WO2017057570A1 - 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法 - Google Patents

熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017057570A1
WO2017057570A1 PCT/JP2016/078814 JP2016078814W WO2017057570A1 WO 2017057570 A1 WO2017057570 A1 WO 2017057570A1 JP 2016078814 W JP2016078814 W JP 2016078814W WO 2017057570 A1 WO2017057570 A1 WO 2017057570A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
galvanized
base steel
hot
hot pressing
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/078814
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
亮介 大友
実佳子 武田
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to MX2018003455A priority Critical patent/MX2018003455A/es
Priority to EP16851741.5A priority patent/EP3358032B1/en
Priority to CA2999835A priority patent/CA2999835C/en
Priority to KR1020187008128A priority patent/KR102051284B1/ko
Priority to BR112018006379-7A priority patent/BR112018006379B1/pt
Priority to RU2018115970A priority patent/RU2693226C1/ru
Priority to CN201680059107.0A priority patent/CN108138282B/zh
Priority to ES16851741T priority patent/ES2883267T3/es
Priority to US15/764,387 priority patent/US20180281348A1/en
Publication of WO2017057570A1 publication Critical patent/WO2017057570A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0457—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • This disclosure relates to a hot-pressed galvanized steel sheet and a method for manufacturing a hot-press formed product.
  • a so-called hot press or hot stamping method has been developed, and is in particular spreading as a method for parts having a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • a low-strength steel plate is heated to Ac1 score or higher, for example, about 900 ° C. or higher before press forming, and then austenitized, and then formed in a high temperature range.
  • deformation resistance can be reduced, springback can be reduced, and furthermore, high strength can be secured because it is quenched at the same time as molding.
  • Patent Document 1 discloses providing a ductile layer on galvanizing.
  • this ductile layer is tensioned so well that during heating and / or forming and cooling for austenitizing, the surface oxidation of the strips no longer causes microcracks on the surface of the hardenable steel. It is shown that it can be dispersed.
  • the ductile layer that can be formed in Patent Document 1 is limited to about 10 ⁇ m. When the ductile layer is thin in this way, the ductile layer is lost due to rapid alloying of galvanization and steel in the heating process before hot pressing, and the occurrence of LME cracks in hot pressing is sufficiently suppressed. Seems to be difficult.
  • Patent Document 2 as a method of performing hot forming using a galvanized steel sheet, a step of preparing a 1-steel strip, a step of covering the steel with a layer of zinc or a zinc alloy, Heating the coated steel to a temperature between 300 ° C. and the Ac1 temperature of the steel, 4-cutting the blank from the steel strip after steps 1, 2, or 3, and 5- A method is shown comprising heating to a temperature above the Ac1 temperature of the steel, 6--hot forming the blank into a part, and 7--hardening the hot-formed part. ing.
  • step 3 before hot forming the amount of liquid zinc at the time of forming can be reduced by heating at 300 ° C.
  • the present applicant also proposes a technique for suppressing LME by performing heating for a predetermined time or more before hot forming in Patent Document 3.
  • a technique for suppressing LME by performing heating for a predetermined time or more before hot forming in Patent Document 3.
  • productivity and cost which are problems of the hot forming process
  • further studies for increasing productivity such as shortening the residence time of the heating furnace are required.
  • an individual finish film is applied to at least one of the free surfaces of the steel plate product.
  • the finish coating comprises at least one oxide compound, nitride compound, sulfide compound, sulfate compound, carbide compound, carbonate compound, fluoride compound, hydrate compound, and hydroxide compound of a base metal or It has been shown to contain phosphate compounds.
  • a technique is shown in which the above-described finish coating is applied to the surface of galvanizing to increase the heat absorption capability during heating and to heat in a short time.
  • this method can reach the quenching austenite temperature in a short time, but it is considered that the effect of suppressing LME cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a galvanized steel sheet and a method for producing a hot press-formed product obtained by hot pressing using the galvanized steel sheet.
  • suppressing the occurrence of LME cracks is sometimes simply referred to as “LME suppression”.
  • the galvanized steel sheet of the present disclosure that has solved the above problems is a galvanized steel sheet used for hot pressing, wherein an internal oxide exists on the base steel sheet side from the interface between the galvanized layer and the base steel sheet, and
  • the base steel plate is mass%, C: 0.10 to 0.5%, Si: 0.50 to 2.5%, Mn: 1.0 to 3%, and Cr: 0 to 1.0%
  • the remainder is made of iron and inevitable impurities, and further satisfies the following formula (1).
  • [Si] is the Si content in mass% of the base steel sheet
  • [Mn] is the Mn content in mass% of the base steel sheet
  • [Cr] is Cr content in mass% of the base steel sheet. Indicates the amount.
  • the maximum depth at which the internal oxide exists on the base steel plate side from the interface between the galvanized layer and the base steel plate is 5 ⁇ m or more.
  • the base steel sheet may further contain at least one of the following (I) to (IV) as another element.
  • the present disclosure also includes a method for producing a hot press-formed product obtained by hot pressing using the hot-pressed galvanized steel sheet.
  • the heating time for LME suppression can be shortened during hot pressing using a galvanized steel sheet.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing a bending process for LME evaluation in an example.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating an observation sample collection position from the L-bending material after bending in the example.
  • FIG. 3 is a diagram illustrating the measurement position of the LME crack depth in the example.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, when the internal oxide exists in the base steel plate side from the interface between the galvanized layer and the base steel plate in the galvanized steel plate, preferably the internal oxide is dispersed over a certain depth from the interface.
  • the present inventors have found that the heating time for suppressing LME can be shortened in a hot pressing process using this galvanized steel sheet.
  • the internal oxide is an oxide containing at least an easily oxidizable element such as Si, Mn and Cr. This internal oxide targets the crystal grain boundaries and oxides present in the crystal grains in the base steel sheet, and the observation method is as shown in the examples described later.
  • the mechanism of the fact that the heating time for LME suppression can be shortened by making the internal oxide present in the base steel sheet has not been fully elucidated, but is considered as follows. That is, LME is particularly likely to occur in the hot pressing process when a large amount of liquid zinc is present during processing.
  • an alloying reaction of zinc and iron occurs between the galvanized layer and the base steel sheet, and an alloy layer having a high melting point is formed, thereby reducing the amount of liquid zinc during processing and reducing the LME.
  • the inventors have found that the alloying reaction is promoted by the presence of an internal oxide in the base steel sheet, which is generated by selectively oxidizing the easily oxidizable element such as Si. For this reason, even if the heating before hot pressing is for a short time, it is presumed that an alloy layer is formed, the amount of liquid zinc is sufficiently reduced, and the occurrence of LME cracks is suppressed.
  • the maximum depth at which the internal oxide exists on the base steel plate side from the interface between the galvanized layer and the base steel plate is preferably 5 ⁇ m or more.
  • the maximum depth refers to the maximum depth at which an internal oxide exists from the interface between the galvanized layer and the base steel sheet in the plate thickness cross-sectional direction as measured in Examples described later.
  • the “maximum depth at which the internal oxide exists” may be simply referred to as “internal oxidation depth”.
  • This internal oxidation depth is more preferably 8 ⁇ m or more, and further preferably 10 ⁇ m or more. In consideration of manufacturing conditions and the like, the upper limit of the internal oxidation depth is approximately 70 ⁇ m.
  • the degree of LME suppression effect required varies depending on the molding conditions and the amount of galvanized adhesion according to the required rust prevention performance. However, in any case, if the galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is used, the heating time required for LME suppression can be shortened compared to the conventional case.
  • the LME suppression effect can be more reliably exhibited by setting the internal oxidation depth in accordance with the amount of galvanized adhesion.
  • the maximum depth at which an internal oxide exists from the interface between the galvanized layer and the base steel sheet to the base steel sheet side is a ⁇ m and the amount of galvanized adhesion is bg / m 2 per side, the following formula (2 ) Is preferably satisfied. a ⁇ 0.30 ⁇ b (2)
  • the composition of the obtained alloy plated layer is approximately 70 mass% Fe and 30 mass% Zn.
  • the internal oxide is present up to a depth corresponding to the iron content of the base steel sheet, which is necessary for alloying the galvanized layer until this state is reached, the LME suppression effect can be exhibited to the maximum. I thought.
  • the above equation (2) is based on such a concept. For example, if the amount of galvanized coating is 80 g / m 2 per one surface that exhibits sufficient rust prevention performance as a general automobile part, the internal oxidation depth that can suppress LME to the maximum is 24 ⁇ m.
  • the internal oxidation depth a may be 0.30 ⁇ b or more, and the upper limit thereof is not particularly limited. However, even if the depth is sufficiently deeper than 0.30 ⁇ b, the LME suppression effect is saturated.
  • the base steel sheet in the galvanized steel sheet satisfies the following component composition, particularly the prescribed formula (1). Moreover, in the manufacturing conditions of a galvanized steel sheet, it is recommended to control the winding conditions after hot rolling, etc. as described later.
  • % in the component composition means “mass%”.
  • C 0.10 to 0.5% C is an element that contributes to increasing the strength of a steel sheet after hot pressing, that is, a hot press-formed product, as a solid solution strengthening element.
  • the lower limit of the C amount is 0.10% or more.
  • the lower limit of the C amount is preferably 0.13% or more, more preferably 0.15% or more, and further preferably 0.17% or more.
  • the upper limit is made 0.5% or less.
  • the upper limit of the C amount is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, and still more preferably 0.30% or less.
  • Si 0.50 to 2.5%
  • Si is an element that contributes to improving the joint strength of the spot welded portion of the hot press-formed product. Si also has the effect of preventing the tempering in the slow cooling process of the hot press and maintaining the strength of the hot press-formed product. Further, Si is an element that generates retained austenite and contributes to improvement of the ductility of the part.
  • the lower limit of the Si amount is 0.50% or more.
  • the lower limit of the Si amount is preferably 0.70% or more, more preferably 0.80% or more, still more preferably 0.90% or more, and still more preferably 1.0% or more.
  • the upper limit of Si content is 2.5% or less.
  • the upper limit of the Si amount is preferably 2.3% or less, and more preferably 2.1% or less.
  • Mn 1.0 to 3%
  • Mn is an element useful for enhancing hardenability and suppressing high-strength variation of hot press-formed products. Mn is also an element that promotes alloying in the alloying treatment of plating described later and contributes to securing the Fe concentration in the plating layer.
  • the lower limit of the amount of Mn is set to 1.0% or more.
  • the preferable lower limit of the amount of Mn is 1.2% or more, the more preferable lower limit is 1.5% or more, and more preferably 1.7% or more.
  • the upper limit is made 3% or less.
  • a preferable upper limit of the amount of Mn is 2.8% or less, and a more preferable upper limit is 2.5% or less.
  • the hardenability of the hot press-formed product can be sufficiently ensured by containing the above amounts of C and Mn, but Cr may be contained in order to further improve the hardenability.
  • Cr is an element that can be expected to reduce hardness variation in hot press-formed products.
  • the lower limit of the Cr amount is 0.01% or more.
  • the lower limit of the Cr amount is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cr amount is preferably 0.5% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Si, Mn, and Cr are contained for improving the mechanical properties and hardenability of the steel material.
  • these elements are more easily oxidizable than iron, and tend to oxidize even in an environment where the oxygen partial pressure is low such that iron oxide is reduced. That is, these elements are elements that contribute to the formation of the internal oxide, and in order to obtain the above-mentioned internal oxide, in the embodiment of the present invention, each content of Si, Mn, and Cr of the base steel sheet, The following formula (1) is satisfied.
  • the left side value of the following formula (1) may be referred to as an X value.
  • [Si] is the Si content in mass% of the base steel sheet
  • [Mn] is the Mn content in mass% of the base steel sheet
  • [Cr] is Cr content in mass% of the base steel sheet. Indicates the amount.
  • the X value is preferably 0.06 or more, more preferably 0.08 or more. From the viewpoint of material toughness, the upper limit of the X value is approximately 0.24.
  • the components of the steel sheet according to the embodiment of the present invention are as described above, and the balance is made of iron and inevitable impurities such as P, S, and N.
  • the P, S, and N are preferably suppressed to the following ranges.
  • the P is an element that adversely affects the joint strength of the spot weld. If the amount is excessive, the nugget becomes segregated on the final solidified surface of the nugget formed by spot welding and the nugget becomes brittle, resulting in a decrease in joint strength. . Therefore, the P content is preferably 0.020% or less. More preferably, it is 0.015% or less.
  • S is an element that adversely affects the joint strength of spot welds. If the amount is excessive, intergranular fracture due to grain boundary segregation in the nugget is promoted and joint strength is reduced. Therefore, the S content is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.008% or less.
  • the upper limit of the N amount is preferably set to 0.010% or less. More preferably, it is 0.008% or less. Note that the N amount is usually 0.001% or more in consideration of the cost in steelmaking.
  • Al more than 0% and 0.5% or less
  • Al is an element that can be used for deoxidation, and may be contained in an amount of 0.01% or more.
  • the upper limit of the Al amount is 0.5% or less.
  • the upper limit of the amount of Al is more preferably 0.3% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • Ti is an element that has the role of fixing N and ensuring the quenching effect of B. Ti also has the effect of refining the structure. Part ductility is improved by making the structure finer. In order to sufficiently exhibit such an effect, the Ti content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. However, if the Ti amount is excessive, the ductility of the steel sheet deteriorates, so the Ti amount is preferably 0.10% or less, more preferably 0.07% or less.
  • Mo is an effective element for improving the hardenability of the base steel sheet, and it can be expected to reduce hardness variation in hot press-formed products.
  • the Mo amount is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Mo is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more. However, if the amount is excessive, the above effect is saturated and the cost increases, so the upper limit of the Mo amount is preferably set to 1% or less.
  • the amount of Mo is more preferably 0.5% or less, still more preferably 0.3% or less.
  • Nb, Zr and V In total, more than 0% and 0.10% or less Nb, Zr and V have the effect of refining the structure, and the structure is refined This has the effect of improving the ductility of the component.
  • These elements may be used alone or in combination of two or more.
  • the lower limit of the total amount of these elements is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the total amount is a single amount when contained alone, or a total amount when two or more types are used in combination. However, if the total amount of these elements is excessive, the effect is saturated and the cost is increased, so the upper limit is preferably made 0.10% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • the galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is a steel that satisfies the above-described composition composition, is cast, heated, hot-rolled, heat treated as necessary, pickled, cold-rolled as necessary, zinc Plating treatment ⁇ Production can be carried out by alloying treatment as necessary. You may anneal before a galvanization process.
  • at least one of a winding condition after hot rolling, a heat treatment condition in the case of performing a heat treatment after hot rolling, and an acid It is recommended to properly control the washing conditions.
  • heating is performed before hot rolling, heating conditions are not particularly limited, and commonly used conditions can be appropriately employed. It is preferable to carry out at a temperature of about 1100 to 1300 ° C.
  • Hot rolling conditions are not particularly limited, and commonly used conditions such as a temperature during rolling: about 850 to 1200 ° C. can be appropriately employed. However, after the completion of hot rolling, the temperature history after winding must be controlled as detailed below.
  • the upper limit with preferable thickness of the hot-rolled steel plate obtained is 3.5 mm or less.
  • the plate thickness is preferably 3.0 mm or less, more preferably 2.5 mm or less, and the lower limit of the plate thickness is about 0.8 mm.
  • the steel plate of the entire coil is formed after winding up until the start of the plating process.
  • the surface must be allowed to stay for a long time in a non-oxidizing atmosphere and a sufficiently high temperature in which iron scale does not grow.
  • the internal oxide can be formed deep into the base steel sheet, and the LME suppression effect can be sufficiently improved.
  • the coil after winding is allowed to cool in the atmosphere.
  • the outermost peripheral portion of the coil exposed to the outside air is not used because it is difficult to form an internal oxide, and the inside of the coil not exposed to the outside air may be used.
  • the entire coil is kept at approximately 500 ° C. or more for 2 hours or more.
  • (i) to increase the winding temperature in winding after hot rolling (ii) to adopt a means that the cooling rate after winding is relatively slow, (iii) winding Then, at least one of further heat treatment after cooling is mentioned.
  • the coiling temperature (i) is preferably 550 ° C. or higher, more preferably 650 ° C. or higher.
  • the upper limit of the winding temperature is approximately 750 ° C. or less.
  • means for reducing the cooling rate after winding of (ii) above for example, increasing the size of the coil and keeping the temperature using a heat insulating material or the like can be cited.
  • the coil is wound in a coil shape and then wound in a coil shape.
  • heat treatment may be performed by storing in a heating furnace at 500 ° C. or higher for about 2 hours.
  • the heat treatment temperature is preferably 500 ° C. or higher as described above, more preferably 600 ° C. or higher, and still more preferably 700 ° C. or higher.
  • this heat treatment temperature is too high, the steel structure becomes austenite, the internal oxidation form changes, and a sufficient LME suppression effect cannot be obtained.
  • the upper limit of the heat treatment temperature is preferably 750 ° C. or less.
  • the heat treatment time is preferably 2.0 hours or longer, more preferably 2.5 hours or longer. However, since productivity deteriorates even if this heat treatment time is too long, the upper limit of the heat treatment time is preferably 6 hours or less.
  • pickling and cold rolling as necessary.
  • the purpose of pickling is to remove the iron scale formed during hot rolling, that is, the high-temperature oxide film of iron.
  • pickling may be performed for 5 to 300 seconds using hydrochloric acid having a concentration of 5 to 20% heated to 70 to 90 ° C. as the acid solution.
  • a pickling accelerator such as a compound having a mercapto group and / or an inhibitor such as an amine organic compound
  • Cold rolling is performed when it is necessary to further improve the plate thickness accuracy.
  • the cold rolling rate is preferably controlled within a range of about 20 to 70% in consideration of productivity in a factory.
  • the upper limit of the preferable thickness of the cold-rolled steel sheet thus obtained is 2.5 mm or less. More preferably, it is 2.0 mm or less, More preferably, it is 1.8 mm or less.
  • the pickling step is preferably performed in a short time because a part of the internal oxide formed after the winding is damaged.
  • the pickling time is preferably 40 seconds or less, more preferably 30 seconds or less, and still more preferably, although it depends on the degree of the high-temperature oxide film to be formed, the acid type, concentration, and solution temperature of the acid solution used. 20 seconds or less.
  • the internal oxidation depth is reduced and thinned according to the reduction rate. For this reason, in consideration of the extent to which the internal oxidation depth is attenuated in advance in the pickling process and cold rolling, in order to obtain the desired internal oxidation depth after these pickling process and cold rolling, It is recommended to increase the internal oxidation depth by increasing the temperature history for a long time.
  • the alloy layer of zinc and the base steel plate of the plating layer formed by the following plating treatment is sufficient And the LME suppressing effect can be exhibited to the maximum.
  • the galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention can be obtained by plating a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet, which is an original sheet.
  • a plating method hot dip galvanization or electroplating can be used.
  • an alloyed galvanized steel sheet in which the plating layer and the iron of the base steel sheet are alloyed by heating at 470 to 580 ° C. for about 20 seconds to 10 minutes may be used. What is necessary is just to determine the adhesion amount per one side of galvanization according to the antirust performance calculated
  • the “adhesion amount per one side of galvanization” may be simply referred to as “adhesion amount of galvanization”.
  • the plated layer of the component obtained by hot pressing tends to have a slightly lower corrosion resistance than that before hot pressing due to the alloying reaction between the plated layer and the base steel sheet. Therefore, in the plating treatment step, it is desirable that the amount of galvanized adhesion be an amount that takes into account the above-mentioned reduction according to the rust prevention performance required for the application site.
  • the steel plate is usually annealed before the plating treatment.
  • the purpose of annealing is to ensure the wettability of the plating and steel sheet by reducing the outermost natural oxide film in the case of a steel sheet for hot pressing.
  • steel sheets containing Si have poor plating wettability even when annealed.
  • annealing conditions are general. Conditions can be adopted. As an annealing condition, for example, an ultimate temperature of 600 to 920 ° C. is maintained for about 20 to 300 seconds in a reducing atmosphere. Thereafter, the plating treatment can be performed by cooling to a temperature close to the temperature of the galvanizing bath, for example, a temperature range of 420 to 500 ° C.
  • hot pressing is performed to obtain a hot press-formed product.
  • the hot pressing conditions are not limited, and the conditions usually used can be adopted.
  • the hot pressing process includes a heating process, a pressing process, and a cooling process. In order to obtain a steel part having toughness and the like, it is preferable to adopt the following conditions in each step.
  • the heating temperature is preferably at least Ac1 point, more preferably ⁇ Ac1 point + (Ac3 point ⁇ Ac1 point) / 4 ⁇ ° C. or more, and further preferably ⁇ Ac1 point + (Ac3 point ⁇ Ac1 point) / 2 ⁇ ° C. Above, more preferably ⁇ Ac1 point + (Ac3 point ⁇ Ac1 point) ⁇ 3/4 ⁇ ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably (Ac3 point + 180) ° C. or less, more preferably (Ac3 point + 150) ° C. or less.
  • the temperature of the steel sheet is measured in a preliminary experiment and the conditions necessary for temperature control can be controlled, the temperature is measured during the production of the product. You don't have to.
  • the rate of temperature increase up to the maximum temperature during heating is not particularly limited. As a heating method, furnace heating, energization heating, induction heating, or the like can be employed.
  • the holding time at the heating temperature is set to a time at which at least LME cracking can be suppressed as shown in the examples described later. According to the present disclosure, the holding time at this heating temperature can be shortened compared to the case where a conventional galvanized steel sheet is used.
  • the upper limit of the holding time is preferably 30 minutes or less, more preferably 15 minutes or less.
  • the heating atmosphere is not particularly limited as long as the plating does not ignite. If an oxide film is formed on the plating surface, it becomes possible to suppress ignition, and therefore, for example, an air atmosphere is preferable. However, an oxidizing atmosphere and a reducing atmosphere may be used as long as the surface is covered with the oxide film.
  • the starting temperature of press working is not particularly limited. For example, by setting the heating temperature to the Ms point or less, the processing can be easily performed, and the load during the press processing can be sufficiently reduced.
  • the lower limit of the press working start temperature is more preferably 450 ° C. or higher, and further preferably 500 ° C. or higher.
  • the upper limit of the start temperature of press work is 750 degrees C or less, for example, More preferably, it is 700 degrees C or less, More preferably, it is 650 degrees C or less.
  • the molding end temperature is not particularly limited and may be not less than the Ms point, or may be in the range of not more than the Ms point and not less than (Ms point ⁇ 150) ° C., but has sufficient hardness required as a part. For example, it is carried out under conditions that can achieve a tensile strength of 1370 MPa or more.
  • the hot press molding may be carried out a plurality of times after the heating, in addition to the case of only once.
  • Cooling step in hot pressing step Cooling of the steel sheet is started immediately after the heating step.
  • the cooling method is not particularly limited, and examples thereof include a method of holding in a mold and cooling with the mold; a method of cooling with water, oil or mist; air cooling; or a combination thereof. Note that the cooling here includes natural cooling.
  • the cooling rate in the cooling process is not particularly limited.
  • the average cooling rate in the temperature range from the heating temperature to the Ms point described above can be set to 2 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is more preferably 5 ° C./second or more, and further preferably 7 ° C./second or more.
  • the average cooling rate is preferably 70 ° C./second or less, more preferably 60 ° C./second or less, and further preferably 50 ° C./second or less.
  • hot press-formed products obtained by hot pressing using the galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention include hot press-formed products for automobile bodies such as side members, side sills, cross members, and pillar lower portions. Can be mentioned.
  • Example 1 Particularly in Example 1, the internal oxidation depth was changed by changing the acid solution immersion time in the pickling process performed after hot rolling, and the influence on the LME suppression effect was confirmed.
  • the hot-rolled steel sheet was further descaled in a pickling process, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm as an original sheet.
  • hydrochloric acid having a liquid temperature of 75 ° C. and a concentration of 15% was used as the acid solution, and the immersion time in this acid solution was 10 seconds or 30 seconds. In this way, by changing the immersion time in the acid solution, the degree of dissolution of the steel sheet surface after scale removal was adjusted, and a material in which the internal oxidation depth was changed was produced.
  • the above-mentioned cold-rolled steel sheet was sequentially subjected to annealing, hot-dip galvanizing treatment, and alloying treatment in a continuous line.
  • annealing, galvanizing treatment, and alloying treatment an experimental furnace capable of controlling the atmosphere, equipped with a heating / cooling mechanism and a crucible serving as a zinc plating bath, and capable of performing the plating treatment and alloying treatment in an integrated process was used.
  • the temperature is raised from room temperature to a soaking temperature of 800 ° C. at an average heating rate of 8 ° C./sec, soaked for 120 seconds, and then from the soaking temperature to 460 ° C., the average cooling rate of 3 ° C./sec. It was cooled with.
  • alloying treatment is performed by heating at 550 ° C. for 20 seconds to perform alloying and melting. A galvanized steel sheet was obtained. Note that the atmosphere before and after plating from annealing after annealing was reduced, and specifically, 5% to 18% H2-N2 gas was flowed in order to ensure the adhesion of plating. .
  • the following table shows the galvanized adhesion amount and the component composition of the galvanized layer, especially the Fe concentration in the galvanized layer, of the prepared galvannealed steel sheet. It measured as follows. That is, the plated steel sheet was immersed in a solution obtained by adding hexamethylenetetramine to 18% hydrochloric acid to dissolve only the plated layer, and the amount of galvanized coating was determined from the mass change before and after dissolution. Then, the dissolved solution was analyzed using ICPS (Inductively Coupled Plasma) emission spectroscopic analysis method and ICPS-7510 manufactured by Shimadzu Corporation as an apparatus to determine the Fe concentration in the galvanized layer.
  • ICPS Inductively Coupled Plasma
  • the internal oxidation depth in the galvanized steel sheet was measured by a reflection electron image observed by a cross-sectional SEM (Scanning Electron Microscope) in the vicinity of the steel sheet surface.
  • the presence or absence of internal oxide is determined by the fact that the oxide is visible in a dark color with a field of reflection electron image x 1000 times in the grain boundary and crystal grains of the base steel sheet in the region on the base steel sheet side from the interface between the plating and the base steel sheet. Judgment by presence or absence.
  • the internal oxidation depth was determined by measuring the maximum depth from the interface between the plating and the base steel plate to the position where the oxide was observed at each of three fields of view at a magnification of 1000 times. Was used.
  • SEM-EDX Electronic Dispersive X-ray spectroscopy
  • the average content in steel Si, Mn and Cr were detected at higher ratios.
  • FIG. 2 is a diagram showing the position of the observation sample taken from the L-bending material after the bending process.
  • an observation test piece 14 was obtained by cutting the L-bending material 11 after the bending so that the cross section 13 of the center 12 of the bent portion could be observed.
  • This observation specimen 14 was embedded in a supporting substrate so that the cross section 13 could be observed, and etched with nital after polishing. Thereafter, the outer side of the cross section in the cross section, that is, the vicinity of the surface layer on the side where the tensile stress was generated by bending, was observed with an FE-SEM (Field Emission-Scanning Electron Microscope, SUPRA 35, manufactured by ZEISS).
  • FE-SEM Field Emission-Scanning Electron Microscope
  • the magnification was 500 times, the field size was 230 ⁇ m ⁇ 155 ⁇ m, and the number of fields was 10.
  • the crack which entered into the ground iron side from the interface of a plating alloy layer and a steel plate ie, the depth of the LME crack.
  • the interface between the plated alloy layer and the steel sheet was subjected to elemental analysis by SEM-EDX, and was defined as a boundary between a region where Zn was detected and a region where Zn was not detected.
  • the LME crack does not necessarily have the deepest apex of the bent portion, and it is often deeper slightly closer to the plane portion than the apex. Therefore, it is necessary to observe the entire bent portion in the cross section.
  • the entire area of the bent portion in the cross section 13 of the observation specimen 14 was observed while moving the visual field.
  • the deepest LME crack was defined as the deepest LME crack in the cross section 13.
  • the outline of the method of measuring the LME crack depth (LME depth) of the observation specimen 14 is as follows. As described above, the depth of the LME crack in the cross section 13 (this may be referred to as “first cross section 13”) at the center 12 of the bent portion was measured. Thereafter, as shown in FIG. 3, the first cross section 13 is polished to expose a cross section parallel to the first cross section 13 (this may be referred to as “second cross section 13A”) (FIG. 3). The depth of the LME crack in the second cross section 13A was measured.
  • the second cross section 13A is polished to expose a cross section parallel to the second cross section 13A (this may be referred to as a “third cross section 13B”), and the LME cracks in the third cross section 13B are exposed.
  • the depth was measured.
  • the polishing amount in each polishing was several mm. Polishing and measurement were repeated 9 times, and the depth of the LME crack was measured from the first cross section to the tenth cross section. That is, ten measured values of the depth of the LME crack were obtained. The largest one of the ten measured values, that is, the deepest LME crack depth among all the measurements, was defined as the “LME depth” in the observation specimen 14.
  • LME cracks tend to be suppressed as the heating temperature before hot pressing increases and the heating time increases.
  • whether the heating time at the above-mentioned heating temperature: 900 ° C. for suppressing LME can be shorter than before by having an internal oxide under the plating layer of the galvanized steel sheet as an index of the LME suppressing effect. evaluated. Specifically, a plurality of samples having different heating times, that is, in-furnace times, are prepared, the LME depth is measured, and the shortest in-furnace time in which the LME crack can achieve an acceptance standard: LME depth of 10 ⁇ m or less. Asked. These results are shown in Table 2.
  • Table 2 shows the following.
  • the sample combination to be compared is the test number. 1 and 2, test no. 3 and 4, test no. 5 and 6, test no. 7 and 8, test no. 9 and 10, test no. 11 and 12, test no. 13 and 14, test no. 15 and 16, test no. 17 and 18, and test no. 19 and 20 were paired.
  • the difference in in-furnace time between the two samples to be compared is shown in “Effect of shortening heating time necessary for LME suppression” in Table 2.
  • “Effect of shortening the heating time necessary for LME suppression” in Table 2 shows how much the in-furnace time of a sample with a short pickling time is shortened based on the in-furnace time of a sample with a long pickling time.
  • the in-furnace time of a sample having a short pickling time (a sample in which an internal oxide is present) can be made shorter than that in a sample having a long pickling time (a sample having no internal oxide). That is, it can be seen that the heating time for LME suppression can be shortened by relatively shortening the pickling time and allowing the internal oxide to exist under the galvanized layer.
  • Example 2 In Example 2, in particular, the internal oxidation depth was changed by changing the winding temperature after hot rolling, and the influence on the LME suppression effect was confirmed.
  • the steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast, it was heated to 1200 ° C. and hot-rolled to a finish rolling temperature of 860 ° C. to 920 ° C. Unlike Example 1, the coiling temperature was changed between 500 ° C. and 730 ° C., the film was allowed to cool for 2 hours or more, and a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.4 mm was obtained.
  • the hot-rolled steel sheet was further descaled in the pickling process, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm corresponding to the base steel sheet in the plated steel sheet.
  • hydrochloric acid having a liquid temperature of 75 ° C. and a concentration of 15% was used as the acid solution, and the immersion time in the acid solution was fixed at 10 seconds.
  • the above cold-rolled steel sheet was subjected to annealing and hot dip galvanizing treatment. Some samples were further subjected to alloying treatment after the hot dip galvanizing treatment.
  • annealing, galvanizing treatment, and alloying treatment an experimental furnace capable of controlling the atmosphere, equipped with a heating / cooling mechanism and a crucible serving as a zinc plating bath, and capable of performing the plating treatment and alloying treatment in an integrated process was used.
  • the temperature is raised from room temperature to a soaking temperature of 800 ° C. at an average heating rate of 8 ° C./sec, soaked for 1 minute, and then from the soaking temperature to 460 ° C., the average cooling rate of 3 ° C./sec. It was cooled with.
  • some samples were cooled as they were to obtain a galvanized steel sheet. The remaining samples were alloyed by heating at 550 ° C. for 20 seconds after the wiping to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the annealing atmosphere was a reducing atmosphere in order to ensure the adhesion of plating, specifically, a state in which 5% H 2 —N 2 gas was flowed, and the alloying treatment was also performed in the same atmosphere. Cooling before plating after annealing and cooling after plating or alloying treatment were performed by blowing N2 gas.
  • Table 3 shows the following.
  • Table 3 shows the following.
  • the sample combination to be compared is the test number. 1-3, Test No. 4-6, test no. 7-9, test no. 10-12, test no. 13-15, Test No. 16 and 17, test no. 18 and 19, test no. 20 and 21, and test no.
  • the groups 22 and 23 were used.
  • the difference in in-furnace time between two or three samples to be compared is described in “Effect of shortening heating time required for LME suppression” in Table 3.
  • “Effect of shortening the heating time necessary for LME suppression” in Table 3 is based on the in-furnace time of the sample with the lowest hot rolling coiling temperature, and how much the in-furnace time of the sample with the high hot rolling coiling temperature is shortened. It shows how. From Table 3, the in-furnace time of a sample having a high hot rolling coiling temperature (a sample having an internal oxide) is longer than that of a sample having a lowest hot rolling coiling temperature (a sample having no internal oxide). It can be seen that it can be shortened. That is, it can be seen that the heating time for LME suppression can be shortened by increasing the coiling temperature after hot rolling and allowing the internal oxide to exist under the galvanized layer. In particular, test no. Test Nos.
  • the heating time for suppressing the LME can be further shortened by making the relationship between the internal oxidation depth a ⁇ m and the galvanized coating amount bg / m 2 satisfy the prescribed formula (2). It can also be seen that a higher winding temperature is recommended to satisfy the above formula (2).
  • test No. with the same amount of steel and plating as the steel was applied. 1-3 and 10-12, and test no.
  • the alloyed hot dip galvanized steel sheet is preferable to the hot dip galvanized steel sheet from the viewpoint of further shortening the heating time for LME suppression.
  • Test No. 24 and 25 especially test no. From the result of 25, since the steel type J used does not satisfy the prescribed composition, the internal oxidation depth is zero even when the coiling temperature is increased, and the heating time for LME suppression cannot be shortened. Recognize.
  • Example 3 In Example 3, in particular, the internal oxidation depth was changed by changing the conditions of the heat treatment performed after hot rolling, and the influence on the LME suppression effect was confirmed.
  • a steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was obtained by melting and casting, heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to a final rolling temperature of 860 ° C. to 920 ° C., and the coiling temperature It was wound at 500 ° C., that is, at a lower temperature and allowed to cool to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.4 mm.
  • a part of the hot-rolled steel sheet is cut into a size of 200 mm ⁇ 300 mm, and in a state where three sheets are stacked, the furnace temperature is 600 ° C. or 700 ° C., and is introduced into an electric furnace in an air atmosphere for 180 minutes for heat treatment. It was allowed to cool after taking out from the furnace.
  • the middle sheet that was heat-treated in a state shielded from oxygen in the atmosphere, that is, made in a non-oxidizing environment was adopted as the sample after heat treatment. did.
  • the sample after the heat treatment and the sample without the heat treatment were pickled. Specifically, hydrochloric acid having a liquid temperature of 75 ° C.
  • Example 2 In the same manner as in Example 2, annealing and hot dip galvanizing were performed. Some samples were further subjected to alloying treatment after the hot dip galvanizing treatment. Using the obtained galvanized steel sheet, the galvanized adhesion amount of the galvanized steel sheet, the Fe concentration in the galvanized layer, the measurement of the internal oxidation depth, and the evaluation of the LME suppression effect were performed in the same manner as in Example 1. . Further, in the same manner as in Example 2, (internal oxidation depth a ⁇ m) ⁇ 0.3 ⁇ (adhesion amount bg / m 2 per one side of zinc plating) was determined. These results are shown in Table 4.
  • Table 4 shows the following.
  • Table 4 shows the following.
  • the sample combination to be compared is the test number. 1-3, Test No. 4-6, test no. 7-9, test no. 10-12, test no. 13-15, Test No. 16 and 17, test no. 18 and 19, test no. 20 and 21, test no. 22 and 23, test no. 24 and 25, and test no. 26 and 27 were grouped.
  • the difference in the in-furnace time between the two or three samples to be compared is described in “Effect of shortening the heating time necessary for LME suppression” in Table 4.
  • the “heating time reduction effect necessary for LME suppression” in Table 4 is based on the in-furnace time of the sample not subjected to the heat treatment after hot rolling, and how much the in-furnace time of the sample subjected to the heat treatment after hot rolling is shortened. It shows that. From Table 4, the in-furnace time of the sample subjected to the heat treatment after hot rolling (sample in which the internal oxide exists) is shorter than the in-furnace time of the sample in which the heat treatment after hot rolling is not performed (the sample without the internal oxide). I understand that I can do it.
  • the heating time for LME suppression can be shortened by performing the heat treatment in a non-oxidizing atmosphere after hot rolling and causing the internal oxide to exist under the galvanized layer.
  • the heating time for suppressing the LME can be further shortened by making the relationship between the internal oxidation depth a ⁇ m and the zinc adhesion amount bg / m 2 satisfy the prescribed formula (2). It can also be seen that it is recommended to perform the heat treatment after hot rolling in a non-oxidizing atmosphere and at a higher temperature in order to satisfy the above formula (2).
  • test No. with the same amount of steel and plating as the steel was applied. 1-3 and 10-12, and test no.
  • the alloyed hot dip galvanized steel sheet is preferable to the hot dip galvanized steel sheet from the viewpoint of further shortening the heating time for LME suppression.
  • Test No. 28 and 29 especially test no. From the result of 29, since the steel type J used does not satisfy the prescribed component composition, the internal oxidation depth is zero even when heat treatment is performed under the recommended conditions, and the heating time for LME suppression cannot be shortened. I understand that.
  • a galvanized steel sheet used for hot pressing wherein an internal oxide is present on the base steel sheet side from the interface between the galvanized layer and the base steel sheet, and the base steel sheet is in mass%, C: 0.10 to 0.5%, Si: 0.50 to 2.5%, Mn: 1.0 to 3%, and Cr: 0 to 1.0%
  • a galvanized steel sheet for hot pressing wherein the balance is made of iron and inevitable impurities and further satisfies the following formula (1).
  • Aspect 3 Aspect 1 that satisfies the following formula (2) when the maximum depth at which the internal oxide is present on the base steel plate side from the interface between the galvanized layer and the base steel plate is a ⁇ m and the amount of galvanized adhesion is bg / m 2 per side or 2.
  • a galvanized steel sheet for hot pressing as described in 2. a ⁇ 0.30 ⁇ b
  • Aspect 4 The base steel plate is further mass% as another element, The galvanized steel sheet for hot pressing according to any one of aspects 1 to 3, comprising Al: more than 0% and 0.5% or less.
  • Aspect 5 The base steel plate is further mass% as another element, B: more than 0% and 0.0050% or less, The hot-press galvanizing according to any one of aspects 1 to 4, comprising one or more elements selected from the group consisting of Ti: more than 0% and 0.10% or less and Mo: more than 0% and 1% or less steel sheet.
  • Aspect 6 The base steel plate, as another element, The galvanizing for hot pressing according to any one of aspects 1 to 5, wherein one or more elements selected from the group consisting of Nb, Zr, and V are contained in a mass% in a total of more than 0% and 0.10% or less. steel sheet.
  • Aspect 7 The base steel plate, as another element, The galvanized steel sheet for hot pressing according to any one of aspects 1 to 6, comprising one or more elements selected from the group consisting of Cu and Ni in a mass% of more than 0% and 1% or less in total.
  • Aspect 8 A method for producing a hot press-formed product obtained by hot pressing using the hot-pressed galvanized steel sheet according to any one of embodiments 1 to 7.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)

Abstract

熱間プレス工程で、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制するための加熱を短時間とすることのできる亜鉛めっき鋼板、および該亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を提供する。本開示の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板は、熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、規定のＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒを含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすところに特徴を有する。 （２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０） ≧０．０５・・・（１） 上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。

Description

熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
　本開示は、熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法に関する。
　近年、自動車軽量化のためにボディへの高強度鋼の適用が進み、引張強度が９８０ＭＰａを超える鋼板の適用が拡大している。しかし高強度化するにつれて、部品加工時の金型寿命低下や、スプリングバックによる形状ばらつきが大きくなる等の問題があった。
　そこで、いわゆる熱間プレス、またはホットスタンプと呼ばれる工法が開発され、特に引張強度１４７０ＭＰａ以上の部品の工法として広まりつつある。該工法では、低強度の鋼板をプレス成形前にＡｃ１ 点以上、例えば約９００℃程度以上に加熱してオーステナイト化してから高温域で成形する。これによって、変形抵抗を低減でき、またスプリングバックも低減でき、更には成形と同時に焼き入れられるため高強度も確保することができる。
　一方、自動車構造材のうち、高耐食性が求められるサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバおよびピラー下部などは犠牲防食効果が必須であり、従来より、亜鉛めっき鋼板を用いた冷間加工部品が適用されてきた。しかし近年、上記サイドメンバ等の部品についても、亜鉛めっき鋼板をホットスタンププロセスで部品成形し、高強度かつ高耐食性を有する部品を得ることが求められている。
　しかしながら、亜鉛めっき鋼板を熱間プレスに供すると、９００℃の高温で液化した亜鉛により鋼板が脆化する、ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、液体金属脆化）によって成形時に亀裂が発生し、部品に求められる耐衝撃特性や疲労強度が低下するといった問題がある。よって熱間プレスへの亜鉛めっき鋼板の適用はあまり進んでいないのが現状である。
　この問題を回避する手法として、例えば特許文献１には、亜鉛めっき上に延性層を設けることが示されている。特許文献１において、この延性層は、オーステナイト化のための加熱および／又は成形及び冷却中に、前記ストリップの表面酸化によって前記硬化性スチールから表面的に微小亀裂がもはや生じないほど良好に張力を分散させることが可能であると示されている。しかしながら、この特許文献１で形成できる延性層は１０μｍ程度が限度である。この様に延性層が薄いと、熱間プレス前の加熱工程で、亜鉛めっきと地鉄の急速な合金化により上記延性層が失われ、熱間プレスにおいてＬＭＥ亀裂の発生を十分に抑制することは難しいと思われる。
　特許文献２には、亜鉛めっき鋼板を用いて熱間成形を行う方法として、１－鋼帯を用意する工程と、２－前記鋼を亜鉛または亜鉛合金の層で被覆する工程と、３－前記被覆鋼を、３００℃と該鋼のＡｃ１温度との間の温度に加熱する工程と、４－工程１、２または３の後に前記鋼帯からブランクを切り取る工程と、５－前記ブランクを、前記鋼のＡｃ１温度を超える温度に加熱する工程と、６－前記ブランクを部品に熱間成形する工程と、７－前記熱間成形した部品を硬化させる工程と、を含んでなる、方法が示されている。該方法では、熱間成形前の工程３にて、３００℃以上、鋼材のＡｃ１点以下で加熱し、亜鉛と鉄の拡散層を形成させることによって、成形時の液体亜鉛の量を減らすことが示されている。しかしこの方法では、めっき処理の後に、従来の合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも複雑かつ長時間の加熱が必要であるため、生産性の低下やコストの増加を招くと思われる。
　本出願人も、特許文献３にて、熱間成形前に所定時間以上の加熱を行うことにより、ＬＭＥを抑制する技術を提案している。しかし、熱間成形プロセスの課題である生産性やコストを考慮し、加熱炉の滞在時間をより短くするなど、生産性を高めるための更なる検討が求められている。
　特許文献４には、熱処理を意図した鋼板製品において、前記鋼板製品の自由表面の少なくとも１つに個別の仕上げ被膜が塗布されている。前記仕上げ被膜は、卑金属の少なくとも１種の酸化物化合物、窒化物化合物、硫化物化合物、硫酸塩化合物、炭化物化合物、炭酸塩化合物、フッ化物化合物、水和物化合物、および、水酸化物化合物又はリン酸塩化合物を含むことが示されている。具体的には、亜鉛めっきの表面に上記仕上げ被膜を塗布することにより、加熱時の熱吸収能力を高め、短時間で加熱できる技術が示されている。しかしこの方法では、焼き入れが可能なオーステナイト温度に短時間で到達することはできるが、ＬＭＥを抑制する効果は得られないと考えられる。
特表２０１１－５０８８２４号公報 特表２０１２－５１２７４７号公報 特開２０１４－１５９６２４号公報 特表２０１４－５１２４５７号公報
　本開示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、熱間プレス工程で、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制するための加熱を短時間とすることのできる熱間プレス用亜鉛めっき鋼板、および該亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法を提供することにある。以下、ＬＭＥ亀裂の発生を抑制することを、単に「ＬＭＥ抑制」ということがある。
　上記課題を解決し得た本開示の亜鉛めっき鋼板は、熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．５％、
Ｓｉ：０．５０～２．５％、
Ｍｎ：１．０～３％、および
Ｃｒ：０～１．０％
を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
　上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
　前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さは、５μｍ以上であることが好ましい。
　前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっき付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たすことが好ましい。
　ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
　前記素地鋼板は、更に他の元素として、下記（I）～（IV）のうちの少なくとも一つを含んでいてもよい。
（I） 質量％で、Ａｌ：０％超０．５％以下
（II）質量％で、Ｂ：０％超０．００５０％以下、Ｔｉ：０％超０．１０％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（III）Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超０．１０％以下
（IV）ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超１％以下
　本開示には、前記熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法も含まれる。
　本開示によれば、亜鉛めっき鋼板を用いた熱間プレス時に、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮することができる。その結果、亜鉛めっき鋼板を用いて、従来よりも生産性よく熱間プレスを行い、高強度かつ高耐食性を有する熱間プレス成形品を製造することができる。
図１は、実施例におけるＬＭＥ評価のための曲げ加工を示した概略説明図である。 図２は、実施例における曲げ加工後のＬ曲げ材からの観察試料採取位置を示す図である。 図３は、実施例におけるＬＭＥクラック深さの測定位置を説明する図である。
　発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、亜鉛めっき鋼板における亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に、内部酸化物が存在した状態、好ましくは内部酸化物が前記界面から一定深さ以上に渡り分散した状態とすれば、この亜鉛めっき鋼板を用いた熱間プレス工程で、ＬＭＥ抑制のための加熱の時間を短縮できることを見出した。
　上記内部酸化物は、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒといった易酸化性元素を少なくとも含む酸化物である。この内部酸化物は、素地鋼板における結晶粒界と結晶粒内に存在する酸化物を対象とし、観察方法は後記の実施例に示す通りである。
　上記内部酸化物を素地鋼板に存在させることにより、ＬＭＥ抑制のための加熱の時間を短縮できることについて、その機構は完全には解明できていないが、次の様に考えられる。即ち、熱間プレスのプロセスにおいて特にＬＭＥが発生しやすいのは、加工時に液体亜鉛が多く存在する場合である。熱間プレス前の加熱により、亜鉛めっき層と素地鋼板との間で亜鉛と鉄の合金化反応が生じ、融点の高い合金層が形成されることによって、加工時の液体亜鉛量が低減しＬＭＥが抑制される傾向にある。発明者らは、上記Ｓｉ等の易酸化性元素が選択的に酸化されて生じた内部酸化物が、素地鋼板に存在することによって、上記合金化反応が促進されることを見出した。このために、熱間プレス前の加熱が短時間であっても、合金層が形成されて前記液体亜鉛量が十分に低減され、ＬＭＥ亀裂の発生が抑制されたと推定される。
　前記内部酸化物が、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側により深く分散した状態とする、言い換えると素地鋼板における内部酸化物の分散した領域が大きいほど、上述した合金化反応がより生じやすいと考えられる。よって本発明の実施形態では、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さを、好ましくは５μｍ以上とした。該最大深さは、後記の実施例で測定の通り、板厚断面方向において、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面からの、内部酸化物が存在する最大深さをいう。以下では、前記「内部酸化物が存在する最大深さ」を、単に「内部酸化深さ」ということがある。この内部酸化深さは、より好ましくは８μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上である。尚、製造条件等を考慮すると、内部酸化深さの上限は、おおよそ７０μｍとなる。
　求められるＬＭＥ抑制効果の程度は、成型条件や、必要な防錆性能に応じた亜鉛めっき付着量によっても異なる。しかしいずれの場合であっても、本発明の実施形態の亜鉛めっき鋼板を用いれば、ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間を従来よりも短縮することができる。
　好ましくは亜鉛めっき付着量に応じた内部酸化深さとすることによって、ＬＭＥ抑制効果をより確実に発揮させることができる。具体的には、前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっきの付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たすようにすることが好ましい。
　ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
　上記式（２）について説明する。熱間プレス工程の加熱プロセスで、亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層が全て合金化した場合、得られる合金めっき層の組成は概ねＦｅ７０質量％およびＺｎ３０質量％である。素地鋼板において、この状態となるまで亜鉛めっき層を合金化させるのに必要な、素地鋼板の鉄量に相当する深さまで、内部酸化物を存在させれば、ＬＭＥ抑制効果を最大限に発揮できると考えた。その深さａμｍは、亜鉛の片面あたりの目付量ｂｇ／ｍ２ に対して、ａ＝０．３×ｂである。これは、ａμｍ厚みのＦｅ層との質量比で７：３となるＺｎ量がｂ＝（３．３×ａ）ｇ／ｍ２ に相当することによる。上記式（２）は、この様な考え方に基づくものである。例えば、一般的な自動車用部品として十分な防錆性能を発揮する片面あたり８０ｇ／ｍ２ の亜鉛めっき付着量であれば、ＬＭＥを最大限に抑制できる内部酸化深さは２４μｍとなる。内部酸化深さａは、０．３０×ｂ以上であればよく、その上限は特に限定されないが、０．３０×ｂより十分に深くなっても、ＬＭＥ抑制効果は飽和する。
　上記内部酸化物を形成するには、亜鉛めっき鋼板における素地鋼板が、下記に示す成分組成、特には、規定の式（１）を満たすようにする必要がある。また亜鉛めっき鋼板の製造条件において、後述の通り、熱間圧延後の巻き取り条件等を制御することが推奨される。
　素地鋼板の成分組成
　まず、亜鉛めっき鋼板における素地鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成における「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．５％
　Ｃは、固溶強化元素として、熱間プレス後の鋼板、即ち熱間プレス成形品の高強度化に寄与する元素である。熱間プレスにより、所望とする９８０ＭＰａ以上の高強度を得るため、Ｃ量の下限を０．１０％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．１７％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、熱間プレス成形品の溶接性が低下するため、その上限を０．５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
　Ｓｉ：０．５０～２．５％
　Ｓｉは、熱間プレス成形品のスポット溶接部の接合強度向上に寄与する元素である。またＳｉは、熱間プレスの徐冷工程における焼き戻しを防止し、熱間プレス成形品の強度を保つ効果も有している。更にＳｉは、残留オーステナイトを生成して部品の延性向上にも寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．５０％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上、更に好ましくは０．９０％以上、より更に好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板、即ち、熱延酸洗鋼板または冷延鋼板の製造時の圧延負荷が増大する。更には、熱間圧延の際に、素地鋼板表面にＳｉＯ2を含むスケールが発生し、めっき後の鋼板の表面性状が悪化する。よってＳｉ量の上限を２．５％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。
　Ｍｎ：１．０～３％
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、熱間プレス成形品の高強度バラツキを抑えるために有用な元素である。またＭｎは、後述するめっきの合金化処理において合金化を促進させ、めっき層中のＦｅ濃度確保に寄与する元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を１．０％以上とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．２％以上、より好ましい下限は１．５％以上、さらに好ましくは１．７％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて素地鋼板製造時の圧延負荷が増大するため、その上限を３％以下とする。Ｍｎ量の好ましい上限は２．８％以下、より好ましい上限は２．５％以下である。
　Ｃｒ：０～１．０％
　熱間プレス成形品の焼入れ性は、上記量のＣとＭｎを含有させることによって十分確保できるが、焼入れ性をさらに向上させるためＣｒを含有させてもよい。またＣｒは、熱間プレス成形品における硬さばらつきの低減も期待できる元素である。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量の下限は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、その上限を１．０％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下である。
　Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒは、鋼材の機械的特性や焼入れ性の向上のために含有させる。しかしながら、これらの元素は、上述の通り、鉄よりも易酸化性の元素であり、鉄酸化物が還元するような酸素分圧が低い環境でも酸化する傾向がある。即ち、これらの元素は、上記内部酸化物の形成に寄与する元素であり、上述した内部酸化物を得るため、本発明の実施形態では、素地鋼板のＳｉ、ＭｎおよびＣｒの各含有量が、下記式（１）を満たすようにする。下記式（１）の左辺値を、以下、Ｘ値ということがある。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
　上記Ｘ値は、好ましくは０．０６以上、より好ましくは０．０８以上である。尚、材料の靭性の観点から、Ｘ値の上限はおおよそ０．２４とする。
　本発明の実施形態の鋼板の成分は上記の通りであり、残部は鉄、ならびにＰ、ＳおよびＮ等の不可避不純物からなる。上記Ｐ、ＳおよびＮは下記範囲に抑えることが好ましい。
　Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。
　ＳもＰと同様、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。
　Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。そこでＮ量の上限は、０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。
　また、上記元素に加えて更に、下記に示す選択元素を必要に応じて適量含んでいてもよい。
　Ａｌ：０％超０．５％以下
　Ａｌは脱酸のために用いられうる元素であり、０．０１％以上含まれていてもよい。しかしＡｌ量が過剰になると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化する。そのため、Ａｌ量の上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ａｌ量の上限はより好ましくは０．３％以下である。
　Ｂ：０％超０．００５０％以下、Ｔｉ：０％超０．１０％以下、およびＭｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
　Ｂ、ＴｉおよびＭｏは、鋼板の焼入れ性を向上させる元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。以下、各元素について説明する。
　Ｂにより鋼板の焼入れ性を向上させるには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、熱間プレス成形品中に粗大なホウ化物が析出して成形品の靭性が劣化するため、Ｂ量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｔｉは、Ｎを固定して、Ｂによる焼入れ効果を確保する役割を持つ元素である。またＴｉは、組織を微細化する効果も併せ持つ。組織が微細化することで部品延性が向上する。こうした作用を十分に発揮させるため、Ｔｉ量は、０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化するため、Ｔｉ量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下である。
　Ｍｏは、素地鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、熱間プレス成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら過剰になると、上記効果が飽和すると共に、コストも上昇するため、Ｍｏ量の上限を１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０％超０．１０％以下
　Ｎｂ、ＺｒおよびＶは組織を微細化する効果を有しており、組織が微細化することで部品の延性を向上させる効果を有する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。このような効果を有効に発揮させるには、これら元素の合計量の下限を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。上記合計量は、単独で含むときは単独の量であり、２種類以上を併用するときは合計量である。しかしながら、これらの元素の合計量が過剰になると、その効果が飽和してコストの上昇を招くため、その上限を０．１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素：合計で０％超１％以下
　ＣｕおよびＮｉは、熱間プレス成形品に耐遅れ破壊性を付与したいときに、必要に応じて添加される元素である。これらの元素は、単独で添加してもよいし、２種類を併用してもよい。このような作用を有効に発揮させるためには、これら元素の合計量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。上記合計量は、単独で含むときは単独の量であり、２種類を併用するときは合計量である。しかしながら、これらの量が過剰になると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となるため、その上限を１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
　亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明の実施形態の亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を満たす鋼を鋳造→加熱→熱間圧延→必要に応じて熱処理→酸洗→必要に応じて冷間圧延→亜鉛めっき処理→必要に応じて合金化処理を行うことにより製造することができる。亜鉛めっき処理の前に焼鈍を行ってもよい。本発明の実施形態で規定の上記組織を得るには、下記に示す通り特に、熱間圧延後の巻き取り条件と、熱間圧延後に熱処理を行う場合の熱処理条件の少なくともいずれか、および、酸洗条件を適切に制御することが推奨される。
　まず、上記成分組成を満たす鋼を鋳造する。熱間圧延前に加熱するが、加熱条件は特に限定されず、通常用いられる条件を適宜採用することができる。おおむね１１００～１３００℃の温度で行うことが好ましい。
　次いで熱間圧延を行う。熱間圧延条件は特に限定されず、通常用いられる条件、例えば圧延中の温度：約８５０～１２００℃等の条件を適宜採用できる。しかし熱間圧延完了後、特に、巻き取り以降の温度履歴は下記に詳述の通り制御する必要がある。得られる熱延鋼板の板厚の好ましい上限は３．５ｍｍ以下である。該板厚は、好ましくは３．０ｍｍ以下、より好ましくは２．５ｍｍ以下であり、板厚の下限は０．８ｍｍ程度である。
　鋼板表面の十分な深さにまで、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒなどの易酸化性元素の酸化物を分散させた状態を形成するには、巻き取り後からめっき処理開始までの間、コイル全体の鋼板表面が、鉄スケールの成長しないような非酸化性雰囲気かつ十分高温の状態に、長時間滞在させるようにしなければならない。この様に非酸化性雰囲気かつ十分高温の状態に長時間滞在させることによって、内部酸化物を素地鋼板の深くにまで形成させることができ、ＬＭＥ抑制効果を十分に向上させることができる。
　通常、巻き取り後のコイルは大気中で放冷する。外気に曝されたコイルの最外周部分は内部酸化物が形成され難いため使用せず、外気に曝されていないコイル内部を使用すればよい。また熱間圧延後、上記「十分高温の状態に、長時間滞在させる」には具体的に、コイル全体にわたり概ね５００℃以上で２時間以上滞在させることが望ましい。そのための手段として、（ｉ）熱間圧延後の巻き取りにおける巻き取り温度を高めとすること、（ｉｉ）巻き取り後の冷却速度が比較的遅くなる手段を採用すること、（ｉｉｉ）巻き取りして冷却後に更に熱処理を行うことの少なくとも一つを行うことが挙げられる。
　上記（ｉ）の巻き取り温度を高めとする場合は、該巻き取り温度を５５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６５０℃以上である。尚、巻き取り温度が高すぎても冷却に時間がかかるため、巻き取り温度の上限は、おおよそ７５０℃以下である。また、上記（ｉｉ）の巻き取り後の冷却速度が比較的遅くなる手段としては、例えば、コイルのサイズを大きくすること、および断熱材等を用いて保温すること等が挙げられる。
　上記（ｉｉｉ）のより具体的な方法としては、例えば、６５０℃以下で巻き取ってから外気に曝して放冷するなど、巻き取りを一般的な条件で行った後、コイル状に巻いたまま５００℃以上の加熱炉に２時間程度格納する熱処理を行うこと等が挙げられる。具体的には、熱処理温度を上述の通り５００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは６００℃以上、更に好ましくは７００℃以上である。しかし、この熱処理温度が高すぎても鋼組織がオーステナイト化して内部酸化形態が変化し、十分なＬＭＥ抑制効果が得られないため、熱処理温度の上限は７５０℃以下とすることが好ましい。また熱処理時間は、２．０時間以上とすることが好ましく、より好ましくは２．５時間以上である。しかし、この熱処理時間が長すぎても生産性が悪化するため、熱処理時間の上限は６時間以下とすることが好ましい。
　次いで酸洗と、必要に応じて冷間圧延を行う。酸洗の目的は、熱間圧延時に形成された鉄スケール、即ち鉄の高温酸化被膜を除去することにある。酸洗工程では、酸液として７０～９０℃に加熱した濃度５～２０％の塩酸などを用い、５～３００秒間酸洗することが挙げられる。このとき、塩酸中には、例えばメルカプト基を有する化合物等の適量の酸洗促進剤、および／または例えばアミン系有機化合物等のインヒビターを加えることが好ましい。また冷間圧延は、より板厚精度を向上させる必要がある場合に行う。冷延率は、工場での生産性などを考慮すると、おおむね２０～７０％の範囲内に制御することが好ましい。このようして得られる冷延鋼板の好ましい板厚の上限は２．５ｍｍ以下である。より好ましくは２．０ｍｍ以下、更に好ましくは１．８ｍｍ以下である。
　前記酸洗工程では、前記巻き取り後に形成した内部酸化物の一部が損なわれるため、短時間で行うことが望ましい。酸洗時間は、形成される高温酸化被膜の程度、使用する酸液の酸種類、濃度および液温等にもよるが、好ましくは４０秒以下であり、より好ましくは３０秒以下、更に好ましくは２０秒以下である。
　また冷間圧延では、その圧下率に応じて内部酸化深さも圧下されて薄くなる。このため、あらかじめ酸洗工程および冷間圧延で内部酸化深さが減衰する程度を考慮し、これら酸洗工程および冷間圧延後に所望の内部酸化深さが得られるように、前記巻き取り後の温度履歴を高温かつ長時間にする等して内部酸化深さを深くしておくこと等が推奨される。
　前述の通り、内部酸化深さを、好ましくは製品の狙いとする亜鉛めっき付着量に応じた深さとすることによって、下記めっき処理で形成されるめっき層の亜鉛と素地鋼板との合金層が十分に形成され、ＬＭＥ抑制効果を最大限発揮させることができる。
　本発明の実施形態の亜鉛めっき鋼板は、原板である熱延鋼板または冷延鋼板に、めっき処理することで得られる。めっきの方法としては、溶融亜鉛めっきまたは電気めっきを用いることができる。更にはめっき処理後に、例えば４７０～５８０℃で２０秒～１０分程度加熱することにより、めっき層と母材鋼板の鉄が合金化した合金化亜鉛めっき鋼板を用いてもよい。亜鉛めっきの片面あたりの付着量は、部品に求められる防錆性能に応じて定めればよい。おおむね３０～２００ｇ／ｍ2程度にすることで耐食性を発揮させることができる。以下、「亜鉛めっきの片面あたりの付着量」を、単に「亜鉛めっきの付着量」ということがある。熱間プレスして得られる部品のめっき層は、めっき層と素地鋼板との合金化反応により熱間プレス前と比べると耐食性が若干低下する傾向にある。よってめっき処理工程では、亜鉛めっき付着量が、適用部位に求められる防錆性能に応じ、上記低下分まで加味した量となるようにすることが望ましい。
　めっき処理として連続溶融亜鉛めっき処理を行う場合、通常、めっき処理前に鋼板を焼鈍する処理が行われる。焼鈍の目的は、熱間プレス用鋼板の場合、最表面の自然酸化膜を還元してめっきと鋼板の濡れ性を確保することにある。通常、Ｓｉを含む鋼板は焼鈍してもめっきの濡れ性が悪いが、上記の通りめっき処理前に内部酸化物を形成していれば、めっき濡れ性は良好となるため、焼鈍条件は一般的な条件を採用できる。焼鈍条件として例えば、到達温度６００～９２０℃、還元性雰囲気において、２０～３００秒程度保持されるようにする。その後、亜鉛めっき浴温度に近い温度、例えば４２０～５００℃の温度域まで冷却し、めっき処理を行うことができる。
　熱間プレスの条件
　上記亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って熱間プレス成形品を得る。該熱間プレス成形品を得るにあたり、熱間プレスの条件は限定されず、通常用いられる条件を採用することができる。熱間プレス工程は、加熱工程、プレス加工工程および冷却工程を含む。靭性等も具備した鋼部品を得るには、各工程において下記条件を採用することが好ましい。
　熱間プレス工程における加熱工程
　加熱工程では、亜鉛めっき鋼板を加熱する。加熱温度はＡｃ1点以上とすることが好ましく、より好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点－Ａｃ1点）／４｝℃以上、更に好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点－Ａｃ1点）／２｝℃以上、より更に好ましくは｛Ａｃ1点＋（Ａｃ3点－Ａｃ1点）×３／４｝℃以上である。また、上記加熱温度の上限は、好ましくは（Ａｃ3点＋１８０）℃以下、より好ましくは（Ａｃ3点＋１５０）℃以下である。加熱温度を制限することにより、鋼部品を構成するミクロ組織の粗大化を抑制し、延性や曲げ性を高めることができる。
　前記Ａｃ1点、前記Ａｃ3点、および後記のＭｓ点は、「レスリー鉄鋼材料化学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている、それぞれ下記式（１）、下記式（２）および下記式（３）から算出できる。下記式（１）～（３）において、［　］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
　Ａｃ1点（℃）＝７２３－１０．７×[Ｍｎ]－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×[Ｓｉ]＋１６．９×[Ｃｒ]・・・（１）
　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×（[Ｃ]0.5 ）－１５．２×[Ｎｉ]＋４４．７×[Ｓｉ]＋３１．５×[Ｍｏ]－３０×[Ｍｎ]－１１×[Ｃｒ]－２０×［Ｃｕ］＋７００×[Ｐ]＋４００×[Ａｌ]＋４００×[Ｔｉ]・・・（２）
　Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×[Ｃ]－３３×[Ｍｎ]－１７×[Ｎｉ]－１７×[Ｃｒ]－２１×[Ｍｏ]・・・（３）
　上記加熱工程において、鋼板の温度を常に測定する必要はなく、予備実験で鋼板の温度を測定しておき、温度制御に必要な条件を制御することができれば、製品の製造の際に温度を測定しなくてもよい。加熱時の最高温度までの昇温速度は、特に問わない。加熱の方法として、炉加熱、通電加熱または誘導加熱等を採用することができる。
　鋼板の温度が上記加熱温度に到達した後、該加熱温度での保持時間は、後記の実施例に示す通り、少なくともＬＭＥ亀裂を抑制できる時間とする。本開示によれば、この加熱温度での保持時間を、従来の亜鉛めっき鋼板を用いた場合よりも短縮することができる。一方、オーステナイトの粒成長を抑制し、鋼部品の靭性などの特性向上の観点からは、上記保持時間の上限を、３０分以下とすることが好ましく、より好ましくは１５分以下である。
　また、加熱雰囲気はめっきが発火しない条件であれば特に限定されない。めっき表面に酸化膜が形成されれば発火を抑えることが可能となるため、たとえば大気雰囲気が好ましいが、酸化性雰囲気および還元性雰囲気でも、表面が酸化膜で覆われる条件であればよい。
　熱間プレス工程におけるプレス加工工程
　プレス加工工程では、上記加熱工程で加熱された鋼板にプレス加工を施す。プレス加工の開始温度は特に限定されない。例えば、前記加熱温度以下Ｍｓ点以上とすることによって加工を容易に行うことができ、かつプレス加工時の荷重を十分に低減させることができる。プレス加工の開始温度の下限は、より好ましくは４５０℃以上、さらに好ましくは５００℃以上である。また、プレス加工の開始温度の上限は、たとえば７５０℃以下であり、より好ましくは７００℃以下、更に好ましくは６５０℃以下である。
　前記成形終了温度は、特に問わず、Ｍｓ点以上であってもよいし、Ｍｓ点以下かつ（Ｍｓ点－１５０）℃以上の範囲内であってもよいが、部品として求められる十分な硬さ、例えば引張強度１３７０ＭＰａ以上を達成できる条件で行う。
　前記熱間プレス成形は、１回のみの場合の他、上記加熱後に複数回続けて行ってもよい。
　熱間プレス工程における冷却工程
　加熱工程の直後から鋼板の冷却が開始される。該冷却の方法は特に限定されず、金型内に保持し、この金型によって冷却する方法；水、油もしくはミストなどで冷却する方法；空冷；またはこれらの組み合わせ；などが挙げられる。なお、ここでの冷却には自然冷却も含まれる。
　上記冷却工程での冷却速度は特に限定されない。たとえば上述した加熱温度からＭｓ点までの温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上とすることができる。上記の平均冷却速度は、より好ましくは５℃／秒以上、さらに好ましくは７℃／秒以上である。また、上記の平均冷却速度は、好ましくは７０℃／秒以下、より好ましくは６０℃／秒以下、さらに好ましくは５０℃／秒以下である。
　本発明の実施形態の亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品として、例えばサイドメンバ、サイドシル、クロスメンバおよびピラー下部等の自動車ボディ用の熱間プレス成形品が挙げられる。
　以下、実施例を挙げて本開示をより具体的に説明するが、本開示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開示の技術的範囲に包含される。
　実施例１
　実施例１では特に、熱間圧延後に行う酸洗工程での酸液浸漬時間を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
（１）サンプルの製造
　表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度を８６０℃～９２０℃とし、巻き取り温度６６０～６８０℃で巻き取って放冷した。詳細には、前記巻き取り温度未満で５００℃以上の温度域で２時間以上滞在させた後、板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記熱延鋼板に対して更に、酸洗工程でデスケーリング処理を行った後、冷間圧延を行い、原板として板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。上記酸洗工程では、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液への浸漬時間を１０秒または３０秒とした。この様に、酸液への浸漬時間を変えることにより、スケール除去後の鋼板表面の溶解の度合いを調整し、内部酸化深さを変えた材料を作製した。
　上記の冷延鋼板に対して、連続ラインで焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、および合金化処理を順に行った。焼鈍、亜鉛めっき処理、および合金化処理では、雰囲気制御が可能で加熱冷却機構と亜鉛めっき浴となる坩堝を備え、めっき処理および合金化処理が一貫工程で可能な実験炉を用いた。
　具体的には、室温から均熱温度８００℃まで平均昇温速度８℃／ｓｅｃで昇温し、１２０秒間均熱した後、当該均熱温度から４６０℃までを、平均冷却速度３℃／ｓｅｃで冷却した。次いで、Ａｌ濃度０．１３質量％を含有した溶融亜鉛めっき浴でめっきし、ガスワイピングを行って亜鉛めっき付着量を調整した後、５５０℃で２０秒間加熱する合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、焼鈍中、および焼鈍後の冷却からめっき前の雰囲気は、めっきの付着性を確保するために、還元性雰囲気、具体的には５％～１８％Ｈ2－Ｎ2ガスを流した状態とした。
（２）亜鉛めっき付着量および亜鉛めっき層中のＦｅ濃度の測定
　作製した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、亜鉛めっき付着量と亜鉛めっき層の成分組成、特には亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を次の様にして測定した。即ち、１８％塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた溶液中に、前記めっき鋼板を浸漬してめっき層のみを溶解し、溶解前後の質量変化から亜鉛めっき付着量を求めた。そして、その溶解液を、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ、誘導結合プラズマ）発光分光分析法、装置として株式会社島津製作所製ＩＣＰＳ－７５１０を用いて分析し、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を求めた。
（３）亜鉛めっき鋼板における内部酸化深さの測定
　前記亜鉛めっき鋼板における内部酸化深さを、鋼板表面近傍の断面ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、走査型電子顕微鏡）観察の反射電子像により測定した。内部酸化物の有無は、めっきと素地鋼板の界面よりも素地鋼板側の領域の、素地鋼板の結晶粒界および結晶粒内において、反射電子像×１０００倍の視野で濃い色で見える酸化物の有無で判断した。また内部酸化深さは、めっきと素地鋼板の界面から前記酸化物の観察される位置までの最大深さを、倍率１０００倍の視野３箇所それぞれで測定し、この最大深さの３視野平均値を用いた。これらの酸化物をＳＥＭ－ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、エネルギー分散型Ｘ線分析）で組成分析を行うと、酸素と、酸化物周囲に存在するＦｅに加えて、鋼中の平均含有量よりも多い比率でＳｉ、ＭｎおよびＣｒが検出された。
（４）ＬＭＥ抑制の評価
（４－１）熱間プレス
　まず熱間プレス成形品の製造を模擬して、次の通り加熱・曲げ加工を行った。詳細には、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い、下記素材寸法の通り１００ｍｍ×５０ｍｍに切断して得られたサンプルを、大気雰囲気であって９００℃に加熱した電気炉に投入した。そして、種々の在炉時間で保持した後にサンプルを取り出し、プレス開始温度７００℃まで放冷してから、以下の加工条件で図１に示す通り曲げ加工を施した。具体的には、図１に示す通り曲げ刃３を白矢印方向に移動させることにより、パッド１とパンチ２で挟んだブランク４に対し、黒矢印の通り曲げ加工を施し、部品を模擬した試験片、即ちＬ曲げ材１１を得た。
加工条件
素材寸法：長さ１００ｍｍ×奥行き５０ｍｍ
パッド圧：５トン
クリアランス、即ちパンチと曲げ刃との間の距離：板厚と同じ１．４ｍｍ
曲げＲ（ｒｐ）：２．５ｍｍ
プレス開始温度：７００℃
下死点保持時間：１０秒
（４－２）ＬＭＥ亀裂深さの測定
　図２は、前記曲げ加工後のＬ曲げ材からの観察試料採取位置を示す図である。この図２に示す通り、前記曲げ加工後のＬ曲げ材１１から、曲げ部中央１２の断面１３を観察できるように切り出し、観察用試験片１４を得た。この観察用試験片１４を、上記断面１３が観察できるように支持基材内に埋め込み、研磨後にナイタールでエッチングした。その後、該断面における曲げ外側、即ち曲げによる引張応力発生側の表層近傍を、ＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＵＰＲＡ３５、ＺＥＩＳＳ製）で観察した。尚、倍率：５００倍、視野サイズ：２３０μｍ×１５５μｍおよび視野数：１０とした。そして、めっき合金層と鋼板との界面から地鉄側に入ったクラック、即ちＬＭＥクラックの深さを測定した。めっき合金層と鋼板の界面は、ＳＥＭ－ＥＤＸによる元素分析を行い、Ｚｎが検出される領域と検出されない領域の境界とした。前記ＬＭＥクラックは、必ずしも曲げ部の頂点が最も深いわけではなく、該頂点から若干平面部寄りの方が深いことが多い。よって、前記断面における曲げ部の全域を観察する必要がある。詳細には、観察用試験片１４の断面１３における曲げ部の全域を、前記視野を移動させながら観察した。ＬＭＥクラックが存在しない場合はゼロ、ＬＭＥクラックが複数発生している場合は、最も深いＬＭＥクラックの深さを、この断面１３における最も深いＬＭＥクラックの深さとした。
　観察用試験片１４のＬＭＥクラックの深さ（ＬＭＥ深さ）を測定する方法の概要は、次の通りである。前述したように、曲げ部中央１２の断面１３（これを「第１の断面１３」と称することがある）におけるＬＭＥクラックの深さを測定した。その後、図３に示すように、第１の断面１３を研磨して第１の断面１３と平行な断面（これを「第２の断面１３Ａ」と称することがある）を露出させ（図３）、その第２の断面１３ＡにおけるＬＭＥクラックの深さを測定した。その後、第２の断面１３Ａを研磨して第２の断面１３Ａと平行な断面（これを「第３の断面１３Ｂ」と称することがある）を露出させ、その第３の断面１３ＢにおけるＬＭＥクラックの深さを測定した。各研磨における研磨量は数ｍｍとした。研磨と測定を９回繰り返して、第１の断面から第１０の断面までＬＭＥクラックの深さを測定した。つまり、ＬＭＥクラックの深さの測定値は１０個得られた。この１０個の測定値のうち最も大きいもの、つまりすべての測定のうちで最も深いＬＭＥクラックの深さを、その観察用試験片１４における「ＬＭＥ深さ」と規定した。
　言い換えると、１断面目（第１の断面）である断面１３の観察後、図３に説明する通り、この断面１３と平行かつ曲げ方向に対して垂直方向に数ｍｍ離れた断面１３Ａを観察できるように研磨した。そして断面１３Ａにおいて、上記断面１３と同様の観察を行い、２断面目（第２の断面）である断面１３Ａにおいて最も深いＬＭＥクラックの深さを求めた。同様に図３に示す３断面目（第３の断面）である断面１３Ｂにおいても測定を行った。このように研磨と観察を繰り返し、合計１０断面の観察を行った。そして、合計１０断面のうち最も深いＬＭＥクラックの深さをＬＭＥ深さとして求めた。
　本実施例では、このＬＭＥ深さが１０μｍ以下の場合をＬＭＥクラックの発生が抑制されているとして合格、１０μｍ超の場合をＬＭＥクラックの発生が抑制されていないとして不合格と評価した。
　ＬＭＥ亀裂は、熱間プレス前の加熱温度を高く、また加熱時間を長くするほど抑制される傾向がある。本開示では、亜鉛めっき鋼板のめっき層下に内部酸化物を有することにより、ＬＭＥ抑制のための上記加熱温度：９００℃での加熱時間を従来よりも短くできるかを、ＬＭＥ抑制効果の指標として評価した。具体的には、加熱時間、即ち在炉時間を変えた複数のサンプルを作製して上記ＬＭＥ深さを測定し、ＬＭＥ亀裂が合格基準：ＬＭＥ深さ１０μｍ以下を達成できる最も短い在炉時間を求めた。これらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より次のことがわかる。表２では、酸洗時間が異なる２つのサンプルを対比した。対比されるサンプルの組み合わせは、試験Ｎｏ．１と２、試験Ｎｏ．３と４、試験Ｎｏ．５と６、試験Ｎｏ．７と８、試験Ｎｏ．９と１０、試験Ｎｏ．１１と１２、試験Ｎｏ．１３と１４、試験Ｎｏ．１５と１６、試験Ｎｏ．１７と１８、および試験Ｎｏ．１９と２０というペアとした。対比される２つのサンプル間での在炉時間の差を、表２の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」に記載した。表２の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」は、酸洗時間が長いサンプルの在炉時間を基準とし、酸洗時間が短いサンプルの在炉時間がどれだけ短くなっているかを示している。表２から、酸洗時間が短いサンプル（内部酸化物が存在するサンプル）の在炉時間は、酸洗時間が長いサンプル（内部酸化物が存在しないサンプル）の在炉時間より短くできることがわかる。つまり、酸洗時間を比較的短くし亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。尚、試験Ｎｏ．２１と２２の対比、特に試験Ｎｏ．２２の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、酸洗時間を短くしても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
　実施例２
　実施例２では特に、熱間圧延後の巻き取り温度を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
　前記表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度８６０℃～９２０℃とし、前記実施例１と異なり巻き取り温度を５００℃～７３０℃の間で変化させて巻き取り、２時間以上放冷して板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
　上記熱延鋼板に対して更に、酸洗工程でデスケーリング処理を行った後、冷間圧延を行って、めっき鋼板における素地鋼板に相当の、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。上記酸洗工程では、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液への浸漬時間を１０秒で一定とした。
　上記の冷延鋼板に対して、焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を行った。また、一部のサンプルについては溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を行った。焼鈍、亜鉛めっき処理、および合金化処理では、雰囲気制御が可能で加熱冷却機構と亜鉛めっき浴となる坩堝を備え、めっき処理および合金化処理が一貫工程で可能な実験炉を用いた。
　具体的には、室温から均熱温度８００℃まで平均昇温速度８℃／ｓｅｃで昇温し、１分間均熱した後、当該均熱温度から４６０℃までを、平均冷却速度３℃／ｓｅｃで冷却した。次いで、Ａｌ濃度０．１３質量％を含有した溶融亜鉛めっき浴でめっきし、ガスワイピングを行って亜鉛めっき付着量を調整した後、一部のサンプルではそのまま冷却して亜鉛めっき鋼板を得た。また残りのサンプルは上記ワイピング後に５５０℃で２０秒間加熱することで合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、焼鈍中の雰囲気は、めっきの付着性を確保するために還元性雰囲気、具体的には５％Ｈ2－Ｎ2ガスを流した状態とし、合金化処理も同じ雰囲気で行った。焼鈍後めっき前の冷却と、めっき後または合金化処理後の冷却はＮ２ ガスを吹き付けて行った。
　作製した亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき付着量、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度、内部酸化深さの測定およびＬＭＥ抑制効果の評価を、実施例１と同様にして行った。また表３には、本開示で規定する式（２）を満たしているかを確認するため、（内部酸化深さａμｍ）－０．３×（亜鉛めっきの片面あたりの付着量ｂｇ／ｍ2）を求め、この値が０以上である場合を、亜鉛めっき付着量に対して十分に内部酸化物が形成されており好ましいと評価した。
これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より次のことがわかる。表３では、熱延巻き取り温度が異なる２つまたは３つのサンプルを対比した。対比されるサンプルの組み合わせは、試験Ｎｏ．１～３、試験Ｎｏ．４～６、試験Ｎｏ．７～９、試験Ｎｏ．１０～１２、試験Ｎｏ．１３～１５、試験Ｎｏ．１６と１７、試験Ｎｏ．１８と１９、試験Ｎｏ．２０と２１、および試験Ｎｏ．２２と２３というグループとした。対比される２つまたは３つのサンプル間での在炉時間の差を、表３の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」に記載した。表３の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」は、熱延巻き取り温度が最も低いサンプルの在炉時間を基準とし、熱延巻き取り温度が高いサンプルの在炉時間がどれだけ短くなっているかを示している。表３から、熱延巻き取り温度が高いサンプル（内部酸化物が存在するサンプル）の在炉時間は、熱延巻き取り温度が最も低いサンプル（内部酸化物が存在しないサンプル）の在炉時間より短くできることがわかる。つまり、熱間圧延後の巻き取り温度を高めとして亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。特には試験Ｎｏ．１～３のうちの試験Ｎｏ．３および試験Ｎｏ．１０～１２のうちの試験Ｎｏ．１２の通り、内部酸化深さａμｍと亜鉛めっき付着量ｂｇ／ｍ2の関係が規定の式（２）を満たすようにすることによって、上記ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮できることがわかる。また上記式（２）を満たすようにするには、巻き取り温度をより高めとすることが推奨されることがわかる。
　更に、鋼種とめっき付着量がほぼ同じである試験Ｎｏ．１～３と１０～１２、および試験Ｎｏ．４～６と１３～１５をそれぞれ対比すると、ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮する観点からは、溶融亜鉛めっき鋼板よりも合金化溶融亜鉛めっき鋼板の方が好ましいことがわかる。
　試験Ｎｏ．２４と２５の対比、特に試験Ｎｏ．２５の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、巻き取り温度を高くしても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
　実施例３
　実施例３では特に、熱間圧延後に行う熱処理の条件を変えることによって、内部酸化深さを変え、ＬＭＥ抑制効果に及ぼす影響を確認した。
　表１に記載の化学組成を有する鋼のスラブを溶製・鋳造して得た後、１２００℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度を８６０℃～９２０℃とし、巻き取り温度５００℃、即ち低めの温度で巻き取って放冷し、板厚２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。
　上記熱延鋼板の一部について、２００ｍｍ×３００ｍｍのサイズに切断し、これを３枚重ねにした状態で、炉温が６００℃または７００℃、かつ大気雰囲気の電気炉に１８０分間導入して熱処理を行い、炉から取り出した後は放冷した。こうして得た３枚重ねの鋼板のうち、加熱処理が、雰囲気中の酸素から遮断された状態でなされた、即ち非酸化性の環境でなされた真ん中の一枚のみを、熱処理後のサンプルとして採用した。この熱処理後のサンプルと熱処理なしのサンプルに対し酸洗を行った。詳細には、酸液として液温が７５℃で濃度が１５％の塩酸を用い、この酸液に１０秒間浸漬することで表面の鉄スケール層を除去した。その後、洗浄および乾燥させた後に、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製した。
　実施例２と同様の方法で、焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を行った。また、一部のサンプルについては溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を行った。得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき付着量、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度、内部酸化深さの測定およびＬＭＥ抑制効果の評価を、実施例１と同様にして行った。また実施例２と同様に（内部酸化深さａμｍ）－０．３×（亜鉛めっきの片面あたりの付着量ｂｇ／ｍ2）を求めた。これらの結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より次のことがわかる。表４では、熱延後熱処理の条件が異なる２つまたは３つのサンプルを対比した。対比されるサンプルの組み合わせは、試験Ｎｏ．１～３、試験Ｎｏ．４～６、試験Ｎｏ．７～９、試験Ｎｏ．１０～１２、試験Ｎｏ．１３～１５、試験Ｎｏ．１６と１７、試験Ｎｏ．１８と１９、試験Ｎｏ．２０と２１、試験Ｎｏ．２２と２３、試験Ｎｏ．２４と２５、および試験Ｎｏ．２６と２７というグループとした。対比される２つまたは３つのサンプル間での在炉時間の差を、表４の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」に記載した。表４の「ＬＭＥ抑制に必要な加熱時間短縮効果」は、熱延後熱処理を行わないサンプルの在炉時間を基準とし、熱延後熱処理を行ったサンプルの在炉時間がどれだけ短くなっているかを示している。表４から、熱延後熱処理を行ったサンプル（内部酸化物が存在するサンプル）の在炉時間は、熱延後熱処理を行わないサンプル（内部酸化物が存在しないサンプル）の在炉時間より短くできることがわかる。つまり、熱間圧延後に非酸化性雰囲気で熱処理を行って、亜鉛めっき層下に内部酸化物を存在させることによって、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できることがわかる。特には、内部酸化深さａμｍと亜鉛付着量ｂｇ／ｍ2の関係が規定の式（２）を満たすようにすることによって、上記ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮できることがわかる。また上記式（２）を満たすようにするには、熱間圧延後に熱処理を、非酸化性雰囲気かつより高温で行うことが推奨されることがわかる。
　更に、鋼種とめっき付着量がほぼ同じである試験Ｎｏ．１～３と１０～１２、および試験Ｎｏ．４～６と１３～１５をそれぞれ対比すると、ＬＭＥ抑制のための加熱時間をより短縮する観点からは、溶融亜鉛めっき鋼板よりも合金化溶融亜鉛めっき鋼板の方が好ましいことがわかる。
　試験Ｎｏ．２８と２９の対比、特に試験Ｎｏ．２９の結果からは、用いた鋼種Ｊが規定の成分組成を満たしていないため、推奨される条件で熱処理を行っても内部酸化深さはゼロであり、ＬＭＥ抑制のための加熱時間を短縮できないことがわかる。
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含む。
態様１：
　熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．５％、
Ｓｉ：０．５０～２．５％、
Ｍｎ：１．０～３％、および
Ｃｒ：０～１．０％
を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすことを特徴とする熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
（２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
≧０．０５・・・（１）
上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
態様２：
前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さは、５μｍ以上である態様１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
態様３：
前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっき付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たす態様１または２に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
態様４：
前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
Ａｌ：０％超０．５％以下を含む態様１～３のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
態様５：
前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
Ｂ：０％超０．００５０％以下、
Ｔｉ：０％超０．１０％以下、および
Ｍｏ：０％超１％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む態様１～４のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
態様６：
前記素地鋼板は、更に他の元素として、
Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超０．１０％以下含む態様１～５のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
態様７：
前記素地鋼板は、更に他の元素として、
ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超１％以下含む態様１～６のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
態様８：
態様１～７のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法。
　本出願は、出願日が２０１５年１０月２日である日本国特許出願、特願第２０１５－１９７２２６号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－１９７２２６号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
１ パッド
２ パンチ
３ 曲げ刃
４ ブランク
１１ Ｌ曲げ材
１２ Ｌ曲げ材の曲げ部中央
１３、１３Ａ、１３Ｂ Ｌ曲げ材の曲げ部の断面
１４ 観察用試験片

Claims (8)

  1. 熱間プレスに用いられる亜鉛めっき鋼板であって、亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在し、かつ前記素地鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．５％、
    Ｓｉ：０．５０～２．５％、
    Ｍｎ：１．０～３％、および
    Ｃｒ：０～１．０％
    を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、更に下記式（１）を満たすことを特徴とする熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
    （２×［Ｓｉ］/２８．１＋［Ｍｎ］/５４．９＋１．５×［Ｃｒ］/５２．０）
    ≧０．０５・・・（１）
    上記式（１）において、［Ｓｉ］は素地鋼板の質量％でのＳｉ含有量、［Ｍｎ］は素地鋼板の質量％でのＭｎ含有量、［Ｃｒ］は素地鋼板の質量％でのＣｒ含有量を示す。
  2. 前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さは、５μｍ以上である請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に内部酸化物が存在する最大深さをａμｍ、亜鉛めっき付着量を片面あたりｂｇ／ｍ2としたとき、下記式（２）を満たす請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
    ａ≧０．３０×ｂ・・・（２）
  4. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
    Ａｌ：０％超０．５％以下を含む請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、質量％で、
    Ｂ：０％超０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０％超０．１０％以下、および
    Ｍｏ：０％超１％以下
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、
    Ｎｂ、ＺｒおよびＶよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超０．１０％以下含む請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  7. 前記素地鋼板は、更に他の元素として、
    ＣｕおよびＮｉよりなる群から選択される１種以上の元素を、質量％で、合計で０％超１％以下含む請求項１に記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１～７のいずれかに記載の熱間プレス用亜鉛めっき鋼板を用い、熱間プレスを行って得られる熱間プレス成形品の製造方法。
PCT/JP2016/078814 2015-10-02 2016-09-29 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法 WO2017057570A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2018003455A MX2018003455A (es) 2015-10-02 2016-09-29 Lamina de acero galvanizado para prensado en caliente y metodo para la produccion de articulo moldeado prensado en caliente.
EP16851741.5A EP3358032B1 (en) 2015-10-02 2016-09-29 Galvanized steel sheet for hot pressing and method for producing hot pressed molded article
CA2999835A CA2999835C (en) 2015-10-02 2016-09-29 Galvanized steel sheet for hot pressing and method for producing hot pressed molded article
KR1020187008128A KR102051284B1 (ko) 2015-10-02 2016-09-29 열간 프레스용 아연도금 강판 및 열간 프레스 성형품의 제조 방법
BR112018006379-7A BR112018006379B1 (pt) 2015-10-02 2016-09-29 Chapa de aço galvanizada, e, método para fabricar um produto formado por prensagem a quente.
RU2018115970A RU2693226C1 (ru) 2015-10-02 2016-09-29 Оцинкованный стальной лист для горячего прессования и способ производства горячепрессованного формованного изделия
CN201680059107.0A CN108138282B (zh) 2015-10-02 2016-09-29 热压用镀锌钢板和热压成形品的制造方法
ES16851741T ES2883267T3 (es) 2015-10-02 2016-09-29 Chapa de acero galvanizado para el prensado en caliente y método para la producción de un artículo moldeado prensado en caliente
US15/764,387 US20180281348A1 (en) 2015-10-02 2016-09-29 Galvanized steel sheet for hot pressing and method for producing hot pressed molded article

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-197226 2015-10-02
JP2015197226A JP2017066508A (ja) 2015-10-02 2015-10-02 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017057570A1 true WO2017057570A1 (ja) 2017-04-06

Family

ID=58427597

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/078814 WO2017057570A1 (ja) 2015-10-02 2016-09-29 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20180281348A1 (ja)
EP (1) EP3358032B1 (ja)
JP (1) JP2017066508A (ja)
KR (1) KR102051284B1 (ja)
CN (1) CN108138282B (ja)
BR (1) BR112018006379B1 (ja)
CA (1) CA2999835C (ja)
ES (1) ES2883267T3 (ja)
MX (1) MX2018003455A (ja)
RU (1) RU2693226C1 (ja)
WO (1) WO2017057570A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6388099B1 (ja) * 2017-12-15 2018-09-12 新日鐵住金株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2022071305A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2022191008A1 (ja) * 2021-03-08 2022-09-15 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018115948A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal A method for the manufacture of a coated steel sheet
MX2020009944A (es) * 2018-03-27 2020-10-16 Kobe Steel Ltd Placa de acero para estampado en caliente.
CN108950160A (zh) * 2018-08-25 2018-12-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种基于csp流程的锌基镀层热成形钢及其制备方法
CN109365606A (zh) * 2018-11-30 2019-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种耐腐蚀性优良的锌系镀层钢板或钢带的成形方法
KR102200175B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-08 주식회사 포스코 점 용접성이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
ES2938040T3 (es) * 2019-07-02 2023-04-04 Nippon Steel Corp Cuerpo conformado por estampación en caliente
JP6839732B2 (ja) * 2019-07-08 2021-03-10 日本発條株式会社 スタビライザ、およびスタビライザの製造方法
JP7001202B1 (ja) * 2020-03-31 2022-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及び部材
CN115362275B (zh) * 2020-03-31 2024-03-01 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
CN111545670A (zh) * 2020-06-16 2020-08-18 汉腾汽车有限公司 一种热冲压成型b柱及其成型工艺
DE102020130543A1 (de) * 2020-11-19 2022-05-19 Voestalpine Stahl Gmbh Stahlmaterial und Verfahren zu seiner Herstellung
KR20220084651A (ko) * 2020-12-14 2022-06-21 주식회사 포스코 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20230166780A (ko) * 2022-05-31 2023-12-07 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조 방법
KR20230166779A (ko) * 2022-05-31 2023-12-07 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 이의 제조 방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013047820A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2014159624A (ja) * 2012-04-23 2014-09-04 Kobe Steel Ltd ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、およびホットスタンプ部品
JP2014224311A (ja) * 2013-04-26 2014-12-04 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2014199923A1 (ja) * 2013-06-11 2014-12-18 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ成形体の製造方法
WO2015007723A1 (en) * 2013-07-16 2015-01-22 Rautaruukki Oyj Method of manufacturing a galvannealed steel strip product for hot press forming, method of manufacturing a hot-pressed steel component, and galvannealed steel strip product
WO2015033177A1 (fr) * 2012-09-06 2015-03-12 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procédé de fabrication de pièces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prérevêtues permettant la fabrication de ces pièces

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006307261A (ja) * 2005-04-27 2006-11-09 Toyo Kohan Co Ltd プラズマディスプレイ固定板用鋼板、プラズマディスプレイ固定用鋼板の製造方法及びプラズマディスプレイ固定板。
KR20090122346A (ko) * 2007-02-23 2009-11-27 코루스 스타알 베.뷔. 냉간압연 및 연속어닐링 고강도 강 스트립, 및 그 제조방법
KR20100019500A (ko) * 2007-06-15 2010-02-18 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 성형품의 제조 방법
DE102007061489A1 (de) 2007-12-20 2009-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen von gehärteten Bauteilen aus härtbarem Stahl und härtbares Stahlband hierfür
CA2746212A1 (en) 2008-12-19 2010-06-24 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for manufacturing a coated part using hot forming techniques
CN102791901B (zh) * 2009-12-29 2015-05-06 Posco公司 用于热压的具有显著表面特性的镀锌钢板,使用该钢板得到的热压模塑部件,以及其制备方法
DE102011001140A1 (de) 2011-03-08 2012-09-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt, Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts und Verfahren zum Herstellen eines Bauteils
WO2014002428A1 (ja) * 2012-06-25 2014-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101482357B1 (ko) * 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 가공성이 우수한 열간 프레스 성형용 강판 및 그 제조방법
JP2015034334A (ja) * 2013-07-12 2015-02-19 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
EP3088544A4 (en) * 2013-12-27 2017-07-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, production method for same, and steel sheet for hot pressing
WO2015144692A1 (en) * 2014-03-24 2015-10-01 Institut National De La Recherche Agronomique Expression decrease of the gene coding for the ephrin receptor in aphids inhibits the transmission of the turnip yellow virus
JP2015193907A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
WO2015197882A1 (es) * 2014-06-26 2015-12-30 Aislamientos Térmicos Y Frigoríficos, S.A. (Atefrisa) Recipiente

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013047820A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2014159624A (ja) * 2012-04-23 2014-09-04 Kobe Steel Ltd ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法、およびホットスタンプ部品
WO2015033177A1 (fr) * 2012-09-06 2015-03-12 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procédé de fabrication de pièces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prérevêtues permettant la fabrication de ces pièces
JP2014224311A (ja) * 2013-04-26 2014-12-04 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2014199923A1 (ja) * 2013-06-11 2014-12-18 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体およびホットスタンプ成形体の製造方法
WO2015007723A1 (en) * 2013-07-16 2015-01-22 Rautaruukki Oyj Method of manufacturing a galvannealed steel strip product for hot press forming, method of manufacturing a hot-pressed steel component, and galvannealed steel strip product

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6388099B1 (ja) * 2017-12-15 2018-09-12 新日鐵住金株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2019116531A1 (ja) * 2017-12-15 2019-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP3725904A4 (en) * 2017-12-15 2021-04-07 Nippon Steel Corporation SHEET STEEL, HOT DIP ZINC COATED STEEL SHEET AND ALLOY HOT DIP ZINC COATED STEEL SHEET
WO2022071305A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7481651B2 (ja) 2020-09-30 2024-05-13 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2022191008A1 (ja) * 2021-03-08 2022-09-15 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20180281348A1 (en) 2018-10-04
CN108138282A (zh) 2018-06-08
RU2693226C1 (ru) 2019-07-01
EP3358032A1 (en) 2018-08-08
CA2999835C (en) 2020-05-12
JP2017066508A (ja) 2017-04-06
CA2999835A1 (en) 2017-04-06
KR20180043331A (ko) 2018-04-27
MX2018003455A (es) 2018-05-23
EP3358032B1 (en) 2021-08-04
EP3358032A4 (en) 2019-04-10
CN108138282B (zh) 2020-09-08
KR102051284B1 (ko) 2019-12-03
ES2883267T3 (es) 2021-12-07
BR112018006379B1 (pt) 2021-09-14
BR112018006379A2 (ja) 2018-10-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017057570A1 (ja) 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
JP7433386B2 (ja) ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法
KR101913986B1 (ko) 용융 아연 도금 강판
JP5973953B2 (ja) ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP3887308B2 (ja) 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
EP1878811A1 (en) Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
JP3921136B2 (ja) バーリング加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
WO2013047739A1 (ja) 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR20200076741A (ko) 알루미늄계 도금 강판, 알루미늄계 도금 강판의 제조 방법 및 자동차용 부품의 제조 방법
US20230416888A1 (en) Al plated welded pipe for hardening use and al plated hollow member and method for producing same
JP5392116B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6384623B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5741412B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法
JP4331915B2 (ja) 疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法
JP3921135B2 (ja) バーリング加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CN116034177A (zh) Zn系镀覆热冲压成型品
WO2024122118A1 (ja) めっき鋼板
JP5092858B2 (ja) 溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2024122123A1 (ja) めっき鋼板
WO2024122120A1 (ja) めっき鋼板
WO2024122121A1 (ja) めっき鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16851741

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/003455

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187008128

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2999835

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15764387

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112018006379

Country of ref document: BR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016851741

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2018115970

Country of ref document: RU

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112018006379

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20180328