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WO2012147863A1 - ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2012147863A1
WO2012147863A1 PCT/JP2012/061238 JP2012061238W WO2012147863A1 WO 2012147863 A1 WO2012147863 A1 WO 2012147863A1 JP 2012061238 W JP2012061238 W JP 2012061238W WO 2012147863 A1 WO2012147863 A1 WO 2012147863A1
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WO
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steel sheet
less
cold
hot
steel
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PCT/JP2012/061238
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English (en)
French (fr)
Inventor
棚橋　浩之
真木　純
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for a hot stamp member that can be suitably used for a hot stamp method, which is one of forming methods for obtaining a high-strength member, and a method for producing the same.
  • a hot forming method called a hot stamp method is attracting attention.
  • a steel sheet (work material) is heated to a predetermined temperature (generally a temperature at which it becomes an austenite phase) to reduce the strength (that is, to facilitate forming), and then the work material.
  • the mold is formed at a low temperature (for example, room temperature).
  • a quenching heat treatment quenching
  • Patent Document 1 is excellent in impact characteristics and delayed fracture characteristics after hot forming (synonymous with hot stamping) by setting the amount of elements to be contained and the relationship between the amounts of elements within a predetermined range.
  • a steel plate from which a member can be obtained is disclosed.
  • Patent Document 2 as described above, high strength is achieved by setting the amount of elements to be contained and the relationship between the amounts of the elements within a predetermined range and performing heating before forming the steel sheet in a nitriding atmosphere or a carburizing atmosphere. A method of obtaining a part is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a means for obtaining a hot press product with high productivity by defining chemical components and microstructure and limiting heating conditions and molding conditions.
  • the present inventors have found that in the case of such a long part, the warp of the part, which was negligible in the case of the short part, occurs with a slight amount.
  • the present inventors found that the fluctuation of the carbon concentration of the steel plate immediately before hot stamping (immediately before forming with a mold) is related to the occurrence of non-uniform strain. I got a feeling that it was. As a result of further research, it became clear that the melting behavior of iron carbide in the steel sheet in the heating process immediately before forming is the key to suppressing the occurrence of non-uniformity.
  • a steel sheet for hot stamping has a microstructure composed of a ferrite phase as a main phase, a second phase such as pearlite, and iron carbide.
  • carbon generated from the iron carbide in the heating step before forming is dissolved in the austenite phase, and the austenite phase is quenched and transformed into a martensite phase, whereby high strength can be obtained.
  • the strength of the martensite phase produced depends strongly on the cooling conditions and the concentration of carbon dissolved in the austenite phase, so how to uniformly dissolve iron carbide in the heating process is a molded product obtained in the subsequent process. It can be easily guessed that it strongly affects the mechanical properties of
  • Patent Documents 1 to 3 do not describe the distribution of carbide size. Patent Documents 1 and 2 do not disclose at all the conditions under which the cold-rolled steel sheet is annealed, and do not consider the control of carbides in the steel sheet. In Patent Document 3, there is no description regarding the heating history that is most important in controlling the state of carbides in the annealing of cold-rolled steel sheets, and the control of carbides is not studied.
  • Patent Document 4 is a technique for obtaining a steel sheet having excellent local ductility and hardenability by setting the spheroidization rate and average particle size of carbide within a predetermined range. There is no description regarding the distribution of the thickness. Moreover, in order to obtain a predetermined metal structure, it is essential to carry out extremely special annealing, and since it is not premised on the production in general continuous annealing equipment or continuous hot dipping plating equipment, Patent Document 4 discloses annealing conditions. The distribution of the carbide size distribution is not controlled.
  • Patent Document 5 is a technique for obtaining a steel sheet excellent in stability of strength against heat treatment conditions and delayed fracture resistance by setting the average particle size of iron carbide within a predetermined range. Does not describe the distribution of carbide size. Patent Document 5 does not disclose any heating history up to the maximum heating temperature, and does not control the distribution of carbide size.
  • Patent Document 6 is a technique for obtaining a high-carbon steel sheet having excellent wear resistance by controlling the ratio of the average grain size of ferrite and the carbide of a predetermined size among the spherical carbides. There is no description regarding the distribution of carbide size. Moreover, in order to obtain a predetermined steel plate, it is indispensable to carry out long-time annealing in combination with a hot-rolled steel plate and a cold-rolled steel plate several times, and in general continuous annealing equipment and continuous hot dipping equipment. Since manufacturing is not premised, Patent Document 6 does not control the distribution of carbide size by devising annealing conditions.
  • Patent Document 7 is a technique for obtaining a medium / high carbon high-strength steel sheet excellent in punchability by controlling the average particle diameter of ferrite and the average particle diameter of carbides. There is no description regarding the distribution of carbide size. Further, in addition to disclosing cold-rolled steel sheets that are cold-rolled and cold-rolled steel sheets that are annealed under low-temperature and long-term annealing conditions that are maintained at 350 to 700 ° C. for 10 to 40 hours, general continuous Since it is not premised on the production in annealing equipment or continuous hot dipping plating equipment, the distribution condition of the carbide size is not controlled by devising the annealing conditions.
  • the present invention controls the distribution state of the size of the iron carbide contained in the steel sheet so that the warp that easily occurs when a long member is manufactured using the hot stamp method can be reduced.
  • An object of the present invention is to provide a hot stamping steel plate and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied to solve such problems. As a result, if the distribution of the diameter of the iron carbide contained from the surface of the steel plate to 1/4 position of the plate thickness is within a predetermined range, even if there is fluctuation in the cooling conditions at the time of molding, It was found that it is extremely effective in suppressing warpage. Moreover, it discovered that such a steel plate could be obtained by controlling the conditions at the time of recrystallization annealing of the cold-rolled steel plate, and also repeated trial and completed this invention. The summary is as follows.
  • the steel sheet for a hot stamp member is C: 0.10 to 0.35%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.3 to 2 in mass%. 0.3% and Al: 0.01 to 0.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, and N: 0.1% or less, the balance being It has a chemical composition composed of Fe and inevitable impurities, and the standard deviation of the diameter of iron carbide contained from the surface to a position of 1/4 of the plate thickness is 0.8 ⁇ m or less.
  • the chemical composition further includes, in mass%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ti: 0.001 to 0.5%, Nb: 0.001 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.01%, Mo: 0.01 to 1.0%, W: 0.01 to 0.5%, V: 0.01 to One or more selected from 0.5%, Cu: 0.01 to 1.0%, and Ni: 0.01 to 5.0% may be contained.
  • the surface may have an Al plating layer with a plating thickness of 50 ⁇ m or less.
  • the surface may have a Zn plating layer having a plating thickness of 30 ⁇ m or less.
  • the surface may have a Zn—Fe alloy layer having a plating thickness of 45 ⁇ m or less.
  • the manufacturing method of the steel sheet for hot stamping members according to one aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.35%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.00. 3 to 2.3%, and Al: 0.01 to 0.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, and N: 0.1% or less
  • the change in the rate of increase in the steel sheet temperature from 300 ° C. to the maximum temperature S in units of ° C./s 2 in the cold rolled steel sheet having the chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities as the balance d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) Is recrystallized by heating so that the following formula 1 is satisfied and the maximum temperature S is 720 to 820 ° C.
  • T is the steel sheet temperature in units of ° C.
  • t is the time in units of s
  • ⁇ T / ⁇ t is the time in the time ⁇ t seconds during heating of the recrystallization annealing in units of ° C / s. It refers to the rate of increase in steel sheet temperature.
  • the chemical composition is further, in mass%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ti: 0.001 to 0.00. 5%, Nb: 0.001 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.01%, Mo: 0.01 to 1.0%, W: 0.01 to 0.5%, V: 0 One or more selected from 0.01 to 0.5%, Cu: 0.01 to 1.0%, and Ni: 0.01 to 5.0% may be contained.
  • the d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) is 10 seconds or less from the heating temperature history during the recrystallization annealing.
  • coefficient of determination R 2 may be twice the coefficient of the variable of degree 2 at the time of determining the polynomial approximation curve of degree 2 such that 0.99 or more.
  • the cold-rolled steel sheet is immersed in a Zn bath following the recrystallization annealing, and the cold-rolled steel sheet is used. After forming a Zn plating layer on the surface of the steel plate, the cold-rolled steel plate may be heated to 600 ° C. or less to form a Zn—Fe alloy layer on the surface of the cold-rolled steel plate.
  • the steel sheet for a hot stamp member according to the above aspect of the present invention warpage generated in a long molded product obtained by molding with a widely used hot stamp facility is extremely small. Sometimes there is very little possibility of failure. For these reasons, the steel sheet for a hot stamp member according to the above aspect has an effect of expanding the application range (parts) of the hot stamp method.
  • an Al plating layer, a Zn plating layer, and a Zn—Fe alloy layer with few defects such as galling, peeling and cracking after hot stamping. can be obtained. Therefore, in this case, the corrosion resistance and surface quality of the steel sheet for hot stamp members can be further improved.
  • Example 1 It is a perspective view of the blank (steel plate) before shape
  • Example 1 it is a graph which shows the relationship between the standard deviation of the magnitude
  • Example 1 it is a graph which shows the relationship between the standard deviation of the magnitude
  • Example 1 it is a graph which shows the relationship between d / dt ((DELTA) T / (DELTA) t) and the standard deviation of the magnitude
  • Example 3, 4, and 5 it is a figure which shows the temperature history of the steel plate from a heating start to the maximum temperature.
  • the present inventors produced a hot stamp member using a steel sheet containing C: 0.22%, Si: 0.3%, and Mn: 1.2% by mass%, and evaluated the characteristics. I did some research.
  • the present inventors have examined in detail the actual state of warpage, particularly considering application to long parts. In the course of the study, it was found that even when a steel plate having almost the same chemical composition and tensile strength was hot stamped under the same conditions, there was a difference in the amount of warpage occurring in the molded product. Therefore, when the cause of the difference in warpage between steel plates was investigated in detail, the present inventors found that (i) there was a difference in hardness fluctuation near the surface of the molded product in comparison between steel plates.
  • this difference is due to the iron carbide size distribution near the surface of the steel plate before hot stamping, and (iii) to obtain the desired iron carbide size distribution, It has been found that the conditions for recrystallization annealing of the rolled steel sheet may be controlled within a predetermined range.
  • C is the most important element for increasing the strength of a steel sheet by the hot stamp method.
  • 0.10% or more of C is contained in the steel.
  • C is contained in the steel in an amount exceeding 0.35%, deterioration of toughness is a concern, so 0.35% is made the upper limit of the C amount.
  • C amount is 0.32% or less, and it is more preferable that it is 0.30% or less.
  • Si is a solid solution strengthening element, and 0.01 to 1.0% of Si can be effectively used as a solid solution strengthening element.
  • 1.0% is made the upper limit of the Si amount.
  • the lower limit of the amount of Si is a reference amount contained in steel due to deoxidation.
  • Mn functions as a solid solution strengthening element like Si, and is a useful element that enhances the hardenability of the steel sheet.
  • the amount of Mn in the steel is set to 0.3% or more. However, even if Mn is contained in the steel in excess of 2.3%, the effect is saturated, so 2.3% is made the upper limit of the Mn amount.
  • the amount of Mn is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • Al is suitable as a deoxidizing element, 0.01% or more of Al may be contained in the steel. However, when a large amount of Al is contained in the steel, a coarse oxide is formed and the mechanical properties of the steel sheet are impaired. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.5%.
  • N is easily bonded to Ti and B, the N content is controlled to 0.1% or less so as not to reduce the intended effect of these elements.
  • the N content is preferably as small as possible, so it is preferably 0.01% or less. If the amount of N is reduced more than necessary, a great load is applied to the steelmaking process, so 0.0010% may be used as a guideline for the lower limit of the amount of N.
  • the above chemical elements are the basic components (basic elements) of the steel in the present embodiment, the basic elements are controlled (contained or restricted), and the chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities as the balance is Basic composition.
  • the following chemical elements may be further contained in the steel as necessary.
  • the steel may contain one or more selective elements selected from Cr, Ti, Nb, B, Mo, W, V, Cu, and Ni. In order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add these selective elements into the steel, and the lower limit of the amount of Cr, Ti, Nb, B, Mo, W, V, Cu, Ni is any 0%.
  • Cr is an element having an effect of improving hardenability, it can be appropriately used. The effect becomes clear when the Cr content is 0.01% or more. On the other hand, even if Cr is added to the steel in excess of 2.0%, the effect is saturated, so 2.0% is made the upper limit of the Cr amount.
  • Ti is an element that is desired to be used effectively because it functions to stably extract the effect of B described later through formation of nitride.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • Ti is excessively added to the steel, nitride becomes excessive and the toughness and shear surface properties deteriorate, so 0.5% is made the upper limit of the Ti amount.
  • Nb is an element to be used effectively because it forms carbonitride and increases the strength of steel.
  • the Nb content in the steel may be 0.001% or more.
  • Nb exceeds 0.5% in steel, the controllability of hot rolling may be impaired, so 0.5% is made the upper limit of the Nb amount.
  • B is an element that enhances hardenability. If the steel contains B in an amount of 0.0005% or more, the effect of improving hardenability becomes clear. On the other hand, excessive addition of B leads to deterioration of hot workability and reduction of ductility, so 0.01% is made the upper limit of the B amount.
  • the concentration at which the effect is saturated is preferably set as the upper limit.
  • the upper limit of the Mo amount is preferably 1.0%, and the upper limits of the W amount and the V amount are preferably 0.5%.
  • Cu has the effect of increasing the strength of the steel sheet by adding 0.01% or more of Cu to the steel.
  • excessive Cu addition impairs the surface quality of the hot-rolled steel sheet, so 1.0% is made the upper limit of the Cu amount. Therefore, the amount of Cu may be 0.01 to 1.0%.
  • Ni is an element that is desired to be effectively used since it has an effect of improving hardenability, and the effect becomes clear when the amount of Ni is 0.01% or more.
  • the upper limit of the Ni amount is 5.0% at which the effect is saturated. Therefore, the Ni content may be 0.01 to 5.0%.
  • Ni also has the function of suppressing the deterioration of the surface quality of the hot-rolled steel sheet due to the above-mentioned Cu, it is desirable to contain it simultaneously with Cu.
  • components other than the above are Fe, but inevitable impurities mixed from melting raw materials such as scrap or refractories are allowed as other components.
  • the steel sheet according to the present embodiment includes the above-described basic element, and the balance is at least one selected from the chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities, or the above-described basic element and the above-described selective element. Seeds, the balance having a chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the amount of warpage observed in the long member formed by the hot stamp method is the fluctuation of the hardness near the surface layer of the steel sheet, and the fluctuation of the carbon concentration before the hot stamping. It turned out to be strongly dependent on. Furthermore, it has been clarified that the fluctuation of the carbon concentration can be reduced if the size of the iron carbide is more uniform.
  • the relationship between the magnitude of warpage and the fluctuation of hardness is not necessarily clear, but this relationship is probably related to the following mechanism. That is, among the factors governing the hardness of the martensite phase produced by quenching (degree of supersaturation of carbon, dislocation density, degree of refinement of structural units (such as laths and blocks), and the state of reprecipitated iron carbide) In particular, if there is a fluctuation in the dislocation density near the surface layer of the part, non-uniform residual stress is likely to be induced inside the part. In this case, warping may occur in an attempt to release non-uniform residual stress after the part is removed from the hot stamp mold.
  • Warpage of a molded body molded by the hot stamp method is defined as follows.
  • the blank 11 is formed into the shape steel 12 in the manner schematically shown in FIGS. 1A and 1B, and after the shape steel 12 is demolded, the shape steel 12 is left on the surface plate 21 as shown in FIG. did.
  • the shape steel 12 is viewed from the width direction (when viewed from the side), the distance d (mm) between the line segment connecting both ends of the shape steel 12 in the longitudinal direction and the center in the longitudinal direction of the shape steel 12 is defined as the shape steel 12. It was defined as a warp.
  • the width W was 170 mm and the length L was 1000 mm, and an equilateral steel 12 having a base of about 70 mm was obtained from the steel plate 11.
  • curvature d was 5 mm or less, it evaluated that generation
  • said molded object (section steel 12) is an example of the molded object produced in order to evaluate the curvature d at the time of shape
  • the steel plate of this embodiment has various shapes. It can be applied to various molded products and various hot stamping conditions. The warpage generated in the formed body is reduced when the length of the formed body is shorter than 1000 mm or the width of the formed body is longer than 170 mm. However, the steel sheet of the present embodiment is changed to such a formed body. Even if applied, it is possible to obtain an effect of further suppressing the warpage d of the molded body.
  • the standard deviation of the diameter of the iron carbide contained from the surface of the steel plate to the 1/4 position of the plate thickness is 0.8 ⁇ m or less.
  • the standard deviation is more than 0.8 ⁇ m, the warp d of the molded body is more than 5 mm, and it is determined that the warp cannot be overlooked.
  • the size distribution of iron carbide is measured as follows.
  • a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet (cross section including the thickness direction) is polished and appropriately treated with a carbide appearing corrosive liquid (for example, a Picral corrosive liquid), and then subjected to a scanning electron microscope. Then, the cross-sectional area from the surface of the steel plate to the 1/4 position of the plate thickness is continuously observed at a magnification of 5000 times. The field of view is expanded until the number of measured iron carbides is at least 600. The size (diameter) of the iron carbide is the average of the longest side and the shortest side of the iron carbide. The standard deviation is calculated from the obtained iron carbide size data. A commercially available statistical software can be used for the calculation of the standard deviation.
  • a carbide appearing corrosive liquid for example, a Picral corrosive liquid
  • the average size of the iron carbide may be 0.5 ⁇ m or more or 1 ⁇ m or more. If the standard deviation of the diameter of the iron carbide is 0.8 ⁇ m or less, the average size of the iron carbide is not particularly limited, but may be, for example, 5 ⁇ m or less or 3 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al plating layer, Zn plating layer, and Zn—Fe alloy layer does not affect the occurrence of warping of the part after hot stamping, but when these thicknesses are excessively large, There is a concern of affecting the moldability. As shown in the examples described later, galling was observed when the thickness of the Al plating layer was more than 50 ⁇ m, and when the thickness of the Zn plating layer was more than 30 ⁇ m, Zn was adhered to the mold. When the thickness of the Zn—Fe alloy layer exceeds 45 ⁇ m, cracks in the alloy layer are observed. Thus, productivity is impaired when the thickness of each layer is excessively large.
  • the thickness of the Al plating layer may be limited to 50 ⁇ m or less
  • the thickness of the Zn plating layer may be limited to 30 ⁇ m or less
  • the thickness of the Zn—Fe alloy layer may be limited to 45 ⁇ m or less.
  • the thickness of the Al plating layer is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the Zn plating layer is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the Zn—Fe alloy layer is preferably 10 ⁇ m or more, more preferably 15 ⁇ m or more.
  • “Surface” is defined as follows in a steel sheet having any one of an Al plating layer, a Zn plating layer, and a Zn—Fe alloy layer on the surface.
  • the Al plating layer of the steel plate of the present embodiment is composed of two layers of an outer layer mainly composed of Al and an inner layer (steel plate side) that is considered to be a layer formed by reaction of Al and Fe. It is configured.
  • the boundary between this inner layer and the steel plate (plated steel plate) is defined as the surface of the steel plate.
  • the Zn plating layer of the steel plate of the present embodiment includes an outer layer mainly composed of Zn, and an inner layer that is a layer formed by reaction of Al added in a trace amount in the Zn bath with Fe. It consists of two layers. The boundary between this inner layer and the steel plate (plated steel plate) is defined as the surface of the steel plate.
  • the Zn—Fe alloy layer of the steel plate of the present embodiment is composed of a plurality of alloy layers containing Zn and Fe. Of these plural alloy layers, the boundary between the innermost (steel plate side) layer and the steel plate (plated steel plate) is defined as the surface.
  • steelmaking, casting, hot rolling, and cold rolling are performed based on a conventional method to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the steel is made into a slab by continuous casting, and the obtained slab (steel) is, for example, 1300 ° C. or less.
  • Hot rolling is started at a heating temperature (eg, 1000 to 1300 ° C.), and hot rolling is completed at around 900 ° C. (eg, 850 to 950 ° C.).
  • a heating temperature eg, 1000 to 1300 ° C.
  • hot rolling is completed at around 900 ° C. (eg, 850 to 950 ° C.).
  • the hot rolling rate may be 60 to 90%.
  • the hot-rolled steel sheet (steel) obtained after winding is cold-rolled through a pickling process.
  • the cold rolling rate can be selected from 30 to 90%.
  • Annealing for recrystallizing the cold-rolled steel sheet thus manufactured is extremely important.
  • the change d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) of the rise rate of the steel sheet temperature (sheet temperature) from 300 ° C. to the maximum temperature S (° C.) satisfies Equation 1, and S is 720 to 820.
  • Annealing is performed so that it may become (degreeC).
  • T is the steel plate temperature (° C.)
  • t is the time (s)
  • ⁇ T / ⁇ t is the temperature change (° C./s) during the time ⁇ t (s) during the recrystallization annealing heating.
  • D / dt ( ⁇ T / ⁇ t) indicates a change in plate temperature increasing rate from 300 ° C. to the maximum temperature S (° C./s 2 ).
  • standard of 0 (zero) of t does not need to restrict
  • the steel plate temperature at the time of annealing is measured using a radiation thermometer previously arranged in the annealing equipment or a thermocouple attached to the steel plate itself.
  • the temperature history of the steel sheet thus obtained is expressed as a quadratic function of time, and d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) is determined by using the second derivative of the quadratic function.
  • a method for obtaining a quadratic function is to prepare a data set of (t, T) by reading the steel sheet temperature from the above temperature history at a short time interval (preferably 10 seconds or less or 5 seconds or less), and this data set is commercially available.
  • a graph was created (again) using the spreadsheet software, and the graph was further approximated by a degree 2 polynomial approximation.
  • the heating conditions from room temperature to 300 ° C. are not particularly limited.
  • the steel plate After the steel plate temperature reaches the temperature S, the steel plate may be held at the temperature S for a short time, or may immediately shift to the cooling process.
  • the holding time is desirably 180 s or less, and more desirably 120 s or less, from the viewpoint of suppressing the coarsening of the crystal grain size.
  • the cooling rate from the temperature S is not particularly limited, but it is desirable to avoid rapid cooling with an average cooling rate of 30 ° C./s or more.
  • Steel sheets for hot stamping are often processed into a predetermined shape by shearing and then used for hot stamping. Therefore, if rapid cooling is performed after annealing, the shear load increases and production efficiency decreases. Concerned.
  • the steel sheet After annealing, the steel sheet may be cooled to room temperature, or may be immersed in a molten Al bath while cooling the steel sheet to form an Al plating layer on the surface of the steel sheet.
  • the molten Al bath may contain 0.1 to 20% Si.
  • Si contained in the Al plating layer affects the reaction between Al and Fe generated during heating before hot stamping. Excessive reaction may impair the press formability of the plating layer itself, while suppression of excessive reaction may cause Al to adhere to the press mold.
  • the Si content in the Al plating layer is desirably 1 to 15%, more preferably 3 to 12%.
  • the steel plate may be immersed in a molten Zn bath during cooling after annealing to form a Zn plating layer on the surface of the steel plate.
  • the steel plate on which the Zn plating layer is formed is heated to 600 ° C. or lower to form a Zn—Fe alloy layer on the surface of the steel plate. It may be formed.
  • the minimum of the temperature of alloying process is not restrict
  • the molten Zn bath can contain 0.01 to 3% Al.
  • Al in the molten Zn bath strongly affects the reaction between Zn and Fe.
  • the reaction layer of Fe and Al becomes an obstacle, and mutual diffusion of Zn and Fe can be suppressed.
  • Al is used to control the target layer to be the main layer among multiple layers with different workability and adhesion to the steel. it can.
  • the thickness (plating thickness) of the Al plating layer, the Zn plating layer, and the Zn—Fe alloy layer may be controlled to a predetermined thickness or less. That is, the plating thickness is preferably 50 ⁇ m or less for the Al plating layer, the plating thickness is 30 ⁇ m or less for the Zn plating layer, and the plating thickness is 45 ⁇ m or less for the Zn—Fe alloy layer.
  • the steel sheet for a hot stamp member according to the present invention has the effects of the present invention regardless of the plate thickness and strength after hot stamping, but hot rolling, cold rolling, annealing, and plating application (formation of a plating layer).
  • the preferable thickness of the target steel plate is preferably about 0.5 to 3.5 mm.
  • the preferable strength after hot stamping of the target steel sheet is preferably about 1200 to 2000 MPa in terms of tensile strength.
  • Steel pieces (steel) having chemical components described in Table 1 were obtained by steelmaking and casting. These steels were heated to 1250 ° C., subjected to hot rolling at a finishing temperature of 910 ° C., and wound at a winding temperature of 620 ° C. to form a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm. These hot-rolled steel sheets were pickled and then cold-rolled to obtain 1.6 mm-thick cold-rolled steel sheets.
  • the cold-rolled steel sheet was recrystallized and annealed under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot stamping steel sheet.
  • heating was performed at a constant heating rate of 10 ° C./s from 300 ° C. to 600 ° C., and then the cold-rolled steel sheet was heated at a constant heating rate of 2 ° C./s to 800 ° C.
  • the change d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) in the steel plate temperature increase rate was 0 (zero).
  • Example 3 After polishing the cross section parallel to the rolling direction of the sample taken from this hot stamping steel plate, the microstructure of this cross section was revealed with a picral-based corrosive solution, and then the thickness of the cold rolled steel plate (sample) was reduced to 0. 0 in the thickness direction.
  • a region up to a position (1/4 position of the plate thickness) separated by a distance of 4 mm was observed at a magnification of 5000 times with a scanning electron microscope, and the size of the iron carbide was measured. This observation was performed until the number of measured iron carbides reached 600 or more. Furthermore, the measured data was processed to determine the standard deviation.
  • a 170 ⁇ 1000 mm blank was produced from the cold-rolled steel sheet, and this blank was formed into an equilateral steel having a base of about 70 mm by a hot stamp method, and the warpage d (mm) was made in the manner shown in FIG. It was measured.
  • the heating conditions before hot stamping were a temperature of 900 ° C., a holding time of 1 minute, and 10 minutes. Further, a 210 ⁇ 300 mm blank 32 is produced from the cold-rolled steel sheet, and the blank 32 is formed by using the upper mold 31a and the lower mold 31b shown in FIG. Was subjected to hot stamping under the same conditions as above to obtain a material for measuring tensile strength. Two JIS No. 5 tensile test pieces were collected from these materials. Processing for sampling was performed by electric discharge machining. The obtained test piece was subjected to a tensile test to determine the tensile strength ⁇ B (average value of two pieces).
  • Table 3 shows steel code, annealing conditions, change in steel plate temperature rise rate from 300 ° C. to maximum temperature S (° C.) d / dt ( ⁇ T / ⁇ t), average value and standard deviation of iron carbide size, ⁇ B (average value of two) and warpage d are shown.
  • annealing conditions i, iii, iv, vi, viii, and ix that satisfy the conditions of the present invention (Nos. 1-8, 10, 11, 13, and 15-25)
  • a tensile strength of 1200 to 1500 MPa was obtained, and the warpage was as small as 5 mm or less.
  • warpage exceeding 5 mm was observed in the steel sheets (No. 9, 12, 14, 26, and 27) obtained by annealing under the annealing conditions that did not satisfy the conditions of the present invention.
  • FIG. 4 when the heating condition before hot stamping is 900 ° C. and holding for 1 minute
  • FIG. 5 when the heating condition before hot stamping is holding at 900 ° C. and holding for 10 minutes
  • the standard deviation of the size of iron carbide from the surface of the steel plate before stamping to 1/4 position of the plate thickness It is clear that a long hot stamp member with a small warp can be obtained when the standard deviation of the thickness is 8 ⁇ m or less (No. 1 to 8, 10, 11, 13, and 15 to 25, indicated by open circle). became.
  • this standard deviation exceeds 8 ⁇ m (No. 9, 12, 14, 26, and 27, indicated by solid circle or solid triangle), d is over 8 mm, and it has become clear that it cannot be overlooked.
  • d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) is less than ⁇ 0.2 or 0 or more, or S is less than 720 ° C., or S is more than 820 ° C. In any case, the standard deviation of the size of the iron carbide exceeds 0.8 ⁇ m.
  • Steel pieces (steel) having chemical components shown in Table 4 were obtained by steelmaking and casting. These steels were made into hot-rolled steel sheets having a thickness of 3.0 mm under the same conditions as in Example 1. The hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled to obtain 1.2-mm cold-rolled steel sheets.
  • Example 1 Measure the size of iron carbide in the region from the surface of the obtained cold-rolled steel sheet to a position separated by a distance of 0.3 mm in the thickness direction (1/4 position of the plate thickness). Standard deviation was determined. Moreover, the cold-rolled steel sheet was hot stamped at 900 ° C. under two heating conditions of 1 minute and 5 minutes to obtain a shaped steel. Further, as in Example 1, the warpage d of the shape steel was measured, and a tensile test piece was taken from the shape steel, and the tensile strength ⁇ B was measured.
  • Table 5 shows the results.
  • the steel sheet for hot stamping which has been subjected to recrystallization annealing under the annealing conditions i and ix satisfying the conditions of the present invention, the steel sheet contains chemical components such as Mo, W, V, Cu, and Ni.
  • the standard deviation of the size of the iron carbide from the surface of the steel plate to 1/4 position of the plate thickness was 0.8 ⁇ m or less.
  • the warp of the long component (section steel) is 5 mm or less regardless of the heating conditions (holding time at 900 ° C.) before hot stamping, and it is clear that an excellent hot stamp member can be obtained. It became.
  • the standard deviation of the size of the iron carbide from the steel sheet surface to the 1/4 position of the plate thickness was more than 0.8 ⁇ m.
  • the warp of the hot stamp member obtained regardless of the heating conditions (holding time at 900 ° C.) before hot stamping is more than 5 mm, and it is clear that such a steel sheet is inferior in hot stamping formability. It became.
  • Steel pieces (steel) having chemical components described in Table 6 were obtained by steelmaking and casting. These steels were made into a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm under the same conditions as in Example 1. The hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to obtain a 1.2 mm cold rolled steel sheet.
  • d / dt ( ⁇ T / ⁇ t) used in the present invention is the temperature at a time interval of 10 seconds or less or 5 seconds or less (however, more than 0 seconds) from the heating temperature history during recrystallization annealing.
  • the coefficient of t 2 (the coefficient of the variable of order 2) when the approximate curve (degree 2 polynomial approximation curve) is determined so that the determination coefficient R 2 is 0.99 or more.
  • the size of the iron carbide in the region of the obtained steel plate from the boundary between the inner layer (Al and Fe reaction layer) of the Al plating layer and the steel plate to the position separated by 0.3 mm in the thickness direction The standard deviation of the size of the iron carbide was determined. Along with the measurement of iron carbide, the thickness of the Al plating layer (total of two layers) was also measured. Further, hot stamping was performed on the shape steel and the flat plate in the same manner as in Example 1, and the warpage d and the tensile strength ⁇ B were measured. However, the heating condition before hot stamping was held at 900 ° C. for 1 minute.
  • the thickness of the Al plating layer exceeds 50 ⁇ m.
  • galling occurred at a high frequency from the corner portion to the end portion of the shape steel.
  • the upper limit of the thickness of Al plating is preferably 50 ⁇ m or less from the viewpoint of plating quality.
  • the quality of the Al plating layer was evaluated as “A” when no galling occurred in the Al plating layer, and the quality of the Al plating layer as “B” when galling occurred in the Al plating layer. evaluated.
  • Steel pieces (steel) having chemical components described in Table 6 were obtained by steelmaking and casting. These steels were made into a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm under the same conditions as in Example 1. The hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to obtain a 1.2 mm cold rolled steel sheet.
  • the standard deviation of the size of the iron carbide was determined.
  • the thickness of the Zn plating layer (total of two layers) was also measured.
  • hot stamping was performed on the shape steel and the flat plate in the same manner as in Example 1, and the warpage d and the tensile strength ⁇ B were measured. However, there were two heating conditions before hot stamping: ⁇ 1> heated to 880 ° C. and held for 5 seconds, then air-cooled to 700 ° C. and ⁇ 2> held at 900 ° C. for 1 minute.
  • the thickness of the Zn plating layer exceeds 30 ⁇ m.
  • Zn was frequently adhered to the mold.
  • the upper limit of the thickness of the Zn plating is preferably 30 ⁇ m or less from the viewpoint of plating quality.
  • the quality of the Zn plating layer is evaluated as “A”, and when the Zn adheres to the mold, the quality of the Zn plating layer is evaluated as “B”. did.
  • Steel pieces (steel) having chemical components described in Table 6 were obtained by steelmaking and casting. These steels were made into a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm under the same conditions as in Example 1. The hot rolled steel sheet was pickled and then cold rolled to obtain a 1.2 mm cold rolled steel sheet.
  • the size of the iron carbide in the region of the obtained steel plate from the boundary between the innermost layer (Zn and Fe reaction layer) of the Zn—Fe alloy layer and the steel plate to the position separated by 0.3 mm in the thickness direction. was measured, and the standard deviation of the size of the iron carbide was determined. Along with the measurement of iron carbide, the total thickness of the Zn—Fe alloy layer (consisting of 4 layers) was also measured. Further, hot stamping was performed on the shape steel and the flat plate in the same manner as in Example 1, and the warpage d and the tensile strength ⁇ B were measured. However, there were two heating conditions before hot stamping: ⁇ 1> heated to 880 ° C. and held for 5 seconds, then air-cooled to 700 ° C. and ⁇ 2> held at 900 ° C. for 1 minute.
  • any of the examples Nos. 92 to 111
  • hot stamp parts having a warp of 5 mm or less were obtained regardless of the heating conditions before hot stamping.
  • the thickness of the Zn—Fe alloy layer exceeds 45 ⁇ m.
  • fine cracks occurred in the alloy layer after hot stamping.
  • the upper limit of the thickness of the Zn—Fe alloy layer is preferably 45 ⁇ m or less from the viewpoint of plating quality.
  • the quality of the Zn—Fe alloy layer was evaluated as “A” when no fine cracks occurred in the Zn—Fe alloy layer, and the Zn when the fine cracks occurred in the Zn—Fe alloy layer.
  • the quality of the —Fe alloy layer was evaluated as “B”.
  • a steel plate capable of reducing warpage that is likely to occur when a long part is manufactured using a hot stamp method, and a manufacturing method thereof.
  • Blank (steel plate) 12 Shape steel 21 Surface plate 31a Upper die 31b Lower die 32 Blank (steel plate) L Length W Width d Warp

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Abstract

　このホットスタンプ部材用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．３～２．３％、およびＡｌ：０．０１～０．５％、を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、およびＮ：０．１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚の１／４の位置までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下である。

Description

ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度な部材が得られる成形方法の一つであるホットスタンプ法に好適に使用できるホットスタンプ部材用鋼板、およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１１年４月２７日に、日本に出願された特願２０１１－１０００１９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車や建設機械などの分野では高強度材料を使用した質量低減への取り組みが盛んに行われている。例えば自動車では、衝突安全性の確保や高機能化に伴う車体質量の増加を相殺し、更には燃費を向上させて二酸化炭素の排出量を削減することを目的に高強度鋼板の使用量が着実に増加してきている。
　こうした高強度鋼板の使用量が拡大する流れの中で最大の問題は、鋼板の強度を高めた場合に不可避的に生じうる、「形状凍結性の劣化」と呼ばれる現象の顕在化である。この現象は、成形後のスプリングバック量が強度の増加に伴って増加することによって、狙いの形状を得ることが容易でなくなることの総称である。このような現象によって生じる問題を解決するには、低強度材（形状凍結性が優れる、あるいは問題とならない材料）では不要であった加工工程の追加（例えば、リストライク）を行ったり、製品形状を変更したりすることが行われる。
　こうした状況を解決する一つの方法として、ホットスタンプ法と呼ばれる熱間成形方法が注目されている。この熱間成形方法では、鋼板（被加工材）を所定の温度（一般的にはオーステナイト相となる温度）に加熱して強度を下げた（すなわち、成形を容易にした）後、被加工材に比べて低温（例えば室温）の金型で成形している。このような成形方法によって、被加工材に対して容易に形状を付与すると同時に、被加工材と金型との間の温度差を利用した急冷熱処理（焼き入れ）を行うことができるため、成形後の製品の強度を確保することができる。
　こうしたホットスタンプ法に適した鋼板とその成形方法に関しては幾つかの技術が報告されている。
　特許文献１には、含有する元素の量と、元素の量間の関係とを所定の範囲にすることで、熱間成形加工（ホットスタンプと同義）後に衝撃特性と遅れ破壊特性とに優れた部材を得ることができる鋼板が開示されている。
　特許文献２には、上記と同様に、含有する元素の量と、元素の量間の関係とを所定の範囲にし、かつ鋼板の成形前の加熱を窒化雰囲気や浸炭雰囲気で行うことで高強度部品を得る方法が開示されている。
　特許文献３には、化学成分とミクロ組織を規定し、かつ加熱条件と成形条件を限定することで高い生産性で熱間プレス品を得る手段が開示されている。
　最近、ホットスタンプ法の有用性が広く認知されるに至り、ホットスタンプ法の適用が検討される部材も多岐にわたって来た。そのような部材の中には、例えば乗用車のセンターピラー部品のように、長尺な部品も含まれるようになって来た。
　本発明者らは、こうした長尺な部品の場合には、短尺な部品では無視できる程度であった部品の反りが極僅かではあるが発生することを見出した。
　本発明者らは、ホットスタンプ時の冷却条件が部品の長尺化によって理想的な均一条件から外れる結果、部品に導入される歪が不均一になるため、反りが発生するのではないかと推定した。
　こうした不均一が発生する原因について詳細に検討を行ったところ、本発明者らは、ホットスタンプ直前（金型による成形の直前）の鋼板の炭素濃度の揺らぎが歪の不均一の発生に関係しているのではないかとの感触を得た。
　そこで、更に研究を進めたところ、成形直前の加熱工程における鋼板中の鉄炭化物の溶解挙動が不均一の発生を抑制する鍵を握っていることが明らかとなった。
　一般に、ホットスタンプ用の鋼板は、主相であるフェライト相、パーライトなどの第二相、および鉄炭化物で構成されるミクロ組織を有している。このような鋼板では、成形前の加熱工程で鉄炭化物から生じた炭素がオーステナイト相中に固溶し、このオーステナイト相が焼入れされてマルテンサイト相に変態することで高い強度を得ることができる。生成するマルテンサイト相の強度は冷却条件とオーステナイト相中に固溶していた炭素濃度に強く依存するので、加熱工程で如何に均一に鉄炭化物を溶解させるかがその後の工程で得られる成形品の機械的特性に強く影響することは容易に推察できる。
　更に、本発明者らが詳細に研究したところ、オーステナイト相中の炭素濃度の均一性には、加熱前の鉄炭化物の大きさ（平均寸法）ではなく、大きさの分布状態が強く影響することが判明した。しかしながら、こうした視点に立ってホットスタンプ用の鋼板について検討した例は見当たらない。
　特許文献１～３には、炭化物の大きさの分布に関する記載はない。
　特許文献１、２には、冷延鋼板をどのような条件で焼鈍したかについて全く開示されておらず、鋼板中の炭化物の制御について検討していない。
　特許文献３には、冷延鋼板の焼鈍について、炭化物の状態を制御する上で最も重要である加熱履歴に関する記載はなく、炭化物の制御について検討していない。
　特許文献４は、炭化物の球状化率と平均粒径を所定の範囲にすることで局部延性と焼入れ性に優れた鋼板を得るための技術であるが、この特許文献４には、炭化物の大きさの分布状態に関する記載はない。
　また、所定の金属組織を得るために、極めて特殊な焼鈍を行うことが必須であり、一般的な連続焼鈍設備や連続溶融めっき設備での製造を前提としていないので、特許文献４では、焼鈍条件を工夫して炭化物の大きさの分布状態を制御していない。
　特許文献５は、鉄炭化物の平均粒径を所定の範囲にすることで熱処理条件に対する強度の安定性と、耐遅れ破壊特性とに優れた鋼板を得るための技術であるが、この特許文献５には、炭化物の大きさの分布状態に関する記載はない。
　特許文献５には、最高加熱温度までの加熱履歴について全く開示されておらず、炭化物の大きさの分布状態を制御していない。
　特許文献６は、フェライトの平均粒径と球状炭化物のうちの所定寸法の炭化物の比率を制御することで耐摩耗性に優れた高炭素鋼板を得るための技術であるが、この特許文献６には、炭化物の大きさの分布状態に関する記載はない。
　また、所定の鋼板を得るために、熱延鋼板、および冷延鋼板に対して長時間焼鈍を複数回組み合わせて実施することが必須であり、一般的な連続焼鈍設備や連続溶融めっき設備での製造を前提としていないので、特許文献６では、焼鈍条件を工夫して炭化物の大きさの分布状態を制御していない。
　特許文献７は、フェライトの平均粒径と炭化物の平均粒径を制御することで、打ち抜き性に優れた中・高炭素高強度鋼板を得るための技術であるが、この特許文献７には、炭化物の大きさの分布状態に関する記載はない。
　また、冷延ままの冷延鋼板と、３５０～７００℃に１０～４０時間保持する低温かつ長時間の焼鈍条件で焼鈍された冷延鋼板とが開示されていることに加え、一般的な連続焼鈍設備や連続溶融めっき設備での製造を前提としていないので、焼鈍条件を工夫して炭化物の大きさの分布状態を制御していない。
　本発明者らの研究の結果、鉄炭化物の大きさの分布状態は、冷延鋼板の焼鈍時の、鋼板温度の上昇速度の変化と密接に関係していることも判明したが、以上のようにこうした視点に立ってホットスタンプ用の鋼板の製造方法について検討した例は見当たらない。
日本国特開２００５－１３９４８５号公報 日本国特開２００５－２００６７０号公報 日本国特開２００５－２０５４７７号公報 日本国特開平１１－８０８８４号公報 日本国特開２００３－２６８４８９号公報 日本国特開２００６－２７４３４８号公報 日本国特開２００６－２９１２３６号公報
　本発明は、上記実情に鑑み、鋼板中に含まれる鉄炭化物の大きさの分布状態を制御することにより、ホットスタンプ法を用いて長尺部材を製造した際に生じ易い反りを小さくできるようにしたホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、こうした課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板の表面から板厚の１／４位置までに含まれる鉄炭化物の直径の分布状態が所定の範囲内であれば、成形時の冷却条件に揺らぎがあっても成形後の部品の反りの抑制に極めて有効であることを見出した。また、冷間圧延した鋼板を再結晶焼鈍する際の条件を制御することによってこのような鋼板を得ることができることも見出し、更に試行を繰り返して本発明を完成させた。
　その要旨は、以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係るホットスタンプ部材用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．３～２．３％、およびＡｌ：０．０１～０．５％、を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、およびＮ：０．１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚の１／４の位置までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下である。
　（２）上記（１）に記載のホットスタンプ部材用鋼板では、前記化学組成が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１～２．０％、Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、およびＮｉ：０．０１～５．０％から選択される１種以上を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ部材用鋼板では、前記表面にめっき厚が５０μｍ以下のＡｌめっき層を有してもよい。
　（４）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ部材用鋼板では、前記表面にめっき厚が３０μｍ以下のＺｎめっき層を有してもよい。
　（５）上記（１）または（２）に記載のホットスタンプ部材用鋼板では、前記表面にめっき厚が４５μｍ以下のＺｎ－Ｆｅ合金層を有してもよい。
　（６）本発明の一態様に係るホットスタンプ部材用鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．３～２．３％、およびＡｌ：０．０１～０．５％、を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、およびＮ：０．１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する冷延鋼板を、℃／ｓ２の単位での３００℃から最高温度Ｓまでの鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が下記式１を満たし、かつ、前記最高温度Ｓが７２０～８２０℃となるように加熱して再結晶焼鈍を行う。
－０．２０≦ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）＜０　　　　（式１）
　ここで、Ｔは、℃の単位での前記鋼板温度、ｔは、ｓの単位での時間、ΔＴ／Δｔは、℃／ｓの単位での前記再結晶焼鈍の加熱中の時間Δｔ秒間における前記鋼板温度の上昇速度を指す。
　（７）上記（６）に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、前記化学組成が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１～２．０％、Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．００１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、およびＮｉ：０．０１～５．０％から選択される１種以上を含有してもよい。
　（８）上記（６）または（７）に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、前記ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が、前記再結晶焼鈍時の加熱の温度履歴から１０秒以下の時間間隔で温度を読み取り、決定係数Ｒ２が０．９９以上となるように次数２の多項式近似曲線を決定した際の次数２の変数の係数の２倍であってもよい。
　（９）上記（６）～（８）のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＡｌ浴に浸漬し、前記冷延鋼板の表面にＡｌめっき層を形成してもよい。
　（１０）上記（６）～（８）のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＺｎ浴に浸漬し、前記冷延鋼板の表面にＺｎめっき層を形成してもよい。
　（１１）上記（６）～（８）のいずれか一項に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＺｎ浴に浸漬して前記冷延鋼板の表面にＺｎめっき層を形成した後、前記冷延鋼板を６００℃以下に加熱して前記冷延鋼板の表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成してもよい。
　本発明の上記態様に係るホットスタンプ部材用鋼板では、広く普及しているホットスタンプ設備で成形して得られる長尺の成形品に生じる反りが極めて小さいので、この成形品を他部品との接合時に不具合の生じる可能性が極めて低い。こうしたことから、上記態様に係るホットスタンプ部材用鋼板は、ホットスタンプ法の適用範囲（部品）を拡大する効果を有する。
　また、上記（３）～（５）の態様に係るホットスタンプ部材用鋼板では、ホットスタンプ後に、かじりや剥れ、割れ等の欠陥が少ないＡｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層を得ることができる。そのため、この場合には、ホットスタンプ部材用鋼板の耐食性及び表面品質をより高めることができる。
　さらに、本発明の上記態様に係るホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、既設の製鉄設備を使用することができ、ホットスタンプ法により長尺の成形品を製造した場合であっても、反りを極めて低くすることができるホットスタンプ部材用鋼板を提供することができる。
　加えて、上記（９）～（１１）の態様に係るホットスタンプ部材用鋼板の製造方法では、ホットスタンプ部材用鋼板の耐食性及び表面品質をより高めることができる。
ホットスタンプ法によって形鋼に成形する前のブランク（鋼板）の斜視図である。 ホットスタンプ法によって成形された後の形鋼の斜視図である。 長尺部品の反りを測定する要領を示す側面図である。 ホットスタンプ法によりブランク（鋼板）を平板にスタンプする要領を示す斜視図である。 実施例１において、ホットスタンプ前の加熱条件が９００℃に１分間保持の場合に、鉄炭化物の大きさの標準偏差と反りとの関係を示すグラフである。 実施例１において、ホットスタンプ前の加熱条件が９００℃に１０分間保持の場合に、鉄炭化物の大きさの標準偏差と反りとの関係を示すグラフである。 実施例１において、ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）と鉄炭化物の大きさの標準偏差との関係を示すグラフである。 実施例３、４、および５において加熱開始から最高温度までの鋼板の温度履歴を示す図である。
　本発明者らは、質量％にて、Ｃ：０．２２％、Ｓｉ：０．３％、およびＭｎ：１．２％を含有する鋼板を用いてホットスタンプ部材を作製し、その特性を評価する研究を行った。本発明者らは、特に長尺部品への適用を考慮して、反りの実態について詳細に検討した。その検討の過程で、化学成分や引張強さが殆ど同じである鋼板を同一の条件でホットスタンプしても、成形品に生じる反りの大きさに違いがあることを見出した。そこで、鋼板間で反りの大きさに差異が生じる原因を詳細に調査したところ、本発明者らは、（ｉ）鋼板間の比較で成形品の表面付近の硬さの揺らぎに相違のあること、（ｉｉ）この相違がホットスタンプ前の鋼板の表面付近の鉄炭化物の大きさの分布状態に起因すること、そして、（ｉｉｉ）望ましい鉄炭化物の大きさの分布状態を得るには、冷間圧延した鋼板を再結晶焼鈍する際の条件を所定の範囲内に制御するとよいことを見出した。
　詳しくは実施例の中で述べるが、本発明者らは、こうした実験結果に立脚し、適切な鉄炭化物の大きさの分布状態と、焼鈍条件とを実験的に明らかにして本発明を完成させた。
　以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ部材用鋼板（鋼板）について説明する。
　まず、鋼板の化学成分について説明する。以下では、各化学成分の「％」は、「質量％」を意味する。
　＜Ｃ：０．１０～０．３５％＞
　Ｃは、ホットスタンプ法によって鋼板を高強度化する上で最も重要な元素である。ホットスタンプ後に少なくとも１２００ＭＰａ程度の強度を得るには、鋼中にＣを０．１０％以上含有させる。その一方で、鋼中にＣを０．３５％を超えて含有させると、靭性の劣化が心配されるので、０．３５％をＣ量の上限とする。靭性をより改善する場合には、Ｃ量が、０．３２％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
　＜Ｓｉ：０．０１～１．０％＞
　Ｓｉは、固溶強化元素であり、０．０１～１．０％のＳｉを固溶強化元素として有効に活用できる。しかしながら、１．０％を超えるＳｉを鋼中に含有させると、ホットスタンプ後に化成処理や塗装を行う際に不具合が生じることが懸念されるので、１．０％をＳｉ量の上限とする。Ｓｉ量の下限を特に限定することなく鉄炭化物を制御する効果を得ることができるが、必要以上にＳｉ量を低減すると製鋼負荷が高まるため、Ｓｉ量を０．０１％以上とする。このＳｉ量の下限は、脱酸に起因して鋼中に含有される目安量である。より安定した表面処理を行う場合には、Ｓｉ量が、０．９％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。
　＜Ｍｎ：０．３～２．３％＞
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化元素として機能する他に、鋼板の焼き入れ性を高める有用な元素である。このような強度及び焼入れ性向上の効果を明確に得るために、鋼中のＭｎ量を０．３％以上とする。しかし、鋼中にＭｎを２．３％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、２．３％をＭｎ量の上限とする。より強度を高める場合には、Ｍｎ量が、０．５％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。
　＜Ｐ：０．０３％以下＞、＜Ｓ：０．０２％以下＞
　両元素は、いずれも不純物であり、熱間加工性に影響を及ぼすため、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に制限する。
　＜Ａｌ：０．０１～０．５％＞
　Ａｌは、脱酸元素として好適であるので、鋼中にＡｌを０．０１％以上含有させてよい。しかし、多量のＡｌを鋼中に含有させると、粗大な酸化物を形成して鋼板の機械的性質を損なう。そのため、Ａｌ量の上限を０．５％とする。
　＜Ｎ：０．１％以下＞
　Ｎは、ＴｉやＢと容易に結合することからそれらの元素の目的とする効果を減じないようにＮ量を０．１％以下に制御する。靭性を高める場合には、Ｎ量は、少ない方がよいため、望ましくは０．０１％以下である。必要以上にＮ量を低減すると製鋼工程に多大な負荷が掛かるので、０．００１０％をＮ量の下限の目安としてもよい。
　以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、必要に応じて、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉから選択される１種以上の選択元素を鋼中に含有させてもよい。合金コストの低減のためには、これら選択元素を意図的に鋼中に添加する必要はなく、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉの量の下限は、いずれも０％である。
　＜Ｃｒ：０．０１～２．０％＞
　Ｃｒは、焼き入れ性を高める効果を有する元素であるから適宜使用できる。その効果が明瞭となるのは、Ｃｒ量が０．０１％以上である。一方で、Ｃｒを２．０％を超えて鋼中に添加してもその効果は飽和するので、２．０％をＣｒ量の上限とする。
　＜Ｔｉ：０．００１～０．５％＞
　Ｔｉは、窒化物の形成を通じて後述するＢの効果を安定的に引き出す働きをするので有効に活用したい元素である。その働きを明確に得るためには、Ｔｉ量が０．００１％以上であるとよい。一方で、鋼中にＴｉが過剰に添加されると、窒化物が過剰となり、靭性や剪断面性状が劣化するので、０．５％をＴｉ量の上限とする。
　＜Ｎｂ：０．００１～０．５％＞
　Ｎｂは、炭窒化物を形成し、鋼の強度を高めるので有効に活用したい元素である。このような強度向上の効果を明確に得るために、鋼中のＮｂ量を０．００１％以上としてもよい。しかしながら、鋼中にＮｂを０．５％を超えて含有させると、熱間圧延の制御性を損ねる恐れがあるので、０．５％をＮｂ量の上限とする。
　＜Ｂ：０．０００５～０．０１％＞
　Ｂは焼入れ性を高める元素であり、鋼中に０．０００５％以上のＢを含むと、焼入れ性を高める効果が明瞭となる。一方、過剰なＢの添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので、０．０１％をＢ量の上限とする。
　＜Ｍｏ：０．０１～１．０％＞、＜Ｗ：０．０１～０．５％＞、＜Ｖ：０．０１～０．５％＞
　これらの元素は、いずれも焼き入れ性を高める効果を有する元素であるから適宜使用できる。その効果が明瞭となるのは、いずれの元素についても０．０１％以上である。一方で、Ｍｏ、Ｗ、Ｖは、高価な元素であることから、効果が飽和する濃度を上限とすることが好ましい。Ｍｏ量の上限については１．０％、Ｗ量およびＶ量の上限については０．５％であるとよい。
　＜Ｃｕ：０．０１～１．０％＞
　Ｃｕは、０．０１％以上のＣｕを鋼中に添加することで鋼板の強度を高める効果を有する。一方で、過剰なＣｕの添加は熱間圧延鋼板の表面品位を損ねるので１．０％をＣｕ量の上限とする。そのため、Ｃｕ量は、０．０１～１．０％であってもよい。
　＜Ｎｉ：０．０１～５．０％＞
　Ｎｉは、焼入れ性を高める効果を有するので有効に活用したい元素であり、その効果は０．０１％以上のＮｉ量で明瞭となる。一方、Ｎｉは、高価な元素であるから、その効果が飽和する５．０％をＮｉ量の上限とする。そのため、Ｎｉ量は、０．０１～５．０％であってもよい。また、Ｎｉは、上記のＣｕによる熱間圧延鋼板の表面品位の低下を抑制する働きも有するので、Ｃｕと同時に含有させることが望ましい。
　なお、本実施形態において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は上記以外の成分として許容される。
　以上のように、本実施形態に係る鋼板は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　＜表面から板厚の１／４位置までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差：０．８μｍ以下＞
　鉄炭化物の大きさの分布状態は、本実施形態において最も重要な要件である。
　本発明者らの研究によれば、ホットスタンプ法で成形した長尺部材に認められる反りの大きさは、鋼板の表層付近の硬さの揺らぎ、延いては、ホットスタンプ前の炭素濃度の揺らぎに強く依存することが分かった。更に、鉄炭化物の大きさがより均一であれば、炭素濃度の揺らぎを小さくできることも明らかとなった。
　鉄炭化物の大きさの均一度合いが高いほど、ホットスタンプ前における加熱工程での鉄炭化物の溶解挙動の均一度合いも高まり、オーステナイト相中の炭素濃度がより均一になりやすい。その結果、硬さの揺らぎが小さくなり、部材の反りも減少すると推定される。
　反りの大きさと硬さの揺らぎとの関係は必ずしも明確ではないが、恐らく、この関係は、以下のようなメカニズムと関係があると考えられる。すなわち、焼き入れによって生成されたマルテンサイト相の硬さの支配要因（炭素の過飽和度合い、転位密度、組織単位（ラスやブロックなど）の微細化度合い、および再析出した鉄炭化物の状態）のうち、特に部品の表層付近の転位密度に揺らぎがあると、部品内部に不均一な残留応力を誘発しやすくなる。この場合、ホットスタンプ金型から部品を脱型後に不均一な残留応力を解放しようとして反りが生じうる。
　ホットスタンプ法で成形した成形体の反りは次のように定義する。
　すなわち、図１Ａ、および図１Ｂに模式的に示す要領でブランク１１を形鋼１２に成形し、形鋼１２を脱型後に、図２に示すように形鋼１２を定盤２１上に静置した。この形鋼１２を幅方向から見た場合（側面視した場合）において、形鋼１２の長手方向の両端を結ぶ線分と形鋼１２の長手方向中央との距離ｄ（ｍｍ）を形鋼１２の反りと定義した。
　ここで、ホットスタンプ前の鋼板（ブランク）１１の寸法については、幅Ｗを１７０ｍｍ、長さＬを１０００ｍｍとし、この鋼板１１から底辺が約７０ｍｍの等辺形鋼１２を得た。そして、反りｄが５ｍｍ以下の場合には、反りの発生が抑制されていると評価した。
　なお、上記の成形体（形鋼１２）は、本実施形態の鋼板を成形した場合の反りｄを評価するために作製した成形体の一例であって、本実施形態の鋼板は、種々の形状の成形体及び種々のホットスタンプ条件に対して適用できる。
　成形体に発生する反りは、成形体の長さが１０００ｍｍよりも短くなったり、成形体の幅が１７０ｍｍよりも長くなったりすると、小さくなるが、本実施形態の鋼板をこのような成形体に適用しても、成形体の反りｄをさらに抑制する効果を得ることができる。
　本実施形態では、鋼板の表面から板厚の１／４位置（鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の距離だけ離れた位置）までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下である。この標準偏差が０．８μｍ超であると、成形体の反りｄが５ｍｍ超となり、反りが看過できないと判断される。
　鉄炭化物の大きさの分布は、以下のようにして測定される。
　すなわち、まず、鋼板の圧延方向に平行な断面（板厚方向を含む断面）を、研磨し、炭化物現出用腐食液（例えばピクラール系腐食液など）で適切に処理した後、走査電子顕微鏡にて倍率５０００倍で鋼板の表面から板厚の１／４位置までの断面範囲を連続して観察する。そして、鉄炭化物の測定数が少なくとも６００個となるまで視野を広げる。鉄炭化物の大きさ（直径）は、鉄炭化物の最も長い辺と最も短い辺の平均とする。得られた鉄炭化物の大きさのデータから標準偏差を算出する。この標準偏差の算出には市販の統計ソフトウエアを用いることができる。このような測定方法により、約０．１μｍ以上の大きさを有する鉄炭化物が測定される。そのため、鉄炭化物の大きさの平均が、０．５μｍ以上または１μｍ以上であってもよい。鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下であれば、鉄炭化物の大きさの平均は、特に制限されないが、例えば、５μｍ以下または３μｍ以下であってもよい。
　Ａｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層の厚さ（めっき厚）は、ホットスタンプ後の部品の反りの発生には影響しないが、これらの厚さが過度に大きい場合には、成型性に影響を及ぼす懸念がある。後述の実施例に示すように、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍ超の場合にはかじりの発生が認められ、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍ超の場合には金型へのＺｎの凝着が頻発し、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さが４５μｍ超の場合には合金層の割れが散見される。このように、各層の厚さが過度に大きいと、生産性が損なわれる。そこで、それらの層の厚さについて、各々、Ａｌめっき層の厚さを５０μｍ以下、Ｚｎめっき層の厚さを３０μｍ以下、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さを４５μｍ以下に限定してもよい。
　それらの層が薄い場合には、成形性の上で全く問題はないが、それらの層を付与する目的である耐食性の観点から各々の層の下限を以下のようにしてもよい。すなわち、Ａｌめっき層の厚さは、好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上である。また、Ｚｎめっき層の厚さは、好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは１０μｍ以上である。Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さは、好ましくは１０μｍ以上、更に好ましくは１５μｍ以上である。
　表面にＡｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層の何れかを有する鋼板において、「表面」を次のように定義する。
　まず、本実施形態の鋼板のＡｌめっき層は、Ａｌを主成分とする外側の層と、ＡｌとＦｅとが反応して生成した層と思われる内側（鋼板側）の層との２層から構成されている。この内側の層と鋼板（被めっき鋼板）との境界を鋼板の表面と定義する。
　次に、本実施形態の鋼板のＺｎめっき層は、Ｚｎを主成分とする外側の層と、Ｚｎ浴中に微量に添加されたＡｌがＦｅと反応して生成した層である内側の層との２層から構成されている。この内側の層と鋼板（被めっき鋼板）との境界を鋼板の表面と定義する。
　また、本実施形態の鋼板のＺｎ－Ｆｅ合金層は、ＺｎとＦｅとを含む複数の合金層から構成されている。これら複数の合金層のうち、最も内側（鋼板側）の層と鋼板（被めっき鋼板）との境界を表面と定義する。
　最後に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ部材用鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、常法に基づいて製鋼、鋳造、熱間圧延、冷間圧延を行い、冷延鋼板とする。上記実施形態に係る化学組成を満足するように製鋼工程で鋼の化学成分を調整した後、この鋼を連続鋳造でスラブとし、得られたスラブ（鋼）に対して、例えば、１３００℃以下の加熱温度（例えば、１０００～１３００℃）で熱間圧延を開始し、９００℃前後（例えば、８５０～９５０℃）で熱間圧延を完了させる。巻き取り温度は、６００℃など（例えば、４５０～８００℃）が選択できる。熱間圧延率は、６０～９０％とすればよい。巻き取り後に得られた熱延鋼板（鋼）は、酸洗工程を経て冷間圧延される。冷間圧延率は、３０～９０％が選択できる。
　このようにして製造された冷延鋼板を再結晶させるための焼鈍は極めて重要である。連続焼鈍設備を用いて、３００℃から最高温度Ｓ（℃）までの鋼板温度（板温）の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が式１を満たし、かつ、Ｓが７２０～８２０（℃）となるように、焼鈍を行う。
－０．２≦ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）＜０　・・・　（式１）
　ここで、Ｔは、鋼板温度（℃）を、ｔは、時間（ｓ）を、ΔＴ／Δｔは、再結晶焼鈍の加熱中の時間Δｔ（ｓ）間における板温の温度変化（℃／ｓ）を、ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）は、３００℃から最高温度Ｓまでの板温の上昇速度の変化（℃／ｓ２）を指す。なお、ｔの０（零）の基準は、特に制限する必要はなく、例えば、再結晶焼鈍の加熱開始時間や再結晶焼鈍の加熱により３００℃に達した時間であってもよい。
　これらの条件は、後述の実施例にて説明する実験結果に基づいて決定されている。
　焼鈍時の鋼板温度は、予め焼鈍設備内に配置した放射温度計や鋼板自身に付設した熱電対を用いて測定される。このようにして求めた鋼板の温度履歴を時間の二次関数として表現し、この二次関数の二回微分係数を以ってｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）に決定する。二次関数を得る方法は、上記の温度履歴から鋼板温度を短時間間隔（１０秒以下または５秒以下が望ましい）で読み取って（ｔ、Ｔ）のデータセットを準備し、このデータセットを市販の表計算ソフトウエアを用いて（再度）グラフを作成し、更に、このグラフを次数２の多項式近似することに依った。
　こうした条件で冷延鋼板を再結晶焼鈍した場合に、鋼板の表面から板厚の１／４の位置までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下である鋼板が得られる理由は必ずしも明らかではない。例えば、鋼板温度の上昇速度が漸次緩やかに減少する焼鈍では、再結晶の進行と初期鉄炭化物の溶解とがバランスし、焼鈍後の鋼板の鉄炭化物の分布の均一性を高めていると推定される。
　室温から３００℃までの加熱条件については特に限定しない。
　鋼板温度が温度Ｓに到達した後、温度Ｓに鋼板を短時間保持してもよいし、直ちに冷却過程に移行してもよい。温度Ｓに鋼板を保持する場合には、結晶粒径の粗大化を抑制する観点から、保持時間は、１８０ｓ以下であることが望ましく、１２０ｓ以下であることが更に望ましい。
　温度Ｓからの冷却速度は特に限定されないが、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の急速な冷却を避けることが望ましい。ホットスタンプ用の鋼板は、剪断によって所定形状に加工された後ホットスタンプに供されることが多いため、焼鈍後に急速な冷却を行うと、剪断荷重が増加して生産の効率が低下することが懸念される。
　焼鈍後、鋼板を室温まで冷却してもよいし、鋼板を冷却しながら溶融Ａｌ浴に浸漬して鋼板の表面にＡｌめっき層を形成してもよい。
　溶融Ａｌ浴は、０．１～２０％のＳｉを含有していてもよい。
　Ａｌめっき層中に含有されるＳｉは、ホットスタンプ前の加熱中に生じるＡｌとＦｅの反応に影響を及ぼす。過度な反応はめっき層自身のプレス成形性を損ねる恐れがあり、一方で過度な反応の抑制は、プレス金型へＡｌが付着する恐れが懸念される。そうした問題点を回避するには、Ａｌめっき層中のＳｉは、１～１５％が望ましく、更に好ましくは３～１２％である。
　また、焼鈍後の冷却中に鋼板を溶融Ｚｎ浴に浸漬して鋼板の表面にＺｎめっき層を形成してもよい。
　更には、鋼板を溶融Ｚｎ浴に浸漬してその表面にＺｎめっき層を形成した後、このＺｎめっき層が形成された鋼板を６００℃以下に加熱して鋼板の表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成してもよい。合金化処理の温度の下限は、特に制限されないが、例えば、４５０℃であってもよい。
　溶融Ｚｎ浴には０．０１～３％のＡｌを含有させることができる。
　溶融Ｚｎ浴中のＡｌは、ＺｎとＦｅの反応に強く影響する。Ｚｎめっき層を形成する場合には、ＦｅとＡｌの反応層が障害となってＺｎとＦｅの相互拡散を抑制することができる。一方、Ｚｎ－Ｆｅ合金層を形成する場合には、加工性や地鉄に対する密着性などが異なる複数の層の中の、狙いとする層を主層とするように制御するためにＡｌを活用できる。
　これらの働きは、０．０１～３％のＡｌを溶融Ｚｎ浴中に含有させることで発現する。Ａｌの濃度をどのような濃度とするかは、製造する設備の能力や目的に応じて製造者が選択できる。
　なお、上記実施形態と同様に、本実施形態では、Ａｌめっき層、Ｚｎめっき層、およびＺｎ－Ｆｅ合金層の厚さ（めっき厚）を所定の厚さ以下に制御してもよい。すなわち、Ａｌめっき層では、めっき厚が５０μｍ以下であり、Ｚｎめっき層では、めっき厚が３０μｍ以下であり、Ｚｎ－Ｆｅ合金層では、めっき厚が４５μｍ以下であるとよい。
　本発明に係るホットスタンプ部材用鋼板は、その板厚や、ホットスタンプ後の強度に関係なく本発明の効果を有するが、熱延、冷延、焼鈍、およびめっき付与（めっき層の形成）の各工程での高生産性確保の観点から、帯鋼として扱い得ることが望ましい。従って、対象とする鋼板の好ましい板厚は、概ね０．５～３．５ｍｍであるとよい。また、部材の高強度化による軽量化をさらに進めるために、対象とする鋼板の好ましいホットスタンプ後の強度は、引張強さで、概ね１２００～２０００ＭＰａであるとよい。
　以下、実施例に基づいて本発明の効果を説明する。
　製鋼及び鋳造により表１に記載する化学成分の鋼片（鋼）を得た。これらの鋼を、１２５０℃に加熱して仕上げ温度が９１０℃の熱間圧延に供し、巻き取り温度６２０℃で巻き取って厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を酸洗したのち冷間圧延して厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。
　上記冷延鋼板を表２に記載の条件で再結晶焼鈍し、ホットスタンプ用鋼板とした。
　ここで、条件ｘでは、３００℃から６００℃まで一定の加熱速度１０℃／ｓで加熱し、その後、８００℃まで一定の加熱速度２℃／ｓで冷延鋼板を加熱した。この場合、３００℃から６００℃まで、および６００℃から８００℃までの両温度範囲について、鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）は各々０（零）であった。その他の条件では、３００℃から温度Ｓまでの範囲において鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が一定と見做せる加熱を行った。なお、このｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）の求め方については実施例３にて詳しく述べる。
　このホットスタンプ用鋼板から採取した試料の圧延方向と平行な断面を研磨し、ピクラール系腐食液でこの断面のミクロ組織を現出後、冷延鋼板（試料）の表面から厚さ方向に０．４ｍｍの距離だけ離れた位置（板厚の１／４位置）までの領域を走査電子顕微鏡の倍率５０００倍にて観察し、鉄炭化物の大きさを測定した。この観察を、鉄炭化物の測定数が６００個以上となるまで行った。さらに、測定したデータを処理して標準偏差を求めた。
　一方、上記冷延鋼板から１７０×１０００ｍｍのブランクを作製し、ホットスタンプ法にて、このブランクを底辺が約７０ｍｍの等辺形鋼に成形し、図２に示す要領で、反りｄ（ｍｍ）を測定した。
　ホットスタンプ前の加熱条件は、温度を９００℃、保持時間を１分、および１０分とした。
　また、上記冷延鋼板から２１０×３００ｍｍのブランク３２を作製し、図３に示す平板スタンプの上金型３１ａおよび下金型３１ｂにてこのブランク３２を形鋼１２の成形条件（形状を除く）と同じ条件でホットスタンプし、引張強さの測定用素材を得た。これら素材からＪＩＳ５号引張試験片を２本採取した。採取のための加工を放電加工で行った。得られた試験片に対して引張試験を行い、引張強さσＢを求めた（２本の平均値）。
　表３に、鋼符号、焼鈍条件、３００℃から最高温度Ｓ（℃）までの鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）、鉄炭化物の大きさの平均値及び標準偏差、σＢ（２本の平均値）、および、反りｄを示す。
　本発明の条件を満足する焼鈍条件ｉ、ｉｉｉ、ｉｖ、ｖｉ、ｖｉｉｉ、および、ｉｘで焼鈍して得られた鋼板（Ｎｏ．１～８、１０、１１、１３、および、１５～２５）では、概ね１２００～１５００ＭＰａの引張強さが得られ、反りの大きさも５ｍｍ以下と小さかった。これに対して、本発明の条件を満足しない焼鈍条件で焼鈍して得られた鋼板（Ｎｏ．９、１２、１４、２６、および、２７）では、５ｍｍ超の反りが認められた。
　こうした結果は、図４（ホットスタンプ前の加熱条件が９００℃、１分保持の場合）、および図５（ホットスタンプ前の加熱条件が９００℃、１０分保持の場合）に示すように、ホットスタンプ前の鋼板の表面から板厚の１／４位置までの鉄炭化物の大きさの標準偏差に強く依存し、ホットスタンプ前の鋼板の表面から板厚の１／４位置までの鉄炭化物の大きさの標準偏差が８μｍ以下の場合（Ｎｏ．１～８、１０、１１、１３、および、１５～２５、ｏｐｅｎ　ｃｉｒｃｌｅで表示）に反りの小さい長尺のホットスタンプ部材が得られることが明らかとなった。
　一方、この標準偏差が８μｍ超の場合（Ｎｏ．９、１２、１４、２６、および２７、ｓｏｌｉｄ　ｃｉｒｃｌｅまたはｓｏｌｉｄ　ｔｒｉａｎｇｌｅで表示）にはｄが８ｍｍ超となり、看過できないことが明らかとなった。
　また、ホットスタンプ前の鋼板の表面から板厚の１／４位置までの鉄炭化物の大きさの標準偏差が０．８μｍ以下となる鋼板を得るためには、図６において○（ｏｐｅｎ　ｃｉｒｃｌｅ）にて示すように３００℃から最高温度Ｓ（℃）までの鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が－０．２≦ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）＜０を満たし、かつ、最高温度Ｓが７２０～８２０（℃）である条件で再結晶焼鈍を行うとよいことが明らかとなった。同図において●（ｓｏｌｉｄ　ｃｉｒｃｌｅ）及び▲（ｓｏｌｉｄ　ｔｒｉａｎｇｌｅ）で示すように、ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が－０．２未満または０以上、またはＳが７２０℃未満、またはＳが８２０℃超のいずれかに該当する場合には鉄炭化物の大きさの標準偏差は０．８μｍ超となる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製鋼及び鋳造により表４に示す化学成分の鋼片（鋼）を得た。これらの鋼を、上記実施例１と同様の条件で厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を酸洗後冷間圧延して１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。
　それらの冷延鋼板を表２に記載のｉ、ｖｉｉ、および、ｉｘの条件にて再結晶焼鈍してホットスタンプ用鋼板とした。
　得られた冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．３ｍｍの距離だけ離れた位置（板厚の１／４位置）までの領域の鉄炭化物の大きさを測定し、鉄炭化物の大きさの標準偏差を求めた。また、上記冷延鋼板を９００℃に１分間、および、５分間保持の二つの加熱条件で、ホットスタンプすることで形鋼を得た。さらに、実施例１と同様に、形鋼の反りｄを測定するとともに、形鋼から引張試験片を採取して引張強さσＢを測定した。
　表５にそれらの結果を示す。
　本発明の条件を満足する焼鈍条件ｉ、およびｉｘで再結晶焼鈍を行ったホットスタンプ用鋼板にあっては、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｕ、およびＮｉ等の化学成分を含有する鋼板であっても、鋼板の表面から板厚の１／４位置までの鉄炭化物の大きさの標準偏差が０．８μｍ以下であった。さらに、この場合には、ホットスタンプ前の加熱条件（９００℃での保持時間）に依らず長尺部品（形鋼）の反りが５ｍｍ以下であり、優れたホットスタンプ部材が得られることが明らかとなった。
　一方、本発明の条件を満足しない焼鈍条件ｖｉｉで再結晶焼鈍した鋼板においては、鋼板の表面から板厚の１／４位置までの鉄炭化物の大きさの標準偏差が０．８μｍ超であった。この場合には、ホットスタンプ前の加熱条件（９００℃での保持時間）に依らず得られるホットスタンプ部材の反りが５ｍｍ超であり、このような鋼板は、ホットスタンプ成形性に劣ることが明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　製鋼及び鋳造により表６に記載する化学成分の鋼片（鋼）を得た。これらの鋼を上記実施例１と同様の条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を酸洗後冷間圧延して１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。
　これらの冷延鋼板を、図７に示す温度履歴で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して６７０℃の溶融Ａｌ浴（１０％のＳｉと不可避不純物を含有）に浸漬した。その後、冷延鋼板を、溶融Ａｌ浴から５ｓ後に取り出し、ガスワイパーにより、めっきの付着量を調整した後、室温まで空冷した。
　鋼板温度、および、焼鈍開始後の時間（加熱開始から経過した時間）を、それぞれ、Ｔ（℃）、および、ｔ（ｓ）とすると、図７の温度履歴からＴ及びｔのデータを下表７のように読み取れる。この読み取ったデータから、マイクロソフト社製表計算ソフトウエア、エクセルにてグラフを作成し、次数２の多項式曲線近似を行ったところ、図７内に示す近似式（Ｔ＝－０．０３７４×ｔ２＋１０．３０２×ｔ＋７９．９４９）が得られた。この近似式の各係数を丸めて、Ｔとｔとの関係をＴ＝－０．０３７ｔ２＋１０．３ｔ＋８０と記述できるので、ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）は、－０．０７４である。
　また、図７内に示すように、得られた近似式の決定係数（ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ ｏｆ ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ）Ｒ２は、０．９９９であった。本発明で用いるｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）は、この例のように、再結晶焼鈍時の加熱の温度履歴から１０秒以下または５秒以下の時間間隔（但し、０秒超）で温度を読み取り、決定係数Ｒ２が０．９９以上となるように近似曲線（次数２の多項式近似曲線）を決定した際のｔ２の係数（次数２の変数の係数）の２倍を用いるとよい。
　得られた鋼板の、Ａｌめっき層のうちの内側の層（ＡｌとＦｅの反応層）と鋼板との境界から板厚方向に０．３ｍｍの距離だけ離れた位置までの領域の鉄炭化物の大きさを測定し、鉄炭化物の大きさの標準偏差を求めた。鉄炭化物を測定するのに合わせて、Ａｌめっき層（２層の合計）の厚さも測定した。更に、実施例１と同じ要領で形鋼及び平板へのホットスタンプを実行し、反りｄ及び引張強さσＢの測定を行った。ただし、ホットスタンプ前の加熱条件は、９００℃で１分間保持とした。
　表８にそれらの結果を示す。
　何れの実施例（Ｎｏ．５２～７１）においても、反りが５ｍｍ以下のホットスタンプ部品が得られた。しかしながら、Ａｌめっき層の厚さが５０μｍを超えるＮｏ．５６、６１、６６、および、７１では形鋼のコーナー部から端部にかけて高い頻度でかじりが発生した。Ａｌめっき層の厚さが５０μｍ以下の実施例では、かじりは全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＡｌめっきを施す場合には、めっき品質の観点からＡｌめっきの厚さの上限が５０μｍ以下であるとよい。表８では、Ａｌめっき層にかじりが全く発生しなかった場合にＡｌめっき層の品質を「Ａ」と評価し、Ａｌめっき層にかじりが発生した場合にＡｌめっき層の品質を「Ｂ」と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　製鋼及び鋳造により表６に記載する化学成分の鋼片（鋼）を得た。これらの鋼を上記実施例１と同様の条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を酸洗後冷間圧延して１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。
　これらの冷延鋼板を、実施例３と同じ温度履歴で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して４６０℃の溶融Ｚｎ浴（０．１５％のＡｌと不可避不純物を含有）に浸漬した。その後、冷延鋼板を、溶融Ｚｎ浴から３ｓ後に取り出し、ガスワイパーにより、めっきの付着量を調整した後、室温まで空冷した。
　得られた鋼板の、Ｚｎめっき層のうちの内側の層（ＡｌとＦｅの反応層）と鋼板との境界から板厚方向に０．３ｍｍの距離だけ離れた位置までの領域の鉄炭化物の大きさを測定し、鉄炭化物の大きさの標準偏差を求めた。鉄炭化物を測定するのに合わせて、Ｚｎめっき層（２層の合計）の厚さも測定した。更に、実施例１と同じ要領で形鋼及び平板へのホットスタンプを実行し、反りｄ及び引張強さσＢの測定を行った。ただし、ホットスタンプ前の加熱条件は、＜１＞８８０℃に加熱して５秒間保持した後、７００℃まで空冷、＜２＞９００℃で１分間保持、の二つとした。
　表９にそれらの結果を示す。
　何れの実施例（Ｎｏ．７２～９１）においても、ホットスタンプ前の加熱条件に依らず反りが５ｍｍ以下のホットスタンプ部品が得られた。しかしながら、Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍを超えるＮｏ．７６、８１、８６、および、９１では金型に高い頻度でＺｎの凝着が認められた。Ｚｎめっき層の厚さが３０μｍ以下の実施例では、凝着は全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＺｎめっきを施す場合には、めっき品質の観点からＺｎめっきの厚さの上限が３０μｍ以下であるとよい。表９では、金型にＺｎが凝着しなかった場合にＺｎめっき層の品質を「Ａ」と評価し、金型にＺｎが凝着した場合にＺｎめっき層の品質を「Ｂ」と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　製鋼及び鋳造により表６に記載する化学成分の鋼片（鋼）を得た。これらの鋼を上記実施例１と同様の条件で厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板とし、この熱延鋼板を酸洗後冷間圧延して１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。
　これらの冷延鋼板を、実施例３と同じ温度履歴で８００℃まで加熱後直ちに平均冷却速度６．５℃／ｓで冷却して４６０℃の溶融Ｚｎ浴（０．１３％のＡｌと、０．０３％のＦｅと、および不可避不純物とを含有）に浸漬した。その後、冷延鋼板を、溶融Ｚｎ浴から３ｓ後に取り出し、ガスワイパーにより、めっき付着量を調整した後、４８０℃に加熱してＺｎ－Ｆｅ合金層を形成後、室温まで空冷した。
　得られた鋼板の、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の最内層（ＺｎとＦｅの反応層）と鋼板との境界から板厚方向に０．３ｍｍの距離だけ離れた位置までの領域の鉄炭化物の大きさを測定し、鉄炭化物の大きさの標準偏差を求めた。鉄炭化物を測定するのに合わせて、Ｚｎ－Ｆｅ合金層（４層から構成されていた）の合計の厚さも測定した。更に、実施例１と同じ要領で形鋼及び平板へのホットスタンプを実行し、反りｄ及び引張強さσＢの測定を行った。ただし、ホットスタンプ前の加熱条件は、＜１＞８８０℃に加熱して５秒間保持した後、７００℃まで空冷、＜２＞９００℃で１分間保持、の二つとした。
　表１０にそれらの結果を示す。
　何れの実施例（Ｎｏ．９２～１１１）においても、ホットスタンプ前の加熱条件に依らず反りが５ｍｍ以下のホットスタンプ部品が得られた。しかしながら、Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さが４５μｍを超えるＮｏ．９６、１０１、１０６、および、１１１ではホットスタンプ後の合金層に微細な割れが発生した。Ｚｎ－Ｆｅ合金層の厚さが４５μｍ以下の実施例では、この微細な割れは全く発生しなかった。そこで、鋼板表面にＺｎ－Ｆｅ合金層を形成する場合には、めっき品質の観点からＺｎ－Ｆｅ合金層の厚さの上限が４５μｍ以下であるとよい。表１０では、Ｚｎ－Ｆｅ合金層に微細な割れが発生しなかった場合にＺｎ－Ｆｅ合金層の品質を「Ａ」と評価し、Ｚｎ－Ｆｅ合金層に微細な割れが発生した場合にＺｎ－Ｆｅ合金層の品質を「Ｂ」と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　ホットスタンプ法を用いて長尺部品を製造した際に生じ易い反りを小さくすることができる鋼板およびその製造方法を提供する。
　　１１　ブランク（鋼板）
　　１２　形鋼
　　２１　定盤
　　３１ａ　上金型
　　３１ｂ　下金型
　　３２　ブランク（鋼板）
　　Ｌ　長さ
　　Ｗ　幅
　　ｄ　反り

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．３～２．３％、および
    Ａｌ：０．０１～０．５％、
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、および
    Ｎ：０．１％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
    　表面から板厚の１／４の位置までに含まれる鉄炭化物の直径の標準偏差が０．８μｍ以下である
    ことを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板。
  2. 　前記化学組成が、更に、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｗ：０．０１～０．５％、
    Ｖ：０．０１～０．５％、
    Ｃｕ：０．０１～１．０％、および
    Ｎｉ：０．０１～５．０％
    から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
  3. 　前記表面にめっき厚が５０μｍ以下のＡｌめっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
  4. 　前記表面にめっき厚が３０μｍ以下のＺｎめっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
  5. 　前記表面にめっき厚が４５μｍ以下のＺｎ－Ｆｅ合金層を有することを特徴とする請求項１または２に記載のホットスタンプ部材用鋼板。
  6. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．３～２．３％、および
    Ａｌ：０．０１～０．５％、
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、および
    Ｎ：０．１％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する冷延鋼板を、℃／ｓ２の単位での３００℃から最高温度Ｓまでの鋼板温度の上昇速度の変化ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）が下記式１を満たし、かつ、前記最高温度Ｓが７２０～８２０℃となるように加熱して再結晶焼鈍を行う
    ことを特徴とするホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
    －０．２０≦ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）＜０　　　　（式１）
    　ここで、Ｔは、℃の単位での前記鋼板温度、ｔは、ｓの単位での時間、ΔＴ／Δｔは、℃／ｓの単位での前記再結晶焼鈍の加熱中の時間Δｔ秒間における前記鋼板温度の上昇速度を指す。
  7. 　前記化学組成が、更に、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｗ：０．０１～０．５％、
    Ｖ：０．０１～０．５％、
    Ｃｕ：０．０１～１．０％、および
    Ｎｉ：０．０１～５．０％
    から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  8. 　前記ｄ／ｄｔ（ΔＴ／Δｔ）は、前記再結晶焼鈍時の加熱の温度履歴から１０秒以下の時間間隔で温度を読み取り、決定係数Ｒ２が０．９９以上となるように次数２の多項式近似曲線を決定した際の次数２の変数の係数の２倍であることを特徴とする請求項６または７に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  9. 　前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＡｌ浴に浸漬し、前記冷延鋼板の表面にめっき厚が５０μｍ以下のＡｌめっき層を形成することを特徴とする請求項６または７に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  10. 　前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＺｎ浴に浸漬し、前記冷延鋼板の表面にめっき厚が３０μｍ以下のＺｎめっき層を形成することを特徴とする請求項６または７に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
  11. 　前記再結晶焼鈍に引き続き、前記冷延鋼板をＺｎ浴に浸漬して前記冷延鋼板の表面にＺｎめっき層を形成した後、前記冷延鋼板を６００℃以下に加熱して前記冷延鋼板の表面にめっき厚が４５μｍ以下のＺｎ－Ｆｅ合金層を形成することを特徴とする請求項６または７に記載のホットスタンプ部材用鋼板の製造方法。
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