JP2019533083A - 耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法 - Google Patents

耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たし、表面に連続的または不連続的に１ｎｍ〜１００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板に関するものである。式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２（上記式（１）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値である。）

Description

本発明は、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法に関する。
熱間成形により製造された部材は、最近、自動車の軽量化による燃費向上及び超高強度化による衝突性向上のために、自動車の構造部材に多く適用されており、これに対する研究が多く行われている。
代表的な技術としては、特許文献１に提示された発明を挙げることができる。
特許文献１では、Ａｌ−Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上の温度で加熱した後、プレスで熱間成形及び急冷を行って部材の組織をマルテンサイトに形成することにより、引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保できることを提示している。また、熱処理中に母材からめっき層へのＦｅの拡散によって形成された合金化層及び拡散層により、ショットブラストがなくても耐食性及びスポット溶接性を確保することができる。
しかし、Ａｌ−Ｓｉめっき層を形成しなければならないため、別のめっき工程が必要となり、経済性及び生産性が低下するという問題がある。
一方、非めっき材の場合、熱処理時に生成される酸化層によりスポット溶接性を確保することができない問題がある。そのため、酸化層を除去するためのショットブラスト工程が必要となるだけではなく、耐食性を確保し難いという問題がある。
したがって、めっき工程及びショットブラスト工程がなくても、優れた耐食性及びスポット溶接性を確保することができる熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法に関する開発が求められているのが実情である。
米国特許第６２９６８０５号明細書
本発明の一側面は、耐衝突性が求められる自動車構造部材または補強材などに好適に適用することができ、めっき工程及びショットブラスト工程がなくても優れた耐食性とスポット溶接性を確保することができる熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解できるものであり、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難はない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たし、
表面に連続的または不連続的に１〜１００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板に関するものである。
式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
（上記式（１）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値である。）
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たすスラブを１０００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、
前記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板をＭｓ超７５０℃以下の温度範囲で巻き取る段階と、
上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
上記冷延鋼板を、下記式（２）及び式（３）を満たすように連続焼鈍する段階と、を含む、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法に関するものである。
式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
式（２）：１≦ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（Ｉ）＋（０．６＊Ｃｒ＋３＊Ｓｉ）］≦１００
式（３）：５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（Ｉ）−（１．２＊Ｃｒ＋６＊Ｓｉ）］≦２．５
（上記式（１）から式（３）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、式（２）及び式（３）においてＤＰ（Ｉ）は、上記連続焼鈍時の露点温度（℃）である。）
また、本発明のさらに他の一側面は、本発明の冷延鋼板を用いて製造された熱間成形部材及びその製造方法に関するものである。
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれによる利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照することにより、より詳細に理解することができる。
本発明によると、めっき工程及び熱間成形部材の製造時に表面に形成される酸化物を除去するためのショットブラスト工程がなくても、優れた耐食性及びスポット溶接性を確保できる熱間成形用冷延鋼板、熱間成形部材及びその製造方法を提供することができるという効果がある。また、１０００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができる。
式（１）の値による表面等級の変化を示したグラフである。 （ａ）は、式（２）の値による冷延鋼板のＳｉ非晶質酸化層の厚さの変化を示したグラフであり、（ｂ）は、式（３）の値による冷延鋼板の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さの変化を示したグラフである。 （ａ）は、式（４）の値による熱間成形部材のＳｉ非晶質酸化層の厚さの変化を示したグラフであり、（ｂ）は、式（５）の値による熱間成形部材の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さの変化を示したグラフである。 冷延鋼板の発明例Ａ２の表層構造を示す。 冷延鋼板の発明例Ａ２の表層成分分布を示す。 熱間成形部材の発明例Ａ２の表層構造を示す。 熱間成形部材の発明例Ａ２の表層成分分布を示す。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下で説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
熱間成形用非めっき冷延鋼板の場合、熱処理時に生成される酸化層によりスポット溶接性を確保することができない。そのため、酸化層を除去するためのショットブラスト工程が必要となるだけではなく、耐食性を確保し難いという問題がある。そこで、本発明者らは上記問題を認知し、それを解決するために鋭意研究した。
その結果、合金組成及び製造条件、特にＣｒ含量、Ｓｉ含量、露点温度の相関関係を精密に制御して目標とする厚さでＳｉ非晶質酸化層（Ｓｉ系非晶質酸化層）を形成させることにより、めっき工程及びショットブラスト工程がなくても、優れた耐食性及びスポット溶接性を確保できることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の一側面による耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たし、表面に連続的または不連続的に１ｎｍ〜１００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている。
式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
（上記式（１）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値である。）
まず、本発明の一側面による耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は重量％である。
Ｃ：０．１〜０．４％
Ｃは、熱処理部材の強度を上昇させるための必須元素であって、適正に添加される必要がある。
Ｃ含量が０．１％未満の場合には、十分な強度を確保し難いため、０．１％以上添加されることが好ましい。一方、その含量が０．４％を超える場合には、熱延材を冷間圧延する際に熱延材の強度が高すぎて冷間圧延性に非常に劣るようになり、且つ、スポット溶接性が大きく低下する。したがって、Ｃ含量は０．４％以下であることが好ましい。より好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましい上限は０．３％である。
Ｓｉ：０．５〜２．０％
Ｓｉは、冷延鋼板を連続焼鈍ラインで焼鈍する際に冷延鋼板の表面に濃化してＳｉ非晶質酸化層を形成する重要な役割を果たすだけではなく、熱間成形工程で（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の形成を抑制して部材のスポット溶接性を確保する役割を果たす。
Ｓｉ含量が０．５％未満の場合には、上述の効果が不十分となるため、その下限は０．５％であることが好ましい。より好ましい下限は０．８％である。一方、その含量が２．０％を超える場合には、厚すぎるＳｉ非晶質酸化層を形成してスポット溶接性がむしろ低下するという問題がある。
Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満
Ｃｒは、鋼板の硬化能を向上させるだけではなく、Ｓｉと適切に反応することで表層のＳｉ系非晶質酸化物層の安定的な形成を助ける役割を果たすことができる。
Ｃｒ含量が０．５％未満の場合には、上述の効果が不十分となる。一方、Ｃｒ含量が３．０％以上である場合には、その効果が飽和し、製造コストが上昇するという問題がある。
上記ＣｒとＳｉは、各元素の含量を満たすだけではなく、式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２を満たす必要がある。図１から確認できるように、式（１）の値が１．４未満の場合には熱間成形後、表面に均一な表面等級を確保し難く、式（１）の値が３．２を超える場合には、その効果が飽和するだけでなく、むしろ製造コストが上昇し、且つスポット溶接性に劣るようになるという問題がある。より好ましい式（１）の値の上限は３．０であり、さらに好ましい上限は２．５である。
Ｍｎ：０．０１〜４．０％
Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけではなく、熱間成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を下げるために添加される必要がある。
Ｍｎ含量が０．０１％未満の場合には、上述の効果が不十分となる。一方、Ｍｎ含量が４．０％を超える場合には、熱間成形工程前に鋼板の強度が上昇しすぎるため、ブランキング作業が困難になるだけではなく、合金鉄の過剰な添加により原価が上昇し、且つスポット溶接性を劣化させるという欠点がある。より好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましい上限は２．０％である。
Ａｌ：０．００１〜０．４％
Ａｌは、Ｓｉと共に製鋼において脱酸作用を行って鋼の清浄度を向上させることができる。
Ａｌ含量が０．００１％未満の場合には、上述の効果が不十分となり、その含量が０．４％を超える場合には、Ａｃ３温度が上昇しすぎて加熱温度を高めなければならないという問題がある。より好ましい上限は０．２％であり、さらに好ましい上限は０．１％である。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
Ｐは不純物であり、その含量を０．００１％未満に制御するためには、多くの製造コストがかかり、その含量が０．０５％を超える場合には、熱間成形部材の溶接性が大きく低下することがある。より好ましい上限は０．０３％である。
Ｓ：０．０００１〜０．０２％
Ｓは不純物であり、その含量を０．０００１％未満に制御するためには、多くの製造コストがかかり、その含量が０．０２％を超える場合には、部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する。より好ましい上限は０．０１％である。
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは不純物であり、その含量を０．００１％未満に制御するためには、多くの製造コストがかかり、その含量が０．０２％を超える場合には、スラブの連鋳時にクラックの発生に敏感になるだけではなく、衝撃特性が悪くなることがある。より好ましい上限は０．０１％である。
本発明の残り成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
このとき、下記ａ）及びｂ）の中から選択された１以上をさらに含むことができる。
ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶから選択された１種以上：０．００１〜０．４％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶは、微細析出物の形成による熱処理部材の強度の向上と、結晶粒の微細化による残留オーステナイトの安定化及び衝撃靭性の向上において効果がある。その含量（２種以上が追加された場合には、それらの合計を意味する）が０．００１％以下では、上述の効果が不十分となり、その含量が０．４％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金鉄の過剰な添加によるコストの上昇を招くことがある。
ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂは、少量の添加でも硬化能を向上させることができるだけではなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析し、Ｐ及び／またはＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑制することができる元素である。
Ｂ含量が０．０００１％未満の場合には、上述の効果が不十分となり、０．０１％を超える場合には、その効果が飽和するだけではなく、熱間圧延時に熱間脆性を引き起こすことがある。より好ましい上限は０．００５％である。
また、下記ｃ）からｅ）の中から選択された１以上をさらに含むことができる。
ｃ）Ｍｏ及びＷから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
Ｍｏ及びＷは、硬化能の向上と、析出強化の効果による強度の向上、及び結晶粒の微細化のために添加することができる。その含量（Ｍｏ及びＷが両方とも添加された場合には、その合計を意味する）が０．００１％未満の場合には、上述の効果が不十分となり、１．０％を超える場合には、その効果が飽和するだけでなく、コストが上昇するという問題がある。
ｄ）ＣｕとＮｉ含量の合計：０．００５〜２．０％
Ｃｕは、微細析出物を形成させて強度を向上させる元素として添加されることができる。また、Ｎｉは、Ｃｕが単独で添加される場合に熱間脆性を引き起こすことがあるため、必要に応じて添加される。しかし、これら成分の合計が０．００５％未満では、上述の効果が不十分となり、２．０％を超えると、コストの過剰な上昇を招くことがある。
ｅ）Ｓｂ及びＳｎから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
上記Ｓｂ及びＳｎは、Ｓｉが添加された鋼材の熱延材表層の結晶粒界に生成され得る酸化物の生成を抑制する効果を有し、冷延材の焼鈍時に表層の結晶粒界の脱落によるデント（ｄｅｎｔ）欠陥を抑制することができる。かかる効果を得るためには、０．００１％以上添加することが好ましい。
一方、その含量（Ｓｂ及びＳｎが両方とも添加された場合には、その合計を意味する）が１．０％を超えると、コストが上昇しすぎるだけでなく、スラブの粒界に固溶されて熱間圧延時にコイルエッジのクラックを引き起こすことがある。
本発明の一側面による耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板は、上述の合金組成を満たすだけではなく、表面に連続的または不連続的に１〜１００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている必要である。
Ｓｉ非晶質酸化層は、Ｓｉが酸素と結合して生成される酸化物であって、鋼材に添加されたＳｉが焼鈍中に表層に濃化し、炉内に存在する酸素と結合して生成される非晶質構造を有する酸化物からなる層を意味する。Ｓｉ非晶質酸化層は腐食に強い化合物であって、耐食性の向上効果及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の形成を抑制するという効果がある。
その厚さが１ｎｍ未満の場合には、熱間成形後に十分なＳｉ非晶質酸化層が形成され難く、耐食性の向上効果が不十分となり、むしろ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の形成を助長して十分な耐食性及び良好なスポット溶接性を確保し難い。
一方、その厚さが１００ｎｍを超える場合には、熱間成形後に十分な耐食性は確保できるが、スポット溶接性を確保し難い。したがって、その厚さの上限は１００ｎｍであることが好ましく、より好ましい上限は７０ｎｍであり、さらに好ましい上限は５０ｎｍである。
このとき、上記Ｓｉ非晶質酸化層上に（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層が２．５μｍ以下の厚さで形成されることができる。
（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さが２．５μｍを超える場合には、スポット溶接性の確保のために上記酸化物層を除去するためのショットブラスト工程が必要となり、耐食性を確保し難いという問題がある。
また、上記本発明による冷延鋼板の微細組織は、フェライト及びセメンタイトを含むことができる。特に、その面積分率を限定する必要はないが、例えば、５０面積％以上であることができる。
これは、熱間成形部材を製造するためにブランクを作る際に、上記冷延鋼板の強度が高すぎると、金型の摩耗が発生しやすくなるためである。しかし、このような現象を考慮しない場合には、ベイナイト、マルテンサイトなどを含むことができ、これを排除しない。
以下、本発明の他の一側面である熱間成形用冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である熱間成形用冷延鋼板の製造方法は、上述の合金組成を満たすスラブを１０００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板をＭｓ超７５０℃以下の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を、下記式（２）及び式（３）を満たすように連続焼鈍する段階と、を含む。
式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
式（２）：１≦ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（Ｉ）＋（０．６＊Ｃｒ＋３＊Ｓｉ）］≦１００
式（３）：５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（Ｉ）−（１．２＊Ｃｒ＋６＊Ｓｉ）］≦２．５
（上記式（１）から式（３）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、式（２）及び式（３）においてＤＰ（Ｉ）は、上記連続焼鈍段階の露点温度（℃）である。）
（スラブ加熱段階）
上述の合金組成を満たすスラブを１０００〜１３００℃の温度で加熱する。
上記加熱温度が１０００℃未満の場合には、スラブの組織を均質化し難く、１３００℃を超えると、酸化物が過剰に形成され、製造コストが上昇することがある。
（熱間圧延段階）
上記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ圧延温度がＡｒ３温度未満の場合には、二相域圧延になりやすくて表層に混粒組織が発生し、熱延鋼板の形状制御が困難になる。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、熱延鋼板の結晶粒が粗大化しやすくなる。
（巻取段階）
上記熱延鋼板をＭｓ超７５０℃以下の温度範囲で巻き取る。
巻取温度がＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下の場合には、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて冷間圧延性を低下させる。巻取温度が７５０℃を超える場合には、酸化層の厚さが増加し、且つ表層の粒界酸化を引き起こして酸洗性に劣るようになるだけではなく、連続焼鈍炉での焼鈍時に表層の粒界の脱落を引き起こすという問題が発生することがある。
（冷間圧延段階）
上記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。これは、鋼板の厚さをより精密に制御するためであり、冷間圧延前に酸洗を行うことができる。
このとき、上記冷間圧延の圧下率は、特に限定する必要はないが、所定の目標厚さを確保するために、３０〜８０％の圧下率で行うことができる。
（連続焼鈍段階）
上記冷延鋼板を、下記式（２）及び式（３）を満たすように連続焼鈍する。下記式（２）及び式（３）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、ＤＰ（Ｉ）は、上記連続焼鈍段階の露点温度（℃）である。
式（２）：１≦ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（Ｉ）＋（０．６＊Ｃｒ＋３＊Ｓｉ）］≦１００
式（２）は、Ｓｉ含量、Ｃｒ含量、及び連続焼鈍段階の露点温度（ＤＰ（Ｉ））の相関関係を考慮して、冷延鋼板のＳｉ非晶質酸化層の厚さを制御するためのものである。式（２）の値による冷延鋼板のＳｉ非晶質酸化層の厚さの変化を示したグラフである図２の（ａ）から確認できるように、式（２）の値によりＳｉ非晶質酸化層の厚さを制御することができる。
上記式（２）の値が１未満の場合には、表面に十分な厚さのＳｉ非晶質酸化層を確保することができず、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の形成を抑制し難く、別のめっき工程やショットブラスト工程がないと、優れたスポット溶接性及び耐食性を確保することができないという問題がある。
上記式（２）の値が１００を超える場合には、Ｓｉ非晶質酸化層が厚くなりすぎてスポット溶接性を良好に確保し難いという問題がある。
式（３）：５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（Ｉ）−（１．２＊Ｃｒ＋６＊Ｓｉ）］≦２．５
式（３）は、Ｓｉ含量、Ｃｒ含量、及び連続焼鈍段階の露点温度（ＤＰ（Ｉ））の相関関係を考慮して、冷延鋼板の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを制御するためのものである。式（３）の値による冷延鋼板のＳｉ非晶質酸化層の厚さの変化を示したグラフである図２の（ｂ）から確認できるように、式（３）の値により（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを制御することができる。
式（３）の値が２．５を超える場合には、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層が厚くなって鋼板表面の外観が悪くなるだけではなく、熱間成形後にもスポット溶接性を劣化させるという問題がある。
このとき、上記連続焼鈍は７００〜９００℃の温度範囲で行うことができる。焼鈍温度が７００℃未満では、冷間圧延によって生成された圧延組織の回復及び再結晶が起こり難く、９００℃を超える場合には、焼鈍設備を劣化させるだけでなく、鋼板の表層に酸化物が過剰に形成されて、熱間成形後のスポット溶接性を大きく阻害する。
また、焼鈍時間は１〜１０００秒であることができる。本発明では、連続焼鈍を行うため、焼鈍時間を大幅に制御することは困難である。したがって、露点温度を制御しており、焼鈍時間が１秒未満の場合には、焼鈍効果を得難く、焼鈍時間が１０００秒を超える場合には、生産性が低下することがある。
以下、本発明のさらに他の一側面である耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材の製造方法は、上述の本発明による冷延鋼板の製造方法によって製造された冷延鋼板を、下記式（４）及び式（５）を満たす条件で１〜１０００℃／秒の昇温速度でＡｃ３〜Ａｃ３＋１５０℃の温度範囲まで加熱した後、１〜１０００秒間保持する熱処理段階と、上記加熱された冷延鋼板を熱間成形した後、１０〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する段階と、を含む。
（熱処理段階）
上述の本発明による冷延鋼板の製造方法により製造された冷延鋼板を、下記式（４）及び式（５）を満たす条件で１〜１０００℃／秒の昇温速度でＡｃ３〜Ａｃ３＋１５０℃の温度範囲まで加熱した後、１〜１０００秒間維持して熱処理する。
昇温速度が１℃／秒未満の場合には、生産性を十分に確保し難いだけではなく、部材の表面の酸化が過剰に促進され、十分なスポット溶接性を確保し難い。一方、昇温速度が１０００℃／秒を超える場合には、多くのコストがかかる設備が必要となる。
加熱温度がＡｃ３未満であるか、または保持時間が１秒未満の場合には、オーステナイトに完全に変態しないフェライトが残存するだけではなく、ブランクが加熱炉から金型に移送される途中でフェライトが追加的に生成され得るため、所定の強度を確保し難いという問題がある。一方、加熱温度がＡｃ３＋１５０℃を超えるか、または保持時間が１０００秒を超える場合には、部材の表面に酸化物が過剰に生成されることにより、スポット溶接性を確保し難いという問題がある。
下記式（４）及び式（５）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、ＤＰ（ＩＩ）は、上記熱処理段階の露点温度（℃）である。
式（４）：２≦式（２）＊ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（ＩＩ）＋（０．６＊Ｃｒ＋１．５＊Ｓｉ）］≦２０００
式（４）は、Ｓｉ含量、Ｃｒ含量、連続焼鈍段階の露点温度（ＤＰ（Ｉ））、及び熱処理段階の露点温度（ＤＰ（ＩＩ））の相関関係を考慮して、熱間成形部材のＳｉ非晶質酸化層の厚さを制御するためのものである。式（４）の値による熱間成形部材のＳｉ非晶質酸化層の厚さの変化を示したグラフである図３の（ａ）から確認できるように、式（４）の値により熱間成形部材のＳｉ非晶質酸化層の厚さを制御することができる。
上記式（４）の値が２未満の場合には、表面に十分な厚さのＳｉ非晶質酸化層を確保することができず、良好な耐食性を確保することができないという問題がある。したがって、式（４）の値の好ましい下限は２であり、より好ましくは３、さらに好ましくは４である。
一方、上記式（４）の値が２０００を超える場合には、Ｓｉ非晶質酸化層が厚くなりすぎてスポット溶接性を良好に確保し難いという問題がある。
式（５）：式（３）＋５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（ＩＩ）−（０．４＊Ｃｒ＋２＊Ｓｉ）］≦３
式（５）は、Ｓｉ含量、Ｃｒ含量、連続焼鈍段階の露点温度（ＤＰ（Ｉ））、及び熱処理段階の露点温度（ＤＰ（ＩＩ））の相関関係を考慮して、熱間成形部材の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを制御するためのものである。式（５）の値による熱間成形部材の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さの変化を示したグラフである図３の（ｂ）から確認できるように、式（５）の値により熱間成形部材の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを制御することができる。
式（５）の値が３を超える場合は、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物の厚さが厚くて鋼板表面の外観が悪くなるだけではなく、スポット溶接性に劣るようになるという問題がある。
（熱間成形及び冷却段階）
上記加熱された冷延鋼板を熱間成形した後、１０〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する。
上記冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、不要なフェライトが形成されて、１０００ＭＰａ以上の引張強度を確保し難い。一方、冷却速度を１０００℃／ｓ超に制御するためには、高価で特別な冷却設備が必要となる。
このとき、上記冷却する段階の冷却停止温度は、Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）以下であることができる。これは、Ｍｆを超える温度で冷却を停止した後、常温まで再び冷却する場合、熱間成形部材の形状凍結性を確保し難いためである。
但し、熱間成形部材においてより優れた伸びと衝撃特性を確保するために、Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）とＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）の間で冷却を停止した後、Ａｃ１以下の温度で再加熱してマルテンサイトを焼戻させ、残留オーステナイトを安定化させることもできる。
以下、本発明のさらに他の一側面である耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材は、上述の合金組成を満たし、表面に連続的または不連続的に２ｎｍ〜２０００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている。
Ｓｉ非晶質酸化層の厚さが２ｎｍ未満の場合には、十分な耐食性を確保し難い。したがって、その厚さの下限は２ｎｍであることが好ましく、より好ましくは３ｎｍ、さらに好ましくは３．５ｎｍである。
一方、その厚さが２０００ｎｍを超える場合には、十分な耐食性は確保できるが、良好なスポット溶接性を確保することは困難である。したがって、その厚さの上限は２０００ｎｍであることが好ましく、より好ましくは１０００ｎｍであり、さらに好ましくは５００ｎｍである。
このとき、上記Ｓｉ非晶質酸化層上に（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層が３μｍ以下の厚さに形成されていることができる。
（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さが３μｍを超える場合には、鋼板表面の外観が悪くなるだけではなく、スポット溶接性の確保のために上記酸化物層を除去するためのショットブラスト工程が必要となり、耐食性を確保し難いという問題点がある。
また、上記熱間成形部材は、高強度を確保するために、マルテンサイトまたはベイナイトを主相にすることができる。ここで主相とは、微細組織をなす複数の相の中で最も大きい面積分率を有する相を意味する。その面積分率を特に限定する必要はないが、例えば、５０面積％以上であることができる。
一方、上記熱間成形部材は、１０００ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。１０００ＭＰａ以上の高強度を確保することにより、耐衝突性が求められる自動車構造部材または補強材などに好適に適用されることができる。
また、上記熱間成形部材は、スポット溶接電流範囲が１．０ｋＡ以上であることができる。通常、顧客社では１．０ｋＡ以上のスポット溶接電流範囲を必要としているため、スポット溶接電流範囲が１．０ｋＡの場合、スポット溶接性に劣る。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実施例１）
下記表１に示した成分組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブを真空溶解し、１２００℃の加熱炉で１時間加熱した後、９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して最終厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。その後、上記熱延鋼板を６００℃の温度で巻き取ってから、上記熱延鋼板を酸洗した後、５０％の冷間圧下率で冷間圧延を行った。
上述のように製造された冷延鋼板を用いて、表２に示すように７８０℃の焼鈍温度で露点温度の条件（ＤＰ（Ｉ））を変更して連続焼鈍を行った。連続焼鈍後、冷延鋼板の表面のＳｉ非晶質酸化層の厚さ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを測定して下記表２に記載した。また、下記式（１）から式（３）の値を計算して下記表３に記載した。
式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
式（２）：１≦ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（Ｉ）＋（０．６＊Ｃｒ＋３＊Ｓｉ）］≦１００
式（３）：５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（Ｉ）−（１．２＊Ｃｒ＋６＊Ｓｉ）］≦２．５
（上記式（１）から式（３）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、式（２）及び式（３）においてＤＰ（Ｉ）は、上記連続焼鈍段階の露点温度（℃）である。）
Ｓｉ非晶質酸化層の厚さ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さは、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＥＰＭＡ機器を用いて３箇所を測定した後、平均した結果値を示した。図４と図５は、発明例Ａ２の代表的な表層構造及び成分分布を示す。発明例Ａ１〜Ａ４は、式（２）と式（３）を満たすのに対し、比較例Ａ５〜Ａ６及びＢ１〜Ｂ５は、式（２）または式（３）を満たしていない。
上述のように製造された冷延鋼板を用いて熱間成形を行った。このときの熱処理条件としては、下記表３に記載された露点温度（ＤＰ（ＩＩ））に制御し、９００℃の温度に予め加熱された加熱炉に上記冷延鋼板を装入した後、６分間保持した。次に、１２秒間空冷した後、金型で熱間成形してから１０℃／秒以上の冷却速度で室温まで急冷して熱間成形部材を得た。上記熱間成形部材の引張強度、表面等級、Ｓｉ非晶質酸化層の厚さ、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さ、耐食性、及びスポット溶接性を測定または評価して下記表３に記載した。また、下記式（４）及び式（５）の値を計算して下記表３に記載した。
式（４）：２≦式（２）＊ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（ＩＩ）＋（０．６＊Ｃｒ＋１．５＊Ｓｉ）］≦２０００
式（５）：式（３）＋５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（ＩＩ）−（０．４＊Ｃｒ＋２＊Ｓｉ）］≦３
（上記式（４）及び式（５）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、ＤＰ（ＩＩ）は、上記熱処理段階の露点温度（℃）である。）
引張強度は、上記熱間成形部材からＡＳＴＭ Ｅ８引張試験片を採取して測定し、Ｓｉ非晶質酸化層の厚さ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さは、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＥＰＭＡ機器を用いて３箇所を測定した後、平均した結果値を示した。熱間成形後、代表的な発明例Ａ２−１の表層構造及び成分分布は図６及び７に示した。
表面等級は、ショットブラストが行われていない表面を目視で評価した。つまり、部材の表面が厚い酸化層で構成されていて表面の色が濃い灰色に見える場合の面積率と、部材の表面が薄い酸化層で構成されていて表面の色が黄色または金色に見える場合の面積率を計算して下記のように評価した。
５等級：灰色表面の面積率が９０％超
４等級：灰色表面の面積率が７０％超９０％以下
３等級：灰色表面の面積率が３０％超７０％以下
２等級：灰色表面の面積率が１０％超３０％以下
１等級：灰色表面の面積率が１０％以下
耐食性は、塩水噴霧（ｓａｌｔ ｓｐｒａｙ）を用いて、熱間成形部材に対するＣＣＴ（Ｃｙｃｌｉｃ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｔｅｓｔ）を６３回行った後、腐食の深さを２ｍｍの間隔で３個所測定して平均した。上記腐食の深さが１ｍｍを超えた場合を不良（×）、１ｍｍ以下の場合を良好（Ｏ）と判断した。
スポット溶接性は、ＩＳＯ規格（１８２７８−２）を用いてスポット溶接電流範囲を求め、電流範囲が１．０ｋＡ以上の場合を良好、１．０ｋＡ未満の場合を不良とした。
本発明の式（１）の値を満たす発明鋼Ａの場合、すべての熱間成形熱処理条件下で４等級未満の等級を示した。
一方、Ｓｉ、Ｃｒ及び式（１）の値を満たしていない比較鋼Ｂの場合、すべての熱間成形熱処理条件下で表面等級が５等級を示し、表面特性に劣った。各元素の含量の範囲は本発明の範囲を満たすが、式（１）の値を満たしてない比較鋼Ｃも、表面等級が４等級を示し、表面特性に劣った。
また、発明例Ａ１〜Ａ４の場合は、耐食性及びスポット溶接性を両方とも確保できる熱間成形部材を製造することができた。
一方、本発明の合金組成は満たすが、本発明による冷延鋼板の条件を満たしていない比較例Ａ５〜Ａ６は、耐食性は確保することができたが、スポット溶接性は確保することができなかった。
また、Ａ１−２の場合、本発明による冷延鋼板の条件は満たしたが、式（４）の値が２未満を示し、熱間成形部材の耐食性に劣った。Ａ１−３の場合、本発明による冷延鋼板の条件は満たしたが、式（５）の値が３を超えたため、熱間成形部材のスポット溶接性に劣った。
（実施例２）
本発明の範囲内で１０００ＭＰａ以上の引張強度、優れた耐食性、及びスポット溶接性を確保できることをより明確に確認するために追加実験を行った。
下記表４のような組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブに対して、下記表５の連続焼鈍段階の露点温度、下記表６の熱処理段階の露点温度、及び残りの製造条件は上記実施例１と同一の条件とし、冷延鋼板と熱間成形部材を製造した。
上記冷延鋼板の表面のＳｉ非晶質酸化層の厚さ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さを測定して下記表５に記載した。
上記熱間成形部材の引張強度、表面等級、Ｓｉ非晶質酸化層の厚さ、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層の厚さ、耐食性、及びスポット溶接性を測定または評価して下記表６に記載した。
測定及び評価方法は実施例１と同一にした。
上記表６から確認できるように、発明例Ｄ１−１からＫ１−１はいずれも、本発明の合金組成及び製造条件を満たし、優れた耐食性及びスポット溶接性を確保することができた。
以上の実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。

Claims (20)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たし、
    表面に連続的または不連続的に１ｎｍ〜１００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板。
    式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
    （前記式（１）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値である。）
  2. 前記Ｓｉ非晶質酸化層上に（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層が２．５μｍ以下の厚さに形成されている、請求項１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板。
  3. 前記冷延鋼板は、重量％で、下記ａ）及びｂ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板。
    ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶから選択された１種以上：０．００１〜０．４％
    ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．０１％
  4. 前記冷延鋼板は、重量％で、下記ｃ）からｅ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板。
    ｃ）Ｍｏ及びＷから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
    ｄ）ＣｕとＮｉ含量の合計：０．００５〜２．０％
    ｅ）Ｓｂ及びＳｎから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
  5. 前記冷延鋼板の微細組織は、フェライト及びセメンタイトを含む、請求項１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たすスラブを１０００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブをＡｒ３〜１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をＭｓ超７５０℃以下の温度範囲で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を、下記式（２）及び式（３）を満たすように連続焼鈍する段階と、を含む、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法。
    式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
    式（２）：１≦ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（Ｉ）＋（０．６＊Ｃｒ＋３＊Ｓｉ）］≦１００
    式（３）：５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（Ｉ）−（１．２＊Ｃｒ＋６＊Ｓｉ）］≦２．５
    （前記式（１）から式（３）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、式（２）及び式（３）においてＤＰ（Ｉ）は、前記連続焼鈍段階の露点温度（℃）である。）
  7. 前記スラブは、重量％で、下記ａ）及びｂ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項６に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法。
    ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶから選択された１種以上：０．００１〜０．４％
    ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．０１％
  8. 前記スラブは、重量％で、下記ｃ）からｅ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項６に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法。
    ｃ）Ｍｏ及びＷから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
    ｄ）ＣｕとＮｉ含量の合計：０．００５〜２．０％
    ｅ）Ｓｂ及びＳｎから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
  9. 前記冷間圧延は、３０〜８０％の圧下率で行われる、請求項６に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記連続焼鈍は、７００〜９００℃の温度範囲で行われる、請求項６に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形用冷延鋼板の製造方法。
  11. 重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜０．４％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ｃｒ：０．５％以上３．０％未満、Ｎ：０．００１〜０．０２％、残りＦｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記式（１）を満たし、
    表面に連続的または不連続的に２ｎｍ〜２０００ｎｍの厚さのＳｉ非晶質酸化層が形成されている、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
    式（１）：１．４≦０．４＊Ｃｒ＋Ｓｉ≦３．２
    （前記式（１）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値である。）
  12. 前記Ｓｉ非晶質酸化層上に（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）酸化物層が３μｍ以下の厚さに形成されている、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
  13. 前記熱間成形部材は、重量％で、下記ａ）及びｂ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
    ａ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶから選択された１種以上：０．００１〜０．４％
    ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．０１％
  14. 前記熱間成形部材は、重量％で、下記ｃ）からｅ）の中から選択された１以上をさらに含む、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
    ｃ）Ｍｏ及びＷから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
    ｄ）ＣｕとＮｉ含量の合計：０．００５〜２．０％
    ｅ）Ｓｂ及びＳｎから選択された１種以上：０．００１〜１．０％
  15. 前記熱間成形部材は、マルテンサイトまたはベイナイトを主相とする、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
  16. 前記熱間成形部材は、１０００ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
  17. 前記熱間成形部材は、スポット溶接電流範囲が１．０ｋＡ以上である、請求項１１に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材。
  18. 請求項６から１０のいずれか一項によって製造された冷延鋼板を、下記式（４）及び式（５）を満たす条件で１〜１０００℃／秒の昇温速度でＡｃ３〜Ａｃ３＋１５０℃の温度範囲まで加熱した後、１〜１０００秒間保持する熱処理段階と、
    前記加熱された冷延鋼板を熱間成形した後、１０〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する段階と、を含む、耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材の製造方法。
    式（４）：２≦式（２）＊ｅｘｐ［０．０７＊ＤＰ（ＩＩ）＋（０．６＊Ｃｒ＋１．５＊Ｓｉ）］≦２０００
    式（５）：式（３）＋５０＊ｅｘｐ［０．０５＊ＤＰ（ＩＩ）−（０．４＊Ｃｒ＋２＊Ｓｉ）］≦３
    （前記式（４）及び式（５）において各元素記号は、各元素の含量を重量％で測定した値であり、ＤＰ（ＩＩ）は、前記熱処理段階の露点温度（℃）である。）
  19. 前記冷却する段階の冷却停止温度は、Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）以下である、請求項１８に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材の製造方法。
  20. 前記冷却する段階の冷却停止温度は、Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）〜Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）であり、
    前記冷却後、Ａｃ１以下の温度で加熱して焼戻する段階をさらに含む、請求項１８に記載の耐食性及びスポット溶接性に優れた熱間成形部材の製造方法。
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