WO2013147228A1 - 熱間プレス成形鋼部材の製造方法、および熱間プレス成形鋼部材 - Google Patents

熱間プレス成形鋼部材の製造方法、および熱間プレス成形鋼部材 Download PDF

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隆行 山野
規之 神保
浅井　達也
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a hot press-formed steel member, and a hot press-formed steel member, and in the field of producing a thin steel plate product mainly applied to an automobile body, galvanizing as a material thereof After heating a steel plate (including a hot dip galvanized steel plate, an alloyed hot dip galvanized steel plate, and an electrogalvanized steel plate, hereinafter sometimes referred to as a “blank”) to an austenite transformation point (Ac 3 transformation point) or higher,
  • a steel plate including a hot dip galvanized steel plate, an alloyed hot dip galvanized steel plate, and an electrogalvanized steel plate, hereinafter sometimes referred to as a “blank”
  • the present invention relates to a method for producing a hot-pressed steel member that exhibits a high strength of 780 MPa or more and suppresses intergranular cracking due to molten metal embrittlement.
  • Automotive steel parts are being strengthened (using high-tensile materials) to achieve both collision safety and weight reduction.
  • high-tensile materials there are problems such as an increase in molding load and deterioration in dimensional accuracy.
  • a hot press forming technique in which a steel plate as a material is press-formed in a heated state to simultaneously realize forming and high strength.
  • a steel plate in a high temperature state is formed by a die (punch or die) and held and cooled at the bottom dead center of the forming to perform heat removal and quenching from the steel plate to the die, thereby baking the material.
  • a molded product steel part, steel member
  • Patent Document 1 discloses a technique for optimizing plating and material components and quenching a galvanized steel sheet before hot pressing.
  • FIG. 1 is a graph showing an increase in the forming load, and is a graph showing a relationship between a punching temperature and a shearing load when a steel plate is punched (CL in FIG. 1 means clearance, (Shown in percentage (%) when the thickness is 100%).
  • CL in FIG. 1 means clearance, (Shown in percentage (%) when the thickness is 100%).
  • the forming load is evaluated by the shearing load on the vertical axis.
  • FIG. 2 (b) shows the relationship between the forming start temperature and the maximum forming height Hmax when hot press forming of the galvanized steel sheet is performed by the method shown in FIG. 2 (a).
  • 1 is a ball head punch
  • 2 is a die
  • 3 is a crease presser
  • 4 is a blank.
  • passages (not shown) through which a cooling medium (for example, water) can pass are formed in the ball head punch 1 and the die 2, and these passages can be passed by passing the cooling medium through the passages.
  • These members are configured to be cooled.
  • the maximum molding height Hmax in FIG. 2 (b) represents the molding height at which cracks (breaks penetrating in the plate thickness direction) occurred during molding.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and the purpose thereof is a method of producing a hot press-formed steel member by performing hot press forming using a galvanized steel sheet, It is to establish a method for producing the steel member without reducing LME and causing an increase in forming load and a decrease in formability (cracking).
  • the method for producing a hot press-formed steel member of the present invention that has achieved the above-described object,
  • the chemical composition of the base material is C: 0.10% (meaning mass%; the same applies to chemical components) to 0.35% or less, Mn: 1.0% to 3.5%, Si: 0.1% or more and 2.5% or less, and Al: 0.50% or less (excluding 0%)
  • a hot press molding step of performing at least two hot press moldings after the heating step, Any hot press formation in the hot press forming step is characterized in that it is performed so as to satisfy the following formula (1).
  • R is the radius of curvature (mm) of the shoulder of the mold used for hot press forming
  • t is the thickness of the galvanized steel sheet (mm)
  • T is the forming start temperature (° C.) of hot press forming
  • a is The constants 0.2984 and b are constants 590.
  • the mold used for the hot press molding it is preferable to use a mold having a smaller radius of curvature than the mold used in the hot press molding performed before the hot press molding.
  • the galvanized steel sheet its base material is further as another element, (A) B: 0.005% or less (excluding 0%), (B) Ti and / or Nb: 0.10% or less in total (excluding 0%), (C) Ni and / or Cu: 0.5% or less in total (excluding 0%), (D) Cr and / or Mo: 3.5% or less in total (excluding 0%) You may use what included.
  • the present invention includes a hot press-formed steel member obtained by the manufacturing method.
  • the die shape used for the hot-press forming, the plate thickness of the galvanized steel sheet, and the hot-press forming start temperature are defined by the prescribed formula ( Since it is controlled to satisfy 1), LME can be reduced and cracking of the galvanized steel sheet can be prevented.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the punching temperature and the shearing load when a galvanized steel sheet is punched.
  • FIG. 2A is a diagram showing a form of hot press forming
  • FIG. 2B shows a relationship between the forming start temperature and the maximum forming height Hmax when the galvanized steel sheet is press formed. It is a graph.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining L-bending forming of a steel plate.
  • FIG. 4 is a diagram showing whether or not LME is generated when the molding start temperature and the radius of curvature R of the bent portion of the mold are changed.
  • FIG. 5 is a diagram showing the presence or absence of LME generation when the molding start temperature and the surface layer strain are changed.
  • 6 (b) is a cross-sectional photograph of the vicinity of the bent portion of the steel plate.
  • 7 (b) is a cross-sectional photograph of the vicinity of the bent portion of the steel plate.
  • FIG. 8 is a photograph showing an example of manufacturing a complex molded product by a conventional multi-step cold press.
  • FIG. 8 is a photograph showing an example of manufacturing a complex molded product by a conventional multi-step cold press.
  • FIG. 9 is a diagram showing the relationship between the molding start temperature and the radius of curvature R (bending R (rp)) of the bending portion of the mold in the hot press molding of the present invention.
  • FIG. 10 is a cross-sectional view showing an example of a hot press-formed steel member (final molded product) of the present invention.
  • Fig.11 (a) shows the shape after the preforming in the hot press molding of this invention, and
  • FIG. 12 is a diagram showing hardness measurement points of a hot press-formed steel member in the example.
  • the present inventors have made blank steel sheets of blank symbols A, B, D and E shown in Table 1 below (note that the blank symbol A is a general steel sheet for hot pressing).
  • the LME was subjected to various evaluations and earnestly studied.
  • the cause of the occurrence of LME is that not only the conventionally considered forming start temperature but also the amount of strain applied to the steel plate during forming has a great influence (that is, the bending radius of curvature has a great influence). Ascertained and completed the present invention. Details will be described below.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining a mold configuration and forming conditions when L-bending a steel plate to be formed.
  • the molding start temperature was changed to 750 ° C., 700 ° C., 650 ° C., 600 ° C., and 550 ° C.
  • the curvature radius of the mold shoulder (bending R, in FIG. 3, the curvature radius rp of the punch shoulder). ) was changed to 2.5 mm, 5.0 mm, 7.5 mm, 10 mm, and 15 mm.
  • Tables 2 to 5 below are tables showing whether or not LME is generated when the forming start temperature and the radius of curvature R (bending R, rp) of the bending portion of the mold are changed for each galvanized steel sheet.
  • X is defined as the condition for the occurrence of LME
  • ⁇ is the condition for the absence of the LME. Show.
  • the criteria for the presence or absence of LME generation are the same in Tables 7 and 8 below.
  • the strain corresponding to the radius of curvature (rp) of the shoulder of each mold surface strain of the steel sheet, strain applied to the outer portion of the bent portion of the steel sheet, "Strain" may also be described).
  • Table 6 superimposes the results of Tables 2-5.
  • X indicates that LME occurs for any material (blank) (LME occurs regardless of material)
  • ⁇ indicates that LME occurs depending on the material
  • LME for any material. The case where no occurs (no LME occurs regardless of the material) is indicated by “ ⁇ ”.
  • FIG. 4 is a plot of the results of Table 6 on a graph. From FIG. 4, regardless of the material (blank), the boundary line between the region where LME occurs and the region where LME does not occur is the forming start temperature, the radius of curvature of the bending portion of the mold, and the galvanized steel sheet as described below. It was found that it can be expressed by a function using the plate thickness.
  • forming may be performed by setting a forming start temperature that satisfies the following formula (1), a radius of curvature of the bending portion of the mold, and a plate thickness of the galvanized steel sheet.
  • R is a radius of curvature (also referred to as “bending R”) of a shoulder portion of a mold used for press forming (in particular, a shoulder portion of a mold inside the bend; the same applies hereinafter), and t is a plate of a galvanized steel sheet.
  • Thickness T is the hot press molding start temperature
  • a is a constant 0.2984
  • b is a constant 590.
  • the radius of curvature of the die shoulder may be described as rd
  • the radius of curvature of the punch shoulder may be described as rp.
  • Formula (1) when T is less than 590 degreeC, it means that LME does not arise irrespective of R and t.
  • the method for determining the constant a and the constant b is as follows. First, the present inventors thought that the boundary line of the presence or absence of LME generation shown in FIG. 4 can be expressed as an inversely proportional relational expression of ⁇ (surface strain) and T (molding start temperature). Furthermore, since this boundary line is asymptotic to the line at the molding start temperature: 590 ° C., it was considered that the boundary line could be expressed by an inversely proportional expression such as the following expression (i).
  • ⁇ is the surface layer strain
  • T is the molding start temperature (° C.)
  • a is a constant (0.2984)
  • b is a constant (590).
  • the bending angle is greatly deviated from 90 °, or the strain due to bending and the strain due to tension are often combined, but in such a case, using numerical simulation, Generation of LME can be prevented by predicting ⁇ and temperature T of the molding process and designing the process so that they satisfy the relationship of the above formula (2).
  • the numerical simulation can be performed by using general-purpose software Abacus (manufactured by Dassault Systèmes Co., Ltd.) to perform temperature and strain kneading calculations. Any software can be used.
  • LME is generated when L-bending with different bending angles is performed can be determined using the strain ⁇ in the equation (2). For example, when 700 ° C. is substituted into the expression (2) as the molding start temperature T, ⁇ ⁇ 0.09, and the range of additional strain (surface strain) that does not generate LME is predicted to be less than 9%.
  • the experimental conditions in FIGS. 6A and 7A are as follows. Materials used: Material (blank) symbol A in Table 1 Heating temperature: 930 ° C Heating time: 6 minutes Molding start temperature: 700 ° C
  • FIG. 8 is a photograph showing an example of manufacturing a complex molded product by a conventional multi-process cold press (the 114th Plastic Processing Engineering Course-Foundation and Application of Plate Material Formation-(Organizer: Japan Society for Plastic Processing Engineering (execution: Board formation subcommittee), Monday, September 28, 2009 to Wednesday, September 30))).
  • FIG. 9 is a diagram showing the relationship between the forming start temperature and the radius of curvature R (bending R (rp)) of the bending portion of the mold in the hot press forming of the present invention. Is going.
  • LME can be suppressed by performing each process in a LME non-occurrence
  • a mold having a smaller radius of curvature at the shoulder than the mold used in the hot press molding performed prior to the hot press molding is used as the mold used in the hot press molding.
  • LME can be further suppressed by performing multi-step molding while controlling the applied strain so that the strain is small in the high temperature region and large in the low temperature region.
  • the multi-stage hot press forming method shown in FIG. 9 is first formed into a loose rough shape and gradually formed into a complex (sharp) shape, similar to the cold press forming process illustrated in FIG. Therefore, not only the LME is sufficiently suppressed, but also a more complicated shape can be formed.
  • the final press forming is called “final press forming” for convenience, and hot press forming other than the final press forming (that is, hot press forming consisting of n steps is performed).
  • the hot press forming from the first step to the (n-1) step) may be referred to as “preliminary press forming”.
  • the pre-press molding may be one step or two or more steps.
  • the multi-stage hot press forming method forming at a high temperature in which the plating is in a liquid phase results in forming with less strain, so that the surface pressure applied to the steel sheet during forming can be kept low. Therefore, it is also possible to suppress adhesion of plating to the mold.
  • the molding start temperature of the hot press molding is such that the curvature radius R of the shoulder portion of the mold used for press molding, galvanization so as to satisfy the above formula (1) from the viewpoint of LME suppression in any of the multi-step processes. What is necessary is just to determine suitably according to the board thickness t of a steel plate. From the viewpoint of suppressing an increase in molding load and a decrease in moldability, the molding start temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • the galvanized steel sheet is heated to a heating temperature: Ac 3 transformation point (Ac 3 point) or higher.
  • a heating temperature Ac 3 transformation point (Ac 3 point) or higher.
  • the heating temperature is less than the Ac 3 transformation point, a large amount of ferrite is generated in the microstructure of the member, and the required member strength cannot be ensured.
  • the heating temperature is too high, the microstructure constituting the member becomes coarse, and the ductility and bendability are deteriorated, and further, the galvanizing is remarkably deteriorated, and the corrosion resistance of the member may not be exhibited. Therefore the upper limit of the heating temperature is preferably (Ac 3 point +150) ° C. or less, more preferably about (Ac 3 point +100) ° C. or less.
  • the holding time at the heating temperature is preferably within 10 minutes, more preferably within 6 minutes, further preferably within 4 minutes, and the holding at the heating temperature may not be performed.
  • TS is 780 MPa or more (Vickers hardness (hereinafter referred to as Hv) 240 or more), more preferably 980 MPa or more (Hv300 or more), further preferably 1470 MPa or more (Hv450). Above).
  • C 0.10% or more and 0.35% or less
  • Mn 1.0% to 3.5%
  • Si 0.1% or more and 2.5% or less
  • Al 0.50% or less (excluding 0%)
  • the balance is iron and inevitable impurities.
  • the strength of the steel member is primarily determined by the amount of C.
  • the C content needs to be 0.10% or more.
  • it is 0.15% or more, more preferably 0.18% or more.
  • the upper limit of the C amount is not particularly limited, but considering the characteristics (weldability, toughness, etc.) other than the strength of the obtained member, the upper limit of the C amount is 0.35%. It is as follows. Preferably it is 0.30% or less, More preferably, it is 0.25% or less.
  • Mn is an element that improves the hardenability of the steel sheet. Moreover, in order to obtain a high-strength member by hot press molding based on multiple processes, it is essential to suppress the precipitation of the soft phase from austenite between the processes. Mn is an important element that suppresses the precipitation of the soft phase. From these viewpoints, Mn needs to be contained by 1.0% or more.
  • the amount of Mn is preferably 1.5% or more, more preferably 1.8% or more, and further preferably 2.0% or more. However, even if the amount of Mn exceeds 3.5%, the effect is saturated and causes an increase in cost. Therefore, the amount of Mn is 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less.
  • Si 0.1% to 2.5%
  • the molding end temperature is higher than that of conventional hot press molding (for example, cooling to about 100 ° C. in the mold as it is after completion of molding).
  • the cooling rate after taking out is lower than that in the conventional process.
  • Si is an element having an effect of suppressing tempering of the microstructure of the member after being taken out from the mold at a high temperature. By including this Si, the strength of the steel member can be ensured even when the cooling after taking out from the mold in the multi-step hot forming is slow. In order to obtain this effect, the Si amount needs to be 0.1% or more.
  • the Si amount is preferably 0.5% or more, tempering in a low temperature region can be suppressed, and TS1180 MPa or more (Hv360 or more) can be achieved.
  • the amount of Si is more preferably 1.0% or more, and still more preferably 1.2% or more. Even if Si is added more than necessary, the effect is saturated and the surface properties of the base steel sheet are deteriorated, so the Si content is 2.5% or less.
  • the amount of Si is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Al 0.50% or less (not including 0%)
  • Al is an element used for deoxidation, and the amount of Al is preferably 0.01% or more.
  • the Al amount increases, the Ac 3 point of the steel plate rises. As a result, it is necessary to increase the heating temperature before press molding or to increase the heating time, which increases the manufacturing cost of the member, such as increasing the required energy. Therefore, the Al content is 0.50% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less, and still more preferably 0.050% or less.
  • the components of the base material are as described above, and the balance consists of iron and inevitable impurities (for example, P, S, N, O, As, Sb, Sn, etc.).
  • P and S in the inevitable impurities are preferably reduced to P: 0.02% or less and S: 0.02% or less from the viewpoint of securing weldability and the like.
  • the N content is preferably suppressed to 0.01% or less.
  • O causes surface flaws, it is preferable to keep it at 0.001% or less.
  • the galvanized steel sheet of the present invention may further contain the following elements as long as the base material does not impair the effects of the present invention.
  • B is an element that improves the hardenability of the steel material and prevents the precipitation of a soft phase between steps in multiple steps. Therefore, it is an element effective for ensuring higher strength (Hv450 or more) by multi-step hot press forming. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0015% or more, More preferably, it is 0.0020% or more. On the other hand, when B is excessively contained, BN is excessively generated and toughness is deteriorated. Therefore, the B amount is preferably suppressed to 0.005% or less. More preferably, it is 0.0040% or less, More preferably, it is 0.0035% or less.
  • Ti and / or Nb 0.10% or less in total (excluding 0%)
  • Ti and Nb have the effect of reducing the microstructure of the member and improving the strength-ductility balance of the member. From this viewpoint, these elements are preferably contained in a total amount of 0.015% or more (more preferably 0.020% or more).
  • the total content of these elements is 0.10% or less (preferably 0.06% or less, more preferably 0.04% or less).
  • Ni and Cu are effective elements for improving the hardenability of the steel sheet. It is also an element useful for improving delayed fracture resistance of molded products. In order to exert such effects, it is preferable to contain 0.01% or more in total. More preferably, it is 0.1% or more in total. However, when these contents are excessive, it causes generation of surface flaws during the production of the steel sheet. As a result, the pickling property is lowered, and the productivity is deteriorated. Therefore, the total content of these elements is preferably 0.5% or less (more preferably 0.3% or less).
  • Cr and Mo are effective elements for improving the hardenability of the steel sheet. Further, as described above, in the multi-step hot press forming, it is essential to obtain a high-strength member to suppress the soft phase precipitation from austenite between the steps. Mn is the most effective element for suppressing the soft phase precipitation, but Cr and Mo can provide the same effect. Therefore, these elements are preferably contained in a total of 0.1% or more, more preferably 0.15% or more, still more preferably 0.20% or more, and still more preferably 0.25% or more. On the other hand, even if the addition amount exceeds 3.5%, the effect is saturated and causes an increase in cost. Since these elements are expensive in cost, auxiliary addition of Mn is desirable. Therefore, these elements are preferably 3.5% or less in total, more preferably 3.0% or less, and still more preferably 2.8% or less.
  • the method for producing a blank (galvanized steel sheet) in which the base material satisfies the above component composition is not particularly limited.
  • casting, heating, hot rolling, and cold rolling after pickling are performed, and annealing is performed as necessary to obtain hot rolled steel sheets and cold rolled steel sheets.
  • the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet are plated (zinc-containing plating, etc.), so that the plated steel sheet (hot-dip galvanized steel sheet (GI), etc.) and alloyed and melted by alloying it are also obtained.
  • a galvanized steel sheet (GA) or the like can be obtained.
  • pieces) to austenite when steel materials are heated is represented as following formula (3).
  • Ac 3 points (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ ⁇ [C] ⁇ 15.2 ⁇ [Ni] + 44.7 ⁇ [Si] + 104 ⁇ [V] + 31.5 ⁇ [Mo] + 13.1 ⁇ [W] ⁇ 30 ⁇ [Mn] -11 ⁇ [Cr] -20 ⁇ [Cu] (3)
  • Example 1 Hot press molding (simple bending) into the shape shown in FIG. 10 for a blank of 230 mm length ⁇ 50 mm depth heated at 930 ° C. for 6 minutes (hot dip galvanized steel sheet obtained by applying hot dip galvanizing to material A in Table 1 above) Molding (form)) was performed.
  • Table 7 shows the molding conditions. As shown in Table 7, in conditions 1 and 2, the shape shown in FIG. 10 was formed in one step. In conditions 1 and 2, a hydraulic press was used and the bottom dead center holding time was 10 seconds.
  • R the radius of curvature (rd) of the die shoulder and the radius of curvature (rp) of the punch shoulder exceed 2.4 mm.
  • Condition 3 is an example of molding by the method specified in the present invention. Specifically, as shown in FIGS. 11 (a) and 11 (b), a crank press was used to form into the formation shown in FIG. 10 in two steps of preliminary formation ⁇ main forming (final forming). Manual conveyance was used between processes. No bottom dead center was maintained. Furthermore, the conveyance time from the heating furnace (heating for 6 minutes at a heating temperature of 930 ° C.) to the mold for preforming was 10 seconds.
  • the pre-molding start temperature for Condition 3 is 750 ° C.
  • T 750 ° C.
  • the temperature T of the galvanized steel sheet at the start of the final forming (final forming) of Condition 3 is 600 ° C.
  • T 600 ° C.
  • t (plate thickness) 1.4 mm into the above formula (1), R> 2.4. That is, the allowable range of the curvature radius (rd1, 2) of the die shoulder and the curvature radius (rp1, 2) of the punch shoulder for preventing the occurrence of LME is more than 2.4 mm.
  • Condition 2 in Table 7 simulates the prior art that performs rapid cooling before pressing. As shown in Condition 2 of Table 7, when forming was started after quenching with air at a cooling rate of 30 ° C./second to 600 ° C., LME could be suppressed, but cracking occurred in the galvanized steel sheet. In other words, it can be seen that cracking occurs in the galvanized steel sheet when it is formed in one step as in Condition 2.
  • Condition 3 in Table 7 it can be seen that when multi-step hot press molding is performed by the method defined in the present invention, both LME and cracking can be suppressed.
  • the surplus introduced in the preforming contributes greatly to the suppression of cracking.
  • condition 3 was formed using the same crank press as the cold press without holding the bottom dead center. By eliminating the bottom dead center, productivity during molding can be dramatically improved.
  • Condition 1 when the number of moldings was increased, the adhesion of plating to the mold was observed from the die shoulder to the vertical wall.
  • the present invention is effective not only for reducing LME but also for reducing adhesion of plating to a mold. If the adhesion of the plating can be reduced, there is an advantage that the maintenance frequency of the mold can be reduced.
  • Example 2 Using various materials shown in Table 8, molding was performed under the same molding conditions as in Condition 3 in Table 7.
  • the chemical component of the base material is preferable (the Si amount is 0.5% or more, and in addition to the basic component, a specified amount of selective elements (B, Ti, Ni, Cu) , Cr)) steel plates (blank symbols B to E in Table 1) were used for multi-step forming.
  • Molding was performed under the same molding conditions as condition 3 in Table 7 except that the materials of the galvanized steel sheets used were different.
  • the hardness of the obtained molded article (member) was investigated by the following method. That is, as shown in FIG.
  • Hv 300 and TS980 MPa or more can be achieved.
  • higher strength Hv 380 or more, Further, it can be seen that Hv450 or higher
  • Example 2 by using a galvanized steel sheet having a chemical composition with a preferable base material, a sufficiently high strength can be secured even if the clearance between the molds is widened. Therefore, the clearance can be set wider, and the surface pressure applied to the mold can be further reduced. As a result, it is further advantageous for suppressing LME and adhesion to the mold.

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Abstract

　亜鉛めっき鋼板に割れを起こさせることなく、ＬＭＥを低減できる熱間プレス成形鋼部材の製造方法を提供する。該製造方法は、母材の化学成分組成が規定の亜鉛めっき鋼板を用い、該亜鉛めっき鋼板をＡｃ３変態点以上に加熱する加熱工程と、該加熱工程の後、少なくとも２回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、（Ｒ／ｔ）＞√（ａ・（Ｔ－ｂ））を満たすように行う点に特徴がある。尚、前記Ｒは熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径（ｍｍ）、前記ｔは亜鉛めっき鋼板の板厚（ｍｍ）、前記Ｔは熱間プレス成形の成形開始温度（℃）、前記ａは定数０．２９８４、前記ｂは定数５９０である。

Description

熱間プレス成形鋼部材の製造方法、および熱間プレス成形鋼部材
　本発明は、熱間プレス成形鋼部材の製造方法、および熱間プレス成形鋼部材に関するものであり、主に自動車車体に適用される薄鋼板成形品を製造する分野において、その素材となる亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、および電気亜鉛めっき鋼板を含む。以下、「ブランク」ということがある）を、オーステナイト変態点（Ａｃ３変態点）以上に加熱した後、熱間でプレス加工（成形）する方法であって、特には、７８０ＭＰａ以上の高強度を示すと共に溶融金属脆化による粒界割れの抑制された熱間プレス成形鋼部材の製造方法に関するものである。
　自動車用鋼部品では、衝突安全性や軽量化の両立のため、高強度化（ハイテン材の使用）が進められている。一方、ハイテン材を冷間プレス成形する際には、成形荷重の増大や、寸法精度の劣化等の問題がある。
　その解決手段として、素材である鋼板を加熱した状態でプレス成形し、成形と高強度化を同時に実現させる熱間プレス成形技術が知られている。この方法では、高温状態にある鋼板を、金型（パンチやダイ）により成形すると共に、成形下死点で保持冷却することによって、鋼板から前記金型への抜熱急冷を行い、素材の焼き入れを実施する。この熱間プレス技術により、寸法精度が良く、かつ高強度の成形品（鋼部品、鋼部材）を得ることができる。
　また、自動車用鋼部品では耐食性の観点から亜鉛めっきを施した鋼板が使用される場合が多い。しかし亜鉛めっき鋼板を用いて上記熱間プレス成形を行った場合には、成形品に溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下単にＬＭＥと記載する場合がある）による粒界割れが発生し、この割れが実用化の大きな問題となっている。
　ＬＭＥを解決する手段として、例えば特許文献１のように、めっきや素材の成分の適正化を行うとともに、熱間プレスを行う前に、亜鉛めっき鋼板を急冷する技術が知られている。
特開２００７－１８２６０８号公報
　しかしながら、上記ＬＭＥの問題を、特許文献１のようなプレス成形前に急冷するといった成形条件で解決しようとする場合、（１）成形設備に急冷設備が必要となること、（２）成形開始温度が低くなるため、成形途中に素材温度が４００℃近傍のＭｓ点を下回る部分が生じやすくなり、成形荷重の増加や成形性の低下（割れの発生）を招く危険性が増大するといったデメリットが生じる。図１は、上記成形荷重の増加を示す図であり、鋼板を打ち抜き加工した際の打抜き温度とせん断加工荷重との関係を示すグラフである（図１中のＣＬは、クリアランスを意味し、板厚を１００％としたときの割合（％）で示す）。尚、図１では、縦軸のせん断加工荷重で成形荷重を評価している。
　また図２（ａ）に示す方法で亜鉛めっき鋼板の熱間プレス成形を行ったときの、成形開始温度と最大成形高さＨｍａｘとの関係を図２（ｂ）に示す。前記図２（ａ）において、１は球頭パンチ、２はダイ、３はしわ押さえ、４はブランクを示す。また、球頭パンチ１とダイ２には冷却媒体（例えば水）を通過させることができる通路（図示せず）が夫々の内部に形成されており、この通路に冷却媒体を通過させることによってこれらの部材が冷却されるように構成されている。前記図２（ｂ）の最大成形高さＨｍａｘとは、成形時に割れ（板厚方向に貫通する破断）が生じた成形高さを表している。
　前記図１および前記図２（ｂ）に示すように、成形中の温度が４００℃近傍のＭｓ点以下になると、成形荷重が急激に増加したり、成形性（最大成形高さＨｍａｘ）が急激に低下してしまうといった問題がある。特に、亜鉛めっき鋼板を複雑な形状に成形する場合には、素材である亜鉛めっき鋼板と金型との接触時間が増え、亜鉛めっき鋼板の温度が低下しやすくなるため、成形荷重増加や割れの危険性が更に高くなる。
　本発明は、上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、亜鉛めっき鋼板を用いて熱間プレス成形を行い熱間プレス成形鋼部材を製造する方法であって、ＬＭＥを低減でき、成形荷重の増加や成形性の低下（割れ）を生じさせることなく上記鋼部材を製造する方法を確立することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の熱間プレス成形鋼部材の製造方法は、
母材の化学成分組成が、
Ｃ：０．１０％（質量％を意味する。化学成分について以下同じ）以上０．３５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｓｉ：０．１％以上２．５％以下、および
Ａｌ：０．５０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物である亜鉛めっき鋼板を用い、
　該亜鉛めっき鋼板をＡｃ３変態点以上に加熱する加熱工程と、
　前記加熱工程の後、少なくとも２回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、
　前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、下記式（１）を満たすように行うところに特徴を有する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ただし、Ｒは熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径（ｍｍ）、ｔは亜鉛めっき鋼板の板厚（ｍｍ）、Ｔは熱間プレス成形の成形開始温度（℃）、ａは定数０．２９８４、ｂは定数５９０である。
　前記熱間プレス成形に用いる金型として、その肩部の曲率半径が、該熱間プレス成形よりも前に実施の熱間プレス成形で使用した金型より小さいものを用いることが好ましい。
　前記亜鉛めっき鋼板として、その母材のＳｉ量が０．５％以上のものを用いるとより高強度の鋼部材が得られるため好ましい。
　前記亜鉛めっき鋼板として、その母材が、更に他の元素として、
（ａ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）や、
（ｂ）Ｔｉおよび／またはＮｂ：合計で０．１０％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で３．５％以下（０％を含まない）
を含んだものを用いてもよい。
　本発明には、前記製造方法によって得られる熱間プレス成形鋼部材も含まれる。
　本発明によれば、亜鉛めっき鋼板を熱間プレス成形するにあたり、該熱間プレス成形に用いる金型形状、亜鉛めっき鋼板の板厚、および熱間プレス成形の成形開始温度を、規定の式（１）を満たすよう制御しているため、ＬＭＥを低減でき、かつ亜鉛めっき鋼板の割れを防止することができる。
図１は、亜鉛めっき鋼板を打ち抜き加工した際の打抜き温度とせん断加工荷重との関係を示すグラフである。 図２（ａ）は、熱間プレス成形の形態を示す図であり、図２（ｂ）は、亜鉛めっき鋼板をプレス成形加工した際の成形開始温度と最大成形高さＨｍａｘとの関係を示すグラフである。 図３は、鋼板のＬ曲げ成形を説明する図である。 図４は、成形開始温度と金型の曲げ部の曲率半径Ｒとを変えたときの、ＬＭＥ発生の有無を示す図である。 図５は、成形開始温度と表層ひずみとを変えたときの、ＬＭＥ発生の有無を示す図である。 図６（ａ）は、９０°のＬ曲げ成形（熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径Ｒ＝２．５ｍｍ、曲げ角度θ＝９０度）の概略を示す図であり、図６（ｂ）は、鋼板の曲げ部付近の断面写真である。 図７（ａ）は、１５°のＬ曲げ成形（熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径Ｒ＝２．５ｍｍ、曲げ角度θ＝１５度）の概略を示す図であり、図７（ｂ）は、鋼板の曲げ部付近の断面写真である。 図８は、従来の多工程冷間プレスによる複雑成形品の製造例を示す写真である 図９は、本発明の熱間プレス成形における成形開始温度と金型の曲げ部の曲率半径Ｒ（曲げＲ（ｒｐ））との関係を示す図である。 図１０は、本発明の熱間プレス成形鋼部材（最終成形品）の例を示す断面図である。 図１１（ａ）は、本発明の熱間プレス成形における予備成形後の形状を示すものであり、図１１（ｂ）は、最終成形後の形状を示すものである。 図１２は、実施例における熱間プレス成形鋼部材の硬度測定点を示す図である。
　上記の課題を解決すべく、本発明者らは、下記表１のブランク記号Ａ、Ｂ、ＤおよびＥの素地鋼板（尚、前記ブランク記号Ａは、一般的な熱間プレス用鋼板である）に、ＧＩめっき（溶融亜鉛めっき）またはＧＡめっき(合金化溶融亜鉛めっき)を施した熱間プレス用亜鉛めっき鋼板（ブランク）に、曲げ成形（図３に示すような１工程の９０°のＬ曲げ成形）を施して、ＬＭＥについて種々評価し、鋭意検討を重ねた。その結果、ＬＭＥが発生する原因として、従来考えられていた成形開始温度だけでなく、成形時に鋼板に付加されるひずみの量も大きく影響すること（すなわち曲げの曲率半径も大きく影響すること）を突き止め、本発明を完成した。以下、詳細について説明する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図３は、成形対象となる鋼板をＬ曲げ成形する際の金型構成と成形条件を説明する図である。成形条件の中でも、成形開始温度については７５０℃、７００℃、６５０℃、６００℃、５５０℃に変化させ、金型の肩部の曲率半径（曲げＲ、図３ではパンチ肩部の曲率半径ｒｐ）については、２．５ｍｍ、５．０ｍｍ、７．５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍに変化させた。
　下記表２～５は、上記各亜鉛めっき鋼板別に、成形開始温度と、前記金型の曲げ部の曲率半径Ｒ（曲げＲ、ｒｐ）を変えたときのＬＭＥ発生の有無を示す表である。下記表２～５では、粒界割れが母材の表層から５μｍ以上の深さに達した場合を、ＬＭＥが発生した条件として「×」、上記ＬＭＥが発生しなかった条件を「○」と示している。ＬＭＥ発生の有無の基準は、後記の表７および表８においても同様である。なお、表２～５には、それぞれの金型の肩部の曲率半径（ｒｐ）に対応するひずみ（鋼板の表層ひずみ、鋼板の曲げ部の外側部分に付加されるひずみであり、以下、単に「ひずみ」と記載する場合もある）も記載している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表２～５の結果から、ＬＭＥは、成形開始温度が高く、かつ金型の曲げ部の曲率半径Ｒが小さい（鋼板の表層ひずみ（付加ひずみ）が大きい）条件で発生することが判明した。これは、成形時の温度が高いほどめっき中の亜鉛の液相分率が上がり、また曲げ部の表層の引張りひずみが大きいほど、液相の亜鉛が素材の粒界に進入し易くなるためであると考えられる。
　表６は、前記表２～５の結果を重ね合わせたものである。表６では、いずれの材料（ブランク）についてもＬＭＥが発生した場合（材料によらずＬＭＥ発生有り）を「×」、材料によってはＬＭＥが生じた場合を「▲」、いずれの材料についてもＬＭＥが生じなかった場合（材料によらずＬＭＥ発生無し）を「○」と示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　図４は、表６の結果をグラフにプロットしたものである。図４から、材料（ブランク）によらず、ＬＭＥが発生する領域と発生しない領域との境界線は、以下に説明するように成形開始温度、金型の曲げ部の曲率半径、および亜鉛めっき鋼板の板厚を用いた関数で表現できることが分かった。
　つまり、ＬＭＥを発生させないためには、下記式（１）を満足するような成形開始温度、金型の曲げ部の曲率半径、および亜鉛めっき鋼板の板厚を設定して成形を行えば良い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 　ただし、Ｒはプレス成形に用いる金型の肩部（特には曲げ内側の金型の肩部をいう。以下同じ）の曲率半径（「曲げＲ」ともいう。）、ｔは亜鉛めっき鋼板の板厚、Ｔは熱間プレス成形の成形開始温度、ａは定数０．２９８４、ｂは定数５９０である。以下、金型の曲げ部のうち、ダイ肩部の曲率半径はｒｄ、パンチ肩部の曲率半径はｒｐと記載する場合がある。尚、式（１）において、Ｔが５９０℃未満の場合は、ＲおよびｔによらずＬＭＥが生じないことを意味する。
　上記定数ａと定数ｂの決定方法は次の通りである。まず本発明者らは、前記図４に示されたＬＭＥ発生有無の境界線を、ε（表層ひずみ）とＴ（成形開始温度）の反比例の関係式として表すことができるのではと考えた。更に、この境界線が成形開始温度：５９０℃のラインに漸近していることから、上記境界線は、下記式（ｉ）のような反比例の式で表現できるのでないかと考えた。図４のデータを用いてε（表層ひずみ）とＴ（成形開始温度）の関係に整理した図が図５である。
　　ε×（Ｔ－５９０）＝ 一定値　　　…（ｉ）
　そして、上記式（ｉ）を上記図５に示されたＬＭＥ発生有無の境界線に近づけるべく試行錯誤して修正した結果、下記式（ｉｉ）で表現できることがわかった。
　　ε×（Ｔ－５９０）1/2＝ ０．９１５３　　　…（ｉｉ）
　即ち、ＬＭＥが発生しない領域は、下記式（ｉｉｉ）で表される。
　　ε×（Ｔ－５９０）1/2 ＜ ０．９１５３　　　…（ｉｉｉ）
　ところでεは、一般的に下記式（ｉｖ）で表される。よって、この式（ｉｖ）で表されるεを上記式（ｉｉｉ）に代入し、変形すると下記式（ｖ）が得られる。
　　ε＝ｔ／（２×Ｒ）　　　…（ｉｖ）
　ただし、式（ｉｖ）において、Ｒはプレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径、ｔは亜鉛めっき鋼板の板厚である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　本発明では、上記式（ｖ）から、０．２９８４を定数ａ、５９０を定数ｂとした次第である。
　なお、上記式（ｉｉｉ）を変形すると、亜鉛めっき鋼板に付加されるひずみεと成形開始温度Ｔを用いたＬＭＥの判定式として下記式（２）のように表すこともできる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
 　式（２）において、εは表層ひずみ、Ｔは成形開始温度（℃）、ａは定数（０．２９８４）、ｂも定数（５９０）である。
　なお実際の成形では、曲げ角度が９０°から大きくずれている場合や、曲げによるひずみと引張りによるひずみが複合して作用する場合も多いが、そのような場合には、数値シミュレーションを使って、成形過程のεおよび温度Ｔを予測し、それらが上記式（２）の関係を満足するように工程設計を行えば、ＬＭＥの発生を防止することもできる。前記数値シミュレーションは、汎用ソフトであるＡｂａｑｕｓ（ダッソー・システムズ（株）製）を使用して、温度とひずみの練成計算を行なうことができるが、一般的な温度とひずみの練成計算を行なえるソフトであれば何を使用してもよい。
　曲げ角度が異なるＬ曲げを行った際にＬＭＥが発生するか否かを、前記式（２）のひずみεを用いて判定することができる。例えば、成形開始温度Ｔとして７００℃を式（２）に代入すると、ε＜０．０９となり、ＬＭＥを発生させない付加ひずみ（表層ひずみ）の範囲は、９％未満と予測される。
　この予測を検証するため、図６（ａ）、図７（ａ）に示すように、特定角度（θ＝９０°またはθ＝１５°）でのＬ曲げの実験を行った。図６（ａ）および図７（ａ）の実験条件は、いずれも下記の通りである。
　使用材料：表１の材料（ブランク）記号Ａ
　加熱温度：９３０℃
　加熱時間：６分
　成形開始温度：７００℃
（１）曲げ角度が９０°のとき
　曲げ角度９０°の場合、上述した数値シミュレーションで鋼板のひずみを計算したところ、最大ひずみ（鋼板の表層ひずみ）は約０．２９（２９％）であった。これは、上記９％を超えるため、曲げ角度が９０°の場合はＬＭＥが発生すると判定できる。これは、図６（ｂ）の実験結果（ＬＭＥが発生）と一致する。
（２）曲げ角度が１５°のとき
　一方、曲げ角度１５°の場合の最大ひずみを数値シミュレーションで計算したところ、最大ひずみは約０．０６（６％）であった。これは、上記９％を下回るため、曲げ角度１５°の場合はＬＭＥは発生しないと判定できる。これは、図７（ｂ）の実験結果（ＬＭＥ発生せず）と一致する。
　ところで、複雑な形状を成形する手段としては、冷間成形において通常用いられるような多工程を用いて成形する方法がＬＭＥ防止のために一層有効と考えられる。図８は、従来の多工程冷間プレスによる複雑成形品の製造例を示す写真である（第１１４回塑性加工工学講座－板材形成の基礎と応用－（主催：日本塑性加工工学会（実行：板材形成分科会）、平成２１年９月２８日（月）～９月３０日（水）））。
　本発明では、熱間プレス成形工程において、少なくとも２回の熱間プレス成形を行い、かついずれの熱間プレス形成も上記式（１）を満たすようにする。図９は、本発明の熱間プレス成形における成形開始温度と金型の曲げ部の曲率半径Ｒ（曲げＲ（ｒｐ））との関係を示す図であり、合計３工程の熱間プレス成形を行っている。図９に示す通り、各工程を、ＬＭＥ非発生領域（上記式（１）を満たす条件）で行うことによって、ＬＭＥを抑制できる。好ましくは、熱間プレス成形に用いる金型として、その肩部の曲率半径が、該熱間プレス成形よりも前に実施の熱間プレス成形で使用した金型と比べて小さいものを用いる。この好ましい実施形態によれば、高温領域ではひずみを小さく、低温領域ではひずみを大きくするように、付加ひずみを制御しながら多工程成形を行って、ＬＭＥをより一層抑制することができる。
　前記図９の多段階による熱間プレス成形の工法は、図８に例示の冷間プレス成形工程と同様に、最初に緩い大まかな形状で成形し、徐々に複雑な（シャープな）形状に成形するため、ＬＭＥが十分に抑制されるだけでなく、より一層複雑な形状の成形も可能となる。
　本発明の多工程熱間プレス形成は、便宜上、最終のプレス形成を「最終プレス形成」といい、この最終プレス形成以外の熱間プレス成形（即ち、ｎ工程からなる熱間プレス成形を行う場合、１工程目～（ｎ－１）工程目の熱間プレス成形）を「予備プレス成形」ということがある。予備プレス成形は、１工程でもよいし２工程以上でもよい。
　多段階による熱間プレス成形の工法では、めっきが液相状態にある高温では、ひずみの少ない成形になるため、成形時に鋼板が受ける面圧を低く抑制することが可能である。そのため、めっきの金型への凝着を抑制することも可能である。
　熱間プレス成形の成形開始温度は、多工程におけるいずれの工程も、ＬＭＥ抑制の観点から、上記式（１）を満たすように、プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径Ｒ、亜鉛めっき鋼板の板厚ｔに応じて適宜決定すればよい。尚、成形荷重の増加や成形性の低下を抑制する観点から、前記成形開始温度は４００℃以上であることが好ましい。
　前記熱間プレス成形工程前には、前記亜鉛めっき鋼板を加熱温度：Ａｃ3変態点（Ａｃ3点）以上に加熱する。該加熱温度がＡｃ3変態点未満であると、部材のミクロ組織にフェライトが多く生成し、必要な部材強度を確保することができなくなる。一方、この加熱温度が高すぎると、部材を構成するミクロ組織が粗大となり、延性や曲げ性の劣化、更には亜鉛めっきの劣化が著しくなり部材の耐食性が発揮できなくなる恐れがある。そのため加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ3点＋１５０）℃以下、より好ましくは約（Ａｃ3点＋１００）℃以下である。また、上記加熱温度での保持時間は、１０分以内が好ましく、より好ましくは６分以内、さらに好ましくは４分以内であり、上記加熱温度での保持はなくてもよい。
　本発明の製造方法で得られる鋼部材の強度は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上（ビッカース硬さ（以下、Ｈｖと記載）２４０以上）、より好ましくは９８０ＭＰａ以上（Ｈｖ３００以上）、更に好ましくは１４７０ＭＰａ以上（Ｈｖ４５０以上）である。
　本発明の様に多工程の熱間プレス成形を行った場合、工程間の搬送時は空冷となり、冷却速度が遅くなるため、成形後の鋼部品の強度を確保することが難しくなる。また、下死点保持を行わない場合も、成形後の鋼部品の強度を確保することが難しい。この様に下死点保持を行わない本発明の多工程成形においても、上述のＴＳ７８０ＭＰａ以上（Ｈｖ２４０以上）を達成させるには、熱間プレス成形に用いる亜鉛めっき鋼板の母材の化学成分（該亜鉛めっき鋼板を用いて得られる熱間プレス成形鋼部材の化学成分でもある）を、下記の通り調整する必要がある。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｓｉ：０．１％以上２．５％以下、および
Ａｌ：０．５０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物。
　（亜鉛めっき鋼板の母材の化学成分組成）
　［Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下］
　鋼部材の強度は、第一にＣ量で決まる。本発明では、上記方法（多工程のプロセス）で高強度を得るため、Ｃ量を０．１０％以上とする必要がある。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．１８％以上である。尚、上記強度を確保する観点からは、Ｃ量の上限は特に限定されないが、得られる部材の強度以外の特性（溶接性や靭性等）を考慮すると、Ｃ量の上限は、０．３５％以下である。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　［Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下］
　Ｍｎは鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。また、多工程を前提とする熱間プレス成形で高強度の部材を得るには、工程間でオーステナイトから軟質相の析出を抑制することが必須である。Ｍｎは、上記軟質相の析出を抑制する重要な元素である。これらの観点から、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．８％以上、更に好ましくは２．０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が３．５％を超えてもその効果は飽和し、コスト上昇の要因となる。よってＭｎ量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下である。
　［Ｓｉ：０．１％以上２．５％以下］
　多工程を前提とする本発明のプロセスでは、成形終了温度が従来の熱間プレス成形（例えば成形終了後のそのまま金型内にて１００℃前後まで冷却する）よりも高温の状態で、成形部材を金型から取り出す必要がある。そのため取り出し後の冷却速度が従来のプロセスよりも低下する。Ｓｉは、金型から高温状態で取り出した後の部材のミクロ組織の焼き戻しを抑制する効果を有する元素である。このＳｉを含有させることによって、多工程の熱間成形において金型から取り出した後の冷却が遅い場合でも、鋼部材の強度を確保することができる。この効果を得るには、Ｓｉ量を０．１％以上とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．５％以上とすることによって、低温域での焼き戻しも抑制でき、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上（Ｈｖ３６０以上）を達成することができる。Ｓｉ量は、より好ましくは１．０％以上、更に好ましくは１．２％以上である。尚、Ｓｉを必要以上に添加してもその効果は飽和し、素地鋼板の表面性状を劣化させるので、Ｓｉ量は２．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下である。
　［Ａｌ：０．５０％以下（０％含まない）］
　Ａｌは、脱酸のために用いる元素であり、Ａｌ量は好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ量が増加すると鋼板のＡｃ3点が上昇する。その結果、プレス成形前の加熱温度をより高温にしたり、加熱時間を長くする必要があり、必要なエネルギーが増加するなど部材の製造コストが上昇する。よってＡｌ量は０．５０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
　上記母材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等）からなる。前記不可避不純物中のＰやＳは、溶接性等確保の観点から、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に夫々低減することが好ましい。また、Ｎ量が過剰になると、熱間成形後の靭性が劣化したり、溶接性等の劣化を招く。よって、Ｎ量は０．０１％以下に抑えることが好ましい。更にＯは、表面疵の原因となるため、０．００１％以下に抑えるのがよい。
　上記の通り焼き入れ性の良い材料を用いることで、金型のクリアランスを広くしても成形品の強度確保が容易になる。よって、金型のクリアランスを広めに緩和し、成形時の面圧を低下させることが可能となる。さらに、このような材料を用いることにより、ＬＭＥの発生や金型へのめっき凝着をいっそう抑制しやすくなる。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、その母材が、本発明の効果を阻害しない範囲で、更に下記元素を含むものであってもよい。
　［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
　Ｂは鋼材の焼入れ性を向上させて、多工程における工程間の軟質相の析出を防止する元素である。よって、多工程の熱間プレス成形でより高強度（Ｈｖ４５０以上）を確保するのに有効な元素である。この効果を発揮させるには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、ＢＮが過剰に生成して靭性の劣化を招く。よって、Ｂ量は０．００５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３５％以下である。
　［Ｔｉおよび／またはＮｂ：合計で０．１０％以下（０％を含まない）］
　ＴｉとＮｂは、部材のミクロ組織を微細化して、部材の強度－延性バランスを向上させる効果を有する。この観点から、これらの元素は合計で０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）含有させることが好ましい。一方、ＴｉとＮｂの合計量が過剰になると、原板強度が必要以上に高まり、切断・打ち抜き工具寿命の低下（結果としてコストアップ）を招く。よって、これらの元素の含有量は合計で０．１０％以下（好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下）とする。
　［Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｎｉ、Ｃｕは、鋼板の焼入れ性向上に有効な元素である。また成形品の耐遅れ破壊性の向上に有用な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、合計で０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは合計で０．１％以上である。しかしながら、これらの含有量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となる。その結果、酸洗性の低下が生じ、生産性の悪化を招く。よってこれらの元素は、合計で０．５％以下（より好ましくは０．３％以下）とすることが好ましい。 
　［Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で３．５％以下（０％を含まない）］
　Ｃｒ、Ｍｏは、鋼板の焼入れ性向上に有効な元素である。また前述の通り、多工程の熱間プレス成形では、工程間でのオーステナイトからの軟質相析出を抑制することが、高強度の部材を得るために必須である。前記軟質相析出の抑制にはＭｎが最も有効な元素であるが、ＣｒやＭｏでも同様の効果が得られる。よってこれらの元素は、合計で０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上、より更に好ましくは０．２５％以上である。一方、添加量が３．５％を超えてもその効果は飽和しコスト上昇の要因となる。これらの元素は、コスト的に高価であるため、上記Ｍｎの補助的な添加が望ましい。よってこれらの元素は、合計で３．５％以下であることが好ましく、より好ましくは３．０％以下、更に好ましくは２．８％以下である。
　（ブランクの製法）
　母材が上記成分組成を満たすブランク（亜鉛めっき鋼板）を製造する方法は、特に限定されるものではない。通常の方法によって、鋳造、加熱、熱間圧延、更には酸洗後に冷間圧延し、必要に応じ焼鈍を行って熱延鋼板や冷延鋼板を得る。更に、該熱延鋼板や冷延鋼板に対し、めっき（亜鉛含有めっき等）を施すことによって、めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）等）や、更に、これを合金化させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）等を得ることができる。
　なお、鋼材を加熱したときのオーステナイトへの変態完了温度（Ａｃ３点）は下記式（３）の通り表される。
Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×√［Ｃ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×[Ｍｎ〕－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］　　　　・・・（３）
　ただし、鋼材中に含まれない化学成分については、ゼロを代入するものとする。
　本願は、２０１２年３月３０日に出願された日本特許出願第２０１２－０８３００３号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年３月３０日に出願された日本特許出願第２０１２－０８３００３号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　（実施例１）
　９３０℃で６分間加熱した長さ２３０ｍｍ×奥行き５０ｍｍのブランク（上記表１の材料Ａに溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板）に対し、図１０に示す形状に熱間プレス成形（単純曲げ成形（フォーム））を施した。成形条件を表７に示す。表７に示す通り、条件１および２では、１工程で図１０に示す形状に成形した。また条件１および２では、油圧プレスを用い、下死点保持時間１０秒の条件で行った。
　前記条件１（表７に示されるＴ＝７５０℃、およびｔ（板厚）＝１．４ｍｍ）を上記式（１）に代入すると、Ｒ＞９．７となる。即ち、条件１においてＬＭＥ発生防止のためには、ダイ肩部の曲率半径（ｒｄ）およびパンチ肩の曲率半径（ｒｐ）を、９．７ｍｍ超とする必要がある。これに対し条件１では、図１０の通りｒｐ１＝２．５ｍｍ、ｒｐ２＝２．５ｍｍ、ｒｄ１＝２．５ｍｍ、かつｒｄ２＝２．５ｍｍの金型を使用、即ち、式（１）を満たさない条件で成形した。
　また前記条件２（表７に示されるＴ＝６００℃、およびｔ（板厚）＝１．４ｍｍ）を上記式（１）に代入すると、Ｒ＞２．４となる。即ち、条件２においてＬＭＥ発生防止のためには、ダイ肩部の曲率半径（ｒｄ）およびパンチ肩の曲率半径（ｒｐ）を、２．４ｍｍ超とする必要がある。これに対し条件２では、図１０の通りｒｐ１＝２．５ｍｍ、ｒｐ２＝２．５ｍｍ、ｒｄ１＝２．５ｍｍ、かつｒｄ２＝２．５ｍｍの金型を使用、即ち、式（１）を満たす条件で成形した（尚、条件２では、後述の通り１工程でかつプレス前の急冷を行ったため良好に成形できなかった）。
　一方、条件３は本発明で規定の方法で成形した例である。詳細には、クランクプレスを用い、図１１（ａ）（ｂ）に示す通り、予備形成→本成形（最終成形）の２工程で図１０に示す形成に成形した。工程間は手動搬送とした。また下死点保持はなしとした。更に、加熱炉（加熱温度９３０℃で６分間加熱）から予備成形を行う金型までの搬送時間は１０秒であった。
　条件３の予備成形開始温度は７５０℃である。この様に成形開始温度Ｔが７５０℃の場合、Ｔ＝７５０℃およびｔ（板厚）＝１．４ｍｍを上記式（１）に代入すると、Ｒ＞９．７である。即ち、ＬＭＥの発生を防止するためのダイ肩部の曲率半径（ｒｄ）やパンチ肩の曲率半径（ｒｐ）に許容される範囲は、９．７ｍｍ超である。条件３では、この算出された条件（即ち、式（１））を満たすように、予備成形に用いる金型のｒｐ１＝２７．５ｍｍ、ｒｄ１＝１０．０ｍｍとした。
　また条件３の本成形（最終成形）開始時の亜鉛めっき鋼板の温度Ｔは６００℃である。この様に成形開始温度が６００℃の場合、Ｔ＝６００℃およびｔ（板厚）＝１．４ｍｍを上記式（１）に代入すると、Ｒ＞２．４である。即ち、ＬＭＥの発生を防止するためのダイ肩部の曲率半径（ｒｄ１，２）やパンチ肩の曲率半径（ｒｐ１，２）に許容される範囲は、２．４ｍｍ超である。条件３では、この算出された条件（即ち、式（１））を満たすように、最終成形に用いる金型のｒｐ１＝２．５ｍｍ、ｒｐ２＝２．５ｍｍ、ｒｄ１＝２．５ｍｍ、ｒｄ２＝２．５ｍｍとした。
　上記条件１～３での成形において、前述の通り亜鉛めっき鋼板のＬＭＥの発生有無を調べた。また亜鉛めっき鋼板の割れ発生有無を目視で調べた。その結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表７に示すように、条件１では、１工程でかつ式（１）を満たさない条件で図１０の形状に成形したため、ＬＭＥが発生し、亜鉛めっき鋼板に割れが発生した。
　表７の条件２は、プレス前に急冷を行う従来技術を模擬している。この表７の条件２に示すように、６００℃まで３０℃／秒の冷却速度でエアーで急冷した後に成形を開始したところ、ＬＭＥは抑制できたが、亜鉛めっき鋼板に割れが発生した。即ち、この条件２の通り１工程で成形すると、亜鉛めっき鋼板に割れが生じることがわかる。
　これに対し表７の条件３に示すように、本発明で規定の方法で多工程の熱間プレス成形を行うと、ＬＭＥおよび割れの両方を抑制することができることがわかる。割れの抑制には、予備成形で導入した余肉（図１１（ａ））が大きく寄与している。
　なお、条件３は、上述の通り、冷間プレスと同様のクランクプレスを使って下死点保持無しで成形を行った。下死点保持を無しにすることで、成形時の生産性を飛躍的に向上させることができる。
　また、条件１では、成形枚数を増やして行くと、ダイのダイ肩部から縦壁にかけて金型へのめっきの凝着が見られた。一方、本発明の規定を満たす条件３では、成形枚数を増やしても金型へのめっきの凝着が良好に抑制されていた。これは条件３では、高温で行う予備成形で大きなダイ肩Ｒ（ｒｄ＝１０．０）で成形した結果、成形時に金型に作用する面圧が低下したためと考えられる。このように本発明は、ＬＭＥの低減のみでなくめっきの金型への凝着低減にも有効であることが分かった。めっきの凝着が低減できれば金型のメインテナンス頻度が少なくて済むという利点がある。
　（実施例２）
　表８に示す種々の材料を用い、表７の条件３と同一の成形条件で成形を行った。詳細には、条件４～１０では、母材の化学成分が好ましい（Ｓｉ量が０．５％以上であり、また基本成分に加えて、更に規定量の選択元素（Ｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ）を含む）鋼板（表１のブランク記号Ｂ～Ｅ）を用いて、多工程の成形を行った。使用した亜鉛めっき鋼板の材料が異なること以外は、表７の条件３と同様の成形条件で成形を行った。そして、得られた成形品（部材）の硬度を次の方法で調査した。即ち、硬度（ビッカース硬度）は、図１２に示す通り、部材断面内の５ヶ所について、荷重１ｋｇｆ、１／４ｔ（板厚）位置を測定し、上記５ヶ所の平均値を求めた。その結果を表８に示す。表８には、表７の条件３の結果（硬度）も示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表８から分かるように、条件３では、ＬＭＥ抑制、割れ抑制、およびめっきの金型凝着抑制に加えて、Ｈｖ＝３００でありＴＳ９８０ＭＰａ以上を達成できていることがわかる。更に母材の化学成分組成が好ましい範囲に調整されている条件４～条件１０では、ＬＭＥの抑制、鋼板の割れ抑制、およびめっきの金型凝着抑制に加えて、より高い強度（Ｈｖ３８０以上、更にはＨｖ４５０以上）を達成できていることがわかる。
　このように、母材の化学成分が基本成分を満たす亜鉛めっき鋼板を用いることによって、多工程かつ下死点保持無しの熱間プレス成形でＨｖ＝３００以上を達成できる。更に、母材の化学成分が好ましい範囲に調整された亜鉛めっき鋼板を用いることによって、多工程かつ下死点保持無しの熱間プレス成形でＨｖ＝３８０以上（更にはＨｖ＝４５０以上）の硬度を達成でき、冷間プレス成形と同等の高い強度かつ生産性を実現できる。
　なお、母材の化学成分組成、めっき種類が異なる場合、式（１）について、若干の差はあるものの、ほぼ同様の結果となることを確認しており、式（１）の判定基準でプレス成形形状の設定を行えば、本実施例のように母材の化学成分、めっき種類が変化しても安全側の工程設計となることを確認している。更に、本実施例では、加熱時間を６分とした実施例を示したが、加熱時間が３分や４分の場合にも本発明の効果が得られることを確認している。
　また、実施例２の通り、母材が好ましい化学成分組成の亜鉛めっき鋼板を用いることにより、金型間のクリアランスを広めにしても十分に高い強度を確保できる。よって、クリアランスを広めに設定し、金型にかかる面圧をより小さくすることができ、その結果、ＬＭＥ抑制や金型への凝着抑制に対してさらに有利となる。
　１　球頭パンチ
　２　ダイ
　３　しわ押さえ
　４　ブランク（亜鉛めっき鋼板）

Claims (8)

  1. 　熱間プレス成形鋼部材の製造方法であって、
    母材の化学成分組成が、
    Ｃ：０．１０％（質量％を意味する。化学成分について以下同じ）以上０．３５％以下、
    Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
    Ｓｉ：０．１％以上２．５％以下、および
    Ａｌ：０．５０％以下（０％を含まない）
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物である亜鉛めっき鋼板を用い、
    　該亜鉛めっき鋼板をＡｃ３変態点以上に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程の後、少なくとも２回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、
    　前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、下記式（１）を満たすように行うことを特徴とする熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ただし、Ｒは熱間プレス成形に用いる金型の肩部の曲率半径（ｍｍ）、ｔは亜鉛めっき鋼板の板厚（ｍｍ）、Ｔは熱間プレス成形の成形開始温度（℃）、ａは定数０．２９８４、ｂは定数５９０である。
  2. 　前記熱間プレス成形に用いる金型は、その肩部の曲率半径が、該熱間プレス成形よりも前に実施の熱間プレス成形で使用した金型よりも小さい請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  3. 　前記亜鉛めっき鋼板の母材は、前記Ｓｉ量が０．５％以上である請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  4. 　前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
    Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  5. 　前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
    Ｔｉおよび／またはＮｂ：合計で０．１０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  6. 　前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
    Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  7. 　前記亜鉛めっき鋼板の母材は、更に他の元素として、
    Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計で３．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の熱間プレス成形鋼部材の製造方法。
  8. 　請求項１に記載の製造方法で得られる熱間プレス成形鋼部材。
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