WO2015152263A1 - ホットスタンプ鋼材 - Google Patents

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晃大 仙石
浩史 竹林
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot stamped steel material.
  • Hot stamping is a method of rapidly cooling a steel sheet with a mold while pressing the steel sheet heated to AC3 or higher with a mold. That is, in hot stamping, pressing and quenching are performed simultaneously. According to the hot stamp, a structural member with high shape accuracy and high strength can be manufactured.
  • Steel materials (hot stamp steel materials) manufactured by a manufacturing method including such a hot stamp are disclosed in Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3, for example.
  • the hot stamped steel materials disclosed in these patent documents are steel materials manufactured by performing hot stamping on a galvanized steel sheet in order to enhance corrosion resistance.
  • hot stamping is performed at the same time as pressing.
  • the hot stamp is suitable for manufacturing a structural member having high shape accuracy and high strength. Therefore, generally, the strength (tensile strength) of hot stamped steel is as high as about 1500 MPa or more.
  • tensile strength tensile strength
  • a material having a low strength is preferred in order to increase the shock absorption. It is known that the strength of a hot stamped steel material is changed to some extent by changing the alloy element amount of the steel plate and the hot stamping conditions.
  • a hot stamping steel material having the same chemical composition as that of a hot stamping steel material that can obtain a strength of about 1500 MPa or more by quenching with a hot stamping has a corrosion resistance equivalent to or higher than that of a conventional steel, and has a strength of about 600 to 1450 MPa. Stamp steel is required.
  • Patent Documents 1 to 3 described above do not disclose a method for reducing the strength of hot stamped steel without reducing corrosion resistance.
  • the surface of hot stamped steel applied to automobile members is often painted.
  • phosphatability is high.
  • no technology has been reported so far for improving the phosphate treatment property of hot stamped steel having a galvanized layer.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamping steel material having a galvanized layer, which has higher shock absorption than conventional hot stamping steel materials having the same chemical composition and is excellent in phosphate treatment. .
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a hot stamped steel material according to an aspect of the present invention is a position at a depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness from the surface layer when water quenching is performed after heating to a temperature of Ac3 point or higher and holding for 30 minutes.
  • the Vickers hardness is defined as the maximum quenching hardness
  • a base material that is a steel material including a tempered portion having a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness and the tempered portion of the base material is formed.
  • a galvanized layer wherein the galvanized layer includes a solid solution layer composed of a solid solution phase containing Fe and Zn dissolved in the Fe, and a lamellar layer composed of the solid solution phase and a capital gamma phase,
  • the area ratio of the lamella layer is 30% to 100%, and the area ratio of the solid solution layer is 0 to 70%.
  • the area ratio of the lamellar layer in the galvanized layer may be 80% or more.
  • the tempered portion may have a Vickers hardness of 180 to 450 Hv.
  • the tempered portion may have a hardness of 65% or less of the maximum quenching hardness.
  • the hot stamped steel material according to any one of the above (1) to (4) is subjected to simultaneous processing and quenching by press working using a mold after being heated to Ac 3 point or higher. And thereafter tempering at 500 ° C. to less than 700 ° C.
  • a part of the base material may be the tempered portion.
  • thermoforming steel material having a galvanized layer that has lower strength than conventional hot stamping steel materials having the same chemical composition and is excellent in phosphate treatment. it can.
  • the present inventors examined a method for improving the impact absorbability and phosphate processability of a hot stamped steel material having a galvanized layer. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • the present inventors examined the influence of the tempering temperature on the galvanized layer and the influence of the configuration of the galvanized layer on the phosphatability in the following manner.
  • a plurality of steel plates having a thickness of 1.6 mm satisfying a preferable chemical composition described later were prepared.
  • a galvanized layer was formed on these steel plates by a hot dip galvanizing method with an adhesion amount of 60 g / mm 2 .
  • hot stamping was performed on the steel sheet on which the galvanized layer was formed. Specifically, the steel sheet was charged into a heating furnace whose furnace temperature was set to 900 ° C., which is a temperature equal to or higher than the AC3 point of the steel sheet, and heated for 4 minutes. At this time, the steel plate temperature reached 900 ° C. in about 2 minutes after charging into the furnace.
  • hot stamping processing and quenching
  • the cooling rate during hot stamping was 50 ° C./second or more up to the martensitic transformation start point even at a slow part.
  • the martensitic transformation start (Ms) point can be determined by measuring the thermal expansion when the material heated to the austenitizing temperature is rapidly cooled and measuring the volume expansion from austenite to martensite.
  • Tempering was performed on each manufactured hot stamping steel.
  • the tempering temperature was different from each hot stamping steel material within the range of 150 ° C. to the Ac 1 point of the base material.
  • the heating time for each hot stamped steel in tempering was 5 minutes.
  • the A c1 point and the A c3 point indicate the austenite transformation start temperature and the austenite transformation end temperature when the steel material is heated, respectively.
  • the A c1 point and the A c3 point can be determined by measuring the thermal expansion when the steel material is heated by a four master test or the like. Specifically, it can be determined by observing volumetric shrinkage upon transformation from ferrite to austenite.
  • the martensitic transformation start point can be determined by measuring the thermal expansion when the steel material heated to the austenitizing temperature is rapidly cooled. Specifically, it can be determined by measuring the volume expansion from austenite to martensite.
  • FIG. 1 is a photographic image of a galvanized layer of hot stamped steel and its surrounding cross-section when the tempering temperature is 400 ° C.
  • FIG. 4 is an XRD measurement result from the surface of the cross section.
  • FIG. 2 is a photographic image of a galvanized layer of hot stamped steel and its surrounding cross-section when the tempering temperature is 500 ° C.
  • FIG. 5 shows XRD measurement results from the surface of the cross section.
  • FIG. 3 is a photographic image of the galvanized layer of the hot stamped steel material and its surrounding cross-section when the tempering temperature is 700 ° C.
  • FIG. 6 is an XRD measurement result from the surface of the cross section.
  • the microstructure of the cross section was observed as follows. That is, the cross-sectional portion was etched with 5% night for 20 to 40 seconds, and after the etching, the microstructure was observed with a 2000 times SEM.
  • the broken line L4 in FIGS. 4 to 6 indicates the intensity peak position of the ⁇ -Fe phase.
  • a broken line L3 indicates an intensity peak position of a solid solution phase having a small solid solution Zn content (Zn content is 5 to 25% by mass, hereinafter may be referred to as a low Zn solid solution phase).
  • a broken line L2 indicates an intensity peak position of a solid solution phase having a large amount of solid solution Zn (Zn content is 25 to 40% by mass, hereinafter may be referred to as a high Zn solid solution phase).
  • a broken line L1 indicates the intensity peak position of the ⁇ phase. As the intensity peak position shifts from the broken line L4 to L2, the amount of Zn solid solution in the solid solution phase increases.
  • the galvanized layer forms a solid solution layer 10, and this solid solution layer 10 has a high Zn solid solution phase whose intensity peak position is L 2.
  • Reference numeral 20 in FIG. 1 is a tempered portion of the base material, and reference numeral 30 is a zinc oxide layer formed on the galvanized layer. Since zinc oxide is not in a metal state, it is not included in a part of the plating layer.
  • this lamellar structure layer was a lamellar structure layer (hereinafter referred to as a lamellar layer) mainly composed of a ⁇ phase and a low Zn solid solution phase.
  • the tempering temperature is 500 ° C.
  • the galvanized layer is composed of a lamellar layer 40 having an area ratio of 30% or more and a solid solution layer having an area ratio of 0 to 70% (consisting of a high Zn solid solution phase). 10 and contained.
  • the lamellar layer 40 was formed on the solid solution layer 10. That is, the lamellar layer was formed on the surface layer side of the galvanized layer rather than the solid solution layer.
  • the tempering temperature was 600 ° C.
  • the entire galvanized layer was substantially a lamellar layer.
  • the galvanized layer was provided with a slight lamella layer 40 on the surface layer and the solid solution layer 10 under the lamella layer 40 (steel material side).
  • the area ratio of the lamellar layer 40 in the galvanized layer was 20% or less.
  • an intensity peak of the solid solution phase that was not detected when the tempering temperature was 500 ° C. to less than 700 ° C. position of the broken line L2 appeared.
  • the intensity peak of the ⁇ phase (position of the broken line L1) was smaller than when the tempering temperature was 500 ° C. to less than 700 ° C.
  • the structure of the galvanized layer changed based on the tempering conditions. Therefore, the phosphate treatment ability of hot stamped steel materials tempered at each tempering temperature was investigated. As a result, the present inventors have found that when the galvanized layer includes a lamellar layer having an area ratio of 30% or more, an excellent phosphate processability can be obtained.
  • hot stamping steel according to an embodiment of the present invention (hereinafter, sometimes referred to as hot stamping steel according to the present embodiment) is heated to a temperature of Ac 3 point or higher and held for 30 minutes, followed by water quenching
  • the base material is a steel material including a tempered portion having a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness And a galvanized layer formed on the tempered portion of the steel sheet.
  • the galvanized layer includes a solid solution layer composed of a solid solution phase containing Fe and Zn dissolved in Fe, and a lamellar layer composed of the solid solution phase and a capital gamma phase.
  • the area ratio of the lamellar layer is 30% to 100%, and the area ratio of the solid solution layer is 0 to 70%.
  • the base material is a steel material, and is formed, for example, by hot stamping a steel plate.
  • the base material includes a tempering portion.
  • the tempered portion refers to a portion whose hardness (Vickers hardness) is 85% or less of the maximum quenching hardness of the steel material.
  • the maximum quenching hardness means the Vickers hardness at a position of a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface layer of the steel material when the steel material is heated to Ac 3 point or higher, held for 30 minutes, and then subjected to water quenching. To do.
  • This maximum quenching hardness can be measured using another steel material having the same chemical composition (a steel material different from a hot stamped steel material having a tempered portion).
  • the hot stamped steel material according to the present embodiment includes a tempered portion in which the base material has a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness, so that the hot stamped steel material has the same chemical composition and is not tempered. In comparison, the strength is low and the shock absorption is excellent.
  • the hardness of the tempered portion is 65% or less of the maximum quenching hardness. In this case, the shock absorption is further excellent.
  • Martensite has a high hardness and decreases in hardness when tempered. Therefore, it has a chemical composition that undergoes martensitic transformation when the base material is water-quenched, resulting in a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness.
  • the tempering part which has can be easily provided. Therefore, the base material preferably has a chemical composition that undergoes martensitic transformation when water-quenched from a temperature of the Ac 3 point or higher.
  • a tempering part contains 95% or more of tempered martensite by volume%, and less than 5 volume% retained austenite.
  • the chemical composition of the base material need not be limited, but preferably has the following chemical composition, for example.
  • the base material has such a chemical composition, it is advantageous to obtain mechanical properties suitable for use in automobile parts.
  • “%” related to elements means mass%.
  • Carbon (C) is an element that increases the strength of the steel material (hot stamp steel material) after hot stamping. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. Therefore, when obtaining this effect, the lower limit of the C content is preferably 0.05%. A more preferable lower limit of the C content is 0.10%. On the other hand, when C content is too high, the toughness of a steel plate will fall. Therefore, it is preferable that the upper limit of the C content is 0.4%. The upper limit with more preferable C content is 0.35%.
  • Si 0.5% or less Silicon (Si) is an element inevitably contained in steel. Si also has the effect of deoxidizing steel. Therefore, the Si content may be 0.05% or more for the purpose of deoxidation. However, when the Si content is high, it has a function of increasing the AC3 point of the steel sheet. When the AC3 point of the steel plate rises, there is a concern that the heating temperature at the time of hot stamping exceeds the evaporation temperature of Zn plating. Further, Si in the steel diffuses during heating in the hot stamp, and an oxide is formed on the steel plate surface. This oxide may reduce the phosphate processability. When the Si content is more than 0.5%, the above problem becomes remarkable. Therefore, the upper limit of the Si content is preferably set to 0.5%. A more preferable upper limit of the Si content is 0.3%.
  • Mn 0.5 to 2.5%
  • Manganese (Mn) is an element that increases hardenability and increases the strength of hot stamped steel.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.5%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.6%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 2.5%.
  • the upper limit with more preferable Mn content is 2.4%.
  • Phosphorus (P) is an impurity contained in steel. P segregates at the grain boundaries and lowers the toughness and delayed fracture resistance of the steel. For this reason, the P content is preferably as low as possible. However, when the P content exceeds 0.03%, the influence becomes significant, so the P content may be 0.03% or less.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity contained in steel. S forms sulfides and reduces the toughness and delayed fracture resistance of steel. For this reason, the S content is preferably as low as possible. However, when the S content exceeds 0.010%, the influence becomes significant, so the S content may be 0.010% or less.
  • Al 0.10% or less
  • Aluminum (Al) is an element effective for deoxidation of steel.
  • the lower limit of the Al content may be 0.01%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.10%.
  • a more preferable upper limit of the Al content is 0.05%.
  • the Al content in this embodiment is sol.
  • N 0.010% or less Nitrogen (N) is an impurity inevitably contained in steel. N is an element that forms nitrides and lowers the toughness of steel. Moreover, N combines with B and reduces the amount of solid solution B, when B contains. When the amount of solute B decreases, the hardenability decreases. For the above reasons, the N content is preferably as low as possible. However, when the N content exceeds 0.010%, the effect becomes significant, so the N content may be 0.010% or less. .
  • the base material part of the hot stamped steel material according to the present embodiment may have a chemical composition including, for example, the above-described elements and the balance of Fe and impurities.
  • the base material part of the hot stamped steel material according to the present embodiment is optionally replaced with a part of Fe having the above chemical composition for the purpose of improving the strength or toughness, B, Ti, Cr, Mo, One or more elements selected from Nb and Ni may be further contained within a range described later.
  • an impurity means what mixes from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment, when manufacturing steel materials industrially.
  • B 0.0001 to 0.0050% Boron (B) increases the hardenability of steel and increases the strength of hot stamped steel.
  • the preferable lower limit of the B content is 0.0001%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0050%.
  • Ti 0.01 to 0.10% Titanium (Ti) combines with N to form nitride (TiN). As a result, the bond between B and N is suppressed, and a decrease in hardenability associated with BN formation can be suppressed. Moreover, Ti refines the austenite grain size at the time of hot stamping heating by the pinning effect, and improves the toughness of the steel material. When obtaining these effects, the preferable lower limit of the Ti content is 0.01%. However, if the Ti content is too high, the above effects are saturated, and Ti nitride is excessively precipitated to lower the toughness of the steel. Therefore, even when contained, the upper limit of the Ti content is preferably 0.10%.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.1%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.5%.
  • Mo 0.05 to 0.50% Molybdenum (Mo) increases the hardenability of the steel.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.05%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.50%.
  • Niobium (Nb) forms carbides and refines crystal grains during hot stamping. As crystal grains become finer, the toughness of steel increases. When obtaining this effect, the preferable lower limit of the Nb content is 0.02%. However, if the Nb content is too high, the above effects are saturated and the hardenability is lowered. Therefore, even when contained, the upper limit of the Nb content is preferably 0.10%.
  • Ni 0.1 to 1.0%
  • Nickel (Ni) increases the toughness of the steel. Further, Ni suppresses embrittlement due to molten Zn during heating by hot stamping of a galvanized steel material.
  • the preferred lower limit of the Ni content is 0.1%. However, if the Ni content is too high, the above effects are saturated and the cost is increased. Therefore, even when contained, the upper limit of the Ni content is preferably 1.0%.
  • a part of the base material may be a tempering part, or the whole base material may be a tempering part.
  • members called tailored properties that have different requirements for performance such as strength and ductility depending on the position.
  • a skeleton member called a B pillar (center pillar) is required to have high strength in the upper part constituting the riding area and to have high shock absorption in the lower part.
  • a member having both the high strength portion and the shock absorbing property as described above can be obtained.
  • the hot stamped steel material has a galvanized layer, it is excellent in corrosion resistance.
  • the tensile strength of the tempered portion of the base material is 600 to 1450 MPa, and the Vickers hardness is 180 to 450 Hv.
  • the strength of the tempered portion of the hot stamped steel is lower than that of a conventional hot stamped steel that does not perform tempering. Therefore, it is excellent in shock absorption compared with the conventional hot stamping steel material.
  • the Vickers hardness of tempered martensite is lower than the Vickers hardness of martensite. Therefore, it can be determined from the Vickers hardness whether or not the structure of the tempered portion is tempered martensite.
  • the Vickers hardness can be determined by a Vickers hardness test based on JIS Z2244 (2009).
  • the hot stamped steel material according to the present embodiment has a galvanized layer at least on the tempered portion of the base material.
  • the galvanized layer includes a lamellar layer of 30% or more and a solid solution layer of 0 to 70% in terms of area ratio in the galvanized layer.
  • the solid solution layer consists of a solid solution phase.
  • the solid solution phase contains Fe and Zn dissolved in Fe.
  • the Zn content in the solid solution layer is 25 to 40% by mass. More preferably, the Zn content in the solid solution layer is 30 to 40% by mass.
  • the galvanized layer may not have a solid solution layer. That is, the galvanized layer may be composed only of a lamellar layer, and the area ratio of the solid solution layer may be 0%.
  • the lamellar layer has a lamellar structure of a solid solution phase and a capital gamma ( ⁇ ) phase.
  • the lamella structure is a structure in which different phases (in this embodiment, a solid solution phase and a ⁇ phase) are alternately repeated.
  • the ⁇ phase is an intermetallic compound (Fe 3 Zn 10 ).
  • the Zn content in the solid solution phase of the lamella layer is 5 to 25% by mass, which is lower than the Zn content in the solid solution layer.
  • the lamellar layer is formed on the surface layer of the galvanized layer. That is, when a solid solution layer is present, the lamellar layer is formed on the solid solution layer.
  • the lamellar layer is superior in phosphate treatment than the solid solution layer.
  • the following can be considered as the reason.
  • the lamellar layer has a lamellar structure of a solid solution phase (low Zn solid solution phase) and a ⁇ phase.
  • the solid solution phase and the ⁇ phase extend in a direction substantially perpendicular to the surface of the base material.
  • the lamellar layer is formed on the surface layer of the galvanized layer. Therefore, when the galvanized layer is observed from the cross section, both the solid solution phase and the ⁇ phase are observed on the surface layer.
  • the surface of the galvanized layer that is, the lamella layer is etched by phosphoric acid.
  • a portion having a high zinc concentration is preferentially etched.
  • the Zn concentration in the ⁇ phase in the lamellar layer is higher than the Zn concentration in the solid solution phase, the ⁇ phase is preferentially etched over the solid solution phase by phosphoric acid. As a result, fine irregularities are formed on the surface of the galvanized layer, and phosphate easily adheres.
  • the phosphatability of a galvanized layer having a lamellar layer as a surface layer is higher than that of a galvanized layer having only a solid solution layer as a surface layer. If the area ratio of the lamella layer in a galvanization layer is 30% or more, the phosphate processability of a galvanization layer will become high. Therefore, in the hot stamped steel material according to the present embodiment, the area ratio of the lamella layer in the galvanized layer needs to be 30% or more. Preferably, the area ratio of the lamellar layer is 80% or more. When the area ratio of the lamella layer is 80% or more, the phosphate treatment property is further improved. In addition, it is expected that the chemical conversion crystals become finer and the paint adhesion and the like are improved.
  • the Zn content in the solid solution phase can be measured by the following method. That is, in the case of the Zn content in the high Zn solid solution phase, the Zn content (mass%) is measured by EPMA (electron beam microanalyzer) at any five locations in the high Zn solid solution phase, and the five Zn locations are measured. What is necessary is just to define the average of content as Zn content in a high Zn solid solution phase. Even in the low Zn solid solution phase, the Zn content can be determined by the same method as in the high Zn solid solution phase.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the hot stamped steel material according to the present embodiment is not limited to the manufacturing method as long as it has the base material and the galvanized layer described above, and can exert its effects.
  • the following steps for preparing a steel material as a base material base material preparation step
  • a step for forming a galvanized layer on the base material zinc plating process step
  • a base material provided with a galvanized layer base material provided with a galvanized layer
  • it can manufacture by a manufacturing method provided with the process (hot stamp process) which implements a hot stamp, and the process (tempering process) which performs tempering with respect to hot stamped steel materials.
  • hot stamp process which implements a hot stamp
  • tempering process which performs tempering with respect to hot stamped steel materials.
  • a steel plate used as a base material is prepared.
  • molten steel having the above-described preferred range of chemical composition is produced.
  • a slab is manufactured by a casting method such as continuous casting using the manufactured molten steel.
  • an ingot may be manufactured by an ingot-making method using the manufactured molten steel.
  • the manufactured slab or ingot is hot-rolled to manufacture a steel plate (hot rolled steel plate). If necessary, the hot-rolled steel sheet may be pickled, and the hot-rolled steel sheet after the pickling may be cold-rolled to obtain a steel sheet (cold-rolled steel sheet).
  • hot rolling, pickling, and cold rolling what is necessary is just to perform by a well-known method according to the characteristic requested
  • the above steel plate (hot rolled steel plate or cold rolled steel plate) is subjected to galvanizing treatment to form a galvanized layer on the surface of the steel plate.
  • the method for forming the galvanized layer is not particularly limited, and may be a hot dip galvanizing process, an alloyed hot dip galvanizing process, or an electrogalvanizing process.
  • the formation of the galvanized layer by the hot dip galvanizing process is performed, for example, in the following manner. That is, the steel sheet is immersed in a plating bath (hot dip galvanizing bath) to deposit the plating on the surface of the steel sheet.
  • the steel plate with the plating attached is pulled up from the plating bath.
  • the plating adhesion amount on the steel sheet surface is adjusted to 20 to 100 g / m 2 .
  • the amount of plating can be adjusted by adjusting the pulling speed of the steel sheet and the flow rate of the wiping gas.
  • the Al concentration in the hot dip galvanizing bath is not particularly limited.
  • Formation of the galvanized layer by alloying hot dip galvanizing treatment (hereinafter also referred to as alloying treatment) is performed, for example, in the following manner. That is, the steel sheet on which the hot dip galvanized layer is formed is heated to 470 to 600 ° C. After heating, soaking is performed as necessary, and then cooled. The soaking time is preferably within 30 seconds, but is not limited. Moreover, it may cool, without performing soaking immediately after heating to the said heating temperature. The heating temperature and the soaking time are appropriately set according to the desired Fe concentration in the plating layer. A preferred lower limit of the heating temperature in the alloying treatment is 540 ° C.
  • a hot stamping steel plate (GA) including a galvanized layer (alloyed galvanized layer) is manufactured.
  • the formation of the galvanized layer by the electrogalvanizing process is performed, for example, in the following manner. That is, any of a well-known sulfuric acid bath, hydrochloric acid bath, zincate bath, cyan bath, etc. is prepared as an electrogalvanizing bath. The above steel plate is pickled and the steel plate after pickling is immersed in an electrogalvanizing bath. A current is passed through the electrogalvanizing bath with the steel plate as the cathode. Thereby, zinc precipitates on the steel sheet surface, and a galvanized layer (electrogalvanized layer) is formed. Through the above steps, a hot stamping steel plate (EG) including a galvanized layer (electrogalvanized layer) is produced.
  • EG hot stamping steel plate
  • the preferred amount of the galvanized layer is the same as that of the hot dip galvanized layer. That is, the preferable adhesion amount of these galvanized layers is 20 to 100 g / m 2 .
  • These galvanized layers contain Zn.
  • the chemical composition of the hot dip galvanized layer and the electrogalvanized layer is composed of Zn and impurities.
  • the chemical composition of the alloyed hot-dip galvanized layer contains 5 to 20% Fe, and the balance consists of Zn and impurities.
  • Hot stamping is performed on the steel sheet for hot stamping provided with the above-described galvanized layer.
  • the heating before quenching in the hot stamping process it is preferable to perform heating mainly using radiant heat for heating.
  • the hot stamping steel plate is charged into a heating furnace (a gas furnace, an electric furnace, an infrared furnace, or the like).
  • the steel sheet for hot stamping is heated to AC 3 point to 950 ° C. and held at this temperature (soaking).
  • Zn in the plating layer is liquefied, and by soaking, molten Zn and Fe in the plating layer are mutually diffused to form a solid solution phase (Fe—Zn solid solution phase).
  • Hot stamping pressing and quenching
  • a preferred soaking time is 0 to 10 minutes, a more preferred soaking time is 0 to 6 minutes, and a more preferred soaking time is 0 to 4 minutes.
  • a steel plate is pressed using a mold in which a cooling medium (for example, water) is circulated.
  • a cooling medium for example, water
  • the steel plate is quenched by heat removal from the mold.
  • the hot stamping steel material is manufactured by the above process.
  • the steel material for hot stamping was heated using a heating furnace.
  • the steel material for hot stamping may be heated by energization heating.
  • the steel plate is soaked for a predetermined time by energization heating, and the molten Zn in the galvanized layer is turned into a solid solution phase. After the molten Zn in the galvanized layer becomes a solid solution phase, the steel sheet is pressed using a mold.
  • Tempering is performed on hot stamped steel (steel after hot stamping).
  • the tempering temperature is 500 ° C. to less than 700 ° C.
  • the galvanized layer after tempering includes a lamellar layer having an area ratio of 30% or more. Further, when the microstructure of the base material after quenching is martensite, the microstructure of the base material after tempering becomes tempered martensite, and a tempered portion having a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness is obtained. .
  • FIG. 7 is a binary phase diagram of Fe—Zn.
  • the galvanized layer of hot stamped steel manufactured by hot stamping is composed of a solid solution phase in which about 25 to 40% by mass of Zn is dissolved in ⁇ -Fe.
  • a structure that is, a lamellar layer
  • the solid solution phase of the galvanized layer after hot stamping is a solid solution in which Zn is supersaturated.
  • the Zn concentration in the galvanized layer is 35% by mass in FIG. 7 (corresponding to point A1 in the figure).
  • the driving force for two-phase separation from the solid solution phase to the low Zn solid solution phase and the ⁇ phase is generated on the low temperature side from the point B on the boundary line Ax, and becomes stronger as the distance from the point B to the low temperature side increases.
  • the diffusion rate in the galvanized layer increases as the temperature increases. Therefore, whether or not a lamellar layer is formed after tempering is determined by the relationship between the driving force for two-phase separation and the diffusion rate. Specifically, the lamellar layer is more easily formed as the driving force for two-phase separation is higher and the diffusion rate is higher.
  • tempering temperature When the temperature in the galvanized layer during tempering (tempering temperature) is in a low temperature range (150 ° C. to less than 500 ° C.) (for example, point A1 at 300 ° C.), it is sufficiently far from the boundary line Ax (point B). In this case, the driving force for two-phase separation is high. However, because of the low temperature, the diffusion rate of Zn is too low. Therefore, even if tempering is performed, the galvanized layer is not separated into two phases, and a lamellar layer is not formed.
  • the temperature range approaches the boundary line Ax (point B), but has a certain distance (for example, point A2 in the figure). In this case, a driving force for two-phase separation is generated to some extent. Furthermore, since the temperature range is higher than the low temperature range, the diffusion rate is high. As a result, the galvanized layer is separated into two phases to form a lamellar layer.
  • a lamellar layer is formed by separating into a ⁇ phase (C2 in the figure) having a Zn content of about 70% by mass and a solid solution phase (C1 in the figure) having a Zn content of about 10% by mass. Is done.
  • the tempering temperature further rises to 700 ° C. or higher, the temperature range exceeds the boundary line Ax or exceeds the boundary line Ax.
  • the diffusion rate increases due to the temperature rise, the driving force for the two-phase separation is extremely small or no driving force is generated. As a result, separation into two phases hardly occurs, and the area ratio of the lamellar layer in the galvanized layer is less than 30%.
  • the structure of the galvanized layer changes according to the tempering temperature.
  • the tempering temperature 500 ° C. to less than 700 ° C.
  • a lamellar layer having an area ratio of 30% or more can be formed in the galvanized layer. In this case, a high phosphate processability is obtained.
  • Tempering can also be performed on only a portion of the hot stamped steel.
  • tempering can be performed on a part of the hot stamped steel by induction heating using high frequency or energization heating.
  • the strength of the same member can be changed between the part that has been tempered and the part that has not been tempered.
  • Such a member can be applied to a member that is required to have high strength in the upper portion and high impact absorbability in the lower portion, such as a B pillar of an automobile. Even in the case of partial tempering, the tempering part is equivalent to the tempering part when the whole is tempered.
  • a base material including a tempered portion having a hardness of 85% or less of the maximum quenching hardness and a galvanized layer is provided, and in the galvanized layer, the area of the lamella layer Hot stamped steel with a rate of 30% or more can be manufactured.
  • the manufacturing method of the hot stamped steel material according to the present embodiment may further include the following steps.
  • a rust-preventing oil film forming step may be further included between the galvanizing treatment step and the hot stamping step.
  • a rust prevention oil film is formed by applying rust prevention oil to the surface of the steel material for hot stamping.
  • the steel material for hot stamping may have a long period from when it is rolled to when the hot stamping process is performed. In that case, the surface of the steel material for hot stamping may be oxidized. According to this process, since the rust preventive oil film is formed on the surface of the steel material for hot stamping, the surface of the steel plate is hardly oxidized, and the generation of scale is suppressed.
  • the above-described manufacturing method may further include a blanking process between the rust-preventing oil film forming process and the hot stamping process.
  • the steel material for hot stamping is subjected to shearing and / or punching, etc., and formed into a specific shape (blanking).
  • bladenking the shearing surface of the steel plate after blanking is easily oxidized, if a rust-preventing oil film is formed on the steel plate surface, the rust-preventing oil spreads to the shearing surface to some extent. Therefore, the oxidation of the steel plate after blanking is suppressed.
  • a slab was manufactured by a continuous casting method using molten steel having chemical compositions A to G shown in Table 1, and the slab was hot-rolled to manufacture a hot-rolled steel sheet. After pickling the hot-rolled steel sheet, cold rolling was performed to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm. The obtained cold-rolled steel sheet was used as a steel sheet used for manufacturing hot stamped steel.
  • test number 6 a hot dip galvanized layer (GI) was formed on the steel sheet by hot dip galvanizing.
  • the alloying process was further implemented with respect to the steel plate which has a hot dip galvanization layer, and the galvannealing layer (GA) was formed.
  • the maximum temperatures were all about 530 ° C., heated for about 30 seconds, and then cooled to room temperature.
  • the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer was 12% by mass.
  • the Fe content was obtained by the following measuring method. First, a steel plate sample including an alloyed hot dip galvanized layer was collected. The Fe content (% by mass) was measured with EPMA (electron beam microanalyzer) at any five locations in the alloyed hot-dip galvanized layer in the sample. The average value of the measured values was defined as the Fe content (% by mass) of the alloyed hot-dip galvanized layer with the test number.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the adhesion amount of these plated layers was measured by the following method. First, a sample including a plating layer was collected from each steel plate, and the sample plating layer was dissolved with hydrochloric acid in accordance with JIS H0401. The plating adhesion amount (g / m 2 ) was determined based on the sample weight before dissolution, the sample weight after dissolution, and the area where the plating layer was formed. The measurement results are shown in the column “Adhesion amount” in Table 2.
  • each steel plate was charged into a heating furnace whose furnace temperature was set to 900 ° C., which is a temperature equal to or higher than the AC 3 point of the steel plate, and radiant heat caused each of the AC 3 points or higher for each of the steels A to G.
  • the mixture was heated at 900 ° C. for 4 minutes.
  • the steel plate temperature reached 900 ° C. in about 2 to 2.5 minutes after charging in the furnace, and each steel plate was soaked at 900 ° C. for 1.5 to 2 minutes.
  • hot stamped steel steel plate
  • steel plate steel plate
  • quenching was performed so that the cooling rate to the martensite transformation start point was 50 ° C./second or more even in the portion where the cooling rate during hot stamping was slow.
  • tempering was performed on the steel materials of test numbers 1 to 13, 15 and 16 after hot stamping.
  • each steel material was charged into a heat treatment furnace. That is, the whole steel material was tempered.
  • Test No. 16 a current was partially passed by direct current heating and partially tempered.
  • the tempering temperature for each test number was as shown in Table 2, and the heating time was 5 minutes when charged in the furnace, and 20 seconds for current heating. Tempering was not performed on the steel material of test number 14.
  • hot stamped steel materials having test numbers 1 to 16 were produced. These test numbers 1 to 16 were subjected to a Vickers hardness test, observation of the microstructure of the galvanized layer, and a phosphate treatment evaluation test. About the hot stamped steel material of the test number which partially tempered, the tempered part was evaluated.
  • the area ratio of the lamellar layer was further determined by the following method.
  • the area ratio (%) of the solid solution layer and the area ratio (%) of the lamellar layer with respect to the entire area of the galvanized layer were obtained in any five visual fields (50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m) in the cross section.
  • the Zn oxide layer (reference numeral 30 in FIG. 1) that floats on the surface is not in a metal state and is not a plating layer, and thus was not included in the area of the galvanization layer.
  • Table 2 shows the area ratio (%) of the obtained solid solution layer and lamella layer.
  • the measurement by EPMA was performed by the above-mentioned method with respect to the solid solution layer observed by micro structure observation.
  • the Zn content in the observed solid solution layer was 25 to 40% by mass.
  • FIG. 8 is an SEM image (1000 times) of the surface of the hot stamped steel after the above-described phosphate treatment is performed on the hot stamped steel (test number 6) having a tempering temperature of 500 ° C.
  • a binarization process was performed on the SEM image.
  • FIG. 9 is an image obtained by binarizing the SEM image of FIG. In the binarized image, fine chemical crystals are formed in the white portion. The more fine chemical crystals, the higher the phosphate treatment ability. Therefore, the area ratio TR of the white portion was obtained using the binarized image. If the area ratio TR was 30% or more, it was judged that the phosphate treatment was excellent.
  • Table 2 shows the area ratio TR obtained for each test number. “G” in the table is GOOD, and “NG” is NO GOOD.
  • FIG. 10 is an SEM image (1000 times) of the surface of the hot stamped steel after the above-mentioned phosphate treatment is performed on the hot stamped steel having a tempering temperature of 400 ° C. (test number 10). It is the image which binarized FIG. FIG. 12 is an SEM image (1000 times) of the surface of the hot stamped steel after the above-mentioned phosphate treatment is performed on the hot stamped steel having a tempering temperature of 700 ° C. (test number 10). It is the image which binarized FIG.
  • the microstructure of the hot stamped steels of test numbers 1 to 8 tempered at 500 to 650 ° C. is composed of tempered martensite, and the Vickers hardness is 180 to 450 HV. It was 85% or less of the hardness. That is, the hardness of the hot stamped steel materials of these test numbers was a hardness corresponding to a strength of 1450 MPa or less. Moreover, the hot stamped steel materials of these test numbers have an area ratio of the lamellar layer in the galvanized layer of 30% or more, and as a result, the area ratio TR in the phosphate treatment evaluation test is 30% or more. It was. That is, the hot stamped steel materials having test numbers 1 to 8 showed excellent impact absorbability and phosphatability.
  • test numbers 9 to 13 the tempering temperature was less than 500 ° C. or 700 ° C. or more.
  • the area ratio of the lamellar layer in the galvanized layer was less than 30%. Therefore, the area ratio TR in the phosphate treatability evaluation test was less than 30%, and the phosphate treatability was poor.
  • Test No. 9 since the tempering temperature was low, the hardness of the base material did not fall below 85% of the maximum quenching hardness even after tempering.
  • Test number 14 is an example in which tempering was not performed. Therefore, the microstructure of the base material was martensite (fresh martensite). Therefore, the Vickers hardness exceeded 450 HV and exceeded 85% of the maximum quenching hardness. Furthermore, the area ratio of the lamella layer in the galvanized layer was less than 30%, and the phosphate treatment ability was low.
  • thermoforming a hot stamped steel material having a galvanized layer that has lower strength than conventional hot stamped steel materials having the same chemical composition and is excellent in phosphate treatment.

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Abstract

　このホットスタンプ鋼材は、Ａｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表層から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備え、前記亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相とキャピタルガンマ相とからなるラメラ層と、を含み、前記亜鉛めっき層において、前記ラメラ層の面積率が３０％～１００％であり、前記固溶体層の面積率が０～７０％である。

Description

ホットスタンプ鋼材
　本発明は、ホットスタンプ鋼材に関する。
　本願は、２０１４年０３月３１日に、日本に出願された特願２０１４－０７３８１１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車等に用いられる構造部材を高強度にするために、ホットスタンプにより製造された構造部材を用いる場合がある。ホットスタンプは、ＡＣ３点以上に加熱された鋼板を、金型でプレスしつつ、金型で鋼板を急冷する方法である。つまり、ホットスタンプでは、プレス加工と焼入れとが同時に行われる。ホットスタンプによれば、形状精度が高く、高強度の構造部材を製造できる。
　このようなホットスタンプを含む製造方法で製造された鋼材（ホットスタンプ鋼材）は、たとえば、特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されている。これらの特許文献に開示されるホットスタンプ鋼材は、耐食性を高めるために亜鉛めっきが施された鋼板に対してホットスタンプを実施して製造された鋼材である。
　上述の通り、ホットスタンプでは、プレス加工と同時に焼入れを行う。また、ホットスタンプは、形状精度が高く、高強度の構造部材を製造するのに適している。そのため、一般に、ホットスタンプ鋼材の強度（引張強度）は１５００ＭＰａ程度以上と高い。しかしながら、近年、自動車等の衝突安全性への要求が高まっており、自動車用部材において、強度よりも衝突時における衝撃吸収性が要求される場合がある。衝撃吸収性を高めるには、一般的に強度が低い材料の方が好ましい。ホットスタンプ鋼材においては、鋼板の合金元素量やホットスタンプ条件を変更することである程度強度を変更ことは知られている。しかしながら、ホットスタンプ工程で、部材によってホットスタンプ条件を変更することは、製造負荷の上昇を招くため好ましくない。そのため、近年、ホットスタンプでの焼入れにより１５００ＭＰａ程度以上の強度が得られるホットスタンプ鋼材と同じ化学組成を有し、従来と同等以上の耐食性を有し、かつ、６００～１４５０ＭＰａ程度の強度を有するホットスタンプ鋼材が求められている。
　しかしながら、上述の特許文献１～３には、耐食性を低下させることなく、ホットスタンプ鋼材の強度を低下させる方法については開示されていない。
　また、自動車用部材に適用されるホットスタンプ鋼材の表面は、塗装される場合が多い。塗装に際しては、りん酸塩処理性（化成処理性）が高い方が、塗膜密着性が高まる。そのため、ホットスタンプ鋼材では、りん酸塩処理により形成されるりん酸塩皮膜が付着しやすい（つまり、りん酸塩処理性が高い）方が好ましい。
　一般に、亜鉛めっき層を有する鋼材（亜鉛めっき鋼材）にホットスタンプを行うと、りん酸塩処理性が低下することが知られている。しかしながら、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材のりん酸塩処理性を高める技術についてはこれまで報告されていない。
　したがって、従前のホットスタンプ鋼材と同じ化学組成を有していても、高い衝撃吸収性を有し、かつ、りん酸塩処理性が高い、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材は未だ提供されていない。
日本国特開２００３－７３７７４号公報 日本国特開２００３－１２９２０９号公報 日本国特開２００３－１２６９２１号公報
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明の目的は、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも高い衝撃吸収性を有し、かつ、りん酸塩処理性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することである。
　本発明の要旨は以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ鋼材は、Ａｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表層から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備え、前記亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相とキャピタルガンマ相とからなるラメラ層と、を含み、前記亜鉛めっき層において、前記ラメラ層の面積率が３０％～１００％であり、前記固溶体層の面積率が０～７０％である。
　（２）上記（１）に記載のホットスタンプ鋼材は、前記亜鉛めっき層中の、前記ラメラ層の面積率が８０％以上であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ鋼材は、前記焼戻し部のビッカース硬さが１８０～４５０Ｈｖであってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材は前記焼戻し部の硬さが、前記最高焼入れ硬さの６５％以下であってもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材は、Ａｃ３点以上に加熱された後、金型を用いたプレス加工によって加工と焼入れとが同時に施され、その後、５００℃～７００℃未満で焼き戻しされることによって製造される。
　（６）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材は前記母材のうちの一部が前記焼戻し部であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも低い強度を有し、かつ、りん酸塩処理性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することができる。
亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を４００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。 亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を５００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。 亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を７００℃で焼戻しした場合の亜鉛めっき層及びその周辺の断面写真画像である。 図１に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。 図２に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。 図３に示す亜鉛めっき層のＸＲＤ測定結果を示す図である。 Ｆｅ－Ｚｎ二元系状態図である。 実施例における、５００℃で焼戻しされたホットスタンプ鋼材をりん酸塩処理した場合の鋼材表面のＳＥＭ画像である。 図８のＳＥＭ画像を２値化した画像である。 実施例における、４００℃で焼戻しされたホットスタンプ鋼材をりん酸塩処理した場合の鋼材表面のＳＥＭ画像である。 図１０のＳＥＭ画像を２値化した画像である。 実施例における、７００℃で焼戻しされたホットスタンプ鋼材をりん酸塩処理した場合の鋼材表面のＳＥＭ画像である。 図１２のＳＥＭ画像を２値化した画像である。
　本発明者らは、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材の衝撃吸収性及びりん酸塩処理性を向上させる方法について検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　上述の通り、ホットスタンプ鋼材の強度（引張強度）が低い方が、衝撃吸収性が高まる。ホットスタンプ鋼材に対して焼戻しを実施すれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材と比較して、強度を低下させることができる。すなわち、ホットスタンプ鋼材の衝撃吸収性を高めることができる。
　しかしながら、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材に対して焼戻しを実施すると、亜鉛めっき層の構造が変化する。亜鉛めっき層の構造の変化は、りん酸塩処理性に影響する。
　本発明者らは、焼戻し温度が亜鉛めっき層に及ぼす影響、及び亜鉛めっき層の構成がリン酸塩処理性に及ぼす影響について以下の要領で検討を行った。
　まず、後述の好ましい化学組成を満たす板厚１．６ｍｍの鋼板を複数準備した。次いで、これらの鋼板上に、溶融亜鉛めっき法により、付着量６０ｇ／ｍｍ２で亜鉛めっき層を形成した。次に、亜鉛めっき層が形成された鋼板に対して、ホットスタンプを実施した。具体的には、鋼板を、鋼板のＡＣ３点以上の温度である９００℃に炉温を設定した加熱炉に装入して、４分間加熱した。このとき、炉に装入してから２分程度で鋼板温度が９００℃となった。その後、水冷ジャケットを備えた平板金型で鋼板を挟み込んでホットスタンプ（加工および焼入れ）を行い、ホットスタンプ鋼材（鋼板）を製造した。ホットスタンプ時の冷却速度は遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点まで、５０℃／秒以上であった。
マルテンサイト変態開始（Ms）点はオーステナイト化温度まで加熱した材料を急冷した際の熱膨張を測定し、オーステナイトからマルテンサイトへの体積膨張を測定することにより決定することが可能である。
　製造された各ホットスタンプ鋼材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１５０℃～母材のＡｃ１点の範囲内で、各ホットスタンプ鋼材で異なる温度とした。焼戻しにおける各ホットスタンプ鋼材の加熱時間はいずれも５分とした。
　Ａｃ１点及びＡｃ３点は、それぞれ鋼材を加熱した際のオーステナイト変態開始温度、及びオーステナイト変態終了温度を示す。Ａｃ１点及びＡｃ３点は、フォーマスタ試験などによって、鋼材を加熱した際の熱膨張を測定することで決定することができる。具体的には、フェライトからオーステナイトに変態した際の体積収縮を観察することで決定することができる。また、マルテンサイト変態開始点は、オーステナイト化温度まで加熱した鋼材を急冷した際の熱膨張を測定することで決定することができる。具体的には、オーステナイトからマルテンサイトへの体積膨張を測定することにより決定することができる。
　各焼戻し温度で焼戻しを行ったホットスタンプ鋼材について、ミクロ組織観察及び、ＸＲＤ測定を行った。また、これらの結果に基づいて、亜鉛めっき層の組織を特定した。
　図１は、焼戻し温度が４００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像である。図４は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。
　図２は、焼戻し温度が５００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像である。図５は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。
　図３は、焼戻し温度が７００℃の場合のホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層及びその周辺の断面部の写真画像である。図６は、その断面部の表面からのＸＲＤ測定結果である。
　断面部のミクロ組織観察は以下の要領で実施した。すなわち、断面部を５％ナイタ－ルで２０～４０秒エッチングし、エッチング後、２０００倍のＳＥＭでミクロ組織を観察した。
　また、ＸＲＤ測定は、Ｃｏ管球を用いて行った。ＸＲＤにおいて、α－Ｆｅの強度ピークは、回折角２θ＝９９．７°に現れ、Ｚｎ固溶量が多くなるほど、低角度側にシフトする。Ｆｅ３Ｚｎ１０の金属間化合物であるキャピタルガンマ（Γ）の強度ピークは、回折角２θ＝９４．０°に現れる。図４～図６中の破線Ｌ４はα－Ｆｅ相の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ３は固溶Ｚｎ量が少ない固溶体相（Ｚｎ含有量が５～２５質量％、以下、低Ｚｎ固溶体相と言う場合がある）の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ２は固溶Ｚｎ量が多い固溶体相（Ｚｎ含有量が２５～４０質量％、以下、高Ｚｎ固溶体相と言う場合がある）の強度ピーク位置を示す。破線Ｌ１はΓ相の強度ピーク位置を示す。強度ピーク位置が破線Ｌ４からＬ２にシフトするにしたがって、固溶体相中のＺｎ固溶量が多くなる。
　焼戻し温度が１５０℃～５００℃未満の場合、図１及び図４に示すとおり、亜鉛めっき層は、固溶体層１０を形成し、この固溶体層１０は、強度ピーク位置がＬ２である高Ｚｎ固溶体相であった。図１中の符号２０は母材のうちの焼戻し部であり、符号３０は亜鉛めっき層上に形成された亜鉛酸化物層である。亜鉛酸化物は、金属状態ではないのでめっき層の一部には含まれない。
　一方、焼戻し温度が５００℃～７００℃未満の場合、図２に示す通り、亜鉛めっき層には、固溶体層１０と、複数の層からなるラメラ組織の層４０が観察された。ＸＲＤ測定を行った結果、図５に示すとおり、低Ｚｎ固溶体相の強度ピーク（破線Ｌ３の位置）と、Γ相の強度ピーク（破線Ｌ１の位置）とが現れた。すなわち、このラメラ組織の層は、主にΓ相と低Ｚｎ固溶体相とからなるラメラ組織の層（以下、ラメラ層という）であった。
　焼戻し温度が５００℃～７００℃未満の場合、いずれも、亜鉛めっき層は、面積率で３０％以上のラメラ層４０と、面積率で０～７０％の固溶体層（高Ｚｎ固溶体相からなる）１０とを含有していた。また、ラメラ層４０は、固溶体層１０上に形成されていた。つまり、ラメラ層は固溶体層よりも亜鉛めっき層の表層側に形成されていた。また、焼戻し温度が６００℃の場合には、亜鉛めっき層全体が実質的にラメラ層であった。
　また、焼戻し温度が７００℃の場合、図３に示すように、亜鉛めっき層は、表層に若干のラメラ層４０と、ラメラ層４０の下（鋼材側）に固溶体層１０を備えていた。亜鉛めっき層に占めるラメラ層４０の面積率は２０％以下であった。また、ＸＲＤ測定の結果、図６に示すように、焼戻し温度が５００℃～７００℃未満の場合には検出されなかった固溶体相の強度ピーク（破線Ｌ２位置）が現れた。一方、焼戻し温度が５００℃～７００℃未満の場合と比較してΓ相の強度ピーク（破線Ｌ１位置）が小さくなった。
　以上のとおり、焼戻しの条件に基づいて、亜鉛めっき層の組織は変化した。そこで、各焼戻し温度で焼戻しを実施したホットスタンプ鋼材のりん酸塩処理性を調査した。その結果、本発明者らは、亜鉛めっき層が面積率で３０％以上のラメラ層を含む場合、優れたりん酸塩処理性が得られることを見出した。
　本発明の一実施形態に係るホットスタンプ鋼材（以下、本実施形態に係るホットスタンプ鋼材という場合がある）は、Ａｃ３点以上の温度に加熱して３０分保持した後に水焼入れを実施した場合の表層から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、前記鋼板の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備える。亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相とキャピタルガンマ相とからなるラメラ層とを含む。また、亜鉛めっき層において、前記ラメラ層の面積率が３０％～１００％であり、前記固溶体層の面積率が０～７０％である。
　以下、本実施形態に係るホットスタンプ鋼材について詳細に説明する。
　［母材］
　母材は鋼材であり、たとえば鋼板をホットスタンプすることにより形成される。また、母材は焼戻し部を含む。焼戻し部とは、その硬さ（ビッカース硬さ）が、鋼材の最高焼入れ硬さの８５％以下である部分を指す。最高焼入れ硬さとは、鋼材をＡｃ３点以上に加熱し、３０分間保持した後、水焼入れを実施した場合の鋼材の表層から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを意味する。この最高焼入れ硬さは同じ化学成分を有する他の鋼材（焼戻し部を有するホットスタンプ鋼材とは別の鋼材）を用いて測定することができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、母材が最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含むことにより、同じ化学組成を有し、かつ、焼戻しを実施しないホットスタンプ鋼材と比較して、強度が低く、衝撃吸収性に優れる。好ましくは、焼戻し部の硬さは、最高焼入れ硬さの６５％以下である。この場合、さらに衝撃吸収性に優れる。
　マルテンサイトは硬さが高く、また焼戻しによって硬さが低下する組織なので、母材を水焼き入れした場合にマルテンサイト変態する化学組成を有することで、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を容易に備えることができる。そのため、母材は、Ａｃ３点以上の温度から水焼入れした場合にマルテンサイト変態する化学組成を有することが好ましい。また、焼戻し部は、体積％で９５％以上の焼戻しマルテンサイトと５体積％未満の残留オーステナイトとを含むことが好ましい。
　母材の化学組成は限定する必要はないが、例えば、以下の化学組成を有することが好ましい。母材がこのような化学組成を有する場合、自動車用の部材に用いるのに好適な機械特性を得るのに有利である。また、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を備えるのに有利である。以下、元素に関する「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．４％
　炭素（Ｃ）は、ホットスタンプ後の鋼材（ホットスタンプ鋼材）の強度を高める元素である。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。そのため、この効果を得る場合、Ｃ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．１０％である。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．４％とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい上限は０．３５％である。
　Ｓｉ：０．５％以下
　シリコン（Ｓｉ）は鋼中に不可避的に含有される元素である。また、Ｓｉは鋼を脱酸する効果を有する。そのため、脱酸を目的として、Ｓｉ含有量を０．０５％以上としてもよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が高いと、鋼板のＡＣ３点を上昇させる働きを有する。鋼板のＡＣ３点が上昇するとホットスタンプ時の加熱温度が、Ｚｎめっきの蒸発温度を超えてしまうことが懸念される。また、ホットスタンプにおける加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物が形成される。この酸化物はりん酸塩処理性を低下させる場合がある。Ｓｉ含有量が０．５％超の場合に、上記の問題が顕著となるので、Ｓｉ含有量の上限を０．５％とすることが好ましい。より好ましいＳｉ含有量の上限は０．３％である。
　Ｍｎ：０．５～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、ホットスタンプ鋼材の強度を高める元素である。この効果を得る場合、Ｍｎ含有量の下限を０．５％とすることが好ましい。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％である。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えても、その効果が飽和する。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．４％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　りん（Ｐ）は鋼中に含まれる不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性及び耐遅れ破壊性を低下させる。そのため、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｐ含有量が０．０３％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｐ含有量を０．０３％以下としてもよい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は鋼中に含まれる不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の靭性及び耐遅れ破壊性を低下させる。そのため、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｓ含有量が０．０１０％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｓ含有量を０．０１０％以下としてもよい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．０１％としてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、鋼板のＡＣ３点が上昇して、ホットスタンプ時の必要な加熱温度がＺｎめっきの蒸発温度を超える場合がある。したがって、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。Ａｌ含有量のより好ましい上限は０．０５％である。本実施形態におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　窒素（Ｎ）は鋼中に不可避的に含まれる不純物である。Ｎは窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる元素である。また、Ｎは、Ｂが含有される場合、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らす。固溶Ｂ量が減ると、焼入れ性が低下する。上記の理由から、Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましいが、Ｎ含有量が０．０１０％超となった場合にその影響が顕著となるので、Ｎ含有量を０．０１０％以下としてもよい。
　本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の母材部は、例えば上述の元素と残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有していてもよい。しかしながら、本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の母材部は、強度または靭性を向上させることを目的として、任意に、上記化学組成のＦｅの一部に代えて、Ｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉから選択される１種以上の元素を後述する範囲でさらに含有してもよい。
　本実施形態において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入するものを意味する。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプ鋼材の強度を高める。この効果を得る場合、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．００５０％とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成する。その結果、ＢとＮとの結合が抑制され、ＢＮ形成に伴う焼入れ性の低下を抑制できる。また、Ｔｉはそのピン止め効果により、ホットスタンプ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、鋼材の靱性等を高める。これらの効果を得る場合、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、Ｔｉ窒化物が過剰に析出して鋼の靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．１～０．５％
　クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高める。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％である。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎると、Ｃｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時に炭化物が溶解しにくくなる。その結果、鋼のオーステナイト化が進行しにくくなり、焼入れ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を０．５％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０５～０．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０２～０．１０％
　ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化すると、鋼の靭性が高まる。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％である。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、焼入れ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％とすることが好ましい。
　Ｎｉ：０．１～１．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性を高める。また、Ｎｉは、亜鉛めっき鋼材のホットスタンプでの加熱時に、溶融Ｚｎに起因した脆化を抑制する。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和するとともに、コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限は１．０％とすることが好ましい。
　母材は、その一部が焼戻し部であってもよいし、母材全体が焼戻し部であってもよい。
　近年、テーラードプロパティと呼ばれる、位置によって強度や延性等の性能に対する要求が異なる部材が求められている。例えば自動車部材では、Ｂピラー（センターピラー）と呼ばれる骨格部材において、乗車エリアを構成する上部では高強度であることが求められ、下部では衝撃吸収性が高いことが求められている。
　亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材の母材の一部のみを焼戻し部にすれば、上述のような強度が高い部分と、衝撃吸収性を併せ持った部材を得ることができる。また、ホットスタンプ鋼材が亜鉛めっき層を有するので、耐食性にも優れる。
　母材の焼戻し部の引張強度はたとえば、６００～１４５０ＭＰａであり、ビッカース硬さは１８０～４５０Ｈｖである。この場合、ホットスタンプ鋼材の焼戻し部の強度は、焼戻しを実施しない従来のホットスタンプ鋼材と比較して低い。そのため、従来のホットスタンプ鋼材に比べて衝撃吸収性に優れる。
　焼戻しマルテンサイトのビッカース硬さは、マルテンサイトのビッカース硬さよりも低い。したがって、ビッカース硬さにより、焼戻し部の組織が焼戻しマルテンサイトか否かを判別できる。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めることができる。ビッカース硬さ試験の試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとする。
　［亜鉛めっき層］
　本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、少なくとも母材の焼戻し部上に亜鉛めっき層を有する。亜鉛めっき層は、亜鉛めっき層中の面積率で、３０％以上のラメラ層と、０～７０％の固溶体層とを含む。
　固溶体層は、固溶体相からなる。固溶体相は、Ｆｅと、Ｆｅに固溶したＺｎとを含有する。好ましくは、固溶体層中のＺｎ含有量は２５～４０質量％である。更に好ましくは、固溶体層中のＺｎ含有量は３０～４０質量％である。
　亜鉛めっき層は固溶体層を有さなくてもよい。つまり、亜鉛めっき層がラメラ層のみからなり、固溶体層の面積率は０％であってもよい。
　ラメラ層は、固溶体相とキャピタルガンマ（Γ）相とのラメラ組織を有する。ラメラ組織とは、図２に示すように、異なる相（本実施形態においては固溶体相およびΓ相）が交互に繰り返し隣り合った組織である。Γ相は、金属間化合物（Ｆｅ３Ｚｎ１０）である。ラメラ層の固溶体相中のＺｎ含有量は５～２５質量％であり、固溶体層中のＺｎ含有量よりも低い。ラメラ層は、亜鉛めっき層の表層に形成される。すなわち、固溶体層が存在する場合、ラメラ層は、固溶体層上に形成される。
　ラメラ層は、固溶体層よりもりん酸塩処理性に優れる。その理由として次の事項が考えられる。ラメラ層は、上述のとおり、固溶体相（低Ｚｎ固溶体相）とΓ相とのラメラ組織を有する。ラメラ組織内では、固溶体相及びΓ相は、母材の表面に対して略垂直な方向に延びる。また、上述のとおり、ラメラ層は亜鉛めっき層の表層に形成される。したがって、亜鉛めっき層を断面から観察した場合、表層に固溶体相とΓ相との両方が観察されることになる。このようなラメラ組織を有する亜鉛めっき層に対してりん酸塩処理が実施されると、りん酸により亜鉛めっき層の表面、つまり、ラメラ層がエッチングされる。このとき、亜鉛濃度が高い部分が優先的にエッチングされる。ラメラ層におけるΓ相中のＺｎ濃度は、固溶体相中のＺｎ濃度よりも高いので、りん酸により、Γ相が固溶体相よりも優先的にエッチングされる。その結果、亜鉛めっき層の表面には微細な凹凸が形成され、りん酸塩が付着しやすくなる。
　したがって、ラメラ層を表層に有する亜鉛めっき層のリン酸塩処理性は、表層に固溶体層のみを有する亜鉛めっき層よりも高くなると考えられる。
　亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が３０％以上であれば、亜鉛めっき層のりん酸塩処理性が高くなる。そのため、本実施形態に係るホットスタンプ鋼材において、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率を３０％以上とする必要がある。好ましくは、ラメラ層の面積率は、８０％以上である。ラメラ層の面積率が８０％以上であれば、りん酸塩処理性がより向上する。また、化成結晶が細かくなり、塗装密着性等が向上することも期待される。
　固溶体相（高Ｚｎ固溶体相、低Ｚｎ固溶体相）中のＺｎ含有量は次の方法で測定できる。すなわち、高Ｚｎ固溶体相中のＺｎ含有量の場合、高Ｚｎ固溶体相中の任意の５箇所で、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）により、Ｚｎ含有量（質量％）を測定し、５箇所のＺｎ含有量の平均を、高Ｚｎ固溶体相中のＺｎ含有量と定義すればよい。低Ｚｎ固溶体相においても、高Ｚｎ固溶体相と同様の方法で、Ｚｎ含有量を求めることができる。
　［ホットスタンプ鋼材の製造方法］
　本実施形態に係るホットスタンプ鋼材は、上述した母材及び亜鉛めっき層を有していれば、その製造方法には限定されず、その効果を奏することができる。しかしながら、例えば以下に示す、母材である鋼材を準備する工程（母材準備工程）と、母材に亜鉛めっき層を形成する工程（亜鉛めっき処理工程）と、亜鉛めっき層を備える母材に対してホットスタンプを実施する工程（ホットスタンプ工程）と、ホットスタンプ鋼材に対して焼戻しを実施する工程（焼戻し工程）とを備える製造方法によって製造することができる。以下、各工程における好ましい例について説明する。
　［母材準備工程］
　初めに、母材として用いる鋼板を準備する。たとえば、上述した好ましい範囲の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造などの鋳造法によりスラブを製造する。スラブの代わりに、製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造してもよい。製造されたスラブ又はインゴットを熱間圧延して鋼板（熱延鋼板）を製造する。必要に応じて、さらに、熱延鋼板に対して酸洗処理を実施し、酸洗処理後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して鋼板（冷延鋼板）としてもよい。熱間圧延、酸洗、冷間圧延については、適用する部材に要求される特性に合わせて、公知の方法で行えばよい。
　［亜鉛めっき処理工程］
　上述の鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）に対して、亜鉛めっき処理を行い、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する。亜鉛めっき層の形成方法は、特に限定されず、溶融亜鉛めっき処理であってもよいし、合金化溶融亜鉛めっき処理であってもよいし、電気亜鉛めっき処理であってもよい。
　溶融亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層の形成は、例えば以下の要領で行う。すなわち、鋼板をめっき浴（溶融亜鉛めっき浴）に浸漬して鋼板表面にめっきを付着させる。めっきが付着した鋼板をめっき浴から引きあげる。好ましくは、鋼板表面のめっき付着量を調整して２０～１００ｇ／ｍ２にする。めっき付着量は、鋼板の引き上げ速度や、ワイピングのガスの流量を調整することにより調整できる。溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は特に限定されない。
　以上の工程により、亜鉛めっき層（溶融亜鉛めっき層）を備えるホットスタンプ用鋼板（ＧＩ）が製造される。
　合金化溶融亜鉛めっき処理（以下、合金化処理ともいう）による亜鉛めっき層の形成は、例えば以下の要領で行う。すなわち、上述の溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板を、４７０～６００℃に加熱する。加熱後、必要に応じて均熱を行い、その後、冷却する。均熱時間は３０秒以内が好ましいが、限定されない。また、上記加熱温度まで加熱した直後に均熱を行わず、冷却してもよい。めっき層中の所望のＦｅ濃度に応じて、加熱温度及び均熱時間は適宜設定される。合金化処理における加熱温度の好ましい下限は５４０℃である。
　以上の合金化処理により、亜鉛めっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）を備えるホットスタンプ用鋼板（ＧＡ）が製造される。
　電気亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層の形成は、例えば以下の要領で行う。すなわち、電気亜鉛めっき浴として、周知の硫酸浴、塩酸浴、ジンケート浴及びシアン浴等のいずれかを準備する。上述の鋼板を酸洗し、酸洗後の鋼板を電気亜鉛めっき浴に浸漬する。鋼板を陰極として、電気亜鉛めっき浴中に電流を流す。これにより、鋼板表面に亜鉛が析出して亜鉛めっき層（電気亜鉛めっき層）が形成される。
　以上の工程により、亜鉛めっき層（電気亜鉛めっき層）を備えるホットスタンプ用鋼板（ＥＧ）が製造される。
　亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である場合、及び、亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である場合、好ましい亜鉛めっき層の付着量は、溶融亜鉛めっき層の場合と同じである。つまり、これらの亜鉛めっき層の好ましい付着量は２０～１００ｇ／ｍ２である。
　これらの亜鉛めっき層は、Ｚｎを含有する。具体的には、溶融亜鉛めっき層及び電気亜鉛めっき層の化学組成は、Ｚｎ及び不純物からなる。合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は、５～２０％のＦｅを含有し、残部はＺｎ及び不純物からなる。
　［ホットスタンプ工程］
　上述の亜鉛めっき層を備えるホットスタンプ用鋼板に対して、ホットスタンプを実施する。ホットスタンプ工程における焼入れ前の加熱では、主に輻射熱を加熱に利用する加熱を行うことが好ましい。
　具体的には、初めに、ホットスタンプ用鋼板を加熱炉（ガス炉、電気炉、赤外線炉等）に装入する。加熱炉内で、ホットスタンプ用鋼板をＡＣ３点～９５０℃に加熱し、この温度で保持（均熱）する。加熱によりめっき層中のＺｎが液化し、均熱によって、めっき層中の溶融ＺｎとＦｅとが相互拡散して固溶体相（Ｆｅ－Ｚｎ固溶体相）となる。めっき層中の溶融ＺｎがＦｅ中に固溶化して固相となった後、加熱炉から鋼板を取り出す。加熱炉から取り出された鋼板に対してホットスタンプ（プレス加工および焼入れ）を実施してホットスタンプ鋼材とする。好ましい均熱時間は０～１０分、より好ましい均熱時間は、０～６分、さらに好ましい均熱時間は、０～４分である。
　ホットスタンプでは、内部に冷却媒体（たとえば水）が循環している金型を用いて鋼板をプレスする。鋼板をプレスするとき、金型からの抜熱によって鋼板が焼入れされる。以上の工程により、ホットスタンプ鋼材が製造される。
　上述の説明では、加熱炉を用いてホットスタンプ用鋼材を加熱した。しかしながら、通電加熱によりホットスタンプ用鋼材を加熱してもよい。この場合であっても、通電加熱により鋼板を所定時間均熱し、亜鉛めっき層中の溶融Ｚｎを固溶体相にする。亜鉛めっき層中の溶融Ｚｎが固溶体相になった後、金型を用いて鋼板をプレスする。
　［焼戻し工程］
　ホットスタンプ鋼材（ホットスタンプ後の鋼材）に対して、焼戻しを実施する。焼戻し温度は５００℃～７００℃未満である。
　焼戻し温度を５００℃～７００℃未満とすることで、焼戻し後の亜鉛めっき層は、面積率で３０％以上のラメラ層を含む。さらに、焼入れ後の母材のミクロ組織がマルテンサイトであった場合、焼戻し後の母材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイトとなり、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部が得られる。
　焼戻し温度が５００℃～７００℃未満の範囲で、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が３０％以上となるのは、次の理由によると考えられる。
　図７は、Ｆｅ－Ｚｎの二元系状態図である。ホットスタンプにより製造されたホットスタンプ鋼材の亜鉛めっき層は、α－ＦｅにＺｎが２５～４０質量％程度固溶した固溶体相からなる。しかしながら、自由エネルギー的には、室温では、α－Ｆｅに５～２５質量％のＺｎが固溶した低Ｚｎ固溶体相と、Γ相との二相からなる組織（つまり、ラメラ層）が安定である。つまり、ホットスタンプ後の亜鉛めっき層の固溶体相は、Ｚｎが過飽和された固溶体である。
　亜鉛めっき層中のＺｎ濃度が図７中の３５質量％である場合（図中の地点Ａ１に相当）を仮定する。固溶体相から低Ｚｎ固溶体相及びΓ相へ二相分離するための駆動力は、境界線Ａｘ上の地点Ｂから低温側で発生し、地点Ｂから低温側に離れるほど強くなる。一方、亜鉛めっき層中の拡散速度は、高温になるほど高くなる。したがって、二相分離への駆動力と、拡散速度との関係で、焼戻し後にラメラ層が形成されるか否かが決まる。具体的には、二相分離への駆動力が高く、拡散速度が高いほど、ラメラ層が形成されやすくなる。
　焼戻し時の亜鉛めっき層中の温度（焼戻し温度）が、低温域（１５０℃～５００℃未満）である場合（たとえば３００℃の地点Ａ１）、境界線Ａｘ（地点Ｂ）から十分に遠い。この場合、二相分離への駆動力は高い。しかしながら、低温であるためＺｎの拡散速度が低すぎる。そのため、焼戻しを実施しても亜鉛めっき層が二相に分離せず、ラメラ層が形成されない。
　焼戻し温度が５００℃～７００℃未満である場合、温度域が境界線Ａｘ（地点Ｂ）に近づくものの、ある程度の距離を有する（例えば図中の地点Ａ２）。この場合、二相分離への駆動力がある程度発生する。さらに、低温域に比べて温度域が高くなったため、拡散速度が高い。その結果、亜鉛めっき層は二相に分離してラメラ層が形成される。図７のＡ２では、Ｚｎ含有量が７０質量％程度のΓ相（図中Ｃ２）と、Ｚｎ含有量が１０質量％程度の固溶体相（図中Ｃ１）とに分離して、ラメラ層が形成される。
　一方、さらに焼戻し温度が上昇して、７００℃以上になると、温度域が境界線Ａｘ近傍、又は、境界線Ａｘを越える。この場合、温度上昇により拡散速度は高くなるものの、二相分離への駆動力が極めて小さい、もしくは、駆動力が発生しない。その結果、二相への分離が起りにくく、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率は３０％未満になる。
　以上のメカニズムにより、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材に焼戻しを行うと、焼戻し温度に応じて亜鉛めっき層の組織が変化する。焼戻し温度を５００℃～７００℃未満とすることにより、亜鉛めっき層中に、面積率で３０％以上のラメラ層を形成することができる。また、この場合、高いりん酸塩処理性が得られる。
　焼戻しは、ホットスタンプ鋼材の一部に対してのみ実施することもできる。たとえば、高周波を用いた誘導加熱や、通電加熱により、ホットスタンプ鋼材の一部に対して焼戻しを実施することができる。
　ホットスタンプ鋼材の一部に対してのみ焼戻しを行うことで、同一部材において、焼戻しを行った部分と焼戻しを行わなかった部分とで、強度を変化させることができる。このような部材は、例えば自動車のＢピラーのように、上部では高強度であることが求められ下部では衝撃吸収性が高いことが求められる部材に適用することができる。なお、部分焼戻しの場合でも、焼戻し部については、全体を焼戻した場合の焼戻し部と同等である。
　以上の工程を含む製造方法によれば、最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む母材と、亜鉛めっき層とを備え、前記亜鉛めっき層において、前記ラメラ層の面積率が３０％以上であるホットスタンプ鋼材を製造することができる。
　本実施形態に係るホットスタンプ鋼材の製造方法は、さらに、以下の工程を含んでもよい。
　［防錆油膜形成工程］
　上述の製造方法では、さらに、亜鉛めっき処理工程とホットスタンプ工程との間に、防錆油膜形成工程を含んでもよい。
　防錆油膜形成工程では、ホットスタンプ用鋼材の表面に、防錆油を塗布して防錆油膜を形成する。ホットスタンプ用鋼材は、圧延されてから、ホットスタンプ工程が実施されるまでの期間が長い場合があり得る。その場合、ホットスタンプ用鋼材の表面が酸化する場合があり得る。本工程によれば、ホットスタンプ用鋼材の表面に防錆油膜が形成されるので、鋼板の表面が酸化しにくくなり、スケールの発生が抑制される。
　［ブランキング加工工程］
　また、上述の製造方法はさらに、防錆油膜形成工程と、ホットスタンプ工程と間に、ブランキング加工工程を含んでもよい。
　ブランキング加工工程では、ホットスタンプ用鋼材に対して剪断加工及び／又は打ち抜き加工等を実施して、特定の形状に成形（ブランキング加工）する。ブランキング加工後の鋼板の剪断面は酸化しやすいが、鋼板表面に防錆油膜が形成されていれば、剪断面にも防錆油がある程度広がる。そのため、ブランキング加工後の鋼板の酸化が抑制される。
　次に、実施例を用いて本発明を説明する。
　まず、表１に示す化学組成Ａ～Ｇを有する溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造し、スラブを熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を実施して、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板をホットスタンプ鋼材の製造に利用する鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　最高焼入れ硬さを調査するため、鋼種Ａ～Ｇのそれぞれの化学成分を有する鋼板の一部を採取し、Ａｃ３点以上の温度に加熱し、３０分間保持した後、水焼入れを実施した。いずれの鋼種の鋼板も、水焼入れ後の組織はフルマルテンサイトであった。
　水焼入れ後の鋼板に対し、表層から板厚の１／４の深さの位置でビッカース硬さを測定し、得られたビッカース硬さを最高焼入れ硬さＢ０（ＨＶ）と定義した。ビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠し、試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとした。
　鋼種Ａ～Ｇの化学成分を有する冷延鋼板を用いて、表２中に示す付着量となる条件で、亜鉛めっき処理を行い、表２中に示す温度で焼戻しを行い、試験番号１～１４のホットスタンプ鋼材を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　試験番号６では、溶融亜鉛めっき処理により、鋼板に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成した。試験番号６以外の試験番号では、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板に対してさらに合金化処理を実施して、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成した。合金化処理は、最高温度をいずれも約５３０℃とし、約３０秒間加熱した後、室温まで冷却した。
　合金化溶融亜鉛めっき層内のＦｅ含有量は質量％で１２％であった。Ｆｅ含有量は次の測定方法により得られた。まず、合金化溶融亜鉛めっき層を含む鋼板のサンプルを採取した。サンプル中の合金化溶融亜鉛めっき層内の任意の５箇所において、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）によりＦｅ含有量（質量％）を測定した。測定された値の平均値を、その試験番号の合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量（質量％）と定義した。
　これらのめっき層（溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層）の付着量は次の方法により測定した。まず、各鋼板からめっき層を含むサンプルを採取し、ＪＩＳ　Ｈ０４０１に準拠してサンプルのめっき層を塩酸で溶解した。溶解前のサンプル重量と、溶解後のサンプル重量と、めっき層が形成されていた面積とに基づいて、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を求めた。測定結果を表２の「付着量」の欄に示す。
　めっき層を形成した後、各試験番号の鋼板に対して、加熱によるホットスタンプを実施した。具体的には、各鋼板に対して、鋼板のＡＣ３点以上の温度である９００℃に炉温を設定した加熱炉に装入し、輻射熱により、鋼Ａ～ＧのそれぞれのＡＣ３点以上の温度である９００℃にて４分間加熱した。このとき、炉に装入してから２～２．５分程度で鋼板温度が９００℃となり、さらに、各鋼板を９００℃で１．５～２分間均熱した。
　均熱後、水冷ジャケットを備えた平板金型で鋼板を挟み込むことによってホットスタンプ鋼材（鋼板）を製造した。この際、ホットスタンプ時の冷却速度が遅い部分でも、マルテンサイト変態開始点までの冷却速度が５０℃／秒以上となるように焼入れした。
　さらに、ホットスタンプ後の試験番号１～１３、１５、１６の鋼材に対して、焼戻しを実施した。試験番号１～１３、１５では、各鋼材を熱処理炉に装入した。つまり、鋼材全体に対して焼戻しを実施した。試験番号１６では、直接通電加熱にて、部分的に電流を流し、部分的に焼戻しを行った。各試験番号の焼戻し温度は表２に示すとおりとし、加熱時間は、炉に装入した場合は、いずれも５分とし、通電加熱の場合には、２０秒とした。試験番号１４の鋼材に対しては焼戻しを実施しなかった。以上の工程により、試験番号１～１６のホットスタンプ鋼材を製造した。
　これらの試験番号１～１６のホットスタンプ鋼材に対し、ビッカース硬さ試験、亜鉛めっき層のミクロ組織観察、りん酸塩処理性評価試験を行った。部分的に焼戻しを行った試験番号のホットスタンプ鋼材については、焼戻し部について評価を行った。
　［ビッカース硬さ試験］
　各試験番号の鋼材（鋼板）の母材の板厚中央部からサンプルを採取した。サンプルの表面（鋼板の圧延方向に垂直な面（Ｌ断面）に相当）に対して、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとした。得られたビッカース硬さＢ１（ＨＶ１０）、および、最高焼入れ硬さＢ０との比である、Ｂ１／Ｂ０×１００（％）を表２に示す。
　［亜鉛めっき層のミクロ組織観察］
　各試験番号の鋼材から、亜鉛めっき層を含むサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、圧延方向に垂直な断面を５質量％のナイタールでエッチングした。２０００倍のＳＥＭにより、エッチングされた亜鉛めっき層の断面を観察し、固溶体層及びラメラ層の有無を判断した。
　ラメラ層が観察された場合はさらに、次の方法によりラメラ層の面積率を求めた。上記断面のうち任意の５視野（５０μｍ×５０μｍ）において、亜鉛めっき層全体の面積に対する、固溶体層の面積率（％）、及び、ラメラ層の面積率（％）を求めた。このとき、表面に浮上して配置されるＺｎ酸化物層（図１中の符号３０）は、金属状態でないため、めっき層ではないので、亜鉛めっき層の面積に含めなかった。得られた固溶体層及びラメラ層の面積率（％）を表２に示す。
　ミクロ組織観察で観察された固溶体層に対して、上述の方法によりＥＰＭＡによる測定を実施した。その結果、観察された固溶体層中のＺｎ含有量はいずれも、２５～４０質量％であった。
　［りん酸塩処理性評価試験］
　各試験番号のホットスタンプ鋼材に対して、日本パーカライジング株式会社製の表面調整処理剤プレパレンＸ（商品名）を用いて表面調整を室温で２０秒実施した。さらに、日本パーカライジング株式会社製のりん酸亜鉛処理液パルボンド３０２０（商品名）を用いてりん酸塩処理を実施した。処理液の温度は４３℃とし、ホットスタンプ鋼材を処理液に１２０秒間浸漬した。
　りん酸塩処理後、ホットスタンプ鋼材の任意の５視野（１２５μｍ×９０μｍ）を１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。図８は、焼戻し温度が５００℃のホットスタンプ鋼材（試験番号６）に対して上述のりん酸塩処理を実施した後の、ホットスタンプ鋼材表面のＳＥＭ画像（１０００倍）である。
　ＳＥＭ画像に対して、２値化処理を実施した。図９は、図８のＳＥＭ画像を２値化して得られた画像である。２値化された画像において、白色部分には微細な化成結晶が形成されている。微細な化成結晶が多いほど、りん酸塩処理性が高い。そのため、２値化された画像を用いて、白色部分の面積率ＴＲを求めた。面積率ＴＲが３０％以上であれば、りん酸塩処理性に優れると判断した。各試験番号で得られた面積率ＴＲを表２に示す。表中の「Ｇ」はＧＯＯＤであり、「ＮＧ」はＮＯ　ＧＯＯＤである。
　［試験結果］
　図１０は、焼戻し温度が４００℃のホットスタンプ鋼材（試験番号１０）に対して上述のりん酸塩処理を実施した後の、ホットスタンプ鋼材表面のＳＥＭ画像（１０００倍）であり、図１１は図１０を２値化した画像である。図１２は、焼戻し温度が７００℃のホットスタンプ鋼材（試験番号１０）に対して上述のりん酸塩処理を実施した後の、ホットスタンプ鋼材表面のＳＥＭ画像（１０００倍）であり、図１３は図１２を２値化した画像である。
　表２を参照して、５００～６５０℃で焼戻しを行った試験番号１～８のホットスタンプ鋼材の母材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイトからなり、ビッカース硬さは１８０～４５０ＨＶであり、最高焼入れ硬さの８５％以下であった。すなわち、これらの試験番号のホットスタンプ鋼材の硬さは１４５０ＭＰａ以下の強度に相当する硬さであった。また、これらの試験番号のホットスタンプ鋼材は、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が３０％以上であり、その結果、りん酸塩処理性評価試験での面積率ＴＲは３０％以上であった。すなわち、試験番号１～８のホットスタンプ鋼材は、優れた衝撃吸収性及びりん酸塩処理性を示した。
　一方、試験番号９～１３では、焼戻し温度が５００℃未満または７００℃以上であった。その結果、試験番号９～１３のホットスタンプ鋼材では、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が３０％未満であった。そのため、りん酸塩処理性評価試験での面積率ＴＲが３０％未満であり、リン酸塩処理性に劣っていた。また、試験番号９では、焼戻し温度が低かったため、焼戻しを行っても母材の硬さが最高焼入れ硬さの８５％以下にならなかった。
　試験番号１４は、焼戻しを実施しなかった例である。そのため、母材のミクロ組織はマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）であった。そのため、ビッカース硬さは４５０ＨＶを越え、最高焼入れ硬さの８５％を超えていた。さらに、亜鉛めっき層中のラメラ層の面積率が３０％未満であり、りん酸塩処理性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　１０　　固溶体層
　２０　　焼戻し部
　３０　　亜鉛酸化物層
　４０　　ラメラ層
　本発明によれば、同じ化学組成を有する従来のホットスタンプ鋼材よりも低い強度を有し、かつ、りん酸塩処理性に優れる、亜鉛めっき層を有するホットスタンプ鋼材を提供することができる。

Claims (6)

  1. 　Ａｃ３点以上の温度に加熱して３０分間保持した後に水焼入れを実施した場合の表層から板厚の１／４の深さの位置におけるビッカース硬さを最高焼入れ硬さと定義した場合、前記最高焼入れ硬さの８５％以下の硬さを有する焼戻し部を含む鋼材である母材と、
    　前記母材の前記焼戻し部上に形成される亜鉛めっき層とを備え、
    　前記亜鉛めっき層は、Ｆｅ及び前記Ｆｅに固溶したＺｎを含有する固溶体相からなる固溶体層と、前記固溶体相とキャピタルガンマ相とからなるラメラ層と、を含み、
    　前記亜鉛めっき層において、前記ラメラ層の面積率が３０％～１００％であり、前記固溶体層の面積率が０～７０％である
    ことを特徴とするホットスタンプ鋼材。
  2. 　前記亜鉛めっき層中の、前記ラメラ層の面積率が８０％以上である
    ことを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ鋼材。
  3. 　前記焼戻し部のビッカース硬さが１８０～４５０Ｈｖである
    ことを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ鋼材。
  4. 　前記焼戻し部の硬さが、前記最高焼入れ硬さの６５％以下である
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載にホットスタンプ鋼材。
  5. 　Ａｃ３点以上に加熱された後、金型を用いたプレス加工によって加工と焼入れとが同時に施され、その後、５００℃～７００℃未満で焼き戻しされることによって製造される
    ことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材。
  6. 　前記母材のうちの一部が前記焼戻し部であることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載のホットスタンプ鋼材。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017185320A1 (en) * 2016-04-29 2017-11-02 GM Global Technology Operations LLC Low density zinc-coated steel produced by austenitizing and quench process
JP2019073793A (ja) * 2017-10-11 2019-05-16 トヨタ自動車株式会社 鋼板部材及びその製造方法
WO2021191955A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2021191961A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30
WO2022091529A1 (ja) * 2020-10-27 2022-05-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107378899A (zh) * 2017-08-21 2017-11-24 太仓森楚源机械设备有限公司 结构简单的周转车
CN108265161A (zh) * 2018-02-11 2018-07-10 舞阳钢铁有限责任公司 薄规格调质型12MnNiVR钢板的热处理方法
EP3854889A1 (en) 2020-01-24 2021-07-28 Cie Automotive, S.A. Method for controlled coolling of forged parts made of microalloyed steel
CN112011752B (zh) * 2020-08-20 2022-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀热成形钢零部件及其制造方法
WO2023041953A1 (en) * 2021-09-14 2023-03-23 Arcelormittal High strength press hardened steel part and method of manufacturing the same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011173166A (ja) * 2010-02-26 2011-09-08 Aisin Takaoka Ltd 複合型プレス加工装置
WO2012091328A2 (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP2013244507A (ja) * 2012-05-25 2013-12-09 Toyota Motor Corp プレス成形品の通電加熱方法及びそれに用いる通電加熱装置、並びに、プレス製品

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3582504B2 (ja) 2001-08-31 2004-10-27 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板
JP3582511B2 (ja) 2001-10-23 2004-10-27 住友金属工業株式会社 熱間プレス成形用表面処理鋼とその製造方法
JP4039548B2 (ja) 2001-10-23 2008-01-30 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた熱間プレス成形品
DE10333165A1 (de) 2003-07-22 2005-02-24 Daimlerchrysler Ag Pressgehärtetes Bauteil und Verfahren zur Herstellung eines pressgehärteten Bauteils
JP4630099B2 (ja) * 2005-03-25 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 リン酸塩処理性および塗装後耐食性に優れた熱処理加工用溶融Ｚｎめっき鋼板並びにその製造方法
JP4695459B2 (ja) 2005-08-24 2011-06-08 新日本製鐵株式会社 塗装後耐食性に優れた亜鉛系めっきが施された熱間プレス鋼材
JP5257062B2 (ja) * 2008-12-25 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 靭性及び耐水素脆化特性に優れた高強度ホットスタンピング成形品及びその製造方法
DE102009030489A1 (de) * 2009-06-24 2010-12-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines warmpressgehärteten Bauteils, Verwendung eines Stahlprodukts für die Herstellung eines warmpressgehärteten Bauteils und warmpressgehärtetes Bauteil
ES2384135T3 (es) * 2009-08-25 2012-06-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para fabricar un componente de acero provisto de un recubrimiento metálico de protección contra la corrosión y componente de acero
EP2520693B1 (en) * 2009-12-28 2017-01-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing a hot press-molded member
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
BR112014007543B1 (pt) * 2011-09-30 2020-09-15 Nippon Steel Corporation Chapa de aço galvanizada por imersão a quente ligada e seu processo de produção

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011173166A (ja) * 2010-02-26 2011-09-08 Aisin Takaoka Ltd 複合型プレス加工装置
WO2012091328A2 (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP2013244507A (ja) * 2012-05-25 2013-12-09 Toyota Motor Corp プレス成形品の通電加熱方法及びそれに用いる通電加熱装置、並びに、プレス製品

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017185320A1 (en) * 2016-04-29 2017-11-02 GM Global Technology Operations LLC Low density zinc-coated steel produced by austenitizing and quench process
JP2019073793A (ja) * 2017-10-11 2019-05-16 トヨタ自動車株式会社 鋼板部材及びその製造方法
JP7043958B2 (ja) 2017-10-11 2022-03-30 トヨタ自動車株式会社 鋼板部材及びその製造方法
JPWO2021191961A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30
WO2021191961A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JPWO2021191955A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30
WO2021191955A1 (ja) * 2020-03-23 2021-09-30 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN114981467A (zh) * 2020-03-23 2022-08-30 日本制铁株式会社 热冲压成型体
CN115066516A (zh) * 2020-03-23 2022-09-16 日本制铁株式会社 热冲压成型体
JP7239059B2 (ja) 2020-03-23 2023-03-14 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7239060B2 (ja) 2020-03-23 2023-03-14 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN114981467B (zh) * 2020-03-23 2023-10-31 日本制铁株式会社 热冲压成型体
WO2022091529A1 (ja) * 2020-10-27 2022-05-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法
JP7131719B1 (ja) * 2020-10-27 2022-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板ならびにそれらの製造方法

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