JP2017529457A - 曲げ性に優れたｈｐｆ成形部材及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材及びその製造方法が提供される。本発明は、素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成されるＨＰＦ成形部材であって、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含んで組成され、上記素地鋼板の表層部には、その内部にフェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、上記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、上記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されている曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材に関する。

Description

本発明は、耐衝突特性が求められる自動車用の構造部材などに用いられるＨＰＦ成形部材に関し、鋼材をオーステナイト単相域に加熱し、金型によって急冷及び熱間成形を行うことにより、引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度を有するＨＰＦ成形部材及びその製造方法に関する。
最近の自動車業界では、車体の軽量化及び乗客の保護のために耐衝突特性に優れた超高強度鋼材の開発及びその適用が非常に求められている。このような特性を確保するために、引張強度１３００ＭＰａ以上を有する超高強度鋼材に関する研究が活発に行われているが、超高強度による成形性不足が原因で複雑な形状を有する部材を成形することが困難であるだけではなく、スプリングバックによって形状精度を確保することが困難となる。
上記のような問題点を解決するために、熱間成形工法（ＨＰＦ、Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）が提案されており、このような方法としては、米国特許第６２９６８０５号明細書などに提案された技術が挙げられる。この特許に提示されている技術は、高温において耐熱性を有する溶融アルミニウムめっきされた鋼材を高温で熱処理した後、熱間成形を通じて部材を成形し、その後、急冷することにより、この部材全体にマルテンサイトを確保することで超高強度を有するＨＰＦ成形部材の製造方法に関する。しかし、上記技術によって製造されたＨＰＦ成形部材は、超高強度を確保するためにＨＰＦ成形部材の全厚さに対して主相をマルテンサイトとし、その分率は１００％である。たまに金型による冷却速度が遅くなる場合や薄物材（１ｍｍ以下）の成形部材の場合、マルテンサイト粒界にフェライトまたは／及びベイナイトが生成されることもあるが、これはＨＰＦ成形部材の強度及び曲げ性の低下を引き起こすため、本来意図しない相として考えられている。
また、ＨＰＦ形成部材の耐衝突特性を評価する代表的な指標は、曲げ性とされている。例えば、自動車のＢピラーのような場合、車両が側面衝突を受けてＨＰＦ成形部材が曲がる時、特定の距離（角度）以上まで破断せずに耐えられる特性（曲げ性）が求められる。ところが、全厚さを通じてマルテンサイト及び／または粒界フェライトからなるＨＰＦ成形部材の曲げ性は、部材自体の超高強度及び組織的に曲げ性に弱いマルテンサイトに起因して劣位であると知られている。また、これを向上させるためにＨＰＦ成形部材の組織をベイナイトで形成させる場合、超高強度を確保することが困難であるという問題点がある。
したがって、本発明者は、ＨＰＦ成形部材の超高強度を確保しながらも曲げ性を向上させ、耐衝突特性を確保できる方法を考案するようになった。
本発明は、上述した従来技術の限界を解決するためのもので、耐衝突特性が求められる自動車用の構造部材などに用いられることができる引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度と曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材を提供することにその目的がある。
また、本発明は、上述したＨＰＦ成形部材を製造する方法を提供することにその目的がある。
しかし、本発明が解決しようとする課題は以上で言及した課題に制限されず、言及されていない他の課題は以下の記載から当業者にとって明確に理解されることができる。
上記目的を達成するための本発明は、素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成されるＨＰＦ成形部材であって、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含んで組成され、上記素地鋼板の表層部には、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、上記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、上記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されている曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材に関するものである。
本発明において、上記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下であり得る。
また、上記素地鋼板は、冷延鋼板と熱延鋼板のいずれかの鋼板であり得る。
上記素地鋼板は、Ｍｏ＋Ｗ：０．００１〜０．５％をさらに含むことが好ましい。
また、上記素地鋼板は、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶのうち１種以上を合計：０．００１〜０．４％の範囲でさらに含むことが好ましい。
また、上記素地鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％をさらに含むことが好ましい。
さらに、上記素地鋼板は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのうち１種以上を０．０３％以下でさらに含むことが好ましい。
また、本発明は、上記のような鋼組成成分を有する熱延鋼板を製造する工程と、上記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度範囲で下記関係式１を満たす時間巻取する工程と、上記巻取された鋼板を冷間圧延した後、焼鈍して溶融アルミニウムめっきを行う工程と、上記溶融アルミニウムめっきされた鋼材を８５０〜１０００℃の温度まで昇温した後、一定時間維持する工程と、上記昇温された鋼材を熱間成形するとともに、２００℃以下の温度範囲で２０〜１０００℃／ｓの冷却速度で冷却することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法に関するものである。
［関係式１］
１９０，０００≦［巻取温度（ＣＴ）×時間（分）］／２≦３５０，０００
＊但し、関係式１において、時間は巻取温度から２００℃まで達するのにかかった時間
また、本発明では、上記昇温工程後に、１〜１０００秒間維持することが好ましい。
また、上記焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲で管理することが好ましい。
また、上記冷間圧延時の冷間圧下率を３０〜８０％の範囲にすることが好ましい。
また、上記ＨＰＦ成形部材は、その素地鋼板の表層部に、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、上記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、上記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されていることが好ましい。
また、上記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下であり得る。
また、本発明は、上記のような鋼組成成分を有する熱延鋼板を製造する工程と、上記製造された熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度範囲で下記関係式１を満たす時間巻取する工程と、上記巻取された熱延鋼板を冷間圧延する工程と、を含む冷延鋼板の製造方法に関するものである。
［関係式１］
１９０，０００≦［巻取温度（ＣＴ）×時間（分）］／２≦３５０，０００
＊但し、関係式１において、時間は巻取温度から２００℃まで達するのにかかった時間
また、上記冷間圧延時の冷間圧下率を３０〜８０％の範囲にすることが好ましい。
また、本発明は、上記製造された冷延鋼板を焼鈍した後、溶融アルミニウムめっきを行う工程と、上記溶融アルミニウムめっきされた鋼材を８５０〜１０００℃の温度まで昇温した後、一定時間維持する工程と、上記昇温された鋼材を熱間成形するとともに、２００℃以下の温度範囲で２０〜１０００℃／ｓの冷却速度で冷却することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法に関するものである。
また、本発明では、上記昇温工程後に、１〜１０００秒間維持することが好ましい。
また、上記焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲で管理することが好ましい。
また、上記ＨＰＦ成形部材は、その素地鋼板の表層部には、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、上記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、上記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されていることが好ましい。
また、上記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下であり得る。
上述したような構成を有する本発明は、曲げ性に優れた引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度を有するＨＰＦ成形部材を提供することができるため、耐衝突特性が求められる自動車用の構造部材などに効果的に用いられることができる。
本発明の一実施例による巻取温度×時間と曲げ角の相関関係を示すグラフである。 本発明の一実施例による予熱処理後のめっき層直下の素地鋼板の表層部の微細組織を比較例と対比して示す組織写真である。 本発明の一実施例による熱処理後のめっき層直下の素地鋼板の表層部のＭｎ分布（ＥＰＭＡ）を比較例と対比して示す写真である。 比較例鋼板の熱延表層の組織写真である。
以下、本発明の一実施形態を詳細に説明する。
本発明者らは、引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度を有するＨＰＦ成形部材を製造するにあたり、成形部材に曲げ性を付与する方法について研究と実験を重ねた。その結果、ＨＰＦ成形部材表層部の微細組織を制御するとともに、表層部内の炭化物の大きさ及び分率を制御することにより、超高強度を確保できるだけでなく、曲げ性を著しく向上させることができるということを発見した。
詳細に説明すると、通常のＨＰＦ成形部材表層部の微細組織は、フェライトなしにマルテンサイトで構成され、また、マルテンサイトの内部に残存する炭化物に対する精密な制御が行われないため、成形部材の曲げ性が著しく低下するという問題点があることを発見した。特に、溶融アルミニウムめっき鋼材の場合、熱間成形のための熱処理時に生成される延性が劣位の金属間化合物相により、めっき層に亀裂が容易に生成され、そのため、マルテンサイト基地への亀裂伝播が容易であるだけでなく、基地に残存している粗大な炭化物が亀裂成長の起点として作用することから、曲げ性が著しく低下するという問題を有することを確認した。
これを踏まえて、本発明者らはＨＰＦ成形部材のめっき層直下の素地鋼板の表層部にフェライトを連続または不連続に生成させることが、めっき層で生成された微細亀裂が基地へ伝播することを抑制するのに非常に有効であることを発見した。また、既に基地へ少量伝播した微細亀裂の成長速度を制御するにあたって、表層部内における炭化物の大きさ及び分率が非常に重要な役割を果たすことを確認して本発明を提案する。
まず、本発明の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材を説明する。
本発明は、素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成されているＨＰＦ成形部材であって、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含んで組成される。
以下、その具体的な鋼組成成分及びその制限理由を説明する。
Ｃ：０．１８〜０．２５％
上記Ｃは、マルテンサイトの強度を増加させる必須の元素である。Ｃの含有量が０．１８％未満では、耐衝突特性を確保するための十分な強度を得ることが難しい。また、０．２５％を超えて含有すると、スラブの衝撃靭性を低下させるだけでなく、ＨＰＦ成形部材の溶接性が低下し得る。これを考慮して、本発明では、上記Ｃの含有量を０．１８〜０．２５重量％（以下、単に％という）に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．５％
上記Ｓｉは、製鋼において脱酸剤として添加される。Ｓｉの含有量が０．１％未満では、脱酸が十分に行われない可能性があり、０．５％を超えると、鋼板の表面に生成されるＳｉの酸化物が原因で良好な溶融アルミニウムめっきの表面品質を確保することが困難な場合がある。これを考慮して、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．９〜１．５％
上記Ｍｎは、Ｃｒ、Ｂなどと同様に、鋼の硬化能を確保するために添加される。Ｍｎの含有量が０．９％未満では、十分な硬化能を確保し難くベイナイトが生成される場合があるため、十分な強度を確保することが困難である。また、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、鋼板の製造コストが上昇するだけでなく、鋼材の内部にＭｎが偏析されることによって、ＨＰＦ成形部材の曲げ性を著しく低下させる可能性がある。これを考慮して、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．９〜１．５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下（０％は含まない）
上記Ｐは、粒界偏析元素で、ＨＰＦ成形部材の多くの特性を阻害させる元素であるため、可能であれば少なく添加されることが好ましい。Ｐの含有量が０．０３％を超えると、成形部材の曲げ性、衝撃特性及び溶接性などが劣化するため、その上限を０．０３％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下（０％は含まない）
上記Ｓは、鋼中に不純物として存在し、成形部材の曲げ性及び溶接性を阻害する元素であるため、可能であれば少なく添加されることが好ましい。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、成形部材の曲げ性及び溶接性などが悪くなるため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
上記Ａｌは、Ｓｉと同様に、製鋼における脱酸作用を目的に添加される。その目的を達成するためにＡｌは０．０１％以上添加される必要がある。Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、その効果は飽和するだけでなく、めっき材の表面品質を悪くするため、その上限を０．０５％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
上記Ｃｒは、Ｍｎ、Ｂなどと同様に、鋼の硬化能を確保するために添加される。Ｃｒの含有量が０．０５％未満では、十分な硬化能を確保することは困難であり、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、硬化能は十分に確保可能であるが、その特性が飽和するだけでなく、鋼材の製造コストが上昇しかねない。これを考慮して、本発明では、上記Ｃｒの含有量を０．０５〜０．５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
上記Ｔｉは、鋼中の不純物として残存する窒素と結合しＴｉＮを生成させることにより、硬化能の確保に必須の固溶Ｂを残留させるために添加される。Ｔｉの含有量が０．０１％未満では、その効果を十分に期待することが困難であり、Ｔｉの含有量が０．０５％を超えると、その特性が飽和する可能性があるだけでなく、鋼材の製造コストが上昇しかねない。これを考慮して、本発明では、上記Ｔｉの含有量を０．０１〜０．０５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｂ：０．００１〜０．００５％
上記Ｂは、Ｍｎ及びＣｒと同様に、ＨＰＦ成形部材において硬化能を確保するために添加される。上記目的を達成するために、Ｂは０．００１％以上添加される必要がある。Ｂの含有量が０．００５％を超えると、その効果は飽和するだけでなく、熱間圧延性を著しく低下させる。したがって、本発明では、上記Ｂの含有量を０．００１〜０．００５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００９％以下
上記Ｎは、鋼中に不純物として存在し、可能であれば少なく添加されることが好ましい。Ｎの含有量が０．００９％を超えると、鋼材の表面不良を引き起こしかねないため、その上限を０．００９％に制限することが好ましい。
次に、本発明のＨＰＦ成形部材を成す素地鋼板は、以下の成分をさらに含有することがより好ましい。
Ｍｏ＋Ｗ：０．００１〜０．５％
上記ＭｏとＷは、硬化能及び析出強化元素で、高強度をさらに確保するという効果が大きい。ＭｏとＷの添加量の合計が０．００１％未満では、十分な硬化能及び析出強化の効果を得ることができず、０．５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇しかねない。したがって、本発明では、上記Ｍｏ＋Ｗの含有量を０．００１〜０．５％の範囲に制限することが好ましい。
Ｎｂ、Ｚｒ及びＶのうち１種以上の合計：０．００１〜０．４％
上記Ｎｂ、Ｚｒ及びＶは、鋼板の強度上昇、結晶粒微細化及び熱処理特性を向上させる元素である。上記Ｎｂ、Ｚｒ及びＶのうち１種以上の含有量が０．００１％未満であると上記のような効果を期待することは困難であり、その含有量が０．４％を超えると製造コストが上昇しすぎるようになる。したがって、本発明では、このような元素の含有量を０．００１〜０．４％に制限することが好ましい。
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％
上記Ｃｕは、微細なＣｕ析出物を生成して強度を向上させる元素であり、上記Ｎｉは、強度上昇及び熱処理性を向上させるのに有効な元素である。もし、上記成分の合計が０．００５％未満であると、所望する強度を十分に得ることができず、２．０％を超えると、操業性を低下させ、製造コストを上昇させかねない。これを考慮して、本発明では、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％に制御することが好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのうち１種以上：０．０３％以下
上記Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉは、粒界偏析元素で、ＨＰＦ加熱時にめっき層と素地鉄の界面に濃化し、めっき層の密着性を向上させることができる。めっき層の密着力を向上させることにより、熱間成形時のめっき層の脱落防止に一助することができる。Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉは、類似した特性を有するため、３つの元素を混合して用いることも可能である。その際、１種以上の合計を０．０３％以下にすることが好ましい。これは、もし、上記成分の合計が０．０３％を超えると、熱間成形時に素地鉄の脆性が悪化するおそれがあるためである。
以下、溶融アルミニウムめっき鋼材を用いて熱間成形した本発明の成形部材の微細組織について説明する。
まず、本発明では、上記溶融アルミニウムめっき層を有するＨＰＦ成形部材のめっき層下部、素地鋼板界面直下の表層部にフェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されることを特徴とする。ここで、上記表層部とは素地鋼板界面から内部への深さ５０μｍの領域を意味する。
本発明において、素地鋼板の表層部におけるフェライトは非常に重要な相であり、上記フェライトは厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成される。上記フェライトが連続または不連続に生成されないと、合金化されたアルミニウムめっき層で生成される亀裂が、マルテンサイトからなる素地鋼板を貫通するため成形部材の曲げ性が低下することがある。したがって、上記表層部のフェライトは観察される厚さ５０μｍ以内で連続または不連続に形成される。
また、本発明では、上記表層部においてフェライト相が占める面積分率が表層部の全体組織に対して５％以下であることが求められる。もし、その面積分率が５％を超えると、表層部のフェライトを形成するために熱延巻取温度が過度に上昇し、その結果、表層脱炭が過度に行われる場合、表層フェライトの結晶粒界にＳｉ及び／またはＭｎ酸化物が生成されて、逆に製造されたＨＰＦ成形部材の曲げ性を低下させかねない。さらに、表層脱炭が過度に行われる場合、製造されたＨＰＦ成形部材の強度を低下させるおそれもあるため、本発明では、上記表層部におけるフェライト相の面積分率を５％以下に制限することが好ましい。
一方、本発明は、優れた曲げ性を有するＨＰＦ成形部材を製造するために、上記表層部内に存在する炭化物の大きさ及び分布を制御することを特徴とする。具体的に、本発明は、上記素地鋼板の表層部に大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上有するよう分散分布されるように制御することを特徴とする。たとえ、上述した表層部に生成されたフェライトにより、めっき層から素地鋼板へ伝播された亀裂がフェライトによって鈍化するとしても、その亀裂がマルテンサイトと粗大な炭化物の境界に沿って簡単に素地鋼板の内側へ伝播される可能性があるという限界がある。本発明では、この点を考えて、上述した素地鋼板内部への亀裂伝播を抑制できるように、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上有するよう分散分布されるようにする。このように微細に分散分布されている炭化物は、上述した亀裂伝播の影響をほとんど受けないため、効果的に素地鋼板内部への亀裂伝播を抑制することで、成形部材の曲げ性を向上させることができる。
より好ましくは、上記表層部内における大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数を１０ｍｍ２当たり５個以下に制御することである。このような粗大炭化物の個数を制御することにより、効果的な亀裂伝播経路を遮断してＨＰＦ成形部材の曲げ性の低下を抑制することができる。
次に、本発明の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法について説明する。
まず、本発明では、上記のような合金組成からなる熱延鋼板を製造する。
このような熱延鋼板を製造する工程は通常の工程であれば十分である。本発明は、特別な製造工程条件に制限されるものではない。例えば、上記のような合金組成からなる鋼スラブを１０００〜１３００℃で再加熱した後、Ａｒ３〜１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延することにより熱延鋼板を製造することができる。
続いて、本発明では、上記のように製造された熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度範囲で下記関係式１を満たす時間巻取する。
その際、本発明における上記巻取温度は、製造されるＨＰＦ成形部材表層部の微細組織及び炭化物分布を得るのに重要な役割を果たす技術構成の一つである。上記巻取温度が４５０℃未満であると、ＨＰＦ熱処理後のめっき層と素地鋼板界面直下の素地鋼板に十分なフェライトを形成させることができない。なぜなら、鋼板表層部に存在するＣ、Ｍｎ、Ｃｒなどの元素が巻取中に表層部の外へ抜け出す量が少ないためである。詳細に説明すると、ＨＰＦ熱処理工程において、上記フェライトは、鋼板をオーステナイト熱処理した後、金型に移送する際にほとんど形成される。これは、鋼板表層部に炭素、マンガン及びクロムなどのようなフェライト形成元素が十分な場合は、表層部にフェライトが生成されないが、上記元素が十分ではない場合は、表層にフェライトが生成されるためであると推定されている。したがって、上記巻取工程において鋼板表層部が脱炭などによってＣ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が不十分になると、後のＨＰＦ熱処理工程において表層部にフェライトが形成されることができる。さらに、上記フェライトは、ＨＰＦ熱処理工程において鋼板表層部における冷却速度を中心部より速くすることによって得ることもできる。
一方、上記巻取温度が７５０℃を超えると、上記元素が十分に表層の外へ抜け出し、ＨＰＦ熱処理後に十分なフェライトを生成させることができる。しかし、同時に鋼中に存在するＳｉ及び／またはＭｎが大気中の酸素と結合して結晶粒界に酸化物が生成される可能性があるだけでなく、表層直下に粗大な炭化物が多数生成され、ＨＰＦ熱処理後も残存して曲げ試験時に亀裂の開始及び伝播の経路として作用して曲げ性が悪くなるおそれがある。したがって、ＨＰＦ熱処理後に、所望する所定の組織及び炭化物分布を得るためには上記巻取温度を４５０〜７５０℃にすることが好ましい。
その際、本発明では、巻取時間が下記関係式１を満たすように管理することが好ましい。下記関係式１を満たすほど、上述した巻取温度限定の効果が最大限になることができる。上記巻取時間は、巻取された熱延板を徐冷炉または加熱炉に装入することにより容易に制御されることができる。図１に示されたように、下記関係式１を満たす範囲内で優れた曲げ角度を示すことが分かる。
１９０，０００≦［巻取温度（ＣＴ）×時間（分）］／２≦３５０，０００・・・［関係式（１）］
＊但し、関係式１において時間とは巻取温度から２００℃まで達するのにかかった時間を意味する。
その後、本発明では、上記熱延鋼板を酸洗してから、冷間圧延なしで直接溶融アルミニウムめっきを行った後、熱間成形用の鋼材として用いることができる。
また、別の方法では、上記熱延鋼材を冷間圧延してから溶融アルミニウムめっきを行った後、熱間成形用の鋼材として用いることもできる。その際、本発明では、上記冷間圧延時の冷間圧下率に制限されないが、３０〜８０％とすることが好ましい。もし、冷間圧下率が３０％未満であると、所定の冷間圧延厚さを確保するために、熱延鋼材をより薄くする必要があるという問題点があり、また、冷間圧延の通板性に困難がある。これに対し、８０％を超えると、鋼材のエッジ（ｅｄｇｅ）部にクラックが発生しやすく、冷間圧延負荷が大きくなるという問題がある。
続いて、上記のように製造された熱延鋼板または冷延鋼板は、所定の焼鈍工程を経た後、アルミニウムめっき浴に浸漬させることにより、溶融アルミニウムめっきされた鋼板を製造することができる。その際、本発明では、上述した焼鈍条件に制限されないが、焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲で管理することが好ましい。また、本発明は、上記溶融アルミニウムのめっき条件に制限されるものではなく、上記アルミニウムめっき浴はＡｌを主成分とし、Ｓｉの含有量は７〜１２％の範囲内にあるとよい。
また、本発明では、上記溶融アルミニウムめっき鋼板をオーステナイト単相域の温度範囲である８５０〜１０００℃まで昇温し、１〜１０００秒間維持する。もし、単相域の加熱温度が８５０℃未満であると、加熱炉で熱処理した後、金型への移送中に鋼板全体にフェライトが形成されて、熱処理後に製造される最終成形部材に所定の強度を確保することができなくなる。これに対し、１０００℃を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接性に劣るという問題が発生し得る。また、上記昇温時に１〜１００℃／ｓの昇温速度を維持することがより好ましい。
また、上述したように、昇温後に１〜１０００秒間維持することが好ましい。これは、維持時間が１秒未満では、十分なオーステナイト化が行なわれることが困難であり、１０００秒を超えると、熱処理後に製造される成形部材の溶接性が低下するという問題があるためである。
続いて、本発明では、上記昇温された鋼板を金型で熱間成形するとともに、２０〜１０００℃／ｓの冷却速度で２００℃以下まで冷却することにより、曲げ性に優れた引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度を有するＨＰＦ成形部材を製造することができる。これは、上記冷却速度が２０℃／ｓ未満では、ベイナイトが生成され、所定の強度を確保することが困難であり、１０００℃／ｓを超えると、強度が飽和するだけでなく、過度の製造コストが求められるためである。
上述した製造工程を通じて製造されたＨＰＦ成形部材は、その素地鋼板の表層部内部にフェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、上記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下である。また、上記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上有するように分散分布されているため、曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材を提供することができる。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
上記表１のように組成される鋼スラブを真空溶解し、再加熱温度１２００℃で１時間加熱して熱間圧延を行った。その際、仕上げ熱間圧延温度は９００℃であり、巻取温度（ＣＴ）及び時間は、下記表２のような条件にして熱延鋼板を製造した。製造された熱間圧延鋼板は酸洗を行った後、冷間圧下率５０％で冷間圧延を行って最終厚さ１．５ｍｍの冷延鋼板を製造した。
また、上記冷間圧延鋼板を７８０℃で焼鈍した後、溶融アルミニウムめっきを行った。その際、溶融アルミニウムめっき浴は、アルミニウムを主成分とし、８．５％のＳｉ、２％のＦｅ及びその他の不純物で構成される。上記のように溶融アルミニウムめっきされた鋼板を用いて熱間成形を模擬するための熱処理を行った。即ち、上記めっき鋼板を９３０℃で予め加熱された加熱炉に装入し、６分後に金型へ移送して金型で急冷を行った。
上記のように製造された鋼板に対して、素地鋼板の表層部内のフェライト相の存在有無及びその分率、Ｓｉ及びＭｎ酸化物の存在有無、及び表層部内の炭化物分率などを測定し、その結果を下記表２に示した。また、上記のように製造された成形部材の機械的性質を測定し、その結果を下記表３に示した。
一方、本実験では溶融アルミニウムめっき層直下の素地鋼板の表層部におけるフェライトの生成有無及びその分率は、光学顕微鏡を用いて少なくとも３つの部分で観察した後、イメージ分析を通じて判定した。また、フェライト粒界に存在し得るＳｉ及びＭｎ酸化物の存在有無は、ＳＥＭを用いて分析した。なお、素地鋼板の表層部内における炭化物分布を分析するために、表層部直下でレプリカを抽出した後、ＴＥＭ及びＥＰＭＡを用いてそのサイズ及び個数を測定した。
さらに、上記製造された鋼板に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ５号引張試験片を用いて機械的性質を測定し、曲げ性は、ＶＤＡ ２３８−ｘｘｘ試験法により最大荷重における曲げ角度を測定し、曲げ線と圧延方向が直角になるように曲げ試験を行った際に、曲げ角が６０度未満は不合格、６０度以上は合格と判定した。
上記表１〜表３に示されたように、鋼組成成分だけでなく、製造工程が本発明の範囲内にある発明例１〜４は、素地鋼板の表層部にフェライト相が存在し、その分率も５％以下であることが分かる。また、上述した表層部にＳｉ及び／またはＭｎ酸化物が存在しておらず、また、大きさ１μｍ以下の炭化物分率が９０％以上で、粗大な１〜１０μｍの炭化物が存在しないため、所定の曲げ性を確保することができた。図２及び図３の写真を通じてその利点が確認できる。上記図面にて発明例と表示したのは表２及び表３の発明例１を示す。
これに対し、比較例１の場合、あまりにも少ない（巻取温度×時間）／２により、素地鋼板の表層部に十分なフェライトが生成されておらず、所定の曲げ角度を確保できなかったことが分かる。一方、図２及び図３にて比較例と表示したのは表２及び表３の比較例１を示す。
また、比較例２では、素地鋼板の表層部に十分なフェライトが生成されたのに対し、フェライトの結晶粒界にＳｉ及び／またはＭｎ酸化物が帯状に存在するだけでなく、粗大な炭化物が多数生成され、逆に曲げ角度がさらに悪くなることが確認できる。図４は比較例２における組織写真である。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から外れない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更できることを理解することができる。

Claims (24)

  1. 素地鋼板の表面に溶融アルミニウムめっき層が形成されるＨＰＦ成形部材であって、前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含んで組成され、
    前記素地鋼板の表層部には、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、前記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、
    前記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されている、曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  2. 前記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下である、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  3. 前記素地鋼板は、冷延鋼板及び熱延鋼板のいずれかの鋼板である、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  4. 前記素地鋼板は、Ｍｏ＋Ｗ：０．００１〜０．５％をさらに含む、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  5. 前記素地鋼板は、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶのうち１種以上を合計：０．００１〜０．４％の範囲でさらに含む、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  6. 前記素地鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％をさらに含む、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  7. 前記素地鋼板は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのうち１種以上を０．０３％以下でさらに含む、請求項１に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材。
  8. 重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含んで組成される熱延鋼板を製造する工程と、
    前記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度範囲で下記関係式１を満たす時間巻取する工程と、
    前記巻取された鋼板を冷間圧延した後、焼鈍して溶融アルミニウムめっきを行う工程と、
    前記溶融アルミニウムめっきされた鋼材を８５０〜１０００℃の温度まで昇温した後、一定時間維持する工程と、
    前記昇温された鋼材を熱間成形するとともに、２００℃以下の温度範囲で２０〜１０００℃／ｓの冷却速度で冷却することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む、曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
    ［関係式１］
    １９０，０００≦［巻取温度（ＣＴ）×時間（分）］／２≦３５０，０００
    ＊但し、関係式１において、時間は巻取温度から２００℃まで達するのにかかった時間
  9. 前記昇温工程後に、１〜１０００秒間維持する、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  10. 前記焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲で管理する、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  11. 前記冷間圧延時の冷間圧下率を３０〜８０％の範囲とする、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  12. 前記ＨＰＦ成形部材は、その素地鋼板の表層部に、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、前記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、前記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されている、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  13. 前記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下である、請求項１２に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  14. 前記熱延鋼板は、Ｍｏ＋Ｗ：０．００１〜０．５％をさらに含む、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  15. 前記熱延鋼板は、Ｎｂ、Ｚｒ及びＶのうち１種以上を合計：０．００１〜０．４％の範囲でさらに含む、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  16. 前記熱延鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．００５〜２．０％をさらに含む、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  17. 前記熱延鋼板は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのうち１種以上を０．０３％以下でさらに含む、請求項８に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  18. 重量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００９％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む熱延鋼板を製造する工程と、
    前記製造された熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度範囲で下記関係式１を満たす時間巻取する工程と、
    前記巻取された熱延鋼板を冷間圧延する工程と、を含む、冷延鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    １９０，０００≦［巻取温度（ＣＴ）×時間（分）］／２≦３５０，０００
    ＊但し、関係式１において、時間は巻取温度から２００℃まで達するのにかかった時間
  19. 前記冷間圧延時の冷間圧下率を３０〜８０％の範囲とする、請求項１８に記載の冷延鋼板の製造方法。
  20. 請求項１８に記載の製造方法によって製造された冷延鋼板を焼鈍した後、溶融アルミニウムめっきを行う工程と、
    前記溶融アルミニウムめっきされた鋼材を８５０〜１０００℃の温度まで昇温した後、一定時間維持する工程と、
    前記昇温された鋼材を熱間成形するとともに、２００℃以下の温度範囲で２０〜１０００℃／ｓの冷却速度で冷却することによりＨＰＦ成形品を製造する工程と、を含む、曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  21. 前記昇温工程後に、１〜１０００秒間維持する、請求項２０に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  22. 前記焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲で管理する、請求項２０に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  23. 前記ＨＰＦ成形部材は、その素地鋼板の表層部に、フェライト相が厚さ５０μｍ以内に連続または不連続に形成されており、前記表層部においてフェライト相の占める分率が５％以下であり、前記素地鋼板の表層部には、大きさ１μｍ以下の炭化物が全体の炭化物分布において９０％以上を有するように分散分布されている、請求項２０に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
  24. 前記表層部では、大きさ１〜１０μｍの範囲の炭化物個数が１０ｍｍ２当たり５個以下である、請求項２３に記載の曲げ性に優れたＨＰＦ成形部材の製造方法。
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