JPWO2013133270A1 - ホットスタンプ用鋼板及びその製造方法並びにホットスタンプ鋼材 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２６％、Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．１％以下、Ｏ：０．００１〜０．０２％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｗ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満かつ最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とする、ホットスタンプ後の鋼材に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保し、さらには容易に実施しうるホットスタンプ鋼材。
Description
本発明は、ホットスタンプ用鋼板およびその製造方法並びにホットスタンプ鋼材に関する。
自動車などの輸送機器分野では、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。例えば、自動車では、車体質量を増加させることなく、衝突安全性の向上や高機能化を図り、さらには燃費を向上させて二酸化炭素の排出量を削減することを命題に、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の使用拡大の流れの中で最大の問題は、鋼板の強度を高めることに伴って生じやすくなる、いわゆる「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から発生しやすくなるものであって、この現象によって、所望の形状を得ることが容易ではなくなるという高強度鋼板特有の新たな問題が生じる。
これを解決するには、形状凍結性の劣化が問題とならない低強度材では不要な加工工程（例えば、リストライク）をさらに追加的に行ったり、製品形状を変更したりすることが、通常の高強度鋼板の成型法では必要になる。
こうした状況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法が注目されるに至った。ホットスタンプ法は、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、成型を容易にするために被加工材の強度を下げた状態で、被加工材の温度に比べて低温（例えば、室温）の金型で成形することにより、容易に所望形状を付与することができると同時に、被加工材と金型間の温度差を利用した急冷熱処理（焼入れ）を行って、成形後の製品の強度を高め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、適用を検討される鋼材も多岐にわたってきた。その中には、例えば、自動車の足回り部品のように、厳しい腐食環境下で使用される鋼材や、他の部品の取り付けを目的として穿孔部を形成した鋼材などがある。このため、ホットスタンプ法により得られる鋼材には、強度のみならず耐水素脆化特性も要求されるようになってきた。
これは、鋼材の高強度化にともなって耐水素脆化特性が低下することが一般に知られているところ、ホットスタンプ法により得られる鋼材は一般に高い強度を有しているため、上述した鋼材への適用に際して、腐食環境に曝されることによって鋼中への水素の侵入が促進されることや、穿孔等の加工を施すことに伴って大きな残留応力が生じることにより、水素脆化が生じる可能性が高まるからである。
斯かる観点から、ホットスタンプ法によって高強度化した鋼材においても、耐水素脆化特性の確保を目的とした技術が提案されている。例えば、特許文献１には、平均の粒径が所定の範囲内にあるＭｇの酸化物、硫化物、複合晶出物、及び、複合析出物の内の１種又は２種以上を、所定の密度で含有させることで遅れ破壊を抑制する特性（耐水素脆化特性と同義）を有する鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２には、打ち抜き（穿孔）をホットスタンプのための加熱後で、かつ、プレス前の高温状態（熱間）で行うことで打ち抜き性を改善し、それによって耐遅れ破壊特性の改善を図る技術が開示されている。
特許文献１に開示された技術は、優れた技術であるものの、一般には含有させることが容易ではないＭｇを鋼中に存在させ、かつ、それを含む生成物を高度に制御するものであるため、より容易に実施しうる技術が望まれる。
また、特許文献２に開示された技術は、打ち抜き（穿孔）をホットスタンプのための加熱後で、かつ、プレス前の高温状態（熱間）で行うという、熱間での穿孔を前提とした技術である。このため、ホットスタンプ後の鋼材において高い寸法精度を確保することができない。また、当該技術により成形可能な形状は制約される。したがって、特許文献２に開示された技術によりホットスタンプ法の適用範囲（部品）の拡大を図ることは困難である。
このように、ホットスタンプ後に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保し、かつ、容易に実施しうる技術は、これまで提案されていない。
そこで、本発明は、ホットスタンプ後の鋼材に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保し、さらには容易に実施しうるホットスタンプ用鋼板およびその製造方法並びにホットスタンプ鋼材を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく以下のごとく鋭意研究を重ねた。
本発明者らは、鋼中に生成させることが比較的容易な、Ｍｎを含有する介在物およびＭｎ酸化物に着目し、これらを拡散性水素および非拡散性水素のトラップサイトとして機能させることにより、良好な耐水素脆化特性を確保することを新たに着想した。
本発明者らは、鋼中に生成させることが比較的容易な、Ｍｎを含有する介在物およびＭｎ酸化物に着目し、これらを拡散性水素および非拡散性水素のトラップサイトとして機能させることにより、良好な耐水素脆化特性を確保することを新たに着想した。
そして、種々の製造条件によりホットスタンプ用鋼板を作成してホットスタンプ法を施し、得られた鋼材について、基本的な特性である強度および延性の調査に加えて耐水素脆化特性および靭性の調査を行った。その結果、Ｍｎを含有する介在物の濃度および所定サイズのＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を高めることにより、ホットスタンプ後の鋼材において良好な耐水素脆化特性を確保することができることを新たに知見した。
その一方で、Ｍｎを含有する介在物の濃度を過度に高めると、ホットスタンプ後の鋼材において靭性の低下が顕在化するとの課題を新たに知見した。すなわち、Ｍｎを含有する介在物の濃度を所定の範囲内とするとともに、所定のサイズのＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数密度を所定の値以上とすることにより、ホットスタンプ後の鋼材に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保するとともに良好な靭性を確保することが可能となることを新たに知見したのである。
そして、ホットスタンプ用鋼板の製造条件において、熱間圧延工程における巻取温度を従来よりも高温化するとともに冷間圧延を施すことにより、Ｍｎを含有する介在物の濃度を所定の範囲内とするとともに、所定サイズのＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を所定の値以上とすることが可能となることをも新たに知見したのである。
本発明は、上記新知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。
（２）上記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（３）上記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ用鋼板。
（４）表面に厚さ５０μｍ以下の溶融アルミニウムめっき層を有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
（５）表面に厚さ３０μｍ以下の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
（６）表面に厚さ４５μｍ以下の合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
（７）質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程とを含むことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程とを含むことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（８）上記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（９）上記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（１０）上記（７）〜（９）のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して鋼板表面に溶融アルミニウムめっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（１１）上記（７）〜（９）のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（１２）上記（７）〜（９）のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬したのちに６００℃以下の温度域に加熱して鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
（１３）質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ鋼材。
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ鋼材。
（１４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１３）に記載のホットスタンプ鋼材。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１３）に記載のホットスタンプ鋼材。
（１５）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１３）または（１４）に記載のホットスタンプ鋼材。
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１３）または（１４）に記載のホットスタンプ鋼材。
本発明によれば、ホットスタンプ後に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保することができるとともに実施が容易であるので、ホットスタンプ法の適用範囲（部品）の拡大を図ることが可能となる。
（１）化学組成
本発明に係るホットスタンプ用鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）およびホットスタンプ鋼材（以下、「本発明鋼材」ともいう。）の化学組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明における「％」は「質量％」を意味する。
本発明に係るホットスタンプ用鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）およびホットスタンプ鋼材（以下、「本発明鋼材」ともいう。）の化学組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明における「％」は「質量％」を意味する。
＜Ｃ：０．１８〜０．２６％＞
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。Ｃ含有量が０．１８％未満では、ホットスタンプ後において１５００ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１８％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．２６％超では、ホットスタンプ後における延性が乏しくなり、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２６％以下とする。
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。Ｃ含有量が０．１８％未満では、ホットスタンプ後において１５００ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１８％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．２６％超では、ホットスタンプ後における延性が乏しくなり、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２６％以下とする。
＜Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下＞
Ｓｉは、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を制御する上で重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％以下では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に促進され、Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．２５％以上となり、靭性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％超とする。一方、Ｓｉ含有量が０．０５％超では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満となり、良好な耐水素脆化特性を安定して得ることが難しい。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。
Ｓｉは、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を制御する上で重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％以下では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に促進され、Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．２５％以上となり、靭性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％超とする。一方、Ｓｉ含有量が０．０５％超では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満となり、良好な耐水素脆化特性を安定して得ることが難しい。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以下とする。
＜Ｍｎ：１．０〜１．５％＞
Ｍｎは、本発明において最も重要な元素である。Ｍｎは、鋼中にＭｎを含有する介在物を形成することにより、耐水素脆性を高める作用を有する。また、介在物を形成しなかった残りのＭｎは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、Ｍｎを含有する介在物の濃度を０．０１０質量％以上とすることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に不利となり、加えて、Ｍｎの偏析に起因する機械特性の低下を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。
Ｍｎは、本発明において最も重要な元素である。Ｍｎは、鋼中にＭｎを含有する介在物を形成することにより、耐水素脆性を高める作用を有する。また、介在物を形成しなかった残りのＭｎは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、Ｍｎを含有する介在物の濃度を０．０１０質量％以上とすることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に不利となり、加えて、Ｍｎの偏析に起因する機械特性の低下を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。
＜Ｐ：０．０３％以下＞
Ｐは、一般に不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０３％超では熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、一般に不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０３％超では熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
＜Ｓ：０．０２％以下＞
Ｓは、一般に不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０２％超では、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓは、一般に不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０２％超では、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．０００５％以上とすることが好ましい。
＜Ａｌ：０．００１〜０．５％＞
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、十分な脱酸を行うことが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５％超では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、後述するＭｎ酸化物の比率を確保することが困難となり、良好な耐水素脆化特性を確保することが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、十分な脱酸を行うことが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５％超では、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、後述するＭｎ酸化物の比率を確保することが困難となり、良好な耐水素脆化特性を確保することが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
＜Ｎ：０．１％以下＞
Ｎは、一般に不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が０．１％超では、後述する任意元素であるＴｉやＢと容易に結合して消費してしまい、それらの元素の作用効果を減じてしまう。したがって、Ｎ含有量は０．１％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎは、一般に不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が０．１％超では、後述する任意元素であるＴｉやＢと容易に結合して消費してしまい、それらの元素の作用効果を減じてしまう。したがって、Ｎ含有量は０．１％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、過度の低減は製鋼工程に多大な負荷をかけるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
＜Ｏ：０．００１０〜０．０２０％＞
Ｏは、鋼中にＭｎ酸化物を形成し、拡散性水素および非拡散性水素のトラップサイトとして機能し、耐水素脆化特性を高める作用を有する。Ｏ含有量が０．００１０％未満では、Ｍｎ酸化物の生成が十分に促進されず、Ｍｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満となり、良好な耐水素脆化特性を安定して得られない。したがって、Ｏ含有量は０．００１０％以上とする。一方、Ｏ含有量が０．０２０％超では、鋼中に粗大な酸化物を形成して、鋼材の機械的特性を劣化させる。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｏは、鋼中にＭｎ酸化物を形成し、拡散性水素および非拡散性水素のトラップサイトとして機能し、耐水素脆化特性を高める作用を有する。Ｏ含有量が０．００１０％未満では、Ｍｎ酸化物の生成が十分に促進されず、Ｍｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満となり、良好な耐水素脆化特性を安定して得られない。したがって、Ｏ含有量は０．００１０％以上とする。一方、Ｏ含有量が０．０２０％超では、鋼中に粗大な酸化物を形成して、鋼材の機械的特性を劣化させる。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。
本発明鋼板および本発明鋼材は、上記成分組成を必須の成分組成とするが、必要に応じて、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕの１種または２種以上を含有させることができる。
＜Ｃｒ：０〜２．０％＞、＜Ｂ：０〜０．０１％＞、＜Ｍｏ：０〜１．０％＞、＜Ｗ：０〜０．５％＞、＜Ｖ：０〜０．５％＞、＜Ｎｉ：０〜５．０％＞
これらの元素は、いずれも焼入れ性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｂについては、上記上限値を超えて含有させると熱間加工性の劣化と延性の低下をもたらす。また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉについては、上記上限値を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利になる。したがって、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉの含有量の上限値はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とするか、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉのいずれかの元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延鋼板の表面性状の劣化を抑制する作用を有するので、後述するＣｕを含有させる場合には、Ｎｉも含有させることが好ましい。
これらの元素は、いずれも焼入れ性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｂについては、上記上限値を超えて含有させると熱間加工性の劣化と延性の低下をもたらす。また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉについては、上記上限値を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利になる。したがって、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉの含有量の上限値はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とするか、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＶおよびＮｉのいずれかの元素の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延鋼板の表面性状の劣化を抑制する作用を有するので、後述するＣｕを含有させる場合には、Ｎｉも含有させることが好ましい。
＜Ｔｉ：０〜０．５％＞、＜Ｎｂ：０〜０．５％＞、＜Ｃｕ：０〜１．０％＞
Ｔｉ、ＮｂおよびＣｕは、いずれも強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．５％を超えると、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、後述するＭｎ酸化物の比率を確保することが困難となり、良好な耐水素脆化特性を確保することが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０．５％とする。また、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると、熱間圧延の制御性を損ねる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．５％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間圧延鋼板の表面性状を損ねる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上およびＣｕ：０．０１％以上のいずれかを含有させることが好ましい。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合して窒化物を形成することにより、Ｂが窒化物の形成によって浪費されるのを抑制し、Ｂによる作用効果をより高めることを可能にするので、上述したＢを含有させる場合にはＴｉも含有させることが好ましい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＣｕは、いずれも強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．５％を超えると、Ｍｎ酸化物の生成が過度に抑制され、後述するＭｎ酸化物の比率を確保することが困難となり、良好な耐水素脆化特性を確保することが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０．５％とする。また、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると、熱間圧延の制御性を損ねる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．５％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間圧延鋼板の表面性状を損ねる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上およびＣｕ：０．０１％以上のいずれかを含有させることが好ましい。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合して窒化物を形成することにより、Ｂが窒化物の形成によって浪費されるのを抑制し、Ｂによる作用効果をより高めることを可能にするので、上述したＢを含有させる場合にはＴｉも含有させることが好ましい。
残部はＦｅおよび不純物である。
（２）介在物
次に、本発明鋼板および本発明鋼材における、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合に関する限定理由について説明する。
次に、本発明鋼板および本発明鋼材における、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合に関する限定理由について説明する。
＜Ｍｎを含有する介在物の濃度：０．０１０質量％以上０．２５質量％未満＞
Ｍｎを含有する介在物は、後述する最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合とともに、水素脆化の抑制に重要な役割を果たす。Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０％未満では、良好な耐水素脆化特性を得ることが困難である。したがって、Ｍｎを含有する介在物の濃度は０．０１０％以上とする。一方、Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．２５％以上では、靭性の低下をもたらす場合がある。したがって、Ｍｎを含有する介在物の濃度は０．２５％未満とする。
Ｍｎを含有する介在物は、後述する最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合とともに、水素脆化の抑制に重要な役割を果たす。Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０％未満では、良好な耐水素脆化特性を得ることが困難である。したがって、Ｍｎを含有する介在物の濃度は０．０１０％以上とする。一方、Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．２５％以上では、靭性の低下をもたらす場合がある。したがって、Ｍｎを含有する介在物の濃度は０．２５％未満とする。
なお、Ｍｎを含有する介在物の濃度は次の手順で求めるものである。すなわち、メタノールにアセチルアセトンとテトラメチルアンモニウムとを溶解した電解液中で鋼板を定電流電解し、孔径０．２μｍのフィルターを用いて回収した残さの質量を電解量（電解によって減少した鋼板の質量）で除し、百分率で表記するため１００を乗じる。なお、上記電解法で抽出した介在物がＭｎを含有していることは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）のＥＤＳ（エネルギー分散Ｘ線分光法）分析にて確認した。
＜最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合：１０．０％以上＞
最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合は、上述したＭｎを含有する介在物とともに、水素脆化の抑制に重要な役割を果たす。最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満では、良好な耐水素脆化特性を得ることが困難である。したがって、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合は１０．０％以上とする。
最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合は、上述したＭｎを含有する介在物とともに、水素脆化の抑制に重要な役割を果たす。最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％未満では、良好な耐水素脆化特性を得ることが困難である。したがって、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合は１０．０％以上とする。
なお、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物の数に占めるＭｎ酸化物の個数割合は次の手順で求めるものである。ＳＥＭを用いて鋼板の断面を観察し、最大の長さ（例えば、介在物が矩形であれば長辺の長さ、楕円形であれば長径の長さ）が１．０〜４．０μｍの介在物を選択して、調査対象とする。これらの介在物についてＥＤＳ分析し、Ｍｎからの特性Ｘ線とＯ（酸素）からの特性Ｘ線とが同時に検出されるものをＭｎ酸化物と判定した。そして、調査個数の合計が５００個を超えるまで、複数視野で観察・分析を行い、全調査個数に占めるＭｎ酸化物の個数割合をもって、Ｍｎ酸化物の個数割合とする。
ここで、調査対象とする介在物の最大長さを１．０μｍ以上とするのは、それより小さい介在物では、ＥＤＳによる構成元素の分析精度が不十分となるからである。また、調査対象とする介在物の最大長さを４．０μｍ以下とするのは、それより大きい介在物は、複数の異なる介在物の合体などであり、ＥＤＳ分析箇所により構成元素（の組み合わせ）が一義的に定まらないからである。
（３）めっき層
本発明鋼板および本発明鋼材は、表面に、耐食性の向上等を目的としてめっき層を形成して表面処理鋼板または表面処理鋼材としてもよい。めっき層は溶融めっき層であってもよく電気めっき層であってもよい。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。
本発明鋼板および本発明鋼材は、表面に、耐食性の向上等を目的としてめっき層を形成して表面処理鋼板または表面処理鋼材としてもよい。めっき層は溶融めっき層であってもよく電気めっき層であってもよい。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。
耐水素脆化性および靭性の観点からはめっき層の厚みは特に制限されない。しかし、本発明鋼板については、プレス成形性の観点からめっき層の厚みの上限を制限することが好ましい。例えば、溶融アルミニウムめっきの場合には、耐かじり性の観点からめっき層の厚みを５０μｍ以下とすることが好ましく、溶融亜鉛めっきの場合には、金型へのＺｎの凝着を抑制する観点からめっき層の厚みを３０μｍ以下とすることが好ましく、合金化溶融亜鉛めっきの場合には、合金層の割れの発生を抑制する観点からめっき層の厚みを４５μｍ以下とすることが好ましい。一方、耐食性の観点からめっき層の厚みの下限を制限することが好ましい。例えば、溶融アルミニウムめっきや溶融亜鉛めっきの場合には、めっき層の厚みを５μｍ以上とすることが好ましく、１０μｍ以上とすることがさらに好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの場合には、めっき層の厚みを１０μｍ以上とすることが好ましく、１５μｍ以上とすることがさらに好ましい。
（４）本発明鋼板の製造方法
本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板は、上記化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程とを含む製造方法により製造することができる。ここで、鋼片を製造する際の製鋼条件および鋳造条件ならびに熱延鋼板に施す冷間圧延の条件は常法によればよい。また、熱延鋼板を冷間圧延に供する前に施す酸洗も常法によればよい。
本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板は、上記化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程とを含む製造方法により製造することができる。ここで、鋼片を製造する際の製鋼条件および鋳造条件ならびに熱延鋼板に施す冷間圧延の条件は常法によればよい。また、熱延鋼板を冷間圧延に供する前に施す酸洗も常法によればよい。
上述した介在物の形態は、上記化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取った熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施すことにより得られる。したがって、ホットスタンプ後の耐水素脆化特性および靭性の観点からは冷間圧延後の再結晶焼鈍は不要である。しかし、ホットスタンプに供する前に施すブランキングや予成形等の加工性の観点からは、冷間圧延後に再結晶焼鈍を施して軟質化を図ることが好ましい。また、再結晶焼鈍後に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせてもよい。溶融めっきを施す場合には、連続溶融めっき設備を用いて再結晶焼鈍に続いて溶融めっき処理を施すことが好ましい。
上述した製造方法により、良好な耐水素脆化特性および靭性を有するホットスタンプ鋼材を得ることが可能なホットスタンプ用鋼板が得られる理由は必ずしも明らかではないが、冷間圧延に供する前の熱間圧延鋼板におけるセメンタイトの生成状況とミクロ組織とが関係しているものと考えられる。すなわち、セメンタイトは、熱間圧延工程の後工程である冷間圧延工程において、他の介在物とともに破砕されるが、その大きさ如何で、破砕後の大きさや分散状況、また、鋼との間の空隙の生成状況が異なってくる。また、ミクロ組織は、どのような強度（硬度）を有するミクロ組織とするかによって、介在物との硬度差が異なり、このことが、やはり、介在物と空隙の状況に影響する。さらにまた、セメンタイト、ミクロ組織のいずれも、破砕されずに変形する介在物の状況にも影響する。
本発明者らは、上記化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取ること、および、このようにして得られた熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施すことにより、セメンタイトの生成状況とミクロ組織とが絶妙に組み合わされた結果、上述した介在物の形態を確保することが可能となり、良好な耐水素脆化性と靭性とが得られると推定している。
耐水素脆化性と靭性の両立の観点からは、巻取温度の上限は特に制限されない。しかし、熱延鋼板の結晶粒径の粗大化を抑制して伸びなどの機械的性質の異方性を低減する観点、または、スケール厚さの増加を抑制して酸洗の負荷を軽減する観点から、巻取温度は８５０℃以下とすることが好ましい。また、冷間圧延工程における圧下率は、設備の能力と熱間圧延鋼板の板厚とに応じて適宜選択すればよい。
上記以外の製造条件は、耐水素脆化特性および靭性にほとんど影響しない。例えば、熱間圧延工程においては、熱間圧延に供する鋼片の温度は１２００〜１２５０℃、圧下率は３０〜９０％、仕上温度は９００℃前後で選択できる。
再結晶焼鈍を施す場合、焼鈍温度は７００〜８５０℃とすることが適度な軟質化を図る観点からは望ましいが、他の機械的性質に特徴を持たせる目的で７００℃未満としてもよいし、８５０℃超としてもよい。再結晶焼鈍後は、そのまま室温まで冷却してもよいし、室温までの冷却過程において溶融めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融めっき層を形成してもよい。
溶融めっきが溶融アルミニウムである場合には、溶融アルミニウムめっき浴中に０．１〜２０％のＳｉを含有させてもよい。溶融アルミニウムめっき層中に含有されるＳｉは、ホットスタンプ前の加熱中に生じるＡｌとＦｅとの反応に影響を及ぼす。上記反応を適度に抑制することによりめっき層自身のプレス成形性を確保する観点からは、浴中のＳｉ含有量を１％以上とすることが好ましく、３％以上とすることがさらに好ましい。一方、上記反応を適度に促進することによりプレス金型へのＡｌの付着を抑制する観点からは、浴中のＳｉ含有量を１５％以下とすることが好ましく、１２％以下とすることがさらに好ましい。
溶融めっきが溶融亜鉛めっきである場合には、溶融亜鉛めっき浴に浸漬したのちに室温まで冷却し、溶融めっきが合金化溶融亜鉛めっきである場合には、溶融亜鉛めっき浴に浸漬したのちに６００℃以下の温度域に加熱して合金化処理を施し、その後、室温まで冷却する。溶融亜鉛めっき浴中には０．０１〜３％のＡｌを含有させてもよい。ＡｌはＺｎとＦｅとの反応に影響を及ぼす。溶融めっきが溶融亜鉛めっきである場合には、ＦｅとＡｌとの反応層によりＺｎとＦｅの相互拡散を抑制することができる。また、溶融めっきが溶融亜鉛めっきである場合には、加工性やめっき密着性などの観点から好適なめっき組成に制御するために活用できる。Ａｌによるこれらの作用効果は、溶融亜鉛めっき浴中Ａｌ濃度を０．０１〜３％とすることで発現する。したがって、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は、製造する設備の能力や目的に応じて選択すればよい。
（５）本発明鋼材の製造方法
本発明鋼材は、本発明鋼板に常法によりホットスタンプを施すことにより得ることができる。
本発明鋼材は、本発明鋼板に常法によりホットスタンプを施すことにより得ることができる。
尚、上述したところは、この発明の実施形態の例を示したにすぎず、特許請求の範囲において種々の変更を加えることができる。
以下の実施例おいて共通する試験として、耐水素脆化特性を評価するための水素脆化促進試験と限界拡散性水素量の測定の内容および靭性の評価するためのシャルピー衝撃試験の内容をまず説明する。
拡散性水素の試験片（鋼板）中への導入は、電解液中での陰極チャージ法で行った。すなわち、試験片を陰極、試験片の周囲に配した白金電極を陽極とし、両者の間に所定の電流密度で通電して、試験片の表面に水素を発生させ、試験片内部への拡散を促した。電解液は、純水に、ＮＨ4ＳＣＮ及びＮａＣｌを、それぞれ０．３％及び３％溶解させた水溶液とした。
拡散性水素の試験片（鋼板）中への導入は、電解液中での陰極チャージ法で行った。すなわち、試験片を陰極、試験片の周囲に配した白金電極を陽極とし、両者の間に所定の電流密度で通電して、試験片の表面に水素を発生させ、試験片内部への拡散を促した。電解液は、純水に、ＮＨ4ＳＣＮ及びＮａＣｌを、それぞれ０．３％及び３％溶解させた水溶液とした。
水素脆化をもたらすもう一方の要素である残留応力に相当する張力は、重錘を用いた「てこ式」定荷重試験機（以下「定荷重試験」といい、試験片を「定荷重試験片」という。）により加えた。定荷重試験片には切り欠きを設けた。試験片が破断に至るまでの時間を記録し、破断後、速やかに回収した。電解液を除去し、直ちに、ガスクロマトグラフを用いて昇温式水素分析法で拡散性水素量を測定した。室温から２５０℃までの累積放出量をもって、拡散性水素量とした。
付加する張力を一定とし、電流密度を変化させることで、図１に示すような拡散性水素量と破断までの時間の関係が求められる。ここで、矢印付きの「○」は、予め設定した時間を経過しても試験片が破断に至らなかったことを示すもので、設定時間として、９６時間を採用した。破断した試験片（図１中の「●」）の拡散性水素量の最小値Ｈｍｉｎと、未破断試験片の拡散性水素量の最大値Ｈｍａｘの中央値を限界拡散性水素量Ｈｃと定義する。即ち、Ｈｃ＝（Ｈｍｉｎ＋Ｈｍａｘ）／２である。なお、特許文献３（特開２００６−２９９７７号公報）に、類似の試験方法が開示されている。
表面にめっきを施した鋼板の耐水素脆化特性は、クリアランスを変化させて行った穿孔試験の穴壁を観察して、クラック発生の有無により評価した。即ち、板厚ｔ（ｍｍ）の鋼板に、１０ｍｍφの穿孔を行うに際し、パンチの直径Ｄｐは１０ｍｍ一定とし、ダイの内径Ｄｉを変化させて、クリアランス＝（Ｄｉ−Ｄｐ）／２ｔ×１００を５〜３０％の範囲とし、穴壁におけるクラック発生の有無を調べ、クラックの発生が認められなかった鋼板を、耐水素脆化特性に優れた鋼板とした。なお、穿孔は、一つのクリアランスに付き５個以上とし、全ての穴壁部を調べた。
靭性の評価は、めっきの有無によらず、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験によって行った。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０２の４号試験片の形状を準用し、試験片の厚さは、評価しようとする鋼板に応じて、各々決定した。−１２０℃から２０℃までの範囲で試験を行い、延性脆性遷移温度を決定した。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これらの鋼片を１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８７０〜９２０℃で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とした。巻取温度は７００℃とした。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延を施して、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃の温度域に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。
表１に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これらの鋼片を１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８７０〜９２０℃で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とした。巻取温度は７００℃とした。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延を施して、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃の温度域に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。
各供試材から５０×５０ｍｍの試験片を採取し、メタノールにアセチルアセトンとテトラメチルアンモニウムを溶解させた電解液中で、定電流電解を行なった。電流値は５００ｍＡ、電解時間は４時間とした。孔径０．２μｍのフィルターを用いて回収した残さの質量を電解量で除し、百分率で表記した。このようにして、Ｍｎを含有する介在物の濃度を求めた。
供試材の断面をＳＥＭ観察し、介在物の分析、即ち、計数、寸法測定、ＥＤＳによる構成元素調査を行った。このようにして、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を求めた。
また、各供試材を、大気中で９００℃に３分間保持した後、図２に示す実験用平板プレス金型にて挟む方法で、ホットスタンプを行なった。すなわち、図２に示すように、鋼板２２を、上金型２１ａと下金型２１ｂで加工した。熱電対を付けて測定した２００℃までの平均冷却速度は約７０℃／ｓであった。これらのホットスタンプ後の鋼材から、ＪＩＳ５号引張試験片、図３に示す定荷重試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。
定荷重試験は、引張試験で求めた引張強さの９０％に相当する張力を付加して行った。電流密度は０．０１〜１ｍＡ／ｃｍ２とした。
拡散性水素の測定は、加熱速度１００℃／時間で行った。
シャルピー衝撃試験は、試験温度２０℃、０℃、−２０℃、−４０℃、−６０℃、−８０℃、−１００℃、及び、−１２０℃で行い、吸収エネルギーの変化から延性脆性遷移温度を求めた。
試験片の採取方向は、引張試験片、及び、定荷重試験片では、引張方向を鋼板の圧延方向と垂直にし、シャルピー試験片では、長手方向を圧延方向と平行にした。引張試験片の板厚は１．４ｍｍとし、その他の試験片の板厚は、両面を研削して１．２ｍｍとした。表２に結果を示す。
いずれの例でも、ホットスタンプ後の鋼板は１５００ＭＰａ以上の引張強さを示した。Ｍｎを含有する介在物の濃度、および、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合の両方が本発明の範囲内である、Ｎｏ．２、３、６〜１０、および１４〜１６は、限界拡散性水素量Ｈｃが０．８４ｐｐｍ以上、かつ、延性脆性遷移温度が−６０℃以下であり、良好な耐水素脆化特性と靭性とを有していた。
一方、Ｍｎを含有する介在物の濃度が本発明の範囲を外れるＮｏ．１および１１では、延性脆性遷移温度が、同程度の引張強さを有する本発明例に比べて大幅に高く、靭性に劣っていた。また、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲を外れるＮｏ．４、５、１２および１３では、Ｈｃが本発明例に比べて著しく小さく、耐水素脆化特性に劣っていた。なお、Ｎｏ．１３のＭｎを含有する介在物の濃度は本発明の範囲内であるが、延性脆性遷移温度が同程度の引張強さを有する本発明例に比べて大幅に高い。これはＡｌ含有量が高い（本発明の範囲外）ことで、Ａｌ系の酸化物が高濃度で含有されているためではないかと推定される。
（実施例２）
表３に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これら鋼片を１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８８０〜９２０℃で、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。巻取温度は７００℃とした。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延して、板厚１．５ｍｍの冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃の温度域に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。実施例１と同じ方法で、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を求めた。さらに、供試材を、大気中で９００℃に５分間保持した後、図４に示すハット型に、ホットスタンプ法で成形した。熱電対を付けて測定した２００℃までの平均冷却速度は、約３５℃／ｓであった。図４に示す試験片採取位置４１（ハット頭部）から、ＪＩＳ５号引張試験片、定荷重試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。試験片の採取方向と、鋼板の圧延方向の関係は、実施例１と同じとした。引張試験片の板厚は１．５ｍｍとし、その他の試験片の板厚は、両面を研削し、１．３ｍｍとした。定荷重試験は、引張試験で求めた引張強さの９０％に相当する張力を付加して行った。電流密度は０．０１〜１ｍＡ／ｃｍ２とした。拡散性水素の測定は、加熱速度１００℃／時間で行った。シャルピー衝撃試験は、試験温度２０℃、０℃、−２０℃、−４０℃、−６０℃、−８０℃、−１００℃、及び、−１２０℃で行い、吸収エネルギーの変化から延性脆性遷移温度を求めた。表４に結果を示す。
表３に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これら鋼片を１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８８０〜９２０℃で、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。巻取温度は７００℃とした。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延して、板厚１．５ｍｍの冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃の温度域に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。実施例１と同じ方法で、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を求めた。さらに、供試材を、大気中で９００℃に５分間保持した後、図４に示すハット型に、ホットスタンプ法で成形した。熱電対を付けて測定した２００℃までの平均冷却速度は、約３５℃／ｓであった。図４に示す試験片採取位置４１（ハット頭部）から、ＪＩＳ５号引張試験片、定荷重試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。試験片の採取方向と、鋼板の圧延方向の関係は、実施例１と同じとした。引張試験片の板厚は１．５ｍｍとし、その他の試験片の板厚は、両面を研削し、１．３ｍｍとした。定荷重試験は、引張試験で求めた引張強さの９０％に相当する張力を付加して行った。電流密度は０．０１〜１ｍＡ／ｃｍ２とした。拡散性水素の測定は、加熱速度１００℃／時間で行った。シャルピー衝撃試験は、試験温度２０℃、０℃、−２０℃、−４０℃、−６０℃、−８０℃、−１００℃、及び、−１２０℃で行い、吸収エネルギーの変化から延性脆性遷移温度を求めた。表４に結果を示す。
いずれの例でも、ホットスタンプ後の鋼板は１５８０ＭＰａ以上の引張強さを示した。その中で、Ｍｎを含有する介在物の濃度、および、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合の両方が本発明の範囲内である、Ｎｏ．１８〜２４、２７、２８および３１は、Ｈｃが０．９１ｐｐｍ以上、かつ、延性脆性遷移温度が−６５℃以下であり、良好な耐水素脆化特性と靭性とを有していた。
一方、Ｍｎを含有する介在物の濃度が本発明の範囲よりも高いＮｏ．１７および２５では、延性脆性遷移温度が、本発明例に比べて大幅に高く、靭性に劣っていた。また、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲を外れるＮｏ．２６、２９、３０および３２では、Ｈｃが本発明例に比べて小さく、耐水素脆化特性に劣ることが解る。なお、Ｎｏ．２５のＭｎ酸化物の数の割合は本発明の範囲内であるが、Ｈｃが小さい。これはＭｎ含有量およびＯ含有量が高い（本発明の範囲外）ことで、Ｍｎ酸化物の大きさの分布が、本発明例に比べて大きい側に偏っているため、鋼との間の空隙が少ないからではないかと推定される。
一方、Ｍｎを含有する介在物の濃度が本発明の範囲よりも高いＮｏ．１７および２５では、延性脆性遷移温度が、本発明例に比べて大幅に高く、靭性に劣っていた。また、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲を外れるＮｏ．２６、２９、３０および３２では、Ｈｃが本発明例に比べて小さく、耐水素脆化特性に劣ることが解る。なお、Ｎｏ．２５のＭｎ酸化物の数の割合は本発明の範囲内であるが、Ｈｃが小さい。これはＭｎ含有量およびＯ含有量が高い（本発明の範囲外）ことで、Ｍｎ酸化物の大きさの分布が、本発明例に比べて大きい側に偏っているため、鋼との間の空隙が少ないからではないかと推定される。
（実施例３）
表５に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これらの鋼片を１２００℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８８０〜９２０℃で、厚さ２．０〜４．０ｍｍの熱延鋼板とした。冷却床（ＲＯＴ）での冷却条件を制御して、複数の巻取温度で巻き取った。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。実施例１と同じ方法で、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を求めた。ホットスタンプは、実施例１と同じ平板金型で行った。ホットスタンプ後の鋼板から、引張試験片、定荷重試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を、実施例１と同じ要領で採取した。試験片の板厚は、引張試験片は冷延鋼板と同じとし、他の試験片は、冷延鋼板の板厚から両面を０．１ｍｍ研削した厚さとした。定荷重試験、拡散性水素の測定およびシャルピー衝撃試験も実施例１と同じ要領で実施した。熱延板の仕上板厚、巻取温度、介在物の調査結果、耐水素脆化特性（Ｈｃ）および靭性を、まとめて表６に示す。
表５に示す化学組成を有する鋼片を鋳造した。これらの鋼片を１２００℃に加熱して熱間圧延に供し、仕上温度８８０〜９２０℃で、厚さ２．０〜４．０ｍｍの熱延鋼板とした。冷却床（ＲＯＴ）での冷却条件を制御して、複数の巻取温度で巻き取った。酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を得た。それらの冷延鋼板を、７００〜８００℃に１分間保持し、室温まで空冷する条件で再結晶焼鈍を施し、供試材（ホットスタンプ用鋼板）とした。実施例１と同じ方法で、Ｍｎを含有する介在物の濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合を求めた。ホットスタンプは、実施例１と同じ平板金型で行った。ホットスタンプ後の鋼板から、引張試験片、定荷重試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を、実施例１と同じ要領で採取した。試験片の板厚は、引張試験片は冷延鋼板と同じとし、他の試験片は、冷延鋼板の板厚から両面を０．１ｍｍ研削した厚さとした。定荷重試験、拡散性水素の測定およびシャルピー衝撃試験も実施例１と同じ要領で実施した。熱延板の仕上板厚、巻取温度、介在物の調査結果、耐水素脆化特性（Ｈｃ）および靭性を、まとめて表６に示す。
ホットスタンプ後の鋼板の引張強さは仕上げ板厚に依らず、鋼３ａでは１５００〜１５２０ＭＰａ、鋼３ｂでは１５８７〜１６２２ＭＰａの引張強さを示した。同じ板厚同士での比較では、巻取温度が低い程、引張強さは高くなる傾向を示し、供試材の強度が巻き取り温度の影響を受けている事が推測される。Ｍｎを含有する介在物の濃度は、何れの例でも本発明の範囲内であったが、巻取温度が本発明の範囲を外れる、Ｎｏ．３５、３８、４１、４４、４７および５０の比較例では、最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲外（１０％未満）であり、それを反映してＨｃも、同じ鋼の同じ仕上板厚である２つの本発明例に比べて著しく小さく、耐水素脆性に劣っており、また、延性脆性遷移温度も同じ鋼の同じ仕上げ板厚である２つの本発明例と比べて高く、靭性も劣っていた。これらの比較例は、いずれもＭｎを含有する介在物の濃度は本発明で規定する範囲内であることから、Ｍｎ酸化物の破砕が不十分で、拡散性水素のトラップサイトとなり得る空隙が十分に確保出来なかったことによりＨｃの数値が小さくなったこと、および、破砕に至らず延伸した介在物が残存したことで延性脆性遷移温度の上昇がもたらされたものと推定される。上記の例に対し、巻取温度が本発明の範囲内であるＮｏ．３３、３４、３６、３７、３９、４０、４２、４３、４５、４６、４８および４９の本発明例は、耐水素脆性および靭性の何れも優れていた。
（実施例４）
表７に示す化学組成を有する鋼片を製造した。これらの鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．４ｍｍの鋼板に冷間圧延（圧下率：５０％）した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、６７０℃の溶融アルミニウムめっき浴（１０％のＳｉと不純物を含有）に浸漬し、５秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験用試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表８に、介在物に関する分析結果を示し、表９に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
表７に示す化学組成を有する鋼片を製造した。これらの鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．４ｍｍの鋼板に冷間圧延（圧下率：５０％）した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、６７０℃の溶融アルミニウムめっき浴（１０％のＳｉと不純物を含有）に浸漬し、５秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験用試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表８に、介在物に関する分析結果を示し、表９に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
いずれの例においても、Ｍｎを含有する介在物濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が、本発明の範囲内であるので、穿孔試験の穴壁にクラックの発生は認められず、かつ、延性脆性遷移温度も−６０℃以下であり、耐水素脆化特性と靭性が両立した鋼板（部材）が得られたが、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍを超えるＮｏ．５５、６０及び６５では、ハット型の縦壁部に高い頻度でかじりが発生した。一方、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍ以下のＮｏ．５１〜５４、５６〜５９及び６１〜６４では、ハット型の縦壁部にかじりは全く発生しなかった。
（実施例５）
表７に示す化学組成を有する鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．２ｍｍの鋼板に冷間圧延した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．１５％のＡｌと不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表１０に、介在物に関する分析結果を示し、表１１に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
表７に示す化学組成を有する鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．２ｍｍの鋼板に冷間圧延した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．１５％のＡｌと不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表１０に、介在物に関する分析結果を示し、表１１に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
いずれの例においても、Ｍｎを含有する介在物濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲内であるので、穿孔試験の穴壁にクラックの発生は認められず、かつ、延性脆性遷移温度も−６０℃以下であり、耐水素脆化特性と靭性が両立した鋼板（部材）が得られたが、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍを超えるＮｏ．７０、７５及び８０では、金型に高い頻度でＺｎの凝着が認められた。一方、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍ以下のＮｏ．６６〜６９、７１〜７４及び７６〜７９では、金型へのＺｎの凝着は全く発生しなかった。
（実施例６）
表７に示す化学組成を有する鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．４ｍｍの鋼板に冷間圧延（圧下率：５０％）した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．１３％のＡｌ、０．０３％のＦｅおよび不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、４８０℃に加熱して合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、その後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表１２に、介在物に関する分析結果を、表１３に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
表７に示す化学組成を有する鋼片を、実施例１と同じ条件で、厚さ２．８ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗後、板厚１．４ｍｍの鋼板に冷間圧延（圧下率：５０％）した。これらの冷延鋼板を、平均加熱速度１９℃／ｓで６５５℃まで加熱し、続いて、平均加熱速度２．５℃／ｓで７３０〜７８０℃まで加熱し、直ちに、平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．１３％のＡｌ、０．０３％のＦｅおよび不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーで付着量を調整した後、４８０℃に加熱して合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、その後、室温まで空冷した。得られた鋼板の介在物の分析を、実施例１と同じ要領で行った。また、実施例２と同じ要領で、ハット型にホットスタンプし、ハット頭部から、ＪＩＳ５号引張試験片、穿孔試験片、及び、シャルピー衝撃試験片を採取した。なお、ホットスタンプの加熱条件は、９００℃に１分保持とし、雰囲気は、水素を３％含有した窒素とし、露点は０℃とした。表１２に、介在物に関する分析結果を、表１３に、ホットスタンプ材に関する試験結果をまとめて示す。
いずれの例においても、Ｍｎを含有する介在物濃度および最大長さが１．０〜４．０μｍであるＭｎを含有する介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が本発明の範囲内であるので、穿孔試験の穴壁にクラックの発生は認められず、かつ、延性脆性遷移温度も−６０℃以下であり、耐水素脆化特性と靭性が両立した鋼板（部材）が得られたが、合金化溶融亜鉛めっき層の厚さが４５μｍを超えるＮｏ．８５、９０及び９５では、プレス後の合金層に微細な割れが発生した。一方、合金化溶融亜鉛めっき層の厚さが４５μｍ以下のＮｏ．８１〜８４、８６〜８９及び９１〜９４では、プレス後の合金層に微細な割れは全く発生しなかった。
本発明によれば、ホットスタンプ後に穿孔などの応力が残留する加工が施された場合であっても良好な耐水素脆化特性を確保することができるとともに実施が容易であるので、ホットスタンプ法の適用範囲（部品）の拡大を図ることが可能となる。よって、本発明は、鋼板加工産業において利用可能性が高いものである。
２１a 上金型
２１b 下金型
２２ 鋼板
４１ 試験片採取位置
２１b 下金型
２２ 鋼板
４１ 試験片採取位置
Claims (15)
- 質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ用鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上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。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有す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。 - 表面に厚さ５０μｍ以下の溶融アルミニウムめっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
- 表面に厚さ３０μｍ以下の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
- 表面に厚さ４５μｍ以下の合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のホットスタンプ用鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する鋼片に熱間圧延を施した後に６９０℃以上の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延鋼板に１０〜９０％の圧下率の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とする冷間圧延工程とを含むことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載のホットスタンプ用鋼板の製造方法。 - 請求項７〜９のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して鋼板表面に溶融アルミニウムめっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
- 請求項７〜９のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
- 請求項７〜９のいずれか１項に記載の製造方法により得られたホットスタンプ用鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬したのちに６００℃以下の温度域に加熱して鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。
- 質量％で、
Ｃ：０．１８〜０．２６％、
Ｓｉ：０．０２％超０．０５％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．１％以下、
Ｏ：０．００１０〜０．０２０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｖ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｂ：０〜０．０１％
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、
Ｍｎを含有する介在物の濃度が０．０１０質量％以上０．２５質量％未満、かつ、最大長さが１．０〜４．０μｍである前記介在物に占めるＭｎ酸化物の個数割合が１０．０％以上であることを特徴とするホットスタンプ鋼材。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％および
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１３に記載のホットスタンプ鋼材。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％および
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１３または１４に記載のホットスタンプ鋼材。
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