WO2021153177A1 - ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法 Download PDF

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WO2021153177A1
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紗江 濱本
啓亮 中田
浅井　達也
賢司 斉藤
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株式会社神戸製鋼所
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention relates to a galvanized steel sheet for hot stamping, a hot stamped part using a galvanized steel sheet for hot stamping, and a method for manufacturing the hot stamped part.
  • a galvanized steel sheet for hot stamping which has a tensile strength TS (Tensil Strength) of less than 1.5 GPa after heat treatment and can suppress the occurrence of molten metal embrittlement (LME) when hot stamped.
  • the present invention relates to a hot stamped part using a galvanized steel sheet for hot stamping, and a method for manufacturing the hot stamped part.
  • hot stamping which is manufactured by press-molding a steel sheet at a high temperature, has been proposed as a technology that can achieve both high strength and complicated shape.
  • the steel sheet used for hot stamping may be referred to as "blank”.
  • Hot stamping is also called hot forming, hot pressing, etc., and is a method of heating the blank to a temperature range of austenite, that is, a high temperature equal to or higher than the Ac 3 transformation point, and press forming.
  • the blank heating step may be referred to as a "hot stamp heating step” below.
  • the above-mentioned hot stamping step and the subsequent part forming step of press-molding a blank may be collectively referred to as a "hot stamping step” below. According to such a hot stamping technique, it is possible to obtain hot stamping parts such as automobile parts having a complicated shape while having high strength.
  • hot stamping parts manufactured by the hot stamping process have a tensile strength TS of 1.5 GPa or more.
  • various hot stamping parts having a tensile strength TS of less than 1.5 GPa such as a steel member having a tensile strength TS of 800 to 1300 MPa, have been proposed.
  • a steel sheet obtained by pickling after hot rolling that is, a hot-rolled pickled steel sheet, or a cold-rolled steel sheet obtained by further cold rolling is used, and from the viewpoint of corrosion resistance and scale suppression, the above heat is used.
  • Plated steel sheets in which at least one side of the pickled and cold-rolled steel sheets is plated are also used.
  • the above-mentioned plated steel sheets are mainly classified into galvanized steel sheets and Al-based plated steel sheets, but the present invention targets galvanized steel sheets.
  • LME When applying the above-mentioned galvanized steel sheet to the hot stamping process, the occurrence of LME becomes a problem.
  • Zn constituting zinc plating has a melting point of 419 ° C. and a boiling point of 907 ° C., and is in a liquid phase or a gas phase in the heating temperature range of hot stamping.
  • the LME is generated by melting zinc having a low melting point as described above in the heating step of hot stamping on a blank galvanized steel sheet, and invading the grain boundaries of the base steel sheet in the component molding step.
  • the crack generated by this LME has a problem that the impact resistance and durability of the molded part are greatly impaired depending on the depth of the crack.
  • the crack generated by the LME will be referred to as an "LME crack".
  • Patent Document 1 As a technique for avoiding the problem of LME cracks, for example, a technique such as Patent Document 1 has been proposed.
  • the alloying of zinc and iron is promoted in the heating process of hot stamping to reduce the LME crack depth. That is, in order to increase Fe% in the plating layer, heating up to 300 ° C. or higher is performed as a pretreatment for forming parts, and the heat treatment time at that time is lengthened, for example, 300 to 1000 seconds. It is a technology.
  • the method disclosed in Patent Document 1 is not practical because it increases the number of hot stamping steps, requires a plurality of heating furnaces having different set temperatures, and is forced to extend the heat treatment time. It's hard to say.
  • Patent Document 2 proposes a method of performing a zinc plating treatment after Ni plating
  • Patent Document 3 proposes a technique of avoiding the occurrence of LME cracks by controlling the components in the zinc plating layer.
  • the structure is controlled by the hot stamping process, and the tensile strength TS is controlled.
  • the tensile strength TS of hot stamping parts depends largely on the hot stamping process.
  • methods such as modifying the plating layer by controlling the components in the zinc plating layer and suppressing additive elements useful in high-strength steel sheets are adopted. It is common.
  • Patent Document 1 the alloying of zinc and iron is promoted in the heating step of hot stamping to reduce the LME crack depth, but the normal alloying melting is not positively performed.
  • the occurrence of LME cracks cannot be avoided. Further, such a problem also occurs in the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to generate LME cracks without suppressing the amount of Si and without much dependence on the process of modification by chemical components or hot stamping in the plating layer. It is an object of the present invention to provide a galvanized steel sheet for hot stamping, a hot stamped part using such a galvanized steel sheet for hot stamping, and a method for manufacturing the hot stamped part.
  • the present inventors have found that the above object can be achieved by the following configuration, and have completed the present invention by conducting further studies based on such findings.
  • the galvanized steel sheet for hot stamping is Base steel plate is by mass%, C: 0.005 to 0.14%, Si: 1.0 to 1.7%, Mn: 1.5-3.0%, Ti: 0.010 to 0.100% B: 0.0010 to 0.0100%, Al: 0.01 to 0.10%, P: 0.10% or less (not including 0%), S: 0.010% or less (not including 0%), and N: 0.010% or less (not including 0%), The balance is iron and unavoidable impurities, Moreover, the amount of solid solution B is 10 ppm or more, It is characterized by having an alloyed hot-dip galvanized layer or a hot-dip galvanized layer on at least one surface of the base steel sheet.
  • the present inventors examined from various angles in order to achieve the above object. That is, from the viewpoint of realizing a galvanized steel sheet for hot stamping that can avoid the occurrence of LME cracks without depending on the modification by chemical components in the plating layer and the hot stamping process without suppressing the amount of Si. did.
  • solid solution B a predetermined amount of B existing in the base steel sheet in a solid solution state
  • the reason for setting the chemical composition of the base steel sheet in the galvanized steel sheet for hot stamping of this embodiment is as follows.
  • % in the chemical composition means mass%.
  • the zinc-plated steel sheet for hot stamping of the present embodiment has a base steel plate of C: 0.005 to 0.14%, Si: 1.0 to 1.7%, Mn: 1.5 to 3.0%, Ti: 0.010 to 0.100%, B: 0.0010 to 0.0100%, Al: 0.01 to 0.10%, P: 0.10% or less (excluding 0%), S: Satisfy 0.010% or less (excluding 0%) and N: 0.010% or less (excluding 0%).
  • C is an important element for avoiding the occurrence of LME cracks.
  • the amount of C is preferably 0.007% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the amount of C is preferably 0.13% or less, and more preferably 0.12% or less.
  • Si 1.0 to 1.7%
  • Si silicon
  • the amount of Si is preferably 1.05% or more, more preferably 1.1% or more.
  • the amount of Si is set to 1.7% or less.
  • the amount of Si is preferably 1.6% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • Mn is an element useful for improving the hardenability of steel sheets and reducing variations in hardness after molding.
  • the amount of Mn needs to be 1.5% or more.
  • the amount of Mn is preferably 1.7% or more, more preferably 2.0% or more.
  • the amount of Mn needs to be 3.0% or less, preferably 2.8% or less, and more preferably 2.6% or less.
  • Ti 0.010 to 0.100%
  • Ti titanium
  • the inclusion of Ti promotes the formation of TiN and increases the amount of solid solution B that suppresses the generation of LME cracks.
  • the amount of Ti needs to be 0.010% or more.
  • the amount of Ti is preferably 0.012% or more, more preferably 0.015% or more.
  • the amount of Ti needs to be 0.100% 0 or less, preferably 0.095% or less, and more preferably 0.090% or less.
  • B boron
  • B is an important element.
  • B is known as an element that strengthens grain boundaries and has an effect on hardenability.
  • the amount of B needs to be 0.0010% or more.
  • the amount of B is preferably 0.0012% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • the amount of B needs to be 0.0100% or less.
  • the amount of B is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0085% or less.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al aluminum
  • the amount of Al is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the amount of Al is set to 0.10% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.080% or less, more preferably 0.070% or less.
  • P 0.10% or less (not including 0%)
  • P phosphorus
  • the P amount needs to be 0.10% or less.
  • the amount of P is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less. Note that P is an impurity that is inevitably mixed in steel, and it is impossible to reduce the amount to 0% in industrial production, and it is usually contained in an amount of 0.0005% or more.
  • S 0.010% or less (not including 0%)] S (sulfur) is an element that is inevitably contained and deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the amount of S is set to 0.010% or less.
  • the amount of S is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0050% or less. Since the amount of S should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited, but it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • N 0.010% or less (excluding 0%)
  • nitrogen is an element that is inevitably contained, and if it is contained in excess, BN is likely to be generated, and the amount of solid solution B is reduced. Therefore, the amount of N is set to 0.010% or less.
  • the amount of N is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less. Since the amount of N should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited, but it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • Solid solution B 10 ppm (mass ppm) or more]
  • the amount of solid solution B needs to be 10 ppm or more.
  • the amount of solid solution B is preferably 20 ppm or more, more preferably 50 ppm or more.
  • the upper limit of the amount of solid solution B is not limited at all, but it is approximately 100 ppm or less when all of the contained B is solid solution.
  • the method for securing the amount of solid solution B of 10 ppm or more is not limited in any way, but in order to suppress the formation of BN generated by the reaction of B and N, N is reacted with Ti as much as possible. It is effective to use TiN. For example, when the amount of Ti (mass%) in the base steel sheet is [Ti] and the amount of N (% by mass) is [N], these have a relationship of [Ti] ⁇ (47.8 / 14) [N]. If the amount of Ti and the amount of N are controlled so as to be satisfactory, the contained B can be efficiently secured as a solid solution B.
  • the basic components of the base steel sheet used in the galvanized steel sheet for hot stamping of this embodiment are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities other than the above P, S, and N.
  • this unavoidable impurity in addition to O (oxygen) which is preferably suppressed as described below, Trump elements (Pb, Bi) brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc., as long as the effects of the present invention are not impaired. , Sb, Sn, V, etc.) are allowed to be mixed.
  • O is an element that is inevitably contained, and if it is contained in an excessive amount, it may form an oxide and reduce the solid solution Si. Therefore, the amount of O is preferably 0.010% or less.
  • the amount of O is more preferably 0.005% or less, still more preferably 0.003% or less. Since the amount of O should be as small as possible, the lower limit is not particularly limited, but it is impossible to make the amount 0% in industrial production, and it is usually contained in 0.0001% or more.
  • the base steel sheet used in the hot stamping steel sheet of the present embodiment may contain one or more selected from the group consisting of Cr (chromium) and Mo (molybdenum) as other elements, and these elements may be contained. By including it, the characteristics of the steel sheet are further improved.
  • Cr and Mo are elements that improve hardenability like Mn, and improve the strength of the steel sheet after the hot stamping process. Such an effect increases as the content increases, but it is preferable that the content is 0.5% or less because excessive content increases the cost. More preferably, both are 0.4% or less. Any one of these may be contained, or both of them may be contained.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present embodiment uses a hot-dip galvanized steel sheet or a cold-rolled steel sheet as a base steel sheet, and has a hot-dip galvanized layer (GI: Hot Dip-Galvanized) or an alloyed hot-dip galvanized layer (GI: Hot Dip-Galvanized) or an alloyed hot-dip galvanized layer (GI) on at least one surface thereof.
  • GI Hot Dip-Galvanized
  • GI Hot Dip-Galvanized
  • GI Hot Dip-Galvanized
  • GI alloyed hot-dip galvanized layer
  • the maximum tensile strength after hot pressing at the Ac 3 transformation point of the base steel sheet can be 800 MPa or more and 1300 MPa or less. That is, by adopting a galvanized steel sheet for hot stamping having the above configuration, hot stamping parts having a maximum tensile strength of 800 MPa or more and 1300 MPa or less after the hot stamping process are not so dependent on the hot stamping process. Can be manufactured.
  • the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment is useful as a steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after heat treatment and a steel sheet for manufacturing tailored blank parts.
  • the temperature during the heating step of the hot stamping is set to the single-phase region temperature of austenite (that is, a temperature higher than the Ac 3 transformation point). Then, the steel sheet heated in this temperature range is press-molded while being cooled by a die to obtain a hot-pressed part.
  • a tailored blank is formed by welding or the like to a steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after the hot stamping process and a galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment including a base steel sheet having an Ac 3 transformation point different from that of the steel sheet.
  • a region having a tensile strength of 1000 MPa or more and a region having a tensile strength of 800 MPa or more and 1300 MPa or less can be obtained.
  • a tailored blank material to have is obtained. In such a tailored blank material, which region is on the high-strength side or the low-strength side is determined by the relationship between the Ac 3 transformation point of each steel sheet and the heating process temperature of the hot stamp.
  • the Ac 3 transformation point is a value calculated based on the following equation (1).
  • the following formula (1) is based on the formula shown in "Leslie Steel Materials Science” (Maruzen Co., Ltd., published on May 31, 1985, p. 273), and is a base steel sheet used in the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment. This is a simplified formula in consideration of the chemical composition of.
  • the method for producing the hot stamping component of the present embodiment heats the galvanized steel sheet for hot stamping as described above to the Ac 3 transformation point or higher of the base steel sheet and heats the steel sheet. It is characterized by including pressing for a while. Further, by using the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment, a hot stamping component exhibiting desired characteristics can be obtained.
  • the base steel sheet used in this embodiment used in this embodiment, the usual procedure may be followed.
  • a steel material satisfying the above chemical composition is melted according to a conventional method, steel pieces such as slabs are obtained by continuous casting, heated to 1300 ° C. or lower, then hot-rolled and wound. After that, it is pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. Then, if necessary, the cold-rolled steel sheet is annealed to obtain a base steel sheet. At least one surface of the base steel sheet thus obtained is subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment.
  • the base steel sheet is based on mass%.
  • C 0.005 to 0.14%
  • Si 1.0 to 1.7%
  • Mn 1.5-3.0%
  • Ti 0.010 to 0.100%
  • B 0.0010 to 0.0100%
  • Al 0.01 to 0.10%
  • P 0.10% or less (not including 0%)
  • S 0.010% or less (not including 0%)
  • N 0.010% or less (not including 0%)
  • the balance is iron and unavoidable impurities
  • the amount of solid solution B is 10 ppm or more
  • a hot stamping galvanized steel sheet having an alloyed hot-dip galvanized layer or a hot-dip galvanized layer on at least one surface of the base steel sheet.
  • zinc plating for hot stamping can avoid the occurrence of LME cracks without suppressing the amount of Si, and does not depend much on the process of modification by chemical components and hot stamping in the plating layer.
  • a steel plate can be realized.
  • the base steel sheet is further composed of Cr: 0.5% or less (not including 0%) and Mo: 0.5% or less (not including 0%). It can contain one or more selected from the group. By containing these components, the strength of the hot stamping component after the hot stamping process can be further increased.
  • the maximum tensile strength after hot pressing at the Ac 3 transformation point or more of the base steel sheet is 800 MPa or more and 1300 MPa or less. That is, by using the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment, hot stamping parts having a maximum tensile strength of 800 MPa or more and 1300 MPa or less after the hot stamping process can be manufactured without much dependence on the hot stamping process. Can be done.
  • the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment is useful as a steel sheet having a tensile strength of 1000 MPa or more after the hot stamping process and a steel sheet for manufacturing tailored blank parts.
  • the method for manufacturing a hot stamping component of the present embodiment is characterized by heating the galvanized steel sheet for hot stamping as described above to the Ac 3 transformation point or higher of the base steel sheet and hot stamping. That is, by including heating the galvanized steel sheet for hot stamping of the present embodiment to the Ac 3 transformation point or higher of the base steel sheet and hot stamping, the hot stamping material is not limited to the tailored blank material and exhibits desired characteristics. Stamp parts can be manufactured.
  • the heating process of hot stamping was simulated, austenitization was performed by heating to 900 ° C, then cooled to 800 ° C, and a tensile test was performed at that temperature.
  • Two types of tensile test pieces were prepared, one was a GA steel sheet and the other was a test piece (plating remover) from which the GA layer was removed by pickling, and the tensile test results were compared.
  • the results (test Nos. 1 to 6) when the steel types A to C and K to M shown in Table 1 are used are shown in Table 2 below together with the applicable steel type and the amount of Si.
  • the plate thickness shown in Table 2 below is the thickness of the GA steel plate. Further, ⁇ TS / TS shown in Table 2 below indicates ⁇ (tensile strength TS of plating removing material TS-tensile strength TS of GA steel sheet as it is) / (tensile strength TS of plating removing material) ⁇ ⁇ 100. That is, the smaller the absolute value of the ⁇ TS / TS value (for example, 5 or less), the less the difference between with and without plating in the tensile test at 800 ° C., and the smaller the decrease in tensile strength due to the occurrence of LME cracks. There is.
  • the test No. in Table 2 The tensile strength TS of the GA steel sheet as shown in 1 to 3 at 800 ° C. shows a value of 191 to 213 MPa, but this tensile strength TS is at room temperature assuming the conditions in the hot stamping process. The maximum tensile strength TS is about 800 to 1300 MPa.
  • Test No. Examples 1 to 3 satisfy all the requirements specified in the present invention, and the ⁇ TS / TS value (absolute value) is 5 or less, indicating that the occurrence of LME cracks can be reduced. ..
  • test No. 4 to 6 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements specified in the present invention, and desired characteristics have not been obtained.
  • Test No. 4 the amount of solid solution B is not secured (steel type K in Table 1), and the occurrence of LME cracks is not reduced.
  • Test No. In Nos. 5 and 6 the occurrence of LME cracks is not reduced due to the influence of any or all of the solid solution B amount, Si amount, and C amount (steel types L and M in Table 1).
  • the occurrence of LME cracks was reduced because the amount of C was relatively small.
  • the amount of Si is more than the upper limit specified in the present invention, the Ac 3 transformation point is higher than 907 ° C., and it is presumed that heating to the extent that the galvanized layer evaporates is required, which is effective. It is expected that hot stamping will not be possible.
  • the present invention has a wide range of industrial applicability in the technical fields related to galvanized steel sheets for hot stamping, hot stamping parts using the same, and manufacturing methods thereof.

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Abstract

本発明の一局面であるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、素地鋼鈑が、所定の化学成分組成を満たし、且つ、固溶Ｂ量が１０ｐｐｍ以上であり、この素地鋼板の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする。

Description

ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ部品及びホットスタンプ部品の製造方法
　本発明は、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いたホットスタンプ部品、及びホットスタンプ部品の製造方法に関する。特に熱処理後の引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｔｈ）が１．５ＧＰａ未満となる鋼板で、ホットスタンプしたときに溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）の発生を抑制できるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、このようなホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いたホットスタンプ部品、及びホットスタンプ部品の製造方法に関する。
　自動車用部品の製造において、高強度化と複雑形状化の両立が可能な技術として、鋼板を高温でプレス成形して製造するホットスタンプが提案されている。以下では、ホットスタンプに供する鋼板を、「ブランク」と呼ぶことがある。
　ホットスタンプは、熱間成形、ホットプレスなどとも呼ばれており、上記ブランクをオーステナイトの温度域、即ちＡｃ3変態点以上の高温にまで加熱し、プレス成形する方法である。ブランクの加熱工程を、以下では、「ホットスタンプの加熱工程」と呼ぶことがある。上記ホットスタンプの加熱工程と、それに続くブランクをプレス成形する部品形成工程とを併せて、以下では、「ホットスタンプ工程」と総称することがある。こうしたホットスタンプ技術によれば、高強度でありながら、複雑な形状の自動車用部品等のホットスタンプ部品を得ることができる。
　ホットスタンプ工程によって製造されるホットスタンプ部品では、引張強度ＴＳは１．５ＧＰａ以上であるのが主である。しかしながら近年では、引張強度ＴＳが８００～１３００ＭＰａの鋼部材など、引張強度ＴＳが１．５ＧＰａ未満となるホットスタンプ部品も各種提案されている。
　前記ブランクとして、熱間圧延後に酸洗して得られる鋼板、即ち熱延酸洗鋼板や、更に冷間圧延して得られる冷延鋼板が用いられる他、耐食性、スケール抑制の観点から、上記熱延酸洗鋼板及び冷延鋼板の少なくとも片面にめっきを施しためっき鋼板も使用される。上記めっき鋼板は、主に、亜鉛系めっき鋼板とＡｌ系めっき鋼板に大別されるが、本発明では亜鉛めっき鋼板を対象とする。
　上記のような亜鉛めっき鋼板をホットスタンプ工程に適用する場合、ＬＭＥの発生が問題となる。亜鉛めっきを構成するＺｎは、融点が４１９℃、沸点が９０７℃であり、ホットスタンプの加熱温度域では液相または気相となる。前記ＬＭＥは、ブランクである亜鉛めっき鋼板へのホットスタンプの加熱工程で、上記の通り融点の低い亜鉛が溶融し、部品成形工程で素地鋼板の粒界へ溶融亜鉛が侵入することにより生じる。このＬＭＥによって発生したクラックは、クラックの深さによっては、成形部品の耐衝撃性や耐久性を大きく損なうという問題がある。以下、上記ＬＭＥによって発生したクラックを「ＬＭＥクラック」と呼ぶ。
　ＬＭＥクラックが発生するという問題を回避する技術として、例えば、特許文献１のような技術が提案されている。この技術では、ホットスタンプの加熱工程で亜鉛と鉄の合金化を進行させ、ＬＭＥクラック深さを低減させている。すなわち、めっき層中のＦｅ％を増加させるために、部品成形を行う前処理として３００℃以上までの加熱を行い、そのときの加熱処理時間を長く、例えば３００～１０００秒とする工夫を行うという技術である。しかしながら、この特許文献１に開示された方法では、ホットスタンプ工程の増加や、設定温度の異なる加熱炉を複数個必要とすること、更には加熱処理時間の延長を強いられるため、実用的とは言い難い。
　また、例えば、特許文献２には、Ｎｉめっき後に亜鉛めっき処理を行う方法が、特許文献３には、亜鉛めっき層中の成分制御によるＬＭＥクラック発生を回避する技術が提案されている。
　更に、ＬＭＥクラック発生を回避するには、素地鋼板の化学成分の寄与も大きく、とりわけＳｉ量の抑制が重要であることも知られている。その一方で、Ｓｉは、スポット溶接部の接合強度向上に寄与するなど、高強度鋼板において有用な元素であることも知られている（特許文献４）。
　これまで提案されているホットスタンプ技術では、ホットスタンプのプロセスによって組織制御を図り、引張強度ＴＳを制御している。こうしたことから、ホットスタンプ部品の引張強度ＴＳは、ホットスタンプのプロセスに大きく依存しているのが実情である。またＬＭＥクラック発生を回避するためには、亜鉛めっき層中の成分制御を図ってめっき層を改変することや、高強度鋼板において有用である添加元素を抑制する等の方法が採用されるのが一般的である。
　例えば、前記特許文献１では、ホットスタンプの加熱工程で亜鉛と鉄の合金化を進行させ、ＬＭＥクラック深さを低減させているが、合金化の進行を積極的に行わない通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、ＬＭＥクラック発生を回避することはできない。またこのような問題は、溶融亜鉛めっき鋼板においても同様に生じる。
特表２０１２－５１２７４７号公報 特開２０１６－８９２７４号公報 特開２００６－０３７１４１号公報 特開２００７－１６９６７９号公報
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｓｉ量を抑制することなく、めっき層における化学成分による改変やホットスタンプのプロセスにあまり依存せず、ＬＭＥクラック発生を回避することのできるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、このようなホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いたホットスタンプ部品、及びホットスタンプ部品の製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、下記構成により上記目的が達成できることを見出し、かかる知見に基づいて更に検討を重ねることによって本発明を完成した。
　すなわち、本発明の一局面に係るホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、
　素地鋼鈑が、質量％で、
　Ｃ　：０．００５～０．１４％、
　Ｓｉ：１．０～１．７％、
　Ｍｎ：１．５～３．０％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
　Ｂ　：０．００１０～０．０１００％、
　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
　Ｐ　：０．１０％以下（０％を含まない）、
　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、及び
　Ｎ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物であり、
　且つ、固溶Ｂ量が１０ｐｐｍ以上であり、
　この素地鋼板の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする。
　本発明者らは、上記目的を達成すべく様々な角度から検討した。すなわち、Ｓｉ量を抑制することなく、めっき層における化学成分による改変やホットスタンプのプロセスにあまり依存せずＬＭＥクラック発生を回避することのできるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を実現するという観点から鋭意検討した。
　その結果、後述するように素地鋼板の化学成分組成を適切に調整するとともに、素地鋼板中に固溶状態で存在するＢ（以下、「固溶Ｂ」と呼ぶことがある）を所定量確保するようにすれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。本発明によれば、Ｓｉ量を抑制することなく、めっき層における化学成分による改変やホットスタンプのプロセスにあまり依存せず、ＬＭＥクラック発生を回避することのできるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を提供できる。
　以下、本発明の実施の形態についてより具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるわけではない。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板において、素地鋼板の化学成分組成を設定した理由は下記の通りである。以下、化学成分組成における％は、質量％を意味する。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、素地鋼鈑が、Ｃ：０．００５～０．１４％、Ｓｉ：１．０～１．７％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．０１００％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｐ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、及びＮ：０．０１０％以下（０％を含まない）、を満足する。
　［Ｃ：０．００５～０．１４％］
　Ｃ（炭素）は、ＬＭＥクラックの発生を回避する上で重要な元素である。ＬＭＥクラックの発生を回避する上では、Ｃ量はできるだけ少ない方が望ましいが、Ｃ量を過度に低減することは、製造上のコストアップに繋がることになるので、０．００５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、鋼板の強度上昇を招く他、鋼板をスポット溶接したときに、スポット溶接部の十字引張強度（十字型引張試験法による十字継手破断荷重）の低下を招き、ＬＭＥクラックが生じやすくなることから、その上限は０．１４％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以下であり、より好ましくは０．１２％以下である。
　［Ｓｉ：１．０～１．７％］
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼板をスポット溶接したときに、スポット溶接部の十字引張強度を上昇させるために重要な元素である。また、ホットスタンプ部品におけるホットスタンプのプロセス依存性を低減し、硬度安定性を図ることにも寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｓｉ量は１．０％以上とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは１．０５％以上、より好ましくは１．１％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、鋼板製造時の酸化スケール増加による酸洗性の劣化、めっき性の悪化、Ａｃ3変態点の上昇、スポット溶接部の十字引張強度の低下等を引き起こす。したがって、Ｓｉ量は、１．７％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．６％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
　［Ｍｎ：１．５～３．０％］
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の焼入れ性を向上させ、成形後の硬度のばらつきを低減させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎ量は１．５％以上とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．７％以上、より好ましくは２．０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になって３．０％を超えるとその効果が飽和し、コストアップの要因となる。そのため、Ｍｎ量は３．０％以下とする必要があり、好ましくは２．８％以下であり、より好ましくは２．６％以下である。
　［Ｔｉ：０．０１０～０．１００％］
　本実施形態においてＴｉ（チタン）は重要な元素である。Ｔｉを含有させることでＴｉＮの生成を促進し、ＬＭＥクラックの発生を抑制する固溶Ｂ量が増加する。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ量は０．０１０％以上とする必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１２％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣが生成しやすくなり、鋼組織が微細化し、焼入れ性を低下させてしまう。そのため、Ｔｉ量は、０．１００％0以下とする必要があり、好ましくは０．０９５％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下である。
　［Ｂ：０．００１０～０．０１００％］
　本実施形態においてＢ（ホウ素）は重要な元素である。Ｂは粒界を強化する元素として知られており、焼入れ性に効果が奏する。本実施形態では、素地鋼板にＢを含有させることにより、ホットスタンプの加熱工程でのＬＭＥクラックの発生を抑制できることを見出した。このような効果を得るためには、Ｂ量は０．００１０％以上とする必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００１２％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になるとＢ化合物の生成等による鋳造時の表面割れなどを引き起こす要因となる。そのため、Ｂ量は０．０１００％以下とする必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８５％以下である。
　［Ａｌ：０．０１～０．１０％］
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．０１％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、製造上のコストアップに繋がるため、Ａｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
　［Ｐ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　Ｐ（リン）は、不可避的に含有される元素であるが、鋼板の溶接性を劣化させる元素であることから、できるだけその含有を制限することが望ましい。鋼板の溶接性を劣化させないためには、Ｐ量は０．１０％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００５％以上で含有される。
　［Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｓ（硫黄）は、不可避的に含有される元素であり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有される。
　［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｎ（窒素）は、不可避的に含有される元素であり、過剰に含まれるとＢＮが生成しやすくなり、固溶Ｂ量を低下させる。したがって、Ｎ量は０．０１０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有される。
　［固溶Ｂ：１０ｐｐｍ（質量ｐｐｍ）以上］
　上述の通り、ホットスタンプの加熱工程におけるＬＭＥクラックの発生を抑制するには、固溶状態で存在するＢを所定量確保することが重要である。こうした観点から、固溶Ｂ量は１０ｐｐｍ以上とする必要がある。固溶Ｂ量は、好ましくは２０ｐｐｍ以上であり、より好ましくは５０ｐｐｍ以上である。固溶Ｂ量の上限については何ら限定するものではないが、含有するＢの全てが固溶した場合に概ね１００ｐｐｍ以下となる。
　なお、固溶Ｂ量を１０ｐｐｍ以上確保するための方法は、何ら限定するものではないが、ＢとＮが反応することによって生成するＢＮの生成を抑制するため、ＮをできるだけＴｉと反応させてＴｉＮとすることが有効である。例えば、素地鋼板中のＴｉ量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｎ量（質量％）を［Ｎ］としたとき、これらが［Ｔｉ］≧（４７．８／１４）［Ｎ］の関係を満足するように、Ｔｉ量及びＮ量を制御すれば、含有させたＢを効率よく固溶Ｂとして確保できる。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板で用いる素地鋼板の基本成分は上記のとおりであり、残部は、鉄、及び上記Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物である。この不可避不純物としては、下記のように抑制することが好ましいＯ（酸素）の他、本発明の効果を損なわない範囲で、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるトランプ元素（Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｖ等）の混入が許容される。
　［Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｏは、不可避的に含有される元素であり、過剰に含まれると酸化物を形成し、固溶Ｓｉを低下させるおそれがある。そのため、Ｏ量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｏ量は、より好ましくは０．００５％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｏ量は、できるだけ少ない方が良いため、下限は特に限定されないが、その量を０％にすることは工業生産上不可能であり、通常０．０００１％以上で含有する。
　本実施形態のホットスタンプ用鋼板で用いる素地鋼板には、更に他の元素として、Ｃｒ（クロム）及びＭｏ（モリブデン）よりなる群から選ばれる１種以上を含ませることができ、これらの元素を含有させることによって鋼板の特性が更に改善される。
　［Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）及びＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
　Ｃｒ及びＭｏは、Ｍｎと同様に焼入れ性を向上させる元素であり、ホットスタンプ工程後の鋼板強度を向上させる。このような効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させることはコストアップとなるため、いずれも０．５％以下で含有させることが好ましい。より好ましくは、いずれも０．４％以下である。これらはいずれか１種を含有してもよいし、２種とも含有させてもよい。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、熱延鋼板や冷延鋼板を素地鋼板として、その少なくとも片面に、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ　Ｈｏｔ　Ｄｉｐ－Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を有する溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を含む。
　素地鋼板が上記のような化学成分組成を有する本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板のＡｃ3変態点で熱間プレスした後の最大引張強度を８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下とできる。すなわち、上記のような構成のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を採用することによって、ホットスタンプ工程後の最大引張強度が８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下となるホットスタンプ部品を、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造することができる。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、熱処理後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、テーラードブランク部品を製造するための鋼板として有用である。通常のホットスタンプ工程では、ホットスタンプの加熱工程時の温度は、オーステナイトの単相域温度（即ち、Ａｃ3変態点よりも高い温度）に設定される。そしてこの温度域に加熱された鋼板を、金型によって冷却しつつプレス成形し、ホットプレス部品とする。
　ホットスタンプ工程後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板では、当該鋼板のＡｃ3変態点は、比較的低い温度に設定されている。したがって、ホットスタンプ工程後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、当該鋼板とはＡｃ3変態点が異なる素地鋼板を含む本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板とを、溶接などによってテーラードブランクを行い、その後いずれの鋼板のＡｃ3変態点よりも高い温度範囲に加熱してから、熱間プレスを行なえば、引張強度が１０００ＭＰａ以上の領域と、引張強度が８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下となる領域を有するテーラードブランク材が得られる。このようなテーラードブランク材において、どちらの領域が高強度側または低強度側になるかは、それぞれの鋼板のＡｃ3変態点と、ホットスタンプの加熱工程温度との関係によって決まる。
　なお、本明細書において、Ａｃ3変態点とは、下記式（１）に基づいて計算される値である。下記式（１）は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社　１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に示された式に基づき、本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板で用いる素地鋼板の化学成分組成を考慮して簡略化した式である。
　Ａｃ3変態点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（１）
　上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｔｉの含有率を質量％で表した値である。
　上記テーラードブランク材の製造方法から明らかなように、本実施形態のホットスタンプ部品の製造方法は、上記のようなホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を、素地鋼板のＡｃ3変態点以上に加熱し、熱間プレスすることを含むことを特徴とする。また本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いることによって、所望の特性を発揮するホットスタンプ部品が得られる。
　本実施形態で用いる素地鋼板を製造するには、通常の手順に従えばよい。例えば、上記のような化学成分組成を満足する鋼材を常法に従って溶解し、連続鋳造によりスラブ等の鋼片を得た後、１３００℃以下に加熱し、次いで熱間圧延を行い、巻取った後に酸洗し、冷間圧延を施して冷延鋼板とする。その後、必要により冷延鋼板に対して焼鈍処理を行い、素地鋼板とする。こうして得られる素地鋼板の少なくとも片面に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う。
　本明細書には、上記のように様々な形態の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下にまとめる。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、素地鋼鈑が、質量％で、
　Ｃ　：０．００５～０．１４％、
　Ｓｉ：１．０～１．７％、
　Ｍｎ：１．５～３．０％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
　Ｂ　：０．００１０～０．０１００％、
　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
　Ｐ　：０．１０％以下（０％を含まない）、
　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、及び
　Ｎ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物であり、
　且つ、固溶Ｂ量が１０ｐｐｍ以上であり、
　この素地鋼板の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とするホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板である。
　このような構成を採用することによって、Ｓｉ量を抑制することなく、めっき層における化学成分による改変やホットスタンプのプロセスにあまり依存せず、ＬＭＥクラック発生を回避することのできるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板が実現できる。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板では、素地鋼板には、更に、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）及びＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることができる。これらの成分を含有させることによってホットスタンプ工程後のホットスタンプ部品の強度を更に高めることができる。
　好ましい実施形態として、上記のような化学成分組成を有し、素地鋼板のＡｃ3変態点以上で熱間プレスした後の最大引張強度が８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下となる。すなわち、本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いることによって、ホットスタンプ工程後の最大引張強度が８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下となるホットスタンプ部品を、ホットスタンプのプロセスにあまり依存せず製造することができる。
　本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板は、ホットスタンプ工程後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、テーラードブランク部品を製造するための鋼板として有用である。
　本実施形態のホットスタンプ部品の製造方法は、上記のようなホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を、素地鋼板のＡｃ3変態点以上に加熱し、熱間プレスすることを含むことを特徴とする。すなわち、本実施形態のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を、素地鋼板のＡｃ3変態点以上に加熱し、熱間プレスすることを含むことによって、テーラードブランク材に限らず、所望の特性を発揮するホットスタンプ部品を製造することができる。
　以下、実施例に基づいて、本発明の作用効果をより具体的に示すが、本発明は当然ながら下記実施例には限定されず、前記及び後記の趣旨に徴して設計変更することは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す化学成分組成（鋼種Ａ～Ｍ）の各種鋼材を工場にて溶解し、鋳造、熱間圧延、冷間圧延、及びめっき工程を経てＧＡ鋼板とした。これらの成分は、代表成分値を示している。また、表１に示したＡｃ3変態点は、前記式（１）に基づいて計算した値である。表１中、[－]の欄は添加していないこと、または測定限界未満であることを意味する。Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎは、上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。なお、［Ｔｉ］≧［４７．８／１４］×［Ｎ］を満足する場合は、添加したＢは全て固溶状態で存在しているとみなすことができるが、表１には、Ｔｉ量およびＮ量に基づいて求めた固溶Ｂ量を推定値として示している。また残部には、鉄、及び上記で示した不可避不純物以外の不可避不純物が含まれる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ホットスタンプの加熱工程を模擬し、９００℃までの加熱でオーステナイト化処理を行った後、８００℃まで冷却し、その温度にて引張試験を行った。なお、引張試験片はＧＡ鋼板のままの試験片、及びＧＡ層を酸洗で除去した試験片（めっき除去材）の２種類の試験片を用意し、引張試験結果の比較を行った。表１に示した鋼種Ａ～Ｃ、及びＫ～Ｍを用いたときの結果（試験Ｎｏ．１～６）を、適用鋼種、及びＳｉ量とともに、下記表２に示す。
　下記表２に示した板厚は、ＧＡ鋼板の厚さである。また下記表２に示した△ＴＳ／ＴＳは、{(めっき除去材の引張強度ＴＳ－ＧＡ鋼板ままの引張強度ＴＳ)／(めっき除去材の引張強度ＴＳ)}×１００を示している。つまり△ＴＳ／ＴＳの値の絶対値が小さいほど（例えば、５以下）、８００℃での引張試験におけるめっき有／無の差が無く、ＬＭＥクラック発生による引張強度の低下が少ないことを示している。なお、表２の試験Ｎｏ．１～３に示したＧＡ鋼板ままの８００℃での引張強度ＴＳは、１９１～２１３ＭＰａの値を示しているが、この引張強度ＴＳは、ホットスタンプ工程での条件を想定した場合、常温での最大引張強度ＴＳは８００～１３００ＭＰａ程度となる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果から次のように考察できる。試験Ｎｏ．１～３は、本発明で規定するいずれの要件も満足する実施例であり、△ＴＳ／ＴＳの値（絶対値）が５以下となっており、ＬＭＥクラック発生が低減できていることが分かる。
　これに対し試験Ｎｏ．４～６は、本発明で規定するいずれかの要件を満たさない比較例であり、所望の特性が得られていない。
　試験Ｎｏ．４は、固溶Ｂ量が確保されておらず（表１の鋼種Ｋ）、ＬＭＥクラック発生が低減されていない。試験Ｎｏ．５、６は、固溶Ｂ量とＳｉ量、Ｃ量のいずれか、若しくは全ての影響により（表１の鋼種Ｌ、Ｍ）、ＬＭＥクラック発生が低減されていない。
　なお、表１の鋼種Ｄ～Ｊを用いた試験では、△ＴＳ／ＴＳの値（絶対値）が５以下となり、ＬＭＥクラック発生が低減できていたが、下記の理由によって何等かの不都合が生じることが予想される例である。
　鋼種Ｄを用いた例は、ＬＭＥクラック発生が低減されたが、これはＴｉ及びＢがともに含有されており、固溶Ｂが多いためである。しかしながら、Ｓｉ量が過剰であってもＣ量も多いために、Ａｃ3変態点が低下しており、またＣ量が本発明で規定する上限よりも過剰になっており、十字引張強度が低下する懸念がある（例えば、「高強度薄鋼板のスポット溶接特性におよぼす成分元素の影響」　抵抗溶接研究委員会資料　ＲＷ－７８－７５　第１５頁、図１１　昭和５０年１２月４日発行）。また常温での引張強度が好ましい範囲外の１５００ＭＰａ程度になることが想定される。
　鋼種Ｅ～Ｉを用いた例では、ＬＭＥクラック発生が低減されたが、これはＳｉ量が低減されているためである。しかしながら、Ｓｉ量が少なくなることにより、十字引張強度、硬度安定性劣化の懸念がある。
　鋼種Ｊを用いた例では、ＬＭＥクラック発生が低減されたが、これはＣ量が比較的少ないためである。しかしながら、Ｓｉ量が本発明で規定する上限よりも過剰になっているためＡｃ3変態点が９０７℃よりも高くなっており、亜鉛めっき層が蒸発する程度の加熱を要すると推定され、効果的なホットスタンプを実施することができないことが予想される。
　この出願は、２０２０年１月３１日に出願された日本国特許出願特願２０２０－０１４４８９を基礎とし、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体例等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、それを用いたホットスタンプ部品、並びにそれらの製造方法等に関する技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。

Claims (6)

  1. 　素地鋼鈑が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５～０．１４％、
    　Ｓｉ：１．０～１．７％、
    　Ｍｎ：１．５～３．０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｂ　：０．００１０～０．０１００％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    　Ｐ　：０．１０％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、及び
    　Ｎ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、
    を満たし、残部が鉄及び不可避不純物であり、
    　且つ、固溶Ｂ量が１０ｐｐｍ以上であり、
    　この素地鋼板の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とするホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記素地鋼板は、更に、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）及びＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の化学成分組成を有し、素地鋼板のＡｃ3変態点以上で熱間プレスした後の最大引張強度が８００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以下となるホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板。
  4. 　ホットスタンプした後の引張強度が１０００ＭＰａ以上となる鋼板と、テーラードブランク部品を製造するために使用される、請求項１～３のいずれかに記載のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を、素地鋼板のＡｃ3変態点以上に加熱し、熱間プレスすることを含む、ホットスタンプ部品の製造方法。
  6. 　請求項１～４のいずれかに記載のホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板を用いる、ホットスタンプ部品。
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