JP6269079B2 - ホットスタンプ用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度な部材が得られる成形方法の一つであるホットスタンプ法に好適なホットスタンプ用鋼板、およびその製造方法に関するものである。
自動車などの輸送機械の分野では高強度材料を使用した質量低減への取り組みが盛んに行われている。衝突安全性確保や新たな機能の搭載に伴って車体質量は増加する傾向にあるから、その一部でも相殺し、少しでも燃費を向上させて二酸化炭素の排出量を削減することが標榜され、高強度鋼板の使用量が着実に増加してきている。
こうした高強度鋼板使用拡大の流れの中で大きな障害となっているのは、鋼板の強度を高めた場合に不可避である、「形状凍結性の劣化」と呼ばれる現象の顕在化である。この現象は、成形後のスプリングバック量が高強度化に伴って増加することによって、狙いの形状を得ることが容易でなくなることの総称で、それを解決するには、低強度材（形状凍結性が優れる、あるいは問題とならない材料）では不要であった加工工程の追加（例えば、リストライク）を行ったり、製品形状を変更したりすることが行われる。
こうした問題を解決する一つの方法として、ホットスタンプ法と呼ばれる熱間成形方法が注目されるに至った。これは、鋼板（被加工材）を所定の温度（一般的にはオーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた（すなわち、成形を容易にした）後、被加工材に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、容易に形状を付与すると同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼き入れ）を行って成形後の製品の強度を確保するというものである。こうしたホットスタンプ法は、近年、その有用性が広く認知されるに至り、適用例も着実に増加してきている。
一方、そうした流れの中ではこれまで問題とされなかったホットスタンプ法の生産性の低さが是非とも解決したい課題として認識されるようになってきた。例えば、一枚のブランクから１プレス工程（1 stroke）で部品を1個製造することを考えた場合、従来法である冷間（室温で行う）プレス法であれば、毎秒１個をプレスすることは全く容易なことである。この例の場合の生産性は、60 stroke per minute、略して60 spm と表記されることが多い。
これに対して、ホットスタンプ法では、［１］ブランクを所定の温度まで加熱する時間を要し、金型で成形（プレス）した後に被加工材の冷却を確実に行うために、［２］下死点に一定時間保持される（ことが多い）ので、同じ表記法を用いれば、生産性は、せいぜい2、3spmである。
このようなホットスタンプ法の低生産性を改善する手段の一つに、ブランクを急速に加熱する方法がある。上記したホットスタンプ法の低生産性の原因のうち、［１］について改善しようとするものである。中でも通電加熱法は設備が余り大掛かりとならないことから一部の生産者で用いられ始めている。
例えば特許文献１には、金型内で金属板の両端部に各々一箇所以上の電極を取り付け、該電極の間に電流を印加してジュール熱により金属板を所定の加工温度まで加熱した後、プレス成形を行うことを特徴とする熱間プレス成形方法が開示されている。
ところで、成形後の部品に耐食性が必要な場合にはAlめっき鋼板を用いることが選択肢の一つとして上げられる。しかしながら、Alめっき鋼板を通電加熱法によって加熱すると、通電のための電極（一般的には、銅（合金）製で、水冷されている）に接触している部分はAlめっき層がAl-Fe合金になるような温度まで加熱されないため、当該部分が未合金状態のプレス品（ホットスタンプ品）が生産されることになる。Alめっきの未合金部分はスポット溶接性に劣る、すなわち、スポット溶接を連続して行って行くと電極にAlが堆積し、その除去を頻繁に行わねばならないと言う問題点があることが知られており、当該部分を使用しない（歩留まりの低下につながる）、当該部分を溶接しないで済むような部品設計にする（設計の自由度が制限される）、あるいは不効率な溶接工程を受容する（生産性が低下する）、と言った選択を迫られるという課題がある。
これに対して、Alめっき鋼板を、ボックス焼鈍炉を用いて熱処理し、Alめっき層を合金化した鋼板（以下、合金化Alめっき鋼板と呼ぶ）としてからホットスタンプに供する方式が特許文献２に開示されている。この方式であれば、未合金Alめっき層のスポット溶接性の問題も解消される。
本発明者は、ホットスタンプ用としての合金化Alめっき鋼板の有用性に括目し、合金化Alめっき鋼板を試作し、通電加熱法で加熱し、金型を用いて、一般にハット型と呼ばれる形状（図１参照）を成形する実験を行った。そしてそれらを非合金化（めっきままの）Alめっき鋼板を炉加熱法で加熱してホットスタンプしたものと比較した。その結果、形状凍結性や成形体の強度は同等であるが、合金化Alめっき鋼板では、成形体10の特に縦壁部11に、非合金化Alめっき鋼板では皆無であった齧りが高い頻度で発生することを知見した。
急速加熱に対応できることでホットスタンプの生産性を高められる合金化Alめっき鋼板であるが、成形後に齧りが発生して表面品位が劣位となるのでは適用範囲が限定されることになる。そこで、ホットスタンプ後の表面品位に優れた（問題の無い）合金化Alめっき鋼板が求められているがそうした問題点について検討した技術は見当たらない。
本発明者は合金化したAlめっき鋼板を詳細に調査した。断面を観察したところ、特許文献２でも述べられているように、合金化前はめっき層であった部分に、Al-Fe合金以外にAlNが存在していたが、これは、本発明者が合金化を大気雰囲気にて行ったからであると考えられた。
当該文献によれば、AlNは合金層の特性を劣化させるものであるから、合金化時の雰囲気を制御してNを完全に遮断すれば上記の齧りも抑制出来る可能性があるものの、産業上利用可能な製造コストの範囲ではAlNの生成を抑制することは出来なかった。そこで、製造コストを大幅に押し上げるような合金化時の雰囲気制御を行うよりも、AlNが生成することは承知の上で製造コストを抑制する上で最も有利な大気雰囲気で合金化を行うこととし、その上でAlNの影響を出来るだけ小さくする方策を見出すことにした。
当該文献によれば、AlNは合金層の特性を劣化させるものであるから、合金化時の雰囲気を制御してNを完全に遮断すれば上記の齧りも抑制出来る可能性があるものの、産業上利用可能な製造コストの範囲ではAlNの生成を抑制することは出来なかった。そこで、製造コストを大幅に押し上げるような合金化時の雰囲気制御を行うよりも、AlNが生成することは承知の上で製造コストを抑制する上で最も有利な大気雰囲気で合金化を行うこととし、その上でAlNの影響を出来るだけ小さくする方策を見出すことにした。
本発明者は、大気雰囲気での合金化Alめっき鋼板の試作とホットスタンプ後の表面品位の調査を繰り返し行った。特にめっき層を合金化する熱処理条件を複数通り試行して評価を進めた。その結果、鋼板の化学成分の選択に加えて、熱処理条件によって齧りの発生頻度に差異があり、更に調査したところ、その差異は合金層内部に生成しているAlNの形態に影響を受けているのではないかとの推定に達した。そして好ましいAｌNの形態とそれを得るための鋼板の化学成分とめっき層の合金化のための熱処理条件を明らかにして本発明を完成させた。その要旨は次の通りである。
（１）
質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなり、表面にAl-Fe合金層を有する鋼板であって、鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、AlNが母材鋼板と接している長さLAlNと、Al-Fe合金が母材鋼板と接している長さLAl-Feの比LAlN／LAl-Feが1未満であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなり、表面にAl-Fe合金層を有する鋼板であって、鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、AlNが母材鋼板と接している長さLAlNと、Al-Fe合金が母材鋼板と接している長さLAl-Feの比LAlN／LAl-Feが1未満であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
（２）
さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有することを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有することを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（３）
鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、前記AlNの面積SAlNと前記Al-Fe合金層の面積SAl-Feとの比SAlN／SAl-Feが0.15未満であることを特徴とする（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、前記AlNの面積SAlNと前記Al-Fe合金層の面積SAl-Feとの比SAlN／SAl-Feが0.15未満であることを特徴とする（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（４）
鋼板の圧延方向と平行な断面において、前記AlNの圧延方向の最大長さLmaxは50μm未満であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板。
鋼板の圧延方向と平行な断面において、前記AlNの圧延方向の最大長さLmaxは50μm未満であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板。
（５）
（１）〜（４）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法であって、
質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなる鋼片に対して、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、Alめっき、および、Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理を大気雰囲気で行うに際し、
Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理の
550〜600℃間の加熱速度をHR（℃/s）、
最高温度をTmax（℃）、
Tmaxでの保持時間をth(s)として、
HR≧（29.2×10-2）/[Cr]、
550℃未満、および600℃超の加熱速度：1.39×10-2〜50℃/s、
Tmax：600〜850、
1.70×104≦Tmax＊th（℃・s）≦4×107
であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
但し [Cr]は、質量％で表記した鋼板のCrの濃度である。
（１）〜（４）のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法であって、
質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなる鋼片に対して、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、Alめっき、および、Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理を大気雰囲気で行うに際し、
Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理の
550〜600℃間の加熱速度をHR（℃/s）、
最高温度をTmax（℃）、
Tmaxでの保持時間をth(s)として、
HR≧（29.2×10-2）/[Cr]、
550℃未満、および600℃超の加熱速度：1.39×10-2〜50℃/s、
Tmax：600〜850、
1.70×104≦Tmax＊th（℃・s）≦4×107
であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
但し [Cr]は、質量％で表記した鋼板のCrの濃度である。
（６）
前記鋼片が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有することを特徴とする（５）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
前記鋼片が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有することを特徴とする（５）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
本発明の鋼板を用いれば、ホットスタンプのための加熱に通電加熱などの急速加熱方式を採用しても非合金化Alめっき鋼板を用いた場合と同等の表面品位を有するスタンプ品を生産出来るので、部品製造者（スタンパー）は高い生産性を実現することが出来る。
本発明について詳しく説明する。まず鋼板（母材鋼板）の化学成分について説明する。
＜C：0.18〜0.36％＞
Cは、ホットスタンプ法によって鋼板を高強度化する上で最も重要な元素である。少なくとも1500MPa程度の強度を得るには、0.18％以上含有させる必要がある。その一方で、0.36％超では溶接性や靭性を確保できない。そこで0.36％を上限とする。
Cは、ホットスタンプ法によって鋼板を高強度化する上で最も重要な元素である。少なくとも1500MPa程度の強度を得るには、0.18％以上含有させる必要がある。その一方で、0.36％超では溶接性や靭性を確保できない。そこで0.36％を上限とする。
＜Si：0.02〜0.5％＞
Siは冷延後の焼鈍時に母材鋼板表面に酸化被膜を形成してAlめっき性に悪影響を与えるが、0.5％以下であれば許容される。一方、0.02％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷をかける。そこで0.02〜0.5％に限定する。
Siは冷延後の焼鈍時に母材鋼板表面に酸化被膜を形成してAlめっき性に悪影響を与えるが、0.5％以下であれば許容される。一方、0.02％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷をかける。そこで0.02〜0.5％に限定する。
＜Mn：1.2〜2.2％＞
Mnは、ホットスタンプ時の焼き入れ性の確保に重要な元素であるから積極的に活用したい元素である。しかし、多量に含まれていると凝固偏析に起因して機械的性質を劣化させる恐れがある。そこで1.2〜2.2％添加する。より望ましくは、1.2〜2.0％である。
Mnは、ホットスタンプ時の焼き入れ性の確保に重要な元素であるから積極的に活用したい元素である。しかし、多量に含まれていると凝固偏析に起因して機械的性質を劣化させる恐れがある。そこで1.2〜2.2％添加する。より望ましくは、1.2〜2.0％である。
＜P：0.001〜0.03％＞
Pは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため0.03％以下に制限されなくてはならない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.001％を下限とすればよい。
Pは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため0.03％以下に制限されなくてはならない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.001％を下限とすればよい。
＜S：0.0001〜0.02％＞
Sは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため0.02％以下に制限されなくてはならない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.0001％を下限とすればよい。
Sは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため0.02％以下に制限されなくてはならない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.0001％を下限とすればよい。
＜Cr：1.1〜2.1％＞
Crは、Alめっき層をAl-Fe合金化する際に競合する反応であるAlNの形成を抑制する効果がある。特に550〜600℃間の加熱速度を所定の範囲とした場合にその効果が顕著である。一方、2.1％を超えて添加しても効果は飽和し、コスト増になるのみである。そこで1.1〜2.1％添加させる。より望ましくは、1.1〜1.9％である。
Crは、Alめっき層をAl-Fe合金化する際に競合する反応であるAlNの形成を抑制する効果がある。特に550〜600℃間の加熱速度を所定の範囲とした場合にその効果が顕著である。一方、2.1％を超えて添加しても効果は飽和し、コスト増になるのみである。そこで1.1〜2.1％添加させる。より望ましくは、1.1〜1.9％である。
＜N：0.001〜0.01％＞
Nは、Bと結合してBの焼き入れ性への寄与を減じてしまうので出来るだけ低減することが望ましい。後記するTiの添加を行うことで0.01％以下であれば許容される。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.0010％を下限とする。
Nは、Bと結合してBの焼き入れ性への寄与を減じてしまうので出来るだけ低減することが望ましい。後記するTiの添加を行うことで0.01％以下であれば許容される。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので0.0010％を下限とする。
＜Ti：0.01〜0.5％＞
Tiは、Nと結合して、NがBの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。その効果を安定的に得るには0.01％以上の添加が必要である。一方、過剰な添加は冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがある他、Cと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので0.5％を上限とする。
Tiは、Nと結合して、NがBの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。その効果を安定的に得るには0.01％以上の添加が必要である。一方、過剰な添加は冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがある他、Cと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので0.5％を上限とする。
＜Al：0.01〜0.1％＞
Alは、脱酸元素として用いるが、酸化被膜を形成するのでめっき性に悪影響を与える。但し0.1％以下であれば許容される。一方、0.01％未満とすることは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので同値を下限とする。
Alは、脱酸元素として用いるが、酸化被膜を形成するのでめっき性に悪影響を与える。但し0.1％以下であれば許容される。一方、0.01％未満とすることは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので同値を下限とする。
＜B：0.0001〜0.01％＞
Bは、0.0001％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発する。一方、過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので0.01％を上限とする。
Bは、0.0001％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発する。一方、過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので0.01％を上限とする。
＜Nb：0.01〜1.0％＞
本発明において、Nbの含有は任意である。Nbは、Tiと同様にNと結合して、NがBの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。その効果は0.01％以上の添加で明瞭となる。一方、1.0％を超えて添加しても効果は飽和し、更に冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがある他、Cと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので1.0％を上限とする。
本発明において、Nbの含有は任意である。Nbは、Tiと同様にNと結合して、NがBの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。その効果は0.01％以上の添加で明瞭となる。一方、1.0％を超えて添加しても効果は飽和し、更に冷延後の再結晶を抑制して生産性を損ねる恐れがある他、Cと結合して焼き入れ性を低下させる恐れがあるので1.0％を上限とする。
なお、本発明において上記以外の成分（残部）はFeとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は許容される。
Al-Fe合金層内部のAlNの形態とホットスタンプ後の表面品位の関係について説明する。
本発明者の研究によれば、合金化後の鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面におけるAl-Fe合金層20と母材鋼板23との界面近傍の様子は図２のように模式的に示すことが出来る。すなわち、Al-Fe合金21が母材鋼板23と直接接触して界面を形成している部分と、Al-Fe合金21がAlN22を介して母材鋼板23上に存在している部分が存在する。そして後者の比率が高い程齧りの発生が顕著である傾向が認められた。そして、更に詳細に調査したところ、鋼板のCr濃度、およびHRの両方が所定の条件を満たす場合に後者；AlN22が母材鋼板23と接している長さLAlNと、前者；Al-Fe合金21が母材鋼板23と接している長さLAl-Feの比LAlN／LAl-Feが1未満となり齧りの発生が抑制されることが明らかとなった。なお図２では、観察領域内に含まれるｉ個の各AlN22について、１、２、３、・・・ｉ−３、ｉ−２、ｉ−１、ｉの順番に添え字を付して示した。観察領域内において、長さLAlNは、各AlN22の長さの総和である。また、便宜上AlN22を楕円形で描写したが、その形態は多様であった。
本発明者の研究によれば、合金化後の鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面におけるAl-Fe合金層20と母材鋼板23との界面近傍の様子は図２のように模式的に示すことが出来る。すなわち、Al-Fe合金21が母材鋼板23と直接接触して界面を形成している部分と、Al-Fe合金21がAlN22を介して母材鋼板23上に存在している部分が存在する。そして後者の比率が高い程齧りの発生が顕著である傾向が認められた。そして、更に詳細に調査したところ、鋼板のCr濃度、およびHRの両方が所定の条件を満たす場合に後者；AlN22が母材鋼板23と接している長さLAlNと、前者；Al-Fe合金21が母材鋼板23と接している長さLAl-Feの比LAlN／LAl-Feが1未満となり齧りの発生が抑制されることが明らかとなった。なお図２では、観察領域内に含まれるｉ個の各AlN22について、１、２、３、・・・ｉ−３、ｉ−２、ｉ−１、ｉの順番に添え字を付して示した。観察領域内において、長さLAlNは、各AlN22の長さの総和である。また、便宜上AlN22を楕円形で描写したが、その形態は多様であった。
加えて、鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、AlN22の面積SAlNとAl-Fe合金層21の面積SAl-Feとの比SAlN／SAl-Feが0.15未満の場合、また、AlN22の圧延方向の最大長さLmaxが50μm未満の場合には、より厳しいハット成形に対して齧りの発生を抑制する効果が認められた。さらに、SAlN／SAl-Feが0.15未満かつLmaxが50μm未満の場合に齧り抑制効果が高くなる。
LAlN、LAl-Fe、SAlN、SAl-Fe、およびLmaxは次のようにして決定した。
まず、光学顕微鏡にて鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面を観察した。そして図２に示すように、Al-Fe合金層20と鋼板母材23との境界線の中の最高点（線）と最低点（線）の板厚方向の中間点を通り、板厚の中央線（図示せず）と平行に引いた「界面の中間線」を決定した。
各AlN22の長さLAlN １、LAlN ２、、LAlN ３、・・・LAlN i-2、LAlN i-1、、LAlN iは、各AlN22の圧延方向の両方の端部を界面の中間線上に投影した２点間の長さであり、LAlNは、観察領域内における各AlN22の長さの総和（LAlN＝LAlN １＋LAlN ２＋LAlN ３＋・・・＋LAlN i-2＋LAlN i-1＋LAlN i）である。
一方、LAl-Feは観察領域の幅からLAlNを減じた長さとした。
そして、観察領域において求めたLAlNとLAlNから、LAlN／LAl-Feを求めた。
SAlNは、光学顕微鏡写真を画像処理して決定した。一方、SAl-Feは、合金層表面の線の中の最高点（線）と最低点（線）の板厚方向の中間点を板厚の中央線と平行引いた「表面の中間線」を決定した上で、界面の中間線と表面の中間線の距離と観察領域の幅の積とした。
鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面を観察するにあたり、Al-Fe合金層20と鋼板母材23との界面に存在するAlN22が十分な個数含まれるように、観察領域の幅を設定する。そして、この観察領域の幅に含まれるAlN22のうち、AlN22の長さが最大のものの長さをLmaxとする。例えば、図２の例でいえば、左からｉ−３番目のAlN22の長さLAlN i-３が、観察領域内における最大長さLmaxである。
この場合、Lmaxが適切に求められるように、観察領域の幅は、例えばAl-Fe合金層20と鋼板母材23との界面に存在するAlN22が少なくとも１０個程度含まれるように設定することが望ましい。
また、同様の測定を複数箇所の観察領域で実施し、各観察領域で測定されたLmaxの中の最大値としても良い。
まず、光学顕微鏡にて鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面を観察した。そして図２に示すように、Al-Fe合金層20と鋼板母材23との境界線の中の最高点（線）と最低点（線）の板厚方向の中間点を通り、板厚の中央線（図示せず）と平行に引いた「界面の中間線」を決定した。
各AlN22の長さLAlN １、LAlN ２、、LAlN ３、・・・LAlN i-2、LAlN i-1、、LAlN iは、各AlN22の圧延方向の両方の端部を界面の中間線上に投影した２点間の長さであり、LAlNは、観察領域内における各AlN22の長さの総和（LAlN＝LAlN １＋LAlN ２＋LAlN ３＋・・・＋LAlN i-2＋LAlN i-1＋LAlN i）である。
一方、LAl-Feは観察領域の幅からLAlNを減じた長さとした。
そして、観察領域において求めたLAlNとLAlNから、LAlN／LAl-Feを求めた。
SAlNは、光学顕微鏡写真を画像処理して決定した。一方、SAl-Feは、合金層表面の線の中の最高点（線）と最低点（線）の板厚方向の中間点を板厚の中央線と平行引いた「表面の中間線」を決定した上で、界面の中間線と表面の中間線の距離と観察領域の幅の積とした。
鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面を観察するにあたり、Al-Fe合金層20と鋼板母材23との界面に存在するAlN22が十分な個数含まれるように、観察領域の幅を設定する。そして、この観察領域の幅に含まれるAlN22のうち、AlN22の長さが最大のものの長さをLmaxとする。例えば、図２の例でいえば、左からｉ−３番目のAlN22の長さLAlN i-３が、観察領域内における最大長さLmaxである。
この場合、Lmaxが適切に求められるように、観察領域の幅は、例えばAl-Fe合金層20と鋼板母材23との界面に存在するAlN22が少なくとも１０個程度含まれるように設定することが望ましい。
また、同様の測定を複数箇所の観察領域で実施し、各観察領域で測定されたLmaxの中の最大値としても良い。
AlNの形態がホットスタンプ後の表面品位に影響する機構は必ずしも明らかとはなっていないが、界面に存在するAlNは母材鋼板からめっき層へのFeの拡散に影響し、形成されるAl-Fe合金のFe濃度を介してホットスタンプされる温度域でのAl-Fe合金層の硬さや変形能に影響するものと思われる。
Al-Fe合金層中の、特に、表面および表面近傍のFe濃度を考えると、LAlN／LAl-Feが1未満の場合には、それを反映した揺らぎ（濃淡）が生じるものと思われる。これに対して、LAlN／LAl-Feが1以上の場合にはFe濃度の揺らぎは相対的に小さく、その結果、硬さや変形能に揺らぎの少ない合金層が生じるものと思われる。一見すると均一な合金層の方が優れた品質を有するように思われるが、ハット形状の縦壁部のように厳しい加工を受ける部分にあっては、硬さや変形能に揺らぎがあることで適度に歪が緩和されて、反って、齧りの発生を抑制する効果が発現されるのではないかと推測している。
鋼板の製造方法について説明する。まず、先に説明した所定の化学成分を有する鋼片を鋳造する。生産性の点から連続鋳造が望ましい。
鋳片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、Alめっき、および、Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理を行う。熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍は製造者の所有する設備に応じて適切に行えばよく、特に条件を限定するものではない。一例を上げれば、鋼片を1100〜1300℃に再加熱し、仕上げ温度を850〜950℃として80％以上の熱間圧延を行う。巻き取り温度は600〜750℃が例示できる。酸洗は、生成したスケールを効率よく除去できるように、酸の種類、濃度、および温度を選択できる。冷間圧延率は平坦度を確保するために40％以上とすることが好ましい。また焼鈍温度は700〜780℃が例示できる。焼鈍後にAlめっきを施す。焼鈍と連続して行ってもよいし、焼鈍後にAlめっきのみを別途行ってもよい。
めっき厚はホットスタンプ後の加工性と耐食性を考慮して設定できる。薄い程鋼板の（スタンプ時の）変形に追随できるが耐食性が不足することが考えられる。一方、厚い程耐食性は担保されるものの、鋼板の変形に追随できず、亀裂が生じたり、剥離が発生したりすることも想定される。こうした点を考慮すると、めっき厚は15〜50μｍが好ましく、更には20〜45μｍがより好ましい。
そして、Alめっきが施されたAlめっき鋼板を所定の温度まで昇温させて、Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理を大気雰囲気で行う。Alめっき層をAl-Fe合金化する熱処理での課題は、競合反応であり、Al-Fe合金と鋼の密着性に悪影響を及ぼす恐れのあるAl-N生成を抑制すること、および、表面および表面近傍のAl-Fe合金層の硬さと変形能を適切な範囲にすることである。
そのためには、Alめっき層をAl-Fe合金化させる熱処理において、
550〜600℃間の加熱速度をHR（℃/s）、
最高温度をTmax（℃）、
Tmaxでの保持時間をth(s)として、
HR≧29.2×10-2/[Cr]、
550℃未満、および600℃超の加熱速度：1.39×10-2〜50℃/s 、
Tmax：600〜850、
1.70×104≦Tmax＊th（℃・s）≦4×107
とすることが必要である。
但し [Cr]は、質量％で表記した鋼板のCrの濃度である。
550〜600℃間の加熱速度をHR（℃/s）、
最高温度をTmax（℃）、
Tmaxでの保持時間をth(s)として、
HR≧29.2×10-2/[Cr]、
550℃未満、および600℃超の加熱速度：1.39×10-2〜50℃/s 、
Tmax：600〜850、
1.70×104≦Tmax＊th（℃・s）≦4×107
とすることが必要である。
但し [Cr]は、質量％で表記した鋼板のCrの濃度である。
まず、AlとNの反応とHRの関係について説明する。ここでAlと反応するNは鋼中に存在していたものではなく、合金化熱処理中に雰囲気から浸入するものである。本発明の鋼板の合金化は大気中で行うものとする。これは、雰囲気中のN濃度を低減して達成できるAl-N形成の抑制効果がそれに要する費用に見合わないからである。
特許文献２にも示されているように鋼中のCrはAl-Nの生成反応を抑制する。本発明者の研究に依れば、Cr濃度を所定の範囲にし、更に550〜600℃間の加熱速度HRをCr濃度との関係において、29.2×10-2/[Cr]（℃/s）以上とすることでAl-Nの生成を大幅に抑制できることが明らかとなった。この温度範囲より低温側ではAl-N生成反応は殆ど起こらず、またこの温度範囲より高温側では、Al-Fe反応が圧倒的優勢となるので、Alめっき鋼板が550〜600℃間存在する時間を一定範囲内にすればAl-Nの生成量は微量に抑制出来るものと推定している。適切なHRの範囲にCr濃度が関係しているのはCr濃度が高い程AlNの生成を抑制する効果が高いためではないかと考えられる。
550℃未満、および600℃超の加熱速度は生産性を確保する目的から1.39×10-2℃/s以上とする。
一方、加熱速度が50℃/sを上回ると、Al-Fe合金化よりもAlの軟化が先行する恐れがあり、ボックス炉を用いた場合にはコイル内で溶融したAl同士が融着しコイルの展開が出来なくなる恐れがある。また、連続焼鈍設備を用いた場合には、溶融したAlが通板用のロールに付着し、部分的にめっき厚の異なる鋼板となる恐れがある。そこで、550℃未満、および600℃超の加熱速度は1.39×10-2〜50℃/sとする。また、550〜600℃間の加熱速度HRの上限も50℃/sとすることが望ましい。
Tmaxが600℃未満ではAl層のAl-Fe合金化反応が遅く、Alめっき層全体の合金化には非常な長時間を要して生産性が極めて低い工程となるので避ける必要がある。一方、850℃超では加熱速度を50℃/s以下としても上記のAl-Fe合金化よりもAlの軟化が先行する恐れがあるので避けなければならない。
HRを適切に制御した上で高温に保持することでAlめっき層のAl-Fe合金化が進行する。
本発明の鋼板はめっき層の表面まで合金化させるものであるから、Tmax＊thが1.70×104（℃・ｓ）以上であることが必要である。これを下回ると一部に未合金部分が残存することがある。
一方、HRを本発明の範囲に制御し、AlNを適切に分布させれば、Tmax＊thに依らず齧りの発生は抑制出来るが、Tmax＊thが4×107を上回ると、ホットスタンプ用に鋼板を剪断する際（いわゆるブランキング時）に合金層にクラックが入るケースが僅かながら認められた。恐らくFeの濃度が高く硬質な合金層が形成されたためと推定される。そこでこうした事態を避けるように4×107をTmax＊thの上限をとした。
本発明の鋼板はめっき層の表面まで合金化させるものであるから、Tmax＊thが1.70×104（℃・ｓ）以上であることが必要である。これを下回ると一部に未合金部分が残存することがある。
一方、HRを本発明の範囲に制御し、AlNを適切に分布させれば、Tmax＊thに依らず齧りの発生は抑制出来るが、Tmax＊thが4×107を上回ると、ホットスタンプ用に鋼板を剪断する際（いわゆるブランキング時）に合金層にクラックが入るケースが僅かながら認められた。恐らくFeの濃度が高く硬質な合金層が形成されたためと推定される。そこでこうした事態を避けるように4×107をTmax＊thの上限をとした。
合金化後の冷却速度は高い生産性を確保する目的から1.39×10-2℃/s以上が望ましい。
以上の工程を経て製造された鋼板（帯鋼）に対してスキンパス圧延やレベラー加工を付与してもよい。付与するひずみは5％以下とすることが好ましい。
本発明について実施例を示して説明する。
＜実施例１＞
表１に化学成分を記載した鋼片を、1200℃に加熱し、仕上げ温度860〜900℃、巻取り温度600〜700℃で厚さ2.9mmの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、1.2mmの冷延鋼板とした。これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いて再結晶焼鈍とAlめっきを連続して行った。焼鈍条件は、750℃に1分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり20μmとなるように調整した。
＜実施例１＞
表１に化学成分を記載した鋼片を、1200℃に加熱し、仕上げ温度860〜900℃、巻取り温度600〜700℃で厚さ2.9mmの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、1.2mmの冷延鋼板とした。これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いて再結晶焼鈍とAlめっきを連続して行った。焼鈍条件は、750℃に1分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり20μmとなるように調整した。
次いで、Alめっき層をAl-Fe合金化するために熱処理した。熱処理条件は下記の通りである。
Tmax：600℃、
th：3.6×103s、
室温〜550℃の加熱速度：2.5×10-2℃/s、
HR：27.5×10-2℃/s、
冷却速度：70×10-2℃/s。
Tmax：600℃、
th：3.6×103s、
室温〜550℃の加熱速度：2.5×10-2℃/s、
HR：27.5×10-2℃/s、
冷却速度：70×10-2℃/s。
熱処理後に鋼板断面を観察して合金化の状況を調べたところ何れも表面まで合金化していた。一方、AlNの生成形態は鋼（化学成分）により異なっていた。
それらを通電加熱法で急速加熱し、図１のハット形状にホットスタンプした。ハット幅Wは70ｍｍ、ハット高さDは30ｍｍとした。
ホットスタンプの加熱速度は100℃/s、加熱温度は950℃、保持時間は5sとした。ホットスタンプの冷却は金型内で100℃以下まで行い、950℃から100℃までの平均冷却速度は70〜74℃であった。
ホットスタンプ後の成型品を観察したところ、図１の11に示す縦壁部（一方のみを図示）に、齧りの発生が認められるものがあった。齧り発生の有無と合金化後のAlN形態とを対比したところ、表２に示すように、LAlN／LAl-Feが1未満の場合には齧りの発生はなく、一方、LAlN／LAl-Feが1以上の場合には齧りの発生が認められた。AlNの形態と鋼の化学成分の関係を検討したところ、LAlN／LAl-Feが1未満となるのはCrが1.1％以上の場合である事が明らかとなった。そこでCrの下限値を1.1％と限定した。
なお、LAlN／LAl-Feは鋼板の５箇所について求めた値の平均とした。
なお、LAlN／LAl-Feは鋼板の５箇所について求めた値の平均とした。
また、鋼C、およびDは、めっき工程で部分的に不めっきが認められたためにそれ以降の評価は行わなかった。鋼片CではAlが、またDではSiが本発明の範囲を外れるため、めっき濡れ性が不足したためと判断した。
＜実施例２＞
表３に化学成分を記載した鋼片を、1200℃に加熱し、仕上げ温度880〜900℃、巻取り温度630〜700℃で厚さ2.8mmの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、1.4mmの冷延鋼板とした。これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いて再結晶焼鈍とAlめっきを連続して行った。焼鈍条件は、740℃に1.5分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり30μmとなるように調整した。
表３に化学成分を記載した鋼片を、1200℃に加熱し、仕上げ温度880〜900℃、巻取り温度630〜700℃で厚さ2.8mmの熱延鋼板を複数作製した。それらを酸洗した後、1.4mmの冷延鋼板とした。これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いて再結晶焼鈍とAlめっきを連続して行った。焼鈍条件は、740℃に1.5分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり30μmとなるように調整した。
次いで、Alめっき層をAl-Fe合金化するために熱処理した。熱処理条件のうち、Tmax、th、および、冷却速度はそれぞれ600℃、3.6×103s、および70×10-2℃/sであり共通とした。そして加熱速度を表４に示すように複数条件で行った。
熱処理後に鋼板断面を観察して合金化の状況を調べたところ何れも表面まで合金化していた。一方、AlNの生成形態は同じ鋼であっても加熱条件により異なっていた。
それらを通電加熱法で急速加熱し、実施例１と同様にハット形状にホットスタンプした。ハット幅Wは70ｍｍ、ハット高さDは30ｍｍである。ホットスタンプの加熱と冷却の条件は実施例１と同じとした。
ホットスタンプ後の鋼板（スタンプ品）を観察したところ、ハット形状の肩部に齧りの発生が認められるものがあった。齧り発生の有無と合金化後のAlN形態とを対比したところ、表４に示すように、LAlN／LAl-Feが1未満の場合には齧りの発生はなく、一方、LAlN／LAl-Feが1以上の場合には全てのケースで齧りの発生が認められた。AlNの形態の差異は、HRと鋼のCr濃度の両方に依存していることが推測されたので、両者と齧り発生の有無の関係をグラフ化したところ図３が得られた。この図から齧り発生の有無はHR＝29.2×10-2/[Cr]を境界線としていると認められたので、HRに関する本発明の範囲を、HR≧29.2×10-2/[Cr]とした。但し[Cr]は質量％で表記したCr濃度である。また実施例１と同様に、LAlN／LAl-Feは鋼板の５箇所について求めた値の平均とした。
＜実施例３＞
表５に化学成分を示す鋼片を作製した。これらを1200℃に加熱し、仕上げ温度880℃、巻取り温度650〜700℃で厚さ3.0mmの熱延鋼板を作製した。それらを酸洗した後、1.5mmの冷延鋼板とした。次いで、これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いてAlめっき鋼板とした。焼鈍条件は、760℃に1分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり40μmとなるように調整した。
表５に化学成分を示す鋼片を作製した。これらを1200℃に加熱し、仕上げ温度880℃、巻取り温度650〜700℃で厚さ3.0mmの熱延鋼板を作製した。それらを酸洗した後、1.5mmの冷延鋼板とした。次いで、これらの鋼板を、実験用溶融めっき装置を用いてAlめっき鋼板とした。焼鈍条件は、760℃に1分間保持するものであり、めっき厚さは片面当たり40μmとなるように調整した。
Alめっき層をAl-Fe合金化するために熱処理した。熱処理条件は、室温〜550℃の加熱速度を2.5×10-2℃/s、550〜600℃の加熱速度（HR）を16.2℃／sとした上で、最高加熱温度（Tmax）、および保持時間（th）の組み合わせを複数通り実行した。
熱処理後の鋼板の断面を観察して最表面まで合金化していることを確認した。また、何れの条件でもLAlN／LAl-Feは1未満であった。作製した中から表６に記載する面積比SAlN／SAl-Feが0.09〜0.25、Lmaxが35〜58μｍである鋼板を選択した。
ここでSAlN／SAl-Fe、および、Lmaxは、鋼板の５箇所について測定を行い、その中の最大値とした。
ここでSAlN／SAl-Fe、および、Lmaxは、鋼板の５箇所について測定を行い、その中の最大値とした。
選択した鋼板を通電加熱法で急速加熱し、実施例１と同様にハット形状にホットスタンプした。
ハット幅Wは70ｍｍであり、ハット高さDを30ｍｍから10ｍｍ刻みで増して成形した。都度齧り発生を確認し、齧りの発生がなく成形出来た最高ハット高さDmaxを求めた。その結果を表６に記載するとともに図４に示す。
ハット幅Wは70ｍｍであり、ハット高さDを30ｍｍから10ｍｍ刻みで増して成形した。都度齧り発生を確認し、齧りの発生がなく成形出来た最高ハット高さDmaxを求めた。その結果を表６に記載するとともに図４に示す。
SAlN／SAl-Feが0.15未満の場合に成型可能高さが大幅に向上することが分かった。また、SAlN／SAl-Feが0.15未満であり、かつLmaxが50μｍ未満の場合にDmaxが一層向上することが明らかとなった。
W ハット幅
D ハット高さ
10 成形体
11 縦壁部
20 Al-Fe合金層
21 Al-Fe合金
22 AlN
23 母材鋼板
D ハット高さ
10 成形体
11 縦壁部
20 Al-Fe合金層
21 Al-Fe合金
22 AlN
23 母材鋼板
Claims (6)
- 質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなり、表面にAl-Fe合金層を有する鋼板であって、鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、AlNが母材鋼板と接している長さLAlNと、Al-Fe合金が母材鋼板と接している長さLAl-Feの比LAlN／LAl-Feが1未満であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。 - さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有する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。 - 鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、前記AlNの面積SAlNと前記Al-Fe合金層の面積SAl-Feとの比SAlN／SAl-Feが0.15未満であることを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ用鋼板。
- 鋼板の表面と垂直で、かつ、圧延方向と平行な断面において、前記AlNの圧延方向の最大長さLmaxは50μm未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板。
- 請求項１〜４のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法であって、
質量％で、
C：0.18〜0.36％、
Si：0.02〜0.5％、
Mn：1.2〜2.2％
P：0.001〜0.03％、
S：0.0001〜0.02％、
Cr：1.1〜2.1％
N：0.001〜0.01％、
Ti：0.01〜0.5％、
Al：0.01〜0.1％、
B：0.0001〜0.01％、
を含有し、残部がFe、および、不可避的不純物よりなる鋼片に対して、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、Alめっき、および、Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理を大気雰囲気で行うに際し、
Alめっき層のAl-Fe合金化のための熱処理の550〜600℃間の加熱速度をHR（℃/s）、最高温度をTmax（℃）、
Tmaxでの保持時間をth(s)として、
HR≧（29.2×10-2）/[Cr]、
550℃未満、および600℃超の加熱速度：1.39×10-2〜50℃/s、
Tmax：600〜850、
1.70×104≦Tmax＊th（℃・s）≦4×107
であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
但し[Cr]は、質量％で表記した鋼板のCrの濃度である。 - 前記鋼片が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜1.0％
を含有することを特徴とする請求項５に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
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