WO2022215448A1 - ホットスタンプ成形体 - Google Patents

ホットスタンプ成形体 Download PDF

Info

Publication number
WO2022215448A1
WO2022215448A1 PCT/JP2022/011331 JP2022011331W WO2022215448A1 WO 2022215448 A1 WO2022215448 A1 WO 2022215448A1 JP 2022011331 W JP2022011331 W JP 2022011331W WO 2022215448 A1 WO2022215448 A1 WO 2022215448A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
mass
hot
layer
group
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/011331
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
教史 土井
憲司 小林
尚美 稲富
優貴 鈴木
宗士 藤田
雅裕 布田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to EP22784433.9A priority Critical patent/EP4321647A1/en
Priority to KR1020237026801A priority patent/KR20230129272A/ko
Priority to JP2023512887A priority patent/JPWO2022215448A1/ja
Priority to US18/261,885 priority patent/US20240068080A1/en
Priority to CN202280022871.6A priority patent/CN117043383A/zh
Priority to MX2023008350A priority patent/MX2023008350A/es
Publication of WO2022215448A1 publication Critical patent/WO2022215448A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—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
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • 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
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a hot-stamped molded product.
  • Hot stamping (also called hot pressing, hot pressing, die quenching, press quenching, etc.) is known as a method of forming high-strength steel with high dimensional accuracy. Hot stamping involves heating a steel material such as a steel plate to an austenite region, performing hot forming, and obtaining desired properties by cooling after forming.
  • scale may form on the surface of the steel material during heating, which must be removed in the post-process.
  • a technique is known in which a steel material for hot stamping is plated with Al to suppress the formation of scale.
  • Japanese Patent Publication No. 63-3929 discloses a method for producing a hot-dip aluminum plated steel sheet that exhibits a low oxidation weight gain during high-temperature oxidation.
  • Japanese Patent No. 2943021 after coating the surface of an austenitic stainless steel plate strip with Al, diffusion heat treatment is performed in a non-oxidizing atmosphere within a temperature range of 700 to 800 ° C. Austenitic stainless steel having a NiAl intermetallic compound on the surface layer A method of manufacturing a steel strip is disclosed.
  • This hot stamping member has a steel material, an Al—Fe intermetallic compound layer, and an oxide film layer, and contains Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Sc, Ti, V, Cr, and Mn in the oxide film layer. , Fe, Co, Ni, Cu, and Zn are contained in an amount of 0.01 atomic % or more and 80 atomic % or less, excluding oxygen.
  • Japanese Patent Publication No. 2017-536472 discloses a flat steel product for hot forming, which consists of a steel base material and a protective coating containing Al as a main component.
  • the protective coating contains at least one alkaline earth metal or transition metal in a total amount of 0.1% to 0.5% by weight, and the oxide of the alkaline earth metal or transition metal is hot It is said to be formed on the outer surface of the protective coating during molding.
  • An object of the present invention is to provide a hot-stamped article with excellent delayed fracture resistance.
  • a hot stamped compact comprises a steel substrate and an Al coating formed on the steel substrate, the Al coating being formed at an interface with the steel substrate, an interface layer having a structure in which part of ⁇ Fe is replaced with Al and Si; an intermediate layer formed on the interface layer; and an oxide film layer formed on the intermediate layer,
  • the layer thickness is 15 ⁇ m or more
  • the intermediate layer includes an Fe—Al—Si phase having a structure in which part of ⁇ Fe is replaced with Al and Si
  • the Fe—Al—Si phase contains Zr
  • the oxide film layer contains one or more elements selected from the group consisting of Be, Mg,
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing the structure of a plated steel material before hot stamping.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of an example of a hot-stamped body formed by hot-stamping a plated steel material.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of a hot-stamped body according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a cross-sectional photograph of the Al coating with the symbol a1.
  • FIG. 5 is a cross-sectional photograph of the Al coating of A13.
  • the present inventors conducted various studies on hydrogen absorption when hot stamping Al-plated steel materials, especially Al-Si-plated steel materials.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of a plated steel material 1A before hot stamping.
  • the plated steel material 1A includes a steel base material 10 and an Al—Si plating layer 30.
  • the plated steel material 1A further includes an Al-Si-Fe alloy layer 35 formed between the steel base 10 and the Al-Si plating layer 30 by diffusing Fe of the steel base 10 into the plating layer.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of a hot stamped body 9, which is an example of a hot stamped body formed by hot stamping the plated steel material 1A.
  • the hot-stamped body 9 comprises a steel base 10 and an Al coating 20 formed on the steel base 10 .
  • the Al coating 20 consists of multiple layers. Specifically, the Al coating 20 includes an interface layer 21 formed at the interface with the steel substrate 10, an intermediate layer 22 formed on the interface layer 21, and an oxide film formed on the intermediate layer 22. and layer 23 .
  • the intermediate layer 22 contains an Fe--Al--Si phase 22a and an Al--Fe phase 22b having different structures, and the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b are distributed in layers.
  • the above classification is based on how it looks when observed with an optical microscope or scanning electron microscope (SEM), and when observed with a transmission electron microscope (TEM), each layer consists of several crystals. It may be observed as an aggregate of phases.
  • the interface layer 21 is a portion derived from the Al—Si—Fe alloy layer 35 of the plated steel material 1A (FIG. 1), and has a structure in which a part of the ⁇ Fe bcc structure is mainly replaced with Al and Si. there is
  • the interfacial layer 21 may contain an intermediate phase such as the ⁇ phase.
  • the intermediate layer 22 contains an Fe--Al--Si phase 22a and an Al--Fe phase 22b.
  • the Fe--Al--Si phase 22a like the interfacial layer 21, has a structure in which a part of the bcc structure of ⁇ Fe is replaced with Al and Si.
  • the Al--Fe phase 22b has a structure of Fe4Al13 and Fe2Al5 . As shown in FIG. 2, the Fe--Al--Si phase 22a is formed in a layered (strip-like) manner sandwiched between upper and lower Al--Fe phases 22b at an intermediate position in the thickness direction of the intermediate layer 22.
  • the oxide film layer 23 is a layer mainly composed of Al oxide.
  • group A elements specific elements in the Fe—Al—Si phase 22a, specifically Zr, Ce, Y, Ta, Ni, Cu, Nb, Cr, Co, V, and Ti.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing the structure of a hot-stamped body 1, which is an example of a hot-stamped body containing a predetermined amount of A group elements in the Fe--Al--Si phase 22a.
  • the size of the Fe--Al--Si phase 22a is smaller than in the case of the hot-stamped body 9 (FIG. 2).
  • the Fe--Al--Si phase 22a in the hot-stamped body 9 (FIG. 2) is layered (band-shaped), whereas in the hot-stamped body 1 the Fe--Al--Si phase 22a is discontinuous.
  • the A group elements are selectively distributed in the Fe--Al--Si phase 22a.
  • the group A elements are selectively distributed in the Fe--Al--Si phase 22a during heating and have the effect of hindering the stabilization of the Fe--Al--Si phase 22a.
  • the growth of the Al-Fe phase 22b is promoted by hindering the stabilization of the Fe-Al-Si phase 22a.
  • By increasing the thickness of the Al—Fe phase 22b the diffusion of Al to the surface of the Al coating 20 is suppressed, and the oxidation of Al is suppressed. Hydrogen absorption of the steel substrate 10 is thereby suppressed.
  • hydrogen absorption of the steel substrate 10 is suppressed by fixing hydrogen atoms by the Al—Fe phase 22b.
  • group B elements Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Sc, and Zn (these seven elements are hereinafter referred to as "group B elements") to the oxide film layer 23. It has been clarified that hydrogen absorption of the steel substrate 10 can be further suppressed by containing the above elements in predetermined amounts. Group B elements have the property of being more easily oxidized than Al, and have the effect of suppressing the hydrogen absorption of the steel base 10 by suppressing the oxidation of Al.
  • the hot stamp molded body 1 is a molded body formed by hot stamping a steel material.
  • a hot stamped body 1 includes a steel base 10 and an Al coating 20 formed on the steel base 10 .
  • the Al coating 20 comprises an interface layer 21 formed at the interface with the steel substrate 10, an intermediate layer 22 formed on the interface layer 21, and an oxide film layer 23 formed on the intermediate layer 22. I have.
  • An interface layer 21 is formed at the interface with the steel substrate 10 .
  • the interface layer 21 has a structure in which a part of the bcc structure of ⁇ Fe is replaced with Al and Si.
  • the chemical composition of the interface layer 21 has a distribution that changes along the thickness direction.
  • the chemical composition of the interface layer 21 is, for example, Fe: 60 to 98 mass %, Al: 1 to 40 mass %, and Si: 1 to 20 mass % on average in the thickness direction.
  • the interface layer 21 may contain small amounts of elements other than Si, Fe, and Al.
  • the upper limit of the total content of elements other than Si, Fe, and Al contained in the interface layer 21 is preferably 3.0% by mass, more preferably 1.5% by mass.
  • the boundary between the interface layer 21 and the steel substrate 10 is not clear, but in this case, the interface layer 21 is defined as having a depth of 10 ⁇ m from the interface of the intermediate layer 22, and the average chemical composition of this range is obtained. shall be
  • the chemical composition of the interface layer 21 can be measured by analyzing the cross section of the Al coating 20 with an electron probe microanalyzer (EPMA) or an energy resolving spectrometer (EDS) of an SEM.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • EDS energy resolving spectrometer
  • the thickness of the interface layer 21 is not particularly limited, it is, for example, 5 to 15 ⁇ m.
  • An intermediate layer 22 is formed on the interfacial layer 21 .
  • the intermediate layer 22 contains an Fe--Al--Si phase 22a and an Al--Fe phase 22b.
  • the Fe--Al--Si phase 22a like the interfacial layer 21, has a structure in which a part of the bcc structure of ⁇ Fe is replaced with Al and Si.
  • the Al--Fe phase 22b has a structure of Fe4Al13 and Fe2Al5 . Note that the Al—Fe phase 22b may also contain Si in a solid solution.
  • the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b can be distinguished by analyzing the chemical composition of the cross section of the Al coating 20 with EPMA or SEM EDS.
  • the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b can also be distinguished by analyzing the crystal structure by X-ray diffraction or electron beam diffraction.
  • the interfacial layer 21 and the Fe--Al--Si phase 22a have structures similar to each other, they can be distinguished by their positions. That is, the interfacial layer 21 is formed at the interface with the steel base 10, while the Fe--Al--Si phase 22a is formed at an intermediate position of the intermediate layer 22 in the thickness direction.
  • the Si content in the Fe--Al--Si phase 22a is 1-20% by mass. If the Si content is lower than 1% by mass, the oxide film layer 23 grows and as a result the amount of hydrogen absorbed into the steel substrate 10 increases. If the Si content is higher than 20% by mass, the intermediate layer 22 will not grow sufficiently, and the amount of hydrogen absorbed by the steel substrate 10 will also increase.
  • the lower limit of the Si content in the Fe--Al--Si phase 22a is preferably 5% by mass, more preferably 8% by mass.
  • the upper limit of the Si content in the Fe--Al--Si phase 22a is preferably 18% by mass, more preferably 16% by mass.
  • the Fe content in the Fe--Al--Si phase 22a is not particularly limited, but is, for example, 30-80% by mass.
  • the Al content in the Fe--Al--Si phase 22a is not particularly limited, but is, for example, 5-50% by mass.
  • the Fe—Al—Si phase 22a is one selected from the group consisting of Zr, Ce, Y, Ta, Ni, Cu, Nb, Cr, Co, V, and Ti in addition to Fe, Al, and Si. or contains two or more elements.
  • the eleven elements of Zr, Ce, Y, Ta, Ni, Cu, Nb, Cr, Co, V, and Ti are hereinafter referred to as group A elements.
  • group A elements Zr, Ce, Ni, Cr, Co, V, and Ti are preferred, and Ni and Cr are particularly preferred.
  • the total content of group A elements in the Fe--Al--Si phase 22a is 0.10-5.0% by mass.
  • the A group elements prevent stabilization of the Fe—Al—Si phase 22a, promote growth of the Al—Fe phase 22b, and suppress hydrogen absorption of the steel base 10. If the total content of group A elements is less than 0.1% by mass, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the total content of group A elements is higher than 5.0% by mass, the Fe--Al--Si phase 22a may rather become enlarged.
  • the lower limit of the total content of group A elements in the Fe--Al--Si phase 22a is preferably 0.20% by mass, more preferably 0.30% by mass.
  • the upper limit of the content of the group A element in the Fe--Al--Si phase 22a is preferably 4.0% by mass, more preferably 3.0% by mass.
  • the Fe--Al--Si phase 22a may contain small amounts of elements other than Si, Fe, Al, and A group elements.
  • the upper limit of the total content of elements other than Si, Fe, Al, and A group elements contained in the Fe—Al—Si phase 22a is preferably 1.0% by mass, more preferably 0.5% by mass. is.
  • the chemical composition of the Fe-Al-Si phase 22a can be measured by analyzing the cross section of the Al coating 20 with EPMA or SEM EDS, as in the case of the interfacial layer 21. Specifically, the content of the element is measured at a plurality of locations, and the average value is taken as the content of the element.
  • the chemical composition of the Al—Fe phase 22b described below can also be measured in a similar manner.
  • the chemical composition of the Al—Fe phase 22b is not particularly limited, but is, for example, Fe: 15-70% by mass, Al: 30-85% by mass, and Si: 0-20% by mass.
  • the Al--Fe phase 22b basically has the structure of Fe 4 Al 13 and Fe 2 Al 5 , but may contain Si in a solid solution.
  • the Al—Fe phase 22b may contain small amounts of elements other than Si, Fe, and Al.
  • the upper limit of the total content of elements other than Si, Fe, and Al contained in the Al—Fe phase 22b is preferably 1.0% by mass, more preferably 0.5% by mass.
  • the area ratio of the Fe--Al--Si phase 22a in the intermediate layer 22 is preferably 5-35%.
  • the upper limit of the area ratio of the Fe--Al--Si phase 22a in the intermediate layer 22 is more preferably 30%, more preferably 25%.
  • the intermediate layer 22 may contain a small amount of other phases in addition to the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b.
  • Phases other than the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b are, for example, the ⁇ phase.
  • the area ratio of the phases other than the Fe--Al--Si phase 22a and the Al--Fe phase 22b in the intermediate layer 22 is preferably 10.0% or less, more preferably 5.0% or less.
  • the thickness of the intermediate layer 22 is 15 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the thickness of the intermediate layer 22 is preferably 20 ⁇ m, more preferably 25 ⁇ m.
  • the upper limit of the thickness of the intermediate layer 22 is not particularly limited, it is, for example, 50 ⁇ m.
  • An oxide layer 23 is formed over the intermediate layer 22 .
  • the oxide film layer 23 is a layer mainly composed of Al oxide.
  • the oxide film layer 23 may contain elements other than Al and O.
  • the oxide film layer 23 may contain, for example, Si, Fe, and the group A elements described above.
  • the oxide film layer 23 further contains one or more elements selected from the group consisting of Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Sc, and Zn.
  • the seven elements of Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Sc, and Zn are hereinafter referred to as group B elements.
  • group B elements Mg, Ca, Sr and Ba are preferred, and Mg is particularly preferred.
  • the group B element preferably exists in the form of an oxide.
  • the total proportion of the group B elements in the components excluding oxygen in the oxide film layer 23 (hereinafter simply referred to as "the proportion of group B elements") is 0.01 to 80.0% by mass.
  • Group B elements have the property of being more easily oxidized than Al, and have the effect of suppressing the hydrogen absorption of the steel base 10 by suppressing the oxidation of Al. If the proportion of the group B element is less than 0.01% by mass, this effect cannot be sufficiently obtained. If the proportion of the B group element is higher than 80.0% by mass, the oxide film layer 23 may rather become thicker.
  • the lower limit of the ratio of the group B elements is preferably 1.0% by mass, more preferably 3.0% by mass, still more preferably 10% by mass, still more preferably 15% by mass.
  • the upper limit of the ratio of the group B elements is preferably 60.0% by mass, more preferably 40.0% by mass, and still more preferably 35% by mass.
  • the chemical composition of the oxide film layer 23 can be measured by analyzing the cross section of the Al coating 20 with EPMA or SEM EDS, as with the interface layer 21 and the intermediate layer 22 . EDS of TEM is also possible.
  • the chemical composition of oxide layer 23 can also be measured by depth profiling composition analysis by glow discharge spectroscopy (GDS) or Auger electron spectroscopy (AES).
  • the thickness of the oxide film layer 23 is preferably 0.01 to 1.00 ⁇ m. Hydrogen absorption of the steel base 10 tends to be suppressed more as the oxide film layer 23 is thinner.
  • the upper limit of the thickness of the oxide film layer 23 is preferably 0.50 ⁇ m, more preferably 0.30 ⁇ m.
  • the interface between the oxide film layer 23 and the intermediate layer 22 can be determined by observing the oxygen concentration distribution.
  • the interface between the oxide film layer 23 and the intermediate layer 22 is determined to be the position where the detected intensity of oxygen has decreased to 1/6 of the maximum value using the GDS.
  • the Fe--Al--Si phase 22a contains one or two elements selected from the group consisting of Ni and Cr, and the total content of Ni and Cr in the Fe--Al--Si phase 22a is 0.5. 10 to 5.0% by mass, the oxide film layer 23 contains Mg, and the ratio of Mg in the components other than oxygen in the oxide film layer 23 is particularly 0.01 to 80.0% by mass. preferable.
  • the steel base material 10 is not particularly limited as long as it is a steel material suitable for hot stamping.
  • a steel base material applicable to the hot stamped body 1 has, for example, a chemical composition in mass % of C: 0.1 to 0.6%, Si: 0.01 to 0.60%, Mn: 0.50. ⁇ 3.00%, P: 0.05% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.10% or less, Ti: 0.01-0.10%, B: 0.0001-0.0100 %, N: 0.010% or less, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ni: 0 to 1.0%, the balance: Fe and A steel material that is an impurity can be exemplified.
  • Examples of the form of the steel base material before hot stamping include steel sheets such as hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets.
  • the chemical composition of the steel base material 10 will be described below. In the following description, "%" of element content means % by mass.
  • C 0.1-0.6% Carbon (C) is contained to ensure the desired mechanical strength. If the C content is too low, a sufficient improvement in mechanical strength may not be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the elongation and reduction in area of drawing will tend to decrease.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.4%.
  • Si 0.01-0.60% Silicon (Si) is an element that improves mechanical strength, and like C, is contained to ensure the desired mechanical strength. If the Si content is too low, a sufficient improvement in mechanical strength may not be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the influence of Si oxides formed on the surface layer of the steel substrate may reduce the wettability during plating, resulting in non-plating.
  • Mn 0.50-3.00%
  • Mn Manganese
  • S which is one of the impurities. If the Mn content is too low, these effects may not be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content is too high, the amount of retained austenite will be too large, possibly resulting in a decrease in strength.
  • P 0.05% or less Phosphorus (P) is an impurity contained in the steel base material.
  • P contained in the steel base may segregate at the grain boundaries of the steel base and reduce the toughness of the steel base. It is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • S 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity contained in the steel base material.
  • S contained in the steel substrate may form sulfides and reduce the toughness of the steel substrate. It is preferable to reduce the S content as much as possible.
  • Al 0.10% or less
  • Aluminum (Al) is generally used for the purpose of deoxidizing steel. However, when the Al content is high, the Ac 3 point of the steel substrate increases, so it is necessary to raise the heating temperature necessary to ensure the hardenability of the steel during hot stamping. Therefore, the Al content is preferably 0.10% or less.
  • the Al content is more preferably 0.05% or less, still more preferably 0.01% or less.
  • Titanium is one of strength enhancing elements. If the Ti content is too low, the effect of improving strength and the effect of improving oxidation resistance may not be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, carbides and nitrides are formed, which may soften the steel.
  • B 0.0001 to 0.0100% Boron (B) acts during quenching and has the effect of improving strength. If the B content is too low, a sufficient strength improvement effect may not be obtained. On the other hand, if the B content is too high, inclusions may be formed to embrittle the steel base material and reduce the fatigue strength.
  • N 0.010% or less Nitrogen (N) is an impurity contained in the steel base material.
  • N contained in the steel substrate may form nitrides and reduce the toughness of the steel substrate.
  • N contained in the steel base material may combine with B to reduce the amount of solid solution B, thereby reducing the hardenability improvement effect of B. It is preferable to reduce the N content as much as possible.
  • the steel base material 10 may contain Cr, Mo, Cu and Ni.
  • Cr 0-1.0% Mo: 0-1.0%
  • Cu 0-1.0%
  • Ni 0-1.0%
  • Cr chromium
  • Mo molybdenum
  • Cu copper
  • Ni nickel
  • a preferred lower limit for the content of these elements is 0.01%.
  • the rest of the chemical composition of the steel base 10 is Fe and impurities.
  • impurities refers to elements mixed in from ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment during the manufacturing process. Impurities include, for example, Zn, Co, Sn, Nb, V, As, Zr, Ca, Mg, etc., in addition to the elements listed above.
  • a plating layer is formed on the surface of the steel material by hot dip plating.
  • the temperature of the plating bath is preferably 600-700°C. If the temperature of the plating bath is lower than 600° C., the viscosity of the plating bath will be low, making uniform plating difficult. If the temperature of the plating bath is higher than 700° C., the components change in a short time due to volatilization, making process control difficult.
  • the content of the group A element in the plating bath is preferably 0.05-5.0% by mass.
  • the higher the content of the group A element in the plating bath the higher the content of the group A element in the Fe—Al—Si phase 22a.
  • the lower limit of the content of the group A element in the plating bath is more preferably 0.2% by mass, still more preferably 0.5% by mass.
  • the upper limit of the content of the group A element in the plating bath is more preferably 3.0% by mass, still more preferably 2.0% by mass.
  • Addition of B group elements is also performed by addition to the plating bath.
  • the content of the group B element in the plating bath is preferably 0.01 to 1.0% by mass.
  • the lower limit of the content of the group B element in the plating bath is more preferably 0.05% by mass, still more preferably 0.08% by mass.
  • the upper limit of the content of the B group element in the plating bath is more preferably 0.8% by mass, still more preferably 0.6% by mass.
  • the Si content in the plating bath is, for example, 1.0 to 20.0% by mass.
  • the balance of the plating bath is primarily Al.
  • the plating bath may contain small amounts of elements other than Al, Si, A group elements, and B group elements.
  • the total content of elements other than Al, Si, A group elements, and B group elements contained in the plating bath is preferably 5.0% by mass or less, more preferably 3.0% by mass or less, It is more preferably 2.0% by mass or less, and still more preferably 1.0% by mass or less.
  • Plating is preferably performed so that the plating layer has a thickness of 20 to 30 ⁇ m.
  • the thickness of the plating layer is adjusted so that the intermediate layer 22 has a thickness of 15 ⁇ m or more after the hot stamping process.
  • the thickness of the plating layer can be adjusted by the temperature, viscosity, immersion time, gas spraying, etc. of the plating bath.
  • the heating method may be either a high-temperature furnace or electric heating.
  • the heating rate is, for example, 1 to 50° C./s. It is preferable that the holding temperature is 850 to 950° C. and the holding time is 2 minutes or more.
  • the temperature drop (cooling) rate is, for example, 30 to 1000° C./s.
  • the upper limit of the retention time is preferably 30 minutes, more preferably 10 minutes.
  • the hot stamped body 1 can be manufactured through the above steps. Although the method of hot stamping the plated steel material has been described above, instead of this, an Al coating layer is formed by depositing Al or the like on the surface of the steel base 10 by vapor deposition or thermal spraying, and this Al coating layer is provided.
  • the hot-stamped body 1 may be produced by hot-stamping the steel substrate 10 .
  • a hot-stamped article having excellent delayed fracture resistance can be obtained.
  • an Al-Si plating layer was formed on both sides of the steel sheet by hot dip plating.
  • a plating bath having a chemical composition shown in Table 2 was used.
  • the temperature of the plating bath during hot-dip plating was 700°C.
  • the coating weight was adjusted to 70 g/m 2 per side by gas wiping.
  • the plated steel sheet was heated in an electric resistance furnace at a furnace temperature of 900°C under a synthetic air stream with a dew point of 20°C so that the soaking time was 5 minutes. After that, it was molded in a mold and simultaneously cooled in the mold to obtain a hot-stamped product.
  • the content of Si in the Fe-Al-Si phase, the content of group A elements in the Fe-Al-Si phase, the area ratio of the Fe-Al-Si phase in the intermediate layer, The thickness of the intermediate layer, the ratio of the group B elements in the components other than oxygen in the oxide film layer, and the thickness of the oxide film layer were investigated.
  • hydrogen embrittlement resistance delayed fracture resistance
  • paint adhesion corrosion resistance after painting, and pitting corrosion resistance were evaluated.
  • Hydrogen analysis was performed on the obtained hot stamped molded body. Hydrogen analysis was performed by the temperature programmed desorption method, hydrogen released up to 250° C. was defined as diffusible hydrogen, and the amount was rated as follows. 2: Amount of diffusible hydrogen less than 0.1 ppm by mass 1: Amount of diffusible hydrogen 0.1 ppm by mass or more and less than 0.2 ppm by mass 0: Amount of diffusible hydrogen 0.2 ppm by mass or more
  • Paint adhesion was evaluated according to the method described in Japanese Patent No. 4373778. That is, after immersing the sample in deionized water at 60°C for 240 hours, cut 100 grids at 1 mm intervals with a cutter, and visually measure the number of peeled portions of the grid. Scored as follows. 3: Peeling area 0% or more and less than 10% 2: Peeling area 10% or more and less than 70% 1: Peeling area 70% or more and 100% or less
  • Corrosion resistance evaluation after painting was performed by the method specified in JASO M609 established by the Society of Automotive Engineers of Japan.
  • the coating film was scratched with a cutter, and the width (maximum value on one side) of the coating film blisters from the cut scratches after 180 cycles of the corrosion test was measured and rated as follows.
  • the sample was immersed in a surface conditioning agent Preparen X manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd. for 1 minute at normal temperature, and then immersed in a coating base chemical agent Palbond SX35 manufactured by the same company at 35° C. for 2 minutes. After that, it was subjected to a combined cycle corrosion test by the method described in JIS H8502.
  • a coating film having a thickness of 15 ⁇ m was applied using Power Float 1200 manufactured by Nippon Paint Co., Ltd., and a cut was applied using a cutter knife as described in JIS H8502.
  • the thickness reduction amount of the steel sheet after 60 cycles of the cut portion was evaluated as follows.
  • Thickness reduction of less than 0.1 mm 4 Thickness reduction of 0.1 mm or more and less than 0.2 mm 3: Thickness reduction of 0.2 mm or more and less than 0.3 mm 2: Thickness reduction of 0.3 mm or more0.
  • Less than 4 mm 1 Thickness reduction of 0.4 mm or more
  • the hot stamped compacts with symbols A01 to A17 have a Si content in the Fe—Al—Si phase of 1 to 20% by mass, and a group A element content of It was within the range of 0.10 to 5.0% by mass. These hot-stamped products had an amount of diffusible hydrogen of less than 0.2 mass ppm in the hydrogen embrittlement resistance test. These hot-stamped products were also excellent in paint adhesion, corrosion resistance after painting, and pitting corrosion resistance. Among them, the hot stamped compacts of A01 to A05, A10, A12, A13, A15 and A17, in which the oxide film layer contained a group B element, had an amount of diffusible hydrogen of 0.5 in the hydrogen embrittlement resistance test. It was less than 1 ppm by mass, and showed particularly excellent hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance).
  • the hot-stamped bodies with symbols a1 to a7 have an amount of diffusible hydrogen of 0.2 mass ppm or more in the hydrogen embrittlement resistance test, and compared with the hot-stamped bodies with symbols A01 to A20, the hydrogen embrittlement resistance ( delayed fracture resistance) was inferior. This is because the content of the group A element in the Fe—Al—Si phase was less than 0.1% by mass or higher than 5.0% by mass in the hot stamped compacts with symbols a1 to a7. Conceivable.
  • FIG. 4 is a cross-sectional photograph of the Al coating with the symbol a1.
  • FIG. 5 is a cross-sectional photograph of the Al coating of A13. As shown in FIGS. 4 and 5, in A13, the area ratio of the Fe—Al—Si phase was smaller than in a1. In addition, the Fe--Al--Si phase formed in layers (stripes) in the sample a1 was discontinuous.
  • Hot stamp molded body 1A Plated steel material 10 Steel base material 20 Al coating 21 Interface layer 22 Intermediate layer 22a Fe-Al-Si phase 22b Al-Fe phase 23 Oxide film layer 30 Al-Si plating layer 35 Al-Si- Fe alloy layer

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)

Abstract

耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ成形体を提供する。ホットスタンプ成形体１は、鋼基材１０と、鋼基材１０の上に形成されたＡｌ被膜２０とを備え、Ａｌ被膜２０は、鋼基材１０との界面に形成され、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有する界面層２１と、界面層２１の上に形成された中間層２２と、中間層の上に形成された酸化膜層とを含み、中間層２２は、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有するＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａを含み、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、酸化膜層２３は、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含む。

Description

ホットスタンプ成形体
　本発明は、ホットスタンプ成形体に関する。
　高強度の鋼材を高い寸法精度で成形する方法として、ホットスタンプ（熱間プレス、ホットプレス、ダイクエンチ、プレスクエンチ等とも呼ばれる。）が知られている。ホットスタンプは、鋼板等の鋼材をオーステナイト域に加熱して熱間で成形を行い、成形後の冷却によって所望の特性を得るというものである。
　ホットスタンプでは、加熱時に鋼材の表面にスケールが生成する場合があり、これを後工程で除去する必要がある。これを回避するため、ホットスタンプ用の鋼材にＡｌめっきを施してスケールの生成を抑制する技術が知られている。
　特公昭６３－３９２９号公報には、高温酸化時に低い酸化増量値を示す溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法が開示されている。特許第２９４３０２１号公報には、オーステナイトステンレス鋼板帯表面にＡｌを被覆した後、７００～８００℃の温度範囲内で、非酸化性雰囲気で拡散熱処理をする、表層にＮｉＡｌ金属間化合物を有するオーステナイトステンレス鋼板帯の製造方法が開示されている。
　国際公開第２０１８／２２１７３８号には、塗装後耐食性等に優れたホットスタンプ部材が開示されている。このホットスタンプ部材は、鋼材と、Ａｌ－Ｆｅ金属間化合物層と、酸化膜層とを有し、酸化膜層中にＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎからなる群から選択される１種又は２種以上の元素が、酸素を除いた比率で０．０１原子％以上８０原子％以下含まれる。
　特表２０１７－５３６４７２号公報には、鋼基材と、Ａｌを主成分とする保護被膜とからなる熱間成形用の平鋼製品が開示されている。同公報には、保護被膜が、合計で０．１重量％～０．５重量％の少なくとも１種のアルカリ土類金属又は遷移金属を含み、アルカリ土類金属又は遷移金属の酸化物が熱間成形中に保護被膜の外表面上に形成されることが記載されている。
特公昭６３－３９２９号公報 特許第２９４３０２１号公報 国際公開第２０１８／２２１７３８号 特表２０１７－５３６４７２号公報
　Ａｌめっきが施された鋼材をホットスタンプする際、Ａｌが酸化される過程で酸素と大気中の水分とが消費される。このとき放出される水素が鋼材に吸収される場合があり、潜在的な遅れ破壊の原因となり得る。
　本発明の課題は、耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ成形体を提供することである。
　本発明の一実施形態によるホットスタンプ成形体は、鋼基材と、前記鋼基材の上に形成されたＡｌ被膜とを備え、前記Ａｌ被膜は、前記鋼基材との界面に形成され、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有する界面層と、前記界面層の上に形成された中間層と、前記中間層の上に形成された酸化膜層とを含み、前記中間層の厚さが１５μｍ以上であり、前記中間層は、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有するＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相を含み、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相は、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＳｉの含有量が１～２０質量％であり、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉの合計の含有量が０．１０～５．０質量％であり、前記酸化膜層は、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、前記酸化膜層中の酸素を除く成分中におけるＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎの合計の比率が０．０１～８０．０質量％である。
　本発明によれば、耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ成形体が得られる。
図１は、ホットスタンプを実施する前のめっき鋼材の構成を模式的に示す断面図である。 図２は、めっき鋼材にホットスタンプを実施して形成されるホットスタンプ成形体の一例の構成を模式的に示す断面図である。 図３は、本発明の一実施形態によるホットスタンプ成形体の構成を模式的に示す断面図である。 図４は、代符ａ１のＡｌ被膜の断面写真である。 図５は、代符Ａ１３のＡｌ被膜の断面写真である。
　本発明者らは、Ａｌめっきが施された鋼材、特にＡｌ－Ｓｉめっきが施された鋼材にホットスタンプを実施した際の水素吸収について種々の検討を行った。
　図１は、ホットスタンプを実施する前のめっき鋼材１Ａの構成を模式的に示す断面図である。めっき鋼材１Ａは、鋼基材１０と、Ａｌ－Ｓｉめっき層３０とを備えている。めっき鋼材１Ａは、鋼基材１０とＡｌ－Ｓｉめっき層３０との間に、鋼基材１０のＦｅがめっき層に拡散することで形成されたＡｌ－Ｓｉ－Ｆｅ合金層３５をさらに備えている。
　図２は、めっき鋼材１Ａにホットスタンプを実施して形成されるホットスタンプ成形体の一例であるホットスタンプ成形体９の構成を模式的に示す断面図である。ホットスタンプ成形体９は、鋼基材１０と、鋼基材１０の上に形成されたＡｌ被膜２０とを備えている。
　Ａｌ被膜２０は、複数の層からなる。Ａｌ被膜２０は具体的には、鋼基材１０との界面に形成された界面層２１と、界面層２１の上に形成された中間層２２と、中間層２２の上に形成された酸化膜層２３とを含んでいる。ただし、中間層２２は互いに構造の異なるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａとＡｌ－Ｆｅ相２２ｂとを含んでおり、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａとＡｌ－Ｆｅ相２２ｂとが層状に分布している場合がある。また、上記の分類は、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した場合の見え方に基づくものであり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した場合、それぞれの層がいくつかの結晶相の集合体として観察される可能性がある。
　界面層２１は、めっき鋼材１Ａ（図１）のＡｌ－Ｓｉ－Ｆｅ合金層３５に由来する部分であり、主にαＦｅのｂｃｃ構造の一部がＡｌ及びＳｉに置換された構造を有している。界面層２１は、τ相等の中間相を含んでいる場合がある。
　中間層２２は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａと、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂとを含んでいる。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、界面層２１と同様に、αＦｅのｂｃｃ構造の一部がＡｌ及びＳｉに置換された構造を有している。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂは、Ｆｅ４Ａｌ１３及びＦｅ２Ａｌ５の構造を有している。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、図２に示すように、中間層２２の厚さ方向の中間の位置において、上下をＡｌ－Ｆｅ相２２ｂに挟まれた状態で、層状（帯状）に形成されることが多い。
　酸化膜層２３は、Ａｌの酸化物を主体とする層である。
　本発明者らは、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに特定の元素、具体的にはＺｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉ（以下、これら１１種の元素を「Ａ群元素」と呼ぶ。）の１種又は２種以上の元素が所定量含有されている場合に、鋼基材１０の水素吸収が抑制されることを明らかにした。
　図３は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに所定量のＡ群元素を含むホットスタンプ成形体の一例であるホットスタンプ成形体１の構成を模式的に示す断面図である。ホットスタンプ成形体１では、ホットスタンプ成形体９（図２）の場合と比較して、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの大きさが小さくなっている。ホットスタンプ成形体９（図２）ではＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは層状（帯状）であるのに対し、ホットスタンプ成形体１ではＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは不連続になっている。また、Ａ群元素は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに選択的に分配されている。
　このことから、Ａ群元素は、加熱中にＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに選択的に分配されるとともに、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの安定化を妨げる作用を持っていると考えられる。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの安定化が妨げられることによって、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂの成長が促進される。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂが厚くなることによって、Ａｌ被膜２０の表面へのＡｌの拡散が抑制され、Ａｌの酸化が抑制される。これによって、鋼基材１０の水素吸収が抑制される。また、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂが水素原子を固定することによって、鋼基材１０の水素吸収が抑制される。
　本発明者らはさらに、酸化膜層２３に、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎ（以下、これら７種の元素を「Ｂ群元素」という。）の１種又は２種以上の元素が所定量含まれるようにすることで、鋼基材１０の水素吸収をさらに抑制できることを明らかにした。Ｂ群元素は、Ａｌよりも酸化されやすい性質を持ち、Ａｌの酸化を抑制することで、鋼基材１０の水素吸収を抑制する効果を有している。
　中間層２２のＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに所定量のＡ群元素を含有させ、かつ、酸化膜層２３に所定量のＢ群元素を含むようにすることで、これらの重畳効果によって、優れた耐遅れは破壊性を有するホットスタンプ成形体１が得られる。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成された。以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。各図に示された構成部材間の寸法比は、必ずしも実際の寸法比を示すものではない。
　［ホットスタンプ成形体］
　再び図３を参照して、本発明の一実施形態によるホットスタンプ成形体１の構成を説明する。ホットスタンプ成形体１は、鋼素材をホットスタンプによって成形した成形体である。ホットスタンプ成形体１は、鋼基材１０と、鋼基材１０の上に形成されたＡｌ被膜２０とを備えている。
　Ａｌ被膜２０は、鋼基材１０との界面に形成された界面層２１と、界面層２１の上に形成された中間層２２と、中間層２２の上に形成された酸化膜層２３とを備えている。
　［界面層］
　界面層２１は、鋼基材１０との界面に形成される。界面層２１は、αＦｅのｂｃｃ構造の一部がＡｌ及びＳｉに置換された構造を有している。
　界面層２１の化学組成は、厚さ方向に沿って変化する分布を有している。界面層２１の化学組成は例えば、厚さ方向の平均で、Ｆｅ：６０～９８質量％、Ａｌ：１～４０質量％、Ｓｉ：１～２０質量％である。界面層２１は、Ｓｉ、Ｆｅ、及びＡｌ以外の元素を少量含有していてもよい。界面層２１に含まれるＳｉ、Ｆｅ、及びＡｌ以外の元素の合計の含有量の上限は、好ましくは３．０質量％であり、さらに好ましくは１．５質量％である。界面層２１と鋼基材１０との境界が明確ではない場合もあるが、この場合は中間層２２の界面から１０μｍまでの深さの範囲を界面層２１として当該範囲の平均の化学組成を求めるものとする。
　界面層２１の化学組成は、Ａｌ被膜２０の断面を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）やＳＥＭのエネルギー分解型分光器（ＥＤＳ）で分析することで測定することができる。
　界面層２１の厚さは、特に限定されないが、例えば５～１５μｍである。
　［中間層］
　中間層２２は、界面層２１の上に形成される。中間層２２は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａと、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂとを含んでいる。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、界面層２１と同様に、αＦｅのｂｃｃ構造の一部がＡｌ及びＳｉに置換された構造を有している。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂは、Ｆｅ４Ａｌ１３及びＦｅ２Ａｌ５の構造を有している。なお、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂにも、固溶したＳｉが存在する場合がある。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａとＡｌ－Ｆｅ相２２ｂとは、Ａｌ被膜２０の断面をＥＰＭＡやＳＥＭのＥＤＳで化学組成を分析することで判別することができる。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａとＡｌ－Ｆｅ相２２ｂとは、Ｘ線回折や電子線回折によって結晶構造を分析することで判別することもできる。
　なお、界面層２１とＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａとは互いに類似した構造を有しているが、両者は位置によって区別することができる。すなわち、界面層２１は鋼基材１０との界面に形成されるのに対し、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは中間層２２の厚さ方向の中間の位置に形成される。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＳｉ含有量は、１～２０質量％である。Ｓｉ含有量が１質量％よりも低いと、酸化膜層２３が成長し、結果として鋼基材１０への水素吸収量が増加する。Ｓｉ含有量が２０質量％よりも高いと、中間層２２が十分に成長せず、やはり鋼基材１０への水素吸収量が増加する。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＳｉ含有量の下限は、好ましくは５質量％であり、さらに好ましくは８質量％である。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＳｉ含有量の上限は、好ましくは１８質量％であり、さらに好ましくは１６質量％である。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＦｅ含有量は、特に限定されないが、例えば３０～８０質量％である。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＡｌ含有量は、特に限定されないが、例えば５～５０質量％である。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、Ｆｅ、Ａｌ、及びＳｉに加えて、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含んでいる。以下、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉの１１種の元素をＡ群元素という。Ａ群元素の中でも、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉが好ましく、Ｎｉ及びＣｒが特に好ましい。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＡ群元素の合計の含有量は、０．１０～５．０質量％である。Ａ群元素は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの安定化を妨げることにより、Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂの成長を促進し、鋼基材１０の水素吸収を抑制する。Ａ群元素の含有量の合計が０．１質量％よりも低いと、この効果が十分に得られない。一方、Ａ群元素の含有量の合計が５．０質量％よりも高いと、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａが却って肥大化する場合がある。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＡ群元素の含有量の合計の下限は、好ましくは０．２０質量％であり、さらに好ましくは０．３０質量％である。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＡ群元素の含有量の上限は、好ましくは４．０質量％であり、さらに好ましくは３．０質量％である。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、Ｓｉ、Ｆｅ、Ａｌ、及びＡ群元素以外の元素を少量含有していてもよい。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａに含まれるＳｉ、Ｆｅ、Ａｌ、及びＡ群元素以外の元素の合計の含有量の上限は、好ましくは１．０質量％であり、さらに好ましくは０．５質量％である。
　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの化学組成は、界面層２１の場合と同様に、Ａｌ被膜２０の断面をＥＰＭＡやＳＥＭのＥＤＳで分析することで測定することができる。具体的には、複数箇所で元素の含有量を測定し、その平均値を当該元素の含有量とする。次に説明するＡｌ－Ｆｅ相２２ｂの化学組成も、同様の方法で測定することができる。
　Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂの化学組成は、特に限定されないが、例えば、Ｆｅ：１５～７０質量％、Ａｌ：３０～８５質量％、Ｓｉ：０～２０質量％である。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂは上述のとおり、基本的に、Ｆｅ４Ａｌ１３及びＦｅ２Ａｌ５の構造を有するが、固溶したＳｉが存在する場合がある。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂは、Ｓｉ、Ｆｅ、及びＡｌ以外の元素を少量含有していてもよい。Ａｌ－Ｆｅ相２２ｂに含まれるＳｉ、Ｆｅ、及びＡｌ以外の元素の合計の含有量の上限は、好ましくは１．０質量％であり、さらに好ましくは０．５質量％である。
　中間層２２におけるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの面積率は、好ましくは５～３５％である。中間層２２におけるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの面積率が低いほど、鋼基材１０の水素吸収が抑制される傾向がある。中間層２２におけるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａの面積率の上限は、さらに好ましくは３０％であり、さらに好ましくは２５％である。
　中間層２２は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ及びＡｌ－Ｆｅ相２２ｂに加えて、それ以外の相を少量含んでいてもよい。Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ及びＡｌ－Ｆｅ相２２ｂ以外の相は、例えばτ相である。中間層２２における、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ及びＡｌ－Ｆｅ相２２ｂ以外の相の面積率は、好ましくは１０．０％以下であり、さらに好ましくは５．０％以下である。
　中間層２２の厚さは、１５μｍ以上である。中間層２２が厚いほど、Ａｌ被膜２０の表面へのＡｌの拡散が抑制され、Ａｌの酸化が抑制される。また、中間層２２で水素が固定化されやすくなる。そのため、中間層２２が厚いほど、鋼基材１０の水素吸収が抑制される傾向がある。さらに、中間層２２が厚いほど、塗料密着性や耐食性も向上する傾向がある。中間層２２の厚さの下限は、好ましくは２０μｍであり、さらに好ましくは２５μｍである。中間層２２の厚さの上限は、特に限定されないが、例えば５０μｍである。
　［酸化膜層］
　酸化膜層２３は、中間層２２の上に形成される。酸化膜層２３は、Ａｌの酸化物を主体とする層である。酸化膜層２３は、Ａｌ及びＯ以外の元素を含有していてもよい。酸化膜層２３は、例えば、Ｓｉ、Ｆｅ、及び上述したＡ群元素を含有していてもよい。
　酸化膜層２３はさらに、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含む。以下、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎの７種の元素をＢ群元素という。Ｂ群元素の中でも、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、及びＢａが好ましく、Ｍｇが特に好ましい。Ｂ群元素は、酸化物の状態で存在することが好ましい。
　酸化膜層２３中の酸素を除く成分中におけるＢ群元素の合計の比率（以下、単に「Ｂ群元素の比率」という。）は、０．０１～８０．０質量％である。Ｂ群元素は、Ａｌよりも酸化されやすい性質を持ち、Ａｌの酸化を抑制することで、鋼基材１０の水素吸収を抑制する効果を有している。Ｂ群元素の比率が０．０１質量％よりも低いと、この効果が十分に得られない。Ｂ群元素の比率が８０．０質量％よりも高いと、却って酸化膜層２３が厚くなる場合がある。Ｂ群元素の比率の下限は、好ましくは１．０質量％であり、さらに好ましくは３．０質量％であり、さらに好ましくは１０質量％であり、さらに好ましくは１５質量％である。Ｂ群元素の比率の上限は、好ましくは６０．０質量％であり、さらに好ましくは４０．０質量％であり、さらに好ましくは３５質量％である。
　酸化膜層２３の化学組成は、界面層２１及び中間層２２と同様に、Ａｌ被膜２０の断面をＥＰＭＡやＳＥＭのＥＤＳで分析することで測定することができる。ＴＥＭのＥＤＳでも可能である。酸化膜層２３の化学組成はまた、グロー放電分光器（ＧＤＳ）やオージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）による深さ方向組成分析法によって測定することもできる。
　酸化膜層２３の厚さは、好ましくは０．０１～１．００μｍである。酸化膜層２３が薄いほど、鋼基材１０の水素吸収が抑制される傾向がある。酸化膜層２３の厚さの上限は、好ましくは０．５０μｍであり、さらに好ましくは０．３０μｍである。
　酸化膜層２３と中間層２２との界面は、酸素濃度の分布を観察することで決定できる。本実施形態では、ＧＤＳを用いて酸素の検出強度が最大値の１／６まで低下した位置を酸化膜層２３と中間層２２との界面であると判断する。
　なお、Ａ群元素とＢ群元素の組み合わせとしては、ＮｉとＭｇとの組み合わせ、及び、ＣｒとＭｇとの組み合わせが特に好ましい。すなわちＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａは、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択される１種又は２種の元素を含み、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＮｉ及びＣｒの合計の含有量が０．１０～５．０質量％であり、酸化膜層２３は、Ｍｇを含み、酸化膜層２３中の酸素を除く成分中におけるＭｇの比率が０．０１～８０．０質量％であることが特に好ましい。
　［鋼基材］
　鋼基材１０は、ホットスタンプに好適に利用可能な鋼材であれば特に制限はない。ホットスタンプ成形体１に適用可能な鋼基材としては例えば、化学組成が質量％で、Ｃ：０．１～０．６％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を例示できる。ホットスタンプされる前の鋼基材の形態としては例えば熱延鋼板や冷延鋼板等の鋼板を例示できる。以下、鋼基材１０の化学組成について説明する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．１～０．６％
　炭素（Ｃ）は、目的とする機械的強度を確保するために含有される。Ｃ含有量が低すぎると、十分な機械的強度の向上が得られない場合がある。一方、Ｃ含有量が高すぎると、伸び、絞りが低下しやすくなる。Ｃ含有量の上限は、より好ましくは０．４％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．６０％
　シリコン（Ｓｉ）は、機械的強度を向上させる元素であり、Ｃと同様に目的とする機械的強度を確保するために含有される。Ｓｉ含有量が低すぎると、十分な機械的強度の向上が得られない場合がある。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼基材表層に形成したＳｉ酸化物の影響により、めっきを行う際に濡れ性が低下して不めっきが生じるおそれがある。
　Ｍｎ：０．５０～３．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を強化させる強化元素の一つであり、焼入れ性を高める元素の一つでもある。Ｍｎはまた、不純物の一つであるＳによる熱間脆性を防止するのにも有効である。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない場合がある。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、残留オーステナイトが多くなり過ぎて強度が低下する恐れがある。
　Ｐ：０．０５％以下
　リン（Ｐ）は、鋼基材中に含まれる不純物である。鋼基材に含まれるＰは、鋼基材の結晶粒界に偏析して鋼基材の靱性を低下させる場合がある。Ｐ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　硫黄（Ｓ）は、鋼基材中に含まれる不純物である。鋼基材に含まれるＳは、硫化物を形成して鋼基材の靱性を低下させる場合がある。Ｓ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　Ａｌ：０．１０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、一般に鋼の脱酸目的で使用される。しかし、Ａｌ含有量が多い場合、鋼基材のＡｃ３点が上昇するため、ホットスタンプの際に鋼の焼入れ性確保に必要な加熱温度を上昇させる必要がある。そのため、Ａｌ含有量は好ましくは０．１０％以下である。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％
　チタン（Ｔｉ）は、強度強化元素の一つである。Ｔｉ含有量が低すぎると、強度向上効果や耐酸化性向上効果が十分に得られない場合がある。一方、Ｔｉ含有量が高すぎると、炭化物や窒化物が形成され、鋼が軟質化する恐れがある。
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　ボロン（Ｂ）は、焼入れ時に作用して強度を向上させる効果を有する。Ｂ含有量が低すぎると、強度向上効果が十分に得られない場合がある。一方、Ｂ含有量が高すぎると、介在物が形成されて鋼基材が脆化し、疲労強度が低下する恐れがある。
　Ｎ：０．０１０％以下
　窒素（Ｎ）は、鋼基材中に含まれる不純物である。鋼基材に含まれるＮは、窒化物を形成して鋼基材の靱性を低下させる場合がある。さらに、鋼基材に含まれるＮは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減らし、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させる場合がある。Ｎ含有量はできる限り少なくすることが好ましい。
　鋼基材１０は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉを含んでいてもよい。
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｍｏ：０～１．０％
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｎｉ：０～１．０％
　鋼基材の焼入れ性を向上させるため、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、Ｃｕ（銅）及びＮｉ（ニッケル）からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有させてもよい。これらの元素の含有量の好ましい下限は、いずれも０．０１％である。一方、過剰に含有させても効果が飽和し、コストの上昇を招く。
　鋼基材１０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。不純物は例えば、上記で挙げた元素の他、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等である。
　［ホットスタンプ成形体の製造方法］
　次に、ホットスタンプ成形体１の製造方法の一例を説明する。以下に説明する製造方法では、鋼板等の鋼素材にＡｌめっきを施してめっき鋼材とし、めっき鋼材に対してホットスタンプを行うことによって、鋼基材１０の上にＡｌ被膜２０を形成する。ここで説明する方法は一例であり、ホットスタンプ成形体１の製造方法を限定するものではない。
　［めっき工程］
　溶融めっき法により鋼素材の表面にめっき層を形成する。めっき浴の温度は、好ましくは６００～７００℃である。めっき浴の温度が６００℃よりも低いと、めっき浴が低粘度になり、均一なめっきが困難になる。めっき浴の温度が７００℃よりも高いと、揮発によって短時間に成分が変化し、工程管理が困難になる。
　Ａ群元素の添加は、めっき浴への添加によって行う。めっき浴中のＡ群元素の含有量は、好ましくは０．０５～５．０質量％である。めっき浴中のＡ群元素の含有量が高いほど、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相２２ａ中のＡ群元素の含有量も高くなる傾向がある。めっき浴中のＡ群元素の含有量の下限は、より好ましくは０．２質量％であり、さらに好ましくは０．５質量％である。めっき浴中のＡ群元素の含有量の上限は、より好ましくは３．０質量％であり、さらに好ましくは２．０質量％である。
　Ｂ群元素の添加も、めっき浴への添加によって行う。Ｂ群元素を添加する場合、めっき浴中のＢ群元素の含有量は、好ましくは０．０１～１．０質量％である。めっき浴中のＢ群元素の含有量が高いほど、酸化膜層２３中のＢ群元素の含有量も高くなる傾向がある。めっき浴中のＢ群元素の含有量の下限は、より好ましくは０．０５質量％であり、さらに好ましくは０．０８質量％である。めっき浴中のＢ群元素の含有量の上限は、より好ましくは０．８質量％であり、さらに好ましくは０．６質量％である。
　めっき浴中のＳｉ含有量は例えば、１．０～２０．０質量％である。めっき浴の残部は主にＡｌである。めっき浴は、Ａｌ、Ｓｉ、Ａ群元素、及びＢ群元素以外の元素を少量含有していてもよい。めっき浴に含まれるＡｌ、Ｓｉ、Ａ群元素、及びＢ群元素以外の元素の合計の含有量は、好ましくは５．０質量％以下であり、さらに好ましくは３．０質量％以下であり、さらに好ましくは２．０質量％以下であり、さらに好ましくは１．０質量％以下である。
　鋼素材を７００～８００℃の水素還元雰囲気に保持した後、めっき浴に浸漬する。全工程を非酸化性雰囲気で実施することが好ましい。めっきは、めっき層の厚さが２０～３０μｍになるようにすることが好ましい。めっき層の厚さは、ホットスタンプ工程後に中間層２２の厚さが１５μｍ以上になるように調整する。めっき層の厚さは、めっき浴の温度、粘度、浸漬時間、ガス吹付等によって調整することができる。
　［ホットスタンプ工程］
　めっき鋼材を必要なサイズに整形した後、ホットスタンプを実施する。加熱方式は、高温炉及び通電加熱のいずれでもよい。昇温速度は例えば、１～５０℃／ｓである。保持温度は８５０～９５０℃、保持時間は２分間以上とすることが好ましい。降温（冷却）速度は例えば、３０～１０００℃／ｓである。
　保持時間が長すぎると中間層の結晶構造が変化する場合がある。保持時間の上限は、好ましくは３０分間であり、さらに好ましくは１０分間である。
　以上の工程によって、ホットスタンプ成形体１を製造することができる。上記ではめっき鋼材をホットスタンプする方法を説明したが、これに代えて、鋼基材１０の表面に蒸着や溶射によってＡｌ等を付着させることでＡｌ被覆層を形成し、このＡｌ被覆層を有する鋼基材１０をホットスタンプすることで、ホットスタンプ成形体１を製造してもよい。
　本実施形態によれば、耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ成形体が得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する鋼板に対して、溶融めっき法によりＡｌ－Ｓｉめっき層を鋼板の両面に形成した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　めっき浴は、表２に示す化学組成のものを使用した。溶融めっき時のめっき浴の温度は７００℃とした。めっき浴に鋼板を浸漬させた後、ガスワイピング法で付着量を片面あたり７０ｇ／ｍ２に調整した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　めっき鋼板を露点２０℃の合成空気気流下、炉温９００℃の電気抵抗炉において均熱時間が５分間となるように加熱した。その後、金型で成形すると同時に金型で冷却して、ホットスタンプ成形体を得た。
　得られたホットスタンプ成形体について、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＳｉの含有量、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＡ群元素の含有量、中間層におけるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の面積率、中間層の厚さ、酸化膜層中の酸素を除く成分中におけるＢ群元素の比率、及び酸化膜層の厚さを調査した。また特性として、耐水素脆性（耐遅れ破壊性）、塗料密着性、塗装後耐食性、及び耐孔食性を評価した。
　［耐水素脆性］
　得られたホットスタンプ成形体を水素分析した。水素分析は、昇温脱離法にて実施し、２５０℃までに放出された水素を拡散性水素と定義し、その量によって下記のように評点付けした。
　２：　拡散性水素の量　０．１質量ｐｐｍ未満
　１：　拡散性水素の量　０．１質量ｐｐｍ以上０．２質量ｐｐｍ未満
　０：　拡散性水素の量　０．２質量ｐｐｍ以上
　［塗料密着性］
　塗料密着性は特許第４３７３７７８号公報に記載の方法に準じて評価した。すなわち、試料を６０℃の脱イオン水に２４０時間浸漬後にカッターで１ｍｍ間隔の碁盤目を１００個切り、碁盤目部の剥離した部分の個数を目視で測定することで算出した面積率に基づいて下記のように評点付けした。
　３：　剥離面積　０％以上１０％未満
　２：　剥離面積１０％以上７０％未満
　１：　剥離面積７０％以上１００％以下
　［塗装後耐食性］
　塗装後の耐食性評価は、自動車技術会制定のＪＡＳＯ　Ｍ６０９に規定する方法で行った。塗膜にカッターで疵を入れ、腐食試験１８０サイクル後のカット疵からの塗膜膨れの幅（片側最大値）を計測し、下記のように評点付けした。
　３：　膨れ幅　　０ｍｍ以上１．５ｍｍ未満
　２：　膨れ幅１．５ｍｍ以上３．０ｍｍ未満
　１：　膨れ幅３．０ｍｍ以上
　［耐孔食性］
　試料を日本パーカライジング社製表面調整剤プレパレンＸに常温で１分間浸漬した後、同社製塗装下地化成剤パルボンドＳＸ３５に３５℃で２分間浸漬した。その後、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２に記載の方法で複合サイクル腐食試験に供した。日本ペイント社製のパワーフロート１２００で厚さ１５μｍの塗膜を付与し、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２に記載のようにカッターナイフでカットを付与した。カットを付与した部分の６０サイクル経過後の鋼板の板厚減少量から、下記のように評点付けした。
　５：　板厚減少量０．１ｍｍ未満
　４：　板厚減少量０．１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満
　３：　板厚減少量０．２ｍｍ以上０．３ｍｍ未満
　２：　板厚減少量０．３ｍｍ以上０．４ｍｍ未満
　１：　板厚減少量０．４ｍｍ以上
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、代符Ａ０１～Ａ１７のホットスタンプ成形体は、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＳｉの含有量が１～２０質量％の範囲内であり、Ａ群元素の含有量が０．１０～５．０質量％の範囲内であった。これらのホットスタンプ成形体は、耐水素脆性試験において拡散性水素の量が０．２質量ｐｐｍ未満であった。これらのホットスタンプ成形体は、塗料密着性、塗装後耐食性、及び耐孔食性も良好であった。これらの中でも、酸化膜層中にＢ群元素が含まれていたＡ０１～Ａ０５、Ａ１０、Ａ１２、Ａ１３、Ａ１５及びＡ１７のホットスタンプ成形体は、耐水素脆性試験において拡散性水素の量が０．１質量ｐｐｍ未満であり、特に優れた耐水素脆性（耐遅れ破壊性）を示した。
　代符ａ１～ａ７のホットスタンプ成形体は、耐水素脆性試験において拡散性水素の量が０．２質量ｐｐｍ以上であり、代符Ａ０１～Ａ２０のホットスタンプ成形体と比較して耐水素脆性（耐遅れ破壊性）が劣っていた。これは、代符ａ１～ａ７のホットスタンプ成形体では、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＡ群元素の含有量が０．１質量％未満であるか、５．０質量％よりも高かったためと考えられる。
　図４は、代符ａ１のＡｌ被膜の断面写真である。図５は、代符Ａ１３のＡｌ被膜の断面写真である。図４及び図５に示すように、代符Ａ１３では、代符ａ１と比較して、Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の面積率が小さくなっていた。また、代符ａ１では層状（帯状）に形成されていたＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相が不連続になっていた。
　以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示にすぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。
１，９　ホットスタンプ成形体
１Ａ　めっき鋼材
１０　鋼基材
２０　Ａｌ被膜
２１　界面層
２２　中間層
２２ａ　Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相
２２ｂ　Ａｌ－Ｆｅ相
２３　酸化膜層
３０　Ａｌ－Ｓｉめっき層
３５　Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ合金層

Claims (5)

  1. 　鋼基材と、
    　前記鋼基材の上に形成されたＡｌ被膜とを備え、
    　前記Ａｌ被膜は、
    　前記鋼基材との界面に形成され、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有する界面層と、
    　前記界面層の上に形成された中間層と、
    　前記中間層の上に形成された酸化膜層とを含み、
    　前記中間層の厚さが１５μｍ以上であり、
    　前記中間層は、αＦｅの一部がＡｌ及びＳｉで置換された構造を有するＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相を含み、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相は、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＳｉの含有量が１～２０質量％であり、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、及びＴｉの合計の含有量が０．１０～５．０質量％であり、
    　前記酸化膜層は、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、
    　前記酸化膜層中の酸素を除く成分中におけるＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｃ、及びＺｎの合計の比率が０．０１～８０．０質量％である、ホットスタンプ成形体。
  2. 　請求項１に記載のホットスタンプ成形体であって、
    　前記中間層におけるＦｅ－Ａｌ－Ｓｉ相の面積率が５～３５％である、ホットスタンプ成形体。
  3. 　請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体であって
    　前記酸化膜層の厚さが０．０１～１．０μｍである、ホットスタンプ成形体。
  4. 　請求項１又は２に記載のホットスタンプ成形体であって、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＮｉ及びＣｒの合計の含有量が０．１０～５．０質量％であり、
    　前記酸化膜層中の酸素を除く成分中におけるＭｇの比率が０．０１～８０．０質量％である、ホットスタンプ成形体。
  5. 　請求項３に記載のホットスタンプ成形体であって、
    　前記Ｆｅ－Ａｌ－Ｓｉ相中のＮｉ及びＣｒの合計の含有量が０．１０～５．０質量％であり、
    　前記酸化膜層中の酸素を除く成分中におけるＭｇの比率が０．０１～８０．０質量％である、ホットスタンプ成形体。
PCT/JP2022/011331 2021-04-05 2022-03-14 ホットスタンプ成形体 WO2022215448A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP22784433.9A EP4321647A1 (en) 2021-04-05 2022-03-14 Hot-stamp-molded object
KR1020237026801A KR20230129272A (ko) 2021-04-05 2022-03-14 핫 스탬프 성형체
JP2023512887A JPWO2022215448A1 (ja) 2021-04-05 2022-03-14
US18/261,885 US20240068080A1 (en) 2021-04-05 2022-03-14 Hot-stamped product
CN202280022871.6A CN117043383A (zh) 2021-04-05 2022-03-14 热冲压成型体
MX2023008350A MX2023008350A (es) 2021-04-05 2022-03-14 Producto estampado en caliente.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021063851 2021-04-05
JP2021-063851 2021-04-05

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022215448A1 true WO2022215448A1 (ja) 2022-10-13

Family

ID=83546051

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/011331 WO2022215448A1 (ja) 2021-04-05 2022-03-14 ホットスタンプ成形体

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20240068080A1 (ja)
EP (1) EP4321647A1 (ja)
JP (1) JPWO2022215448A1 (ja)
KR (1) KR20230129272A (ja)
CN (1) CN117043383A (ja)
MX (1) MX2023008350A (ja)
WO (1) WO2022215448A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS633929A (ja) 1986-06-24 1988-01-08 Kobe Steel Ltd 射出成形機
JP2943021B2 (ja) 1991-01-31 1999-08-30 日本冶金工業株式会社 表層にＮｉＡｌ金属間化合物を有するオーステナイト鋼板帯の製造方法
JP4373778B2 (ja) 2001-06-15 2009-11-25 日本パーカライジング株式会社 金属の表面処理用処理液及び表面処理方法
JP2017536472A (ja) 2014-09-05 2017-12-07 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ Ａｌ被覆を有する平鋼製品、平鋼製品の製造方法、鋼製部材および鋼製部材の製造方法
WO2018221738A1 (ja) 2017-06-02 2018-12-06 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ部材
WO2020111230A1 (ja) * 2018-11-30 2020-06-04 日本製鉄株式会社 アルミめっき鋼板、ホットスタンプ部材及びホットスタンプ部材の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS633929A (ja) 1986-06-24 1988-01-08 Kobe Steel Ltd 射出成形機
JP2943021B2 (ja) 1991-01-31 1999-08-30 日本冶金工業株式会社 表層にＮｉＡｌ金属間化合物を有するオーステナイト鋼板帯の製造方法
JP4373778B2 (ja) 2001-06-15 2009-11-25 日本パーカライジング株式会社 金属の表面処理用処理液及び表面処理方法
JP2017536472A (ja) 2014-09-05 2017-12-07 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ Ａｌ被覆を有する平鋼製品、平鋼製品の製造方法、鋼製部材および鋼製部材の製造方法
WO2018221738A1 (ja) 2017-06-02 2018-12-06 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ部材
WO2020111230A1 (ja) * 2018-11-30 2020-06-04 日本製鉄株式会社 アルミめっき鋼板、ホットスタンプ部材及びホットスタンプ部材の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20240068080A1 (en) 2024-02-29
CN117043383A (zh) 2023-11-10
EP4321647A1 (en) 2024-02-14
JPWO2022215448A1 (ja) 2022-10-13
MX2023008350A (es) 2023-07-26
KR20230129272A (ko) 2023-09-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6836600B2 (ja) ホットスタンプ部材
JP7170651B2 (ja) 熱間成形被覆鋼製品の製造方法
EP2695963B1 (en) Hot stamp-molded high-strength component having excellent corrosion resistance after coating
RU2621501C1 (ru) Формованное горячей штамповкой изделие и способ изготовления формованного горячей штамповкой изделия
JP6607338B1 (ja) Ｆｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材及びＦｅ−Ａｌ系めっきホットスタンプ部材の製造方法
EP2728032A2 (en) Plated steel sheet having plated layer with excellent stability for hot press molding
WO2020111230A1 (ja) アルミめっき鋼板、ホットスタンプ部材及びホットスタンプ部材の製造方法
RU2428489C2 (ru) Стальной лист, имеющий высокую интеграцию плоскостей {222}, и способ его производства
JP2013515863A (ja) 表面特性に優れた熱間プレス用亜鉛めっき鋼板並びにこれを利用した熱間プレス成形部品及びその製造方法
US11767573B2 (en) Ferritic stainless steel sheet and method of producing same, and al or al alloy coated stainless steel sheet
JP2004323970A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7277858B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP5023871B2 (ja) 熱間プレス鋼板部材の製造方法
EP3467131B1 (en) Ferritic stainless steel sheet
JP7277857B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP7226642B2 (ja) めっき鋼材
WO2022215448A1 (ja) ホットスタンプ成形体
EP2759617A1 (en) Alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent corrosion resistance after coating
CN114761602B (zh) 加工性和耐蚀性优异的铝基合金镀覆钢板及其制造方法
JP7440771B2 (ja) ホットスタンプ成形体
CN115667571A (zh) 热压部件
JP2023147432A (ja) ホットスタンプ成形体
EP4116457B1 (en) Hot pressed member and method of producing same. and coated steel sheet for hot press forming
WO2023286706A1 (ja) Ａｌめっき鋼板、Ａｌめっき鋼板の製造方法、及びホットスタンプ成形体の製造方法
US20220170144A1 (en) Al or al alloy-coated stainless steel sheet and method of manufacturing ferritic stainless steel sheet

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: 22784433

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023512887

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2023/008350

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18261885

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20237026801

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020237026801

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280022871.6

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2301006352

Country of ref document: TH

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2022784433

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022784433

Country of ref document: EP

Effective date: 20231106