JP7261822B2 - 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 - Google Patents

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Description

本発明は、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、及びその製造方法に関する。
近年、超高強度熱間成形部材は、自動車の軽量化を介した燃費向上及び乗客保護などを目的に、自動車の構造部材に多く適用されつつある。さらに、衝突時のエネルギー吸収のために、異種素材や異種厚さなどの組み合わせを有するブランク（ＴＷＢ、Ｔａｉｌｏｒ ｗｅｌｄｅｄ ｂｌａｎｋ）を用いて熱間成形を行う技術が提案され、それに関連した様々な研究が進められている。
かかる熱間成形技術に関する代表的な技術としては特許文献１が挙げられる。特許文献１には、Ａｌ－Ｓｉめっき鋼板を８５０度以上に加熱した後、プレスによる熱間成形及び急冷を介して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技術について開示されている。
しかし、特許文献１において、めっき層はＡｌを主相とするため、ＴＷＢ溶接時にめっき層と母材が不均一に混合されて硬度が局部的に低下する部分が溶融部内に存在する。これにより溶接部が弱くなり、変形が発生した場合には溶接部が破断するという問題がある。
かかる問題を解決するための技術としては特許文献２が挙げられる。特許文献２では、Ａｌめっき鋼板のＴＷＢ溶接時に、上記のような問題を解決するために、ＴＷＢ溶接前に溶接部位のＡｌめっき層の一部を除去した後、ＴＷＢ溶接することを特徴とする。
しかし、特許文献２の技術を商用的に適用するためには、ＴＷＢ溶接前にＡｌめっき層の一部を除去するための追加的な設備の導入が必要となる。また、実際の溶接部に比べて広い面積のめっき層を除去することにより、最終的にめっき層が除去された部位における耐食性不良の危険性が大きくなるという問題を有する。
そこで、めっき層を除去しなくても、ＴＷＢ溶接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 韓国公開特許第１０－２００９－０００５００４号公報
本発明の課題は、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板、これを用いた熱間成形部材、及びそ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問題がない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の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るＡｌ－Ｆｅ合金化層と、を含み、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、重量％で、Ａｌ：４０～６０％、Ｓｉ：２～１０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、合金化されていない相の分率が１面積％以下であるＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板に関する。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むスラブを１０００～１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３～１０００℃に仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を冷却してＭｓ超過７５０℃以下で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むめっき浴に浸漬してめっきする段階と、上記めっきされた熱延鋼板を下記式１を満たすようにバッチ焼鈍する段階と、を含むＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法に関する。
Figure 0007261822000001
上記式１において、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱温度における保持時間（時間）、ＨＲは昇温速度（℃／時間）を意味する。
一方、本発明のさらに他の一側面は、本発明のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接したテーラードブランク（Ｔａｉｌｏｒ Ｗｅｌｄｅｄ Ｂｌａｎｋ、ＴＷＢ）を熱間成形することによって製造されたＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材及びその製造方法に関する。
尚、上記した課題の解決手段は、本発明のすべての特徴を完全に列挙したものではない。本発明の様々な特徴、及びそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
本発明によると、めっき層を除去しなくても、テーラードブランク製造時における溶接部の硬度が均一であるため、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びその製造方法を提供することができるという効果を奏する。
式１とＴＷＢ溶接部の硬度偏差との関係を示すグラフである。 試験番号１及び６の熱間成形部材のＴＷＢ溶接部に対するＡｌ分布のＥＰＭＡ分析結果を示す図である。 試験番号１及び６の熱間成形部材の引張試験による破断形状を撮影した写真である。 本発明の一実施形態によるＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の断面を概略的に示す図である。
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されることができ、本発明の範囲が以下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。
Ａｌめっき鋼板を用いてテーラードブランク（Ｔａｉｌｏｒ Ｗｅｌｄｅｄ Ｂｌａｎｋ、ＴＷＢ）を製造する場合には溶接部の硬度が均一でないため、ＴＷＢ溶接特性が劣化するという問題があり、本発明者らは、これを解決するために、Ａｌめっき層を除去した後でＴＷＢを製造する場合にはＡｌめっき層の一部を除去するための追加的な設備の導入が必要となり、実際の溶接部に比べて広い面積のめっき層を除去することにより、最終的にめっき層が除去された部位における耐食性が劣化するという問題がある点を認識し、これを解決するために深く研究した。
その結果、Ａｌめっき後のバッチ焼鈍条件を適切に制御してＡｌ－Ｆｅ合金化層を形成させることにより、熱間成形後におけるＴＷＢ溶接部の硬度が均一になり、ＴＷＢ溶接特性に優れるようにすることができる点を確認し、本発明を完成するに至った。
＜ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板＞
以下、本発明の一側面によるＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化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ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の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るＡｌ－Ｆｅ合金化層と、を含み、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、重量％で、Ａｌ：４０～６０％、Ｓｉ：２～１０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、合金化されていない相の分率が１面積％以下である。
先ず、本発明の素地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：０．１～０．５％
Ｃは熱処理部材の強度を向上させるのに不可欠な元素である。
Ｃの含有量が０．１％未満の場合には、十分な強度を確保することが難しく、０．５％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低下するだけでなく、スポット溶接性を大きく低下させるおそれがある。
したがって、Ｃの含有量は、０．１～０．５％であることが好ましい。Ｃの含有量のより好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましい上限は０．４％である。
Ｓｉ：０．０１～２．０％
Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加され、熱間成形部材の強度に最も大きく影響を与える炭化物の生成を抑制するだけでなく、熱間成形におけるマルテンサイトの生成後にマルテンサイトラス（ｌａｔｈ）粒界に炭素を濃化させて残留オーステナイトを確保するために添加される。
Ｓｉの含有量が０．０１％未満の場合には、上記効果を期待することができないだけでなく、鋼の清浄度を確保することができず、過度なコストがかかる。これに対し、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、Ａｌめっき性を大きく低下させるおそれがある。したがって、Ｓｉの含有量の上限は、２．０％であることが好ましく、より好ましくは１．５％である。
Ｍｎ：０．１～１０％
Ｍｎは、固溶強化効果を確保することができるだけでなく、熱間成形部材におけるマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を遅くために添加される必要がある。
Ｍｎの含有量が０．０１％未満の場合には上記効果を得るのに限界がある。これに対し、Ｍｎの含有量が１０％を超えると、熱間成形工程前の鋼板の強度が高すぎるようになるため作業性が低下するだけでなく、過度な合金鉄の添加によって原価が上昇し、スポット溶接性が低下するようになるという問題がある。したがって、Ｍｎの含有量の上限は１０％であることが好ましく、より好ましくは９．０％、さらに好ましくは８．０％である。
Ｐ：０．００１～０．０５％
Ｐは、不純物であって、Ｐの含有量を０．００１％未満に制御するためには過度なコストがかかり、Ｐの含有量が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の含有量の上限は、０．０５％であることが好ましく、より好ましくは０．０３％である。
Ｓ：０．０００１～０．０２％
Ｓは、不純物であって、Ｓの含有量を０．０００１％未満に制御するためには過度なコストがかかり、Ｓの含有量が０．０２％を超えると、熱間成形部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する。したがって、Ｓの含有量の上限は、０．０２％であることが好ましく、より好ましくは０．０１％である。
Ａｌ：０．００１～１．０％
Ａｌは、Ｓｉとともに、製鋼において脱酸作用を行って鋼の清浄度を高める元素である。
Ａｌの含有量が０．００１％未満の場合には上記効果を得ることが難しく、１．０％を超えると、Ａｃ３温度が上昇しすぎるため加熱温度をさらに高める必要があるという問題がある。
Ｎ：０．００１～０．０２％
Ｎは、不純物であって、Ｎの含有量を０．００１％未満に制御するためには過度な製造コストがかかる。これに対し、Ｎの含有量が０．０２％を超えると、スラブ連続鋳造時にクラックが発生するおそれがあり、衝撃特性が低下する。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程において、原料や周囲の環境から意図されない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することができない。かかる不純物は、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。
本発明の素地鋼板は、上述した元素の他に、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上を合計で０．０１～４．０重量％さらに含むことができる。
Ｃｒ及びＭｏは、硬化能向上、析出強化の効果による強度向上、及び結晶粒微細化に寄与する元素である。Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上の合計が０．０１％未満の場合には上記効果を得ることが難しく、４．０％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、溶接性低下及びコスト上昇の問題がある。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上を合計で０．００１～０．４重量％さらに含むことができる。
Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、微細析出物の形成による熱処理部材の強度向上、結晶粒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寄与する元素である。但し、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上の合計が０．００１％未満の場合には上記効果が飽和するだけでなく、コスト上昇の問題がある。
尚、Ｂ：０．０００１～０．０１重量％をさらに含むことができる。
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されて、Ｐ又は／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の含有量が０．０００１％未満の場合には上記効果を得ることが難しく、０．０１％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、熱間圧延において脆性を引き起こす。したがって、Ｂの含有量の上限は、０．０１％であることが好ましく、より好ましくは０．００５％である。
一方、上記素地鋼板の微細組織は、特に限定する必要はないが、例えば、面積分率で、パーライト２０％以下、マルテンサイト１０％以下、球状化された炭化物１０％以下、及び残部フェライトを含むことができる。
以下、本発明の素地鋼板の表面に形成されるＡｌ－Ｆｅ合金化層について詳細に説明する。
上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、重量％で、Ａｌ：４０～６０％、Ｓｉ：２～１０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、合金化されていない相の分率が１面積％以下である。
合金化されていない相の分率が１面積％を超えると、低融点のＡｌ相が存在することを意味し、かかる低融点のＡｌ相はＴＷＢ溶接時における溶接部にＡｌ濃化相として残存するようになる。その結果、熱間成形後に低硬度相を形成することで、熱間成形部材のＴＷＢ溶接部の硬度偏差を大きくして溶接部の特性を低下させるようになる。
Ａｌ：４０～６０％
Ａｌ－Ｆｅ合金化層内のＡｌの含有量が６０％を超えると、ＴＷＢ溶接部にＡｌ濃化相が残存するようになるおそれがあり、４０％未満の場合には、最終的な熱間成形部材の耐食性が低下する。
Ｓｉ：２～１０％
めっき層のＳｉの含有量は２～１０％であることが好ましい。Ａｌ－Ｆｅめっき層は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅの含有量に応じて、様々な相で構成されることができる。このうち、Ｓｉが含まれている相は、硬度が低くめっき層の剥離を抑制するという効果があるが、スポット溶接性を低下させるおそれがある。Ｓｉの含有量が２％未満の場合には、Ｓｉが含まれている相の形成が不十分であって、めっき層の剥離が簡単に発生するおそれがある。これに対し、１０％を超えると、めっき層の抵抗が増えすぎるため、スポット溶接性を悪くするという問題がある。
このとき、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、上記素地鋼板の表面に形成され、Ｓｉを０．５～１２．０重量％含む層をなす拡散層と、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層内に形成され、Ｓｉを３．０～２０．０重量％含む層をなす中間層と、を含み、上記拡散層及び上記中間層の平均厚さの合計が１．０～１０μｍであってもよい。
上記拡散層及び中間層の厚さの合計が１．０μｍ未満の場合には、めっき層の剥離が簡単に発生するおそれがあり、１０μｍを超えると、めっき層の抵抗が増加し、スポット溶接性が低下するようになる。したがって、上記拡散層及び中間層の厚さの合計は１．０～１０μｍであることが好ましく、より好ましくは２．０～１０μｍである。
例えば、本発明のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の模式図である図４に示すように、素地鋼板の表面から拡散層、Ｆｅ２Ａｌ５が主をなす層、中間層、Ｆｅ２Ａｌ５が主をなす層が順に形成されて構成されることができる。拡散層は、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）及びαＦｅを主な構成とし、Ｓｉの含有量が０．５～１２．０重量％であり、中間層は、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）を主な構成とし、Ｓｉの含有量が３．０～２０．０重量％であることができる。ＦｅＡｌ（Ｓｉ）は、他の相に比べて硬度が低い特徴があるため、めっき層の剥離を抑制するという効果があるが、スポット溶接性を低下させるおそれがある。
また、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層上に厚さ２μｍ以下の酸化層が形成されてもよい。上記酸化層の厚さが２μｍを超えると、スポット溶接性が低下するという問題がある。ここで、酸化層の厚さとは、ＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析時における酸素濃度１０％の地点までの厚さを意味する。
また、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層の厚さは１０～６０μｍであってもよい。
Ａｌ－Ｆｅ合金化層の厚さが１０μｍ未満の場合には、耐食性を確保することが難しく、６０μｍを超えると、スポット溶接性が低下し、製造コストが増加するという問題がある。
＜ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法＞
以下、本発明の他の一側面によるＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化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によるＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化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１０００～１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ３～１０００℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を冷却してＭｓ超過７５０℃以下で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むめっき浴に浸漬してめっきする段階と、上記めっきされた熱延鋼板を下記式１を満たすようにバッチ焼鈍する段階と、を含む。
Figure 0007261822000002
上記式１において、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱温度における保持時間（時間）、ＨＲは昇温速度（℃／時間）を意味する。
以下、各段階について詳細に説明する。
＜スラブ加熱段階＞
上述した合金組成を満たすスラブを１０００～１３００℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１０００℃未満の場合には、スラブ組織が均質化されにくく、１３００℃を超えると、過度な酸化層の形成及び製造コストの上昇の問題がある。
＜熱間圧延段階＞
上記加熱されたスラブをＡｒ３～１０００℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３未満の場合には、２相域圧延になりやすく表層に混粒組織が形成され、板形状の制御が難しくなる。これに対し、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超えると、結晶粒が粗大化するという問題がある。
＜冷却及び巻取り段階＞
上記熱延鋼板を冷却してＭｓ超過７５０℃以下で巻取る。
巻取り温度がＭｓ温度（マルテンサイト変態開始温度）以下の場合には、熱延材の強度が高くなりすぎて冷間圧延が難しくなるという問題があり、７５０℃を超えると、酸化層の厚さが過度に増加し、表面酸洗が難しいという問題がある。
＜めっき段階＞
上記巻取られた熱延鋼板を、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むめっき浴に浸漬してめっきする。
Ｓｉの含有量が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くなるという問題がある。これに対し、Ｓｉの含有量が１２％を超えると、めっき浴の溶融温度が上昇し、めっき浴の管理温度を上昇させる必要があるという問題がある。めっき浴中のＦｅは、めっき過程において鋼板からめっき浴に溶解して存在するようになる。めっき浴中のＦｅの含有量を１％未満に維持するためには、溶解して排出されるＦｅを希釈させるために過度な製造コストが発生するという問題がある。これに対し、Ｆｅの含有量が４％を超えると、めっき浴中にドロスというＦｅＡｌ化合物が簡単に形成されて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。
このとき、上記めっき段階は、めっき量が片面当たり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、過度なめっき付着量によって製造原価が上昇するだけでなく、めっき量がコイル全幅及び長さ方向に均一になるようにめっきすることが簡単ではない。
一方、上記めっき段階は、めっきを行う前に、上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
ここで、冷間圧延を省略し、直ちに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。例えば、所定の目標厚さを得るために、３０～８０％の圧下率で冷間圧延することができる。
また、上記冷間圧延を行う前に、上記巻取られた熱延鋼板を４００～７００℃に加熱し、１～１００時間維持する段階をさらに含むことができる。これは、冷間圧延の負荷を軽減するためである。
尚、上記冷間圧延後に上記冷延鋼板を７００～９００℃で連続焼鈍する段階をさらに含むことができる。これは、冷間圧延後の加工硬化された組織を再結晶させることで、後続工程の生産に適した強度及び物性を確保するためである。
＜バッチ焼鈍段階＞
上記めっきされた熱延鋼板を下記式１を満たすようにバッチ焼鈍する。
Figure 0007261822000003
上記式１において、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱温度における保持時間（時間）、ＨＲは昇温速度（℃／時間）を意味する。
バッチ焼鈍前にＡｌめっきだけを行った状態において、めっき層はＡｌを主相として内部にＡｌ－Ｓｉ共晶相が分布する組織であるが、かかるめっき層にはバッチ焼鈍時におけるＦｅとの合金化を介して徐々にＦｅの含有量が高くなる様々な相が形成される。様々な相が形成されるため、正確な相を究明することは難しいが、図４及び上述内容を参照すると、素地鋼板の表面から拡散層、Ｆｅ２Ａｌ５が主をなす層、中間層、Ｆｅ２Ａｌ５が主をなす層が順に形成されて構成されることができ、拡散層は、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）及びαＦｅを主な構成とし、Ｓｉの含有量が０．５～１２．０重量％であり、中間層は、ＦｅＡｌ（Ｓｉ）を主な構成とし、Ｓｉの含有量が３．０～２０．０重量％であることができる。
式１の値が１未満の場合には、バッチ焼鈍が不十分に行われて最表層にＡｌ層が残る可能性があり、熱間成形後のめっき層内に低融点のＡｌ相の存在によってＴＷＢ溶接時における溶接部に不均一に残存するおそれもある。結果として、最終的な熱間成形後の溶接部内に低硬度相として残って溶接部を弱くするという問題を引き起こす。
これに対し、式１の値が２０を超えると、上記拡散層及び上記中間層の平均厚さの合計が増加することによって熱間成形後のスポット溶接性を低下させるという問題を有する。
このとき、上記バッチ焼鈍時における昇温速度は１～５００℃／時間の範囲、加熱温度は４５０～７５０℃の範囲、及び保持時間は１～１００時間の範囲であることができる。
昇温速度が１℃／時間未満の場合には、加熱炉雰囲気下において不純物として存在する酸素によってめっき層の表面に酸化物が過多に形成されて、熱間成形後のスポット溶接性を確保することが難しいだけでなく、生産性が大幅に低下するおそれがある。これに対し、昇温速度が５００℃／時間を超えると、めっき層の表層に合金化されていないＡｌ層が部分的に残るようになる。しかし、合金化されていないＡｌ層は、低融点相としてＴＷＢ溶接時における溶接部に不均一に残存するようになり、最終的な熱間成形後の溶接部内に低硬度相として残って溶接部を弱くするおそれがある。
加熱温度が４５０℃未満の場合には、めっき層の表層で十分な合金化が行われず、上述のように、溶接部を弱くするおそれがある。これに対し、加熱温度が７５０℃を超えると、バッチ焼鈍中に酸化物が表層に過多に生成されて、熱間成形後のスポット溶接性を低下させるおそれがある。
加熱温度における保持時間が１時間未満の場合には、めっき層が十分に合金化されることが難しく、１００時間を超えると、生産性が低下するという問題がある。
バッチ焼鈍熱処理後の冷却は、炉冷や空冷などであってもよく、特に限定しない。
このとき、上記バッチ焼鈍は、非酸化性雰囲気中で行うことができる。例えば、水素雰囲気、又は水素と窒素が混合された雰囲気中で行うことができる。
これは、バッチ焼鈍時に非酸化性雰囲気を維持することにより、コイル表面に酸化物が多量に生成されて熱間成形後のスポット溶接性が低下するという問題を防止するためである。また、酸化性雰囲気下では、バッチ焼鈍設備が酸化されて設備維持コストが上昇するだけでなく、設備の寿命を短縮させるという問題がある。
＜ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材＞
本発明のさらに他の一側面によるＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材は、上述した本発明のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接したテーラードブランクを熱間成形することによって製造され、引張強度が１３００ＭＰａ以上、溶接部の硬度偏差が１００Ｈｖ以下である。
溶接部の硬度偏差が１００Ｈｖを超えると、溶接部に破断が発生するようになってＴＷＢ溶接特性が劣化する。
このとき、上記熱間成形部材の微細組織は、引張強度が１３００ＭＰａを超える場合には特に限定しないが、上記熱間成形部材中のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の微細組織に対して、マルテンサイト又はベイナイトを主相とし、且つ部材の延性を高めるために、残留オーステナイトを３０面積％以下、フェライトは５面積％以下含むようにすることができる。ここで、フェライトが５面積％を超えると、強度が低下するだけでなく、フェライトのネットワークに沿ってクラックが簡単に伝播されるため、耐衝突性及び衝撃靭性が低下するという問題がある。
＜ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材の製造方法＞
本発明のさらに他の一側面によるＴＷＢ溶接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Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法によって製造されたＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接してテーラードブランクを製造する段階と、上記テーラードブランクを（Ａｅ３＋３０℃）～（Ａｅ３＋１５０℃）の温度範囲まで１～１０００℃／秒の昇温速度で加熱し、１～１０００秒間維持する加熱段階と、上記加熱されたテーラードブランクをプレスで成形するとともに、１～１０００℃／秒の冷却速度で冷却する熱間成形段階と、を含む。
＜テーラードブランクの製造段階＞
上述した本発明のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法によって製造されたＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接してテーラードブランクを製造する。
このとき、厚さが異なる鋼板については、テーラードブランクの製造に適用される通常の厚さ差であれば本発明の効果が現れるため、特に限定しない。例えば、１～１０ｍｍの厚さ差がある鋼板を用いることができる。
また、強度が異なる鋼板もテーラードブランクの製造に用いられる通常の鋼板を用いると、本発明の効果が現れるため、特に限定しない。
例えば、テーラードブランクの製造に用いられる通常の鋼板としては、ＨＳＬＡ鋼やＤＰ鋼などが挙げられる。
より具体的な例としては、６Ｍｎ６鋼材を用いることができる。６Ｍｎ６鋼材とは、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．４％、Ｍｎ：０．０８～１．７％、Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｔｉ：０．０９％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼板を意味する。
さらに、溶接方法も、特に限定する必要がなく、レーザー溶接、電気アーク溶接、プラズマ溶接、ＭＩＧなどの方法を用いることができる。
＜テーラードブランクの加熱段階＞
上記テーラードブランクを（Ａｅ３＋３０℃）～（Ａｅ３＋１５０℃）の温度範囲まで１～１０００℃／秒の昇温速度で加熱し、１～１０００秒間維持する。
加熱温度がＡｅ３＋３０℃未満の場合には、テーラードブランクを加熱炉から金型に移送する途中でフェライトが生成される可能性が高く、所定の強度を確保することが難しい。これに対し、Ａｅ３＋１５０℃を超えると、部材の表面に酸化物が過多に生成されてスポット溶接性を確保することが難しくなる。
昇温速度が１℃／秒未満の場合には、十分な生産性を確保することが難しいだけでなく、過度な加熱時間がかかる。また、鋼板の結晶粒サイズが大きすぎることが原因となって衝撃靭性を低下させ、部材の表面に酸化物が過多に形成されてスポット溶接性を低下させる。これに対し、昇温速度が１０００℃／秒を超えると、高コストの設備が必要となり、製造コストが増加する。
保持時間が１秒未満の場合には、温度が均一化されず、一部の炭化物の再溶解が不十分となり、部位毎の材料偏差を引き起こすおそれがある。これに対し、保持時間が１０００秒を超えると、加熱温度が上昇しすぎて、部材の表面に酸化物が過多に生成されてスポット溶接性を確保することが難しくなる。
＜熱間成形段階＞
上記加熱されたテーラードブランクをプレスで成形するとともに、１～１０００℃／秒の冷却速度で冷却する。
冷却速度が１℃／秒未満の場合には、フェライトが形成されて高強度を確保することが難しく、１０００℃／秒を超えるように制御するためには、高価な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。
したがって、本発明の好ましい一例によると、めっき層を除去しなくても、テーラードブランク製造時における溶接部の硬度が均一であるため、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材、及びその製造方法を提供することができる。
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、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない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及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
＜実施例＞
下記表１に示す成分組成を有するスラブを１１００℃に加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延して６５０℃で巻取った。その後、重量％で、Ｓｉ：８％、Ｆｅ：２％、残部Ａｌ及び不可避不純物を含むめっき浴に浸漬してめっきした後、下記表２に記載された条件でバッチ焼鈍し、Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を製造した。
次に、Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板のＡｌ－Ｆｅ合金化層を分析して、下記表２に記載した。
また、Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板のめっき層剥離の有無についての実験を行い、その結果を下記表２に記載した。めっき層剥離の有無は、Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を３ｍｍの曲率半径で内側の角度が６０°になるようにＶ字曲げを行い、曲げ部に透明テープを貼り付けてから脱着して、めっき層に剥離が発生したか否かを目視で観察して判断した。
上記Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さが同一の６Ｍｎ６鋼材（重量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ａｌ：０．０３％、Ｔｉ：０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼板）とレーザー溶接してテーラードブランクを製造し、９００℃に加熱して６分間維持した後、平板金型で熱間成形して熱間成形部材を製造した。
上記熱間成形部材に対して、引張試験、溶接部引張試験、及び溶接部硬度試験を行った。硬度試験の場合には、荷重１００ｇのマイクロビッカース試験を介して溶接部の板厚１／４ｔから３／４ｔの領域における１０点を分析した。
溶接部の硬度偏差は、溶接部の平均硬度から最小硬度を引いた値で測定した。
スポット溶接性は、ＩＳＯ １８２７８－２の方法を介して評価した溶接電流範囲が１ｋＡ以上であればＯ、１ｋＡ未満であればＸで示した。
Figure 0007261822000004
Figure 0007261822000005
Figure 0007261822000006
上記表２において、式１は、以下のとおりである。
Figure 0007261822000007
ここで、上記式１及び表２において、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱温度における保持時間（時間）、ＨＲは昇温速度（℃／時間）を意味する。
上記表２において、表層酸化層の厚さとは、ＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）分析を介して得られた酸素濃度プロファイルにおいて酸素濃度が１０ｗｔ％である地点までの厚さを意味する。
素地鋼板の表面に形成され、Ｓｉを０．５～１２．０重量％含む層をなす拡散層と、上記Ａｌ－Ｆｅ合金化層内に形成され、Ｓｉを３．０～２０．０重量％含む層をなす中間層と、のそれぞれの厚さの平均値を求め、それぞれの厚さの平均値を合わせて上記表２に記載した。
上記表２において、めっき層剥離の有無に関連し、「○」はめっき層剥離が発生したことを意味し、「Ｘ」はめっき層剥離が発生していないことを意味する。
Figure 0007261822000008
Figure 0007261822000009
本発明の条件を満たす発明例の場合には、熱間成形後に１３００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができ、Ａｌ－Ｆｅ合金化層の合金化されていない相の分率が１面積％以下であることが分かる。また、Ａｌ－Ｆｅめっき層のＡｌの含有量が４０～６０％とＴＷＢ溶接時における溶接部にＡｌ濃化相が形成されず、熱間成形後のＴＷＢ溶接部の硬度偏差が１００Ｈｖ以下であることから、溶接部の引張試験の結果、溶接部の破断がなく６Ｍｎ６母材部において破断が起こり、ＴＷＢ溶接特性に優れることが分かる。これにより、本発明の条件を満たす発明例の場合には、熱間成形前にめっき層剥離が発生しないことを確認することができる。
比較例である１番の場合には、バッチ焼鈍が行われていないため、ＴＷＢ溶接特性が低下したことが分かる。
比較例である２～４番の場合には、式１の値が１未満と合金化されていない相の分率が１面積％を超え、低融点のＡｌ相の存在によってＴＷＢ溶接時における溶接部にＡｌ濃化相が残存し、熱間成形後に低硬度相を形成したことが分かる。これにより、ＴＷＢ溶接部の硬度偏差が１００Ｈｖを超え、溶接部の引張試験の結果、溶接部において破断が発生した。
比較例である２～４番、及び７番の場合には、拡散層及び中間層の平均厚さの合計が１μｍ未満であるため、熱間成形前のめっき層に剥離現象が発生した。
比較例の９番の場合には、大気雰囲気においてバッチ焼鈍を行い、結果として、バッチ焼鈍過程中で形成された表層酸化層が厚くなって熱間成形部材のスポット溶接性が不良であった。
比較例である１２、１５、及び１９番の場合には、式１の値が２０を超え、結果として、拡散層及び中間層の厚さが増加して溶接性に劣り、熱間成形部材のスポット溶接性が不良であった。
比較例である２４及び２５番の場合には、ＴＷＢ溶接部の特性及びスポット溶接性などに優れているが、Ｃ又はＭｎの含有量が本発明の範囲に達していないため、熱間成形部材の引張強度が１３００ＭＰａ未満であった。
図１は式１とＴＷＢ溶接部の硬度偏差との関係を示すグラフであって、式１が本発明で提示した範囲を満たす場合にはＴＷＢ溶接特性に優れることが分かる。
図２は試験番号１及び６の熱間成形部材のＴＷＢ溶接部に対するＡｌ分布のＥＰＭＡ分析結果を示す図である。比較例（１番）の場合には、ＴＷＢ溶接部にＡｌの含有量が高い相（赤色）が不均一に分布することが確認でき、発明例（６番）の場合には、溶接部のＡｌの含有量が均一に分布することが確認できる。
図３は試験番号１及び６の熱間成形部材の引張試験による破断形状を撮影した写真である。比較例（１番）の場合には破断位置が溶接部であり、発明例（６番）の場合には破断位置が母材であることから、発明例（６番）がＴＷＢ溶接特性に優れることが分かる。
以上、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において本発明を多様に修正及び変更できることを理解することができる。

Claims (16)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる素地鋼板と、
    前記素地鋼板の表面に形成されるＡｌ－Ｆｅ合金化層と、を含み、
    前記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、重量％で、Ａｌ：４７～５６．７％、Ｓｉ：２～１０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
    前記Ａｌ－Ｆｅ合金化層は、
    前記素地鋼板の表面に形成され、Ｓｉを０．５～１２．０重量％含み、層をなす拡散層と、前記Ａｌ－Ｆｅ合金化層内に形成され、Ｓｉを３．０～２０．０重量％含み、層をなす中間層と、を含み、
    前記拡散層及び前記中間層の平均厚さの合計が２．８～１０μｍであり、
    前記Ａｌ－Ｆｅ合金化層上に０．８５μｍ以下の酸化層が形成される、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  2. 前記素地鋼板は、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上を合計で０．０１～４．０重量％さらに含む、請求項１に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  3. 前記素地鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上を合計で０．００１～０．４重量％さらに含む、請求項１に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  4. 前記素地鋼板は、Ｂ：０．０００１～０．０１重量％をさらに含む、請求項１に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  5. 前記素地鋼板の微細組織は、面積分率で、パーライト２０％以下、マルテンサイト１０％以下、球状化された炭化物１０％以下、及び残部フェライトを含む、請求項１に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  6. 前記Ａｌ－Ｆｅ合金化層の厚さは１０～６０μｍである、請求項１に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板。
  7. 請求項１から６のいずれか１項に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法であって、
    重量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００～１３００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブをＡｒ３～１０００℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を冷却し、Ｍｓ超過７５０℃以下で巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を、重量％で、Ｓｉ：６～１２％、Ｆｅ：１～４％、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるめっき浴に浸漬してめっきする段階と、
    前記めっきされた熱延鋼板を下記式１を満たすようにバッチ焼鈍する段階と、を含み、
    前記バッチ焼鈍する段階は非酸化性雰囲気で行う、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
    Figure 0007261822000010
    （前記式１において、Ｔは加熱温度（℃）、ｔは加熱温度における保持時間（時間）、ＨＲは昇温速度（℃／時間）を意味する。）
  8. 前記スラブは、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上を合計で０．０１～４．０重量％さらに含む、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記スラブはＴｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上を合計で０．００１～０．４重量％さらに含む、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記スラブはＢ：０．０００１～０．０１重量％をさらに含む、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  11. 前記めっきする段階は、めっき量が片面当たり３０～１３０ｇ／ｍ２となるように行う、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記めっきする段階は、めっきを行う前に、前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階をさらに含む、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  13. 前記バッチ焼鈍時における昇温速度は１～５００℃／時間の範囲、加熱温度は４５０～７５０℃の範囲、及び保持時間は１～１００時間の範囲である、請求項７に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の製造方法。
  14. 請求項１から請求項６のいずれか一項のＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接したテーラードブランクを熱間成形することを含み、
    前記厚さ又は強度が異なる鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．４％、Ｍｎ：０．０８～１．７％、Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｔｉ：０．０９％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板であり、
    引張強度が１３００ＭＰａ以上、及び溶接部の硬度偏差が１００Ｈｖ以下である、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材の製造方法。
  15. 前記熱間成形部材のうちＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板の微細組織は、マルテンサイト又はベイナイトを主相とし、且つ残留オーステナイトを３０面積％以下、フェライトは５面積％以下含む、請求項１４に記載のＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材の製造方法。
  16. 請求項７から請求項１３のいずれか一項によって製造されたＡｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板を厚さ又は強度が異なる鋼板と溶接してテーラードブランクを製造する段階と、
    前記テーラードブランクを（Ａｅ３＋３０℃）～（Ａｅ３＋１５０℃）の温度範囲まで１～１０００℃／秒の昇温速度で加熱し、１～１０００秒間維持する加熱段階と、
    前記加熱されたテーラードブランクをプレスで成形するとともに、１～１０００℃／秒の冷却速度で冷却する熱間成形段階と、を含み、
    前記強度が異なる鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．４％、Ｍｎ：０．０８～１．７％、Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｔｉ：０．０９％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板である、ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形部材の製造方法。
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