JP6931396B2 - 衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法 - Google Patents

衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6931396B2
JP6931396B2 JP2019533548A JP2019533548A JP6931396B2 JP 6931396 B2 JP6931396 B2 JP 6931396B2 JP 2019533548 A JP2019533548 A JP 2019533548A JP 2019533548 A JP2019533548 A JP 2019533548A JP 6931396 B2 JP6931396 B2 JP 6931396B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
hot
steel sheet
layer
plated steel
base
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2019533548A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2020509203A (ja
Inventor
ソン−ウ キム、
ソン−ウ キム、
ジン−グン オ、
ジン−グン オ、
ヨル−レ チョ、
ヨル−レ チョ、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=62452093&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=JP6931396(B2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2020509203A publication Critical patent/JP2020509203A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6931396B2 publication Critical patent/JP6931396B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12757—Fe

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Description

本発明は、耐衝撃特性が要求される自動車部品などに好適に適用することができる衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法に関する。
最近、高強度の熱間成形部材は、自動車の軽量化を通じた燃費向上及び乗客保護などの目的のために、自動車の構造部材に多く適用されている。
かかる熱間成形部材に関する代表的な技術として特許文献１が挙げられる。特許文献１では、Ａｌ−Ｓｉめっき鋼板を８５０℃以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷により部材の組織をマルテンサイトに形成させることにより引張強度が１６００ＭＰａを超える超高強度を確保する。また、かかる超高強度の確保を通じて自動車の軽量化を簡単に実現することができるという利点がある。
しかし、特許文献１によると、衝突時の高強度に起因する衝撃特性が比較的劣り、一部では熱間成形条件などによって異常に低い衝撃特性を示す現象が現れることから衝撃特性に優れた熱間成形部材の開発に対する要求が増加している。
そこで、特許文献２では、熱間成形用鋼板においてＣａ／Ｓ比を調節して介在物を球状化し、Ｎｂのような合金元素を添加することで、結晶粒微細化を通じた熱間成形後の衝撃特性を向上させる技術を提案している。
しかし、特許文献２は、一般の鉄鋼素材の衝撃特性を向上させるための介在物及び結晶粒サイズの制御についての内容であって、実際の熱間成形時に発生する低い衝撃特性を向上させることは難しいと評価されている。
したがって、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法に対する開発が要求されるのが実情である。
ＵＳ ６２９６８０５ Ｂ１ ＫＲ １０−２０１０−００４７０１１ Ａ
本発明の課題は、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、それを用いた熱間成形部材、及びそれらの製造方法を提供することである。
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解することができる。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、上記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板に関する。
（上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、上記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含む衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法に関する。
また、本発明のさらに他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材と、上記母材表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記母材の表層部に炭素濃化層が形成される衝撃特性に優れた熱間成形部材に関する。
（上記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。）
また、本発明のさらに他の一側面は、本発明の熱間成形用めっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む熱間成形部材の製造方法に関する。
なお、上記の課題を解決するための手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解されることができる。
本発明によると、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、それを用いた熱間成形部材、及びそれらの製造方法を提供することができるという効果がある。
実施例の熱間成形部材の母材表層部におけるＣ濃化層の厚さに応じたＴＳ×ＩＥの値を示したグラフである。 実施例のうちＡ１−１（発明例）及びＡ２−１（比較例）の熱間成形部材の壁部におけるナイタルエッチング後の微細組織を撮影した写真である。 Ａ１−１（発明例）の熱間成形前後のＧＤＳ分析を通じた主要成分の濃度プロファイルを示した結果である。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に記述する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、従来の熱間成形部材には衝撃特性が劣るという問題があり、一般の鉄鋼素材の衝撃特性を向上させるための介在物及び結晶粒サイズの制御では、実際の熱間成形時に発生する低い衝撃特性を向上させるのに限界があることを認知し、これを解決するために深く研究した。
実際、熱間成形時に発生する低い衝撃特性の原因は、熱間成形時に局部的に形成される表層部のフェライトの存在に起因する。また、かかる局部的な表層フェライトが形成される場合には、衝撃が加わったときの変形がフェライトに集中して簡単に破断する。
このような現象は、実際の製品では非常に重要な部分である。実際の製品は、複雑な形状を有し、金型の移動方向に垂直に金型と完全に接触する平面部が存在する一方で、金型の移動方向に平行するか、小さい角度で傾斜するように接触する壁部が存在するようになり、かかる壁部の場合、部品の形状に応じて、金型接触が不十分であるか、または熱間成形による相変態の促進により母材表層に簡単にフェライトが形成される条件になりうる。
そこで、本発明者らは、衝撃特性に優れた熱間成形部材を製造するためには熱間成形時に伴う表層フェライトのような衝撃特性劣位因子を最小限に抑える必要があり、このために、表層部に局部的な硬化能向上を図ることにより可能であるという結論を得た。そこで、熱間成形時に母材表層に炭素濃化層を形成することにより、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
（衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板）
以下、本発明の一側面による衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、上記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である。
（上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
まず、本発明のめっき鋼板の素地鋼板、熱間成形部材の母材、及び製造方法のスラブに共通的に適用される本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．１５〜０．４％
Ｃは熱処理部材の強度を向上させるために不可欠な元素である。
Ｃ含有量が０．１５％未満の場合には、十分な強度を確保することが難しい。これに対し、Ｃ含有量が０．４％を超えると、熱延材を冷間圧延する際に熱延材の強度が高すぎるため冷間圧延性が大きく劣化するようになるだけでなく、点溶接性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｃ含有量は、０．１５〜０．４％であることが好ましい。
また、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１８％であることができ、より好ましい上限は０．３５％であることができる。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加される必要があるだけでなく、固溶強化元素でありながら炭化物の生成抑制元素であって、熱間成形部材の強度上昇に寄与し、材質均一化に効果的な元素である。
Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、焼鈍中の鋼板の表面に生成されるＳｉ酸化物によってＡｌのめっき性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％であることが好ましい。
また、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．０８％であることができ、より好ましい上限は０．９％であることができる。
Ｍｎ：０．６〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、熱間成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を下げるために添加される必要がある。
Ｍｎ含有量が０．６％未満の場合には上記効果を得るのに限界を有する。これに対し、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間成形工程前の鋼板の強度上昇により、冷間圧延性が低下するだけでなく、合金鉄のコストが上昇し、点溶接性が劣化するという問題がある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．６〜３．０％であることが好ましい。
また、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．８％であることができ、より好ましい上限は２．８％であることができる。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
Ｐは、不純物であって、Ｐ含有量を０．００１％未満に制御するためには、製造コストが多くかかり、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、熱間成形部材の溶接性を大きく低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．００１〜０．０５％であることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０２％
Ｓは、不純物であって、Ｓ含有量を０．０００１％未満に制御するためには、製造コストが多くかかり、Ｓ含有量が０．０２％を超えると、熱間成形部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は、０．０００１〜０．０２％であることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、Ｓｉとともに、製鋼において脱酸作用を行い、鋼の清浄度を高める役割を果たす元素である。
Ａｌ含有量が０．０１％未満の場合には上述した効果が不十分であり、０．１％を超えると、連続鋳造工程中に形成される過度なＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすいという問題がある。
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは、鋼中に不純物として含まれる。Ｎ含有量を０．００１％未満に制御するためには製造コストが多くかかり、Ｎ含有量が０．０２％を超えると、連続鋳造工程中に形成される過多なＡｌＮによる高温延性が低下し、スラブクラックが発生しやすいという問題がある。
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは、少量の添加でも硬化能を向上させるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析し、Ｐまたは／及びＳの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑制することができる元素である。
Ｂ含有量が０．００１％未満では、かかる効果を得ることが難しく、０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延で脆性を引き起こす可能性がある。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、Ｍｎ、Ｂなどのように鋼の硬化能を確保するために添加される。
Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合には、十分な硬化能を確保することが難しく、０．５％を超えると、硬化能は十分に確保することができるが、その特性が飽和するだけでなく、鋼板の製造コストが上昇する可能性がある。
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
Ｔｉは、鋼に不純物として残存する窒素と結合してＴｉＮを生成させることにより、硬化能の確保に不可欠な固溶Ｂを残留させるために添加される。
Ｔｉ含有量が０．０１％未満の場合には、その効果を十分に期待することが難しく、０．０５％を超えると、その特性が飽和するだけでなく、鋼板の製造コストが上昇する可能性がある。
本発明において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。
このとき、上述した合金組成に加えて、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含むことができる。
Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶは、微細析出物の形成による析出強化の効果を通じた強度上昇及び結晶粒微細化による衝撃靭性の増加に寄与する元素である。その合計が０．０１％未満の場合には、上述した効果を期待することが難しく、その合計が０．５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストの上昇を招く可能性がある。
本発明の熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さが５μｍ以下である。上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。
素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さが５μｍを超えると、最終的な熱間成形後の母材の表層部に炭素濃化層を十分に形成させることが難しい。したがって、炭素枯渇層の厚さは、５μｍ以下であることが好ましく、４μｍ以下であることがより好ましい。
このとき、上記素地鋼板は、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）と表層部の炭化物分率（Ｆｓ）の比（Ｆｓ／Ｆｃ）が０．７〜１．３であることができる。上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。
素地鋼板に存在する炭化物は、熱間成形時に溶解され、炭素を供給する役割を果たす。上記Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満の場合には、熱間圧延成形時の母材表層に十分な炭素濃化層を形成することが難しい。これに対し、Ｆｓ／Ｆｃが１．３を超えると、炭素濃化層は十分に形成することができるが、Ｆｓ／Ｆｃが１．３を超えるように制御するためには、焼鈍前の浸炭処理などの特殊な処理が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。
一方、上記素地鋼板の微細組織は、特に限定する必要がないが、例えば、面積分率で、パーライト１０〜４０％、フェライト５０〜９０％、及びマルテンサイト２０％以下を含むことができる。
本発明の熱間成形用めっき鋼板は、素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層を含む。Ａｌ−Ｓｉめっき層は、熱間圧延成形時の表面脱炭を抑制し、耐食性を向上させる役割を果たす。
このとき、上記めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。特に限定する必要はないが、後述するようにめっき浴の組成を制御する必要がある。後述するめっき浴の組成とほぼ同一のめっき層を形成し、めっき浴よりもＦｅ含有量が若干高くなってもよいが、上記の範囲を満たすようにする。
Ｓｉ含有量が６％未満の場合には、めっき浴の流動性が低下し、均一なめっき層の形成が難しいという問題がある。これに対し、Ｓｉ含有量が１２％を超えると、めっき浴の溶融温度が上がり、めっき浴の管理温度を増加させる必要があるという問題がある。めっき浴中のＦｅは、めっき過程で鋼板からめっき浴に溶解し、存在するようになる。めっき浴のＦｅ含有量が１％未満を維持するためには、溶解して排出されるＦｅを希釈させるために、過大な製造コストが発生するという問題があり、Ｆｅ含有量が４％を超えると、めっき浴にドロスというＦｅＡｌ化合物が簡単に形成され、めっきの品質を低下させるため、４％以下に管理する必要性がある。
また、上記めっき層の厚さは１０〜４５μｍであってもよい。
上記めっき層の厚さが１０μｍ未満の場合には、熱間成形部材の耐食性を確保することが難しく、４５μｍを超えると、過度なめっき付着量により製造コストが上昇するだけでなく、めっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが簡単ではない。
（衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法）
以下、本発明の他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、上記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含む。
スラブ加熱段階
上述した合金組成を満たすスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１０５０℃未満の場合には、スラブ組織の均質化が難しい可能性があり、１３００℃を超えると、過度な酸化層が形成されるだけでなく、加熱中に表層部の脱炭が激しく発生し、本発明で目標とする最終熱間成形時の母材表層部に炭素濃化層を形成することが難しい。
熱間圧延段階
上記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満の場合には、二相域圧延による鋼板表層部の混粒組織の発生により板形状の制御が難しくなり、９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化するという問題が発生する可能性がある。
冷却及び巻取り段階
上記熱延鋼板を、仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取りする。
３０秒を超えて冷却を開始する場合には、高温保持時間が増加するにつれて、表層脱炭が加速化し、表層部に炭素枯渇層が形成され、かかる炭素枯渇層は熱間成形後にも母材に残り、最終的な熱間成形時の母材表層部に炭素濃化層を形成することを難しくする。
巻取り温度が４５０℃未満の場合には、鋼板の全体或いは部分的にマルテンサイトが形成され、板形状の制御が難しいだけでなく、熱延鋼板の強度上昇により、後の冷間圧延性が低下する可能性がある。これに対し、巻取り温度が７５０℃を超えると、表層脱炭が加速化するだけでなく、内部酸化による後のめっき後の表面品質が低下するという問題がある。
焼鈍段階
上記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する。
焼鈍温度が７４０℃未満の場合には、冷間圧延された組織の再結晶が十分に行われず、板形状が不良であるか、またはめっき後の強度が過度に高くなり、ブランキング工程中に金型の摩耗を誘発する可能性がある。これに対し、焼鈍温度が８６０℃を超えると、焼鈍工程中ＳｉやＭｎなどの表面酸化物の形成によりＡｌ−Ｓｉめっき表面が不良になるという問題が生じる。
雰囲気の露点温度を−７０℃未満に制御するために、ガスの組成制御などのための付加的な設備が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。これに対し、露点温度が−３０℃を超えると、焼鈍中の鋼板の表面脱炭により、本発明で目標とする最終的な熱処理後の表層に炭素濃化層を形成することが難しくなる。
このとき、上記焼鈍する段階は、非酸化性雰囲気で行われることができ、例えば、水素−窒素の混合ガスを用いることができる。
ここで、上記焼鈍前に巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
冷間圧延を省略し、直ちに焼鈍及びめっきを行ってもよいが、より精密な鋼板厚さの制御のために冷間圧延を行うことができる。また、上記冷間圧延は、圧下率３０〜８０％で行うことができる。
めっき段階
上記巻取られた熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする。冷間圧延及び焼鈍工程を行った場合には、焼鈍された冷延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬してめっきする。
このとき、上記Ａｌ−Ｓｉめっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むことができる。
Ｓｉ含有量が６％未満の場合には、めっき浴の流動性が低下し、均一なめっき層の形成が難しいという問題がある。これに対し、Ｓｉ含有量が１２％を超えると、めっき浴の溶融温度が上がり、めっき浴の管理温度を増加させる必要なあるという問題がある。めっき浴中のＦｅは、めっき過程で鋼板からめっき浴に溶解し、存在するようになる。めっき浴のＦｅ含有量が１％未満を維持するためには、溶解して排出されるＦｅを希釈させるために、過大な製造コストが発生するという問題があり、Ｆｅ含有量が４％を超えると、めっき浴にドロスというＦｅＡｌ化合物が簡単に形成され、めっきの品質を低下させるため、４％以下に管理する必要がある。
また、上記めっきする段階は、めっき付着量が片面当たりに３０〜１３０ｇ／ｍ２となるように行うことができる。
めっき量が片面当たりに３０ｇ／ｍ２未満の場合には、熱間成形部材の耐食性を確保することが難しく、１３０ｇ／ｍ２を超えると、過大なめっき付着量により製造コストが上昇するだけでなく、めっき量をコイル全幅及び長さ方向に均一にめっきすることが簡単ではない。
（衝撃特性に優れた熱間成形部材）
以下、本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材は、上述した合金組成を満たす母材と、上記母材の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、上記母材の表層部に炭素濃化層が形成される。
上記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。
炭素濃化層は、表層部の硬化能を向上させるためのものであり、表層部のフェライト形成を抑制し、衝撃特性を向上させる役割を果たす。
このとき、上記炭素濃化層の厚さは１０〜１５０μｍであってもよい。
炭素濃化層の厚さが１０μｍ未満の場合には、表層部のフェライトの形成抑制効果及び硬化能の向上効果が不十分であり、結果として、熱間成形部材の衝撃特性が劣化する可能性がある。これに対し、炭素濃化層の厚さが１５０μｍを超えるように制御するために、長時間の熱処理が必要になるなけでなく、浸炭雰囲気の制御などの付加的な製造コストの増加が発生する可能性がある。
一方、上記母材の微細組織は、特に限定する必要がないが、例えば、面積分率で、マルテンサイトまたはベイナイトを主相として９０％以上含み、フェライト１０％以下、及び残留オーステナイト５％以下を含むことができる。
このとき、上記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上であり、２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）が４．０Ｊ以上であることができる。
また、上記熱間成形部材は、引張強度と２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギーの積（ＴＳ×ＩＥ）が８０００ＭＰａ・Ｊ以上であることができる。
（衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法）
以下、本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法について詳細に説明する。
本発明のさらに他の一側面である衝撃特性に優れた熱間成形部材の製造方法は、上述した本発明のめっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む。
めっき鋼板の加熱段階
上述した本発明のめっき鋼板の製造方法によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する。
加熱温度がＡｃ３未満の場合には、未変態されたフェライトの存在により、所定の強度を確保することが難しく、９８０℃を超えると、部材の表面に過度な酸化物の生成により点溶接性を確保することが難しい。
保持時間が１秒未満の場合には、温度が均一化することができず、一部の炭化物の再溶解が不十分であり、部位別材質差を誘発する可能性がある。これに対し、保持時間が１０００秒を超えると、過度な加熱温度と同様に、部材の表面に過度な酸化物の生成により点溶接性を確保することが難しい。
このとき、加熱時の全体の昇温速度については特に限定する必要がないが、母材表層部に炭素濃化層をより簡単に形成させるために、６００〜８００℃の昇温速度が１〜１０℃／ｓｅｃとなるように行うことができる。
一般に、Ａｌ−Ｓｉめっき層の存在は、加熱中母材の脱炭を抑制するという効果を奏するが、６００〜８００℃の温度区間は、昇温中Ａｌ−Ｓｉめっき層が溶融して液状のめっき層が存在する区間であって、継続的な脱炭反応が起こりうる区間である。したがって、６００〜８００℃の温度区間における昇温速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合には、継続的な脱炭現象により、結果として、母材表層に十分な炭素濃化層を形成することが難しく、１０℃／ｓｅｃを超えると、脱炭反応は最小限に抑えることができるが、このために、追加の加熱設備が必要となり、製造コストが増加するという問題がある。
熱間成形段階
上記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ（マルテンサイト変態終了温度）以下まで冷却する熱間成形段階を含む。
冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合には、フェライトが形成され、高強度を確保することが難しい。これに対し、１０００℃／ｓｅｃを超えるように制御するために、高価且つ特別な冷却設備が必要となり、製造コストが上昇するという問題がある。
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。
下記表１に示す成分組成を有する厚さ４０ｍｍのスラブを真空溶解を介して製造した。
上記スラブを下記表２に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却、及び巻取りを行うことで、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を酸洗処理した後、圧下率５０％で冷間圧延し、水素５％−窒素９５％の雰囲気で下記表２に示す条件で焼鈍し、Ａｌ−９％Ｓｉ−２％Ｆｅのめっき浴に浸漬し、片面当たりのめっき量が８０ｇ／ｍ２になるようにめっきすることで、めっき鋼板を製造した。
上記めっき鋼板の素地鋼板における表層部の炭素枯渇層の厚さ、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）、及び表層部の炭化物分率（Ｆｓ）を観察及び測定して下記表２に記載した。上記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味し、上記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、上記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。
炭素の分布を分析するために、深さ方向に様々な成分の定量分析が可能なＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）方法を用いることで、表層から深さ方向に十分な深さに対して、炭素などの主要元素の濃度分析を行った。一般のＧＤＳ分析の場合には、２〜６ｍｍの円形面積に対して深さ方向の分析を行うため、深さ方向の濃度プロファイル上の正確なめっき層／母材界面を指定することは難しいが、様々な光学及びＳＥＭ分析結果などをもとにＡｌ含有量が１％の地点を母材表層と決定した。
素地鋼板の炭化物は、断面組織上の炭化物分率を表層部及び中心部の各３ヶ所で１０００倍のＳＥＭ観察後に、画像解析を介して測定した。
さらに、上記めっき鋼板を用いて下記表３に示す加熱条件で加熱した後、ＨＡＴ形状の金型が装着されたプレスに移送し、熱間成形を行うことで熱間成形部材を製造した。加熱炉から抽出した後から熱間成形開始までの時間は、すべて１２秒と同様に適用し、実際の製品においてフェライト発生が脆弱な壁部から試験片を採取し、母材表層部における炭素濃化層の厚さ、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、及び衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）を観察及び測定して下記表３に記載した。
昇温速度は、加熱炉に装入される前に、ブランクの中心部に熱電対を付着して鋼板の昇温挙動を測定し、これをもとに、６００〜８００℃の温度区間の昇温速度を計測した。
炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味し、母材表層部の炭素濃化層の厚さは上記炭素枯渇層の分析と同様の方法であるＧＤＳ分析で測定した。
衝撃特性の評価のために、シャルピー衝撃靭性試験を行った。本鋼板は、厚さ１．５ｍｍの薄物材であるため、標準規格のシャルピー衝撃靭性のための試験片の製造が難しく、各実験は、標準サイズに対して厚さだけを１．５ｍｍに減らしたＶ−ノッチ（ｎｏｔｃｈ）タイプの試験片を製作して常温（２５℃）で評価し、そのときの衝撃吸収エネルギー（ＩＥ、Ｉｍｐａｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ）を測定した。また、通常の衝撃特性は、強度に反比例する特性であって、ＴＳ×ＩＥに換算した結果をともに示し、本発明で目標とする優れた耐衝撃特性の確認のためにＴＳ×ＩＥの結果をもとに区分した。
Figure 0006931396
Figure 0006931396
Figure 0006931396
本発明で提示した条件を満たす発明例の場合、優れた引張強度及び衝撃特性を確保することができた。
これに対し、めっき鋼板Ａ２及びＡ３は焼鈍時の雰囲気の露点温度が本発明で提示した範囲を外れた場合であって、焼鈍時の表層脱炭に応じて炭素枯渇層の深さが５μｍを超えるか、Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満となった。これを用いて製造された熱間成形部材Ａ２−１及びＡ３−１は、母材表層部の炭素濃化層の厚さが１０μｍ未満であり、衝撃特性が劣っていた。
めっき鋼板Ａ４はスラブ加熱温度が本発明の範囲を外れた場合であり、めっき鋼板Ａ５は仕上げ圧延後の冷却開始時間が本発明の範囲を外れた場合であって、炭素枯渇層の深さが５μｍを超えるか、Ｆｓ／Ｆｃが０．７未満となった。これを用いて製造された熱間成形部材Ａ４−１及びＡ５−１は、母材表層部の炭素濃化層が形成されず、衝撃特性が劣っていた。
熱間成形部材Ａ１−５及びＣ２−１は、本発明の条件を満たすめっき鋼板Ａ１及びＣ２を用いて製造されたが、６００〜８００℃の温度区間の昇温速度が１℃／ｓｅｃ未満と本発明の範囲を外れた場合であって、母材表層部の炭素増粘層の厚さが１０μｍ未満と十分に形成されず、衝撃特性が劣っていた。
鋼種ＦはＣ含有量が低い場合であって、熱間成形部材Ｆ１−１は引張強度が劣っていることが分かる。
図１は、実施例の熱間成形部材の母材表層部におけるＣ濃化層の厚さに応じたＴＳ×ＩＥの値を示したグラフである。Ｃ濃化層の厚さが１０μｍ以上の場合には、ＴＳ×ＩＥの値が顕著に向上することを確認できる。
図２は、実施例中のＡ１−１（発明例）及びＡ２−１（比較例）の熱間成形部材の壁部におけるナイタルエッチングした後の微細組織を撮影した写真である。母材表層部にＣ濃化層が形成されたＡ１−１では、フェライトの形成が円滑に抑制されたのに対し、母材表層部にＣ濃化層が形成されなかったＡ２−１は衝撃特性を劣化させるフェライトが形成されたことが確認できる。
図３は、Ａ１−１（発明例）の熱間成形前後のＧＤＳ分析を通じた主要成分の濃度プロファイルを示した結果である。熱間成形前の母材表層部には、炭素枯渇層が形成されず、熱間成形後の母材表層部に約４０μｍ厚さの炭素濃化層が形成されることが確認できる。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。

Claims (16)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む素地鋼板と、
    前記素地鋼板の表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、
    前記素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下であり、
    前記素地鋼板は、中心部の炭化物分率（Ｆｃ）と表層部の炭化物分率（Ｆｓ）の比（Ｆｓ／Ｆｃ）が０．７〜１．３である、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
    （前記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味し、前記中心部は素地鋼板の厚さの中心から−１００μｍ〜＋１００μｍの領域を意味する。）
  2. 前記素地鋼板は、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含む、請求項１に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
  3. 前記めっき層は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項１又は２に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
  4. 前記めっき層の厚さは１０〜４５μｍである、請求項１から３のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
  5. 前記素地鋼板の微細組織は、面積分率で、パーライト１０〜４０％、フェライト５０〜９０％、及びマルテンサイト２０％以下を含む、請求項１から４のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板。
  6. 請求項１から５のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法であって、
    重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを８００〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を仕上げ熱間圧延終了後３０秒以内に冷却を開始し、４５０〜７５０℃で巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を７４０〜８６０℃に加熱し、露点温度が−７０〜−３０℃である雰囲気で焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された熱延鋼板をＡｌ−Ｓｉめっき浴に浸漬し、めっきする段階と、を含み、
    素地鋼板の表層部における炭素枯渇層の厚さは５μｍ以下である、衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
    （前記表層部は素地鋼板の表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素枯渇層は素地鋼板の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の５０％以下の領域を意味する。）
  7. 前記焼鈍前に巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階をさらに含む、請求項６に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記Ａｌ−Ｓｉめっき浴は、重量％で、Ｓｉ：６〜１２％、Ｆｅ：１〜４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含む、請求項６又は７に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記めっきする段階は、めっき量が片面当たりに３０〜１３０ｇ／ｍ２となるように行う、請求項６から８のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板の製造方法。
  10. 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む母材と、
    前記母材表面に形成されたＡｌ−Ｓｉめっき層と、を含み、
    前記母材の表層部に炭素濃化層が形成され、
    前記炭素濃化層の厚さは１０〜１５０μｍである、衝撃特性に優れた熱間成形部材。
    （前記表層部は母材表面から２００μｍの深さまでの領域を意味し、前記炭素濃化層は母材の平均Ｃ含有量（Ｃ０）の１１０％以上の領域を意味する。）
  11. 前記母材は、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種以上を、その合計が０．０１〜０．５重量％となるようにさらに含む、請求項１０に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
  12. 前記母材の微細組織は、面積割合で、マルテンサイトまたはベイナイトを主相として９０％以上含み、フェライト１０％以下、及び残留オーステナイト５％以下を含む、請求項１０又は１１に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
  13. 前記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上であり、２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）が４．０Ｊ以上である、請求項１０から１２のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
  14. 前記熱間成形部材は、引張強度（ＴＳ）と２５℃で厚さ１．５ｍｍの試験片を用いて測定した衝撃吸収エネルギー（ＩＥ）の積（ＴＳ×ＩＥ）が８０００ＭＰａ・Ｊ以上である、請求項１０から１３のいずれか１項に記載の衝撃特性に優れた熱間成形部材。
  15. 請求項６から９のいずれか一項によって製造されためっき鋼板をＡｃ３〜９８０℃の温度範囲まで加熱し、１〜１０００秒間保持する加熱段階と、
    前記加熱されためっき鋼板をプレスで成形するとともに、１〜１０００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ以下まで冷却する熱間成形段階と、を含む、熱間成形部材の製造方法。
  16. 前記加熱は、６００〜８００℃の昇温速度が１〜１０℃／ｓｅｃとなるように行う、請求項１５に記載の熱間成形部材の製造方法。
JP2019533548A 2016-12-23 2017-12-15 衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法 Active JP6931396B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160178236A KR101858868B1 (ko) 2016-12-23 2016-12-23 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법
KR10-2016-0178236 2016-12-23
PCT/KR2017/014843 WO2018117543A1 (ko) 2016-12-23 2017-12-15 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2020509203A JP2020509203A (ja) 2020-03-26
JP6931396B2 true JP6931396B2 (ja) 2021-09-01

Family

ID=62452093

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019533548A Active JP6931396B2 (ja) 2016-12-23 2017-12-15 衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (4) US10934601B2 (ja)
EP (1) EP3561142B1 (ja)
JP (1) JP6931396B2 (ja)
KR (1) KR101858868B1 (ja)
CN (1) CN110114500B (ja)
WO (1) WO2018117543A1 (ja)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3805421A4 (en) * 2018-05-31 2021-04-28 Posco AL-FE ALLOY PLATED STEEL SHEET FOR HOT FORMING WITH EXCELLENT TWB WELDING CHARACTERISTICS, HOT FORMING ELEMENT AND RELATED MANUFACTURING PROCESSES
KR102153194B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 액상금속취화(lme) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
KR102165223B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 열간성형 후 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
JP7111252B2 (ja) * 2019-03-29 2022-08-02 日本製鉄株式会社 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
US20220348263A1 (en) * 2019-06-28 2022-11-03 Nippon Steel Corporation Shock absorbing member, method for producing shock absorbing member, and method for producing steel sheet for cold plastic working
TWI711708B (zh) * 2019-11-27 2020-12-01 中國鋼鐵股份有限公司 提高鉻鉬鋼材之球化率之方法
KR20210078277A (ko) * 2019-12-18 2021-06-28 주식회사 포스코 알루미늄합금 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
US20230002873A1 (en) * 2019-12-20 2023-01-05 Posco Steel for hot forming, hot-formed member, and manufacturing methods therefor
JP7436825B2 (ja) 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
CN111778467B (zh) * 2020-09-04 2020-11-24 育材堂（苏州）材料科技有限公司 带铝或铝合金预镀层的预镀层钢板、制造方法及热冲压成形构件
CN112695250A (zh) * 2020-12-11 2021-04-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级双面非等厚铝-硅镀层热成形钢及其电阻点焊的方法
EP4265815A1 (en) * 2020-12-18 2023-10-25 POSCO Co., Ltd Plated steel for hot press forming, and method for manufacturing same
CN115725906B (zh) * 2021-08-30 2024-02-13 宝山钢铁股份有限公司 一种用于高压直流继电器的镀覆锌铝镁的免磁化退火电磁纯铁钢板及其制造方法
WO2023079344A1 (en) * 2021-11-05 2023-05-11 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having excellent processability before hot forming, steel sheet, process to manufacture a hot stamped part and hot stamped part
KR20230038389A (ko) * 2022-08-26 2023-03-20 주식회사 포스코 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
JP4500124B2 (ja) * 2004-07-23 2010-07-14 新日本製鐵株式会社 ホットプレス用めっき鋼板の製造方法
CN101316942A (zh) * 2005-12-01 2008-12-03 Posco公司 用于热压成形的具有优良的热处理和冲击性质的钢板，由该钢板制造的热压部件及其制造方法
KR100723157B1 (ko) * 2005-12-23 2007-05-30 주식회사 포스코 도장후 내식성이 우수한 초고강도 열간성형용 강판과열간성형 부재 및 그 제조방법
HUE036195T2 (hu) 2006-10-30 2018-06-28 Arcelormittal Bevonatolt acélszalagok, eljárások azok elõállítására, eljárások azok alkalmazására, azokból készített nyersdarabok, azokból készített sajtolt termékek, továbbá ilyen sajtolt terméket tartalmazó késztermékek
KR101482258B1 (ko) * 2007-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법
KR101008820B1 (ko) 2008-06-26 2011-01-14 현대제철 주식회사 저온충격 인성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그제조방법
JP5131844B2 (ja) 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
KR101062036B1 (ko) 2008-10-28 2011-09-02 현대제철 주식회사 용접 및 충격특성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
CN102851629B (zh) * 2011-06-28 2015-09-02 鞍钢股份有限公司 一种热压成型用镀铝硅钢板及其制造方法
WO2014037627A1 (fr) 2012-09-06 2014-03-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces
JP6056450B2 (ja) 2012-12-19 2017-01-11 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用溶融Ａｌめっき鋼板およびその製造方法、ならびにホットスタンプ製品
JP5591414B1 (ja) * 2014-05-26 2014-09-17 日新製鋼株式会社 加工性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板
KR101569508B1 (ko) * 2014-12-24 2015-11-17 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법
KR101665820B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 열간성형용 강재, 내식성 및 균열전파 저항성이 우수한 열간성형 부재 및 그들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018117543A1 (ko) 2018-06-28
CN110114500B (zh) 2021-03-26
KR101858868B1 (ko) 2018-05-16
US11732323B2 (en) 2023-08-22
US20200087747A1 (en) 2020-03-19
EP3561142B1 (en) 2021-02-17
US20220162720A1 (en) 2022-05-26
US11274357B2 (en) 2022-03-15
JP2020509203A (ja) 2020-03-26
CN110114500A (zh) 2019-08-09
US20230287535A1 (en) 2023-09-14
EP3561142A4 (en) 2020-01-08
US20210140006A1 (en) 2021-05-13
EP3561142A1 (en) 2019-10-30
US10934601B2 (en) 2021-03-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6931396B2 (ja) 衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びそれらの製造方法
JP6428970B1 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
JP6704995B2 (ja) 耐水素遅れ破壊特性、耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板、並びにそれを用いた熱間成形部材
JP4445365B2 (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP6536294B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6766190B2 (ja) 降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法
JP6762415B2 (ja) 亀裂伝播抵抗性及び延性に優れた熱間成形部材、及びその製造方法
JP6234845B2 (ja) 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6423083B2 (ja) 曲げ性に優れたｈｐｆ成形部材及びその製造方法
JP6846522B2 (ja) 降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
KR101879104B1 (ko) TWB 용접 특성이 우수한 열간성형용 Al-Fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법
JP2005126733A (ja) 高温加工性にすぐれた熱間プレス用鋼板及び自動車用部材
JP7261822B2 (ja) ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板、熱間成形部材の製造方法
JP2008308732A (ja) 焼入れ鋼板部材および焼入れ用鋼板とそれらの製造方法
JPWO2020189761A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP2023100953A (ja) 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP6589928B2 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
JP2004307992A (ja) 耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板およびその製造方法
JP2023550881A (ja) 耐水素脆性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP2023504791A (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法
JP2016074965A (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、及びそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190815

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20200824

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200901

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20201130

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20210413

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20210706

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20210727

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20210813

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6931396

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350