WO2012128225A1 - ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法 Download PDF

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棚橋　浩之
真木　純
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for a hot stamp member suitable for a hot stamp method, which is one of forming methods for obtaining a high-strength member, and a manufacturing method thereof.
  • a hot forming method called a hot stamp method has attracted attention. This is because the steel sheet (work material) is heated to a predetermined temperature (generally the temperature at which it becomes an austenite phase) to lower the strength (that is, to facilitate forming), and then at a lower temperature than the work material.
  • a predetermined temperature generally the temperature at which it becomes an austenite phase
  • the strength that is, to facilitate forming
  • a lower temperature than the work material By molding with a mold (for example, room temperature), the shape is easily imparted, and at the same time, a rapid heat treatment (quenching) utilizing the temperature difference between the two is performed to ensure the strength of the product after molding. .
  • Patent Document 1 has excellent impact characteristics and delayed fracture characteristics after hot forming (synonymous with hot stamping) by setting the relationship between the amount of elements contained in the steel sheet and the amount of elements within a predetermined range. A steel plate from which a member can be obtained is shown.
  • Patent Document 2 as described above, the amount of elements contained in a steel sheet and the relationship between the amounts of elements are set within a predetermined range, and heating before forming the steel sheet is performed in a nitriding atmosphere or a carburizing atmosphere. A method for obtaining a strength component is disclosed.
  • Patent Document 3 describes means for obtaining a hot-pressed product with high productivity by defining the chemical composition and microstructure of a steel sheet and limiting the heating and forming conditions.
  • an undercarriage part of an automobile includes not only a strength as a part but also a fatigue characteristic that is one of important important characteristics.
  • Patent Document 1 describes a steel sheet that requires any one of Ni, Cu, and Sn and has improved impact characteristics and delayed fracture characteristics. There is no mention of the surface hardness variation.
  • Patent Document 2 relates to a technique for increasing the strength of a molded product by performing heating in a carburizing atmosphere, but does not mention fatigue characteristics and variations in surface hardness before hot stamping. Heating in a carburizing atmosphere is essential, resulting in higher manufacturing costs than atmospheric heating, and when carbon monoxide is used as the carbon source, a large amount of money is required to ensure operational safety. There are also concerns about this, and it is unlikely that the technology can be easily implemented.
  • Patent Document 3 there is no mention of fatigue characteristics and surface hardness variation before hot stamping.
  • Patent Document 4 As a technique for obtaining a steel sheet for hot stamping having the same fatigue properties as “ordinary high-strength steel sheet”, there is Patent Document 4, and when using a steel sheet to which Zn plating is applied. Although it is a peculiar technique, patent document 5 is known as a technique which improves the fatigue characteristic of the member manufactured by the hot stamp method.
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving fatigue characteristics after hot stamping by dispersing fine particles containing Ce oxide slightly inward from the steel sheet surface, but requires advanced steelmaking techniques. Therefore, even a person skilled in the art has a problem that implementation is not always easy.
  • Patent Document 5 relates to equipment for hot stamping technology, and there is a problem that even those skilled in the art cannot enjoy the benefits without new equipment investment.
  • a hot stamping steel plate for a steel plate (product) that has been strengthened by the hot stamping method, which can relatively easily ensure the same level of fatigue properties as the “normal high strength steel plate” with the same strength.
  • the present invention is a high-strength steel sheet manufactured by controlling the chemical composition of the steel sheet and the manufacturing method when a product is manufactured by applying the hot stamp method to the steel sheet ("normal high-strength steel sheet"). It is an object of the present invention to provide a steel sheet for a hot stamp member, which can be a product of a high-strength steel sheet having excellent fatigue characteristics similar to that of
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve these problems. As a result, it was found that if the variation in hardness in the vicinity of the steel sheet surface layer before hot stamping is within a predetermined range, it is extremely effective in improving the fatigue characteristics of the steel plate (product) after hot stamping. It was also found that obtaining such a steel sheet can be achieved by controlling the conditions for recrystallization annealing of the cold-rolled steel sheet, and further trials were repeated to complete the present invention.
  • the gist of the invention is as follows.
  • the surface of the steel sheet has either an Al plating layer having a thickness of 5 ⁇ m to 50 ⁇ m, a Zn plating layer having a thickness of 5 ⁇ m to 30 ⁇ m, or a Zn—Fe alloy layer having a thickness of 5 ⁇ m to 45 ⁇ m.
  • the steel is further mass%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ti: 0.001 to 0.5%, Nb: 0.001 to 0.5% B: 0.0005 to 0.01%, Mo: 0.01 to 1.0% W: 0.01-0.5% V: 0.01 to 0.5% Cu: 0.01 to 1.0% and Ni: 0.01 to 5.0%
  • the method for producing a steel sheet for a hot stamp member according to (4) comprising one or more selected from:
  • the hot rolling rate in the hot rolling step is 60 to 90%, and the cold rolling rate in the cold rolling step is 30 to 90% (4) or (5) The manufacturing method of the steel plate for hot stamp members as described in).
  • the steel sheet is immersed in a Zn bath to form a Zn plating layer on the surface, and further heated to 600 ° C. or less to form a Zn—Fe alloy layer on the surface.
  • the steel sheet for a hot stamp member of the present invention can be manufactured by an existing steel manufacturing facility, and a molded product obtained by forming a hot stamp facility using the steel sheet for a hot stamp member of the present invention (hot product) Since the fatigue characteristics of the stamp member) are also equivalent to the “normal high-strength steel plate” having the same strength, it has the effect of expanding the application range of the hot stamp member (parts).
  • the inventors of the present invention manufactured a hot stamp member using a steel plate containing C: 0.23%, Si: 0.5%, and Mn: 1.6% by mass%, and evaluated the characteristics. I was doing research. Fatigue properties are one of them, but in the process, it was found that there are hot stamp members with different fatigue properties even though the chemical composition of the steel sheet is the same and the tensile strength is almost the same. Then, when the difference was investigated in detail, it was found that there was a difference in the hardness variation in the vicinity of the surface layer of the hot stamp member.
  • % for a component means mass%.
  • C is the most important element for increasing the strength of a steel sheet by the hot stamp method. In order to obtain a strength of at least about 1200 MPa after hot stamping, it is necessary to contain 0.15% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.35%, the upper limit is 0.35%, at which deterioration of toughness is a concern.
  • Si is a solid solution strengthening element and can be effectively used up to 1.0%.
  • the lower limit is not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained.
  • reducing it more than necessary only increases the steelmaking load, so it is set to 0.01% or more, which is a guideline for inclusion due to deoxidation.
  • Mn functions as a solid solution strengthening element like Si, and is a useful element that enhances the hardenability of the steel sheet, and the effect is recognized at 0.3% or more. However, even if the content exceeds 2.3%, the effect is saturated, so 2.0% is made the upper limit.
  • Al is suitable as a deoxidizing element, it may be contained in an amount of 0.01% or more. However, if it is contained in a large amount, a coarse oxide is formed and the mechanical properties of the steel sheet are impaired, so the upper limit is made 0.5%.
  • N is an unavoidable impurity, and since it is easily bonded to Ti and B, it is necessary to control so as not to reduce the intended effect of these elements. Desirably, it is 0.01% or less. On the other hand, reducing it more than necessary places a great load on the steelmaking process, so 0.0010% may be used as a lower limit guide.
  • ⁇ Cr 0.01 to 2.0%> Cr can be used as appropriate because it has the effect of improving hardenability. It is 0.01% or more that the effect becomes clear. On the other hand, even if added over 2.0%, the effect is saturated, so 2.0% is made the upper limit.
  • Ti is an element that can be effectively used because it functions to stably extract the effect of B described later through formation of the nitride. For that purpose, addition of 0.001% or more is necessary, but if it is added excessively, the nitride becomes excessive, leading to deterioration of toughness and shear surface properties, so 0.5% is made the upper limit.
  • Nb is an element that can be used effectively because it forms carbonitrides and increases strength. The effect is recognized at 0.001% or more, but if it exceeds 0.5%, the controllability of hot rolling may be impaired, so 0.5% is made the upper limit.
  • ⁇ B 0.0005 to 0.01%> B is an element that enhances hardenability, and the effect becomes clear at 0.0005% or more.
  • 0.01% is made the upper limit.
  • ⁇ Mo 0.01 to 1.0%>
  • ⁇ W 0.01 to 0.5%>
  • ⁇ V 0.01 to 0.5%>
  • Any of these elements can be used as appropriate because they have the effect of improving the hardenability. The effect becomes clear in all cases of 0.01% or more.
  • Cu has the effect of increasing the strength of the steel sheet by adding 0.01% or more of Cu. However, excessive addition impairs the surface quality of the hot rolled steel sheet, so 1.0% is made the upper limit.
  • Ni is an element that can be effectively used because it has an effect of improving hardenability, and the effect becomes clear at 0.01% or more.
  • the upper limit is 5.0% at which the effect is saturated.
  • it since it also has a function which suppresses the fall of the surface quality of the hot rolled steel sheet by said Cu, it is desirable to make it contain simultaneously with Cu.
  • components other than those described above are Fe, but inevitable impurities mixed from melting raw materials such as scrap or refractories are allowed.
  • the hardness of the steel sheet surface should ideally be measured with a hardness meter (for example, a Vickers hardness meter) with the steel sheet surface as the top surface and the thickness direction aligned with the vertical direction, but the indentation is clearly recognized.
  • a certain process such as polishing the surface (measurement surface) is required.
  • polishing the surface for example, mechanical polishing
  • at least about several tens of ⁇ m is removed from the original surface.
  • even if chemically polished with an acid or the like it is still removed, and the flatness often deteriorates on the contrary. Therefore, it is not realistic to determine (measure) the hardness of the steel sheet surface by such a method.
  • the inventors decided to determine the hardness on a cross section parallel to the thickness direction of the steel sheet. In this way, the surface of the steel sheet can be measured without being processed (without being removed). However, even in this case, the position that can be measured by the hardness meter as described above is slightly inside from the surface in the thickness direction. For this reason, as a second best measure, information on a part closer to the surface was obtained by making an indentation with a load as low as possible.
  • the measurement surface (steel plate cross section) was polished into a mirror surface.
  • the test load (load for pressing the indenter) was 10 gf
  • the pressing time was 15 seconds
  • the measurement position in the plate thickness direction was 20 ⁇ m from the surface of the steel plate.
  • the “hardness of the steel sheet surface” used in this specification refers to a value determined based on the above method.
  • the hardness of the steel sheet surface in the steel sheet having any one of the Al plating layer, the Zn plating layer, and the Zn—Fe alloy layer as the surface layer of the steel sheet is 20 ⁇ m from the boundary (interface) between the plating layer and the steel sheet. It was measured.
  • the Al plating layer of the steel plate used in the examples may be composed of two layers: an outer layer mainly composed of Al and an inner (steel plate side) layer that is considered to be a reaction layer of Al and Fe. Since it was recognized, the hardness was measured at a position of 20 ⁇ m in the thickness direction from the boundary between the inner layer and the steel plate, and this was defined as the surface hardness of the steel plate.
  • the Zn plating layer of the steel plate used in the examples is composed of an outer layer mainly composed of Zn, an inner layer that is a reaction layer of Fe and Al added in a trace amount in the Zn bath. Since it was confirmed to be composed of layers, the hardness was measured at a position of 20 ⁇ m in the thickness direction from the boundary between the inner layer and the steel plate, and this was defined as the surface hardness of the steel plate.
  • the Zn—Fe alloy layer of the steel sheet used in the examples was composed of a plurality of alloy layers composed of Zn and Fe, the plate thickness from the boundary between the innermost layer and the steel sheet was confirmed.
  • the hardness was measured at a position of 20 ⁇ m in the direction, and this was defined as the surface hardness of the steel sheet.
  • FIG. 3 is a perspective view showing a location where the hardness is measured.
  • the indenter of the Vickers hardness meter was pushed in at a position of 20 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel plate or the interface between the steel plate and the plating layer. As shown in FIG. 3, this operation was performed at 300 points (measured length of 30 mm) per measurement sample in the direction parallel to the surface of the steel sheet with an indentation interval of 0.1 mm (first measurement). surface). Further, the same operation was performed on another location (second measurement surface) 5 mm away from the first measurement surface collected in advance.
  • the hardness was obtained for a total of 600 points, and the standard deviation was calculated using this as a population, and used as an indicator of variation.
  • the above-described measurement lengths of 30 mm and two locations separated by 5 mm are determined so as to coincide with the crack growth region of the fatigue test piece described later.
  • the standard deviation of the Vickers hardness at a position of 20 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface is defined as 20 or less based on such experimental results.
  • the steel sheet for a hot stamp member of the present invention is made into a cold-rolled steel sheet by performing each process of steelmaking, casting, hot rolling, pickling process, and cold rolling based on a conventional method.
  • a slab is formed in the continuous casting process.
  • hot rolling is started at a heating temperature of 1300 ° C. or less, and rolling is completed at around 900 ° C. Let For example, 600 ° C. can be selected as the winding temperature.
  • the hot rolling rate may be 60 to 90%.
  • Cold rolling is performed through a pickling process. The rolling rate can be selected from a range of 30 to 90%.
  • the annealing process is performed using a continuous annealing facility, and the first stage of heating from room temperature to temperature M (° C.) at an average heating rate of 8 to 25 ° C./second, followed by the temperature S at an average heating rate of 1 to 7 ° C./second. It consists of a two-stage configuration of the second stage that is heated to (° C.). Here, it is necessary that the temperature M is 600 to 700 (° C.) and the temperature S is 720 to 820 (° C.). These conditions were determined based on the experimental results described in the examples described below.
  • the recrystallization process of a cold-rolled steel sheet is complicated, it is not appropriate to separate the heating rate for the phenomenon of recrystallization and the meaning of the maximum heating temperature at that heating rate. Therefore, first, for the first stage, for example, a case where the heating rate is small and a case where the heating rate is small and large is considered for one temperature M (° C.).
  • the heating rate in the second stage needs to be lower than that in the first stage in order to suppress the competition for the growth of recrystallized grains.
  • the temperature range from the temperature M (° C.) to the temperature S (° C.) the reformation of carbides due to carbon diffusion becomes active, so the setting of the maximum temperature S (° C.) of the annealing process and the heating rate up to that temperature
  • the combination has an important meaning.
  • the temperature S After reaching the temperature S, the temperature S may be held for a short time, or may immediately move to the next cooling step.
  • the retention time is desirably 180 seconds or less, and more desirably 120 seconds or less, from the viewpoint of suppressing the coarsening of the crystal grain size.
  • the cooling rate from the temperature S in the cooling process is not particularly limited, but it is desirable to avoid rapid cooling of 30 ° C./second or more. Therefore, the cooling rate from the temperature S is less than 30 ° C./second, preferably 20 ° C. or less, and more preferably 10 ° C. or less. This is because hot stamping steel plates are often processed into a predetermined shape by shearing and used for hot stamping, and rapid cooling raises the concern that the shearing load may be increased to reduce the production efficiency.
  • the molten Al bath may contain 0.1 to 20% Si.
  • Si contained in the Al plating layer affects the reaction between Al and Fe generated during heating before hot stamping. Excessive reaction may impair the press formability of the plating layer itself, while suppression of excessive reaction may cause adhesion of Al to the press mold.
  • the Si content in the Al plating layer is desirably 1 to 15%, more preferably 3 to 12%.
  • a Zn plating layer may be formed by immersing in a molten Zn bath during cooling after annealing.
  • the Zn—Fe alloy layer may be formed by heating to 600 ° C. or lower.
  • the molten Zn bath can contain 0.01 to 3% Al.
  • the presence of Al strongly affects the reaction between Zn and Fe.
  • the reaction layer of Fe and Al becomes an obstacle and suppresses mutual diffusion of Zn and Fe.
  • the Zn—Fe alloy layer is composed of an alloy layer rich in Zn ( ⁇ phase, ⁇ 1 phase) and an alloy layer rich in Fe ( ⁇ 1 phase, ⁇ phase).
  • it is rich in adhesiveness, it is inferior in workability, and the latter is excellent in workability, but the adhesiveness is insufficient. Therefore, it is necessary to satisfy the desired characteristics (adherence to adhesion, priority to workability, or balance both, etc.) by appropriately controlling the composition ratio of these four phases.
  • This can be performed by controlling the diffusion of Fe by adding 0.01 to 3% Al to the molten Zn bath.
  • the manufacturer can select the concentration according to the capability and purpose of the equipment to be manufactured.
  • the thickness of the Al plating layer, Zn plating layer, and Zn-Fe alloy layer does not affect the fatigue characteristics of the steel plate or component after hot stamping, but if it is too thick, it may affect the press formability. There is. As shown in the examples, the occurrence of galling was observed when the thickness of the Al plating layer exceeded 50 ⁇ m, and the adhesion of Zn to the mold when the thickness of the Zn plating layer exceeded 30 ⁇ m. When the thickness of the Zn—Fe alloy layer exceeds 45 ⁇ m, the alloy layer is cracked and the productivity is impaired. Therefore, the thicknesses of these layers are preferably set to Al plating layer: 50 ⁇ m or less, Zn plating layer: 30 ⁇ m or less, and Zn—Fe alloy layer: 45 ⁇ m or less.
  • each plating layer is thin, there is no problem in terms of formability, but it is preferable to set the lower limit of each plating layer as follows from the viewpoint of corrosion resistance, which is the purpose of providing these plating layers. That is, Al plating layer: preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more, Zn plating layer: preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more, Zn—Fe alloy layer: preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more. .
  • Example 1 Steel pieces a to f having chemical components shown in Table 1 were made and cast. These steel pieces were heated to 1250 ° C. and subjected to a hot rolling process to obtain a hot-rolled steel sheet having a finishing temperature of 900 ° C. and a winding temperature of 600 ° C. and a thickness of 3.2 mm. The hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm.
  • the cold-rolled steel sheets were recrystallized and annealed under the conditions i to xviii described in Table 2 to obtain steel sheets 1 to 32 for hot stamp members shown in Table 3.
  • Two test pieces for hardness measurement before hot stamping were collected from a part thereof.
  • the specimen collection position was a position 5 mm away in the sheet width direction of the obtained steel sheet for hot stamp members.
  • the average heating rate 1 (first stage) and average heating rate 2 (second stage) in Table 2 are from room temperature to temperature M (° C.) and from temperature M (° C.) to temperature S (° C.), respectively. The average heating rate until is shown.
  • hot stamp member steel plates were held at 900 ° C. for 10 minutes, and then hot stamped by being sandwiched between experimental flat plate press molds shown in FIG.
  • Ten hot stamping processes were performed for each type of hot stamping steel sheet. From one of these, two tensile test pieces according to JIS No. 5 and two test pieces for hardness measurement (the same procedure as before hot stamping) were collected. From the remaining nine sheets, two fatigue test pieces shown in FIG. The processing method for sampling was electrical discharge machining.
  • a tensile test was performed to determine the tensile strength ⁇ B (average value of two tensile test pieces).
  • a plane bending fatigue test was performed using 18 test pieces, and the time strength ⁇ W was determined 1 ⁇ 10 7 times.
  • the test conditions were a stress ratio of ⁇ 1 and a repetition rate of 5 Hz.
  • the test piece for hardness measurement is a mirror-polished cross section parallel to the rolling direction of the cold-rolled steel sheet both before and after hot stamping.
  • the internal hardness of 20 ⁇ m in the thickness direction from the surface of these test pieces was measured using a Vickers hardness meter (HM-220D manufactured by Mitutoyo Corporation).
  • the indentation load was 10 gf
  • the indentation time was 15 seconds
  • the measurement interval in the direction parallel to the surface was 0.1 mm
  • 300 points were measured.
  • Table 3 shows steel codes, processing conditions, standard deviation of hardness before hot stamping, and tensile strength ⁇ B (average value of two), strength ⁇ W , fatigue limit ratio ⁇ W / ⁇ B , and hot stamping The standard deviation of the hardness afterwards is shown.
  • FIG. 4 shows the correlation between the fatigue limit ratio ⁇ W / ⁇ B and the standard deviation of hardness before hot stamping.
  • the first heating is performed from room temperature to temperature M (° C.) at an average heating rate of 15 to 25 ° C./second.
  • M is 620-680 (° C.)
  • S is 780-820 (° C.)
  • Became clear is performed from room temperature to temperature M (° C.) at an average heating rate of 15 to 25 ° C./second.
  • Example 2 Steel pieces 2a to 2h having chemical components shown in Table 4 were made and cast. With these steel pieces, hot-rolled steel sheets having a thickness of 3.0 mm were obtained under the same conditions as in Example 1. These hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled to 1.2 mm.
  • FIG. 6 shows the correlation between the fatigue limit ratio ⁇ W / ⁇ B and the standard deviation of hardness before hot stamping.
  • the hardness variation of the surface layer before hot stamping is more than 20 in standard deviation, and the hot stamping obtained using them
  • the fatigue limit ratio of the members was 0.26 to 0.31, and it was revealed that the fatigue characteristics were inferior.
  • Example 3 Steel plates 3a to 3d having chemical components shown in Table 6 were made and cast. With these steel pieces, hot rolled steel sheets having a thickness of 2.5 mm were obtained under the same conditions as in Example 1. These hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled to 1.2 mm.
  • a test piece for hardness measurement was collected from the obtained steel sheet in the same manner as in Example 1.
  • the hardness at the position of 20 ⁇ m from the boundary between the inner layer (the reaction layer of Al and Fe) of the Al plating layer and the steel plate was measured in the same manner as in Example 1.
  • the thickness of the Al plating layer (total of two layers) was also measured.
  • the thickness measurement range is 30 mm in length, the same as the hardness measurement range, 7 points are measured at a measurement interval of 5 mm, and 14 points are measured in total for the measurement positions of the first measurement surface and the second measurement surface, and the average value is measured. Asked.
  • the fatigue test piece shown in FIG. 2 and the JIS No. 5 tensile test piece were collected from the hat head.
  • Example 4 Steel plates 3a to 3d having chemical components shown in Table 6 were made and cast. With these steel pieces, hot rolled steel sheets having a thickness of 2.5 mm were obtained under the same conditions as in Example 1. These hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled to 1.2 mm.
  • a test piece for hardness measurement was collected from the obtained steel sheet in the same manner as in Example 1.
  • the hardness at a position of 20 ⁇ m from the boundary between the inner layer (Al and Fe reaction layer) of the Zn plating layer and the steel plate was measured in the same manner as in Example 1.
  • the thickness of only the Zn plating layer was also measured.
  • the thickness measurement range is 30 mm in length, the same as the hardness measurement range, 7 points are measured at a measurement interval of 5 mm, and 14 points are measured in total for the measurement positions of the first measurement surface and the second measurement surface, and the average value is measured. Asked.
  • the fatigue test piece shown in FIG. 2 and the JIS No. 5 tensile test piece were collected from the hat head.
  • Example 5 Steel plates 3a to 3d having chemical components shown in Table 6 were made and cast. With these steel pieces, hot rolled steel sheets having a thickness of 2.5 mm were obtained under the same conditions as in Example 1. These hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled to 1.2 mm.
  • a test piece for hardness measurement was collected from the obtained steel sheet in the same manner as in Example 1.
  • the hardness at a position of 20 ⁇ m from the boundary between the innermost layer (Zn and Fe reaction layer) of the Zn—Fe alloy layer and the steel plate was measured in the same manner as in Example 1.
  • the total thickness of the Zn—Fe alloy layer (consisting of four layers) was also measured.
  • the thickness of the Al plating layer (total of two layers) was also measured.
  • the thickness measurement range is 30 mm in length, the same as the hardness measurement range, 7 points are measured at a measurement interval of 5 mm, and 14 points are measured in total for the measurement positions of the first measurement surface and the second measurement surface, and the average value is measured. Asked.
  • the fatigue test piece shown in FIG. 2 and the JIS No. 5 tensile test piece were collected from the hat head.

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Abstract

　ホットスタンプ法を適用しても同強度の通常の高強度鋼板と同等の疲労特性に優れた部材を得るための鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．３～２．３％、およびＡｌ：０．０１～０．５％を含み、そして残部がＦｅ、および不可避的不純物であり、該不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、およびＮ：０．１％以下に限定した化学成分を含む鋼板であって、当該鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置のビッカース硬さの標準偏差が２０以下であることを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板。この鋼板は、前記化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られる冷延鋼板を平均加熱速度８～２５℃／秒で室温から６００～７００（℃）まで加熱する第一段階と、引き続き平均加熱速度１～７℃／秒でが７２０～８２０（℃）まで加熱する第二段階の再結晶焼鈍工程によって製造する。

Description

ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度な部材が得られる成形方法の一つであるホットスタンプ法に好適なホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法に関するものである。
　自動車や建設機械などの分野では高強度材料を使用した質量低減への取り組みが盛んに行われている。例えば自動車では、衝突安全性確保や高機能化に伴う車体質量増加を相殺し、更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目的として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、鋼板の強度を高めた場合に不可避である、「形状凍結性の劣化」と呼ばれる現象の顕在化である。この現象は、成形後のスプリングバック量が高強度化に伴って増加することによって、狙った形状を得ることが容易でなくなることの総称である。この問題を解決するには、低強度材（形状凍結性が優れる、あるいは問題とならない材料）では不要であった加工工程の追加（例えば、リストライク）を行ったり、製品形状を変更したりすることが行われる。
　こうした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方法が注目されるに至った。これは、鋼板（被加工材）を所定の温度（一般的にはオーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた（すなわち、成形を容易にした）後、被加工材に比べて低温（例えば室温）の金型で成形することによって、容易に形状を付与すると同時に、両者の温度差を利用した急冷熱処理（焼き入れ）を行って成形後の製品の強度を確保するというものである。
　こうしたホットスタンプ法に適した鋼板とその成形方法に関しては幾つかの技術が報告されている。
　特許文献１には、鋼板が含有する元素の量と、元素の量間の関係を所定の範囲にすることで、熱間成形加工（ホットスタンプと同義）後に衝撃特性と遅れ破壊特性に優れた部材を得ることができる鋼板が示されている。
　特許文献２には、上記と同様に、鋼板が含有する元素の量と、元素の量間の関係を所定の範囲にし、かつ鋼板の成形前の加熱を窒化雰囲気や浸炭雰囲気で行うことで高強度部品を得る方法が開示されている。
　特許文献３には、鋼板の化学成分とミクロ組織を規定し、かつ加熱条件と成形条件を限定することで高い生産性で熱間プレス品を得る手段が述べられている。
　最近、ホットスタンプ法は、その有用性が広く認知されるに至り、適用を検討される部材も多岐にわたって来た。その中には、例えば自動車の足回り部品のように、部品としての強度だけではなく、疲労特性も重要な必要特性の一つであるものも含まれるようになって来た。
　鋼板の疲労特性は、静的な強度に合わせて向上するから、ホットスタンプ法によって高強度化した鋼板（製品）にもそれなりの疲労特性が期待されるが、同強度のホットスタンプ法によらない鋼板（鋼板の化学成分や、製造方法を制御して製造された高強度鋼板、以下、「通常の高強度鋼板」と呼ぶ）（製品）と比較すると、製造条件により前者の疲労特性が後者より劣ることが明らかとなった。
　詳細な検討を加えたところ、「通常の高強度鋼板」の最表面の硬さのバラツキに比べて、ホットスタンプ法を用いて高強度化された鋼板（製品）の最表面の硬さのバラツキが大きいという特徴が見出され、この硬さのバラツキが疲労特性に関係しているのではないかとの結論に至った。
　硬さのバラツキと疲労特性の関係は必ずしも明らかではないが、ホットスタンプ法で製造されるような高強度部材（例えば引張強さで１５００ＭＰａ以上）では疲労特性に対する切り欠き感受性の影響が極めて大きいので、この硬さのバラツキは、あたかも表層の平坦度に匹敵する指標ではないかと推定した。
　そこで、ホットスタンプ後に出来るだけ硬さのバラツキを小さくするための技術を検討した結果、ホットスタンプ前の鋼板の表層硬さのバラツキが影響していることを見出した。こうした視点に立ってホットスタンプ用の鋼板について検討した文献は見当たらない。
　特許文献１はＮｉ、Ｃｕ、Ｓｎの何れかを必須とする鋼板であって、衝撃特性や、遅れ破壊特性を改善した熱間成形加工用鋼板が述べられているが、疲労特性やホットスタンプ前の表層硬さのバラツキについての言及はない。
　特許文献２には、加熱を浸炭雰囲気で行うことで成形品の強度を高める技術に関するものであるが、疲労特性やホットスタンプ前の表層硬さのバラツキについての言及はない。浸炭雰囲気での加熱が必須であり、大気加熱と比べて製造コストが上昇し、また、炭素源として一酸化炭素を用いる場合には、操業上の安全性を確保するのに多大な費用が必要なことも心配され、容易に実施できる技術とはなり得ないと考えられる。
　特許文献３にも疲労特性やホットスタンプ前の表層硬さのバラツキについての言及はない。
　これらに対して「通常の高強度鋼板」と同程度の疲労特性を有するホットスタンプ用の鋼板を得る技術としては、特許文献４があり、また、Ｚｎめっきが施されている鋼板を用いる場合に固有の技術ではあるがホットスタンプ法で製造された部材の疲労特性を向上させる技術として特許文献５が知られている。
　特許文献４には、Ｃｅ酸化物を含む微細粒子を鋼板表面よりわずかに内側に分散させることによってホットスタンプ後の疲労特性を改善する技術が開示されているが、高度な製鋼技術を必要とするものであるから当業者といえども必ずしも実施が容易ではないという問題がある。
　特許文献５の技術は、ホットスタンプ技術の設備に関するもので、新たな設備投資なくしては当業者といえどもその恩恵を享受できないという問題がある。
　このように、同強度の「通常の高強度鋼板」と同程度の疲労特性を比較的容易に確保出来るホットスタンプ法によって高強度化した鋼板（製品）のための、ホットスタンプ法用の鋼板が求められているが、そうした課題を解決した技術は見当たらないのが実情である。
特開２００５－１３９４８５号公報 特開２００５－２００６７０号公報 特開２００５－２０５４７７号公報 特開２００７－２４７００１号公報 特開２００７－１８２６０８号公報
　本発明は、上記実情に鑑み、鋼板にホットスタンプ法を適用して製品を製造した時に、鋼板の化学成分や、製造方法を制御して製造された高強度鋼板（「通常の高強度鋼板」）と同程度の優れた疲労特性を有する高強度鋼板の製品とすることができるホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、こうした課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、ホットスタンプ前の鋼板表層付近の硬さのバラツキが所定の範囲以内であればホットスタンプ後の鋼板（製品）の疲労特性向上に極めて有効であることを見出した。またそうした鋼板を得ることは、冷間圧延した鋼板を再結晶焼鈍する際の条件を制御することによって達成出来ることも見出し、更に試行を繰り返して本発明を完成させた。
　その発明の要旨は、以下のとおりである。
　（１）　質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３５％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．３～２．３％、および
Ａｌ：０．０１～０．５％
を含み、そして
残部がＦｅ、および不可避的不純物であり、
該不純物として
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、および
Ｎ：０．１％以下
に限定した
化学成分を含む鋼板であって、
　当該鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置のビッカース硬さの標準偏差が２０以下であることを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板。
　（２）更に質量％で、
Ｃｒ：０．０１～２．０％、
Ｔｉ：０．００１～０．５％、
Ｎｂ：０．００１～０．５％
Ｂ：０．０００５～０．０１％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％
Ｗ：０．０１～０．５％
Ｖ：０．０１～０．５％
Ｃｕ：０．０１～１．０％および
Ｎｉ：０．０１～５．０％
から選ばれる１種、または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
　（３）　前記鋼板の表面に５μｍ～５０μｍの厚さのＡｌめっき層、５μｍ～３０μｍの厚さのＺｎめっき層、または５μｍ～４５μｍの厚さのＺｎ－Ｆｅ合金層のいずれかを有することを特徴とする（１）または（２）に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
　（４）　質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３５％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．３～２．３％、および
Ａｌ：０．０１～０．５％
を含み、そして
残部がＦｅ、および不可避的不純物であり、
該不純物として
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、および
Ｎ：０．１％以下
に限定した化学成分を含む冷延鋼板を再結晶焼鈍する工程において、
平均加熱速度８～２５℃／秒で室温から温度Ｍ（℃）まで加熱する第一段階と、
引き続き平均加熱速度１～７℃／秒で温度Ｓ（℃）まで加熱する第二段階と
を含み、
温度Ｍ（℃）が６００～７００（℃）、
温度Ｓ（℃）が７２０～８２０（℃）
であることを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　（５）前記鋼が、更に質量％で、
Ｃｒ：０．０１～２．０％、
Ｔｉ：０．００１～０．５％、
Ｎｂ：０．００１～０．５％
Ｂ：０．０００５～０．０１％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％
Ｗ：０．０１～０．５％
Ｖ：０．０１～０．５％
Ｃｕ：０．０１～１．０％および
Ｎｉ：０．０１～５．０％
から選ばれる１種、または２種以上を含有することを特徴とする（４）に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　（６）前記熱間圧延工程の熱間圧延率が、６０～９０％であり、前記冷間圧延工程の冷間圧延率が３０～９０％であることを特徴とする（４）または（５）に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　（７）前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＡｌ浴に浸漬して、表面にＡｌめっき層を形成する工程を更に含むことを特徴とする（４）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　（８）前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＺｎ浴に浸漬して、表面にＺｎめっき層を形成する工程を更に含むことを特徴とする（４）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　（９）前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＺｎ浴に浸漬して、表面にＺｎめっき層を形成した後、更に６００℃以下に加熱して、前記表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成する工程を更に含むことを特徴とする（４）～（６）のいずれかに記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
　本発明のホットスタンプ部材用鋼板は、既設の製鉄設備で製造でき、また本発明のホットスタンプ部材用鋼板を使用して、広く普及しているホットスタンプ設備で成形して得られる成形品（ホットスタンプ部材）の疲労特性も同強度の「通常の高強度鋼板」と同等であるから、ホットスタンプ部材（部品）の適用範囲を拡大する効果を有する。
本発明の実施例に用いたホットスタンプ法用の平板プレス金型を示す斜視図である。 疲労試験片を示す図である。 図２に示す疲労試験片の亀裂進展領域と同じ寸法の、硬さ測定用試験片において、硬さを測定した箇所を示す斜視図である。 実施例１のホットスタンプ部材用鋼板の疲労限度比とホットスタンプ前の硬さの標準偏差の相関を表したグラフである。 ホットスタンプ法によりハット型に成形された鋼板（部材）を模式的に示す斜視図である。 実施例２のホットスタンプ部材用鋼板の疲労限度比とホットスタンプ前の硬さの標準偏差の相関を表したグラフである。
　本発明者らは、質量％にて、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．５％、およびＭｎ：１．６％を含む鋼板を用いてホットスタンプ部材を作製し、その特性を評価する研究を行っていた。疲労特性もその一つであるが、その過程で、鋼板の化学成分が同じで引張強さが殆ど同じであるのに疲労特性が異なるホットスタンプ部材が有ることを見出した。そこで、それらの差異を詳細に調査したところ、ホットスタンプ部材の表層近傍の硬さのバラツキに相違のあることが判った。そこで、更に化学成分や冷延鋼板の再結晶条件も広範に変化させてホットスタンプ部材の疲労特性を調査したところ、ホットスタンプ部材の疲労特性とその表面硬さのバラツキには強い相関があり、疲労特性に優れたホットスタンプ部材を得るにはホットスタンプ前の鋼板の表面硬さのバラツキを所定の範囲内にすることが有効であり、更に、そうした鋼板を得るには、冷間圧延した鋼板を再結晶焼鈍する際の条件を所定の範囲内に制御することで可能であることを見出した。
　詳しくは実施例の中で述べるが、こうした実験結果に立脚し、適切な硬さのバラツキの範囲と、焼鈍条件を実験的に明らかにして本発明を完成させた。
　鋼板の化学成分
　まず、鋼板の化学成分について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
　＜Ｃ：０．１５～０．３５％＞
　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。ホットスタンプ後に少なくとも１２００ＭＰａ程度の強度を得るには、０．１５％以上含有させる必要がある。その一方で、０．３５％を超えて含有させると、靭性の劣化が心配される０．３５％を上限とする。
　＜Ｓｉ：０．０１～１．０％＞
　Ｓｉは、固溶強化元素であり、１．０％までは有効に活用できる。しかしそれ以上を含有させると、成形後に化成処理や塗装を行う際に不具合が生じることが懸念されるので１．０％を上限とする。下限は特に限定することなく本発明の効果を得ることができる。しかし必要以上に低減することは製鋼負荷を高めるだけであるから脱酸に起因して含有される目安である０．０１％以上とする。
　＜Ｍｎ：０．３～２．３％＞
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化元素として機能する他に、鋼板の焼き入れ性を高める有用な元素であり、その効果は、０．３％以上で認められる。しかし２．３％を超えて含有させても効果は飽和するので２．０％を上限とする。
　＜Ｐ：０．０３％以下＞、＜Ｓ：０．０２％以下＞
　両元素は、いずれも不可避的不純物であり、熱間加工性に影響を及ぼすため上記の範囲に制限されなくてはならない。
　＜Ａｌ：０．０１～０．５％＞
　Ａｌは、脱酸元素として好適であるので０．０１％以上含有させてよい。しかし多量に含有させると粗大な酸化物を形成して鋼板の機械的性質を損なうのでその上限は０．５％とする。
　＜Ｎ：０．１％以下＞
　Ｎは不可避的不純物であり、ＴｉやＢと容易に結合することからそれらの元素の目的とする効果を減じないように制御しておく必要があり、０．１％以下であれば許容できる。望ましくは０．０１％以下である。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１０％を下限の目安とすればよい。
　＜Ｃｒ：０．０１～２．０％＞
　Ｃｒは、焼き入れ性を高める効果を有するものであるから適宜使用できる。その効果が明瞭となるのは、０．０１％以上である。一方で、２．０％を超えて添加してもその効果は飽和するので２．０％を上限とする。
　＜Ｔｉ：０．００１～０．５％＞
　Ｔｉは、その窒化物の形成を通じて後述するＢの効果を安定的に引き出す働きをするので有効に活用することができる元素である。そのためには０．００１％以上の添加が必要であるが、過剰に添加されると窒化物が過剰となり、靭性や剪断面性状の劣化を招くので０．５％を上限とする。
　＜Ｎｂ：０．００１～０．５％＞
　Ｎｂは、炭窒化物を形成し、強度を高めるので有効に活用することができる元素である。その効果は０．００１％以上で認められるが、０．５％を超えて含有させると熱間圧延の制御性を損ねる恐れがあるので０．５％を上限とする。
　＜Ｂ：０．０００５～０．０１％＞
　Ｂは焼入れ性を高める元素で、０．０００５％以上でその効果が明瞭となる。一方、過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので０．０１％を上限とする。
　＜Ｍｏ：０．０１～１．０％＞、＜Ｗ：０．０１～０．５％＞、＜Ｖ：０．０１～０．５％＞
　これらの元素は、いずれも焼き入れ性を高める効果を有するものであるから適宜使用できる。その効果が明瞭となるのは、いずれについても０．０１％以上である。一方で、高価な元素であることから、効果が飽和する濃度を上限とすることが好ましい。Ｍｏについては１．０％、Ｗ、およびＶについては０．５％である。
　＜Ｃｕ：０．０１～１．０％＞
　Ｃｕは、Ｃｕは０．０１％以上を添加することで鋼板の強度を高める効果を有する。しかし過剰な添加は熱間圧延鋼板の表面品位を損ねるので１．０％を上限とする。
　＜Ｎｉ：０．０１～５．０％＞
　Ｎｉは、焼入れ性を高める効果を有するので有効に活用することができる元素であり、その効果は０．０１％以上で明瞭となる。一方、高価な元素であるから、その効果が飽和する５．０％を上限とする。また、上記のＣｕによる熱間圧延鋼板の表面品位の低下を抑制する働きも有するので、Ｃｕと同時に含有させることが望ましい。
　なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は許容される。
　鋼板表面硬さのバラツキ
　鋼板表面硬さのバラツキついて説明する。
　まず、鋼板表面の硬さの決定（測定）方法について述べる。
　鋼板表面の硬さは、理想的には、鋼板表面を上面にし、板厚方向を鉛直方向と一致させて硬度計（例えばビッカース硬度計）で測定すべきであるが、圧痕を明瞭に認識する（圧痕の寸法を精度よく測定する）ためには表面（測定面）を研磨するなど、一定の加工が必要となる。このような加工（例えば機械的研磨）では、本来の表面から少なくとも数十μｍ程度が除去される。また、酸などを用いて化学的に研磨しても除去されることに変わりはなく、却って平坦度が悪化することが多い。従って、このような手法で鋼板表面の硬さを決定（測定）することは現実的ではない。
　そこで本発明者らは、鋼板の板厚方向に平行な断面上において硬さを決定することとした。こうすれば鋼板表面は無加工で（除去されることなく）測定できる。しかしながら、この場合でも、上記のような硬度計で測定できる位置は表面から僅かに板厚方向に内部となる。このため次善の策として、出来るだけ低荷重で圧痕を付けることによってより表面に近い部位の情報を得るようにした。
　具体的には図３を参照されたい。まず測定面（鋼板断面）を鏡面に研磨した。ビッカース硬度計を用い、試験荷重（圧子を押し込む荷重）は１０ｇｆ、押し込み時間は１５秒とし、板厚方向の測定位置は鋼板表面から２０μｍのところとした。本明細書で用いる「鋼板表面の硬さ」とは以上の手法に基づいて決定したものを指すこととする。
　また、鋼板の表層として、Ａｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層の何れかを有する鋼板における鋼板表面の硬さは、めっき層と鋼板との境界（界面）から２０μｍの位置で測定した。
　例えば、実施例で用いた鋼板のＡｌめっき層は、Ａｌを主成分とする外側の層と、ＡｌとＦｅの反応層と思われる内側（鋼板側）の層の２層から構成されることが認められたので、内側の層と鋼板の境界から板厚方向に２０μｍの位置で硬さを測定し、これを鋼板の表面硬さとした。
　次に、実施例で用いた鋼板のＺｎめっき層は、Ｚｎを主成分とする外側の層と、Ｆｅと、Ｚｎ浴中に微量に添加されたＡｌとの反応層である内側の層の２層から構成されることが認められたので、内側の層と鋼板の境界から板厚方向に２０μｍの位置で硬さを測定し、これを鋼板の表面硬さとした。
　また、実施例で用いたの鋼板のＺｎ－Ｆｅ合金層は、ＺｎとＦｅから構成される複数の合金層から構成されることが認められたので、最も内側の層と鋼板の境界から板厚方向に２０μｍの位置で硬さを測定し、これを鋼板の表面硬さとした。
　硬さのバラツキを求める目的で、上記の測定を、図２に示す疲労試験片の疲労亀裂進展領域（２１）に対応する領域において行った。図３は、硬さを測定した箇所を示す斜視図である。鋼板の表面または鋼板とめっき層の界面から板厚方向に２０μｍの位置で、ビッカース硬度計の圧子を押し込んだ。この操作を、図３に示すように、０．１ｍｍの圧痕間隔で、鋼板の表面と平行な方向に一測定試料当たり３００点（測定長さで３０ｍｍに亘って）行った（第一の測定面）。更に同じ操作を予め採取しておいた第一の測定面から５ｍｍ離れたもう一箇所（第二の測定面）に付いて行った。
　このようにして合計６００点について硬さを求め、これを母集団とした標準偏差を計算し、バラツキの指標とした。
　なお、上記の測定長さ３０ｍｍと５ｍｍ離れた２箇所は、後述する疲労試験片の亀裂進展領域と一致するように決定したものである。
　以下の実施例にて説明する実験において、ホットスタンプ後の疲労限度比が０．４以上を示したものと、それ以下であったものについて、鋼板表層の硬さのバラツキを比較したところ、前者では標準偏差が４０以下であった。そこで更に詳細に調査を進めたところ、ホットスタンプ後の硬さのバラツキが標準偏差で４０以下となるのは、同様の手法で決定したホットスタンプ前の鋼板の硬さのバラツキが標準偏差で２０以下の時であることが明らかとなった。
　本発明において、鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置のビッカース硬さの標準偏差が２０以下であると規定したのはこのような実験結果に基づいたものである。
　ホットスタンプ部材用鋼板の製造方法
　最後に、本発明のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法について説明する。
　本発明のホットスタンプ部材用鋼板は、常法に基づいて製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗工程、冷間圧延の各工程を行い、冷延鋼板とする。製鋼工程で上述した本発明の範囲内に化学成分の調整を行った後、連続鋳造工程でスラブとし、例えば、１３００℃以下の加熱温度で熱間圧延を開始し、９００℃前後で圧延を完了させる。巻き取り温度は、例えば６００℃などが選択できる。熱間圧延率は、６０～９０％とすればよい。酸洗工程を経て冷間圧延を行う。圧延率は３０～９０％の範囲から選択できる。
　このようにして製造された冷延鋼板を再結晶させるための焼鈍工程は極めて重要である。焼鈍工程は連続焼鈍設備を用いて行い、平均加熱速度８～２５℃／秒で室温から温度Ｍ（℃）まで加熱する第一段階と、それに引き続き平均加熱速度１～７℃／秒で温度Ｓ（℃）まで加熱する第二段階の二段構成からなる。ここで温度Ｍが６００～７００（℃）、温度Ｓが７２０～８２０（℃）であることが必要である。これらの条件は以下に記載する実施例にて説明する実験結果に基づいて決定されたものである。
　こうした条件で再結晶焼鈍した場合に、鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置で測定したビッカース硬さの標準偏差が２０以下である、硬さのバラツキが小さい鋼板が得られる理由は必ずしも明らかではないが、結晶粒径の分布が出来るだけ均一で、かつ、炭化物の寸法と分布も同じく出来るだけ均一であることが望ましいことから、再結晶粒径の分布と、炭化物の寸法および分布の観点から次のように推定している。
　冷延された鋼板の再結晶過程は複雑なものであるから、再結晶と言う現象に対する加熱速度とその加熱速度での最高加熱温度の持つ意味を切り離して独立に述べることは適切ではない。そこで、まず、第一段階について、例えば、ある一つの温度Ｍ（℃）に対して、加熱速度が小さい場合と大きい場合を考える。前者、すなわち加熱速度が小さい場合には再結晶核の密度が（相対的に）低く、個々の再結晶粒は自由に成長するものの、Ｍ（℃）に近い高温域において、残りの未再結晶領域から微小な再結晶粒が生成し、鋼板の温度がＭ（℃）に達した段階で、（相対的に）大きな結晶粒と小さな結晶粒が混在する状態となるものと考えられる。
　一方、後者、すなわち加熱速度が大きい場合には、再結晶粒核の密度は高く、多数の再結晶粒が速い速度で成長し、粒界が接するようになり、更にＭ（℃）に近い高温域では、各再結晶粒の成長の競合の結果、特定の結晶方位を持った結晶粒がその他の結晶方位を持った結晶粒を食って成長するため、Ｍ（℃）に達した段階で、やはり大きな結晶粒と小さな結晶粒が混在する状態となるものと考えられる。従って、温度がＭ（℃）に達した段階で、丁度、再結晶粒同士が粒界を接するような適切な加熱速度とＭ（℃）の組み合わせが、より均一な再結晶粒径の分布の達成に必要となる。第一段階の平均加熱速度の８～２５℃／秒、および温度Ｍ（℃）の６００～７００℃はこの適切条件に該当しているものと考えられる。
　次に、鋼板の温度がＭ（℃）に達した後では再結晶粒の成長の競合を抑制するために、第二段階の加熱速度は、第一段階より小さくする必要がある。そして温度Ｍ（℃）から温度Ｓ（℃）の温度域では炭素の拡散による炭化物の再形成が活発となるので、焼鈍工程の最高温度Ｓ（℃）の設定と、その温度までの加熱速度の組み合わせが重要な意味を持つ。
　ある一つのＳ（℃）に対して、加熱速度が小さい場合には、温度Ｍ（℃）で存在していた炭化物が一様に成長するため、温度Ｍ（℃）に達した段階で存在していた多様な寸法の炭化物が同じ多様さのまま存在する鋼板となると考えられる。一方、加熱速度が大きい場合には、小さな炭化物が消失して大きな炭化物の成長が起こり、炭化物の寸法は相対的に均一に近づくものの、密度が小さくなることから、炭化物に起因した鋼板の硬さの不均一がもたらされる。これらに対して、第二段階の加熱速度と温度Ｓ（℃）の組み合わせが適切な場合には、小さな炭化物の成長が優先的に生じ、寸法が比較的均一な炭化物が適切な密度で分散した鋼板となるため、炭化物に起因した鋼板の硬さの不均一は小さくなるものと考えられる。第二段階の加熱速度の１～７℃／秒、および温度Ｓ（℃）の７２０～８２０℃はこの適切条件に該当しているものと考えられる。
　温度Ｓに到達後は、温度Ｓを短時間保持してもよいし、直ちに次の冷却工程に移行してもよい。温度Ｓ保持する場合には、結晶粒径の粗大化を抑制する観点から保持時間は１８０秒以下が望ましく、更に望ましくは１２０秒以下である。
　冷却工程での、温度Ｓからの冷却速度は特に限定されないが、３０℃／秒以上の急速な冷却は避けることが望ましい。したがって、温度Ｓからの冷却速度は、３０℃／秒未満であり、好ましくは、２０℃以下であり、更に好ましくは、１０℃以下である。ホットスタンプ用の鋼板は剪断によって所定形状に加工されホットスタンプに供されることが多く、急速な冷却は剪断荷重を高めて生産の効率を落とすことが懸念されるからである。
　焼鈍後、室温まで冷却してもよいし、冷却中に溶融Ａｌ浴に浸漬してＡｌめっき層を形成してもよい。
　溶融Ａｌ浴は０．１～２０％のＳｉを含有していてもよい。
　Ａｌめっき層中に含有されるＳｉは、ホットスタンプを行う前の加熱中に生じるＡｌとＦｅの反応に影響を及ぼす。過度な反応はめっき層自身のプレス成形性を損ねる恐れがあり、一方で過度な反応の抑制は、プレス金型へのＡｌの付着を招く恐れが懸念される。そうした問題点を回避するには、Ａｌめっき層中のＳｉは１～１５％が望ましく、更に好ましくは３～１２％である。
　また、焼鈍後の冷却中に溶融Ｚｎ浴に浸漬してＺｎめっき層を形成してもよい。
　更には、溶融Ｚｎ浴に浸漬してＺｎめっき層を形成した後、６００℃以下に加熱してＺｎ－Ｆｅ合金層を形成してもよい。
　溶融Ｚｎ浴には０．０１～３％のＡｌを含有させることができる。
　当該Ａｌの存在は、ＺｎとＦｅの反応に強く影響する。Ｚｎめっき層を形成する場合には、ＦｅとＡｌの反応層が障害となってＺｎとＦｅの相互拡散を抑制する。一方、Ｚｎ－Ｆｅ合金層は、Ｚｎがリッチな合金層（ζ相、δ１相）とＦｅがリッチな合金層（Γ１相、Γ相）によって構成されるが、前者は地鉄との密着性に富むものの加工性に劣り、後者は加工性に優れるものの、密着性が不十分である。そこで、これらの４相の構成比率を適切に制御することで目的とする特性（密着性を優先する、加工性を優先する、あるいは両者をバランスさせる、など）を満たすようにする必要があり、それは溶融Ｚｎ浴に０．０１～３％のＡｌを含有させることでＦｅの拡散を制御して行うことが出来る。どのような濃度とするかは、製造する設備の能力や目的に応じて製造者が選択できる。
　Ａｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層の厚さはホットスタンプ後の鋼板、あるいは部品の疲労特性には影響しないが、過度に厚い場合には、プレス成型性に影響を及ぼす懸念がある。実施例にて示すように、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍ超の場合にはかじり現象の発生が認められ、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍ超の場合には金型へのＺｎの凝着が頻発し、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さが４５μｍ超の場合には合金層の割れが散見されるなど、生産性を損ねる。そこでそれらの層の厚さを各々、Ａｌめっき層：５０μｍ以下、Ｚｎめっき層：３０μｍ以下、Ｚｎ－Ｆｅ合金層：４５μｍ以下とするのが好ましい。
　それらのめっき層が薄い場合には、成形性上全く問題はないが、それらのめっき層を付与する目的である耐食性の観点から各々のめっき層の下限を以下のようにするのが好ましい。すなわち、Ａｌめっき層：好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上、Ｚｎめっき層：好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上、Ｚｎ－Ｆｅ合金層：好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上である。
　以下実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。
（実施例１）
　表１に示す化学成分を有する鋼片ａ～ｆを製鋼し、鋳造した。これらの鋼片を１２５０℃に加熱して熱間圧延工程にかけ、仕上げ温度９００℃、巻き取り温度６００℃で厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を酸洗したのち冷間圧延して厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。
　上記冷延鋼板を表２に記載のｉ～ｘｖｉｉｉの条件で再結晶焼鈍し、表３に示すホットスタンプ部材用鋼板１～３２を得た。その一部からホットスタンプ前の硬さ測定用試験片を２個採取した。試験片採取位置は得られたホットスタンプ部材用鋼板の板幅方向に５ｍｍ離れた位置とした。
　表２中の平均加熱速度１（第一段階）、および平均加熱速度２（第二段階）は、それぞれ、室温から温度Ｍ（℃）までの、および温度Ｍ（℃）から温度Ｓ（℃）までの平均の加熱速度を示す。
　これらのホットスタンプ部材用鋼板を、９００℃に１０分間保持した後、図１に示す実験用平板プレス金型にて挟むことにより、ホットスタンプした。一種類のホットスタンプ部材用鋼板毎に１０枚のホットスタンプ処理を行った。このうち１枚から、ＪＩＳ５号の規定に従う引張試験片を２本と硬さ測定用試験片（ホットスタンプ前と同じ要領）を２個採取した。そして残りの９枚から図２に示す疲労試験片を各２枚、合計１８枚採取した。採取のための加工方法は放電加工で行った。
　引張試験を行い、引張強さσＢを求めた（２本の引張試験片の平均値）。一方、１８枚の試験片を用いて平面曲げ疲労試験を行い、１×１０７回時間強度σＷの決定を行った。試験の条件は、応力比－１、繰り返し速度５Ｈｚであった。
　硬さ測定用試験片は、ホットスタンプ前後とも冷延鋼板の圧延方向と平行な断面を鏡面に研磨したものである。
　これら試験片の表面から板厚方向に２０μｍ内部の硬さを、ビッカース硬度計（株式会社ミツトヨ製のＨＭ－２２０Ｄ）を使用して測定した。押し込み荷重は１０ｇｆ、押し込み時間は１５秒とし、表面と平行な方向の測定間隔を０．１ｍｍとして３００点測定した。
　２個の試験片について同様に測定し、合計６００点のビッカース硬さのデータから硬さの標準偏差を計算した。
　表３に、鋼符号、処理条件、ホットスタンプ前の硬さの標準偏差、ならびに引張強さσＢ（２本の平均値）、強度σＷ、疲労限度比σＷ／σＢ、およびホットスタンプ後の硬さの標準偏差を示す。疲労限度比σＷ／σＢとホットスタンプ前の硬さの標準偏差の相関を図４に示す。
　ホットスタンプ後の鋼板の引張強さσＢは同一化学成分の鋼板（符号ｂ）では再結晶焼鈍条件にはほとんど影響されないことが分かった。一方、疲労特性（σＷ／σＢ）は再結晶焼鈍条件の影響を強く受けた。
　本発明の焼鈍条件であるｉ、ｉｉｉ、ｉｖ、ｖｉｉ、ｖｉｉｉ、ｘｖ、および、ｘｖｉｉｉを用いた鋼板では、概ね１２００～１５００ＭＰａの引張強さの範囲において、相対的に高い疲労特性、すなわち、０．４以上の疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られた。これに対して、本発明の範囲外の条件で焼鈍した鋼板では得られた疲労限度比は０．３前後と低位であった。
　こうした相違は、疲労限度比がホットスタンプ後の硬さの標準偏差と相関があり、同時にホットスタンプ前の硬さの標準偏差に明確に依存し、Ｎｏ．１～６、８、９、１２、１３、１６、１７、２０、２１、および、２３～２８が示すように、硬さの標準偏差が２０以下の場合に、優れた疲労特性（高い疲労限度比）を有するホットスタンプ部材が得られることが明らかとなった。
　また、ホットスタンプ前の硬さの標準偏差が２０以下となる鋼板を得るための再結晶焼鈍の条件として、平均加熱速度１５～２５℃／秒で室温から温度Ｍ（℃）まで加熱する第一段階と、引き続き平均加熱速度２～５℃／秒で温度Ｓ（℃）まで加熱する第二段階を有し、Ｍが６２０～６８０（℃）、Ｓが７８０～８２０（℃）であること、が明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例２）
　表４に示す化学成分を有する鋼片２ａ～２ｈを製鋼し、鋳造した。これらの鋼片を実施例１と同じ条件で厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗後、１．２ｍｍに冷間圧延した。
　それらの鋼板を表２のｉ、ｉｘ、および、ｘｖｉｉｉの条件にて再結晶焼鈍してホットスタンプ部材用の鋼板を得た。
　それらの鋼板から硬さ測定用の試験片を実施例１と同じ要領で採取した。
　これらのホットスタンプ部材用鋼板を、９００℃に５分間保持した後、図５に示すハット型にホットスタンプ法で成形した。同図に示すように、ハット頭部から、図２に示す疲労試験片、およびＪＩＳ５号引張試験片を採取した。
　これらの試験片を用いて、実施例１と同要領にて、ホットスタンプ前の硬さの標準偏差、ならびにホットスタンプ後の鋼板（部材）の引張強さσＢ（２本の平均）、および１×１０７回時間強度σＷを求めた。
　表５にそれらの結果を示す。疲労限度比σＷ／σＢとホットスタンプ前の硬さの標準偏差の相関を図６に示す。
　本発明の範囲内である条件ｉ、およびｘｖｉｉｉを用いて再結晶焼鈍を行ったホットスタンプ部材用鋼板にあっては、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｕ、およびＮｉを含有する鋼板であっても、ホットスタンプ前の表層の硬さのバラツキが、標準偏差で２０以下であった。またそれらを用いると疲労限度比が０．４以上と、疲労特性に優れたホットスタンプ部材の得られることが明らかとなった。
　一方、本発明の範囲外である条件ｉｘを用いて再結晶焼鈍した鋼板においては、ホットスタンプ前の表層の硬さのバラツキが、標準偏差で２０超であり、それらを用いて得られるホットスタンプ部材の疲労限度比は０．２６～０．３１と、疲労特性に劣ることが明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（実施例３）
　表６に示す化学成分を有する鋼板３ａ～３ｄを製鋼し、鋳造した。これらの鋼片を実施例１と同じ条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗後１．２ｍｍに冷間圧延した。
　これらの鋼板を、平均加熱速度１９℃／秒で６５５℃まで加熱し、続いて平均加熱速度２．５℃で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／秒で冷却した。そして６７０℃の溶融Ａｌ浴（１０％のＳｉと不可避不純物を含有）に浸漬し、５秒後に取り出し、ガスワイパーにより、付着量を調整した後、室温まで空冷した。
　得られた鋼板から実施例１と同じ要領で硬さ測定用試験片を採取した。硬さを測定するために、Ａｌめっき層のうちの内側の層（ＡｌとＦｅの反応層）と鋼板の境界から２０μｍ位置の硬さを実施例１と同じ要領で測定した。この測定の際に、Ａｌめっき層（２層の合計）の厚さ測定も行った。厚さの測定範囲は硬さ測定範囲と同じく長さで３０ｍｍとし、測定間隔５ｍｍで７点、第一の測定面と第二の測定面の測定位置の合計で１４点測定しその平均値を求めた。
　これらの鋼板を実施例２と同要領でハット型にホットスタンプした。加熱条件は、９００℃に１分保持とした。
　ハット頭部から、図２に示す疲労試験片、およびＪＩＳ５号引張試験片を採取した。
　これらの試験片を用いて引張強さσＢ（２本の平均）、および１×１０７回時間強度σＷを求めた。表７にそれらの結果を示す。
　何れの実施例においても疲労限度比が０．４以上の優れたホットスタンプ部材用鋼板が得られたが、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍを超えるＮｏ．５７、６２、６７、および７２ではハット型の縦壁部に高い頻度でかじり現象が発生した。５０μｍ以下の例では、かじり現象は全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＡｌめっきを施す場合の厚さの上限は５０μｍ以下であると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
（実施例４）
　表６に示す化学成分を有する鋼板３ａ～３ｄを製鋼し、鋳造した。これらの鋼片を実施例１と同じ条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗後１．２ｍｍに冷間圧延した。
　これらの鋼板を、平均加熱速度１９℃／秒で６５５℃まで加熱し、続いて平均加熱速度２．５℃で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／秒で冷却した。そして４６０℃の溶融Ｚｎ浴（０．１５％のＡｌと不可避不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーにより、付着量を調整した後、室温まで空冷した。
　得られた鋼板から実施例１と同じ要領で硬さ測定用試験片を採取した。硬さを測定するために、Ｚｎめっき層の内側の層（ＡｌとＦｅの反応層）と鋼板の境界から２０μｍ位置の硬さを実施例１と同じ要領で測定した。この測定の際に、Ｚｎめっき層のみの厚さ測定も行った。厚さの測定範囲は硬さ測定範囲と同じく長さで３０ｍｍとし、測定間隔５ｍｍで７点、第一の測定面と第二の測定面の測定位置の合計で１４点測定しその平均値を求めた。
　これらの鋼板を実施例２と同要領でハット型にホットスタンプした。８８０℃に加熱して５秒保持した後、７００℃まで空冷し、プレスした。
　ハット頭部から、図２に示す疲労試験片、およびＪＩＳ５号引張試験片を採取した。
　これらの試験片を用いて引張強さσＢ（２本の平均）、および１×１０７回時間強度σＷを求めた。表８にそれらの結果を示す。
　何れの実施例においても疲労限度比が０．４以上の優れたホットスタンプ部材用鋼板が得られたが、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍを超えるＮｏ．７７、８２、８７、および９２では金型に高い頻度でＺｎの凝着か認められた。３０μｍ以下の例では、Ｚｎの凝着は全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＺｎめっきを施す場合の厚さの上限は３０μｍ以下であると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
（実施例５）
　表６に示す化学成分を有する鋼板３ａ～３ｄを製鋼し、鋳造した。これらの鋼片を実施例１と同じ条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗後１．２ｍｍに冷間圧延した。
　これらの鋼板を、平均加熱速度１９℃／秒で６５５℃まで加熱し、続いて平均加熱速度２．５℃で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／秒で冷却した。そして４６０℃の溶融Ｚｎ浴（０．１３％のＡｌ、０．０３％のＦｅ、および不可避不純物を含有）に浸漬し、３秒後に取り出し、ガスワイパーにより、付着量を調整した後、４８０℃に加熱してＺｎ－Ｆｅ合金層を形成後、室温まで空冷した。
　得られた鋼板から実施例１と同じ要領で硬さ測定用試験片を採取した。硬さを測定するために、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の最内層（ＺｎとＦｅの反応層）と鋼板の境界から２０μｍ位置の硬さを実施例１と同じ要領で測定した。この測定の際に、Ｚｎ－Ｆｅ合金層（４層から構成されていた）の合計の厚さ測定も行った。この測定の際に、Ａｌめっき層（２層の合計）の厚さ測定も行った。厚さの測定範囲は硬さ測定範囲と同じく長さで３０ｍｍとし、測定間隔５ｍｍで７点、第一の測定面と第二の測定面の測定位置の合計で１４点測定しその平均値を求めた。
　これらの鋼板を実施例２と同要領でハット型にホットスタンプした。８８０℃に加熱して５秒保持した後、７００℃まで空冷し、プレスした。
　ハット頭部から、図２に示す疲労試験片、およびＪＩＳ５号引張試験片を採取した。
　これらの試験片を用いて引張強さσＢ（２本の平均）、および１×１０７回時間強度σＷを求めた。表９にそれらの結果を示す。
　何れの実施例においても疲労限度比が０．４以上の優れたホットスタンプ部材用鋼板が得られたが、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さが４５μｍを超えるＮｏ．９７、１０２、１０７、および１１２ではプレス後の合金層に微細な割れが発生した。４５μｍ以下の例では、微細な割れは全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成する場合の厚さの上限は４５μｍ以下であると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　１１ａ　　上金型
　１１ｂ　　下金型
　１２　　鋼板
　２１　　疲労亀裂進展領域
　５１　　試験片採取位置

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．３～２．３％、および
    Ａｌ：０．０１～０．５％
    を含み、そして
    残部がＦｅ、および不可避的不純物であり、
    該不純物として
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、および
    Ｎ：０．１％以下
    に限定した
    化学成分を含む鋼板であって、
    　当該鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置のビッカース硬さの標準偏差が２０以下であることを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板。
  2. 　更に質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５％
    Ｂ：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％
    Ｗ：０．０１～０．５％
    Ｖ：０．０１～０．５％
    Ｃｕ：０．０１～１．０％および
    Ｎｉ：０．０１～５．０％
    から選ばれる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部材用鋼板。
  3. 　前記鋼板の表面に５μｍ～５０μｍの厚さのＡｌめっき層、５μｍ～３０μｍの厚さのＺｎめっき層、または５μｍ～４５μｍの厚さのＺｎ－Ｆｅ合金層のいずれかを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部材用鋼板。
  4. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．３～２．３％、および
    Ａｌ：０．０１～０．５％
    を含み、そして
    残部がＦｅ、および不可避的不純物であり、
    該不純物として
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、および
    Ｎ：０．１％以下
    に限定した化学成分を含む鋼を熱間圧延し、その後冷間圧延して得られる冷延鋼板を再結晶焼鈍する工程において、
    平均加熱速度８～２５℃／ｓで室温から温度Ｍ（℃）まで加熱する第一段階と、
    引き続き平均加熱速度１～７℃／ｓで温度Ｓ（℃）まで加熱する第二段階と
    を含み、
    温度Ｍ（℃）が６００～７００（℃）、
    温度Ｓ（℃）が７２０～８２０（℃）
    であることを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼が、更に質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５％
    Ｂ：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％
    Ｗ：０．０１～０．５％
    Ｖ：０．０１～０．５％
    Ｃｕ：０．０１～１．０％および
    Ｎｉ：０．０１～５．０％
    から選ばれる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４に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  6. 　前記熱間圧延工程の熱間圧延率が、６０～９０％であり、前記冷間圧延工程の冷間圧延率が３０～９０％であることを特徴とする請求項５に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  7. 　前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＡｌ浴に浸漬して、表面にＡｌめっき層を形成する工程を更に含むことを特徴とする請求項４に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  8. 　前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＺｎ浴に浸漬して、表面にＺｎめっき層を形成する工程を更に含むことを特徴とする請求項４に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  9. 　前記再結晶焼鈍工程に引き続き、前記鋼板をＺｎ浴に浸漬して、表面にＺｎめっき層を形成した後、更に６００℃以下に加熱して、前記表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成する工程を更に含むことを特徴とする請求項４に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
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