JP2014201799A - ホットスタンプ成形品の溶融金属脆化割れの発生を判定する方法及びホットスタンプ成形品 - Google Patents

Abstract

【課題】ホットスタンプ用の亜鉛系めっき鋼材における溶融金属脆化割れの発生の有無を容易に判定できる方法を提供する。【解決手段】本実施形態による方法は、亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造されるホットスタンプ成形品における溶融金属脆化割れの発生を判定する。本方法は、ホットスタンプ成形品の加熱条件に基づいて、亜鉛系めっき鋼材を加熱する工程と、加熱後された亜鉛系めっき鋼材を焼入れする工程と、焼入れ後の亜鉛系めっき鋼材の表面に対してＸ線回析を実施する工程と、Ｘ線回折で測定された回折強度のうち、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備える。【選択図】図１

Description

本発明は、溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）割れの発生を判定する方法に関し、さらに詳しくは、ホットスタンプ成形品の溶融金属脆化割れの発生を判定する方法及びホットスタンプ成形品に関する。

亜鉛系めっき鋼材は、ホットスタンプ成形品の素材として利用される。ホットスタンプ成形品を製造する場合、加熱された亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形する。ホットスタンプ成形時に、鋼材は金型により冷却され、焼入れされる。つまり、ホットスタンプ成形では、プレス加工と同時に焼入れが実施される。これにより、高強度のホットスタンプ成形品が製造される。

亜鉛の融点は４１９℃と低い。そのため、亜鉛系めっき鋼材を加熱すると、表面の亜鉛系めっき皮膜は溶融する。亜鉛系めっき皮膜が溶融したままでホットスタンプ成形を実施すると、溶融金属脆化割れ（以下、ＬＭＥ割れという）が発生する。したがって、ＬＭＥ割れを抑制するためには、ホットスタンプ成形時に鋼材表面に液相が極力存在しない方が好ましい。

ホットスタンプ成形時の液相を減らす方法として、主として次の２つ方法がある。一つは、加熱工程における加熱時間を長くし、鋼材表面のＦｅと亜鉛との合金化反応を十分に進行させ、液相を減らす方法である（以下、合金化法という）。もう一つは、加熱工程で鋼材を高温加熱し、加熱終了後からホットスタンプ成形を開始するまでの間に鋼材の温度を低下して鋼材表面の液相を凝固させ、液相を減らす方法である（以下、液相凝固法という）。

液相凝固法では、加熱時間を短時間にすることができるものの、加熱後の鋼材を冷却して、鋼材温度を下げる必要がある。液相中のＦｅ濃度が１５〜３０質量％程度である場合、状態図の上では、鋼材温度が７８２℃よりも低くなれば、溶融したＺｎ系めっき皮膜の液相は固相に変態する。したがって、液相凝固法を採用した場合、ホットスタンプ成形直前での鋼材温度は、７５０〜７００℃程度まで下げられなければならない。このような低めの温度で鋼材を焼入れするためには、合金元素を含有して鋼材の焼き入れ性を上げる必要がある。したがって、液相凝固法を採用する場合、鋼材は高合金にする必要があり、鋼材コストが高くなりやすい。

一方、合金化法の場合、ホットスタンプ成形直前の鋼材温度は特に限定されない。そのため、ホットスタンプ成形直前の鋼材温度を高く維持できる。したがって、合金元素の含有量が少ない低合金の鋼材であっても、ホットスタンプ成形時に焼入れすることができる。

しかしながら、合金化法においても加熱時間が過剰に長くなれば、生産性が低下する。したがって、ＬＭＥ割れの発生を抑制でき、かつ、生産性の低下も抑制できる適切な加熱条件を設定する必要がある。

従来、適切な加熱条件を設定するために、次の方法を行っている。ホットスタンプ成形品と同じ鋼種及び同じ加熱条件でサンプル鋼材をホットスタンプ成形してサンプル成形品を製造する。サンプル成形品の断面をミクロ組織観察し、ＬＭＥ割れの発生の有無を判定する。判定結果に基づいて、加熱条件を調整する。

しかしながら、上記の判定方法では、ミクロ組織観察試験片の作製が煩雑であり、作業負荷が大きい。

特許第５０１５３５６号（特許文献１）は、液相凝固法を採用した場合のホットスタンプ方法を開示する。特許文献１では、加熱後の亜鉛めっき鋼板を冷却するとき、亜鉛メッキ鋼板の表面の放射率を測定する。鋼板表面の亜鉛めっき液相が消滅するとき、つまり、合金化反応により固相が形成されたとき、又は、亜鉛めっき液相が凝固して金属間化合物が形成されたとき、放射率が変化する。放射率が変化したとき、亜鉛めっき液相が消滅したと判断し、プレス及び焼入れを開始する。この方法により、未合金の溶融亜鉛に起因した鋼の粒界脆化割れの発生を抑制できると特許文献１には記載されている。

特許第５０１５３５６号 特許第４５０６１２８号

しかしながら、特許文献１の方法では、加熱後の鋼材に液相が存在し、加熱後の鋼材が冷却されることにより液相が合金化又は凝固する過程が存在することが前提となる。つまり、特許文献１の方法は、液相凝固法が前提となる。したがって、合金化法を採用した場合、放射率の変化を検出するのは困難である。

本発明の目的は、ホットスタンプ用の亜鉛系めっき鋼材におけるＬＭＥ割れの発生の有無を容易に判定できる方法を提供することである。

本実施の形態による方法は、亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造されるホットスタンプ成形品における溶融金属脆化割れの発生を判定する。上記方法は、ホットスタンプ成形品の加熱条件に基づいて、亜鉛系めっき鋼材を加熱する工程と、加熱後の亜鉛系めっき鋼材を焼入れする工程と、焼入れ後の亜鉛系めっき鋼材の表面に対してＸ線回析を実施する工程と、Ｘ線回折で測定された回折強度のうち、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備える。

本実施の形態による方法では、ホットスタンプ用の亜鉛系めっき鋼材におけるＬＭＥ割れの発生の有無を容易に予測及び判定できる。

図１は、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物（Γ相、Γ１相、δ１相、ζ相）及びイータ層（η相、Ｚｎ）及びＺｎＯのＸ線回折強度を示す図である。 図２は、実施例で使用した加熱炉のヒートパターンを示す図である。 図３は、実施例で使用したホットスタンプ成形装置の模式図である。 図４は、実施例で実施したＸ線回折により得られたＸＲＤプロファイルの図である。 図５Ａは、炉温が９００℃で在炉時間が２分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図５Ｂは、炉温が９００℃で在炉時間が２．５分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図５Ｃは、炉温が９００℃で在炉時間が３分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図５Ｄは、炉温が９００℃で在炉時間が３．２５分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図５Ｅは、炉温が９００℃で在炉時間が３．５分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図５Ｆは、炉温が９００℃で在炉時間が３．７５分のときのホットスタンプ成形品の表面近傍の断面のＳＥＭ画像である。 図６Ａは、炉温が９００℃のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ１と、在炉時間との関係を示す図である。 図６Ｂは、炉温が９００℃のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ２と、在炉時間との関係を示す図である。 図６Ｃは、炉温が９００℃のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ３と、在炉時間との関係を示す図である。 図６Ｄは、炉温が９００℃のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ４と、在炉時間との関係を示す図である。 図７Ａは、在炉時間が３分のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ１と、加熱温度との関係を示す図である。 図７Ｂは、在炉時間が３分のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ２と、加熱温度との関係を示す図である。 図７Ｃは、在炉時間が３分のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ３と、加熱温度との関係を示す図である。 図７Ｄは、在炉時間が３分のときの、割れ指標Ｉｒｅｆ４と、加熱温度との関係を示す図である。

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。

本発明者らは、ＬＭＥ割れの判定方法について検討した結果、以下の知見を得た。

ホットスタンプ成形時に亜鉛系めっき鋼材の表面に亜鉛めっきの液相が存在すれば、ＬＭＥ割れが発生する。

亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形すると、鋼材が金型により急冷される。ホットスタンプ成形時に鋼材表面に上記液相が存在すれば、急冷により、液相からＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物が生成される。Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物はＦｅとＺｎとからなる金属間化合物であり、たとえば、キャピタルガンマ相（Ｆｅ_３Ｚｎ_１０、Γ相）、キャピタルガンマ１相（Ｆｅ_５Ｚｎ_２１、Γ１相）、デルタ１相（ＦｅＺｎ_７、δ１相）、ツェータ相（ＦｅＺｎ_１３、ζ相）等である。

つまり、ホットスタンプ成形時に液相が存在すれば、製造後のホットスタンプ成形品の表面近傍にはＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物が含まれる。したがって、ホットスタンプ成形品の表面近傍において、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の有無を確認すれば、ホットスタンプ時に液相が存在したか否かを判定できる。ホットスタンプ成形品の表面近傍にＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物が存在すれば、ホットスタンプ時に鋼材表面に液相が存在したと判定でき、ＬＭＥ割れが発生すると判定（予測）できる。

したがって、ホットスタンプ成形品と同じ加熱条件で加熱した亜鉛系めっき鋼材を急冷して焼入れた後、鋼材の表面近傍において、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の有無を確認すれば、ホットスタンプ成形品にＬＭＥ割れが発生するか否かを判定できる。

Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の有無の判定には、Ｘ線回折を用いることができる。具体的には、焼入れ後の亜鉛系めっき鋼材の表面に対してＸ線回析を実施する。Ｘ線回折により測定された回折強度のうち、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、ホットスタンプ成形品にＬＭＥ割れが発生するか否かを判定（予測）できる。

焼入れ後の亜鉛系めっき鋼材の表面近傍は、Ｆｅ（後述する「固溶体」を含む）、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物（Γ相、Γ１相、δ１相、ζ相）、イータ層（η相、Ｚｎ）及びＺｎＯが含まれ得る。図１は、各組成物のＸ線回折強度を示す図である。図１の横軸は回折角２θを示し、縦軸は回折強度（１００分率強度）を示す。また図１は、線源としてＣｏＫα線（波長は１．７８８９Å）を用いたものである。

図１は、各組成物のＩＣＤＤカード（旧ＡＳＴＭカード）を重ね合わせたものである。図１を参照して、回折角２θが４９．２〜５０．０°の範囲（以下、回折角範囲Ｄ１という）では、複数のＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物のうちの３相（Γ相、Γ１相及びδ１相）の強い回折ピークが重なる。したがって、好ましくは、回折角範囲Ｄ１の回折強度に基づいて、ＬＭＥ割れの発生を判定する。この場合、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の発生の有無を、より容易に、精度よく判定できる。

さらに、Ｘ線回折で得られた回折強度をバックグラウンド強度Ｉｇで補正してもよい。
バックグラウンド強度Ｉｇを用いて回折強度を補正する場合、好ましくは、次の式（１）で定義された割れ指標Ｉｒｅｆに基づいて、ＬＭＥ割れの有無を予測（判定）する。
Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ （１）
ここで、Ｉｐは、回折角範囲Ｄ１における回折強度（ｃｐｓ）の平均値である。この場合、Ｘ線回折装置の装置機差や測定条件等に依存することなく、Ｉｒｅｆ値が基準値を超えるか否かでＬＭＥ割れの発生予測が可能となる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態の方法及びホットスタンプ成形品は、次のとおりである。

本実施形態による方法は、亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造されるホットスタンプ成形品における溶融金属脆化割れの発生を判定する。上記方法は、ホットスタンプ成形品の加熱条件に基づいて、亜鉛系めっき鋼材を加熱する工程と、加熱後の亜鉛系めっき鋼材を焼入れする工程と、焼入れ後の亜鉛系めっき鋼材の表面に対してＸ線回析を実施する工程と、Ｘ線回折により測定された回折強度のうち、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備える。

溶融金属脆化割れの発生を判定する工程では、測定された回折強度のうち、線源がＣｏＫαであるときの回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定してもよい。

溶融金属脆化割れの発生を判定する工程ではさらに、式（１）で定義される割れ指標Ｉｒｅｆを求める工程と、求めた割れ指標Ｉｒｅｆに基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備えてもよい。
Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ （１）
ここで、式（１）中のＩｐは、回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度の平均値であり、Ｉｇは、回折強度のうちのバックグラウンド強度である。

バックグラウンド強度Ｉｇは、たとえば、回折角が１０４．２〜１０５．０°の範囲内の回折強度の平均値、又は、回折角が９０．５〜９１．５°の範囲内の回折強度の平均値である。

焼入れする工程では、ホットスタンプ成形品と同じホットスタンプ成形条件で、加熱された亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形してもよい。

本実施形態によるホットスタンプ成形品は、亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造される。ホットスタンプの成形品の表面に対してＣｏＫα線を用いたＸ線回折を実施した場合、式（１）で定義される指数Ｉ１が３．０以下である。
Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ （１）
ここで、式（１）中のＩｐは、前記Ｘ線回析で得られた回折強度のうち、回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度の平均値であり、Ｉｇは、回折角が１０４．２〜１０５．０°の範囲内の回折強度の平均値である。

以下、本実施形態によるＬＭＥ割れの発生の予測方法について詳述する。

本実施の形態による判定方法は、熱処理（加熱及び急冷）工程と、Ｘ線回折工程と、判定工程とを含む。以下、各工程について説明する。

［熱処理工程］
熱処理工程では、ホットスタンプ成形品の製造時の加熱条件に基づいて、ホットスタンプ成形品の素材と同じ亜鉛系めっき鋼材を加熱する。そして、加熱後の亜鉛系めっき鋼材を急冷し焼入れする。詳細は次のとおりである。

初めに、亜鉛系めっき鋼材を準備する。亜鉛系めっき鋼材は、母材と、母材表面に形成される亜鉛系めっき皮膜とを備える。母材の化学組成は特に限定されない。ホットスタンプ成形品の用途、及び、ホットスタンプ成形品の製造方法を考慮して、母材の化学組成が決定される。

亜鉛系めっき皮膜の種類は特に限定されない。亜鉛系めっき皮膜はたとえば、純亜鉛めっき皮膜であってもよいし、亜鉛−鉄系合金めっき皮膜であってもよい。さらに、亜鉛系合金めっき皮膜は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｐｂ等の１種又は２種以上を含有してもよい。亜鉛系めっき皮膜の製造方法は、溶融めっき法でもよいし、電気めっき法でもよい。

準備する亜鉛系めっき鋼材（以下、サンプル鋼材という）は、実際にホットスタンプ成形品の素材となる亜鉛系めっき鋼材と同じものが好ましい。具体的には、サンプル鋼材は好ましくは、ホットスタンプ成形品の素材となる亜鉛系めっき鋼材と同じ組成の母材を有し、同じ組成及び同じめっき付着量の亜鉛系めっき皮膜を有する。

サンプル鋼材に対して熱処理を実施する。ここでいう熱処理とは、サンプル鋼材を加熱し（加熱工程）、加熱後のサンプル鋼材を冷却する（冷却工程）ことを意味する。

熱処理は、ホットスタンプ成形品の熱処理方法に基づく。具体的には、ホットスタンプ成形品を製造するときと同じ加熱条件でサンプル鋼材を加熱する。ここでいう加熱条件は、少なくとも、加熱温度と、その加熱温度で保持する時間（以下、保持時間という）とを含む。

加熱方法は特に限定されない。たとえば、ガス炉又は電気炉で、サンプル鋼材を加熱する。加熱温度が上昇するに従って、亜鉛系めっき皮膜の一部が液相になる。加熱温度が目標温度（たとえば、８５０〜１０００℃等）となったとき、この加熱温度で一定時間保持する。加熱時間が経過するに従って、液相の亜鉛が母材中に拡散され、母材のＦｅとの合金化が促進される。その結果、鉄亜鉛固溶体（以下、単に固溶体という）が形成される。固溶体の結晶構造はα−Ｆｅと同じである。しかしながら、固溶体の結晶構造の格子定数はα−Ｆｅよりも大きい。固溶体は、鉄に亜鉛が固溶した相である。

加熱時間を長くして固溶体を形成し、亜鉛の液相を消滅させれば、ホットスタンプ成形時において、溶融金属脆化（ＬＭＥ）割れの発生は抑制される。

好ましくは、加熱温度及び保持時間以外の他の加熱条件も、実際のホットスタンプ成形品を製造するときの条件に合わせる。他の加熱条件とはたとえば、使用する加熱炉の種類、炉内雰囲気、昇温速度等である。

上記条件によりサンプル鋼材を加熱した後、サンプル鋼材を急冷する（冷却工程）。たとえば、実際のホットスタンプ成形時に鋼材が金型により急冷される場合の冷却速度以上の冷却速度で、サンプル鋼材を急冷する。たとえば、加熱後のサンプル鋼材を水冷すれば、実際の製造時の冷却速度以上でサンプル鋼材を冷却できる。

本実施形態の判定方法では、加熱後のサンプル鋼材に液相が存在したか否かを判定できればよい。加熱後に液相が存在すれば、サンプル鋼材を急冷したとき、換言すれば、サンプル鋼材を焼入れしたとき、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物が形成される。したがって、液相からＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物が析出する程度の冷却速度でサンプル鋼材を冷却すれば足りる。２００℃までの好ましい平均冷却速度は５０℃／ｓｅｃ以上である。

実際のホットスタンプ成形品のホットスタンプ成形条件と同じ条件で、加熱後のサンプル鋼材に対してホットスタンプ成形を実施してもよい。この場合、焼入れ条件（冷却速度）は、実際のホットスタンプ成形品を製造する時と同じになる。

［Ｘ線回折工程及び判定工程］
続いて、焼入れ後のサンプル鋼材の表面に対してＸ線回折を実施する。Ｘ線回折方法は次のとおりである。

サンプル鋼材うち、亜鉛系めっき皮膜が形成されていた表面（以下、主面という）を含む試験片を採取する。Ｘ線回折では、管球はたとえば、前述のＣｏＫα線を用いる。しかしながら、管球及びＸ線回折装置の種類は特に限定されない。使用する管球の種類に応じて判断に適した角度範囲を適宜設定すればよく、その際ＣｏＫα線を用いた場合に設定された角度範囲から換算した角度範囲を設定してもよい。

Ｘ線回析を実施し、サンプル鋼材の主面における回折角２θと回折強度との関係を示す測定結果（以下、ＸＲＤプロファイルという）を得る。ＸＲＤプロファイルの回折強度は、上述のとおり、サンプル鋼材の主面近傍に存在する組成物の回折強度であり、具体的には、Ｆｅ、固溶体、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物（Γ相、Γ１相、δ１相、ζ相）、η相（Ｚｎ）及びＺｎＯの回折強度が含まれ得る。

図１に示すとおり、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度のピークは、所定の回折角範囲内で発生する。したがって、得られたＸＲＤプロファイルに基づいて、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度のピークが現れているか否かを確認することにより、ＬＭＥ割れの発生を判定（予測）できる。具体的には、ＸＲＤプロファイルにＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度ピークが現れている場合、加熱後のサンプル鋼材表面に液相が存在したことになる。したがって、ホットスタンプ成形時にＬＭＥ割れが発生すると判定（予測）できる。一方、ＸＲＤプロファイルにＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度が現れなかった場合、加熱後のサンプル鋼材表面に液相が存在しなかったことになる。したがって、ホットスタンプ成形時にＬＭＥ割れが発生しないと判定（予測）できる。

以上の方法によれば、従来のミクロ組織観察のように、煩雑な作業をすることなく、Ｘ線回折を実施すればＬＭＥ割れの発生の有無を容易に予測、判定できる。

ＸＲＤプロファイルに基づいた判定方法としては、種々の方法がある。図１に示すとおり、線源としてＣｏＫα線を使用した場合、回折角２θが４９．２〜５０．０°の範囲（回折角範囲Ｄ１）では、Γ相と、Γ１相と、δ１相と３相の回折強度ピークが現れ、かつ、Ｆｅ、ＺｎＯ及びη相の強度ピークは現れない。また、回折角２θが９３．７〜９４．７°の範囲（以下、回折角範囲Ｄ２という）では、Γ相の回折強度ピークが現れ、Ｆｅ、ＺｎＯ及びη相の強度ピークは現れない。

したがって、これらの回折角範囲Ｄ１又はＤ２に回折強度のピークが現れているか否かに基づいて、溶融金属割れの発生を容易に判定することができる。

たとえば、回折角範囲Ｄ１又はＤ２の回折強度ピークが、予め定められた基準値を超えているか否かを判定してもよい。この場合、回折強度ピークが基準値を超える場合、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物が生成したと判断し、実際のホットスタンプ成形品においてＬＭＥ割れが発生し得ると判定できる。

他の判定方法を採用してもよい。たとえば、回折角範囲Ｄ１の回折強度のみに注目して判定してもよいし、回折角範囲Ｄ２の回折強度のみに注目して判定してもよい。さらに、他の回折角範囲に注目して判定してもよい。いずれの判定方法であっても、ＸＲＤプロファイルのＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、ＬＭＥ割れの発生の有無を容易に予測できる。

好ましくは、回折角範囲Ｄ１の回折強度に基づいて、ＬＭＥ割れの発生の有無を判定する。上述のとおり、回折角範囲Ｄ１には、３相（Γ相、Γ１相、δ１相）の強い回折ピークが重複することも関連し、回折角範囲Ｄ２と比較して、回折角範囲Ｄ１では少量のＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物でも検知しやすい。

さらに、ＬＭＥ割れの判定において、式（１）で定義される割れ指標Ｉｒｅｆを求め、割れ指標Ｉｒｅｆに基づいて、ＬＭＥ割れの発生の有無を判定してもよい。

Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ（１）
式（１）中のＩｐは、回折角２θが４９．２〜５０．０°の範囲（つまり、回折角範囲Ｄ１）内の回折強度の平均値である。

式（１）中のＩｇは、バックグラウンド強度である。Ｘ線回折では使用するＸ線回折装置に応じた装置機差が生じ得る。装置機差は、バックグラウンド強度としてＸＲＤプロファイルに現れる。

上記式（１）で定義されるＩｒｅｆ値に基づいてＬＭＥ割れを判定する場合、Ｘ線回析装置や測定条件に依存せず、Ｉｒｅｆ値が所定の基準値を超えるか否かでＬＭＥ割れの有無を判定できる。

バックグラウンド強度は種々の方法で決めることができる。たとえば、図１において、回折角２θが１０４．２〜１０５．０°の範囲（以下、回折角範囲Ｄｇ１という）では、Ｆｅ、ＺｎＯ、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物及びη相の強度ピークは現れない。したがって、この範囲の回折強度の平均値は、Ｘ線回折装置固有のバックグランド強度Ｉｇと定義することができる。同様に、回折角２θが９０．５〜９１．５°の範囲（以下、回折角範囲Ｄｇ２という）でも、Ｆｅ、ＺｎＯ、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物及びη相の強度ピークは現れない。したがって、回折角範囲Ｄｇ２の回折強度の平均値も、バックグラウンド強度Ｉｇと定義することができる。

したがって、上記式（１）のバックグラウンド強度Ｉｇはたとえば、回折角範囲Ｄｇ１又はＤｇ２の回折強度の平均値と定義することができる。他の方法により、バックグラウンド強度Ｉｇを規定してもよい。

式（１）で定義された割れ指標Ｉｒｅｆを用いれば、Ｘ線回折装置に依存せずに、ＬＭＥ割れが発生したと判断する基準値（しきい値）を設定しやすくなる。

式（１）のバックグラウンド強度Ｉｇが回折角範囲Ｄｇ１の回折強度の平均値である場合、好ましい割れ指標Ｉｒｅｆは３．０以下である。割れ指標Ｉｒｅｆが３．０以下の場合、ホットスタンプ成形品にＬＭＥ割れは発生しない。さらに好ましくは、割れ指標Ｉｒｅｆが２．７以下である。

一方、式（１）のバックグラウンド強度Ｉｇが回折角範囲Ｄｇ２の回折強度の平均値である場合、好ましい割れ指標Ｉｒｅｆは２．７以下である。

以上のとおり、本実施形態の予測方法では、実際のホットスタンプ成形品の加熱条件に合わせてサンプル鋼材を加熱し、その後急冷する。そして、急冷されたサンプル鋼材の表面のＸＲＤプロファイルを取得すれば、ＬＭＥ割れの発生を容易に予測できる。

本実施形態の判定方法は、サンプル鋼材を用いて、実際のホットスタンプ成形品にＬＭＥ割れが発生するか否かを予測するために利用することができる。さらに、実際のホットスタンプ成形品に対して実施することで、ＬＭＥ割れが発生したか否かを判定するために利用してもよい。

種々の熱処理条件で亜鉛系めっき鋼材を加熱し、ホットスタンプ成形した。ホットスタンプ成形された鋼材に対してＸ線回折を実施し、ＸＲＤプロファイルに基づいてＬＭＥ割れの発生を予測した。さらに、ホットスタンプ成形された鋼材の表面を観察し、ＬＭＥ割れの有無を確認した。以下、実施例の詳細を説明する。

［試験方法］
亜鉛系めっき鋼材として、表１に示す化学組成（各元素の単位は質量％）を有する母材と、表１に示すＦｅ含有量（質量％）及びめっき付着量（ｇ／ｍｍ^２）のめっき皮膜とを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板（厚さ２．６ｍｍ）を複数準備した。

めっき皮膜中のＦｅ以外の化学組成は、Ｚｎ、約０．２〜０．３ｍａｓｓ％のＡｌ及び不純物であった。このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板を６０ｍｍ×４０ｍｍに切りだした。

上記鋼材をガス炉に装入した。ガス炉の空燃比は１．１であった。加熱温度を９００℃で一定として、保持時間を２〜２０分の間で変化させた。加熱炉では、図２に示すヒートパターンで昇温した。

加熱後の鋼材をガス炉から取り出し、速やかにホットスタンプ成形を実施した。図３にホットスタンプ成形装置の模式図を示す。図３に示すとおり、ホットスタンプ成形装置は、ポンチ１０と、ダイス３０と、鋼材２０を支持するためのピン４０とを備えた。ポンチ１０はダイス３０の上方に配置され、横断面が下に凸の三角形状を有した。ポンチ１０の頂上の曲率半径Ｒｐは０．５ｍｍであった。

ダイス３０は、ポンチ１０の形状に対応した三角形状の溝を有した。したがって、本実施例では、ホットスタンプ成形により、鋼材２０はＶ曲げ加工を施された。なお、図中の長さＬは６０ｍｍであった。ホットスタンプ成形時の成形速度は３００ｍｍ／ｓｅｃであり、成形荷重は４０ｋＮであった。保持時間は３０秒であった。

ダイス３０内には冷媒である水が循環する経路５０が設けられた。ホットスタンプ時において、経路５０を流れる冷媒により、ホットスタンプ成形と同時に鋼材を急冷（金型による急冷）して焼入れした。２００℃までの平均冷却速度は、９０〜１２０℃／ｓｅｃであった。

［Ｘ線回折］
ホットスタンプ成形後の鋼材の主面（図３における下側の面）に対して、上述の方法に基づいてＸ線回折を実施してＸＲＤプロファイルを得た。Ｘ線回析装置は、株式会社リガク製の商品名ＲＩＮＴ２５００を使用した。管球はＣｏＫα線を使用した。電圧は３０ｋＶ、電流は１００ｍＡとした。発散スリット及び受光スリットはそれぞれ１．０°とした。回折角２θの走査範囲は３０°〜１１０°とした。ステップ測定間隔は０．０２°とし、スキャン速度は２．０°／ｍｉｎとした。

得られたＸＲＤプロファイルを用いて、各加熱時間のＸＲＤプロファイルごとに、回折角範囲Ｄ１、回折角範囲Ｄ２、回折角範囲Ｄｇ１、回折角範囲Ｄｇ２の回折強度の平均値を求めた。以下、回折角範囲Ｄ１の回折強度の平均値を強度Ｉ_Ｄ１といい、回折角範囲Ｄ２の回折強度の平均値を強度Ｉ_Ｄ２といい、回折角範囲Ｄｇ１の回折強度の平均値を強度Ｉｇ１といい、回折角範囲Ｄｇ２の回折強度の平均値を強度Ｉｇ２という。

得られた強度Ｉｐ、Ｉ_Ｄ２、Ｉｇ１及びＩｇ２を用いて、式（２）〜式（５）により、割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４を求めた。
Ｉｒｅｆ１＝Ｉ_Ｄ２／Ｉｇ２ （２）
Ｉｒｅｆ２＝Ｉ_Ｄ２／Ｉｇ１ （３）
Ｉｒｅｆ３＝Ｉ_Ｄ１／Ｉｇ１ （４）
Ｉｒｅｆ４＝Ｉ_Ｄ１／Ｉｇ２ （５）

［ミクロ組織観察試験］
さらにホットスタンプ成形後の鋼材の主面近傍部分の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、ＬＭＥ割れの有無について調査した。断面のＳＥＭ写真画像において、ＬＭＥ割れが、鋼材表面の固溶体だけでなく、母材にまで伝播している場合、ＬＭＥ割れが発生したと判断した。割れが、固溶体のみにとどまり、母材にまで伝播してない場合、ＬＭＥ割れが発生していないと判断した。

ＳＥＭ画像に基づくＬＭＥ割れの有無の判定結果と、ＸＲＤプロファイルにおけるＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度ピークとの比較を行った。さらに、ＳＥＭ画像に基づくＬＭＥ割れの有無の判定結果と、割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４とを比較した。

［調査結果］
［ＸＲＤプロファイルとＬＭＥ割れの有無について］
図４は、各在炉時間ごとのＸＲＤプロファイルを示す図である。図５Ａ〜図５Ｆは、ＳＥＭ観察により得られた、各在炉時間ごとの鋼材主面近傍の断面ＳＥＭ画像である。

図４中の在炉時間２ｍｉｎの欄には、在炉時間が２分のときのＸＲＤプロファイルが記載されている。同様に、各在炉時間の欄には、対応するＸＲＤプロファイルが記載されている。ＸＲＤプロファイルの横軸は回折角２θであり、縦軸は回折強度である。図中の「Ｄ１」、「Ｄ２」は、回折角範囲Ｄ１、回折角範囲Ｄ２をそれぞれ意味する。

また、図５Ａは、在炉時間ｔが２．０分のときの鋼材主面及びその近傍の断面ＳＥＭ画像である。同様に、図５Ｂ〜図５Ｆはそれぞれ、在炉時間ｔが２．５分、３．０分、３．２５分、３．５分、３．７５分のときのＳＥＭ画像である。

図５Ａ〜図５Ｆにおいて、主面（表面）の白色の領域は、固溶体であり、白色の領域よりも下の部分は母材である。図５Ａ〜図５Ｆを参照して、在炉時間が２．０分の場合（図８Ａ）、ＬＭＥ割れが、固溶体から母材まで伝播していた。そして、在炉時間が長くなるにしたがって、ＬＭＥ割れの深さは徐々に短くなり、在炉時間が３．５分以上になると、ＬＭＥ割れは非常に軽微もしくは消滅した。より具体的には、加熱時間が３．５分の場合、ＬＭＥ割れの発生量は少なかったものの、非常に軽微な（浅い）ＬＭＥ割れの存在が確認された。一方、加熱時間が３．５分よりも長くなると、ＬＭＥ割れは確認できなかった。

以上のＳＥＭ画像による溶融金属割れの結果と、図４のＸＲＤプロファイルとの相関を調査した。

図４中の回折角範囲Ｄ１及びＤ２に注目して、ＳＥＭ画像において大きな溶融金属割れが確認された在炉時間２分、２．５分及び３分のＸＲＤプロファイルでは、回折角範囲Ｄ１及びＤ２に顕著な回折強度ピークが確認された。さらに、ＳＥＭ画像において溶融金属割れが全く確認できなかった在炉時間４分のＸＲＤプロファイルでは、回折角範囲Ｄ１及びＤ２に回折強度ピークが現れなかった。

以上の結果から、ＸＲＤプロファイルにおけるＦｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、ＬＭＥ割れの発生を予測できることが確認できた。

さらに、在炉時間３．５分において、回折角範囲Ｄ２では回折強度ピークが確認できなかったが、回折角範囲Ｄ１では回折強度ピークが確認された（図中の符号１００内）。したがって、回折角範囲Ｄ１における回折強度に基づいて、ＬＭＥ割れの発生有無を予測すれば、予測精度が高まることが確認できた。

［割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４について］
割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４とＳＥＭ画像によるＬＭＥ割れの有無の判定結果を表２に示す。

表２中の「ＬＭＥ割れ」欄には、ＬＭＥ割れの有無と、ＬＭＥ割れが発生している場合は、その程度が記載されている。「Ｌ」は、ＬＭＥ割れが発生し、かつ、母材表面からのＬＭＥ割れ深さが２０μｍを超えたことを意味する。「Ｓ」は、ＬＥＭ割れが軽微であり、母材表面からのＬＭＥ割れ深さが１０μｍ未満であったことを意味する。「ＮＦ」は、ＬＥＭ割れが観察できなかったことを意味する。各割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４の欄には、各在炉時間の割れ指標値が記載されている。

図６Ａ〜図６Ｄは、表２をグラフ化したものであり、在炉時間に対する割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４を示す図である。図中の「×」印は、ＳＥＭ画像においてＬＭＥ割れが表２中の「Ｌ」に相当したことを示す。「□」印は、ＬＭＥ割れが「Ｓｓ」に相当したことを示す。「○」印は、ＬＭＥ割れが「ＮＦ」に相当したことを示す。図６Ａ〜図６Ｄは、いずれも同じスケールで図示されたものである。

図６Ａ〜図６Ｄを参照して、いずれの図においても、割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４は、在炉時間の増加とともに急速に低下し、在炉時間が３．５分以降は、在炉時間が増加してもそれほど低下しなかった。つまり、いずれの図においても、在炉時間が３．５分近傍に変曲点を有した。

さらに、図６Ａ及び図６Ｂでは、「□」印と「○」印との境界、つまり、在炉時間が３．５分での割れ指標と、在炉時間が３．７５分での割れ指標との差分Ｄ０が０．０５以下と小さかったのに対して、図６Ｃ及び図６Ｄでは、差分Ｄ０が０．５以上と大きかった。したがって、回折角範囲Ｄ２を利用した割れ指標Ｉｒｅｆ１及びＩｒｅｆ２よりも、回折角範囲Ｄ１を利用した割れ指標Ｉｒｅｆ３及びＩｒｅｆ４の方が、ＬＭＥ割れの発生を予想するための指標として優れていた。具体的には、割れ指標Ｉｒｅｆ３を利用した場合、３．０以下であればＬＭＥ割れが発生せず、割れ指標Ｉｒｅｆ４を利用した場合、２．７以下であればＬＭＥ割れが発生しないことが分かった。したがって、割れ指標Ｉｒｅｆ３及びＩｒｅｆ４を用いた場合、これらの基準値（Ｉｒｅｆ３の場合は３．０、Ｉｒｅｆ４の場合は２．７）に基づいてＬＭＥ割れの発生予測を精度よく容易に行うことができることが判明した。

［調査方法］
実施例１と同じ化学組成及びサイズの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を加熱して、ホットスタンプ成形を行った。実施例２では、在炉時間を３分として、加熱温度を変化させた。その他の加熱条件、及び、ホットスタンプ条件は、実施例１と同じとした。

ホットスタンプ成形された鋼材を用いて、実施例１と同様に、Ｘ線回折を実施して、ＸＲＤプロファイルを得た。また、実施例１と同様にミクロ組織観察試験を実施し、各加熱温度ごとにＬＭＥ割れの有無を調査した。さらに、式（２）〜式（５）に基づいて、割れ指標Ｉｒｅｆ１〜Ｉｒｅｆ４を求めた。

［調査結果］
表３に調査結果を示す。さらに、図７Ａ〜図７Ｄに、表３をグラフ化したものを示す。

図７Ａ〜図７Ｄ中の「×」印は、ＬＭＥ割れが表３中の「Ｌ」に相当したことを示し、「○」印は、ＬＭＥ割れが「ＮＦ」に相当したことを示す。

図７Ａ〜図７Ｄを参照して、いずれの図においても、加熱温度が９５０℃近傍において、変曲点が存在した。図７Ａ及び図７Ｂでは、「×」印と「○」印との境界、つまり、加熱温度が９５０℃及び９７５℃での割れ指標の差分Ｄ０が０．３未満と小さかったのに対して、図７Ｃ及び図７Ｄでは、差分Ｄ０が０．９５以上と大きかった。したがって、実施例１と同様に、回折角範囲Ｄ２を用いた割れ指標Ｉｒｅｆ１及びＩｒｅｆ２よりも、回折角範囲Ｄ１を用いた割れ指標Ｉｒｅｆ３及びＩｒｅｆ４の方が、ＬＭＥ割れの発生を判定するための指標として優れていた。具体的には、実施例１と同様に、割れ指標Ｉｒｅｆ３が３．０以下であればＬＭＥ割れが発生せず、割れ指標Ｉｒｅｆ４が２．７以下であればＬＭＥ割れが発生しないことが分かった。

１０ ポンチ
２０ 鋼材（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）
３０ ダイス
４０ ピン

Claims (6)

1. 亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造されるホットスタンプ成形品における溶融金属脆化割れの発生を判定する方法であって、
   前記ホットスタンプ成形品の加熱条件に基づいて、前記亜鉛系めっき鋼材を加熱する工程と、
   加熱された前記亜鉛系めっき鋼材を焼入れする工程と、
   焼入れ後の前記亜鉛系めっき鋼材の表面に対してＸ線回析を実施する工程と、
   前記Ｘ線回折で測定された回折強度のうち、Ｆｅ−Ｚｎ系金属間化合物の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備える、方法。
2. 請求項１に記載の方法であって、
   前記溶融金属脆化割れの発生を判定する工程では、
   測定された前記回折強度のうち、線源がＣｏＫα線であるときの回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度に基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する、方法。
3. 請求項２に記載の方法であって、
   前記溶融金属脆化割れの発生を判定する工程ではさらに、
   式（１）で定義される割れ指標Ｉｒｅｆを求める工程と、
   求めた前記割れ指標Ｉｒｅｆに基づいて、溶融金属脆化割れの発生を判定する工程とを備える、方法。
   Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ （１）
   ここで、式（１）中のＩｐは、前記回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度の平均値であり、Ｉｇは、測定された前記回折強度のうちのバックグラウンド強度である。
4. 請求項３に記載の方法であって、
   前記バックグラウンド強度Ｉｇは、回折角が１０４．２〜１０５．０°の範囲内の回折強度の平均値、又は、回折角が９０．５〜９１．５°の範囲内の回折強度の平均値である、方法。
5. 請求項１に記載の方法であって、
   前記焼入れする工程では、前記ホットスタンプ成形品と同じホットスタンプ成形条件で、前記加熱された亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形する、方法。
6. 亜鉛系めっき鋼材をホットスタンプ成形して製造されるホットスタンプ成形品であって、
   前記ホットスタンプ成形品の表面に対してＣｏＫα線を用いたＸ線回折を実施した場合、式（１）で定義される割れ指標Ｉｒｅｆが３．０以下である、ホットスタンプ成形品。
   Ｉｒｅｆ＝Ｉｐ／Ｉｇ （１）
   ここで、式（１）中のＩｐは、前記Ｘ線回析で得られた回折強度のうち、回折角が４９．２〜５０．０°の範囲内の回折強度の平均値であり、Ｉｇは、回折角が１０４．２〜１０５．０°の範囲内の回折強度の平均値である。