曲げＲ（ｒｐ）：２．５ｍｍ
プレス開始温度：７００℃
下死点保持時間：１０秒
（４−２）ＬＭＥ亀裂深さの測定
図２は、前記曲げ加工後のＬ曲げ材からの観察試料採取位置を示す図である。この図２に示す通り、前記曲げ加工後のＬ曲げ材１１から、曲げ部中央１２の断面１３を観察できるように切り出し、観察用試験片１４を得た。この観察用試験片１４を、上記断面１３が観察できるように支持基材内に埋め込み、研磨後にナイタールでエッチングした後、該断面における曲げ外側、即ち曲げによる引張応力発生側の表層近傍を、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＵＰＲＡ３５、ＺＥＩＳＳ製）で観察した。尚、倍率：５００倍、視野サイズ：２３０μｍ×１５５μｍ、視野数：１０とした。そして、めっき合金層と鋼板との界面から地鉄側に入ったクラック、即ちＬＭＥクラックの深さを測定した。めっき合金層と鋼板の界面は、ＳＥＭ−ＥＤＸによる元素分析を行い、Ｚｎが検出される領域と検出されない領域の境界とした。前記ＬＭＥクラックは、必ずしも曲げ部の頂点が最も深いわけではなく、該頂点から若干平面部寄りの方が深いことが多い。よって、前記断面における曲げ部の全域を観察する必要がある。詳細には、観察用試験片１４の断面１３における曲げ部の全域を、前記視野を移動させながら観察し、ＬＭＥクラックが存在しない場合はゼロ、ＬＭＥクラックが複数発生している場合は、最も深いＬＭＥクラックの深さを、この断面１３における最も深いＬＭＥクラックの深さとした。
１断面目である断面１３の観察後、図３に説明する通り、この断面１３と平行かつ曲げ方向に対して垂直方向に数ｍｍ離れた断面１３Ａを観察できるように研磨した。そして断面１３Ａにおいて、上記断面１３と同様の観察を行い、２断面目である断面１３Ａにおいて最も深いＬＭＥクラックの深さを求めた。同様に図３に示す３断面目である断面１３Ｂにおいても測定を行う等、研磨と観察を繰り返し、合計１０断面の観察を行った。そして、合計１０断面のうち最も深いＬＭＥクラックの深さをＬＭＥ深さとして求めた。本実施例では、このＬＭＥ深さが１０μｍ以下の場合をＬＭＥクラックの発生が抑制されているとして合格、１０μｍ超の場合をＬＭＥクラックの発生が抑制されていないとして不合格と評価した。
ＬＭＥ亀裂は、熱間プレス前の加熱温度を高く、また加熱時間を長くするほど抑制される傾向がある。本発明では、亜鉛めっき鋼板のめっき層下に内部酸化物を有することにより、ＬＭＥ抑制のための上記加熱温度：９００℃での加熱時間を従来よりも短くできるかを、ＬＭＥ抑制効果の指標として評価した。具体的には、加熱時間、即ち在炉時間を変えた複数のサンプルを作製して上記ＬＭＥ深さを測定し、ＬＭＥ亀裂が合格基準：ＬＭＥ深さ１０μｍ以下を達成できる最も短い在炉時間を求めた。これらの結果を表２に示す。
表２より次のことがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１と２の対比、または同様に、試験Ｎｏ．３と４、試験Ｎｏ．５と６、試験Ｎｏ．７と８、試験Ｎｏ．９と１０、試験Ｎｏ．１１と１２、試験Ｎｏ．１３と１４、試験Ｎｏ．１５と１６、試験Ｎｏ．１７と１８、試験Ｎｏ．１９と２０において、それぞれを対比すると、酸洗時間を比較的短くし亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。尚、試験Ｎｏ．２１と２２の対比、特に試験Ｎｏ．２２の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、酸洗時間を短くしても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
実施例２
実施例２では特に、熱間圧延後の巻き取り温度を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
前記表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度８６０℃〜９２０℃とし、前記実施例１と異なり巻き取り温度を５００℃〜７３０℃の間で変化させて巻き取り、２時間以上放冷して板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
上記熱延鋼板に対して更に、酸洗工程でデスケーリング処理を行った後、冷間圧延を行って、めっき鋼板における素地鋼板に相当の、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。上記酸洗工程では、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液への浸漬時間を１０秒で一定とした。
上記の冷延鋼板に対して、焼鈍、溶融亜鉛めっき処理を行った。また、一部のサンプルについては溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を行った。焼鈍、亜鉛めっき処理、および合金化処理は、雰囲気制御が可能で加熱冷却機構と亜鉛めっき浴となる坩堝を備え、めっき処理、合金化処理が一貫工程で可能な実験炉を用いた。
具体的には、室温から均熱温度８００℃まで平均昇温速度８℃／ｓｅｃで昇温し、１分間均熱した後、当該均熱温度から４６０℃までを、平均冷却速度３℃／ｓｅｃで冷却した。次いで、Ａｌ濃度０．１３質量％を含有した溶融亜鉛めっき浴でめっきし、ガスワイピングを行って亜鉛めっき付着量を調整した後、一部のサンプルではそのまま冷却して亜鉛めっき鋼板を得た。また残りのサンプルは上記ワイピング後に５５０℃で２０秒間加熱することで合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、焼鈍中の雰囲気は、めっきの付着性を確保するために還元性雰囲気、具体的には５％Ｈ2−Ｎ2ガスを流した状態とし、合金化処理も同じ雰囲気で行った。焼鈍後めっき前の冷却、およびめっき後または合金化処理後の冷却はＮ２ガスを吹き付けて行った。
作製した亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき付着量、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度、内部酸化深さの測定、ＬＭＥ抑制効果の評価を、実施例１と同様にして行った。また表３には、本発明で規定する式（２）を満たしているかを確認するため、（内部酸化深さａμｍ）−０．３×（亜鉛めっきの片面あたりの付着量ｂｇ／ｍ2）を求め、この値が０以上である場合を、亜鉛めっき付着量に対して十分に内部酸化物が形成されており好ましいと評価した。これらの結果を表３に示す。
表３より次のことがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１〜３の間での対比、または同様に、試験Ｎｏ．４〜６、試験Ｎｏ．７〜９、試験Ｎｏ．１０〜１２、試験Ｎｏ．１３〜１５、試験Ｎｏ．１６と１７、試験Ｎｏ．１８と１９、試験Ｎｏ．２０と２１、試験Ｎｏ．２２と２３において、それぞれを対比すると、熱間圧延後の巻き取り温度を高めとして亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。特には試験Ｎｏ．１〜３のうちの試験Ｎｏ．３や試験Ｎｏ．１０〜１２のうちの試験Ｎｏ．１２の通り、内部酸化深さａμｍと亜鉛めっき付着量ｂｇ／ｍ2の関係が規定の式（２）を満たすようにすることによって、上記ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮できることがわかる。また上記式（２）を満たすようにするには、巻き取り温度をより高めとすることが推奨されることがわかる。
更に、鋼種とめっき付着量がほぼ同じである試験Ｎｏ．１〜３と１０〜１２、試験Ｎｏ．４〜６と１３〜１５をそれぞれ対比すると、ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮する観点からは、溶融亜鉛めっき鋼板よりも合金化溶融亜鉛めっき鋼板の方が好ましいことがわかる。
試験Ｎｏ．２４と２５の対比、特に試験Ｎｏ．２５の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、巻き取り温度を高くしても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
実施例３
実施例３では特に、熱間圧延後に行う熱処理の条件を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度を８６０℃〜９２０℃とし、巻き取り温度５００℃、即ち低めの温度で巻き取って放冷し、板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
上記熱延鋼板の一部について、２００ｍｍ×３００ｍｍのサイズに切断し、これを３枚重ねにした状態で、炉温が６００℃または７００℃、かつ大気雰囲気の電気炉に１８０分間導入して熱処理を行い、炉から取り出した後は放冷した。こうして得た３枚重ねの鋼板のうち、加熱処理が、雰囲気中の酸素から遮断された状態でなされた、即ち非酸化性の環境でなされた真ん中の一枚のみを、熱処理後のサンプルとして採用した。この熱処理後のサンプルと熱処理なしのサンプルに対し酸洗を行った。詳細には、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液に１０秒間浸漬することで表面の鉄スケール層を除去した。その後、洗浄、乾燥させた後に、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製した。
実施例２と同様の方法で、焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を行った。また、一部のサンプルについては溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を行った。得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき付着量、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度、内部酸化深さの測定、ＬＭＥ抑制効果の評価を、実施例１と同様にして行った。また実施例２と同様に（内部酸化深さａμｍ）−０．３×（亜鉛めっきの片面あたりの付着量ｂｇ／ｍ2）を求めた。これらの結果を表４に示す。
表４より次のことがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１〜３の間での対比、または同様に、試験Ｎｏ．４〜６、試験Ｎｏ．７〜９、試験Ｎｏ．１０〜１２、試験Ｎｏ．１３〜１５、試験Ｎｏ．１６と１７、試験Ｎｏ．１８と１９、試験Ｎｏ．２０と２１、試験Ｎｏ．２２と２３、試験Ｎｏ．２４と２５、試験Ｎｏ．２６と２７において、それぞれを対比すると、熱間圧延後に非酸化性雰囲気で熱処理を行って、亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。特には、内部酸化深さａμｍと亜鉛付着量ｂｇ／ｍ2の関係が規定の式（２）を満たすようにすることによって、上記ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮できることがわかる。また上記式（２）を満たすようにするには、熱間圧延後に熱処理を、非酸化性雰囲気かつより高温で行うことが推奨されることがわかる。
更に、鋼種とめっき付着量がほぼ同じである試験Ｎｏ．１〜３と１０〜１２、試験Ｎｏ．４〜６と１３〜１５をそれぞれ対比すると、ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮する観点からは、溶融亜鉛めっき鋼板よりも合金化溶融亜鉛めっき鋼板の方が好ましいことがわかる。
試験Ｎｏ．２８と２９の対比、特に試験Ｎｏ．２９の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、推奨される条件で熱処理を行っても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
１ パッド
２ パンチ
３ 曲げ刃
４ ブランク
１１ Ｌ曲げ材
１２ Ｌ曲げ材の曲げ部中央
１３、１３Ａ、１３Ｂ Ｌ曲げ材の曲げ部の断面
１４ 観察用試験片

Claims (8)

  1. 熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．１０〜０．５％、
    Ｓｉ：０．５０〜２．５％、
    Ｍｎ：１．０〜３％、および
    Ｃｒ：０〜１．０％
    を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすことを特徴とする熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
    （２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
    ≧０．０５・・・（１）
    上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
  2. 前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さは、５μｍ以上である請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっき付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たす請求項１または２に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
    ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
  4. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
    Ａｌ：０％超０．５％以下を含む請求項１〜３のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
    Ｂ：０％超０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０％超０．１０％以下、および
    Ｍｏ：０％超１％以下
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１〜４のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、
    Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超０．１０％以下含む請求項１〜５のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  7. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、
    ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超１％以下含む請求項１〜６のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１〜７のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法。
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